JP4167587B2 - 耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、自動車、建材、家電製品などに適する耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法に関する。
従来、ボルト、ＰＣ鋼線やラインパイプといった用途には高強度鋼が多く使われており、９８０ＭＰａ以上の強度になると、鋼中への水素の侵入により遅れ破壊が発生することが知られている。これに対し、（１）薄鋼板は板厚が薄いため水素が侵入しても短時間で放出されること、（２）加工性の点で９８０ＭPa以上の鋼板の利用がほとんどなかったことなどから、遅れ破壊に対する問題意識は低かったと言える。
しかし、最近では自動車の軽量化や衝突安全性の向上の必要性から、９８０ＭＰａ以上の超高強度薄鋼板にプレス成形、パイプ成形、曲げ加工、端面加工、穴拡げ加工などを施して、バンパーやインパクトビーム等の補強材やシートレール等に使用に供する場合が急速に増えてきている。したがって、耐遅れ破壊性を備えた超高強度薄鋼板の開発が急務である。
しかし、最近では自動車の軽量化や衝突安全性の向上の必要性から、９８０ＭＰａ以上の超高強度薄鋼板にプレス成形、パイプ成形、曲げ加工、端面加工、穴拡げ加工などを施して、バンパーやインパクトビーム等の補強材やシートレール等に使用に供する場合が急速に増えてきている。したがって、耐遅れ破壊性を備えた超高強度薄鋼板の開発が急務である。
これまで、耐遅れ破壊を向上させる技術はほとんどがボルトや条鋼、厚板といった製品のままでかつ耐力または降伏応力以下で使用されることの多い鋼材に対して開発されてきた。
例えば条鋼・ボルト用鋼においては、焼き戻しマルテンサイトを中心に開発が行われ、非特許文献１に、Ｃｒ，ＭｏやＶといった焼き戻し軟化抵抗性を示す添加元素が耐遅れ破壊性向上に有効であることが報告されている。これは合金炭化物を析出させて、これを水素のトラップサイトに活用することで遅れ破壊形態を粒界から粒内破壊へと移行させる技術である。しかし、これらの鋼はＣ量０．４％以上で合金元素も多く含むことから、薄鋼板で要求される加工性や溶接性が劣悪で、さらに、合金炭化物析出には数時間以上という析出熱処理が必要なため、製造性にも問題がある。
例えば条鋼・ボルト用鋼においては、焼き戻しマルテンサイトを中心に開発が行われ、非特許文献１に、Ｃｒ，ＭｏやＶといった焼き戻し軟化抵抗性を示す添加元素が耐遅れ破壊性向上に有効であることが報告されている。これは合金炭化物を析出させて、これを水素のトラップサイトに活用することで遅れ破壊形態を粒界から粒内破壊へと移行させる技術である。しかし、これらの鋼はＣ量０．４％以上で合金元素も多く含むことから、薄鋼板で要求される加工性や溶接性が劣悪で、さらに、合金炭化物析出には数時間以上という析出熱処理が必要なため、製造性にも問題がある。
また特許文献１では、Ｔｉ，Ｍｇを主体とする酸化物が水素性欠陥を防ぐことに効果があるとされている。しかしこれは対象が厚鋼板であり、特に大入熱の溶接後の遅れ破壊については考慮されているものの、薄鋼板に要求される加工度の高い成形加工を受けたり、端面加工に伴うバリ発生等の遅れ破壊現象に及ぼす影響については一切考慮されていない。さらには、薄鋼板の基本的特性である加工性についての考慮もいっさい無い。
一方、薄鋼板の遅れ破壊に関しては、例えば非特許文献２に、残留オーステナイト量の加工誘起変態に起因した遅れ破壊の助長について報告されている。これは薄鋼板の成型加工を考慮したものであるが、耐遅れ破壊性を劣化させない残留オーステナイト量の規制について述べられている。すなわち、特定の組織を持つ高強度薄鋼板に関するものであり、根本的な耐遅れ破壊向上対策とは言えない。
特に自動車に使用される部材に関しては、スポット溶接により他の部材と接合される場合が多い。スポット溶接部においては、鋼板が一度溶解し再び凝固するため、溶接部近傍では引張の残留応力が働き、水素脆化に対しより厳しい状況となる。しかもスポット溶接部では鋼板が一度溶解するため、熱処理工程において析出させたトラップサイトも溶解してしまい、遅れ破壊感受性が増大する。
「遅れ破壊解明の新展開」（日本鉄鋼協会、1997年 1月発行） 特開平１１―２９３３８３号公報
ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ、vol.5,No.6, 1839〜1842頁、山崎ら、 1992年10月、日本鉄鋼協会発行
「遅れ破壊解明の新展開」（日本鉄鋼協会、1997年 1月発行）
上記のように、特に薄鋼板の使用環境や現状設備による製造性を考慮し、使用前に加工等を行った鋼板の遅れ破壊、ならびに鋼板使用時のスポット溶接後の遅れ破壊特性に対策を講じた開発事例はほとんどない。
本発明は水素性欠陥を防止し、耐遅れ破壊性に優れた鋼板とその製造方法について提供することを目的とする。
本発明は水素性欠陥を防止し、耐遅れ破壊性に優れた鋼板とその製造方法について提供することを目的とする。
本発明者らは、以上のような背景から、薄鋼板における使用環境および現状設備での製造方法、ならびにスポット溶接部における耐水素脆化特性を十分に考慮して、根本的に耐遅れ破壊性を向上させる方法を見出すに至った。すなわち薄鋼板の成型性を劣化させることなく、Ｎｂ，Ｖ，Ｃｒ，ＴｉおよびＭｏの酸化物、硫化物、窒化物、複合晶出物および複合析出物を形成させ、かつ現状の製造設備（熱間圧延、連続焼鈍、箱焼鈍など）を用いて、成形加工後の耐遅れ破壊性を向上させることが可能なことを見出した。詳細は以下の通りである。
本発明者等は、種々検討を行った結果、引張り強度を９８０ＭＰａ以上の領域で、水素脆化を改善する手法として、ミクロ組織および成分範囲を限定することで、９８０ＭＰａ以上の強度を保ちつつ耐水素脆化特性の向上を図ることが可能なことを見出した。
本発明者等は、種々検討を行った結果、引張り強度を９８０ＭＰａ以上の領域で、水素脆化を改善する手法として、ミクロ組織および成分範囲を限定することで、９８０ＭＰａ以上の強度を保ちつつ耐水素脆化特性の向上を図ることが可能なことを見出した。
本発明は、上記知見に基づいて完成したもので、その要旨は以下の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．３０％、 Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：０．０１〜３％、 Ｐ ：０．１％以下、
Ｓ ：０．０５％以下、 Ａｌ：０．００５〜４％、
Ｎ ：０．０１％以下
を含有し、更に、
Ｃｒ：１．１％以上と、
Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ，Ｍｏの元素群中から１種又は２種以上を合計で０．００１％以上とを含有し、かつ、
ＣｒとＮｂ，Ｖ，Ｔｉ，Ｍｏの１種又は２種以上との合計が３％以下
であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織がベイナイトまたはマルテンサイトを面積率で最大の相として、粒内のＮｂ、Ｖ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｍｏの酸化物、硫化物、窒化物、複合晶出物、複合析出物のいずれか１種以上を、
平均粒子径ｄ：０．００１〜５．０μｍ
密度ρ：１平方ｍｍあたり１００〜１×１０13個
分布：平均粒子径からの標準偏差σと平均粒子径ｄの比が、σ／ｄ≦１．０
を満たす分布形態を有し、引張強度が９８０ＭＰａ以上であることを特徴とする耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板。
（２）さらに、鋼中に質量％で、
Ｗ ：０．００５〜５％
を含有することを特徴とする前記（１）に記載の耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板。
