JP2010018863A - 耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板 - Google Patents
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Abstract
【課題】優れた耐水素脆化特性を確保しつつ、伸びフランジ性をも高めた高強度冷延鋼板を提供する。
【解決手段】質量%で、C:0.05〜0.30%、Si:2.0%以下(0%を含む)、Mn:0.1〜2.8%、P:0.1%以下、S:0.005%以下、N:0.01%以下、Al:0.01〜1.00%、V:0.001〜1.00%を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、焼戻しベイナイトを面積率で50%以上（100%を含む）含み、残部がフェライトからなる組織を有し、前記焼戻しベイナイト中における析出物の分布状態が、円相当直径1〜10nmの析出物は、前記焼戻しベイナイト1μm2当たり20個以上で、円相当直径20nm以上のVを含む析出物は、前記焼戻しベイナイト1μm2当たり10個以下である耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板。
【選択図】なし
Description
本発明は、自動車部品などに適する耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板に関する。
例えば自動車の骨格部品などに使用される冷延鋼板には、衝突安全性や車体軽量化による燃費軽減を両立させる目的で９８０ＭＰａ以上の高強度が求められるとともに、形状の複雑な骨格部品に加工するために優れた成形加工性も要求される。
ところが７８０ＭＰａ以上、特に９８０ＭＰａ以上の高強度域では、水素脆化による遅れ破壊という弊害が新たに生じることが知られている。遅れ破壊は、高強度鋼において、腐食環境または雰囲気から発生した水素が、転位、空孔、粒界などの欠陥部へ拡散して材料を脆化させ、応力が付与された状態で破壊を生じる現象のことであり、その結果、金属材料の延性や靭性が低下する等の弊害をもたらす。
従来よりボルト、ＰＣ鋼線やラインパイプといった用途に多く用いられる高強度鋼では、引張強度が７８０ＭＰａ以上、特に９８０ＭＰａ以上になると、鋼中への水素の侵入により水素脆化（酸洗脆性、めっき脆性、遅れ破壊など）が発生することが広く知られている。したがって、耐水素脆化特性を向上させる技術のほとんどは、上記ボルト等用の鋼材を対象とするものである。例えば非特許文献１には、金属組織を焼戻しマルテンサイト主体とし、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖといった焼戻し軟化抵抗性を示す元素を添加すれば、耐遅れ破壊性の向上に有効である旨報告されている。これは、合金炭化物を析出させて水素のトラップサイトとして活用することで、遅れ破壊形態を粒界から粒内破壊へ移行させ破壊を抑制する技術である。ところがこれらの知見は中炭素鋼に適用するものであり、溶接性や加工性が必要な低炭素含有量の薄鋼板にそのまま活用することができない。
そこで、本出願人らは、炭素量をＣ：０．２５超〜０．６０％を満たし、残部が鉄及び不可避不純物からなるものであって、加工率３％の引張加工後の金属組織が、全組織に対する面積率で、残留オーステナイト組織：１％以上、ベイニティックフェライト及びマルテンサイト：合計で８０％以上、上記残留オーステナイト結晶粒の平均軸比（長軸／短軸）：５以上を満たすことを特徴とした耐水素脆化特性に優れた超高強度薄鋼板を開発し、すでに特許出願を行った（特許文献１参照）。
上記薄鋼板は、優れた強度と伸びと耐水素脆化特性を示すものであるが、近年、ますます重要視されつつある伸びフランジ性については、残留オーステナイトが破壊の起点となり該伸びフランジ性を低下させる要因となるため、近年の伸びフランジ性に対する要望レベル（少なくとも６００００／Ｔｓ％［Ｔｓの単位：ＭＰａ］、望ましくは１００％）を確実に達成することが難しい状況にあった。
「遅れ破壊解明の新展開」（日本鉄鋼協会、１９９７年１月発行）ｐ．１１１〜１２０ 特開２００６−２０７０１９号公報
「遅れ破壊解明の新展開」（日本鉄鋼協会、１９９７年１月発行）ｐ．１１１〜１２０
そこで本発明の目的は、優れた耐水素脆化特性を確保しつつ、伸びフランジ性をも高めた高強度冷延鋼板を提供することにある。
請求項１に記載の発明は、
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．０５〜０．３０％、
Ｓｉ：２．０％以下（０％を含む）、
Ｍｎ：０．１〜２．８％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１〜１．００％
Ｖ：０．０１〜１．００％
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
焼戻しベイナイトが面積率で５０％以上（１００％を含む）を含み、残部がフェライトからなる組織を有し、
前記焼戻しベイナイト中における析出物の分布状態が、
円相当直径１〜１０ｎｍの析出物は、前記焼戻しベイナイト１μｍ２当たり２０個以上で、
円相当直径２０ｎｍ以上のＶを含む析出物は、前記焼戻しベイナイト１μｍ２当たり１０個以下である
ことを特徴とする耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板である。
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．０５〜０．３０％、
Ｓｉ：２．０％以下（０％を含む）、
Ｍｎ：０．１〜２．８％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１〜１．００％
Ｖ：０．０１〜１．００％
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
焼戻しベイナイトが面積率で５０％以上（１００％を含む）を含み、残部がフェライトからなる組織を有し、
前記焼戻しベイナイト中における析出物の分布状態が、
円相当直径１〜１０ｎｍの析出物は、前記焼戻しベイナイト１μｍ２当たり２０個以上で、
円相当直径２０ｎｍ以上のＶを含む析出物は、前記焼戻しベイナイト１μｍ２当たり１０個以下である
ことを特徴とする耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板である。
請求項２に記載の発明は、
成分組成が、更に、
Ｃｒ：０．１〜３．０％、
を含むものである請求項１に記載の耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板である。
成分組成が、更に、
Ｃｒ：０．１〜３．０％、
を含むものである請求項１に記載の耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板である。
請求項３に記載の発明は、
成分組成が、更に、
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％を含むとともに、
