(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2023144239
(43)【公開日】2023-10-11
(54)【発明の名称】ドアインパクトビーム用鋼管およびその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20231003BHJP
C22C 38/14 20060101ALI20231003BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20231003BHJP
C21D 1/18 20060101ALI20231003BHJP
C21D 9/08 20060101ALI20231003BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301Z
C22C38/14
C22C38/58
C21D1/18 M
C21D9/08 F
【審査請求】未請求
【請求項の数】4
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2022051132
(22)【出願日】2022-03-28
(71)【出願人】
【識別番号】000006655
【氏名又は名称】日本製鉄株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】110001977
【氏名又は名称】弁理士法人クスノキ特許事務所
(72)【発明者】
【氏名】福士 孝聡
(72)【発明者】
【氏名】和田 学
(72)【発明者】
【氏名】小川 敬久
【テーマコード（参考）】
4K042
【Ｆターム（参考）】
4K042AA06
4K042BA01
4K042BA02
4K042BA14
4K042CA01
4K042CA02
4K042CA03
4K042CA05
4K042CA06
4K042CA08
4K042CA09
4K042CA10
4K042CA12
4K042CA13
4K042CA14
4K042DA01
4K042DA06
4K042DB01
4K042DB07
4K042DC02
4K042DC03
(57)【要約】
【課題】衝突時の破断を防ぎ吸収エネルギーを向上させるために、耐淵割れ性に優れた高強度ＤＩＢ用鋼管及びその製造方法を提供する。
【解決手段】所定の成分による鋼を用いた鋼管の表面から肉厚方向に５０μｍの位置におけるマルテンサイト面積分率が９５％以上、かつ鋼管の肉厚中心位置におけるマルテンサイト面積分率９５％以上であり、下記式（１）で求められる脱炭比が０．０５～０．３０であり、引張強度が１５００ＭＰａ以上であることを特徴とするドアインパクトビーム用電縫鋼管およびその製造方法。
脱炭比＝脱炭後の表面から深さ２００μｍまでの測定Ｃ量（脱炭後）／脱炭前の表面から深さ２００μｍまでの測定Ｃ量（脱炭前） （１）
【選択図】図１
【解決手段】所定の成分による鋼を用いた鋼管の表面から肉厚方向に５０μｍの位置におけるマルテンサイト面積分率が９５％以上、かつ鋼管の肉厚中心位置におけるマルテンサイト面積分率９５％以上であり、下記式（１）で求められる脱炭比が０．０５～０．３０であり、引張強度が１５００ＭＰａ以上であることを特徴とするドアインパクトビーム用電縫鋼管およびその製造方法。
脱炭比＝脱炭後の表面から深さ２００μｍまでの測定Ｃ量（脱炭後）／脱炭前の表面から深さ２００μｍまでの測定Ｃ量（脱炭前） （１）
【選択図】図１
【特許請求の範囲】
【請求項1】
鋼管の成分が質量％で、
Ｃ：０．２０～０．３５％、
Ｓｉ：０．０３～１．４０％、
Ｍｎ：１．００～３．００％、
Ｐ：０．０００～０．０３０％、
Ｓ：０．０００～０．０１０％、
Ｔｉ：０．０１０～０．２００％、
Ａｌ：０．００５～０．５００％、
Ｎｂ：０．０１０～０．０４０％、
Ｎ：０．０００５～０．００６０％、
Ｂ：０．０００５～０．００５０％、
を含有し、残Ｆｅおよび不可避的不純物であり、鋼管表面から肉厚方向に５０μｍの位置におけるマルテンサイト面積分率が９５％以上、かつ鋼管の肉厚中心位置におけるマルテンサイト面積分率９５％以上であり、下記式（１）で求められる脱炭比が０．０５～０．３０であり、引張強度が１５００ＭＰａ以上であることを特徴とするドアインパクトビーム用鋼管。
脱炭比＝脱炭後の表面から深さ２００μｍまでの測定Ｃ量（脱炭後）／脱炭前の表面から深さ２００μｍまでの測定Ｃ量（脱炭前） （１）
Ｃ：０．２０～０．３５％、
Ｓｉ：０．０３～１．４０％、
Ｍｎ：１．００～３．００％、
Ｐ：０．０００～０．０３０％、
Ｓ：０．０００～０．０１０％、
Ｔｉ：０．０１０～０．２００％、
Ａｌ：０．００５～０．５００％、
Ｎｂ：０．０１０～０．０４０％、
Ｎ：０．０００５～０．００６０％、
Ｂ：０．０００５～０．００５０％、
を含有し、残Ｆｅおよび不可避的不純物であり、鋼管表面から肉厚方向に５０μｍの位置におけるマルテンサイト面積分率が９５％以上、かつ鋼管の肉厚中心位置におけるマルテンサイト面積分率９５％以上であり、下記式（１）で求められる脱炭比が０．０５～０．３０であり、引張強度が１５００ＭＰａ以上であることを特徴とするドアインパクトビーム用鋼管。
脱炭比＝脱炭後の表面から深さ２００μｍまでの測定Ｃ量（脱炭後）／脱炭前の表面から深さ２００μｍまでの測定Ｃ量（脱炭前） （１）
【請求項2】
さらに質量％で、
Ｃｕ：０．００％超１．００％以下、
Ｎｉ：０．００％超１．００％以下、
Ｃｒ：０．００％超１．００％以下、
Ｍｏ：０．００％超０．５０％以下、
Ｖ：０．００％超０．２０％以下、
Ｗ：０．００％超０．１０％以下、
Ｃａ：０．００００％超０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．００００％超０．０２００％以下、
Ｚｒ：０．００００％超０．０２００％以下、
ＲＥＭ：０．００００％超０．０２００％以下、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のドアインパクトビーム用鋼管。
