JP2010126787A - 耐水素脆化特性および加工性に優れた超高強度鋼板とその製造方法 - Google Patents

耐水素脆化特性および加工性に優れた超高強度鋼板とその製造方法 Download PDF

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Abstract

【課題】耐水素脆化特性および加工性に優れた超高強度鋼板を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：１．００〜２．５％、Ｍｎ：２．０〜４．０％、Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１〜０．１５％、Ｔｉ：０．００３〜０．１０％、Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、フェライトが１０〜５０面積％、マルテンサイトが５０面積％以上の複合組織鋼板であり、フェライト粒の平均粒径が２．０μｍ以下で、且つ、フェライト粒の平均アスペクト比が２．０以下であり、引張強度が１１００ＭＰａ以上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超高強度鋼板である。
【選択図】なし

Description

本発明は自動車用鋼板として好適な、耐水素脆化特性および加工性に優れた、引張強度が１１００ＭＰａ以上の超高強度鋼板に関するものである。
近年、自動車の低燃費化を目的として、自動車の軽量化が強く望まれており、軽量化の観点から高強度鋼板が要求されるとともに、衝突安全性を向上させる観点からも、例えばロッカー等の自動車用構造部材には１１００ＭＰａ以上もの超高強度化が要求されている。このような超高強度鋼板では、水や硫化水素などを含む環境で腐食反応に伴って生成する水素の侵入によって水素脆化という問題が生ずる。
また防錆性の要求から溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきされためっき鋼板については、熱延後の酸洗時に吸蔵された水素が原因となり、溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきが施されることによって、水素脆化が生ずる。めっき鋼板においても水素脆化の問題は特に引張強度が１１００ＭＰａ以上の超高強度域において顕著となる。
さらに自動車用鋼板には曲げ加工性が要求されるが、鋼板が高強度化するにつれて曲げ加工性は低下傾向となるため、１１００ＭＰａ以上の超高強度域でも良好な曲げ加工性を確保する技術が要求されている。
超高強度鋼板に関する文献として、例えば特許文献１には、Ｃａ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ等の成分を含有し耐水素脆化特性を改善した１１８０ＭＰａ以上の超高強度鋼板が開示されている。また非特許文献１には旧オーステナイト粒の粒径の制御（微細化）が１４００ＭＰａ級鋼の耐遅れ破壊特性の向上に有効である旨が開示されている。
また、１１００ＭＰａ以上の超高強度レベルを直接の対象とするものではないが、特許文献２にはフェライト粒径、低温変態生成相の分率および硬さを最適化することによって成形性および曲げ加工性を向上させた９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が開示されている。
しかしいずれの文献においても耐水素脆化特性と曲げ加工性のいずれか一方に着目するのみで、耐水素脆化特性と曲げ加工性の両特性を向上させた超高強度鋼板は開示されていない。
特許第３２５４１０８号公報 特開２００５−１７１３２１号公報 木村勇次、外４名、「１４００ＭＰａ級高強度鋼の遅れ破壊特性に及ぼす旧γ粒微細化の効果」、ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ、Ｖｏｌ．１４（２００１）−１３１０
本発明はこのような事情に鑑みてなされたものであり、その目的は耐水素脆化特性および加工性（特に曲げ加工性）に優れた、引張強度が１１００ＭＰａ以上の超高強度鋼板およびその製造方法を提供することにある。
上記課題を解決し得た、耐水素脆化特性および加工性に優れた本発明の超高強度鋼板とは、Ｃ：０．０５〜０．２５％（質量％の意味。化学成分組成について、以下同じ。）、Ｓｉ：１．００〜２．５％、Ｍｎ：２．０〜４．０％、Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１〜０．１５％、Ｔｉ：０．００３〜０．１０％、Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、フェライトとマルテンサイトを含有する複合組織鋼板であって、フェライトが１０〜５０面積％、マルテンサイトが５０面積％以上であり、フェライト粒の平均粒径が２．０μｍ以下で、且つ、フェライト粒の平均アスペクト比が２．０以下であり、引張強度が１１００ＭＰａ以上であることを特徴とするものである。
本発明の超高強度鋼板は、必要に応じて更に（ａ）Ｎｂ：０．００３〜０．２０％および／またはＶ：０．００３〜０．２０％を含有し、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量の合計が０．２５％以下、（ｂ）Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、およびＣｒ：０．０１〜１．０％よりなる群から選ばれる少なくとも１種、（ｃ）Ｍｏ：０．０１〜１．０％および／またはＷ：０．０１〜１．０％、（ｄ）Ｂ：０．０００１〜０．００５％、（ｅ）Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、およびＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％よりなる群から選ばれる少なくとも１種、を含有していてもよい。
本発明には、上記超高強度鋼板に溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきが施されているものも包含される。
また本発明は、上記超高強度鋼板の製造方法をも包むものであり、該製造方法とは、上記のいずれかの成分組成を満たす熱延鋼板を、下記（１）式で表されるＸがＸ≧０を満たし、且つ、冷延率ＣＲ（％）がＣＲ＜５０％となるように冷間圧延した後、（Ａｃ1＋５０）℃〜９００℃で均熱処理することを特徴とするものである。