Ｎｂおよび／またはＴｉを、（［Ｎ］−０．００３）／１２ ≦［Ｎｂ］／９６＋［Ｔｉ］／４８≦（［Ｎ］＋０．０１）／１２（［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。）の関係を満たすように含むものである
請求項１または２に記載の耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板である。
成分組成が、更に、
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％を含むとともに、
Ｎｂおよび／またはＴｉを、（［Ｎ］−０．００３）／１２ ≦［Ｎｂ］／９６＋［Ｔｉ］／４８≦（［Ｎ］＋０．０１）／１２（［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。）の関係を満たすように含むものである
請求項１または２に記載の耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板である。
請求項４に記載の発明は、
成分組成が、更に、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
の１種または２種以上を含むものである
請求項１〜３のいずれか１項に記載の耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板である。
成分組成が、更に、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
の１種または２種以上を含むものである
請求項１〜３のいずれか１項に記載の耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板である。
請求項５に記載の発明は、
成分組成が、更に、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００４〜０．０１％、
の１種または２種以上を含むものである
請求項１〜４のいずれか１項に記載の耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板である。
成分組成が、更に、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００４〜０．０１％、
の１種または２種以上を含むものである
請求項１〜４のいずれか１項に記載の耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板である。
請求項６記載の発明は、
組織が、更に、
焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトとを面積率の合計で３％未満含み、
かつ、上記焼戻しベイナイト中に存在する、円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子が、該焼戻しベイナイト１μｍ２当たり３個以下である
請求項１〜５のいずれか１項に記載の耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板である。
組織が、更に、
焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトとを面積率の合計で３％未満含み、
かつ、上記焼戻しベイナイト中に存在する、円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子が、該焼戻しベイナイト１μｍ２当たり３個以下である
請求項１〜５のいずれか１項に記載の耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板である。
本発明によれば、焼戻しベイナイト単相組織、または、フェライトと焼戻しベイナイトを主体とする複相組織において、破壊の主要原因となっていた、焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトの割合を極力少なくするとともに、焼戻しベイナイト中に析出したＶを含む析出物の分布状態を適正に制御することで、耐水素脆化特性を確保しつつ、伸びフランジ性をも改善することが可能となり、耐水素脆化特性と伸びフランジ性にともに優れる高強度薄鋼板を提供できるようになった。
本発明者らは、焼戻しマルテンサイト（以下、単に「マルテンサイト」ということあり。）に比べ変形能の高い焼戻しベイナイト（以下、単に「ベイナイト」ということあり。）を主体とする組織からなる高強度鋼板に着目し、これに、合金元素としてＶを添加することにより、水素のトラップサイトとして強く働くＶの炭化物および炭窒化物（以下、「Ｖ含有析出物」と総称する。）をそのサイズを適正にしてベイナイト中に導入することで耐水素脆化特性を確保しつつ、伸びフランジ性を改善しうるものと考え、耐水素脆化特性および伸びフランジ性に及ぼす各種要因の影響を調査するなど鋭意検討を行ってきた。
上記検討の結果、主要組織を、焼戻しマルテンサイトに比べ変形能の高い焼戻しベイナイト組織とし、必要に応じて該ベイナイト組織にフェライト組織を導入することである程度の伸びを確保し、一方で、破壊の主要原因となっていた、焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイト（以下、「残留γ」と表記することあり。）の割合を極力少なくするとともに、Ｖ含有析出物を微細化することで、耐水素脆化特性を確保しつつ、伸びフランジ性を向上できることを見出し、該知見に基づいて本発明を完成するに至った。
以下、まず本発明鋼板を特徴づける組織について説明する。
〔本発明鋼板の組織〕
上述したとおり、本発明鋼板は、焼戻しベイナイト単相、または、フェライトと焼戻しベイナイトを主体とする複相組織をベースとするものであるが、特に、焼戻しマルテンサイト組織と残留オーステナイト組織を極力少なくするとともに、焼戻しベイナイト中のＶ含有析出物の分布状態が制御されている点に特徴を有するものである。
上述したとおり、本発明鋼板は、焼戻しベイナイト単相、または、フェライトと焼戻しベイナイトを主体とする複相組織をベースとするものであるが、特に、焼戻しマルテンサイト組織と残留オーステナイト組織を極力少なくするとともに、焼戻しベイナイト中のＶ含有析出物の分布状態が制御されている点に特徴を有するものである。
＜焼戻しベイナイト：面積率で５０％以上（１００％を含む）＞
ベイナイトは、強度が高く、かつ、可塑性にも優れる均質な組織である。このような性質を有するベイナイト主体の組織にすることで、引張強度と伸びを確保しつつ、伸びフランジ性を向上できる。
ベイナイトは、強度が高く、かつ、可塑性にも優れる均質な組織である。このような性質を有するベイナイト主体の組織にすることで、引張強度と伸びを確保しつつ、伸びフランジ性を向上できる。
焼戻しベイナイトの割合が減少すると組織が不均一になり伸びフランジ性が確保できなくなるので、上記作用を有効に発揮させるため、焼戻しベイナイトの面積率は、５０％以上、好ましくは７０％以上、さらに好ましくは９０％以上（１００％を含む）とする。
＜円相当直径１〜１０ｎｍの析出物：焼戻しベイナイト１μｍ２当たり２０個以上＞
