JP2003166035A - 成形加工後の耐遅れ破壊性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法並びに高強度薄鋼板により作成された自動車用強度部品 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】本発明は、高強度薄鋼板において、成形加工後
に発生する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。 【解決手段】 残留オーステナイトが体積率で７％以下
であり、晶出物、析出物の粒径が０．０１μｍ〜５．０
μｍで１平方ｍあたり１００〜１０００００個含有する
薄鋼板であり、かつ重量％でＣ：０．０５％〜０．３
％、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：０．０１〜３．０％、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：３．
０％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０００２％
〜０．０１％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物
からなる薄鋼板。更に選択元素として、鋼組成にＴｉ、
Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏ、
Ｂ、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｙを含有させることができる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、特に高強度薄鋼板
において問題となる、置き割れや遅れ破壊を抑制した高
強度薄鋼板及びその製造方法並びにそれらにより作成さ
れる自動車用強度部品に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】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、７８０
ＭＰａ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、
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、加工性の点で７８０ＭPa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。

【０００３】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、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７８０ＭＰａ以上の超高
強度鋼板をプレス成形やパイプ成形や曲げ加工や端面加
工や穴拡げ加工などを施して、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。

【０００４】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。

【０００５】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、「遅れ破壊
解明の新展開」（（社）日本鉄鋼協会 材料の組織と特
性部会 高強度鋼の遅れ破壊研究会 平成９年１月）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、特開平１１
―２９３３８３号で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一切無い。

【０００６】一方、薄鋼板の遅れ破壊に関しては、（例
えば、山崎ら CAMP-ISIJ vol.5p1839 〜1842 (1992))
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。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】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、基本
的特性である成形加工性を確保しつつ使用前の成形加工
等の遅れ破壊に対する対策を講じた開発事例はほとんど
ない。

【０００８】

【課題を解決するための手段】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、Ｍｇの
化合物または複合化合物形成させて、これの形態を制御
することで、高強度薄鋼板の成形加工性を劣化させるこ
となく、成形加工後の耐遅れ破壊性を向上させることを
見出した。かつ現状の製造設備（熱間圧延、連続焼鈍、
溶融亜鉛めっき、電気めっき設備など）を用いた前記の
高強度薄鋼板の有効な製造方法を見出した。詳細は以下
の通りである。

【０００９】（１）重量％にて、Ｃ ：０．０５％〜
０．３％、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：０．０１〜３．
０％、Ｐ ：０．０２％以下、Ｓ ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．０１％〜３．０％、Ｎ ：０．０１％以下、
Ｍｇ：０．０００２％〜０．０１％を含有し、残部が鉄
および不可避的不純物からなる鋼であることを特徴と
し、鋼板の組織中に残留オーステナイトが体積率で７％
以下であり、Ｍｇの酸化物、硫化物、複合晶出物および
複合析出物のいずれか１種以上を、 平均粒子径／ｄ：０．０１〜５．０μｍ 密度／ρ：１平方ｍｍあたり１００〜１０００００個 分布：平均粒子径からの標準偏差：σと平均粒子経：ｄ
の比が、σ/ ｄ≦１．０満たす分布形態を有し、さら
に、これら分布が残留オーステナイトの体積率／Ｖγ％
と引張強度ＴＳ／ＭＰａが式（Ａ）を満たすことを特徴
とする、成形加工後の耐遅れ破壊性に優れた高強度薄鋼
板。 式（Ａ）：１０００（Ｖγ−０．１）^-5.5＋α（Ｍｇ−
４０)²−５０（ｄ−０．２)²＋１．１ｌｎρ＋７００
（ＴＳ−６８０）^-0.9≧１０ ＊）α＝−０．００５（Ｍｇ≦４０）、α＝−０．００
２（Ｍｇ＞４０） Ｖγ：残留オーステナイト体積率（％） Ｍｇ：Ｍｇ量（重量ｐｐｍ） ｄ ：粒径（μｍ） ρ ：密度（個／ｍｍ² ） ＴＳ：引張強度（ＭＰａ） 式（Ａ）の条件：１０００（Ｖ−０．１）^-5.5≧１０の時は１０００（Ｖ−０ ．１）^-5.5＝１０ ２≦Ｍｇ≦１００ｐｐｍ ０．０１≦ｄ≦５．０μｍ、（ｄ−０．２）² ≦０．２の時 は（ｄ−０．２）² ＝０．２ １００≦ρ≦１０００００個／ｍｍ² ７８０ＭＰａ≦ＴＳ

