JP2004169180A - 高張力冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】引張強さ×伸び≧18000MPa・％で、かつ予歪み：８％付与後の限界拡散性水素量が 0.5 ppm以上を満足する強度−伸びバランスおよび耐水素割れ特性に優れた高張力冷延鋼板を提供する。
【解決手段】質量％でＣ：0.10〜0.19％、Si：0.8 〜2.0 ％、Mn：1.0 〜3.0 ％、Ｐ：0.015 ％以下、Ｓ：0.01％以下およびAl：0.05％以下を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成にすると共に、残留オーステナイトを3.0vol％以上含む鋼組織とし、かつ引張強さ×伸び≧ 18000 MPa・％で、予歪み：８％付与後の限界拡散性水素量：0.50 ppm以上を満足させる。
【選択図】図１
【解決手段】質量％でＣ：0.10〜0.19％、Si：0.8 〜2.0 ％、Mn：1.0 〜3.0 ％、Ｐ：0.015 ％以下、Ｓ：0.01％以下およびAl：0.05％以下を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成にすると共に、残留オーステナイトを3.0vol％以上含む鋼組織とし、かつ引張強さ×伸び≧ 18000 MPa・％で、予歪み：８％付与後の限界拡散性水素量：0.50 ppm以上を満足させる。
【選択図】図１
Description
本発明は、高張力冷延鋼板およびその製造方法に関するものである。
本発明の鋼板は、引張り強さ（ＴＳ）が 980 MPa以上で、非常に高い伸び特性を呈し、さらに鋼板を高強度化した際に懸念される遅れ破壊等の水素割れを発生することがない、強度−伸びバランスおよび耐水素割れ特性に優れた高張力冷延鋼板である。
用途としては、例えば自動車のバンパーやドア、キャビンの補強材等に使用して好適なものである。
本発明の鋼板は、引張り強さ（ＴＳ）が 980 MPa以上で、非常に高い伸び特性を呈し、さらに鋼板を高強度化した際に懸念される遅れ破壊等の水素割れを発生することがない、強度−伸びバランスおよび耐水素割れ特性に優れた高張力冷延鋼板である。
用途としては、例えば自動車のバンパーやドア、キャビンの補強材等に使用して好適なものである。
従来、引張り強さ（ＴＳ）が 980 MPa以上の鋼板は、成形性が悪く、また遅れ破壊のような水素割れを発生する可能性があったため、ほとんど使用されることはなかった。
しかしながら、昨今の地球環境問題からの排出ガス規制に関連し、車体重量の軽減は極めて重要な問題である。また、それと共に乗員の安全性確保も同様に重要である。
これらを両立させるために、使用する鋼板の強度を高めることは勿論のこと、部品形状を工夫して、剛性の向上および耐衝突特性の向上が試みられているが、そのためには、素材となる鋼板に対して従来鋼板を凌ぐ高い成形性が要求される。
しかしながら、昨今の地球環境問題からの排出ガス規制に関連し、車体重量の軽減は極めて重要な問題である。また、それと共に乗員の安全性確保も同様に重要である。
これらを両立させるために、使用する鋼板の強度を高めることは勿論のこと、部品形状を工夫して、剛性の向上および耐衝突特性の向上が試みられているが、そのためには、素材となる鋼板に対して従来鋼板を凌ぐ高い成形性が要求される。
このような鋼板として、10％以上の残留オーステナイトを利用する技術が開示されている（例えば特許文献１）。
しかしながら、この鋼板は、遅れ破壊のような水素割れの発生に対する配慮がなされてないため、水素割れを回避するための指針は得られなかった。
しかしながら、この鋼板は、遅れ破壊のような水素割れの発生に対する配慮がなされてないため、水素割れを回避するための指針は得られなかった。
一方、水素割れ感受性の評価手法については、すでに検討されている手法がある（例えば非特許文献１）。
この手法は、鋼中に水素を電解チャージにより導入し、カドミウムめっきを施すことによって水素の逃散を防いだ後に一定荷重を負荷し、100 時間放置後の破断の有無を調査する。試験終了後、破断しなかったサンプルの鋼中における拡散性水素量を測定し、その水素濃度の最大値を限界拡散性水素量と呼び、水素割れの評価基準としている。
鋼中の拡散性水素量は、100 ℃/hの速度での昇温分析法により４重極質量分析計にて第１ピークの面積積分により求めている。一方で、実際に鋼材の使用中に鋼中に侵入する水素量を測定し、その水素量よりも限界拡散性水素量が大きい場合には、水素割れが起こらないと判定する。
この手法は、鋼中に水素を電解チャージにより導入し、カドミウムめっきを施すことによって水素の逃散を防いだ後に一定荷重を負荷し、100 時間放置後の破断の有無を調査する。試験終了後、破断しなかったサンプルの鋼中における拡散性水素量を測定し、その水素濃度の最大値を限界拡散性水素量と呼び、水素割れの評価基準としている。
鋼中の拡散性水素量は、100 ℃/hの速度での昇温分析法により４重極質量分析計にて第１ピークの面積積分により求めている。一方で、実際に鋼材の使用中に鋼中に侵入する水素量を測定し、その水素量よりも限界拡散性水素量が大きい場合には、水素割れが起こらないと判定する。
そして、このような評価を行った場合、ＴＳ：l078 MPaの鋼材の限界拡散性水素量は 1.0 ppm程度であることが例示されている。この鋼材は、焼入れ焼戻し法により製造されており、引張強さ×伸びは 10000〜16000MPa・％である。また、鋼材中に侵入する水素量は 0.1 ppm程度であることが記載されている。
ただし、この手法は、ボルトを評価対象としていて、丸棒を用いた場合の評価であり、本発明で対象とする薄鋼板についての評価は行われていない。
ただし、この手法は、ボルトを評価対象としていて、丸棒を用いた場合の評価であり、本発明で対象とする薄鋼板についての評価は行われていない。
本発明で対象とする薄鋼板は、通常、部品成形後に使用されるため、歪みの入った状態で評価を行う必要がある。歪みの導入は材料に損傷を与えるため、この場合の限界拡散性水素量は歪みを付与しない状態での値と比較すると著しく低下する。
上記非特許文献１で評価した限界拡散性水素量が1.01 ppmであったＴＳ：l078 MPaの鋼材と同一の成分組成の素材に対し、同一の熱処理を施して薄板を製造し、後述する手法を用いて予歪み：８％を付与した後の限界拡散性水素量について測定したところ、0.3 ppmであり、１／３以下に低下していた。
上記非特許文献１で評価した限界拡散性水素量が1.01 ppmであったＴＳ：l078 MPaの鋼材と同一の成分組成の素材に対し、同一の熱処理を施して薄板を製造し、後述する手法を用いて予歪み：８％を付与した後の限界拡散性水素量について測定したところ、0.3 ppmであり、１／３以下に低下していた。
なお、上記した非特許文献１には、ＶＣを用いて限界拡散性水素量を向上させる手法が開示されているが、この手法はＶＣを利用して水素をトラップさせる技術である。この技術自体の薄鋼板への適用は可能であるが、析出強化を利用するものであるため、伸び特性の向上は望めず、また予歪み付与後の限界拡散性水素量の向上にこの技術が有効であるかどうかは不明である。さらに、Ｖ添加により大幅なコストアップを招くため実用的ではない。