Ｃｕ：０．００％超１．００％以下、
Ｎｉ：０．００％超１．００％以下、
Ｃｒ：０．００％超１．００％以下、
Ｍｏ：０．００％超０．５０％以下、
Ｖ：０．００％超０．２０％以下、
Ｗ：０．００％超０．１０％以下、
Ｃａ：０．００００％超０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．００００％超０．０２００％以下、
Ｚｒ：０．００００％超０．０２００％以下、
ＲＥＭ：０．００００％超０．０２００％以下、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のドアインパクトビーム用鋼管。
【請求項3】
成分が質量％で、
Ｃ：０．２０～０．３５％、
Ｓｉ：０．０３～１．４０％、
Ｍｎ：１．００～３．００％、
Ｐ：０．０００～０．０３０％、
Ｓ：０．０００～０．０１０％、
Ｔｉ：０．０１０～０．２００％、
Ａｌ：０．００５～０．５００％、
Ｎｂ：０．０１０～０．０４０％、
Ｎ：０．０００５～０．００６０％、
Ｂ：０．０００５～０．００５０％、
を含有し、残Ｆｅおよび不可避的不純物である鋼を熱間圧延工程にて所定の厚さの熱間圧延した後に造管し、その後熱処理炉にて７００～１１００℃、熱処理時間が１～６０分の熱処理を施した後に３００℃以下まで冷却し、その後８５０～１０００℃、保持時間が１～３０秒加熱した後に２００℃以下まで焼き入れ冷却することを特徴とするドアインパクトビーム用鋼管の製造方法。
Ｃ：０．２０～０．３５％、
Ｓｉ：０．０３～１．４０％、
Ｍｎ：１．００～３．００％、
Ｐ：０．０００～０．０３０％、
Ｓ：０．０００～０．０１０％、
Ｔｉ：０．０１０～０．２００％、
Ａｌ：０．００５～０．５００％、
Ｎｂ：０．０１０～０．０４０％、
Ｎ：０．０００５～０．００６０％、
Ｂ：０．０００５～０．００５０％、
を含有し、残Ｆｅおよび不可避的不純物である鋼を熱間圧延工程にて所定の厚さの熱間圧延した後に造管し、その後熱処理炉にて７００～１１００℃、熱処理時間が１～６０分の熱処理を施した後に３００℃以下まで冷却し、その後８５０～１０００℃、保持時間が１～３０秒加熱した後に２００℃以下まで焼き入れ冷却することを特徴とするドアインパクトビーム用鋼管の製造方法。
【請求項4】
さらに質量％で、
Ｃｕ：０．００％超１．００％以下、
Ｎｉ：０．００％超１．００％以下、
Ｃｒ：０．００％超１．００％以下、
Ｍｏ：０．００％超０．５０％以下、
Ｖ：０．００％超０．２０％以下、
Ｗ：０．００％超０．１０％以下、
Ｃａ：０．００００％超０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．００００％超０．０２００％以下、
Ｚｒ：０．００００％超０．０２００％以下、
ＲＥＭ：０．００００％超０．０２００％以下、
の１種または２種以上を含有する鋼であることを特徴とする請求項３に記載のドアインパクトビーム用鋼管の製造方法。
Ｃｕ：０．００％超１．００％以下、
Ｎｉ：０．００％超１．００％以下、
Ｃｒ：０．００％超１．００％以下、
Ｍｏ：０．００％超０．５０％以下、
Ｖ：０．００％超０．２０％以下、
Ｗ：０．００％超０．１０％以下、
Ｃａ：０．００００％超０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．００００％超０．０２００％以下、
Ｚｒ：０．００００％超０．０２００％以下、
ＲＥＭ：０．００００％超０．０２００％以下、
の１種または２種以上を含有する鋼であることを特徴とする請求項３に記載のドアインパクトビーム用鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、自動車の衝突部材であるドアインパクトビームおよびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【0002】
自動車の衝突部材であるドアインパクトビーム（以下、ＤＩＢと称する）には、衝突特性を上げるために１５００ＭＰａ超級の引張強度を持つ高強度鋼管または高強度鋼板が使われる。しかしながら強度を高くすると、部材の曲げ性が低下するために衝突時に淵割れが顕著となり、ひどい場合は破断して、十分な吸収エネルギーが得られないだけでなく、泣き別れしたＤＩＢが乗員に刺さって負傷するリスクもある。
【0003】
ここで淵割れとは、衝突時に部材にき裂が入る現象で、高強度材程顕著となる。衝突した際、DIBは衝突部で長手方向に折れ曲がるため、一般的にこの折れ曲がった箇所で周方向のき裂が生じる。これを淵割れと称している。この淵割れは、発生した場合、通常複数個生じるケースが多く、その中で最大長さの「最大淵割れ長さ」を指標とする。１０ｍｍ以下の小さな淵割れが何個生じても吸収エネルギー特性にほとんど影響ないが、最大淵割れ長さが１０ｍｍ超の場合は、き裂が長いために開口してＤＩＢの変形モードが変化し、さらにき裂が長く生じる場合は、そのき裂を起点として変形時に部材が破断（これを泣き別れと称している）する。
【0004】
こうした背景から高強度であるが、耐淵割れ性にも優れるＤＩＢ用鋼管が望まれていた。過去文献では、前記した淵割れの課題に対する発明例は見当たらない。別目的では、例えば焼き割れの課題に対しては、特許文献１で表層のみをフェライト脱炭層とし軟質化して、割れを軽減するような発明はある。しかしながら、ＤＩＢの淵割れは衝突時に表層のみでなく板厚方向にもひずみが生じるため、表層のみをフェライトとする対策では不十分であり、板厚方向の特性も考慮した材質制御が求められる。
【0005】
また特許文献2では、フェライトとマルテンサイトの2相組織を有する、延性に優れた高強度鋼の発明がある。しかしながら淵割れ抑制の課題に対しては、硬質相と軟質相の境界に割れが生じてしまうため、割れ抑制の観点では有効な対策とはならない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0006】