水素のトラップサイトとして有効に作用する微細なＶの炭化物および炭窒化物を組織中に適切に分散させることで、耐水素脆化特性を向上させ、加工後の耐遅れ破壊性を確保することができる。つまり、特に比表面積の大きい微細なＶ含有析出物を多量に分散させることで、水素のトラップサイトを増加させたうえ、Ｖ含有析出物を微細にすることで、母相に対してＶ含有析出物の周囲に整合ひずみ場を付与し、ひずみ場に集まりやすい水素に対するトラップサイトとしての能力を高めることができ、耐水素脆化特性が改善される。なお、この粒径範囲（円相当直径１〜１０ｎｍ）では、Ｖを含まない析出物はほとんど存在しないので、本規定では、下記円相当直径２０ｎｍ以上の析出物の場合のようにＶを含むものに限定せずに、すべての析出物を対象とした。
水素のトラップサイトとして有効に作用する微細なＶの炭化物および炭窒化物を組織中に適切に分散させることで、耐水素脆化特性を向上させ、加工後の耐遅れ破壊性を確保することができる。つまり、特に比表面積の大きい微細なＶ含有析出物を多量に分散させることで、水素のトラップサイトを増加させたうえ、Ｖ含有析出物を微細にすることで、母相に対してＶ含有析出物の周囲に整合ひずみ場を付与し、ひずみ場に集まりやすい水素に対するトラップサイトとしての能力を高めることができ、耐水素脆化特性が改善される。なお、この粒径範囲（円相当直径１〜１０ｎｍ）では、Ｖを含まない析出物はほとんど存在しないので、本規定では、下記円相当直径２０ｎｍ以上の析出物の場合のようにＶを含むものに限定せずに、すべての析出物を対象とした。
上記作用を有効に発揮させるには、円相当直径１〜１０ｎｍの微細な析出物は、焼戻しベイナイト１μｍ２当たり２０個以上、好ましくは５０個以上、さらに好ましくは１００個以上とする。上記微細な析出物のサイズ（円相当直径）の好ましい範囲は１〜８ｎｍ、さらに好ましい範囲は１〜６ｎｍである。
なお、上記微細な析出物の円相当直径の下限を１ｎｍとしたのは、これより微細な析出物は、水素のトラップサイトとしての効果が小さくなるためである。
＜円相当直径２０ｎｍ以上のＶを含む析出物：焼戻しベイナイト１μｍ２当たり１０個以下＞
ＶＣなどのＶを含む析出物は、母相に比べて剛性および臨界せん断応力が非常に高いため、析出物の周囲が変形しても析出物自体は変形しにくいため、２０ｎｍ以上のサイズになると母相と析出物との界面に大きなひずみが生じ、破壊が発生するようになる。このため、２０ｎｍ以上のＶを含む粗大な析出物が多量に存在すると伸びフランジ性が劣化する。したがって、粗大なＶ含有析出物の存在密度を制限することで、伸びフランジ性を改善することができる。
ＶＣなどのＶを含む析出物は、母相に比べて剛性および臨界せん断応力が非常に高いため、析出物の周囲が変形しても析出物自体は変形しにくいため、２０ｎｍ以上のサイズになると母相と析出物との界面に大きなひずみが生じ、破壊が発生するようになる。このため、２０ｎｍ以上のＶを含む粗大な析出物が多量に存在すると伸びフランジ性が劣化する。したがって、粗大なＶ含有析出物の存在密度を制限することで、伸びフランジ性を改善することができる。
上記作用を有効に発揮させるには、円相当直径２０ｎｍ以上のＶを含む粗大な析出物は、焼戻しベイナイト１μｍ２当たり１０個以下、好ましくは５個以下、さらに好ましくは３個以下に制限する。
本発明鋼板の組織は上記規定を満足させることを必須とするが、この必須組織規定に加えてさらに下記（ａ）の組織規定をも満足させることが推奨される。
＜（ａ）焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトとの面積率の合計：３％未満、
円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子：焼戻しベイナイト１μｍ２当たり３個以下＞
本発明に係る高強度冷延鋼板のように合金元素を多量に添加した鋼をベイナイト変態させると、変態速度が遅くなり、ベイナイトだけでなくマルテンサイトも形成されやすくなる。マルテンサイトは硬質であるため、フェライトとマルテンサイトとの界面にひずみが集中して破壊が起こりやすくなり、伸びフランジ性が劣化する。また、残留オーステナイトもひずみが加わった際に硬質なマルテンサイトに変態し破壊の起点になるため、やはり伸びフランジ性を劣化させる。したがって、これらの組織の割合をできるだけ少なくすることで伸びフランジ性を改善できる。よって、焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトとの面積率の合計は３％未満、さらに２％以下、特に１％以下に制限するのが推奨される。
円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子：焼戻しベイナイト１μｍ２当たり３個以下＞
本発明に係る高強度冷延鋼板のように合金元素を多量に添加した鋼をベイナイト変態させると、変態速度が遅くなり、ベイナイトだけでなくマルテンサイトも形成されやすくなる。マルテンサイトは硬質であるため、フェライトとマルテンサイトとの界面にひずみが集中して破壊が起こりやすくなり、伸びフランジ性が劣化する。また、残留オーステナイトもひずみが加わった際に硬質なマルテンサイトに変態し破壊の起点になるため、やはり伸びフランジ性を劣化させる。したがって、これらの組織の割合をできるだけ少なくすることで伸びフランジ性を改善できる。よって、焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトとの面積率の合計は３％未満、さらに２％以下、特に１％以下に制限するのが推奨される。
また、従来の高強度冷延鋼板のようなベイナイトを主要組織とする鋼の場合、通常、焼戻しマルテンサイトや残留オーステナイトが形成されやすく、これらの組織が破壊の起点となるため、焼戻しの際にベイナイト中に析出したセメンタイト粒子の分散状態は伸びフランジ性にあまり影響を与えない。しかし、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトが少なくなると変形時のおける破壊の起点が、ベイナイト中に析出したセメンタイト粒子に遷移するため、ベイナイト中におけるセメンタイト粒子の存在状態が伸びフランジ性を律速するようになる。このため、本発明に係る高強度冷延鋼板のように焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの形成を極力抑制した鋼の場合は、破壊の起点となるセメンタイト粒子の析出状態を制御することで伸びフランジ性を調整することが可能となる。なお、セメンタイト粒子のうち、破壊の起点として働くのは大きい粒子だけであるので、粗大なセメンタイト粒子の数を減少させることで、所定の伸びフランジ性にまで改善することができる。
上記作用を有効に発揮させるため、焼戻しベイナイト中に存在する、円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子は、該焼戻しベイナイト１μｍ２当たり３個以下、さらに２．５個以下、特に２個以下に制限するのが推奨される。
以下、焼戻しベイナイト、フェライト、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの各面積率、析出物のサイズおよびその存在数、ならびに、セメンタイト粒子のサイズおよびその存在数の各測定方法について説明する。