（３）さらに、鋼中に質量％で、
Ｃｕ：０．００５〜５％、 Ｎｉ：０．００５〜５％
の１種または２種を含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載の耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板。
（４）さらに、鋼中に質量％で、
Ｂ ：０．０００２〜０．１％
を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）の何れか１項に記載の耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板。
（５）さらに、鋼中に質量％で、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、 Ｙ ：０．０００５〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、 Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（４）の何れか１項に記載の耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板。
（１）質量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．３０％、 Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：０．０１〜３％、 Ｐ ：０．１％以下、
Ｓ ：０．０５％以下、 Ａｌ：０．００５〜４％、
Ｎ ：０．０１％以下
を含有し、更に、
Ｃｒ：１．１％以上と、
Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ，Ｍｏの元素群中から１種又は２種以上を合計で０．００１％以上とを含有し、かつ、
ＣｒとＮｂ，Ｖ，Ｔｉ，Ｍｏの１種又は２種以上との合計が３％以下
であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織がベイナイトまたはマルテンサイトを面積率で最大の相として、粒内のＮｂ、Ｖ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｍｏの酸化物、硫化物、窒化物、複合晶出物、複合析出物のいずれか１種以上を、
平均粒子径ｄ：０．００１〜５．０μｍ
密度ρ：１平方ｍｍあたり１００〜１×１０13個
分布：平均粒子径からの標準偏差σと平均粒子径ｄの比が、σ／ｄ≦１．０
を満たす分布形態を有し、引張強度が９８０ＭＰａ以上であることを特徴とする耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板。
（２）さらに、鋼中に質量％で、
Ｗ ：０．００５〜５％
を含有することを特徴とする前記（１）に記載の耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板。
（３）さらに、鋼中に質量％で、
Ｃｕ：０．００５〜５％、 Ｎｉ：０．００５〜５％
の１種または２種を含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載の耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板。
（４）さらに、鋼中に質量％で、
Ｂ ：０．０００２〜０．１％
を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）の何れか１項に記載の耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板。
（５）さらに、鋼中に質量％で、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、 Ｙ ：０．０００５〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、 Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（４）の何れか１項に記載の耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板。
（６） 前記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の鋼板を製造する方法であって、（１）〜（５）のいずれか１項に記載の成分からなる鋳造スラブを鋳造まま、あるいは、一旦冷却した後に再度加熱し、Ａｒ3 点以上の仕上温度で熱間圧延を施し、その後２５〜７００℃の温度域に０．１〜１０００℃／秒の冷却速度で冷却後巻き取り、引き続いて４００〜７００℃の温度範囲で１〜１０００００秒保持後室温まで冷却した熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後焼鈍時の最高温度を６００〜９５０℃で焼鈍した後に０．１〜１０００℃／秒の冷却速度で２５〜５００℃の温度域に冷却し、引き続いて同温度域で１〜１００００秒保持を行うことを特徴とする耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
（７）前記（６）に記載の製造方法により製造した鋼板を、さらに４００〜７００℃の温度域で１分〜１０時間保持を行うことを特徴とする耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
（７）前記（６）に記載の製造方法により製造した鋼板を、さらに４００〜７００℃の温度域で１分〜１０時間保持を行うことを特徴とする耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
（８）前記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の鋼板を製造する方法であって、（１）〜（５）のいずれか１項に記載の成分からなる鋳造スラブを鋳造まま、あるいは、一旦冷却した後に再度加熱し、Ａｒ3 点以上の仕上温度で熱間圧延を施し、その後２５〜７００℃の温度域に０．１〜１０００℃／秒の冷却速度で冷却後巻き取り、引き続いて４００〜７００℃の温度範囲で１〜１０００００秒保持後室温まで冷却した熱延鋼板を酸洗後冷延し、引き続いて４００〜７００℃の温度域で１分〜１０時間保持を行うことを特徴とする耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
（９）前記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の鋼板を製造する方法であって、（１）〜（５）のいずれか１項に記載の成分からなる鋳造スラブを鋳造まま、あるいは、一旦冷却した後に再度加熱し、Ａｒ3 点以上の仕上温度で熱間圧延を施し、その後２５〜５００℃の温度域に０．１〜１０００℃／秒の冷却速度で冷却後巻き取り、引き続いて同温度範囲で１〜１０００００秒保持後室温まで冷却した熱延鋼板を酸洗後冷延し、引き続いて４００〜７００℃の温度域で１分〜１０時間保持を行うことを特徴とする耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