【００１０】（２）更に、重量％にて、Ｖ ：０．００
５〜１％、Ｔｉ：０．００２〜１％、Ｎｂ：０．００２
〜１％、Ｚｒ: ０．００２〜１％、の１種または２種以
上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼
であることを特徴とする（１）に記載の成形加工後の耐
遅れ破壊性に優れた高強度薄鋼板。

【００１１】（３）更に、重量％にて、Ｃｒ：０．００
５〜５％、Ｍｏ：０．００５〜５％、Ｗ ：０．００５
〜５％の１種または２種以上をを含有し、残部が鉄およ
び不可避的不純物からなる鋼であることを特徴とする
（１）または（２）に記載の成形加工後の耐遅れ破壊性
に優れた高強度薄鋼板。

【００１２】（４）更に、重量％にて、Ｃｕ：０．００
５〜２．０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物
からなる鋼であることを特徴とする（１）〜（３）に記
載の成形加工後の耐遅れ破壊性に優れた高強度薄鋼板。

【００１３】（５）更に、重量％にて、Ｎｉ：０．００
５〜２．０％、Ｃｏ：０．００５〜２．０％の１種また
は２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物か
らなる鋼であることを特徴とする（１）から（４）に記
載の成形加工後の耐遅れ破壊性に優れた高強度薄鋼板。

【００１４】（６）更に、重量％にて、Ｂ ：０．００
０２〜０．１％、を含有し、残部が鉄および不可避的不
純物からなる鋼であることを特徴とする（１）から
（５）に記載の成形加工後の耐遅れ破壊性に優れた高強
度薄鋼板。

【００１５】（７）更に、重量％にて、ＲＥＭ：０．０
００５〜０．０１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１
％、Ｙ ：０．０００５〜０．０１％の１種または２種
以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる
鋼であることを特徴とする（１）から（６）に記載の成
形加工後の耐遅れ破壊性に優れた高強度薄鋼板。

【００１６】（８）（１）から（７）のいずれかに記載
の組成からなる鋳片を製造し、Ａｒ₃点以上の仕上温度
で熱間圧延を施し、５００〜８００℃で捲取り、次いで
通常の酸洗の後、圧下率を３０〜８０％として冷間圧延
後、焼鈍工程で６００℃以上９５０℃以下に均熱して再
結晶焼鈍を施し、次いで調質圧延を施した成形加工後の
耐遅れ破壊性に優れた高強度薄鋼板の製造法。

【００１７】（９）（８）記載の製造方法で、焼鈍後２
００〜７００℃の温度域で１分から１０時間保持するこ
とを特徴とする、成形加工後の耐遅れ破壊性に優れた高
強度薄鋼板の製造法。

【００１８】（１０）（１）から（７）に記載の高強度
鋼板が熱延鋼板または冷延鋼板であることを特徴とす
る、成形加工後の耐遅れ破壊性に優れた高強度薄鋼板。

【００１９】（１１）鋼板に亜鉛めっきの表面処理を施
したことを特徴とする（１）から（７）に記載の成形加
工後の耐遅れ破壊性に優れた高強度薄鋼板。

【００２０】（１２）（９）または（１０）に記した鋼
板に、さらにフィルムラミネート処理をする成形加工後
の耐遅れ破壊性に優れた高強度薄鋼板。

【００２１】（１３）（１）から（７）に記載の高強度
薄鋼板により作成された自動車用強度部品。

【００２２】

【発明の実施の形態】焼き戻しマルテンサイト鋼では遅
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
により、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。前出の特開平１１―２９３３８３号
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、薄鋼板のよ
うに成形加工を受けるため、高い残留応力が発生した
り、加工端面にバリ等があると必然的に耐遅れ破壊性も
劣化するため、これに伴う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。また、トラップサイトの
微細分散は、薄鋼板の基本特性である延性を劣化させる
懸念もある。