【特許文献1】特許第６７４７６２３号公報
【特許文献2】特許第４７３４８１２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0007】
本発明は、衝突時の破断を防ぎ吸収エネルギーを向上させるために、耐淵割れ性に優れた高強度ＤＩＢ用鋼管及びその製造方法を提供する。
【課題を解決するための手段】
【0008】
発明者らは課題を解決するために、淵割れの発生メカニズムを明らかにし、板厚方向の特性も考慮した上で表層を軟質なマルテンサイト組織とすることで、耐淵割れ性が大幅に向上することを明らかにした。即ち、
（1）鋼管の成分が質量％で、
Ｃ：０．２０～０．３５％、
Ｓｉ：０．０３～１．４０％、
Ｍｎ：１．００～３．００％、
Ｐ：０．０００～０．０３０％、
Ｓ：０．０００～０．０１０％、
Ｔｉ：０．０１０～０．２００％、
Ａｌ：０．００５～０．５００％、
Ｎｂ：０．０１０～０．０４０％、
Ｎ：０．０００５～０．００６０％、
Ｂ：０．０００５～０．００５０％、
を含有し、残Ｆｅおよび不可避的不純物であり、鋼管表面から肉厚方向に５０μｍの位置におけるマルテンサイト面積分率が９５％以上、かつ鋼管の肉厚中心位置におけるマルテンサイト面積分率９５％以上であり、下記式（１）で求められる脱炭比が０．０５～０．３０であり、引張強度が１５００ＭＰａ以上であることを特徴とするドアインパクトビーム用鋼管である。
脱炭比＝脱炭後の表面から深さ２００μｍまでの測定Ｃ量（脱炭後）／脱炭前の表面から深さ２００μｍまでの測定Ｃ量（脱炭前） （１）
（1）鋼管の成分が質量％で、
Ｃ：０．２０～０．３５％、
Ｓｉ：０．０３～１．４０％、
Ｍｎ：１．００～３．００％、
Ｐ：０．０００～０．０３０％、
Ｓ：０．０００～０．０１０％、
Ｔｉ：０．０１０～０．２００％、
Ａｌ：０．００５～０．５００％、
Ｎｂ：０．０１０～０．０４０％、
Ｎ：０．０００５～０．００６０％、
Ｂ：０．０００５～０．００５０％、
を含有し、残Ｆｅおよび不可避的不純物であり、鋼管表面から肉厚方向に５０μｍの位置におけるマルテンサイト面積分率が９５％以上、かつ鋼管の肉厚中心位置におけるマルテンサイト面積分率９５％以上であり、下記式（１）で求められる脱炭比が０．０５～０．３０であり、引張強度が１５００ＭＰａ以上であることを特徴とするドアインパクトビーム用鋼管である。
脱炭比＝脱炭後の表面から深さ２００μｍまでの測定Ｃ量（脱炭後）／脱炭前の表面から深さ２００μｍまでの測定Ｃ量（脱炭前） （１）
【0009】
また、
（2）さらに質量％で、
Ｃｕ：０．００％超１．００％以下、
Ｎｉ：０．００％超１．００％以下、
Ｃｒ：０．００％超１．００％以下、
Ｍｏ：０．００％超０．５０％以下、
Ｖ：０．００％超０．２０％以下、
Ｗ：０．００％超０．１０％以下、
Ｃａ：０．００００％超０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．００００％超０．０２００％以下、
Ｚｒ：０．００００％超０．０２００％以下、
ＲＥＭ：０．００００％超０．０２００％以下、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載のドアインパクトビーム用鋼管も好ましい。
（2）さらに質量％で、
Ｃｕ：０．００％超１．００％以下、
Ｎｉ：０．００％超１．００％以下、
Ｃｒ：０．００％超１．００％以下、
Ｍｏ：０．００％超０．５０％以下、
Ｖ：０．００％超０．２０％以下、
Ｗ：０．００％超０．１０％以下、
Ｃａ：０．００００％超０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．００００％超０．０２００％以下、
Ｚｒ：０．００００％超０．０２００％以下、
ＲＥＭ：０．００００％超０．０２００％以下、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載のドアインパクトビーム用鋼管も好ましい。
【0010】
また、
（3）成分が質量％で、
Ｃ：０．２０～０．３５％、
Ｓｉ：０．０３～１．４０％、
Ｍｎ：１．００～３．００％、
Ｐ：０．０００～０．０３０％、
Ｓ：０．０００～０．０１０％、
Ｔｉ：０．０１０～０．２００％、
Ａｌ：０．００５～０．５００％、
Ｎｂ：０．０１０～０．０４０％、
Ｎ：０．０００５～０．００６０％、
Ｂ：０．０００５～０．００５０％、
を含有し、残Ｆｅおよび不可避的不純物である鋼を、熱間圧延工程にて所定の厚さの熱間圧延した後に造管し、その後熱処理炉にて７００～１１００℃、熱処理時間が１～６０分の熱処理を施した後に３００℃以下まで冷却し、その後８５０～１０００℃、保持時間が１～３０秒加熱した後に２００℃以下まで焼き入れ冷却することを特徴とするドアインパクトビーム用鋼管の製造方法である。
（3）成分が質量％で、
Ｃ：０．２０～０．３５％、
Ｓｉ：０．０３～１．４０％、
Ｍｎ：１．００～３．００％、
Ｐ：０．０００～０．０３０％、
Ｓ：０．０００～０．０１０％、
Ｔｉ：０．０１０～０．２００％、
Ａｌ：０．００５～０．５００％、
Ｎｂ：０．０１０～０．０４０％、
Ｎ：０．０００５～０．００６０％、
Ｂ：０．０００５～０．００５０％、
を含有し、残Ｆｅおよび不可避的不純物である鋼を、熱間圧延工程にて所定の厚さの熱間圧延した後に造管し、その後熱処理炉にて７００～１１００℃、熱処理時間が１～６０分の熱処理を施した後に３００℃以下まで冷却し、その後８５０～１０００℃、保持時間が１～３０秒加熱した後に２００℃以下まで焼き入れ冷却することを特徴とするドアインパクトビーム用鋼管の製造方法である。
【0011】
また、
（4）さらに質量％で、
Ｃｕ：０．００％超１．００％以下、
Ｎｉ：０．００％超１．００％以下、
Ｃｒ：０．００％超１．００％以下、
Ｍｏ：０．００％超０．５０％以下、
Ｖ：０．００％超０．２０％以下、