（１０） 前記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の鋼板を製造する方法であって、 （１）〜（５）のいずれか１項に記載の成分からなる鋳造スラブを鋳造まま、あるいは、一旦冷却した後に再度加熱し、Ａｒ3 点以上の仕上温度で熱間圧延を施し、その後巻取温度まで０．１〜１０００℃／秒の冷却速度で冷却後２５〜７００℃で巻き取り、引き続いて４００〜７００℃の温度範囲で１〜１０００００秒保持後、室温まで冷却した熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後焼鈍時の最高温度を６００〜９５０℃で焼鈍した後に０．１〜１０００℃／秒の冷却速度で０〜３５０℃の温度域に冷却し、引き続いて１００〜７００℃の温度域で１〜１００００秒保持を行うことを特徴とする耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
（９）前記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の鋼板を製造する方法であって、（１）〜（５）のいずれか１項に記載の成分からなる鋳造スラブを鋳造まま、あるいは、一旦冷却した後に再度加熱し、Ａｒ3 点以上の仕上温度で熱間圧延を施し、その後２５〜５００℃の温度域に０．１〜１０００℃／秒の冷却速度で冷却後巻き取り、引き続いて同温度範囲で１〜１０００００秒保持後室温まで冷却した熱延鋼板を酸洗後冷延し、引き続いて４００〜７００℃の温度域で１分〜１０時間保持を行うことを特徴とする耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
（１０） 前記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の鋼板を製造する方法であって、 （１）〜（５）のいずれか１項に記載の成分からなる鋳造スラブを鋳造まま、あるいは、一旦冷却した後に再度加熱し、Ａｒ3 点以上の仕上温度で熱間圧延を施し、その後巻取温度まで０．１〜１０００℃／秒の冷却速度で冷却後２５〜７００℃で巻き取り、引き続いて４００〜７００℃の温度範囲で１〜１０００００秒保持後、室温まで冷却した熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後焼鈍時の最高温度を６００〜９５０℃で焼鈍した後に０．１〜１０００℃／秒の冷却速度で０〜３５０℃の温度域に冷却し、引き続いて１００〜７００℃の温度域で１〜１００００秒保持を行うことを特徴とする耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
本発明による薄鋼板では、Ｎｂ，Ｖ，Ｃｒ，ＴｉおよびＭｏ添加により、Ｎｂ，Ｖ，Ｃｒ，ＴｉおよびＭｏの酸化物、硫化物、窒化物、複合晶出物および複合析出物を微細に生成することで、水素のトラップサイトを分散させ、自動車のバンパーやドアインパクトビームなどの補強部材として最適な強度と、加工後の耐遅れ破壊性を向上させることができる。
焼き戻しマルテンサイト鋼において遅れ破壊は、旧オーステナイト粒界等に水素が集積することによってボイド等が発生し、その部分が起点となって破壊を生じると考えられている。そこで、水素のトラップサイトを均等かつ微細に分散させて、その部分に水素をトラップさせると、拡散性水素濃度が下がり、遅れ破壊の感受性が下がる。前出の特許文献１にあるように、ＭｇおよびＴｉを複合添加した厚鋼板における酸化物の分散形態制御で、水素起因の耐遅れ破壊性が向上することが分かっている。
しかし、一般的に薄鋼板においては使用前に成形加工を受けるため、高い残留応力の発生や、加工端面におけるバリ等の存在が必然的に耐遅れ破壊性も劣化するため、これに伴う耐遅れ破壊特性の劣化を補足できない。このように、薄鋼板の使用形態を考慮した遅れ破壊特性に関する研究は少なく、ＭｇやＴｉの酸化物形態制御のみでは解決できない。
しかし、一般的に薄鋼板においては使用前に成形加工を受けるため、高い残留応力の発生や、加工端面におけるバリ等の存在が必然的に耐遅れ破壊性も劣化するため、これに伴う耐遅れ破壊特性の劣化を補足できない。このように、薄鋼板の使用形態を考慮した遅れ破壊特性に関する研究は少なく、ＭｇやＴｉの酸化物形態制御のみでは解決できない。
そこで本発明者らは上述の背景を踏まえて、薄鋼板の使用環境、すなわち成形加工後においても耐遅れ破壊性を確保・向上させるため、種々の晶出物、析出物に加えて、鋼板の強度、組織の影響をそれぞれ検討した。その結果、薄鋼板の使用環境下で、高い残留応力下や端面のバリ発生があっても、耐遅れ破壊性を向上・確保するための技術を見出した。
すなわち、
（１）Ｎｂ，Ｖ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｍｏの酸化物、硫化物、窒化物、複合晶出物、複合析出 物の粒内の分散形態制御、
（２）鋼板のミクロ組織中の残留オーステナイト量、
をそれぞれ制御することで、有効に水素のトラップサイトであるＮｂ，Ｖ，Ｃｒ，ＴｉおよびＭｏの酸化物、硫化物、窒化物、複合晶出物および複合析出物を効果的に分散させ、加工後の耐遅れ破壊性の確保する事ができる。このためには、製造条件を制御する事によって、種々の元素の酸化物、硫化物、窒化物、複合晶出物および複合析出物が水素のトラップサイトになり得る形態制御を行った。
これは薄鋼板の加工により導入される転位や残留応力場とトラップサイトとなる粒子との相互作用が、厚鋼板での熱間圧延や溶接後冷却時に導入される転位や残留応力とのそれとは異なることや、薄鋼板と厚鋼板の熱処理方法の違いに起因すると考えられる。
（１）Ｎｂ，Ｖ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｍｏの酸化物、硫化物、窒化物、複合晶出物、複合析出 物の粒内の分散形態制御、
（２）鋼板のミクロ組織中の残留オーステナイト量、
をそれぞれ制御することで、有効に水素のトラップサイトであるＮｂ，Ｖ，Ｃｒ，ＴｉおよびＭｏの酸化物、硫化物、窒化物、複合晶出物および複合析出物を効果的に分散させ、加工後の耐遅れ破壊性の確保する事ができる。このためには、製造条件を制御する事によって、種々の元素の酸化物、硫化物、窒化物、複合晶出物および複合析出物が水素のトラップサイトになり得る形態制御を行った。
これは薄鋼板の加工により導入される転位や残留応力場とトラップサイトとなる粒子との相互作用が、厚鋼板での熱間圧延や溶接後冷却時に導入される転位や残留応力とのそれとは異なることや、薄鋼板と厚鋼板の熱処理方法の違いに起因すると考えられる。
詳細な限定については、以下のように限定する。
平均粒子径：平均粒子径は、０．００１〜５．０μｍに限定した。これは平均粒子径が５．０μｍを超えると、薄鋼板の機械的性質の劣化となる上製造も困難となり、加えて粗大粒子はトラップサイトとしての作用がなくなり、また破壊の起点となり得るためである。また平均粒子径が０．００１μｍ未満では水素のトラップサイトとしての効果が小さくなるからである。
平均粒子径：平均粒子径は、０．００１〜５．０μｍに限定した。これは平均粒子径が５．０μｍを超えると、薄鋼板の機械的性質の劣化となる上製造も困難となり、加えて粗大粒子はトラップサイトとしての作用がなくなり、また破壊の起点となり得るためである。また平均粒子径が０．００１μｍ未満では水素のトラップサイトとしての効果が小さくなるからである。
密度：粒子の存在密度は、１００〜１×１０13個／ｍｍ2 とした。粒子密度が低いことは、トラップサイト数が少ないことを意味し、加工後の耐遅れ破壊性を確保できないため、下限を１００個／ｍｍ2 とした。また高密度の場合には、延性や成形加工性が劣化することおよび耐遅れ破壊性向上効果も飽和することから、１×１０13個／ｍｍ2 を上限とした。
分布：粒子の分布を、平均粒子径からの標準偏差σ［μｍ］と平均粒子径ｄ［μｍ］の比が、σ／ｄ≦１．０を満たすこととした。σ／ｄ＞１．０とは、粒子分布が広範囲にわたることを意味し、耐遅れ破壊向上効果が同じ平均粒径に比べて小さくなり、延性劣化や破壊の起点数の増加にもつながることから、上限を決めて１．０以下とした。