その他、ＴＳ：1800 MPa以上の高強度ばね用鋼に対して、（Mo，Ｖ）Ｃを用いて疲労試験中の限界拡散性水素量を向上させる方法が提案されている（例えば特許文献２）。
しかしながら、この方法も、析出強化を利用するものであるため、伸び特性の向上は期待できず、また予歪み付与後の限界拡散性水素量の向上に対してこの技術が有効であるかどうかは不明であり、さらにMoおよびＶ添加することによるコストの上昇が非常に高い。
以上述べたとおり、従来は、本発明で対象とするような板厚が３mm以下程度の薄鋼板について、その伸び特性を向上させつつ、耐水素割れ特性を向上させる技術は未だ開発されていなかった。
しかしながら、この方法も、析出強化を利用するものであるため、伸び特性の向上は期待できず、また予歪み付与後の限界拡散性水素量の向上に対してこの技術が有効であるかどうかは不明であり、さらにMoおよびＶ添加することによるコストの上昇が非常に高い。
以上述べたとおり、従来は、本発明で対象とするような板厚が３mm以下程度の薄鋼板について、その伸び特性を向上させつつ、耐水素割れ特性を向上させる技術は未だ開発されていなかった。
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、引張強さ×伸び≧18000MPa・％で、かつ予歪み：８％付与後の限界拡散性水素量が0.50 ppm以上を満足する強度−伸びバランスおよび耐水素割れ特性に優れた高張力冷延鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
さて、発明者らは、上記の課題を解決すべく鋭意研究を重ねた結果、以下に述べる知見を得た。
すなわち、一般に鋼板は、巻取り温度が高くなると、熱延板がバンド状組織を呈し、その後の冷延−焼鈍−過時効後も組織は圧延方向に伸びた組織となり、さらに冷間圧下率が高いとこの傾向が強まることを見出した。
そして、かようなバンド状組織となる傾向が小さいほど、耐水素割れ特性および伸び特性が向上することを究明したのである。
すなわち、一般に鋼板は、巻取り温度が高くなると、熱延板がバンド状組織を呈し、その後の冷延−焼鈍−過時効後も組織は圧延方向に伸びた組織となり、さらに冷間圧下率が高いとこの傾向が強まることを見出した。
そして、かようなバンド状組織となる傾向が小さいほど、耐水素割れ特性および伸び特性が向上することを究明したのである。
本発明は、上記の知見に基づき、成分組成を調整すると共に、焼鈍後の冷却速度を規制し、かつ熱延時の巻取り温度、冷間圧下率および過時効処理温度を適正に制御して、残留オーステナイトを生成させると共に、バンド状組織の生成を極力抑制することにより、引張強さ×伸び≧18000MPa・％で、かつ限界拡散性水素量が0.50 ppm以上の特性を有する鋼板の開発に成功したものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：0.10〜0.19％、
Si：0.8 〜2.0 ％、
Mn：1.0 〜3.0 ％、
Ｐ：0.015 ％以下、
Ｓ：0.01％以下および
Al：0.05％以下
を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、さらに残留オーステナイトを 3.0vol ％以上含む組織を有し、かつ引張強さ×伸び≧ 18000 MPa・％で、予歪み：８％付与後の限界拡散性水素量が0.50 ppm以上であることを特徴とする高張力冷延鋼板。
１．質量％で、
Ｃ：0.10〜0.19％、
Si：0.8 〜2.0 ％、
Mn：1.0 〜3.0 ％、
Ｐ：0.015 ％以下、
Ｓ：0.01％以下および
Al：0.05％以下
を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、さらに残留オーステナイトを 3.0vol ％以上含む組織を有し、かつ引張強さ×伸び≧ 18000 MPa・％で、予歪み：８％付与後の限界拡散性水素量が0.50 ppm以上であることを特徴とする高張力冷延鋼板。
２．質量％で、
Ｃ：0.10〜0.19％、
Si：0.8 〜2.0 ％、
Mn：1.0 〜3.0 ％、
Ｐ：0.015 ％以下、
Ｓ：0.01％以下および
Al：0.05％以下
を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、さらに残留オーステナイトを 3.0vol ％以上含むと共に、フェライト以外の相の板厚方向の相間隔に対する圧延方向の相間隔の比が1.5 以下である組織を有することを特徴とする高張力冷延鋼板。
Ｃ：0.10〜0.19％、
Si：0.8 〜2.0 ％、
Mn：1.0 〜3.0 ％、
Ｐ：0.015 ％以下、
Ｓ：0.01％以下および
Al：0.05％以下
を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、さらに残留オーステナイトを 3.0vol ％以上含むと共に、フェライト以外の相の板厚方向の相間隔に対する圧延方向の相間隔の比が1.5 以下である組織を有することを特徴とする高張力冷延鋼板。
３．質量％で、
Ｃ：0.10〜0.19％、
Si：0.8 〜2.0 ％、
Mn：1.0 〜3.0 ％、
Ｐ：0.015 ％以下、
Ｓ：0.01％以下および
Al：0.05％超、1.5 ％以下
を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、さらに残留オーステナイトを 3.0vol ％以上含む組織を有し、かつ引張強さ×伸び≧ 18000 MPa・％で、予歪み：８％付与後の限界拡散性水素量が0.50 ppm以上であることを特徴とする高張力冷延鋼板。
Ｃ：0.10〜0.19％、
Si：0.8 〜2.0 ％、
Mn：1.0 〜3.0 ％、
Ｐ：0.015 ％以下、
Ｓ：0.01％以下および
Al：0.05％超、1.5 ％以下
を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、さらに残留オーステナイトを 3.0vol ％以上含む組織を有し、かつ引張強さ×伸び≧ 18000 MPa・％で、予歪み：８％付与後の限界拡散性水素量が0.50 ppm以上であることを特徴とする高張力冷延鋼板。
４．質量％で、
Ｃ：0.10〜0.19％、
Si：0.8 〜2.0 ％、
Mn：1.0 〜3.0 ％、
Ｐ：0.015 ％以下、
Ｓ：0.01％以下および
Al：0.05％超、1.5 ％以下
を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、さらに残留オーステナイトを 3.0vol ％以上含むと共に、フェライト以外の相の板厚方向の相間隔に対する圧延方向の相間隔の比が1.5 以下である組織を有することを特徴とする高張力冷延鋼板。
Ｃ：0.10〜0.19％、
Si：0.8 〜2.0 ％、
Mn：1.0 〜3.0 ％、