まず、フェライトの面積率については、各供試鋼板を鏡面研磨し、３％ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて倍率２０００倍で５視野観察し、画像解析によってセメンタイトを含まず等軸状の領域をフェライトとし、全組織に対するフェライト領域の面積比率よりフェライトの面積率を算出した。
次に、焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトとの合計面積率については、各供試鋼板を鏡面研磨し、レペラ腐食液を用いて腐食して金属組織を顕出させた後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて倍率２０００倍で５視野観察し、画像解析によって画像のコントラストから白く見える領域を焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトとし、全組織に対するこの領域の面積比率より焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトとの合計面積率を算出した。
最後に、焼戻しベイナイトの面積率については、フェライトとマルテンサイトと残留オーステナイト以外の領域をベイナイトとし、１００％から、上記でそれぞれ算出した、フェライトの面積率、および、焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトとの合計面積率を差し引くことにより焼戻しベイナイトの面積率を求めた。
[析出物のサイズおよびその存在数の測定方法]
析出物のサイズおよびその存在数については、薄膜法、または、抽出レプリカ法にて薄膜サンプルを作成し、このサンプルを電界放射型透過型電子顕微鏡（ＦＥ−ＴＥＭ）を用いて１０００００倍から３０００００倍で２μｍ２以上の領域を観察し、画像のコントラストから黒っぽい部分を析出物としてマーキングし、画像解析ソフトにて、前記マーキングした各析出物の面積から円相当直径を算出するとともに、単位面積あたりに存在する所定サイズの析出物の個数を求めた。
析出物のサイズおよびその存在数については、薄膜法、または、抽出レプリカ法にて薄膜サンプルを作成し、このサンプルを電界放射型透過型電子顕微鏡（ＦＥ−ＴＥＭ）を用いて１０００００倍から３０００００倍で２μｍ２以上の領域を観察し、画像のコントラストから黒っぽい部分を析出物としてマーキングし、画像解析ソフトにて、前記マーキングした各析出物の面積から円相当直径を算出するとともに、単位面積あたりに存在する所定サイズの析出物の個数を求めた。
ただし、２０ｎｍ以上の析出物については、ＦＥ−ＴＥＭに付随のＥＤＸまたはＥＥＬＳを用いて析出物中にＶが存在していることを確認したものだけをカウントした。
[セメンタイト粒子のサイズおよびその存在数の測定方法]
セメンタイト粒子のサイズおよびその存在数については、各供試鋼板を鏡面研磨し、ピクラールで腐食して金属組織を顕出させた後、ベイナイト内部の領域を解析できるよう、１００μｍ２領域の視野について倍率１００００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）像を観察し、画像のコントラストから白い部分をセメンタイト粒子と判別してマーキングし、画像解析ソフトにて、前記マーキングした各セメンタイト粒子の面積から円相当直径を算出するとともに、単位面積あたりに存在する所定のサイズのセメンタイト粒子の個数を求めた。
セメンタイト粒子のサイズおよびその存在数については、各供試鋼板を鏡面研磨し、ピクラールで腐食して金属組織を顕出させた後、ベイナイト内部の領域を解析できるよう、１００μｍ２領域の視野について倍率１００００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）像を観察し、画像のコントラストから白い部分をセメンタイト粒子と判別してマーキングし、画像解析ソフトにて、前記マーキングした各セメンタイト粒子の面積から円相当直径を算出するとともに、単位面積あたりに存在する所定のサイズのセメンタイト粒子の個数を求めた。
次に、本発明鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
〔本発明鋼板の成分組成〕
Ｃ：０．０３〜０．３０％
Ｃは、ベイナイトの面積率に影響し、強度および伸びフランジ性に影響する重要な元素である。また、Ｖと結合することで、Ｖ炭化物およびＶ炭窒化物を形成するので、Ｖ含有量とＣ含有量のバランスが変化することで、熱処理中のＶ炭化物およびＶ炭窒化物の析出、消失、粗大化の挙動に影響し、水素脆化特性および伸びフランジ性に影響する。０．０３％未満ではベイナイト面積率が不足するため強度が確保できず、一方、０．３０％超では焼鈍の際の加熱時にＶ炭化物およびＶ炭窒化物が安定になりすぎるため、微細な析出物が得られなくなるとともに、析出物が粗大化するため、水素脆化特性と伸びフランジ性が確保できない。Ｃ含有量の範囲は、好ましくは０．０５〜０．２５％、さらに好ましくは０．０７〜０．２０％である。
Ｃ：０．０３〜０．３０％
Ｃは、ベイナイトの面積率に影響し、強度および伸びフランジ性に影響する重要な元素である。また、Ｖと結合することで、Ｖ炭化物およびＶ炭窒化物を形成するので、Ｖ含有量とＣ含有量のバランスが変化することで、熱処理中のＶ炭化物およびＶ炭窒化物の析出、消失、粗大化の挙動に影響し、水素脆化特性および伸びフランジ性に影響する。０．０３％未満ではベイナイト面積率が不足するため強度が確保できず、一方、０．３０％超では焼鈍の際の加熱時にＶ炭化物およびＶ炭窒化物が安定になりすぎるため、微細な析出物が得られなくなるとともに、析出物が粗大化するため、水素脆化特性と伸びフランジ性が確保できない。Ｃ含有量の範囲は、好ましくは０．０５〜０．２５％、さらに好ましくは０．０７〜０．２０％である。
Ｓｉ：２．０％以下（０％を含む）
Ｓｉは、固溶強化元素として、伸びを劣化させずに高強度化できる有用な元素である。２．０％超では加熱時におけるオーステナイトの形成を阻害するため、ベイナイトの面積率を確保できず、伸びフランジ性を確保できない。また、セメンタイトの形成を阻害し、残留オーステナイト（残留γ）やマルテンサイトを残存させやすくなる。Ｓｉ含有量の範囲は、好ましくは１．８％以下、さらに好ましくは１．５％以下（０％を含む）である。
Ｓｉは、固溶強化元素として、伸びを劣化させずに高強度化できる有用な元素である。２．０％超では加熱時におけるオーステナイトの形成を阻害するため、ベイナイトの面積率を確保できず、伸びフランジ性を確保できない。また、セメンタイトの形成を阻害し、残留オーステナイト（残留γ）やマルテンサイトを残存させやすくなる。Ｓｉ含有量の範囲は、好ましくは１．８％以下、さらに好ましくは１．５％以下（０％を含む）である。
Ｍｎ：０．１〜２．８％
Ｍｎは、焼入れ性を高めて焼鈍の際の加熱後の急速冷却時にベイナイト面積率を確保することで、強度と伸びフランジ性を高める効果を有する有用な元素である。０．１％未満ではベイナイト面積率が不足するため、強度と伸びフランジ性が確保できない。一方、２．８％超とするとベイナイト変態が抑制され、マルテンサイトやオーステナイトが残存し、伸びフランジ性を低下させる。Ｍｎ含有量の範囲は、好ましくは０．３０〜２．５％、さらに好ましくは０．５０〜２．２％である。