ここで、Ｎｂ，Ｖ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｍｏの酸化物、硫化物、窒化物、複合晶出物、複合析出物を含む粒子の測定について述べる。平均粒子径の測定は、薄膜または抽出レプリカのサンプルを用いて、走査型または透過型電子顕微鏡にて、５０００〜５０００００倍の倍率で観察を行い、最低３０視野を測定することで得られる値とする。平均粒子径は、画像解析による円相当経にて評価する。平均粒子径は前記の方法により測定した粒子径を単純平均した値とし、標準偏差はこれらの粒子径から求めた値とする。
また密度を求める際には、複合析出または晶出物は１ヶとして数える。組成分析は、ＥＤＸおよびＥＬＬＳを用い、構造解析はDiffraction pattern を解析することで行った。 複合晶出物とは、主にＭｇ，Ａｌ，Ｔｉ等を含有した単独あるいは複合酸化物であり、各複合化合物とは、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｍｇなどを含有した化合物（炭化物、窒化物、酸化物や硫化物など）である。
次にミクロ組織について説明する。
面積率最大の相をベイナイト又はマルテンサイトとする理由は、９８０ＭＰａ以上の引張強度を得るためには、硬質相であるベイナイト又はマルテンサイトを素地とすることが好ましく、これらの面積率は３０％以上１００％以下であることが好ましい。ただし、ここで言う面積率１００％とは、当然鋼材中には不可避的不純物や介在物が存在し、厳密には１００％とならないが、光学顕微鏡での観察ではこれらの不可避的不純物や介在物が認識できないレベルの大きさで存在することから、１００％であるとした。
面積率最大の相をベイナイト又はマルテンサイトとする理由は、９８０ＭＰａ以上の引張強度を得るためには、硬質相であるベイナイト又はマルテンサイトを素地とすることが好ましく、これらの面積率は３０％以上１００％以下であることが好ましい。ただし、ここで言う面積率１００％とは、当然鋼材中には不可避的不純物や介在物が存在し、厳密には１００％とならないが、光学顕微鏡での観察ではこれらの不可避的不純物や介在物が認識できないレベルの大きさで存在することから、１００％であるとした。
以下に本発明を更に詳細に説明する。
まず、本発明における鋼の化学成分の限定理由について説明する。
Ｃは、鋼板の強度を上昇できる元素である。特にマルテンサイトやオーステナイトなどの硬質相を生成し高強度化には必須の元素であり、９８０ＭＰａ以上の強度を得るためには０．０１％以上が必要であるが、逆に多く含有すると、脆性破壊の起点となるセメンタイトを増加させるため水素脆性を生じ易くなる。従って上限を０．３％とした。
まず、本発明における鋼の化学成分の限定理由について説明する。
Ｃは、鋼板の強度を上昇できる元素である。特にマルテンサイトやオーステナイトなどの硬質相を生成し高強度化には必須の元素であり、９８０ＭＰａ以上の強度を得るためには０．０１％以上が必要であるが、逆に多く含有すると、脆性破壊の起点となるセメンタイトを増加させるため水素脆性を生じ易くなる。従って上限を０．３％とした。
Ｓｉは、材質を大きく硬質化する置換型固溶体強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることに有効なうえ、セメンタイト析出を抑制する元素であるが、２．０％を超えると熱間圧延でのスケール除去にコストがかかり経済的に不利なため、２．０％を上限とする。下限は特に定めないが、極低下は製造コストの高騰を招くことから、０．００５以上の添加とすることが望ましい。
Ｍｎは、鋼板の強度上昇に有効な元素である。しかし、０．０１％未満ではこの効果が得られないので、下限値を０．０１％とした。逆に多いとＰ、Ｓとの共偏析を助長するだけでなく、加工性が劣化する場合があるため３．０％を上限値とする。
Ｐは、粒界偏析による粒界破壊の助長をする元素であり、低い方が望ましいが、極低化は製造コスト上好ましくない。また耐食性を劣化させる元素であるため、上限を０．１％とする。
Ｓは、腐食環境下での水素吸収を助長する元素であり、低い方が望ましいが、極低下は製造コスト上好ましくない。特に加工性を高めるためには低い方が望ましく、上限を０．０５％とする。
Ａｌは、脱酸のために０．００５％以上を添加するが、添加量が増加するとアルミナ等の介在物が増加して加工性が劣化するため、４．０％を上限とする。
Ｎは、加工性劣化や溶接時のブローホール発生にも寄与するため少ない方が良い。０．０１％を超えると加工性が劣化してくるので、０．０１％を上限とする。
Ｃｒは、鋼板の強度上昇に有効な元素である上、Ｃｒを含有する析出物および晶出物は水素トラップサイトとなるため非常に重要な元素である。Ｃｒ量の下限値は、本発明の実施例の表１の鋼種番号Ｄ，Ｆ及びＧの１．１％に基づいて、１．１％とした。しかし、Ｎｂ，Ｖ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｍｏを合計で３％超含有すると加工性低下が生じるため、上限値を３％とした。
Ｎｂは、鋼板の強度上昇及び細粒化に有効な元素である上、Ｎｂを含有する析出物および晶出物は水素トラップサイトとなるため非常に重要な元素である。しかし、Ｎｂ単独又は後述のＶ，Ｔｉ，Ｍｏの１種又は２種以上との合計で０．００１％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００１％とした。逆にＮｂ，Ｖ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｍｏを合計で３％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり加工性および耐遅れ破壊性低下が生じるため、上限値を３％とした。
Ｖは、鋼板の強度上昇及び粒径の微細化に有効である上、Ｖを含有する析出物および晶出物は水素トラップサイトとなるため非常に重要な元素である。しかし、Ｖ単独又はＮｂ，後述のＴｉ，Ｍｏの１種又は２種以上との合計で０．００１％未満ではこの効果が得られないために、下限値を０．００１％とした。逆にＮｂ，Ｖ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｍｏを合計で３％超含有すると炭窒化物の析出が顕著になり、延性低下が著しくなる。このため上限値を３％とした。
Ｔｉは、Ｔｉを含有する析出物および晶出物は水素トラップサイトとなるため非常に重要な元素である。しかし、Ｔｉ単独又はＮｂ，Ｖ、後述のＭｏの１種又は２種以上との合計で０．００１％未満では析出物および晶出物の個数が低下するために、下限値を０．００１％とした。逆にＮｂ，Ｖ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｍｏの合計が３％超では、粗大析出または晶出物が多量に生成するために加工性および耐遅れ破壊性が低下する。このため上限値を３％とした。
Ｍｏは、鋼板の焼入れ性を高め連続焼鈍設備で安定してマルテンサイトを得るために有効な元素であるだけでなく、粒界を強化して水素脆性の発生を抑制する効果がある。さらにＭｏを含有する析出物および晶出物は水素トラップサイトとなるため非常に重要な元素である。しかし、Ｍｏ単独又はＮｂ，Ｖ，Ｔｉの１種又は２種以上との合計で０．００１％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００１％とした。またＮｂ，Ｖ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｍｏの合計が３％超ではこれらの効果が飽和するため、上限値を３％とした。
Ｗは、鋼板の強度上昇に有効である上、Ｗを含有する析出物および晶出物は水素トラップサイトとなるため非常に重要な元素である。しかし、０．００５％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００５％とした。逆に５％超含有すると加工性低下が生じるため、上限値を５％とした。