Ｐ：0.015 ％以下、
Ｓ：0.01％以下および
Al：0.05％超、1.5 ％以下
を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、さらに残留オーステナイトを 3.0vol ％以上含むと共に、フェライト以外の相の板厚方向の相間隔に対する圧延方向の相間隔の比が1.5 以下である組織を有することを特徴とする高張力冷延鋼板。
５．上記１〜４のいずれか一項において、鋼板が、さらに質量％で、
Cr：0.5 ％以下、
Mo：0.3 ％以下、
Ni：0.5 ％以下および
Ｂ：0.002 ％以下
のうちから選んだ一種または二種以上を含有する組成になることを特徴とする高張力冷延鋼板。
Cr：0.5 ％以下、
Mo：0.3 ％以下、
Ni：0.5 ％以下および
Ｂ：0.002 ％以下
のうちから選んだ一種または二種以上を含有する組成になることを特徴とする高張力冷延鋼板。
６．上記１〜５のいずれか一項において、鋼板が、さらに質量％で、
Ti：0.05％以下
を含有する組成になることを特徴とする高張力冷延鋼板。
Ti：0.05％以下
を含有する組成になることを特徴とする高張力冷延鋼板。
７．質量％で、
Ｃ：0.10〜0.19％、
Si：0.8 〜2.0 ％、
Mn：1.0 〜3.0 ％、
Ｐ：0.015 ％以下、
Ｓ：0.01％以下および
Al：0.05％以下
を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、熱間仕上げ圧延後、 400〜650 ℃の温度で巻取り、ついで30〜60％の冷間圧下率で冷間圧延を施したのち、700℃以上の温度に加熱し、該温度で30秒以上保持したのち、（巻取り温度（℃）÷２＋冷間圧下率（％））（℃）以上、（巻取り温度（℃）÷２＋冷間圧下率（％）×２）（℃）以下の温度域まで10℃/s以上の速度で冷却し、引き続き該温度域で60〜600 秒間保持することを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。
Ｃ：0.10〜0.19％、
Si：0.8 〜2.0 ％、
Mn：1.0 〜3.0 ％、
Ｐ：0.015 ％以下、
Ｓ：0.01％以下および
Al：0.05％以下
を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、熱間仕上げ圧延後、 400〜650 ℃の温度で巻取り、ついで30〜60％の冷間圧下率で冷間圧延を施したのち、700℃以上の温度に加熱し、該温度で30秒以上保持したのち、（巻取り温度（℃）÷２＋冷間圧下率（％））（℃）以上、（巻取り温度（℃）÷２＋冷間圧下率（％）×２）（℃）以下の温度域まで10℃/s以上の速度で冷却し、引き続き該温度域で60〜600 秒間保持することを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。
８．質量％で、
Ｃ：0.10〜0.19％、
Si：0.8 〜2.0 ％、
Mn：1.0 〜3.0 ％、
Ｐ：0.015 ％以下、
Ｓ：0.01％以下および
Al：0.05％超、1.5 ％以下
を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、熱間仕上げ圧延後、 400〜650 ℃の温度で巻取り、ついで30〜60％の冷間圧下率で冷間圧延を施したのち、700℃以上の温度に加熱し、該温度で30秒以上保持したのち、（巻取り温度（℃）÷２＋冷間圧下率（％））（℃）以上、（巻取り温度（℃）÷２＋冷間圧下率（％）×２）（℃）以下の温度域まで10℃/s以上の速度で冷却し、引き続き該温度域で60〜600 秒間保持することを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。
Ｃ：0.10〜0.19％、
Si：0.8 〜2.0 ％、
Mn：1.0 〜3.0 ％、
Ｐ：0.015 ％以下、
Ｓ：0.01％以下および
Al：0.05％超、1.5 ％以下
を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、熱間仕上げ圧延後、 400〜650 ℃の温度で巻取り、ついで30〜60％の冷間圧下率で冷間圧延を施したのち、700℃以上の温度に加熱し、該温度で30秒以上保持したのち、（巻取り温度（℃）÷２＋冷間圧下率（％））（℃）以上、（巻取り温度（℃）÷２＋冷間圧下率（％）×２）（℃）以下の温度域まで10℃/s以上の速度で冷却し、引き続き該温度域で60〜600 秒間保持することを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。
９．上記７または８において、鋼スラブが、さらに質量％で、
Cr：0.5 ％以下、
Mo：0.3 ％以下、
Ni：0.5 ％以下および
Ｂ：0.002 ％以下
のうちから選んだ一種または二種以上を含有する組成になることを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。
Cr：0.5 ％以下、
Mo：0.3 ％以下、
Ni：0.5 ％以下および
Ｂ：0.002 ％以下
のうちから選んだ一種または二種以上を含有する組成になることを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。
10. 上記７，８または９において、鋼スラブが、さらに質量％で、
Ti：0.05％以下
を含有する組成になることを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。
Ti：0.05％以下
を含有する組成になることを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。
かくして、本発明によれば、強度−伸びバランスに優れるだけでなく、耐水素割れ特性に優れる高張力冷延鋼板を安定して得ることができる。
従って、本発明によれば、自動車用部品の板厚の低減および自動車の衝突安全性の向上を達成でき、自動車車体の高性能化に大きく貢献することができる。
従って、本発明によれば、自動車用部品の板厚の低減および自動車の衝突安全性の向上を達成でき、自動車車体の高性能化に大きく貢献することができる。
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において鋼材の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：0.10〜0.19％
Ｃは、引張り強さを適切にコントロールすると共に、残留オーステナイトを生成させるために、少なくとも0.10％の含有を必要とする。しかしながら、含有量が0.19％を超えると溶接性が著しく劣化し、実使用に耐え得なくなるため、Ｃ量は0.10〜0.19％の範囲に限定した。好ましくは0.12〜0.17％の範囲である。
まず、本発明において鋼材の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：0.10〜0.19％