【００２３】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、 Ｍｇを含む酸化物または硫化物と、それらと複合晶
出または析出した化合物の分散形態制御。 鋼板のミクロ組織中の残留オーステナイト量。 鋼板の強度。 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Ｍｇの化合物または複合晶出・析出物を効果的
に分散させ、延性および成形加工後の耐遅れ破壊性を両
立させる事ができる。これを満たすための条件として、
式（Ａ）を規定した。尚、のＭｇを含む酸化物または
硫化物と、それらと複合晶出または析出した化合物は、
粒内（旧オーステナイト粒界等のミクロ組織の相界面を
除く）にあると、より遅れ破壊特性向上に有効である。

【００２４】上記の本発明のを得るには製造条件
を特定して、種々の元素の酸化物、窒化物、硫化物等の
晶出物や析出物が水素のトラップサイトになり得る形態
を制御することも有効である。

【００２５】式（Ａ）を満たすことで、高強度薄鋼板の
耐遅れ破壊性を成形加工後においても十分に確保でき
る。これは薄鋼板の成形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。上記とは
以下のように限定する。

【００２６】残留オーステナイト量：残留オーステナイ
トは加工誘起変態によりマルテンサイトになると遅れ破
壊感受性を大きくしてしまうため、上限を体積率で７％
以下とした。

【００２７】平均粒子径：平均粒子径は、０．０１μｍ
から５．０μｍに限定した。水素のトラップサイトとし
てはある程度の大きさが必要であり、かつ、微細な粒子
が多量にあることは薄鋼板の延性を確保する上でも好ま
しいものではなく、製造も困難となる。したがって、下
限を０．０１μｍとした。また、粗大粒子はトラップサ
イトとしての作用がなくなる上破壊の起点となり得るの
で５．０μｍを上限とした。

【００２８】密度：粒子密度は、１００〜１０００００
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、高密での場合には、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
０００００個／ｍｍ² を上限とした。

【００２９】分布：粒子の分布を、平均粒子径からの標
準偏差：σと平均粒子経：ｄの比が、式：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１．０以下と
した。

【００３０】ここで、Ｍｇ化合物を含む粒子の測定につ
いて述べる。粒子の測定は、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、５０００〜１０００００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。粒子径
は、画像解析による円相当径にて評価する。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ＥＥＬＳを用い、構造
解析はDiffraction pattern を解析することで行った。
各複合化合物は、Ｍｇの他合金添加元素（例えばＴｉ、
Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＲＥＭ、Ｃａ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。

【００３１】以下に本発明を更に詳細に説明する。本発
明では高強度薄鋼板について述べているが、主に引張強
度で７８０ＭＰａ以上、板厚は０．５ｍｍ〜４．０ｍｍ
の鋼板についてである。次に式（Ａ）であるが、残留オ
ーステナイトの体積率、平均粒子径、密度、Ｍｇ量、引
張強度が耐遅れ破壊性の要因としてあげられることに加
えて、図１より設定した。式（Ａ）の左辺を関数ｆ（Ｖ
γ、Ｍｇ、ｄ、ρ、ＴＳ）とおくと、ｆ（Ｖγ、Ｍｇ、
ｄ、ρ、ＴＳ）の値が１０以上で著しく耐遅れ破壊性が
向上する。さらに各変数についての耐遅れ破壊性に対す
る影響を図２〜４に示す。図中の○は耐遅れ破壊性が良
好であり、×は不良であったことを示す。