Ｃｕは、強化に有効である上、自信の微細析出は遅れ破壊の向上にも寄与するため、０．００５％以上の添加とした。また過剰添加は加工性の劣化を招くことから、上限を５．０％とした。
Ｎｉは、Ｎｉ硫化物が水素侵入を抑制し遅れ破壊特性を向上させる効果や、鋼板の焼入れ性を高めることにより鋼板の強度を確保する効果がある。しかし０．００５％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００５％とした。逆に５％超では加工性が悪くなるため、上限値を５％とした。
Ｂは、鋼板の強度上昇に有効な元素である。しかし、０．０００２％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．０００２％とした。逆に０．１％超含有すると熱間加工性が劣化するため、上限値を０．１％とした。
Ｍｇは、自身の化合物が耐遅れ破壊向上に効果的なだけでなく、他元素との複合析出物または複合昇出物を生成させ、かつそれらの形態を耐遅れ破壊性向上に寄与するよう制御するために必要な元素であることから、０．０００５％以上とした。しかし、０．０１％超では粗大酸化物および硫化物を生成して、形態制御に効果的でなくなる上、薄鋼板の基本的要求特性である加工性を低下させるため、上限を０．０１％とした。
ＲＥＭ，Ｃａ，Ｙは、介在物の形態制御に有効で、耐遅れ破壊性に寄与することから、０．０００５％以上の添加とした。一方、過剰添加は熱間加工性を劣化させるため、それぞれ０．０１％以下の添加とした。ここでＲＥＭは Rera Earth Metal の略でＬａから始まるランタノイド系元素の総称である。
次に製造方法について説明する。
先ず、前記（６）に係る発明について説明する。
製造方法は一般に行われている熱延鋼板、冷延鋼板の製造設備で構わない。熱延後冷延・焼鈍して本発明の鋼板を製造する場合には、所定の成分に調整されたスラブを直接もしくは一旦冷却した後再加熱して熱延を行う。このときの再加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下とすることが望ましい。これは再加熱温度が高温になると粗粒化や厚い酸化スケールが形成される。一方、低温加熱では圧延抵抗が高くなってしまうため、上記の温度範囲が望ましい。
先ず、前記（６）に係る発明について説明する。
製造方法は一般に行われている熱延鋼板、冷延鋼板の製造設備で構わない。熱延後冷延・焼鈍して本発明の鋼板を製造する場合には、所定の成分に調整されたスラブを直接もしくは一旦冷却した後再加熱して熱延を行う。このときの再加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下とすることが望ましい。これは再加熱温度が高温になると粗粒化や厚い酸化スケールが形成される。一方、低温加熱では圧延抵抗が高くなってしまうため、上記の温度範囲が望ましい。
次に熱間圧延では、フェライト粒にひずみが過度に加わり加工性が低下するのを防ぐために熱間圧延をＡｒ3 以上で行い、逆に高温すぎても焼鈍後の再結晶粒径およびＮｂ，Ｖ，Ｃｒ，ＴｉおよびＭｏの酸化物、硫化物、窒化物、複合晶出物および複合析出物が必要以上に粗大化するため、９５０℃以下が望ましい。
熱間圧延後２５〜７００℃の巻取温度域まで０．１〜１０００℃／秒の冷却速度で冷却する。
冷却停止温度を２５℃より低くすることは操業上困難であるため下限を２５℃とし、冷却停止温度の上限が７００℃より高いとＮｂ，Ｖ，Ｃｒ，ＴｉおよびＭｏの酸化物、硫化物、窒化物、および複合析出物が粗大化することによりトラップ能が低下したり、９８０ＭＰａ以上の強度が得られなくなることから、前記の範囲に規定する。
また、冷却速度が０．１℃／秒より遅いと、フェライトやパーライトの生成を促進して強度低下を招く懸念があることから、冷却速度の下限を０．１℃／秒とした。一方、冷却速度が１０００℃／秒を超えることは操業上困難なため、これを上限とした。
熱間圧延後の冷却温度域は、トラップサイトとなるＮｂ、Ｖ，Ｃｒ，ＴｉおよびＭｏの酸化物、硫化物、窒化物、および複合析出物の析出しやすい５００〜７００℃が好ましく、またその温度域への冷却速度は、上記トラップサイトとなる析出物の析出を促進させるために、２０℃／秒以上の冷却速度が好ましい。
冷却停止温度を２５℃より低くすることは操業上困難であるため下限を２５℃とし、冷却停止温度の上限が７００℃より高いとＮｂ，Ｖ，Ｃｒ，ＴｉおよびＭｏの酸化物、硫化物、窒化物、および複合析出物が粗大化することによりトラップ能が低下したり、９８０ＭＰａ以上の強度が得られなくなることから、前記の範囲に規定する。
また、冷却速度が０．１℃／秒より遅いと、フェライトやパーライトの生成を促進して強度低下を招く懸念があることから、冷却速度の下限を０．１℃／秒とした。一方、冷却速度が１０００℃／秒を超えることは操業上困難なため、これを上限とした。
熱間圧延後の冷却温度域は、トラップサイトとなるＮｂ、Ｖ，Ｃｒ，ＴｉおよびＭｏの酸化物、硫化物、窒化物、および複合析出物の析出しやすい５００〜７００℃が好ましく、またその温度域への冷却速度は、上記トラップサイトとなる析出物の析出を促進させるために、２０℃／秒以上の冷却速度が好ましい。
巻き取り温度については、高温にすれば再結晶や粒成長が促進され、加工性の向上が望まれるが、熱間圧延時に発生するスケールの生成も促進され酸洗性が低下するので、７００℃以下とする。下限は操業上２５℃以上とし、さらに１００℃以上とすることが好ましい。
前記の冷却、巻取りに引き続いて、４００〜７００℃の温度範囲で１〜１０００００秒保持後室温まで冷却する。保持温度が４００℃より低いとＮｂ，Ｖ，Ｃｒ，ＴｉおよびＭｏの酸化物、硫化物、窒化物、および複合析出物の析出が遅くなる、もしくは析出しなくなることから下限を４００℃とし、７００℃より高いとＮｂ，Ｖ，Ｃｒ，ＴｉおよびＭｏの酸化物、硫化物、窒化物、および複合析出物が粗大化することによるトラップ能の低下や、鋼材強度の低下を招くことから上限を７００℃とした。
又、前記温度範囲での保持時間が１秒より短いとＮｂ，Ｖ，Ｃｒ，ＴｉおよびＭｏの酸化物、硫化物、窒化物、および複合析出物の析出量が不十分であり、また１０００００秒より長いとＮｂ，Ｖ，Ｃｒ，ＴｉおよびＭｏの酸化物、硫化物、窒化物、および複合析出物が粗大化することによるトラップ能の低下や、鋼材強度の低下を招くことから、前記の範囲に規定する。
このときの温度範囲および保持時間は、トラップサイトとなるＮｂ，Ｖ，Ｃｒ，ＴｉおよびＭｏの酸化物、硫化物、窒化物、および複合析出物が、請求項１で規定した平均粒子径、密度の範囲中で、より小さい平均粒子径、より高い密度を満たすことにより、トラップ能が上昇することから、５００〜７００℃の温度範囲で、１０分〜１０時間保持することが好ましい。保持後は厚い酸化スケールの形成を防ぐため、室温まで冷却する。
このときの温度範囲および保持時間は、トラップサイトとなるＮｂ，Ｖ，Ｃｒ，ＴｉおよびＭｏの酸化物、硫化物、窒化物、および複合析出物が、請求項１で規定した平均粒子径、密度の範囲中で、より小さい平均粒子径、より高い密度を満たすことにより、トラップ能が上昇することから、５００〜７００℃の温度範囲で、１０分〜１０時間保持することが好ましい。保持後は厚い酸化スケールの形成を防ぐため、室温まで冷却する。
酸洗後の冷間圧延は、圧下率が低いと鋼板の形状矯正が難しくなるため下限値を３０％とすることが好ましい。また、８０％を超える圧下率で圧延すると、鋼板のエッジ部に割れの発生及び形状の乱れのため、上限値を８０％とすることが好ましい。
連続焼鈍温度は低すぎると未再結晶の状態になり硬質化し、逆に高すぎると粒が粗大化しプレス時に肌荒れを起こす場合があるという問題点があるので、６００℃以上９５０℃以下とする。