Ｃは、引張り強さを適切にコントロールすると共に、残留オーステナイトを生成させるために、少なくとも0.10％の含有を必要とする。しかしながら、含有量が0.19％を超えると溶接性が著しく劣化し、実使用に耐え得なくなるため、Ｃ量は0.10〜0.19％の範囲に限定した。好ましくは0.12〜0.17％の範囲である。
Si：0.8 〜2.0 ％
Siは、残留オーステナイトを生成するために重要な元素である。残留オーステナイトを3.0vol％以上生成させるためには少なくとも 0.8％のSiが必要である。しかしながら、多量に含有されると冷間圧延性を低下させるため、Si量は 0.8〜2.0 ％の範囲に限定した。好ましくは 1.2〜1.7 ％の範囲である。
Siは、残留オーステナイトを生成するために重要な元素である。残留オーステナイトを3.0vol％以上生成させるためには少なくとも 0.8％のSiが必要である。しかしながら、多量に含有されると冷間圧延性を低下させるため、Si量は 0.8〜2.0 ％の範囲に限定した。好ましくは 1.2〜1.7 ％の範囲である。
Mn：1.0 〜3.0 ％
Mnは、980 MPa 以上の引張り強度を得るために少なくとも 1.0％を含有させる。しかしながら、3.0 ％を超えると溶接性を著しく低下させるため、Mn量は 1.0〜3.0 ％の範囲に限定した。より好ましくは 1.5〜2.5 ％の範囲である。
Mnは、980 MPa 以上の引張り強度を得るために少なくとも 1.0％を含有させる。しかしながら、3.0 ％を超えると溶接性を著しく低下させるため、Mn量は 1.0〜3.0 ％の範囲に限定した。より好ましくは 1.5〜2.5 ％の範囲である。
Ｐ：0.015 ％以下
Ｐは、旧オーステナイト粒界に偏析して低温靭性を劣化させるだけでなく、鋼中で偏析する傾向が強いため鋼板の異方性を増大させ加工性を低下させるので、極力低減することが望ましいが、0.015 ％までは許容される。従って、Ｐ量は 0.015％以下に限定した。
Ｐは、旧オーステナイト粒界に偏析して低温靭性を劣化させるだけでなく、鋼中で偏析する傾向が強いため鋼板の異方性を増大させ加工性を低下させるので、極力低減することが望ましいが、0.015 ％までは許容される。従って、Ｐ量は 0.015％以下に限定した。
Ｓ：0.01％以下
Ｓは、旧オーステナイト粒界に偏析したり、MnＳを多量に生成した場合、低温靭性を低下させ、また水素割れも発生し易くするため、極力低減することが望ましいが、0.01％までは許容される。従って、Ｓ量は0.01％以下に限定した。より好ましくは 0.003％以下である。
Ｓは、旧オーステナイト粒界に偏析したり、MnＳを多量に生成した場合、低温靭性を低下させ、また水素割れも発生し易くするため、極力低減することが望ましいが、0.01％までは許容される。従って、Ｓ量は0.01％以下に限定した。より好ましくは 0.003％以下である。
Al：0.05％以下
Alは、鋼の脱酸剤として添加され、鋼の清浄度を向上させるのに有効な元素であり、この効果を得るためには 0.001％以上含有していることが好ましい。しかしながら、0.05％を超えると介在物が多量に発生し、冷延鋼板の表面庇の発生原因となるおそれがあるため、この観点からAl量は0.05％以下に限定した。
Alは、鋼の脱酸剤として添加され、鋼の清浄度を向上させるのに有効な元素であり、この効果を得るためには 0.001％以上含有していることが好ましい。しかしながら、0.05％を超えると介在物が多量に発生し、冷延鋼板の表面庇の発生原因となるおそれがあるため、この観点からAl量は0.05％以下に限定した。
以上、基本成分について説明したが、本発明ではその他にも、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Al：0.05％超、1.5 ％以下
Alは、多量に含有させることにより、上記したように表面疵が発生し易くなるが、一方で残留オーステナイト量をコントロールすることができるので、表面疵が問題とならない場合は含有させることができる。ここに、残留オーステナイト量をコントロールするためには0.05％超のAl含有が必要である。しかしながら、1.5 ％を超えて多量に含有させると電着塗装性が低下するため、この目的で含有させる場合のAl量は、0.05％超、1.5 ％以下の範囲に限定した。好ましくは 1.0％以下である。
Al：0.05％超、1.5 ％以下
Alは、多量に含有させることにより、上記したように表面疵が発生し易くなるが、一方で残留オーステナイト量をコントロールすることができるので、表面疵が問題とならない場合は含有させることができる。ここに、残留オーステナイト量をコントロールするためには0.05％超のAl含有が必要である。しかしながら、1.5 ％を超えて多量に含有させると電着塗装性が低下するため、この目的で含有させる場合のAl量は、0.05％超、1.5 ％以下の範囲に限定した。好ましくは 1.0％以下である。
Cr：0.5 ％以下
Crは、残留オーステナイト量をコントロールするために使用できるが、多量に含有させると部品に成形したのちに行われる電着塗装性を低下させるため、上限を0.5 ％とした。好ましくは0.3 ％以下であり、下限は上記の効果を得る上で0.05％程度とするのが好ましい。
Crは、残留オーステナイト量をコントロールするために使用できるが、多量に含有させると部品に成形したのちに行われる電着塗装性を低下させるため、上限を0.5 ％とした。好ましくは0.3 ％以下であり、下限は上記の効果を得る上で0.05％程度とするのが好ましい。
Mo：0.3 ％以下
Moも、残留オーステナイト量をコントロールするために使用できるが、多量に含有させると冷間圧延が困難となるため、上限を 0.3％とした。好ましくは 0.2％以下であり、下限は上記の効果を得る上で0.05％程度とするのが好ましい。
Moも、残留オーステナイト量をコントロールするために使用できるが、多量に含有させると冷間圧延が困難となるため、上限を 0.3％とした。好ましくは 0.2％以下であり、下限は上記の効果を得る上で0.05％程度とするのが好ましい。
Ni：0.5 ％以下
Niも、残留オーステナイト量をコントロールするために使用できるが、多量に含有させると冷間圧延が困難となるため、上限を 0.5％とした。好ましくは 0.3％以下であり、下限は上記の効果を得る上で0.05％程度とするのが好ましい。
Niも、残留オーステナイト量をコントロールするために使用できるが、多量に含有させると冷間圧延が困難となるため、上限を 0.5％とした。好ましくは 0.3％以下であり、下限は上記の効果を得る上で0.05％程度とするのが好ましい。
Ｂ：0.002 ％以下
Ｂも、残留オーステナイト量をコントロールするために使用できるが、多量に含有させると冷間圧延が困難となるため、上限を 0.002％とした。好ましくは 0.001％以下であり、下限は上記の効果を得る上で0.0001％程度とするのが好ましい。
Ｂも、残留オーステナイト量をコントロールするために使用できるが、多量に含有させると冷間圧延が困難となるため、上限を 0.002％とした。好ましくは 0.001％以下であり、下限は上記の効果を得る上で0.0001％程度とするのが好ましい。