Ｍｎは、焼入れ性を高めて焼鈍の際の加熱後の急速冷却時にベイナイト面積率を確保することで、強度と伸びフランジ性を高める効果を有する有用な元素である。０．１％未満ではベイナイト面積率が不足するため、強度と伸びフランジ性が確保できない。一方、２．８％超とするとベイナイト変態が抑制され、マルテンサイトやオーステナイトが残存し、伸びフランジ性を低下させる。Ｍｎ含有量の範囲は、好ましくは０．３０〜２．５％、さらに好ましくは０．５０〜２．２％である。
Ｐ：０．１％以下
Ｐは不純物元素として不可避的に存在し、固溶強化により強度の上昇に寄与するが、 旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界を脆化させることで伸びフランジ性を劣化させるので、０．１％以下とする。好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
Ｐは不純物元素として不可避的に存在し、固溶強化により強度の上昇に寄与するが、 旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界を脆化させることで伸びフランジ性を劣化させるので、０．１％以下とする。好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
Ｓ：０．００５％以下
Ｓも不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ介在物を形成し、穴拡げ時に亀裂の起点となることで伸びフランジ性を低下させるので、０．００５％以下とする。より好ましくは０．００３％以下である。
Ｓも不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ介在物を形成し、穴拡げ時に亀裂の起点となることで伸びフランジ性を低下させるので、０．００５％以下とする。より好ましくは０．００３％以下である。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎも不純物元素として不可避的に存在し、ひずみ時効により伸びと伸びフランジ性を低下させるので、低い方が好ましく、０．０１％以下とする。
Ｎも不純物元素として不可避的に存在し、ひずみ時効により伸びと伸びフランジ性を低下させるので、低い方が好ましく、０．０１％以下とする。
Ａｌ：０．０１〜１．００％
ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成し、歪時効の発生に寄与する固溶Ｎを低減させることで伸びフランジ性の劣化を防止するとともに、固溶強化により強度向上に寄与する。０．０１％未満では鋼中に固溶Ｎが残存するため、ひずみ時効が起こり、伸びと伸びフランジ性を確保できず、一方、１．００％超では加熱時におけるオーステナイトの形成を阻害するため、ベイナイトの面積率を確保できず、伸びフランジ性を確保できなくなる。
ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成し、歪時効の発生に寄与する固溶Ｎを低減させることで伸びフランジ性の劣化を防止するとともに、固溶強化により強度向上に寄与する。０．０１％未満では鋼中に固溶Ｎが残存するため、ひずみ時効が起こり、伸びと伸びフランジ性を確保できず、一方、１．００％超では加熱時におけるオーステナイトの形成を阻害するため、ベイナイトの面積率を確保できず、伸びフランジ性を確保できなくなる。
Ｖ：０．００１〜１．００％
Ｖは、大気中で生成するさびの中でも熱力学的に安定で保護性があるといわれている酸化鉄であるα−ＦｅＯＯＨの生成を促進させるとともに、微細な炭化物および炭窒化物として鋼中に存在することにより水素のトラップサイトとして働くことから、耐水素脆化特性向上のための重要な元素である。０．０１％未満では耐水素脆化特性の改善効果が十分に得られない。一方、１．００％超では、焼鈍の際の加熱時に鋼中に未固溶で存在し、粗大に成長するＶ炭化物またはＶ炭窒化物が増加するため伸びフランジ性が劣化する。Ｖ含有量の範囲は、好ましくは０．０１％以上０．５０％未満、さらに好ましくは０．０２％以上０．３０％未満である。
Ｖは、大気中で生成するさびの中でも熱力学的に安定で保護性があるといわれている酸化鉄であるα−ＦｅＯＯＨの生成を促進させるとともに、微細な炭化物および炭窒化物として鋼中に存在することにより水素のトラップサイトとして働くことから、耐水素脆化特性向上のための重要な元素である。０．０１％未満では耐水素脆化特性の改善効果が十分に得られない。一方、１．００％超では、焼鈍の際の加熱時に鋼中に未固溶で存在し、粗大に成長するＶ炭化物またはＶ炭窒化物が増加するため伸びフランジ性が劣化する。Ｖ含有量の範囲は、好ましくは０．０１％以上０．５０％未満、さらに好ましくは０．０２％以上０．３０％未満である。
本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部が実質的に鉄および不純物であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。
Ｃｒ：０．１〜３．０％
ベイナイトのうち、本発明の鋼が主として対象とする上部ベイナイトは、（１）ベイニティックフェライトの形成→（２）ベイニティックフェライトからオーステナイトへの炭素の吐き出し→（３）オーステナイトからのセメンタイトの形成、というフローで進行する変態現象により形成される。このフロー中、オーステナイトからのセメンタイトの形成はＳｉなどの合金元素の添加により遅延するため、残留オーステナイトや焼戻しマルテンサイトが形成されやすくなる。これに対して、Ｃｒはセメンタイトの核生成の駆動力を大きくする元素であり、セメンタイトの形成を促進し、これにより残留オーステナイトや焼戻しマルテンサイトの形成を抑制する作用を有する。また、形成されたセメンタイトは、通常は拡散速度の大きい炭素の拡散律速により粗大化が進行するため、粗大化しやすいが、Ｃｒが添加されると、拡散速度の小さいＣｒの拡散律速により粗大化が進行するようになるため、セメンタイトの粗大化が抑制できる。その結果、破壊の起点となるセメンタイトを微細に分散でき、伸びフランジ性を改善することができる。０．１％未満では上記作用が有効に発揮しえず、焼戻しマルテンサイトや残留オーステナイトの割合が増加するとともに、セメンタイトが粗大化するため伸びフランジ性が劣化する。一方、３．０％超では、焼入れ時に残留オーステナイトが形成され、ベイナイト面積率を確保できず、強度と伸びフランジ性が劣化する。Ｃｒ含有量の範囲は、好ましくは０．３〜２．５％、さらに好ましくは０．６〜２．０％である。
ベイナイトのうち、本発明の鋼が主として対象とする上部ベイナイトは、（１）ベイニティックフェライトの形成→（２）ベイニティックフェライトからオーステナイトへの炭素の吐き出し→（３）オーステナイトからのセメンタイトの形成、というフローで進行する変態現象により形成される。このフロー中、オーステナイトからのセメンタイトの形成はＳｉなどの合金元素の添加により遅延するため、残留オーステナイトや焼戻しマルテンサイトが形成されやすくなる。これに対して、Ｃｒはセメンタイトの核生成の駆動力を大きくする元素であり、セメンタイトの形成を促進し、これにより残留オーステナイトや焼戻しマルテンサイトの形成を抑制する作用を有する。また、形成されたセメンタイトは、通常は拡散速度の大きい炭素の拡散律速により粗大化が進行するため、粗大化しやすいが、Ｃｒが添加されると、拡散速度の小さいＣｒの拡散律速により粗大化が進行するようになるため、セメンタイトの粗大化が抑制できる。その結果、破壊の起点となるセメンタイトを微細に分散でき、伸びフランジ性を改善することができる。０．１％未満では上記作用が有効に発揮しえず、焼戻しマルテンサイトや残留オーステナイトの割合が増加するとともに、セメンタイトが粗大化するため伸びフランジ性が劣化する。一方、３．０％超では、焼入れ時に残留オーステナイトが形成され、ベイナイト面積率を確保できず、強度と伸びフランジ性が劣化する。Ｃｒ含有量の範囲は、好ましくは０．３〜２．５％、さらに好ましくは０．６〜２．０％である。