Ｗ：０．００％超０．１０％以下、
Ｃａ：０．００００％超０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．００００％超０．０２００％以下、
Ｚｒ：０．００００％超０．０２００％以下、
ＲＥＭ：０．００００％超０．０２００％以下、
の１種または２種以上を含有する鋼であることを特徴とする（３）に記載のドアインパクトビーム用鋼管の製造方法も好ましい。
（4）さらに質量％で、
Ｃｕ：０．００％超１．００％以下、
Ｎｉ：０．００％超１．００％以下、
Ｃｒ：０．００％超１．００％以下、
Ｍｏ：０．００％超０．５０％以下、
Ｖ：０．００％超０．２０％以下、
Ｗ：０．００％超０．１０％以下、
Ｃａ：０．００００％超０．０２００％以下、
Ｍｇ：０．００００％超０．０２００％以下、
Ｚｒ：０．００００％超０．０２００％以下、
ＲＥＭ：０．００００％超０．０２００％以下、
の１種または２種以上を含有する鋼であることを特徴とする（３）に記載のドアインパクトビーム用鋼管の製造方法も好ましい。
【発明の効果】
【0012】
本発明により耐淵割れ性が大幅に改善されるため、より高強度なＤＩＢ用鋼管を提供することが可能となり、衝突時の吸収エネルギーの向上が見込まれる。
【図面の簡単な説明】
【0013】
【発明を実施するための形態】
【0014】
本発明に係るＤＩＢは引張強度を１５００ＭＰａ以上とする。引張強度が１５００ＭＰａ未満では、ＤＩＢとして必要な吸収エネルギーが得られない。一方で２５００ＭＰａ超では強度が高すぎるために、焼き入れ時の焼き割れや、その後の遅れ破壊、衝突時の部材破断が生じやすくなり、部材としての機能を発揮することが出来なくなるため、２５００ＭＰａ以下であることが好ましい。
【0015】
そこでまず１５００ＭＰａ以上の引張強度を確保するために、少なくとも肉厚中心位置のマルテンサイトの面積分率を９５％以上とする必要がある。焼き入れが不十分でマルテンサイト面積分率が９５％未満だと強度が不十分であり、ＤＩＢとして必要な吸収エネルギーが得られない。
【0016】
また、淵割れを抑制するために表層（表面から５０μｍ位置）のマルテンサイト面積分率も９５％以上とする必要がある。マルテンサイト面積分率が９５％未満だと、生成した軟質な相がマルテンサイト組織との境界にひずみが集中し、そこが淵割れの起点となるため耐淵割れ性が劣化する。
【0017】
尚、引張強度の測定方法は、本発明のDIB用電縫鋼管における母材１８０°位置から、ＪＩＳ １２号引張試験片を採取、採取したＪＩＳ １２号引張試験片について、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して管軸方向の引張試験を行い、管軸方向の引張強さを測定する。得られた結果を、本開示の電縫鋼管の管軸方向の引張強さとする。
【0018】
またマルテンサイトの面積分率測定方法は、母材部のＬ断面における表層位置（表面から５０μｍ位置）および板厚中心位置の組織を観察する。即ち、本発明の電縫鋼管における母材１８０°位置（即ち、電縫溶接部から鋼管周方向に１８０°ずれた位置。以下同じ。）のＬ断面（観察面）を研磨し、次いでナイタール腐食液によってエッチングする。エッチングされたＬ断面における表層位置および板厚中心位置の金属組織の写真（以下、「金属組織写真」ともいう）を撮影する。ここで、金属組織写真は、光学電子顕微鏡を用い、倍率１０００倍にて１０視野かつ１０視野の合計面積で０．１２ｍｍ２分、撮影する。撮影した金属組織写真を画像処理（例えば（株）ニレコ製の小型汎用画像解析装置ＬＵＺＥＸ ＡＰ）し、画像処理した結果に基づき、マルテンサイトの面積率の測定及び残部の特定を行う。面積率の測定及び残部の特定は、 ＪＩＳ Ｇ ０５５１に準拠する。
【0019】
その上で、発明者らは、ＤＩＢにおける淵割れのメカニズムを詳細に調査し、耐淵割れ性が素材表層の延性と深く関係があると推察した。その上で、表層のみ延性を回復させることで改善する手段を鋭意検討した。
その結果、表層部（表面から深さ２００μｍまで）はＣ量の低いマルテンサイト組織とすることで、全体の強度低下が無く、かつ耐淵割れ性を向上できることを知見した。
その結果、表層部（表面から深さ２００μｍまで）はＣ量の低いマルテンサイト組織とすることで、全体の強度低下が無く、かつ耐淵割れ性を向上できることを知見した。
【0020】
従来は特許文献1の様に、表層を軟化させるためにフェライト主体組織とした発明があるが、ＤＩＢの衝突の場合、単純な曲げの応力だけではなく、せん断や引張等の応力も加わるため、表層を極端に柔らかい組織にすると、硬質相と軟質相の境界にひずみが集中し淵割れが発生することから、表層をフェライトとするよりもマルテンサイトとした方が淵割れを抑制できると考えられる。
【0021】
具体的には、表層部について、表面から板厚方向に、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー（Electron Probe Micro Analyzer、例えば島津製作所製EPMA-1720H）にて線分析を行い、深さ２００μｍ位置までのＣ量を測定する。測定したＣ量の結果から、下記の式（１）にて脱炭比を算出する。
脱炭比＝脱炭後の表面から深さ２００μｍまでの測定Ｃ総量（脱炭後）／脱炭前の表面から深さ２００μｍまでの添加Ｃ総量（脱炭前） （１）
脱炭比＝脱炭後の表面から深さ２００μｍまでの測定Ｃ総量（脱炭後）／脱炭前の表面から深さ２００μｍまでの添加Ｃ総量（脱炭前） （１）
【0022】
尚、最大淵割れ長さは、１０ｍｍ以下が好ましい。最大淵割れ長さが１０ｍｍ以下であれば、部材としての断面を確保できるため十分な吸収エネルギーが得られるが、１０ｍｍ超となると部材の断面が変形し、吸収エネルギーも急激に低下する。また、場合によっては部材が破断し、乗員に危害を加える懸念もある。
【0023】