Ti：0.05％以下
Tiは、炭化物をコントロールして強度−伸びバランスを良好とするために使用できるが、多量に含有させてもその効果は飽和するため、上限を0.05％とした。好ましくは 0.005〜0.03％の範囲である。
本発明では、上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物の組成とすることが好ましい。
Tiは、炭化物をコントロールして強度−伸びバランスを良好とするために使用できるが、多量に含有させてもその効果は飽和するため、上限を0.05％とした。好ましくは 0.005〜0.03％の範囲である。
本発明では、上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物の組成とすることが好ましい。
次に、本発明で規定した鋼組織および特性値について説明する。
残留オーステナイト：3.0vol％以上
引張強さ×伸び値を 18000 MPa・％以上とするためには、少なくとも3.0vol％の残留オーステナイトを必要とするので、本発明では、残留オーステナイト量について3.0vol％以上に規定した。好ましくは5.0vol％以上であり、より好ましくは7.0vol％以上である。なお、残留オーステナイト量があまりに多いと、吸蔵可能な水素量が著しく増大し、水素割れの危険度が高まるという不利が生じるので、残留オーステナイト量の上限は20 vol％程度とするのが好適である。なお、残留オーステナイトは、例えば円山弘「熱処理」Vol.17(1977)No.4 P.198〜204 に記載のように、Ｘ線回折法により測定することができる。
残留オーステナイト：3.0vol％以上
引張強さ×伸び値を 18000 MPa・％以上とするためには、少なくとも3.0vol％の残留オーステナイトを必要とするので、本発明では、残留オーステナイト量について3.0vol％以上に規定した。好ましくは5.0vol％以上であり、より好ましくは7.0vol％以上である。なお、残留オーステナイト量があまりに多いと、吸蔵可能な水素量が著しく増大し、水素割れの危険度が高まるという不利が生じるので、残留オーステナイト量の上限は20 vol％程度とするのが好適である。なお、残留オーステナイトは、例えば円山弘「熱処理」Vol.17(1977)No.4 P.198〜204 に記載のように、Ｘ線回折法により測定することができる。
フェライト以外の相の板厚方向の相間隔に対する圧延方向の相間隔の比が1.5 以下
前述したように、発明者らは、バンド状組織となる傾向が小さいほど、耐水素割れ特性および伸び特性が向上することを見出し、引張り強さ（ＴＳ）が 980 MPa以上で、引張強さ×伸び≧18000MPa・％かつ予歪み：８％付与後の限界拡散性水素量が0.50 ppm以上である鋼板をはじめて開発した。
本発明では、このようなバンド状組織は、フェライト以外の相の板厚方向の相間隔に対する圧延方向の相間隔の比で評価する。すなわち、フェライト以外の相の板厚方向の相間隔に対する圧延方向の相間隔の比が 1.5を超える組織となると、顕著なバンド状組織を呈することとなり、伸び特性が低下すると共に、水素割れ感受性が高まる。なお、本発明鋼において、フェライトの体積分率は概ね 30vol％以上 85vol％以下であった。
このため、本発明では、フェライト以外の相の板厚方向の相間隔に対する圧延方向の相間隔の比は 1.5以下とする。
なお、フェライト以外の相の板厚方向の相間隔に対する圧延方向の相間隔の比は、鋼板においては概ね 0.8以上となる。
前述したように、発明者らは、バンド状組織となる傾向が小さいほど、耐水素割れ特性および伸び特性が向上することを見出し、引張り強さ（ＴＳ）が 980 MPa以上で、引張強さ×伸び≧18000MPa・％かつ予歪み：８％付与後の限界拡散性水素量が0.50 ppm以上である鋼板をはじめて開発した。
本発明では、このようなバンド状組織は、フェライト以外の相の板厚方向の相間隔に対する圧延方向の相間隔の比で評価する。すなわち、フェライト以外の相の板厚方向の相間隔に対する圧延方向の相間隔の比が 1.5を超える組織となると、顕著なバンド状組織を呈することとなり、伸び特性が低下すると共に、水素割れ感受性が高まる。なお、本発明鋼において、フェライトの体積分率は概ね 30vol％以上 85vol％以下であった。
このため、本発明では、フェライト以外の相の板厚方向の相間隔に対する圧延方向の相間隔の比は 1.5以下とする。
なお、フェライト以外の相の板厚方向の相間隔に対する圧延方向の相間隔の比は、鋼板においては概ね 0.8以上となる。
引張強さ×伸び≧ 18000 MPa・％
本発明で対象とする鋼材は、引張り強さ（ＴＳ）が 980 MPa以上で、しかも極めて高い伸びを呈する鋼材である。
そこで、本発明では、両特性を表わす指標である強度−伸びバランスすなわちＴＳ×Ｅｌ値で 18000 MPa・％以上を満足させるものとした。
本発明で対象とする鋼材は、引張り強さ（ＴＳ）が 980 MPa以上で、しかも極めて高い伸びを呈する鋼材である。
そこで、本発明では、両特性を表わす指標である強度−伸びバランスすなわちＴＳ×Ｅｌ値で 18000 MPa・％以上を満足させるものとした。
予歪み：８％付与後の限界拡散性水素量：0.50 ppm以上
本発明において、予歪み：８％付与後の限界拡散性水素量を0.50 ppm以上に限定した理由は、薄鋼板は通常、部品成形後に使用されるため、予歪み付与後の特性評価が必要なためである。そのため、本発明では、できるだけ厳しい条件で評価するために、予歪みを８％導入して行うものとした。また、８％の歪み量は、開発材および比較材を一律に評価するために、伸び特性の悪い比較材の均一伸びを基準として決定した。８％の歪みの入った状態で使用中に環境から導入される水素量を自動車の使用環境を模擬したcyclic colosion testを行って鋼中水素量を測定したところ、0.3 ppm 程度であった。なお、cyclic colosion testは、自動車技術会の自動車規格JASO M609-91に従い、塩水噴霧２時間（35℃、5%NaCl）、乾燥４時間（60℃、相対湿度30％）、湿潤２時間（50℃、相対湿度95％）として行った。
このcyclic colosion testの結果から、水素割れを起こさないためには、水素侵入状況のばらつきも考慮して、予歪み：８％付与後の限界拡散性水素量が0.50 ppm以上であればよいと考え、この範囲に限定した。
なお、好ましくは 1.5 ppm以上、さらに好ましくは 5.0 ppm以上である。