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％
Ｂは、鋼中に固溶状態でオーステナイト粒界に存在することで、焼入れ性を高め、ベイナイト面積率を高めるのに有用な元素である。０．０００２％未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、０．００５０％を超えて過剰に添加するとＦｅ２３（ＣＢ）６を形成し、固溶Ｂが減少するため、上記焼入れ性改善作用を減殺する。
Ｂは、鋼中に固溶状態でオーステナイト粒界に存在することで、焼入れ性を高め、ベイナイト面積率を高めるのに有用な元素である。０．０００２％未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、０．００５０％を超えて過剰に添加するとＦｅ２３（ＣＢ）６を形成し、固溶Ｂが減少するため、上記焼入れ性改善作用を減殺する。
Ｎｂおよび／またはＴｉ：（［Ｎ］−０．００３）／１２ ≦［Ｎｂ］／９６＋［Ｔｉ］／４８≦（［Ｎ］＋０．０１）／１２（［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。）
ＮはＢＮを形成してＢを消費し、固溶Ｂによる焼入れ性改善作用を減殺してしまう。これに対して、Ｔｉ、ＮｂはＮをＴｉＮまたはＮｂ（ＣＮ）として強く固定し、ＢＮの形成を抑制するので、Ｂによる焼入れ性改善作用を発揮させるのに有用な元素である。これらの元素の添加量は、不足すると上記ＢＮ形成抑制作用が有効に発揮されず、一方過剰になるとセメンタイトの形成が阻害され、焼戻しマルテンサイトや残留オーステナイトの割合が大きくなり、伸びフランジ性が劣化する。
ＮはＢＮを形成してＢを消費し、固溶Ｂによる焼入れ性改善作用を減殺してしまう。これに対して、Ｔｉ、ＮｂはＮをＴｉＮまたはＮｂ（ＣＮ）として強く固定し、ＢＮの形成を抑制するので、Ｂによる焼入れ性改善作用を発揮させるのに有用な元素である。これらの元素の添加量は、不足すると上記ＢＮ形成抑制作用が有効に発揮されず、一方過剰になるとセメンタイトの形成が阻害され、焼戻しマルテンサイトや残留オーステナイトの割合が大きくなり、伸びフランジ性が劣化する。
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％
の１種または２種以上
これらの元素は、焼入れ性を高めてベイナイト面積率の確保に寄与することで、強度と伸びフランジ性を高めるのに有用な元素である。また、これらの元素のうち、Ｍｏは、焼戻し時に水素のトラップサイトとなりうる合金炭化物および炭窒化物を形成することで、ＣｕとＮｉは、Ｖと同様、α−ＦｅＯＯＨの生成を促進させることで、いずれも耐水素脆化特性をも改善する効果を有する。各元素とも、上記各下限値未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、１．０％を超える添加では焼入れ時にオーステナイトが残存し、伸びフランジ性を低下させる。
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％
の１種または２種以上
これらの元素は、焼入れ性を高めてベイナイト面積率の確保に寄与することで、強度と伸びフランジ性を高めるのに有用な元素である。また、これらの元素のうち、Ｍｏは、焼戻し時に水素のトラップサイトとなりうる合金炭化物および炭窒化物を形成することで、ＣｕとＮｉは、Ｖと同様、α−ＦｅＯＯＨの生成を促進させることで、いずれも耐水素脆化特性をも改善する効果を有する。各元素とも、上記各下限値未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、１．０％を超える添加では焼入れ時にオーステナイトが残存し、伸びフランジ性を低下させる。
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％
の１種または２種以上
これらの元素は、介在物を微細化し、破壊の起点を減少させることで、伸びフランジ性を向上させるのに有用な元素である。各元素とも０．０００５％未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、各元素とも０．０１％を超える添加では逆に介在物が粗大化し、伸びフランジ性が低下してしまう。
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％
の１種または２種以上
これらの元素は、介在物を微細化し、破壊の起点を減少させることで、伸びフランジ性を向上させるのに有用な元素である。各元素とも０．０００５％未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、各元素とも０．０１％を超える添加では逆に介在物が粗大化し、伸びフランジ性が低下してしまう。
なお、ＲＥＭは、希土類元素、すなわち、周期律表の３Ａ属元素を指す。
次に、本発明鋼板を得るための好ましい製造方法を以下に説明する。
〔本発明鋼板の好ましい製造方法〕
上記のような冷延鋼板を製造するには、まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブとしてから熱間圧延（熱延）を行う。
上記のような冷延鋼板を製造するには、まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブとしてから熱間圧延（熱延）を行う。
［熱間圧延条件］
熱間圧延条件としては、熱延加熱温度を９００℃以上、熱延仕上圧延温度を８００℃以上に設定し、適宜冷却を行った後、４５０℃以下の温度で巻き取るのが推奨される。
熱間圧延条件としては、熱延加熱温度を９００℃以上、熱延仕上圧延温度を８００℃以上に設定し、適宜冷却を行った後、４５０℃以下の温度で巻き取るのが推奨される。
このような温度条件で熱間圧延を行うことで、Ｖを加熱段階で完全に固溶させ、熱間圧延中における析出や巻取り中におけるＶの炭化物や炭窒化物の析出を抑制し、焼鈍の際の加熱時に粗大なＶの炭化物や炭窒化物が残存しないようにすることができる。
熱間圧延終了後は酸洗してから冷間圧延を行うが、冷間圧延率は３０％程度以上とするのがよい。
そして、上記冷間圧延後、引き続き、焼鈍、さらには焼戻しを行う。
［焼鈍条件］
焼鈍条件としては、焼鈍加熱温度Ｔａ（℃）：［−９５００／｛ｌｏｇ（［％Ｃ］・［％Ｖ］）−６．７２｝−２７３］℃以上でかつＡｃ３〜１０００℃に加熱し、焼鈍保持時間：２０〜３６００ｓ保持した後、該焼鈍加熱温度から３００〜［Ｂｓ−１００］℃（冷却終了温度）まで１０〜２００℃／ｓの冷却速度で急冷した後、該冷却終了温度で１０〜６００ｓ保持するのがよい。