脱炭比と最大淵割れ長さの関係を調査した結果を図１に示す。淵割れについて許容できる最大淵割れ長さを１０ｍｍ以下とするには、前述の式（１）の脱炭比が０．０５以上必要なことがわかる。脱炭比が０．０５未満では表層部を軟質化する効果が十分でなく、耐淵割れ性改善効果は得られないことがわかる。一方で、脱炭比が０．３０超では過度に脱炭しているため母材の強度が不十分となり、ＤＩＢとして必要な吸収エネルギーが得られない。このため、前述の式（１）の脱炭比の範囲は０．０５以上０．３０以下となる。
【0024】
また表層部の脱炭比および表層のマルテンサイト面積分率が所定に範囲を満足すると、図２に示される様に、最大淵割れ長さが１０ｍｍ以下の範囲は、最表層硬さ／板厚中心硬さが０．９０以下の範囲となる。
【0025】
また最表層硬さ／板厚中心硬さが０．５０未満では表面が柔らかく強度が低いため、ＤＩＢとして必要な吸収エネルギーが得られなくなるので、最大淵割れ長さを１０ｍｍ以下としつつ強度を確保するには最表層硬さ／板厚中心硬さが０．５０以上、０．９０以下とすることが好ましい。尚、最表層硬さ／板厚中心硬さが０．９０超では表面が硬すぎるため、淵割れを抑制するのに十分な効果が得られない。
【0026】
＜硬さ測定方法＞
ここで最表層硬さおよび板厚中心硬さの測定は、マイクロビッカース硬度計にて、前記した組織観察を行ったのと同じ位置で行った。すなわち最表層硬さの測定は母材部のＬ断面における表層５０μｍ位置でおこない、板厚中心硬さの測定は母材部のＬ断面における板厚中心位置でおこなった。荷重は５０ｋｇｆで鋼管周方向に０．３ｍｍピッチで１０点測定し、その平均値を硬さの値とする。
ここで最表層硬さおよび板厚中心硬さの測定は、マイクロビッカース硬度計にて、前記した組織観察を行ったのと同じ位置で行った。すなわち最表層硬さの測定は母材部のＬ断面における表層５０μｍ位置でおこない、板厚中心硬さの測定は母材部のＬ断面における板厚中心位置でおこなった。荷重は５０ｋｇｆで鋼管周方向に０．３ｍｍピッチで１０点測定し、その平均値を硬さの値とする。
【0027】
以下、本発明について詳細に説明する。
【0028】
＜母材部の化学組成＞
以下、本開示の電縫鋼管における母材部の化学組成（以下、「本開示における化学組成」ともいう。）について説明する。本発明では、母材部の化学組成によらない。例えば使用する鋼としては、一般的な高強度焼き入れ用鋼で良く、質量％でＣ：０．２７％，Ｓｉ：０．２％、Ｍｎ：１．２％、Ｔｉ：０．０３％、Ｂ：２０ｐｐｍ程度といった成分が一例となる。しかしながら安定的に１５００ＭＰａ以上の強度を得るために以下の質量％の成分範囲が好ましい。
以下、本開示の電縫鋼管における母材部の化学組成（以下、「本開示における化学組成」ともいう。）について説明する。本発明では、母材部の化学組成によらない。例えば使用する鋼としては、一般的な高強度焼き入れ用鋼で良く、質量％でＣ：０．２７％，Ｓｉ：０．２％、Ｍｎ：１．２％、Ｔｉ：０．０３％、Ｂ：２０ｐｐｍ程度といった成分が一例となる。しかしながら安定的に１５００ＭＰａ以上の強度を得るために以下の質量％の成分範囲が好ましい。
【0029】
Ｃ：０．２０～０．３５％、
ＤＩＢとして必要な強度を持たせるために、Ｃ量は０．２０％以上が望ましい。一方で０．３５％超となると強度が高くなり過ぎて、焼き入れ時の焼き割れや、その後の遅れ破壊、衝突時の部材破断が生じやすくなり、部材としての機能を発揮することが出来なくなる。
ＤＩＢとして必要な強度を持たせるために、Ｃ量は０．２０％以上が望ましい。一方で０．３５％超となると強度が高くなり過ぎて、焼き入れ時の焼き割れや、その後の遅れ破壊、衝突時の部材破断が生じやすくなり、部材としての機能を発揮することが出来なくなる。
【0030】
Ｓｉ：０．０３～１．４０％、
Ｓｉは、脱酸のために用いられる元素である。Ｓｉ含有量が０．０３％未満では、脱酸が不十分となり粗大な酸化物が生成する場合がある。従って、Ｓｉ含有量は０．０３％以上が好ましい。一方、Ｓｉ含有量が１．４０％を超えるとＳｉＯ２などの介在物の生成を招き、曲げ成形時に微小ボイドが発生しやすくなる場合がある。従って、Ｓｉ含有量は１．４０％以下が好ましい。
Ｓｉは、脱酸のために用いられる元素である。Ｓｉ含有量が０．０３％未満では、脱酸が不十分となり粗大な酸化物が生成する場合がある。従って、Ｓｉ含有量は０．０３％以上が好ましい。一方、Ｓｉ含有量が１．４０％を超えるとＳｉＯ２などの介在物の生成を招き、曲げ成形時に微小ボイドが発生しやすくなる場合がある。従って、Ｓｉ含有量は１．４０％以下が好ましい。
【0031】
Ｍｎ：１．００～３．００％、
Mnは焼き入れ性を向上させる元素であり、本発明の高強度鋼を造り込むには、Mn量は１．００％以上が好ましい。一方で、３．００％を超えると粗大なMnSが生成し衝突特性が劣化する懸念があるため、３．００％以下が好ましい。
Mnは焼き入れ性を向上させる元素であり、本発明の高強度鋼を造り込むには、Mn量は１．００％以上が好ましい。一方で、３．００％を超えると粗大なMnSが生成し衝突特性が劣化する懸念があるため、３．００％以下が好ましい。
【0032】
Ｐ：０．０００～０．０３０％、
Ｐは、鋼中に不純物として含まれ得る元素である。Ｐ含有量が０．０３０％を超えると、結晶粒界に濃化しやすくなり、衝突特性が劣化する場合がある。従って、Ｐ含有量は０．０３０％以下が好ましい。一方、Ｐ含有量は、本発明の場合、実質的に不純物であるので０．０００％であってもよい。
Ｐは、鋼中に不純物として含まれ得る元素である。Ｐ含有量が０．０３０％を超えると、結晶粒界に濃化しやすくなり、衝突特性が劣化する場合がある。従って、Ｐ含有量は０．０３０％以下が好ましい。一方、Ｐ含有量は、本発明の場合、実質的に不純物であるので０．０００％であってもよい。
【0033】
Ｓ：０．０００～０．０１０％、
Ｓは、鋼中に不純物として含まれ得る元素である。Ｓ含有量が０．０１０％を超えると、粗大なＭｎＳが生成し、衝突特性が劣化する場合がある。従って、Ｓ含有量は０．０１０％以下が好ましい。一方、Ｓ含有量は、本発明の場合、実質的に不純物であるので０．０００％であってもよい。