本発明において、予歪み：８％付与後の限界拡散性水素量を0.50 ppm以上に限定した理由は、薄鋼板は通常、部品成形後に使用されるため、予歪み付与後の特性評価が必要なためである。そのため、本発明では、できるだけ厳しい条件で評価するために、予歪みを８％導入して行うものとした。また、８％の歪み量は、開発材および比較材を一律に評価するために、伸び特性の悪い比較材の均一伸びを基準として決定した。８％の歪みの入った状態で使用中に環境から導入される水素量を自動車の使用環境を模擬したcyclic colosion testを行って鋼中水素量を測定したところ、0.3 ppm 程度であった。なお、cyclic colosion testは、自動車技術会の自動車規格JASO M609-91に従い、塩水噴霧２時間（35℃、5%NaCl）、乾燥４時間（60℃、相対湿度30％）、湿潤２時間（50℃、相対湿度95％）として行った。
このcyclic colosion testの結果から、水素割れを起こさないためには、水素侵入状況のばらつきも考慮して、予歪み：８％付与後の限界拡散性水素量が0.50 ppm以上であればよいと考え、この範囲に限定した。
なお、好ましくは 1.5 ppm以上、さらに好ましくは 5.0 ppm以上である。
なお、限界拡散性水素量の測定は、非特許文献１に示される手法を薄板用に変更して行った。具体的には、引張り変形により８％の歪みを付与した長さ：180 mm、板幅：25mmの鋼板を、板幅：20mmとなるように両端を研削し、研削した両端の長手中央部に頂角：45°のＶノッチを入れ、部品の残留応力の最大値を考慮してノッチ付き試験片の引張強さの50％の応力をかけて試験を行い、破断が生じない最大の拡散性水素量を求めた。拡散性水素量は100 ℃/hの速度での昇温分析法により４重極質量分析計にて第１ピークの面積積分となる、300 ℃までに放出された水素量の積分により求めた。
なお、予歪み：８％付与後の限界拡散性水素量が0.50 ppm以上の鋼板とするには、バンド状組織の形成を阻止することが肝要であり、フェライト以外の相の板厚方向の相間隔に対する圧延方向の相間隔の比が1.5 以下となる組織とすることが重要である。
なお、予歪み：８％付与後の限界拡散性水素量が0.50 ppm以上の鋼板とするには、バンド状組織の形成を阻止することが肝要であり、フェライト以外の相の板厚方向の相間隔に対する圧延方向の相間隔の比が1.5 以下となる組織とすることが重要である。
次に、本発明に従う製造条件の限定理由について述べる。
所定の成分組成に調整した溶鋼を、転炉、電気炉などを用いる公知の方法で精錬し、必要があれば真空処理などを施したのち、通常の造塊法や連続鋳造法を用いて鋼スラブを製造する。
鋼スラブは、通常の方法で加熱して熱間圧延するが、鋳造後、加熱せずに直ちに熱延に供してもよい。熱間圧延前のスラブ加熱や熱間圧延は常法に従って行えば良く、熱間仕上げ圧延後、コイルに巻取る。
所定の成分組成に調整した溶鋼を、転炉、電気炉などを用いる公知の方法で精錬し、必要があれば真空処理などを施したのち、通常の造塊法や連続鋳造法を用いて鋼スラブを製造する。
鋼スラブは、通常の方法で加熱して熱間圧延するが、鋳造後、加熱せずに直ちに熱延に供してもよい。熱間圧延前のスラブ加熱や熱間圧延は常法に従って行えば良く、熱間仕上げ圧延後、コイルに巻取る。
巻取り温度：400 〜650 ℃
巻取り温度が 400℃に満たないと、熱延鋼板の時点で非常に高強度になって、冷間圧延が困難となり、一方 650℃を超えると本発明の技術をもってしてもバンド状組織が解消せず、耐水素割れ特性が劣化するので、巻取り温度は 400〜650 ℃の範囲に限定した。
巻取り温度が 400℃に満たないと、熱延鋼板の時点で非常に高強度になって、冷間圧延が困難となり、一方 650℃を超えると本発明の技術をもってしてもバンド状組織が解消せず、耐水素割れ特性が劣化するので、巻取り温度は 400〜650 ℃の範囲に限定した。
冷間圧下率：30〜60％
冷間圧延時の冷間圧下率が30％に満たないと、残留オーステナイトが十分に生成せず、強度−伸びバランスが低下して目標とする特性が得られず、一方60％を超えるとバンド状組織が解消できず、予歪み：８％付与後の限界拡散性水素量が0.50 ppm未満となるので、冷間圧下率は30〜60％の範囲に限定した。
冷間圧延時の冷間圧下率が30％に満たないと、残留オーステナイトが十分に生成せず、強度−伸びバランスが低下して目標とする特性が得られず、一方60％を超えるとバンド状組織が解消できず、予歪み：８％付与後の限界拡散性水素量が0.50 ppm未満となるので、冷間圧下率は30〜60％の範囲に限定した。
700 ℃以上の温度で30秒以上の加熱保持処理
この加熱保持処理（焼鈍ともいう）は、残留オーステナイトを3.0vol％以上、より好ましくは5.0vol％以上生成させるために必要な処理である。しかしながら、加熱温度（焼鈍温度ともいう）が 700℃に満たなかったり、保持時間（焼鈍時間ともいう）が30秒に満たないと、加熱保持処理中のオーステナイトの生成が少なく、最終的な残留オーステナイト量が3.0vol％未満となるので、700 ℃以上の温度で30秒以上の加熱処理を行うものとした。なお、加熱温度は、現有の連続焼鈍炉の能力を考慮すると、900 ℃程度以下とすることが製造コストの面で好ましい。また、保持時間は、過剰に長くしても効果が飽和し、コストアップとなるだけなので、600 秒以下とすることが好ましい。
この加熱保持処理（焼鈍ともいう）は、残留オーステナイトを3.0vol％以上、より好ましくは5.0vol％以上生成させるために必要な処理である。しかしながら、加熱温度（焼鈍温度ともいう）が 700℃に満たなかったり、保持時間（焼鈍時間ともいう）が30秒に満たないと、加熱保持処理中のオーステナイトの生成が少なく、最終的な残留オーステナイト量が3.0vol％未満となるので、700 ℃以上の温度で30秒以上の加熱処理を行うものとした。なお、加熱温度は、現有の連続焼鈍炉の能力を考慮すると、900 ℃程度以下とすることが製造コストの面で好ましい。また、保持時間は、過剰に長くしても効果が飽和し、コストアップとなるだけなので、600 秒以下とすることが好ましい。
（巻取り温度（℃）÷２＋冷間圧下率（％））（℃）以上、（巻取り温度（℃）÷２＋冷間圧下率（％）×２）（℃）以下の温度域まで10℃/s以上の速度で冷却し、引き続き該温度域で60〜600 秒間保持
上記加熱保持処理後、上記の温度域まで冷却するが、この際の冷却速度は、パーライト変態を抑制して残留オーステナイトを得易くするために10℃/s以上とする。ただし、この冷却速度があまりに速すぎると板の形状が悪くなるので、10〜50℃/sの範囲とするのが好適である。
また、上記の温度域で保持、すなわち過時効処理を行うのは、残留オーステナイトを3.0vol％以上、より好ましくは5.0vol％以上生成させ、かつ巻取り時および冷間圧延に由来して生成するバンド状組織を解消するためである。
上記加熱保持処理後、上記の温度域まで冷却するが、この際の冷却速度は、パーライト変態を抑制して残留オーステナイトを得易くするために10℃/s以上とする。ただし、この冷却速度があまりに速すぎると板の形状が悪くなるので、10〜50℃/sの範囲とするのが好適である。
また、上記の温度域で保持、すなわち過時効処理を行うのは、残留オーステナイトを3.0vol％以上、より好ましくは5.0vol％以上生成させ、かつ巻取り時および冷間圧延に由来して生成するバンド状組織を解消するためである。