焼鈍条件としては、焼鈍加熱温度Ｔａ（℃）：［−９５００／｛ｌｏｇ（［％Ｃ］・［％Ｖ］）−６．７２｝−２７３］℃以上でかつＡｃ３〜１０００℃に加熱し、焼鈍保持時間：２０〜３６００ｓ保持した後、該焼鈍加熱温度から３００〜［Ｂｓ−１００］℃（冷却終了温度）まで１０〜２００℃／ｓの冷却速度で急冷した後、該冷却終了温度で１０〜６００ｓ保持するのがよい。
＜焼鈍加熱温度Ｔａ（℃）：［−９５００／｛ｌｏｇ（［％Ｃ］・［％Ｖ］）−６．７２｝−２７３］℃以上でかつＡｃ３〜１０００℃、焼鈍保持時間：２０〜３６００ｓ＞
Ｔａ（℃）≧［−９５００／｛ｌｏｇ（［％Ｃ］・［％Ｖ］）−６．７２｝−２７３］℃とするのは、焼鈍加熱時にＶ炭化物等を完全に固溶させることで、２０ｎｍ以上の粗大なＶ含有析出物の存在密度を低下させるとともに、焼鈍加熱時に十分にオーステナイトに変態させることで、その後の冷却時にオーステナイトから変態生成するベイナイトの面積率を５０％以上確保するためである。
Ｔａ（℃）≧［−９５００／｛ｌｏｇ（［％Ｃ］・［％Ｖ］）−６．７２｝−２７３］℃とするのは、焼鈍加熱時にＶ炭化物等を完全に固溶させることで、２０ｎｍ以上の粗大なＶ含有析出物の存在密度を低下させるとともに、焼鈍加熱時に十分にオーステナイトに変態させることで、その後の冷却時にオーステナイトから変態生成するベイナイトの面積率を５０％以上確保するためである。
焼鈍加熱温度Ｔａ（℃）＜［−９５００／｛ｌｏｇ（［％Ｃ］・［％Ｖ］）−６．７２｝−２７３］℃、すなわち、ｌｏｇ［％Ｖ］＜［−９５００／（Ｔａ＋２７３）］−ｌｏｇ［％Ｃ］では、焼鈍加熱時に未固溶のＶ炭化物等が残存しこれが粗大化して、伸びフランジ変形時において破壊の起点が増加するため、伸びフランジ性が低下するので好ましくない。なお、上記Ｔａ（℃）≧［−９５００／｛ｌｏｇ（［％Ｃ］・［％Ｖ］）−６．７２｝−２７３］℃の関係式は、日本鉄鋼協会編：第３版 鉄鋼便覧、第I巻 基礎、ｐ．４１２の図７．４３中に示された、［Ｖ］・［Ｃ］の溶解度積の温度依存性を表す直線プロットを読み取り、これをＶが完全に固溶する温度を計算できるように変形して求めた。
また、焼鈍加熱温度がＡｃ３未満では、焼鈍加熱時においてオーステナイトへの変態量が不足するため、その後の冷却時にオーステナイトから変態生成するベイナイトの量が減少して面積率５０％以上を確保できなくなり、一方、１０００℃を超えると、オーステナイト組織が粗大化して鋼板の曲げ性や靭性が劣化するとともに、焼鈍設備の劣化をもたらすため好ましくない。
また、焼鈍保持時間が２０ｓ未満ではＶ炭化物等を完全に固溶させることができなくなり、一方３６００ｓを超えると、生産性が極端に悪化するので好ましくない。
＜冷却終了温度：３００〜［Ｂｓ−１００］℃、冷却速度：１０〜２００℃／ｓ、冷却終了温度での保持時間：１０〜６００ｓ＞
上記焼鈍加熱時に変態生成したオーステナイトからのベイナイト変態を十分に進行させてベイナイト面積率５０％以上を確保するためである。
上記焼鈍加熱時に変態生成したオーステナイトからのベイナイト変態を十分に進行させてベイナイト面積率５０％以上を確保するためである。
冷却終了温度が３００℃未満では、マルテンサイトが形成され、伸びフランジ性が低下し、一方、［Ｂｓ−１００］℃を超えると、ベイナイト変態完了までの時間がかかりすぎ、マルテンサイトや残留オーステナイトが形成され、伸びフランジ性が確保できなくなる。
冷却終了温度での保持時間が１０ｓ未満では、ベイナイト変態が十分に進行せず伸びと伸びフランジ性が確保できなくなる一方、６００ｓを超えると、生産性が極端に悪化するので好ましくない。
［焼戻し条件］
焼戻し条件としては、上記焼鈍冷却後の温度から焼戻し加熱温度Ｔｔ（℃）：４８０〜Ａｃ１℃で、かつ焼戻し保持時間ｔ（ｓ）が、Ｐｇ＝ｅｘｐ［−１３１２３／（Ｔｔ＋２７３）］×ｔ＜１．２１×１０−５となる条件で保持した後、室温まで冷却すればよい。
焼戻し条件としては、上記焼鈍冷却後の温度から焼戻し加熱温度Ｔｔ（℃）：４８０〜Ａｃ１℃で、かつ焼戻し保持時間ｔ（ｓ）が、Ｐｇ＝ｅｘｐ［−１３１２３／（Ｔｔ＋２７３）］×ｔ＜１．２１×１０−５となる条件で保持した後、室温まで冷却すればよい。
焼戻し中にＶ炭化物等を析出させるには４８０℃以上に加熱する必要があり、析出物のサイズを制御するには加熱温度と保持時間との関係を適切に制御する必要がある。
ここで、Ｐｇ＝ｅｘｐ［−１３１２３／（Ｔｔ＋２７３）］×ｔは、杉本孝一ら：材料組織学［朝倉書店出版］、ｐ１０６の 式（４．１８）に記載の析出物の粒成長モデルを元に変数の設定および簡略化を行った、析出物のサイズを規定するパラメータである。
Ｐｇ＝ｅｘｐ［−１３１２３／（Ｔｔ＋２７３）］×ｔ≧１．２１×１０−５となる条件では、析出物の粗大化が進行して、２０ｎｍ以上の粗大な析出物の個数が多くなりすぎるため、伸びフランジ性が確保できなくなる。
焼戻し保持時間ｔ（ｓ）は、Ｐｇ＜０．２０×１０−５となる条件とすることが推奨され、これによりセメンタイトの成長を防止することで伸びフランジ性をさらに改善することができる。
下記表１に示す成分の鋼を溶製し、厚さ１２０ｍｍのインゴットを作成した。
これを熱間圧延で厚さ２５ｍｍにした後、再度、熱間圧延で厚さ３ｍｍとした。これを酸洗した後、厚さ１．２ｍｍに冷間圧延して供試材とし、表２に示す条件にて熱処理を施した。
これを熱間圧延で厚さ２５ｍｍにした後、再度、熱間圧延で厚さ３ｍｍとした。これを酸洗した後、厚さ１．２ｍｍに冷間圧延して供試材とし、表２に示す条件にて熱処理を施した。
上記熱処理後の各鋼板について、上記［発明を実施するための最良の形態］の項で説明した測定方法により、焼戻しベイナイト、フェライト、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの各面積率、析出物のサイズおよびその存在数（存在密度）、ならびに、セメンタイト粒子のサイズおよびその存在数（存在密度）を測定した。
また、上記各鋼板について、機械的特性を評価するため、引張強度ＴＳ、伸びＥｌ、伸びフランジ性λを測定し、さらに、耐水素脆化特性を評価するため、水素脆化危険度指数を測定した。
なお、引張強度ＴＳと伸びＥｌは、圧延方向と直角方向に長軸をとってＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を作成し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って測定を行った。
また、伸びフランジ性λは、鉄連規格ＪＦＳＴ１００１に則り、穴拡げ試験を実施して穴拡げ率の測定を行い、これを伸びフランジ性とした。
水素脆化危険度指数は、板厚１ ．２ｍｍの平板試験片を用いて、ひずみ速度が１×１ ０−４／sの低ひずみ速度引張試験（ＳＳＲＴ）を行い、下記の定義式により水素脆化危険度指数を算出した。
水素脆化危険度指数（％）＝１００×（１−Ｅ１／Ｅ０）
ここで、Ｅ０は、実質的に鋼中に水素を含まない状態の試験片の破断時の伸びを示し、Ｅ１は、硫酸中で電気化学的に水素をチャージさせた鋼材（試験片）の破断時の伸びを示している。なお、上記水素チャージは、鋼材（試験片）をＨ ２ＳＯ４（０．５ｍｏｌ／Ｌ）とＫＳＣＮ（０．０１ｍｏｌ／Ｌ）の混合溶液中に浸漬し、室温かつ定電流（１００Ａ／ｍ２）の条件で行った。