Ｓは、鋼中に不純物として含まれ得る元素である。Ｓ含有量が０．０１０％を超えると、粗大なＭｎＳが生成し、衝突特性が劣化する場合がある。従って、Ｓ含有量は０．０１０％以下が好ましい。一方、Ｓ含有量は、本発明の場合、実質的に不純物であるので０．０００％であってもよい。
【0034】
Ｔｉ：０．０１０～０．２００％、
ＴｉはＮを固定しＢＮが生成するのを防ぐことで、Ｂ添加による焼き入れ性向上効果を確保するために必要な元素である。この効果を得るためには、０．０１０％以上が好ましい。一方で、過剰に添加すると、粗大なＴｉＮが生成し、衝突特性を劣化させる懸念があるため、０．２００％以下が好ましい。
ＴｉはＮを固定しＢＮが生成するのを防ぐことで、Ｂ添加による焼き入れ性向上効果を確保するために必要な元素である。この効果を得るためには、０．０１０％以上が好ましい。一方で、過剰に添加すると、粗大なＴｉＮが生成し、衝突特性を劣化させる懸念があるため、０．２００％以下が好ましい。
【0035】
Ａｌ：０．００５～０．５００％、
Ａｌは、ＡｌＮを生成し、ピンニング効果によりオーステナイト粒の微細化に寄与し、その結果として、強度寄与する元素である。Ａｌ含有量が０．００５％未満では、強度への寄与は期待できない。従って、Ａｌ含有量は０．００５％以上が好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．５００％を超えると粗大なＡｌＮが析出し、衝突特性が劣化する場合がある。従って、Ａｌ含有量は０．５００％以下が好ましい。
Ａｌは、ＡｌＮを生成し、ピンニング効果によりオーステナイト粒の微細化に寄与し、その結果として、強度寄与する元素である。Ａｌ含有量が０．００５％未満では、強度への寄与は期待できない。従って、Ａｌ含有量は０．００５％以上が好ましい。一方、Ａｌ含有量が０．５００％を超えると粗大なＡｌＮが析出し、衝突特性が劣化する場合がある。従って、Ａｌ含有量は０．５００％以下が好ましい。
【0036】
Ｎｂ：０．０１０～０．０４０％、
Ｎｂは、ＮｂＣを生成し、ピンニング効果によりオーステナイト粒の微細化に寄与し、その結果として強度に寄与する元素である。Ｎｂ含有量が０．０１０％未満では、強度への寄与は期待できない。よってＮｂ含有量は０．０１０％以上が好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．０４０％を超えると粗大なＮｂＣが析出し、衝突特性が劣化する場合がある。従って、Ｎｂ含有量は０．０４０％以下が好ましい。
Ｎｂは、ＮｂＣを生成し、ピンニング効果によりオーステナイト粒の微細化に寄与し、その結果として強度に寄与する元素である。Ｎｂ含有量が０．０１０％未満では、強度への寄与は期待できない。よってＮｂ含有量は０．０１０％以上が好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．０４０％を超えると粗大なＮｂＣが析出し、衝突特性が劣化する場合がある。従って、Ｎｂ含有量は０．０４０％以下が好ましい。
【0037】
Ｎ：０．０００５～０．００６０％、
Ｎは、ＡｌＮを生成し、ピンニング効果によりオーステナイト粒の微細化に寄与し、その結果として、強度に寄与する元素である。Ｎ含有量が０．０００５％未満では、強度への寄与は期待できない。従って、Ｎ含有量は０．０００５％以上が好ましい。一方、Ｎ含有量が０．００６０％を超えると粗大なＡｌＮが析出し、衝突特性が劣化する場合がある。従って、Ｎ含有量は０．００６０％以下が好ましい。
Ｎは、ＡｌＮを生成し、ピンニング効果によりオーステナイト粒の微細化に寄与し、その結果として、強度に寄与する元素である。Ｎ含有量が０．０００５％未満では、強度への寄与は期待できない。従って、Ｎ含有量は０．０００５％以上が好ましい。一方、Ｎ含有量が０．００６０％を超えると粗大なＡｌＮが析出し、衝突特性が劣化する場合がある。従って、Ｎ含有量は０．００６０％以下が好ましい。
【0038】
Ｂ：０．０００５～０．００５０％、
Bは焼き入れ性を大きく向上させ、本発明の高強度鋼を造り込むのに必要な元素である。その効果を得るには、B含有量は０．０００５％以上が好ましい。一方で、０．００５０％を超過するとBの析出物が生じ固溶Bが確保できずに焼き入れ性が低下してしまうため、０．００５０％以下が好ましい。
Bは焼き入れ性を大きく向上させ、本発明の高強度鋼を造り込むのに必要な元素である。その効果を得るには、B含有量は０．０００５％以上が好ましい。一方で、０．００５０％を超過するとBの析出物が生じ固溶Bが確保できずに焼き入れ性が低下してしまうため、０．００５０％以下が好ましい。
【0039】
また選択元素として、強度に影響を及ぼす以下の元素を１種または２種以上含有してもよい。
【0040】
Ｃｕ：０．００％超１．００％以下、
Ｃｕは、任意の元素であり、含有されなくてもよい。即ち、Ｃｕ含有量は０．００％であってもよい。含有する場合は０．００％超である。Ｃｕは、鋼の強度に影響を及ぼす元素である。一方、Ｃｕを過剰に含有させると、効果が飽和してコストの上昇を招く場合がある。従って、１．００％以下が好ましい。
Ｃｕは、任意の元素であり、含有されなくてもよい。即ち、Ｃｕ含有量は０．００％であってもよい。含有する場合は０．００％超である。Ｃｕは、鋼の強度に影響を及ぼす元素である。一方、Ｃｕを過剰に含有させると、効果が飽和してコストの上昇を招く場合がある。従って、１．００％以下が好ましい。
【0041】
Ｎｉ：０．００％超１．００％以下、
Ｎｉは、任意の元素であり、含有されなくてもよい。即ち、Ｎｉ含有量は０．００％であってもよい。含有する場合は０．００％超である。Ｎｉは、鋼の強度に影響を及ぼす元素である。一方、Ｎｉを過剰に含有させると、効果が飽和してコストの上昇を招く場合がある。従って、１．００％以下が好ましい。