焼鈍後、０．１〜１０００℃／秒の冷却速度で２５〜５００℃の温度域に冷却し、引き続いて同温度域で１〜１００００秒保持を行う。冷却速度が０．１℃／秒より遅いとフェライトやパーライトの生成を促進して強度低下を招く懸念があることから、冷却速度の下限を０．１℃／秒とした。一方、冷却速度が１０００℃／秒超の場合には最終的な鋼板中のマルテンサイト相などの硬質相が多量になってしまうことや、操業上困難なため、前記の範囲に規定する。
また、冷却停止温度を２５℃より低くすることは操業上困難であるため下限を２５℃とし、５００℃より高いと結晶粒の粗大化を招き９８０ＭＰａ以上の強度を得られないことから、前記の範囲に規定する。
また、冷却停止温度を２５℃より低くすることは操業上困難であるため下限を２５℃とし、５００℃より高いと結晶粒の粗大化を招き９８０ＭＰａ以上の強度を得られないことから、前記の範囲に規定する。
冷却停止温度での保持時間を１秒より短くすることは製造ラインの性能からまたはコストから困難であり、１００００秒より長くすることは結晶粒の粗大かを招き９８０ＭＰａ以上の強度を得られないことから、前記の範囲に規定する。
また必要に応じて、前記の保持後、４００〜７００℃の温度域で１分から１０時間保持して、その後冷却しても良い（前記（７）に係る発明）。この熱処理により、合金炭化物または窒化物（例えばＶ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｎｂ含有の炭窒化物）を析出させ、これらが新たな水素のトラップサイトとして働き、より耐遅れ破壊性が高まる。条件が、低温短時間になると十分な析出が起こらず、高温長時間になると析出物が粗大化してトラップサイトとして機能しなくなることから、本範囲とした。
また必要に応じて、前記の保持後、４００〜７００℃の温度域で１分から１０時間保持して、その後冷却しても良い（前記（７）に係る発明）。この熱処理により、合金炭化物または窒化物（例えばＶ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｎｂ含有の炭窒化物）を析出させ、これらが新たな水素のトラップサイトとして働き、より耐遅れ破壊性が高まる。条件が、低温短時間になると十分な析出が起こらず、高温長時間になると析出物が粗大化してトラップサイトとして機能しなくなることから、本範囲とした。
また、熱間圧延後２５〜７００℃の温度域に０．１〜１０００℃／秒の冷却速度で冷却後巻取り、引き続いて４００〜７００℃の温度範囲で１〜１０００００秒保持後室温まで冷却した熱延鋼板を酸洗後冷延し、４００〜７００℃の温度域で１分〜１０時間保持してもよい（前記（８）に係る発明）。
熱間圧延後の冷却停止温度を２５℃より低くすることは操業上困難であるため下限を２５℃とし、上限が７００℃より高いとＮｂ，Ｖ，Ｃｒ，ＴｉおよびＭｏの酸化物、硫化物、窒化物、および複合析出物の析出が困難となることから、前記の範囲に規定する。
また、冷却速度が０．１℃／秒より遅いと、フェライトやパーライトの生成を促進して強度低下を招く懸念があることから、冷却速度の下限を０．１℃／秒とした。一方、冷却速度が１０００℃／秒超の場合には最終的な鋼板中のマルテンサイト相などの硬質相が多量になってしまうことや、操業上困難なため、これを上限とした。
また、冷却速度が０．１℃／秒より遅いと、フェライトやパーライトの生成を促進して強度低下を招く懸念があることから、冷却速度の下限を０．１℃／秒とした。一方、冷却速度が１０００℃／秒超の場合には最終的な鋼板中のマルテンサイト相などの硬質相が多量になってしまうことや、操業上困難なため、これを上限とした。
前記の冷却に引き続いて行う保持温度が４００℃より低いと、Ｎｂ，Ｖ，Ｃｒ，ＴｉおよびＭｏの酸化物、硫化物、窒化物、および複合析出物の析出が遅くなる、もしくは析出しなくなることから下限を４００℃とし、７００℃より高いとＮｂ，Ｖ，Ｃｒ，ＴｉおよびＭｏの酸化物、硫化物、窒化物、および複合析出物が粗大化することによるトラップ能の低下や、鋼材強度の低下を招くことから、上限を７００℃とした。
又、前記温度範囲での保持時間が１秒より短いと、Ｎｂ，Ｖ，Ｃｒ，ＴｉおよびＭｏの酸化物、硫化物、窒化物、および複合析出物の析出量が不十分であり、また１０００００秒より長いとＮｂ，Ｖ，Ｃｒ，ＴｉおよびＭｏの酸化物、硫化物、窒化物、および複合析出物が粗大化することによるトラップ能の低下や、鋼材強度の低下を招くことから、前記の範囲に規定する。
前記の保持後、室温まで冷却した熱延鋼板を酸洗後冷延し、４００〜７００℃の温度域で１分〜１０時間保持するのは、前記（６）に係る発明の冷延−焼鈍後に同じ熱処理をする方法と同じ理由によるものである。
前記の保持後、室温まで冷却した熱延鋼板を酸洗後冷延し、４００〜７００℃の温度域で１分〜１０時間保持するのは、前記（６）に係る発明の冷延−焼鈍後に同じ熱処理をする方法と同じ理由によるものである。
また、熱間圧延時にＡｒ3 点以上の仕上温度で熱間圧延を施し、その後２５〜５００℃の温度域に０．１〜１０００℃／秒の冷却速度で冷却後巻き取り、引き続いて２５〜５００℃で１〜１０００００秒保持後室温まで冷却した熱延鋼板を酸洗後冷延し、引き続いて４００〜７００℃の温度域で１分〜１０時間保持を行うことで、より高い水素トラップ能が得られる（前記（９）に係る発明）。
これは熱間圧延時の冷却中および２５〜５００℃での温度保持中に、ベイナイトまたはマルテンサイトが主相となり、冷間圧延後の焼鈍時に微細にＮｂ，Ｖ，Ｃｒ，ＴｉおよびＭｏの酸化物、硫化物、窒化物および複合析出物が析出し、高い水素トラップ能が得られ、さらに遅れ破壊特性改善される。巻取り温度を２５〜５００℃に規定するのも蒸気と同じ理由によるものである。その他の条件の規定理由は前記（６）〜（８）の発明と同様である。
これは熱間圧延時の冷却中および２５〜５００℃での温度保持中に、ベイナイトまたはマルテンサイトが主相となり、冷間圧延後の焼鈍時に微細にＮｂ，Ｖ，Ｃｒ，ＴｉおよびＭｏの酸化物、硫化物、窒化物および複合析出物が析出し、高い水素トラップ能が得られ、さらに遅れ破壊特性改善される。巻取り温度を２５〜５００℃に規定するのも蒸気と同じ理由によるものである。その他の条件の規定理由は前記（６）〜（８）の発明と同様である。
また、熱間圧延時にＡｒ3 点以上の仕上温度で熱間圧延を施し、その後２５〜７００℃の温度域に０．１〜１０００℃／秒の冷却速度で冷却後巻き取り、引き続いて４００〜７００℃で１〜１０００００秒保持後室温まで冷却した熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後焼鈍時の最高温度を６００〜９５０℃で焼鈍した後に０．１〜１０００℃／秒の冷却速度で０〜３５０℃の温度域に冷却し、引き続いて１００〜７００℃の温度域で１〜１００００秒保持を行うことで、高い水素トラップ能が得られる（前記（１０）に係る発明）。
これは冷間圧延後の焼鈍時に最高加熱温度から０〜３５０℃の温度域に冷却する事で、ベイナイトまたはマルテンサイトが主相となり、その後の１００〜７００℃での保持により微細にＮｂ，Ｖ，Ｃｒ，ＴｉおよびＭｏの酸化物、硫化物、窒化物および複合析出物が析出し、高い水素トラップ能が得られ遅れ破壊特性改善されるからである。焼鈍時の最高加熱温度からの冷却速度および冷却停止温度は、５０〜２００℃／秒及び２５〜１００℃程度が好ましく、またその後の加熱速度は５〜２０℃／程度が好ましい。この時の加熱温度及び保持時間は必要とする強度及び耐遅れ破壊特性によって異なるが、上記範囲内である事が好ましい。
その他の条件については前記（６）に係る発明と同様である。
これは冷間圧延後の焼鈍時に最高加熱温度から０〜３５０℃の温度域に冷却する事で、ベイナイトまたはマルテンサイトが主相となり、その後の１００〜７００℃での保持により微細にＮｂ，Ｖ，Ｃｒ，ＴｉおよびＭｏの酸化物、硫化物、窒化物および複合析出物が析出し、高い水素トラップ能が得られ遅れ破壊特性改善されるからである。焼鈍時の最高加熱温度からの冷却速度および冷却停止温度は、５０〜２００℃／秒及び２５〜１００℃程度が好ましく、またその後の加熱速度は５〜２０℃／程度が好ましい。この時の加熱温度及び保持時間は必要とする強度及び耐遅れ破壊特性によって異なるが、上記範囲内である事が好ましい。