【００３２】図２はf(Ｖγ）と残留オーステナイト体積
率Ｖγの相関グラフである。グラフの条件はＭｇ：３０
ｐｐｍ、平均粒子径：０．４μｍ、密度：１５００個／
ｍｍ ² 、引張強度：１４８０ＭＰａである。Ｖγが高い
と耐遅れ破壊性が劣化するが、f(Ｖγ）値が高い発明鋼
はＶγが７％以下で良好な耐遅れ破壊性を示す。また、
Ｖγが７％以下でも×の比較鋼はＭｇ、粒径、密度が範
囲外のためf(Ｖγ）＜１０となり耐遅れ破壊性が悪化し
たためである。

【００３３】図３はf(Mg) とＭｇ添加量の相関グラフで
ある。グラフの条件は残留オーステナイトの体積率：
３．０％、平均粒子径：０．４μｍ、密度：１５００個
／ｍｍ ² 、引張強度：１４８０ＭＰａである。Ｍｇ添加
量が２０〜７０ｐｐｍに特に耐遅れ破壊性が良好な領域
がある。また、Ｍｇが１００ｐｐｍ以下で×のものは残
留オーステナイト、粒径、密度が範囲外のためf(Mg) ＜
１０となり耐遅れ破壊性が悪化したためである。

【００３４】図４はf(ρ) と晶出物及び析出物の密度の
相関グラフである。グラフの条件は残留オーステナイト
の体積率：３．０％、Ｍｇ：３０ｐｐｍ、引張強度：１
３８０ＭＰａである。密度が低いと耐遅れ破壊性が悪い
と言える。また、密度ρが請求項の範囲内であるが×の
ものは、残留オーステナイト、Ｍｇ、粒径が範囲外のた
めf(ρ) ＜１０となり耐遅れ破壊性が悪化したためであ
る。以上により、式（Ａ）を満たせば耐遅れ破壊性に優
れるとした。

【００３５】次に、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、７８
０ＭＰａ以上の強度を得るためには０．０５％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
する。従って、上限を０．３％とした。

【００３６】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、
３．０％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、３．０％を上限とする。
また、添加量が多いとめっき性を劣化させるため、めっ
き性を向上させるためには０．６％以下が望ましい。

【００３７】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。

【００３８】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、極低下は製造コス
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０．０２％とする。

【００３９】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０．０２％とする。

【００４０】Ａｌは、脱酸のため０．０１％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、加工性が劣化する及び溶接性を劣化するため３．０
％を上限とする。尚、０．２％以上添加すると残留オー
ステナイトの生成を抑制する効果があるため望ましい。

【００４１】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％を越
えると加工性が劣化してくるので、０．０１％を上限と
する。

【００４２】Ｍｇは、自身の化合物が耐遅れ破壊性向上
に効果的なだけでなく、他元素との複合析出物または複
合昇晶出物を生成させ、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、０．０００２％以上とした。しかし、０．０
１％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
る成形加工性を低下させるため、上限を０．０１％とし
た。

【００４３】次に、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒは強炭化物生
成元素であり、析出物や介在物を生成させて強度及び耐
遅れ破壊性を改善するために必要な元素である。更にＶ
は、鋼板の強度上昇及び粒径の微細化に有効な元素であ
る。しかし、０．００５％未満ではこの効果が得られな
いために、下限値を０．００５％とした。逆に、１％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１％とした。

【００４４】更にＴｉは、鋼板の強度上昇及び粒径の微
細化に有効な元素である。しかし、０．００２％未満で
は析出物の個数が低下するために、下限値を０．００２
％とした。逆に、１％超では粗大析出または昇出物が生
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１％とした。

【００４５】更にＮｂは、鋼板の強度上昇及び細粒化に
有効な元素である。しかし、０．００２％未満ではこれ
らの効果が得られないため、下限値を０．００２％とし
た。逆に、１％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１％とした。

【００４６】更にＺｒは、鋼板の強度上昇及び細粒化に
有効な元素である。しかし、０．００２％未満では析出
物の個数が低下するために、下限値を０．００２％とし
た。逆に、１％超では粗大析出または昇出物が生成する
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１％とした。