Ｎｉは、任意の元素であり、含有されなくてもよい。即ち、Ｎｉ含有量は０．００％であってもよい。含有する場合は０．００％超である。Ｎｉは、鋼の強度に影響を及ぼす元素である。一方、Ｎｉを過剰に含有させると、効果が飽和してコストの上昇を招く場合がある。従って、１．００％以下が好ましい。
【0042】
Ｃｒ：０．００％超１．００％以下、
Ｃrは、任意の元素であり、含有されなくてもよい。即ち、Ｃr含有量は０．００％であってもよい。含有する場合は０．００％超である。Ｃrは、鋼の高強度化に寄与する元素である。一方、Ｃrを過剰に含有させると、効果が飽和してコストの上昇を招く場合がある。従って、１．００％以下が好ましい。
Ｃrは、任意の元素であり、含有されなくてもよい。即ち、Ｃr含有量は０．００％であってもよい。含有する場合は０．００％超である。Ｃrは、鋼の高強度化に寄与する元素である。一方、Ｃrを過剰に含有させると、効果が飽和してコストの上昇を招く場合がある。従って、１．００％以下が好ましい。
【0043】
Ｍｏ：０．００％超０．５０％以下、
Ｍｏは、任意の元素であり、含有されなくてもよい。即ち、Ｍｏ含有量は０．００％であってもよい。含有する場合は０．００％超である。Ｍｏは、鋼の高強度化に寄与する元素である。一方、Ｍｏを過剰に含有させると、効果が飽和してコストの上昇を招く場合がある。従って、０．５０％以下が好ましい。
Ｍｏは、任意の元素であり、含有されなくてもよい。即ち、Ｍｏ含有量は０．００％であってもよい。含有する場合は０．００％超である。Ｍｏは、鋼の高強度化に寄与する元素である。一方、Ｍｏを過剰に含有させると、効果が飽和してコストの上昇を招く場合がある。従って、０．５０％以下が好ましい。
【0044】
Ｖ：０．００％超０．２０％以下、
Ｖは、任意の元素であり、含有されなくてもよい。即ち、Ｖ含有量は０．００％であってもよい。含有する場合は０．００％超である。Ｖは、鋼の高強度化に寄与する元素である。一方、Ｖを過剰に含有させると、効果が飽和してコストの上昇を招く場合がある。従って、０．２０％以下が好ましい。
Ｖは、任意の元素であり、含有されなくてもよい。即ち、Ｖ含有量は０．００％であってもよい。含有する場合は０．００％超である。Ｖは、鋼の高強度化に寄与する元素である。一方、Ｖを過剰に含有させると、効果が飽和してコストの上昇を招く場合がある。従って、０．２０％以下が好ましい。
【0045】
Ｗ：０．００％超０．１０％以下、
Ｗは、任意の元素であり、含有されなくてもよい。即ち、Ｗ含有量は０．００％であってもよい。含有する場合は０．００％超である。Ｗは、鋼の高強度化に寄与する元素である。一方、Ｗを過剰に含有させると、効果が飽和してコストの上昇を招く場合がある。従って、０．１０％以下が好ましい。
Ｗは、任意の元素であり、含有されなくてもよい。即ち、Ｗ含有量は０．００％であってもよい。含有する場合は０．００％超である。Ｗは、鋼の高強度化に寄与する元素である。一方、Ｗを過剰に含有させると、効果が飽和してコストの上昇を招く場合がある。従って、０．１０％以下が好ましい。
【0046】
Ｃａ：０．００００％超０．０２００％以下、
Ｃａは、任意の元素であり、含有されなくてもよい。即ち、Ｃａ含有量は０．００００％であってもよい。含有する場合は０．００００％超である。Ｃａは、介在物を制御し、衝突特性をさらに向上させたり強度に影響を及ぼす効果を有する。一方、Ｃａを過剰に含有させると、粗大な介在物が生じ、衝突特性が劣化する場合がある。従って０．０２００％以下が好ましい。
Ｃａは、任意の元素であり、含有されなくてもよい。即ち、Ｃａ含有量は０．００００％であってもよい。含有する場合は０．００００％超である。Ｃａは、介在物を制御し、衝突特性をさらに向上させたり強度に影響を及ぼす効果を有する。一方、Ｃａを過剰に含有させると、粗大な介在物が生じ、衝突特性が劣化する場合がある。従って０．０２００％以下が好ましい。
【0047】
Ｍｇ：０．００００％超０．０２００％以下、
Ｍｇは、任意の元素であり、含有されなくてもよい。即ち、Ｍｇ含有量は０．００００％であってもよい。含有する場合は０．００００％超である。Ｍｇは、介在物を制御し、衝突特性をさらに向上させたり強度に影響を及ぼす効果を有する。一方、Ｍｇを過剰に含有させると、粗大な介在物が生じ、衝突特性が劣化する場合がある。従って０．０２００％以下が好ましい。
Ｍｇは、任意の元素であり、含有されなくてもよい。即ち、Ｍｇ含有量は０．００００％であってもよい。含有する場合は０．００００％超である。Ｍｇは、介在物を制御し、衝突特性をさらに向上させたり強度に影響を及ぼす効果を有する。一方、Ｍｇを過剰に含有させると、粗大な介在物が生じ、衝突特性が劣化する場合がある。従って０．０２００％以下が好ましい。
【0048】
Ｚｒ：０．００００％超０．０２００％以下、
Ｚｒは、任意の元素であり、含有されなくてもよい。即ち、Ｚｒ含有量は０．００００％であってもよい。含有する場合は０．００００％超である。Ｚｒは、介在物を制御し、衝突特性をさらに向上させたり強度に影響を及ぼす効果を有する。一方、Ｚｒを過剰に含有させると、粗大な介在物が生じ、衝突特性が劣化する場合がある。従って０．０２００％以下が好ましい。
Ｚｒは、任意の元素であり、含有されなくてもよい。即ち、Ｚｒ含有量は０．００００％であってもよい。含有する場合は０．００００％超である。Ｚｒは、介在物を制御し、衝突特性をさらに向上させたり強度に影響を及ぼす効果を有する。一方、Ｚｒを過剰に含有させると、粗大な介在物が生じ、衝突特性が劣化する場合がある。従って０．０２００％以下が好ましい。
【0049】
ＲＥＭ：０．００００％超０．０２００％以下、
ＲＥＭは、任意の元素であり、含有されなくてもよい。即ち、ＲＥＭ含有量は０．００００％であってもよい。含有する場合は０．００００％超である。ここで、「ＲＥＭ」は希土類元素、即ち、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、及びＬｕからなる群から選択される少なくとも１種の元素を指す。ＲＥＭは、介在物を制御し、衝突特性をさらに抑制させたり強度に影響を及ぼす効果を有する。一方、ＲＥＭを過剰に含有させると、粗大な介在物が生じ、衝突特性が劣化する場合がある。従って０．０２００％以下が好ましい。