その他の条件については前記（６）に係る発明と同様である。
本発明において最も重要な技術は、薄鋼板の製造設備は条鋼や厚鋼板における製造設備と異なることや、使用に際し加工および溶接を行うという観点から、耐水素脆化特性向上のために析出させるトラップサイトを、熱間圧延中、連続焼鈍および箱焼鈍において析出させることにあり、これを実現するために前述の成分範囲、熱間圧延およびその後の熱処理条件範囲を制限した。この時のトラップサイトとなるＮｂ，Ｖ，Ｃｒ，ＴｉおよびＭｏの酸化物、硫化物、窒化物および複合析出物は、４００〜７００℃の温度範囲で１分〜１０時間の保持により析出させる事が好ましい（前記（６）〜（８）、（１０）に係る発明）。
次に本発明を実施例に基づいて説明する。
表１に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造でスラブとした。符号Ｄ〜Ｇが本発明に従った成分の鋼で符号Ｕ，Ｖは成分が逸脱するものである。これらの鋼を加熱炉中で１１６０〜１２５０℃の温度で加熱し、表３に示す９通りの条件で熱間圧延、連続焼鈍および箱焼鈍を行った。
ここで条件１〜６，８，９は本発明に従った製造条件であり、一方条件７は巻取り温度が低い条件で４００〜７００℃での保持を行っていない事から、本発明より逸脱する製造条件である。次いで再結晶焼鈍を行い、表２−１〜表２−４に鋼板の材質特性を示す。
以下に条件１〜９の製造条件を詳細に述べる。
表１に示す成分の鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造でスラブとした。符号Ｄ〜Ｇが本発明に従った成分の鋼で符号Ｕ，Ｖは成分が逸脱するものである。これらの鋼を加熱炉中で１１６０〜１２５０℃の温度で加熱し、表３に示す９通りの条件で熱間圧延、連続焼鈍および箱焼鈍を行った。
ここで条件１〜６，８，９は本発明に従った製造条件であり、一方条件７は巻取り温度が低い条件で４００〜７００℃での保持を行っていない事から、本発明より逸脱する製造条件である。次いで再結晶焼鈍を行い、表２−１〜表２−４に鋼板の材質特性を示す。
以下に条件１〜９の製造条件を詳細に述べる。
条件１では表３のＡ欄に示すように、１２００℃でスラブを加熱後、熱間圧延を８８０℃の仕上げ温度で行い、６０℃／秒の冷却速度で５０℃まで冷却し５０℃で巻き取り、室温（２０℃）まで冷却し、酸洗後圧下率５０％の冷間圧延をした。その後表３のＣ欄に示すように、２０℃／間の加熱速度で６００℃まで加熱し５時間保持を行った後、２０℃／時間で２００℃まで炉冷した。その後０．５％の調質圧延をして冷延鋼板となした。
条件２では表３のＡ欄に示すように、１２００℃でスラブを加熱後、熱間圧延を８８０℃の仕上げ温度で行い、６０℃／秒の冷却速度で６００℃まで冷却し６００℃で巻き取った。引き続き６００℃で１時間保持し、室温（２０℃）まで冷却した。その熱延鋼板を酸洗後、圧下率５０％の冷間圧延を行い、表３のＢ欄に示す連続焼鈍条件のように、５℃／秒の加熱速度で８５０℃まで加熱し、９０秒保持した後、６０℃／秒の冷却速度で２５０℃まで冷却し同温度域で６００秒保持し再結晶焼鈍を行い、その後０．５％の調質圧延をして冷延鋼板となした。
条件３では表３のＡ欄に示すように、１２００℃でスラブを加熱後、熱間圧延を８８０℃の仕上げ温度で行い、６０℃／秒の冷却速度で６００℃まで冷却し６００℃で巻き取った。引き続き６００℃で１時間保持し、室温（２０℃）まで冷却した。その熱延鋼板を酸洗後、圧下率５０％の冷間圧延を行い、表３のＢ欄に示す連続焼鈍条件のように、５℃／秒の加熱速度で８５０℃まで加熱し、９０秒保持した後、６０℃／秒の冷却速度で２５０℃まで冷却し同温度域で６００秒保持し再結晶焼鈍を行い、その後表３のＣ欄に示すように、２０℃／時間の加熱速度で６００℃まで加熱し１時間保持を行った後、２０℃／時間で２００℃まで炉冷した。その後０．５％の調質圧延をして冷延鋼板となした。
条件４では表３のＡ欄に示すように、１２００℃でスラブを加熱後、熱間圧延を８８０℃の仕上げ温度で行い、６０℃／秒の冷却速度で４００℃まで冷却し４００℃で巻き取った。引き続き４００℃で１時間保持し、室温（２０℃）まで冷却し、酸洗後圧下率５０％の冷延をした。その後表３のＣ欄に示すように、２０℃／時間の加熱速度で６００℃まで加熱し５時間保持を行った後、２０℃／時間で２００℃まで炉冷した。その後０．５％の調質圧延をして冷延鋼板となした。
条件５では表３のＡ欄に示すように、１２００℃でスラブを加熱後、熱間圧延を８８０℃の仕上げ温度で行い、６０℃／秒の冷却速度で５０℃まで冷却し５０℃で巻き取った。引き続き室温（２０℃）まで冷却した。その熱延鋼板を酸洗後、圧下率５０％の冷間圧延を行い、表３のＢ欄に示す連続焼鈍条件のように、５℃／秒の加熱速度で８５０℃まで加熱し、９０秒保持した後、６０℃／秒の冷却速度で２５０℃まで冷却し同温度域で６００秒保持し再結晶焼鈍を行い、その後表３のＣ欄に示すように、２０℃／時間の加熱速度で６００℃まで加熱し５時間保持を行った後、２０℃／時間で２００℃まで炉冷した。その後０．５％の調質圧延をして冷延鋼板となした。
条件６では表３のＡ欄に示すように、１２００℃でスラブを加熱後、熱間圧延を８８０℃の仕上げ温度で行い、６０℃／秒の冷却速度で６００℃まで冷却し６００℃で巻き取った。その後表３のＣ欄に示すように、２０℃／時間の加熱速度で６００℃まで加熱し１時間保持を行った後、２０℃／時間で２００℃まで炉冷した。その熱延鋼板を酸洗後、圧下率５０％の冷間圧延を行い、表３のＢ欄に示す連続焼鈍条件のように、５℃／秒の加熱速度で８５０℃まで加熱し、９０秒保持した後、６０℃／秒の冷却速度で２５０℃まで冷却し同温度域で６００秒保持し再結晶焼鈍を行い、その後０．５％の調質圧延をして冷延鋼板となした。
条件７では表３のＡ欄に示すように、１２００℃でスラブを加熱後、熱間圧延を８８０℃の仕上げ温度で行い、６０℃／秒の冷却速度で３００℃まで冷却し３００℃で巻き取った。引き続き３００℃で１時間保持し、室温（２０℃）まで冷却した。その熱延鋼板を酸洗後、圧下率５０％の冷間圧延を行い、表３のＢ欄に示す連続焼鈍条件のように、５℃／秒の加熱速度で５５０℃まで加熱し、９０秒保持した後、６０℃／秒の冷却速度で２５０℃まで冷却し同温度域で６００秒保持し再結晶焼鈍を行い、その後０．５％の調質圧延をして冷延鋼板となした。
条件８では表３のＡ欄に示すように、１２００℃でスラブを加熱後、熱間圧延を８８０℃の仕上げ温度で行い、６０℃／秒の冷却速度で３５０℃まで冷却し３５０℃で巻き取った。引き続き３５０℃で１時間保持し、室温（２０℃）まで冷却し、酸洗後圧下率５０％の冷延をした。その後表３のＣ欄に示すように、２０℃／時間の加熱速度で５５０℃まで加熱し５時間保持を行った後、２０℃／時間で２００℃まで炉冷した。その後０．５％の調質圧延をして冷延鋼板となした。
条件９では表３のＡ欄に示すように、１２００℃でスラブを加熱後、熱間圧延を８８０℃の仕上げ温度で行い、６０℃／秒の冷却速度で６００℃まで冷却し６００℃で巻き取った。引き続き６００℃で１時間保持し、室温（２０℃）まで冷却した。その熱延鋼板を酸洗後、圧下率５０％の冷間圧延を行い、表３のＢ欄に示す連続焼鈍条件のように、５℃／秒の加熱速度で８５０℃まで加熱し、９０秒保持した後、６０℃／秒の冷却速度で２５℃まで冷却し、その後５℃／秒の加熱速度で３００℃まで加熱し同温度域で６００秒保持し、その後０．５％の調質圧延をして冷延鋼板となした。
表２−１〜表２−４に、鋼板の耐遅れ破壊特性の評価を示した。評価方法は１００mm×３０mmの短冊試験片を曲げ加工し、表面に耐水性の歪みゲージを装着した後で０．５mol/l 硫酸中に漬け、電流によって電解して水素を侵入させ、２時間後の割れの発生を評価した。曲げ加工の半径は１０mmとし、与える応力はそれぞれ５８８．４ＭＰａ（６０kgf/mm2 ）と８８２．６ＭＰａ（９０kgf/mm2 ）とした。