【００４７】次に、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗは炭化物形成元素及
び焼戻軟化抵抗元素であり、強度及び耐遅れ破壊性を改
善するために必要な元素である。更にＣｒは、鋼板の強
度上昇に有効な元素である。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０．００
５％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。

【００４８】更に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。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。また、５％超ではこれらの効果が飽和するため、
上限値を５％とした。

【００４９】更にＷは、鋼板の強度上昇に有効な元素で
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。

【００５０】次に、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、０．０
０５％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２．０％とした。

【００５１】次に、Ｎｉ、Ｃｏは焼入れ性を高める強化
元素である。更に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硬化や、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、２％超では加
工性が悪くなるため、上限値を２％とした。

【００５２】更にＣｏは、強化に有効であるため、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２．０％とした。

【００５３】次に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。

【００５４】次に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、０．０
００５％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、０．０１％以下の添加とした。

【００５５】次に製造方法について説明する。まず、規
定した成分を有する鋳片を熱間圧延する。この際、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Ａｒ₃ 以上で仕上圧延を実施する。また、高
温すぎても焼鈍後の再結晶粒径およびＭｇの複合析出ま
たは昇出物が必要以上に粗大化するため、９４０℃以下
が望ましい。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生成も促進され酸洗性が
低下するので、８００℃以下とする。一方で低温になり
すぎると硬化するため、冷間圧延時での負荷が高くな
る。このため、５００℃以上とする。

【００５６】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。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。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。焼鈍は連続焼鈍または箱焼
鈍設備を用いて行う。

【００５７】また必要に応じて、焼鈍後、２００〜７０
０℃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。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、Ｗ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。

【００５８】前記の鋳片は、鋳造速度が早いとＭｇ化合
物が過度に微細化し、鋳造速度が遅いとＭｇ化合物が粗
大化しかつ粒子数も少なくなりＭｇ化合物の遅れ破壊制
御が十分に発揮できない場合が有る。鋳片の鋳造速度と
しては、０．０５ｍ／分〜２０．０ｍ／分が望ましい。
更に、Ｍｇ化合物の遅れ破壊性向上効果を安定的に利用
するには１．０ｍ／分〜３．０ｍ／分が好ましい。

【００５９】なお、本鋼板は熱延鋼板、冷延鋼板、めっ
き鋼板のいずれでもかまわない。更にめっきは通常の亜
鉛めっき、アルミめっき等のいずれでもかまわない。め
っきは溶融めっき及び電気めっきのいずれでも良く、更
にめっき後に合金化熱処理を施してもかまわないし、複
層めっきでもかまわない。また、めっきを施さない鋼板
上やめっき鋼板上にフィルムラミネート処理をした鋼板
も本発明を逸脱するものではない。

【００６０】さらに、本発明の高強度薄鋼板（例えば７
８０ＭＰａ以上の鋼板）を形成加工した自動車用強度部
品（例えばバンパーやドアインパクトビーム等の補強部
材）においても、十分な材質特性（強度、剛性等）を表
し、衝撃吸収性や耐遅れ破壊性も良好であった。

【００６１】

【実施例】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Ａ〜Ｊが本発明に従った成分の鋼で符号
Ｋ〜Ｍ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、８７０
℃〜９００℃の仕上げ温度で熱間圧延を行い、６５０℃
〜７５０℃にて巻き取る。これに続いて符号Ｈ以外は、
酸洗後に冷間圧延を行い、次いで再結晶焼鈍を行い、そ
の後０．４％の調質圧延をして冷延鋼板となした。ま
た、符号Ｉ、Ｊは更に目付量を片面５０ｇ／ｍ² 施した
合金化溶融亜鉛めっき鋼板とし、Ｊについては加えてフ
ィルムラミネート処理をした。表２に鋼板の製造方法と
材質特性を示す。

【００６２】表３に、鋼板の耐遅れ破壊性の評価を示し
た。評価方法は、８０mm×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０．５
mol/l の硫酸中に漬け、電流によって電解して水素を侵
入させる方法である。その後割れの発生を評価した。曲
げ加工の半径は５ｍｍ、１０ｍｍ、１５ｍｍとし、与え
る応力はそれぞれ６０ＭＰａと９０ＭＰａとした。