ＲＥＭは、任意の元素であり、含有されなくてもよい。即ち、ＲＥＭ含有量は０．００００％であってもよい。含有する場合は０．００００％超である。ここで、「ＲＥＭ」は希土類元素、即ち、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、及びＬｕからなる群から選択される少なくとも１種の元素を指す。ＲＥＭは、介在物を制御し、衝突特性をさらに抑制させたり強度に影響を及ぼす効果を有する。一方、ＲＥＭを過剰に含有させると、粗大な介在物が生じ、衝突特性が劣化する場合がある。従って０．０２００％以下が好ましい。
【0050】
製法は、製鋼⇒熱延⇒造管⇒熱処理⇒冷却⇒高周波焼き入れの工程の順である。熱処理工程で表層の脱炭を行い、一旦冷却した後に高周波焼き入れ工程で組織の作りこみを行う。故に、造管工程までの製法は最終製品の特性に影響せず、一般的な熱延条件、一般的な造管条件で良い。
【0051】
十分な耐淵割れ性を得るための熱処理の条件は、熱処理炉にて炉温が７００～１１００℃、熱処理時間が１～６０分である。熱処理の温度が７００℃未満であるとＣの拡散が不十分であり、表層の脱炭が十分におこらない。一方で１１００℃超であると、脱炭が進み過ぎて部材の強度が低下し、ＤＩＢとして必要な吸収エネルギーが得られない。熱処理の時間が１分未満であるとＣの拡散が不十分であり、表層の脱炭が十分におこらない。一方で時間が６０分超であると、脱炭が進み過ぎて部材の強度が低下し、ＤＩＢとして必要な吸収エネルギーが得られない。尚、ここで熱処理炉とは雰囲気制御を行わない通常の空気を雰囲気ガスとする大気炉が例示できるが、大気炉限定でなく、酸素をパージした雰囲気ガス等用いた炉も含む。
【0052】
熱処理と高周波焼き入れの間には冷却を必要とし、少なくとも300℃以下に下げる必要があり、好ましくは常温（１００℃以下）とする。３００℃以上だと粗大なγ相が存在したまま高周波焼き入れが行われるため、粗大な結晶粒のＤＩＢ用鋼管となってしまい、十分な吸収エネルギーが得られない。１００℃以下まで冷却すれば、完全に変態が完了しており粗大粒がなくなるとともに、部材内の温度分布が均一となるため材質のばらつきが生じ難い。
【0053】
次に高周波焼き入れ時の条件は、加熱温度が８５０～１０００℃、保持時間が１～３０秒である。高周波焼き入れ温度が８５０℃未満であると二相域となるため、マルテンサイト分率が面積％で９５％以上が得られない。一方で１０００℃を超えると、結晶粒が粗大化して靭性が劣化するため、衝突時に部材が破断する可能性があり、ＤＩＢとして必要な吸収エネルギーが得られない。また、高周波焼き入れの保持時間が１秒未満ではγ相に逆変態する時間が十分では無いため、マルテンサイト分率９５％以上が得られず、３０秒を超えても特性上は問題無いものの、高周波焼き入れラインの速度を大幅に落とさなければいけないため、生産性が著しく低下する。
【0054】
また焼き入れ終了温度は２００℃以下である。２００℃超であるとマルテンサイト変態が完了していないため、十分なマルテンサイト分率が得られない。
【実施例0055】
表１に示す成分の鋼を、製鋼⇒熱延⇒造管⇒熱処理⇒冷却⇒高周波焼き入れの工程でφ３５．０×ｔ２．０ｍｍの高強度ＤＩＢ用鋼管を表２に示す条件で製造した。このとき、造管までは一般的な条件で製造し、熱処理および高周波焼き入れの工程で条件を変化させた。また、熱処理後は室温まで下がった後に高周波焼き入れを行った（比較例８を除く）。製造した鋼管を１ｍ長さに切断し、曲げスパン６００ｍｍ、負荷子半径＝１５０ｍｍ、負荷子速度＝１００ｍｍ／ｍｉｎの条件で１５０ｍｍ変位まで３点曲げ試験を行った際の、最大淵割れ長さ（ｍｍ）および吸収エネルギー（Ｊ）を測定した。
【0056】
【表1】
【0057】
【表2】
【0058】
表２の実施例では、長さ１０ｍｍ未満の軽微な淵割れは生じるものの、吸収エネルギーに影響をおよぼすような１０ｍｍ超の淵割れは生じなかった。
【0059】
一方で比較例１では、熱処理工程の炉温が低すぎるために脱炭の効果が十分でなく、硬度比および脱炭比がNGとなり、顕著な淵割れを生じ、その影響で吸収エネルギーも大幅に低下して、高強度ＤＩＢに必要な吸収エネルギーとなる１８００Ｊ以上を確保出来なかった。
【0060】
また比較例２では、炉温が高すぎるために脱炭が進み過ぎ、高強度ＤＩＢに必要な強度を確保できず、吸収エネルギーも大幅に低下した。比較例３では、熱処理工程の時間が短すぎるために、脱炭の効果が十分でなく硬度比および脱炭比が所定範囲を外れており、顕著な淵割れを生じて、吸収エネルギーも大幅に低下した。
【0061】
比較例４では、熱処理工程の時間が長すぎるために脱炭が進み過ぎ硬度比が所定範囲を外れており、また高強度ＤＩＢに必要な強度を確保できず、吸収エネルギーも大幅に低下した。比較例５では、高周波焼き入れ時の加熱温度が低すぎるために、二相域となってしまい十分なマルテンサイト分率を確保できず、淵割れが顕著となって吸収エネルギーも低下した。
【0062】
比較例６では加熱温度が高すぎるために、粒径が粗大化して靭性が大幅に低下し、淵割れが顕著となるだけでなく吸収エネルギーも大幅に低下した。比較例７では、高周波焼き入れ時の保持時間が短すぎるために、γに逆変態する十分な時間がなく、マルテンサイト分率が低下した。このため引張強度が低下しただけでなく、淵割れも顕著に生じて吸収エネルギーも大幅に低下した。比較例８では熱処理工程の後、３２０℃に冷却した後に高周波焼き入れを行ったため、粗大なγ粒に起因して結晶粒が粗大化し、淵割れが生じて吸収エネルギーが低下、１８００Ｊに及ばなかった。
【0063】
このように実施例では淵割れを抑制し十分な吸収エネルギーが得られるが、比較例では吸収エネルギーが低下するだけでなく、淵割れが顕著な場合は自動車での衝突時に破断の懸念もあるために、安全面も課題となる。
【図1】
【図2】