上記水素脆化危険度指数は、１５％を超えると使用中に水素脆化を起こす危険があるので、本発明では、１５％以下を耐水素脆化特性に優れると評価した。
上記機械的特性および耐水素脆化特性の測定結果を表３に示す。
同表に示すように、本発明の必須構成要件（上記成分組成規定および上記必須組織規定）を充足する発明鋼（鋼Ｎｏ．２、３、１０、１１、１４、１６、１７、２０、２１、２６、２８、３２〜３７；○印のもの）は、いずれも、引張強度ＴＳが７８０ＭＰａ以上、引張強度ＴＳと伸びフランジ性（穴広げ率）λの間のバランスを評価する指数ＴＳ×λが６００００ＭＰａ・％以上で、かつ、水素脆化危険度指数が１５％以下を満足する、加工性と耐水素脆化特性とを兼備した高強度冷延鋼板が得られた。
これに対して、本発明の必須構成要件（上記成分組成規定および上記必須組織規定）のうち少なくとも一つを欠く比較鋼（鋼Ｎｏ．１、４〜９、１２、１３、１５、１８、１９、２２〜２５、２７；×印のもの）は、上記機械的特性と耐水素脆化特性のうちいずれかの特性が劣っている。
例えば、鋼Ｎｏ．１は、Ｖ含有量が低すぎることにより、円相当直径１〜６ｎｍの微細な析出物の存在数（存在密度）が不足するため、引張強度と伸びフランジ性には優れているものの、耐水素化脆化特性が劣っている。
また、鋼Ｎｏ．１５は、Ｖ含有量が高すぎることにより、円相当直径２０ｎｍ以上の粗大な析出物の存在数（存在密度）が過大になるため、引張強度と耐水素化脆化特性には優れているものの、伸びフランジ性が劣っている。
また、鋼Ｎｏ．１８は、Ｓｉ含有量が高すぎることにより、マルテンサイトと残留オーステナイト（残留γ）の合計面積率が過大になるため、引張強度と耐水素化脆化特性には優れているものの、伸びフランジ性が劣っている。
また、鋼Ｎｏ．１９は、Ｃ含有量が低すぎることにより、ベイナイト面積率が不足するため、伸びフランジ性と耐水素化脆化特性には優れているものの、引張強度が劣っている。
また、鋼Ｎｏ．２３は、Ｃ含有量が高すぎることにより、マルテンサイトと残留オーステナイト（残留γ）の残存量が増加するとともに、２０ｎｍ以上の粗大な析出物の数が過大になるため、引張強度には優れているものの、伸びフランジ性と耐水素化脆化特性が劣っている。
また、鋼Ｎｏ．２４は、Ｍｎ含有量が低すぎることにより、ベイナイト面積率が不足するため、伸びフランジ性と耐水素化脆化特性には優れているものの、引張強度が劣っている。
また、鋼Ｎｏ．２７は、Ｍｎ含有量が高すぎることにより、マルテンサイトと残留オーステナイトの残存量が増加するため、引張強度には優れているものの、伸びフランジ性と耐水素化脆化特性が劣っている。
また、鋼Ｎｏ．４〜９、１２、１３、２２は、焼鈍条件または焼戻し条件が推奨範囲を外れていることにより、本発明の組織を規定する要件のうち少なくとも一つを満たさず、いずれかの特性が劣っている。
また、同表に示すように、本発明の必須構成要件（上記成分組成規定および上記必須組織規定）に加え、上記推奨組織規定（ａ）をも充足する推奨鋼（鋼Ｎｏ．２９〜３１；◎印のもの）は、いずれも、引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上、伸びフランジ性（穴広げ率）λが１００％以上で、かつ、水素脆化危険度指数が１５％以下を満足し、上記発明鋼よりもさらに強度と加工性に優れた高強度冷延鋼板が得られることがわかった。
Claims (6)
- 質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．０５〜０．３０％、
Ｓｉ：２．０％以下（０％を含む）、
Ｍｎ：０．１〜２．８％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１〜１．００％
Ｖ：０．００１〜１．００％
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
焼戻しベイナイトが面積率で５０％以上（１００％を含む）を含み、残部がフェライトからなる組織を有し、
前記焼戻しベイナイト中における析出物の分布状態が、
円相当直径１〜１０ｎｍの析出物は、前記焼戻しベイナイト１μｍ２当たり２０個以上で、
円相当直径２０ｎｍ以上のＶを含む析出物は、前記焼戻しベイナイト１μｍ２当たり１０個以下である
ことを特徴とする耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板。 - 成分組成が、更に、
Ｃｒ：０．１〜３．０％、
を含むものである請求項１に記載の耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板。 - 成分組成が、更に、
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％を含むとともに、
Ｎｂおよび／またはＴｉを、（［Ｎ］−０．００３）／１２ ≦［Ｎｂ］／９６＋［Ｔｉ］／４８≦（［Ｎ］＋０．０１）／１２（［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。）の関係を満たすように含むものである
請求項１または２に記載の耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板。 - 成分組成が、更に、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
の１種または２種以上を含むものである
請求項１〜３のいずれか１項に記載の耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板。 - 成分組成が、更に、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００４〜０．０１％、
の１種または２種以上を含むものである
請求項１〜４のいずれか１項に記載の耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板。 - 組織が、更に、
焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトとを面積率の合計で３％未満含み、
かつ、上記焼戻しベイナイト中に存在する、円相当直径０．１μｍ以上のセメンタイト粒子が、該焼戻しベイナイト１μｍ２当たり３個以下である
請求項１〜５のいずれか１項に記載の耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板。
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| JP2008181681A JP4712839B2 (ja) | 2008-07-11 | 2008-07-11 | 耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板 |
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| JP2008181681A JP4712839B2 (ja) | 2008-07-11 | 2008-07-11 | 耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板 |
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