すなわち、発明者らは、残留オーステナイトを3.0vol％以上生成させると同時に、バンド状組織を効果的に解消して、予歪み：８％付与後の限界拡散性水素量：0.50 ppm以上を確保するための過時効条件について数多くの実験と検討を重ねた結果、上記の条件以外では所望の目的を達成することが極めて難しいことを見出した。
すなわち、耐水素割れ特性を良好とするには、過時効時の保持温度を制御する必要があり、この保持温度について、種々の製造条件をパラメータとして整理した結果、保持温度を（巻取り温度（℃）÷２＋冷間圧下率（％））（℃）以上、（巻取り温度（℃）÷２＋冷間圧下率（％）×２）（℃）以下とすることにより、予歪み：８％付与後の限界拡散性水素量を0.50 ppm以上にすることができることを見出した。
ここに、保持温度が、（巻取り温度（℃）÷２＋冷間圧下率（％））（℃）未満あるいは（巻取り温度（℃）÷２＋冷間圧下率（％）×２）（℃）超えでは、予歪み：８％付与後の限界拡散性水素量：0.50 ppm以上とすることが極めて難しかった。また、保持時間が60秒未満あるいは600 秒超えだと、残留オーステナイトを3.0vol％以上生成させるのが困難であった。
そこで、過時効処理を上記の条件下で行うものとした。
すなわち、耐水素割れ特性を良好とするには、過時効時の保持温度を制御する必要があり、この保持温度について、種々の製造条件をパラメータとして整理した結果、保持温度を（巻取り温度（℃）÷２＋冷間圧下率（％））（℃）以上、（巻取り温度（℃）÷２＋冷間圧下率（％）×２）（℃）以下とすることにより、予歪み：８％付与後の限界拡散性水素量を0.50 ppm以上にすることができることを見出した。
ここに、保持温度が、（巻取り温度（℃）÷２＋冷間圧下率（％））（℃）未満あるいは（巻取り温度（℃）÷２＋冷間圧下率（％）×２）（℃）超えでは、予歪み：８％付与後の限界拡散性水素量：0.50 ppm以上とすることが極めて難しかった。また、保持時間が60秒未満あるいは600 秒超えだと、残留オーステナイトを3.0vol％以上生成させるのが困難であった。
そこで、過時効処理を上記の条件下で行うものとした。
表１に示す成分組成になる溶鋼を、転炉で溶製し、連続鋳造により鋼スラブとした後、表２に示す条件で冷延焼鈍板を作製した。
かくして得られた製品板の引張り強さ、残留オーステナイト量（残留γ量）、強度−伸びバランス、限界拡散性水素量およびフェライト以外の相の板厚方向の相間隔に対する圧延方向の相間隔の比について調べた結果を、表３に示す。
かくして得られた製品板の引張り強さ、残留オーステナイト量（残留γ量）、強度−伸びバランス、限界拡散性水素量およびフェライト以外の相の板厚方向の相間隔に対する圧延方向の相間隔の比について調べた結果を、表３に示す。
なお、限界拡散性水素量は、前述した方法で求めた。具体的には、長さ：350 mm、板幅：25mmの冷延焼鈍板の長手方向端部から、それぞれ75mm位置にけがき線を入れ、けがき線に挟まれた長手中央部（長さ：200 mm）で８％の伸びを与えるように、350 mm長さの冷延焼鈍板の両端部をつかんで引張り変形を施し、ついで該長手中央部から長さ：180 mmを切り出した。
このように、引張り変形により８％の予歪みを導入した、長さ：180 mm、板幅：25mmの冷延焼鈍板について、板の両端面を研削して板幅：20mmの試験片としたのち、試験片の長手中央の両側に深さ：２mm、頂角：45°のＶノッチを入れた試験片に水素をチャージし、カドミウムめっき後、最小断面部分にこのＶノッチ付きサンプルの引張強さの0.5 倍の一定応力を負荷し、応力負荷後 100時間経過後も破断しなかったサンプルのカドミウムめっきを剥離したのち、100 ℃/hの速度での昇温分析法により質量分析計にて 300℃までに放出された水素の合計量を測定し、そのうちの最大値を限界拡散性水素量とした。
このように、引張り変形により８％の予歪みを導入した、長さ：180 mm、板幅：25mmの冷延焼鈍板について、板の両端面を研削して板幅：20mmの試験片としたのち、試験片の長手中央の両側に深さ：２mm、頂角：45°のＶノッチを入れた試験片に水素をチャージし、カドミウムめっき後、最小断面部分にこのＶノッチ付きサンプルの引張強さの0.5 倍の一定応力を負荷し、応力負荷後 100時間経過後も破断しなかったサンプルのカドミウムめっきを剥離したのち、100 ℃/hの速度での昇温分析法により質量分析計にて 300℃までに放出された水素の合計量を測定し、そのうちの最大値を限界拡散性水素量とした。
また、残留オーステナイト量は、冷延焼鈍板を板厚１／４位置まで研削した後、化学研磨によりさらに0.1 mm研磨した面について、Ｘ線回折装置でMoのＫα線を用いて、ｆｃｃ鉄の（２００），（２２０），（３１１）面と、ｂｃｃ鉄の（２００），（２１１），（２２０）面の積分強度を測定し、これらから残留オーステナイトの分率を求め、残留オーステナイトの体積分率とした。
さらに、強度−伸びバランスは引張り試験により求めた。すなわち、冷延焼鈍板からJIS 5 号試験片を採取し、圧延方向に対し垂直方向に引張り試験を行い、引張り強さ（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）を求め、ＴＳ(MPa) ×Ｅｌ（％）を算出して強度−伸びバランスとした。
フェライト以外の相の板厚方向の相間隔に対する圧延方向の相間隔の比は、冷延焼鈍板の板厚１／４位置で、圧延方向に平行な断面の組織観察を行い、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて1000倍で板厚１／４位置の組織写真を撮影した。なお、組織観察の際のエッチング液は 1.5％ナイタール液を使用した。
撮像した組織写真に、圧延方向に平行な方向および板厚方向にそれぞれ実長さ：50μmに相応する直線（写真上では50mm）を、実長さで20μm 以上の間隔をあけて５本引き、その線上に存在したフェライト以外の相（第２相）の間隔を測定し、圧延方向および板厚方向での平均間隔を求め、その平均値の比を計算した。また、この撮像した組織写真でフェライトの面積率を求め、これをフェライトの体積分率とした。
さらに、強度−伸びバランスは引張り試験により求めた。すなわち、冷延焼鈍板からJIS 5 号試験片を採取し、圧延方向に対し垂直方向に引張り試験を行い、引張り強さ（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）を求め、ＴＳ(MPa) ×Ｅｌ（％）を算出して強度−伸びバランスとした。
フェライト以外の相の板厚方向の相間隔に対する圧延方向の相間隔の比は、冷延焼鈍板の板厚１／４位置で、圧延方向に平行な断面の組織観察を行い、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて1000倍で板厚１／４位置の組織写真を撮影した。なお、組織観察の際のエッチング液は 1.5％ナイタール液を使用した。