さらに、スポット溶接部の遅れ破壊特性評価のために、上記のサイズの試験片を１０Ｒにて曲げ加工後、端部同士をスポット溶接した試験片を、０．５mol/l の硫酸中に漬け、電流によって電解して水素を侵入させ、２時間後の割れの発生も併せて評価した。
さらに、スポット溶接部の遅れ破壊特性評価のために、上記のサイズの試験片を１０Ｒにて曲げ加工後、端部同士をスポット溶接した試験片を、０．５mol/l の硫酸中に漬け、電流によって電解して水素を侵入させ、２時間後の割れの発生も併せて評価した。
表２−１〜表２−４、表３に示すように、本発明鋼であるＤ〜Ｇの鋼種で熱処理条件を１〜６、８、９としたものは、自動車の補強部品に適用するに充分な引張り強度と延性を示しており、上記の遅れ破壊試験において割れが発生しなかったことから耐遅れ破壊性に優れている。
これらに対して比較鋼であるＵ，Ｖ鋼またはＤ〜Ｇ鋼において熱処理条件を７としたものは、成分と熱処理条件のいずれかが本発明範囲から逸脱している。
したがって、種々の添加元素を添加した上でトラップサイトとなる酸化物、硫化物、窒化物および複合析出物を有効に作用するように、４００〜７００℃において保持することが耐遅れ破壊特性に有効であることは明らかである。
これらに対して比較鋼であるＵ，Ｖ鋼またはＤ〜Ｇ鋼において熱処理条件を７としたものは、成分と熱処理条件のいずれかが本発明範囲から逸脱している。
したがって、種々の添加元素を添加した上でトラップサイトとなる酸化物、硫化物、窒化物および複合析出物を有効に作用するように、４００〜７００℃において保持することが耐遅れ破壊特性に有効であることは明らかである。
Claims (10)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．３０％、
Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：０．０１〜３％、
Ｐ ：０．１％以下、
Ｓ ：０．０５％以下、
Ａｌ：０．００５〜４％、
Ｎ ：０．０１％以下
を含有し、更に、
Ｃｒ：１．１％以上と、
Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ，Ｍｏの元素群中から１種又は２種以上を合計で０．００１％以上とを含有し、かつ、
ＣｒとＮｂ，Ｖ，Ｔｉ，Ｍｏの１種又は２種以上との合計が３％以下
であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織がベイナイトまたはマルテンサイトを面積率で最大の相として、粒内のＮｂ、Ｖ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｍｏの酸化物、硫化物、窒化物、複合晶出物、複合析出物のいずれか１種以上を、
平均粒子径ｄ：０．００１〜５．０μｍ
密度ρ：１平方ｍｍあたり１００〜１×１０13個
分布：平均粒子径からの標準偏差σと平均粒子径ｄの比が、σ／ｄ≦１．０
を満たす分布形態を有し、引張強度が９８０ＭＰａ以上であることを特徴とする耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板。 - さらに、鋼中に質量％で、
Ｗ ：０．００５〜５％
を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板。 - さらに、鋼中に質量％で、
Ｃｕ：０．００５〜５％、
Ｎｉ：０．００５〜５％
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板。 - さらに、鋼中に質量％で、
Ｂ ：０．０００２〜０．１％
を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板。 - さらに、鋼中に質量％で、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、
Ｙ ：０．０００５〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
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１〜４の何れか１項に記載の耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板。 - 請求項１〜５のいずれか１項に記載の鋼板を製造する方法であって、請求項１〜５のいずれか１項に記載の成分からなる鋳造スラブを鋳造まま、あるいは、一旦冷却した後に再度加熱し、Ａｒ3 点以上の仕上温度で熱間圧延を施し、その後巻取温度まで０．１〜１０００℃／秒の冷却速度で冷却後２５〜７００℃で巻き取り、引き続いて４００〜７００℃の温度範囲で１〜１０００００秒保持後、室温まで冷却した熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後焼鈍時の最高温度を６００〜９５０℃で焼鈍した後に０．１〜１０００℃／秒の冷却速度で２５〜５００℃の温度域に冷却し、引き続いて同温度域で１〜１００００秒保持を行うことを特徴とする耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
- 請求項６に記載の製造方法により製造した鋼板を、さらに４００〜７００℃の温度域で１分〜１０時間保持を行うことを特徴とする耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
- 請求項１〜５のいずれか１項に記載の鋼板を製造する方法であって、請求項１〜５のいずれか１項に記載の成分からなる鋳造スラブを鋳造まま、あるいは、一旦冷却した後に再度加熱し、Ａｒ3 点以上の仕上温度で熱間圧延を施し、その後２５〜７００℃の温度域に０．１〜１０００℃／秒の冷却速度で冷却後巻き取り、引き続いて４００〜７００℃の温度範囲で１〜１０００００秒保持後室温まで冷却した熱延鋼板を酸洗後冷延し、引き続いて４００〜７００℃の温度域で１分〜１０時間保持を行うことを特徴とする耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
- 請求項１〜５のいずれか１項に記載の鋼板を製造する方法であって、請求項１〜５のいずれか１項に記載の成分からなる鋳造スラブを鋳造まま、あるいは、一旦冷却した後に再度加熱し、Ａｒ3 点以上の仕上温度で熱間圧延を施し、その後２５〜５００℃の温度域に０．１〜１０００℃／秒の冷却速度で冷却後巻き取り、引き続いて２５〜５００℃で１〜１０００００秒保持後室温まで冷却した熱延鋼板を酸洗後冷延し、引き続いて４００〜７００℃の温度域で１分〜１０時間保持を行うことを特徴とする耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
- 請求項１〜５のいずれか１項に記載の鋼板を製造する方法であって、請求項１〜５のいずれか１項に記載の成分からなる鋳造スラブを鋳造まま、あるいは、一旦冷却した後に再度加熱し、Ａｒ3 点以上の仕上温度で熱間圧延を施し、その後巻取温度まで０．１〜１０００℃／秒の冷却速度で冷却後２５〜７００℃で巻き取り、引き続いて４００〜７００℃の温度範囲で１〜１０００００秒保持後、室温まで冷却した熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後焼鈍時の最高温度を６００〜９５０℃で焼鈍した後に０．１〜１０００℃／秒の冷却速度で０〜３５０℃の温度域に冷却し、引き続いて１００〜７００℃の温度域で１〜１００００秒保持を行うことを特徴とする耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
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