【００６３】表２、表３に示すように、本発明例である
符号１、２、３、５、７〜１２では、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、割
れ発生までの時間も長く耐遅れ破壊性に優れている。こ
れらに対して比較例である符号４、６、１３〜１５で
は、成分、焼鈍温度のいずれかが本発明範囲から逸脱し
ている。４、６は式（Ａ）の値が本範囲から逸脱してお
り、割れ発生までの時間が短くなる。１３〜１５は成分
範囲が逸脱しており、水素のトラップサイトとなる晶出
物や析出物の個数が少ないか、反対に水素をトラップし
すぎるために割れ発生までの時間が短くなり、本発明で
の耐遅れ破壊性での差は明らかである。

【００６４】

【表１】

【００６５】

【表２】

【００６６】

【表３】

【００６７】

【発明の効果】以上に説明した通り、本発明による高強
度薄鋼板では、有効に水素のトラップサイトであるＭｇ
の化合物または複合晶出・析出物を効果的に分散させ、
延性および成形加工後の耐遅れ破壊性を両立させる事が
できる。本発明の高強度薄鋼板を形成加工した自動車用
強度部品（例えばバンパーやドアインパクトビーム等の
補強部材）においても、十分な材質特性を表し、衝撃吸
収性や耐遅れ破壊性も良好であった。

【図面の簡単な説明】

【図１】式（Ａ）と遅れ破壊時間の関係を示すグラフで
ある。

【図２】式（Ａ）と残留オーステナイトの関係を示すグ
ラフである。

【図３】式（Ａ）とＭｇ量の関係を示すグラフである。

【図４】式（Ａ）と密度の関係を示すグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 谷口 裕一 愛知県東海市東海町５−３ 新日本製鐵株 式会社名古屋製鐵所内 Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA02 EA05 EA06 EA09 EA10 EA11 EA15 EA16 EA17 EA18 EA19 EA20 EA23 EA25 EA27 EA28 EA31 EA32 EA33 EA35 EA36 EB06 EB07 EB09 EC01 FA02 FA03 FC04 FC07 FE01 FE02 FE03 FG01 FJ04 FJ05 FJ06 FL01 FL02 FL03 FM02