撮像した組織写真に、圧延方向に平行な方向および板厚方向にそれぞれ実長さ：50μmに相応する直線（写真上では50mm）を、実長さで20μm 以上の間隔をあけて５本引き、その線上に存在したフェライト以外の相（第２相）の間隔を測定し、圧延方向および板厚方向での平均間隔を求め、その平均値の比を計算した。また、この撮像した組織写真でフェライトの面積率を求め、これをフェライトの体積分率とした。
図１に上記の測定要領を図解する。
同図に示したところから明らかなように、圧延方向に平行なフェライト以外の相（第２相）の平均間隔は、次式
（ａ1 ＋ａ2 ＋ａ3 ＋ａ4 ＋ａ5 ）／５
で、一方、板厚方向のフェライト以外の相（第２相）の平均間隔は、次式
（ｂ1 ＋ｂ2 ＋ｂ3 ）／３
で表わされる。
従って、フェライト以外の相の板厚方向の相間隔に対する圧延方向の相間隔の比は、
｛（ａ1 ＋ａ2 ＋ａ3 ＋ａ4 ＋ａ5 ）／５｝／｛（ｂ1 ＋ｂ2 ＋ｂ3 ）／３｝
で表わされる。
同図に示したところから明らかなように、圧延方向に平行なフェライト以外の相（第２相）の平均間隔は、次式
（ａ1 ＋ａ2 ＋ａ3 ＋ａ4 ＋ａ5 ）／５
で、一方、板厚方向のフェライト以外の相（第２相）の平均間隔は、次式
（ｂ1 ＋ｂ2 ＋ｂ3 ）／３
で表わされる。
従って、フェライト以外の相の板厚方向の相間隔に対する圧延方向の相間隔の比は、
｛（ａ1 ＋ａ2 ＋ａ3 ＋ａ4 ＋ａ5 ）／５｝／｛（ｂ1 ＋ｂ2 ＋ｂ3 ）／３｝
で表わされる。
表３から明らかなように、発明例はいずれも、引張り強さ：980 MPa 以上、強度×伸びバランス：18000MPa・％以上という優れた強度特性をそなえるだけでなく、予歪み：８％付与後の限界拡散性水素量が0.50 ppm以上という優れた耐水素割れ特性も併せてそなえている。
Claims (10)
- 質量％で、
Ｃ：0.10〜0.19％、
Si：0.8 〜2.0 ％、
Mn：1.0 〜3.0 ％、
Ｐ：0.015 ％以下、
Ｓ：0.01％以下および
Al：0.05％以下
を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、さらに残留オーステナイトを 3.0vol ％以上含む組織を有し、かつ引張強さ×伸び≧ 18000 MPa・％で、予歪み：８％付与後の限界拡散性水素量が0.50 ppm以上であることを特徴とする高張力冷延鋼板。 - 質量％で、
Ｃ：0.10〜0.19％、
Si：0.8 〜2.0 ％、
Mn：1.0 〜3.0 ％、
Ｐ：0.015 ％以下、
Ｓ：0.01％以下および
Al：0.05％以下
を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、さらに残留オーステナイトを 3.0vol ％以上含むと共に、フェライト以外の相の板厚方向の相間隔に対する圧延方向の相間隔の比が1.5 以下である組織を有することを特徴とする高張力冷延鋼板。 - 質量％で、
Ｃ：0.10〜0.19％、
Si：0.8 〜2.0 ％、
Mn：1.0 〜3.0 ％、
Ｐ：0.015 ％以下、
Ｓ：0.01％以下および
Al：0.05％超、1.5 ％以下
を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、さらに残留オーステナイトを 3.0vol ％以上含む組織を有し、かつ引張強さ×伸び≧ 18000 MPa・％で、予歪み：８％付与後の限界拡散性水素量が0.50 ppm以上であることを特徴とする高張力冷延鋼板。 - 質量％で、
Ｃ：0.10〜0.19％、
Si：0.8 〜2.0 ％、
Mn：1.0 〜3.0 ％、
Ｐ：0.015 ％以下、
Ｓ：0.01％以下および
Al：0.05％超、1.5 ％以下
を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、さらに残留オーステナイトを 3.0vol ％以上含むと共に、フェライト以外の相の板厚方向の相間隔に対する圧延方向の相間隔の比が1.5 以下である組織を有することを特徴とする高張力冷延鋼板。 - 請求項１〜４のいずれか一項において、鋼板が、さらに質量％で、
Cr：0.5 ％以下、
Mo：0.3 ％以下、
Ni：0.5 ％以下および
Ｂ：0.002 ％以下
のうちから選んだ一種または二種以上を含有する組成になることを特徴とする高張力冷延鋼板。 - 請求項１〜５のいずれか一項において、鋼板が、さらに質量％で、
Ti：0.05％以下
を含有する組成になることを特徴とする高張力冷延鋼板。 - 質量％で、
Ｃ：0.10〜0.19％、
Si：0.8 〜2.0 ％、
Mn：1.0 〜3.0 ％、
Ｐ：0.015 ％以下、
Ｓ：0.01％以下および
Al：0.05％以下
を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、熱間仕上げ圧延後、 400〜650 ℃の温度で巻取り、ついで30〜60％の冷間圧下率で冷間圧延を施したのち、700℃以上の温度に加熱し、該温度で30秒以上保持したのち、（巻取り温度（℃）÷２＋冷間圧下率（％））（℃）以上、（巻取り温度（℃）÷２＋冷間圧下率（％）×２）（℃）以下の温度域まで10℃/s以上の速度で冷却し、引き続き該温度域で60〜600 秒間保持することを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。 - 質量％で、
Ｃ：0.10〜0.19％、
Si：0.8 〜2.0 ％、
Mn：1.0 〜3.0 ％、
Ｐ：0.015 ％以下、
Ｓ：0.01％以下および
Al：0.05％超、1.5 ％以下
を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、熱間仕上げ圧延後、 400〜650 ℃の温度で巻取り、ついで30〜60％の冷間圧下率で冷間圧延を施したのち、700℃以上の温度に加熱し、該温度で30秒以上保持したのち、（巻取り温度（℃）÷２＋冷間圧下率（％））（℃）以上、（巻取り温度（℃）÷２＋冷間圧下率（％）×２）（℃）以下の温度域まで10℃/s以上の速度で冷却し、引き続き該温度域で60〜600 秒間保持することを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。 - 請求項７または８において、鋼スラブが、さらに質量％で、
Cr：0.5 ％以下、
Mo：0.3 ％以下、
Ni：0.5 ％以下および
Ｂ：0.002 ％以下
のうちから選んだ一種または二種以上を含有する組成になることを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。 - 請求項７，８または９において、鋼スラブが、さらに質量％で、
Ti：0.05％以下
を含有する組成になることを特徴とする高張力冷延鋼板の製造方法。
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|---|---|---|---|---|
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-
2003
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