Claims (13)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％にて、 Ｃ ：０．０５％〜０．３％、 Ｓｉ：３．０％以下、 Ｍｎ：０．０１〜３．０％、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．０１％〜３．０％、 Ｎ ：０．０１％以下、 Ｍｇ：０．０００２％〜０．０１％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼で
   あることを特徴とし、鋼板の組織中に残留オーステナイ
   トが体積率で７％以下であり、Ｍｇの酸化物、硫化物、
   複合晶出物および複合析出物のいずれか１種以上を、 平均粒子径／ｄ：０．０１〜５．０μｍ 密度／ρ：１平方ｍｍあたり１００〜１０００００個 分布：平均粒子径からの標準偏差：σと平均粒子経：ｄ
   の比が、σ/ ｄ≦１．０満たす分布形態を有し、さら
   に、これら分布が残留オーステナイトの体積率／Ｖγ％
   と引張強度ＴＳ／ＭＰａが式（Ａ）を満たすことを特徴
   とする、成形加工後の耐遅れ破壊性に優れた高強度薄鋼
   板。 式（Ａ）：１０００（Ｖγ−０．１）^-5.5＋α（Ｍｇ−
   ４０)²−５０（ｄ−０．２)²＋１．１ｌｎρ＋７００
   （ＴＳ−６８０）^-0.9≧１０ ＊）α＝−０．００５（Ｍｇ≦４０）、α＝−０．００
   ２（Ｍｇ＞４０） Ｖγ：残留オーステナイト体積率（％） Ｍｇ：Ｍｇ量（重量ｐｐｍ） ｄ ：粒径（μｍ） ρ ：密度（個／ｍｍ² ） ＴＳ：引張強度（ＭＰａ） 式（Ａ）の条件：１０００（Ｖ−０．１）^-5.5≧１０の時は１０００（Ｖ−０ ．１）^-5.5＝１０ ２≦Ｍｇ≦１００ｐｐｍ ０．０１≦ｄ≦５．０μｍ、（ｄ−０．２）² ≦０．２の時 は（ｄ−０．２）² ＝０．２ １００≦ρ≦１０００００個／ｍｍ² ７８０ＭＰａ≦ＴＳ
2. 【請求項２】更に、重量％にて、 Ｖ ：０．００５〜１％、 Ｔｉ：０．００２〜１％、 Ｎｂ：０．００２〜１％、 Ｚｒ: ０．００２〜１％ の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避
   的不純物からなる鋼であることを特徴とする請求項１に
   記載の成形加工後の耐遅れ破壊性に優れた高強度薄鋼
   板。
3. 【請求項３】更に、重量％にて、 Ｃｒ：０．００５〜５％、 Ｍｏ：０．００５〜５％、 Ｗ ：０．００５〜５％ の１種または２種以上をを含有し、残部が鉄および不可
   避的不純物からなる鋼であることを特徴とする請求項１
   または２に記載の成形加工後の耐遅れ破壊性に優れた高
   強度薄鋼板。
4. 【請求項４】更に、重量％にて、 Ｃｕ：０．００５〜２．０％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼で
   あることを特徴とする請求項１〜３に記載の成形加工後
   の耐遅れ破壊性に優れた高強度薄鋼板。
5. 【請求項５】更に、重量％にて、 Ｎｉ：０．００５〜２．０％、 Ｃｏ：０．００５〜２．０％ の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避
   的不純物からなる鋼であることを特徴とする請求項１か
   ら４に記載の成形加工後の耐遅れ破壊性に優れた高強度
   薄鋼板。
6. 【請求項６】更に、重量％にて、 Ｂ ：０．０００２〜０．１％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼で
   あることを特徴とする請求項１から５に記載の成形加工
   後の耐遅れ破壊性に優れた高強度薄鋼板。
7. 【請求項７】更に、重量％にて、 ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、 Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、 Ｙ ：０．０００５〜０．０１％ の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避
   的不純物からなる鋼であることを特徴とする請求項１か
   ら６に記載の成形加工後の耐遅れ破壊性に優れた高強度
   薄鋼板。
8. 【請求項８】請求項１から７のいずれかに記載の組成か
   らなる鋳片を製造し、Ａｒ₃ 点以上の仕上温度で熱間圧
   延を施し、５００〜８００℃で捲取り、次いで通常の酸
   洗の後、圧下率を３０〜８０％として冷間圧延後、焼鈍
   工程で６００℃以上９５０℃以下に均熱して再結晶焼鈍
   を施し、次いで調質圧延を施した成形加工後の耐遅れ破
   壊性に優れた高強度薄鋼板の製造法。
9. 【請求項９】請求項８記載の製造方法で、焼鈍後２００
   〜７００℃の温度域で１分から１０時間保持することを
   特徴とする、成形加工後の耐遅れ破壊性に優れた高強度
   薄鋼板の製造法。
10. 【請求項１０】請求項１から７に記載の高強度鋼板が熱
    延鋼板または冷延鋼板であることを特徴とする、成形加
    工後の耐遅れ破壊性に優れた高強度薄鋼板。
11. 【請求項１１】鋼板に亜鉛めっきの表面処理を施したこ
    とを特徴とする請求項１から７に記載の成形加工後の耐
    遅れ破壊性に優れた高強度薄鋼板。
12. 【請求項１２】請求項９または請求項１０に記した鋼板
    に、さらにフィルムラミネート処理をする成形加工後の
    耐遅れ破壊性に優れた高強度薄鋼板。
13. 【請求項１３】請求項１から７に記載の高強度薄鋼板に
    より作成された自動車用強度部品。