但し、［Ｔｉ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］は、それぞれ各元素の含有量（質量％）を表す。
本発明では、フェライト粒の粒径とアスペクト比を適切に制御しているため、耐水素脆化特性および曲げ加工性の両方に優れた超高強度鋼板を提供することができる。また本発明に係る超高強度鋼板は、フェライトとマルテンサイトの分率が適切に制御されているため、超高強度と良好な伸びを両立することができる。
上述したように、１１００ＭＰａ以上の超高強度域では、耐水素脆化特性や曲げ加工性の低下が顕在化するが、これらの両方を解決し得た技術は開示されていない。このような事情に鑑み、本発明者らは、フェライト及びマルテンサイトを含有する１１００ＭＰａ以上の超高強度複合組織鋼板において、耐水素脆化特性および曲げ加工性の両方を高めるため、特に、フェライト粒に着目して鋭意研究を行なった。その結果、フェライト粒の粒径だけでなくアスペクト比も制御することによって耐水素脆化特性を高めることができること、また、フェライト粒のアスペクト比の制御は同時に曲げ加工性も高めることができることを見出し、本発明を完成した。
このように本発明では、各種成分組成を制御すると共に、フェライト粒の粒径およびアスペクト比を制御することによって、耐水素脆化特性および曲げ加工性の両特性が高められた超高強度鋼板を提供し得たところに特徴がある。なお、前述した非特許文献１には、旧γ粒界の微細化が耐遅れ破壊特性の向上に有効であることは記載されているが、本発明者らの検討結果によれば、所望の特性を確保するためには、組織の微細化だけでは足りず、フェライトの形態（結晶粒径だけでなくアスペクト比も含めたもの）を適切に制御することが極めて重要であることを突き止め、本発明を完成した。
以下、本発明鋼板を最も特徴付けるフェライトの形態（平均粒径およびアスペクト比）について説明する。
フェライトの平均粒径について、フェライト粒の平均粒径は小さくなるほど耐水素脆化特性を向上させるものである。このような効果を十分に発揮させるためフェライト粒の平均粒径を２．０μｍ以下と定めた。フェライト粒の平均粒径は小さければ小さいほどよく、好ましくは１．９μｍ以下であり、より好ましくは１．７μｍ以下である。フェライト粒の平均粒径の下限は特に制限されないが、概ね１．０μｍ程度であってもよい。
また、フェライト粒のアスペクト比（長軸／短軸）は耐水素脆化特性および曲げ加工性に影響を与える因子であり、該アスペクト比が大きくなると局部応力が高くなり割れの起点が発生しやすくなり、耐水素脆化特性および曲げ加工性のいずれも低下する。そこでフェライト粒の平均アスペクト比を２．０以下と定めた。フェライト粒の平均アスペクト比は小さければ小さいほどよく好ましくは１．７以下であり、より好ましくは１．５以下である。フェライト粒の平均アスペクト比の下限は特に制限されず、１．０程度であってもよい。
本発明の超高強度鋼板は、フェライトとマルテンサイトを含有する複合組織鋼板である。フェライトは延性を向上させる作用を有する一方、過剰になると強度の低下を招く。マルテンサイトは強度を向上させる作用を有する一方、過剰になると延性の低下を招く。そこで強度と延性の両方をバランスよく向上させる観点から、全組織に対する占積率でフェライトを１０〜５０面積％、マルテンサイトを５０面積％以上と定めた。フェライトは好ましくは１５〜４５面積％であり、より好ましくは２０〜４０面積％である。マルテンサイトは好ましくは５５〜８５面積％、より好ましくは６０〜８０面積％である。
本発明の超高強度鋼板は、フェライトとマルテンサイトのみからなっていてもよいが、本発明の効果を阻害しない範囲で、その他の組織（残留オーステナイト、ベイナイト、擬似パーライトなど）を含有していてもよい。特に残留オーステナイトは耐水素脆化特性を向上させることができるので１〜５％程度含有することも好ましい。フェライトとマルテンサイトを除くその他の組織は合計で１５面積％以下とすることが好ましい。
次に、本発明の鋼中化学成分について以下に説明する。
Ｃ：０．０５〜０．２５％
Ｃは焼入れ性を向上させ鋼の高強度化に有効な元素である。そこでＣ量を０．０５％以上と定めた。Ｃ量は好ましくは０．０７％以上、より好ましくは０．０９％以上である。一方、Ｃ量が過剰になると耐水素脆化特性が劣化する。そこでＣ量を０．２５％以下と定めた。Ｃ量は好ましくは０．２％以下であり、より好ましくは０．１７％以下である。
Ｓｉ：１．００〜２．５％
Ｓｉは固溶強化元素として鋼の強化に寄与し、延性を高めるのに有効な元素である。さらに水素脆化による割れの起点となるセメンタイトの生成を抑制する作用を有する。そこでＳｉ量を１．００％以上と定めた。Ｓｉ量は好ましくは１．２％以上であり、より好ましくは１．４％以上である。一方、Ｓｉ量が過剰になるとめっき性が劣化する。そこでＳｉ量を２．５％以下と定めた。Ｓｉ量は好ましくは２．３％以下、より好ましくは２．１％以下である。
Ｍｎ：２．０〜４．０％
Ｍｎは焼入れ性を向上させ鋼の高強度化に有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるためＭｎ量を２．０％以上と定めた。Ｍｎ量は好ましくは２．２％以上であり、より好ましくは２．４％以上である。一方、Ｍｎ量が過剰になるとめっき性が劣化し、偏析が著しくなる。そこでＭｎ量を４．０％以下と定めた。Ｍｎ量は好ましくは３．５％以下であり、より好ましくは３％以下である。
Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｐは粒界に偏析することにより粒界脆化を助長する元素であるため、できるだけ抑制することが望ましい元素である。そこでＰ量を０．１％以下と定めた。Ｐ量は少ない程よく、好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０３％以下である。
Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）
Ｓは、腐食環境下で鋼の水素吸収を助長し、さらにＭｎＳ等の硫化物を形成して水素脆化による割れの起点となるため、できるだけ抑制することが望ましい元素である。そこでＳ量を０．０５％以下と定めた。Ｓ量は少ない程よく、好ましくは０．０１％以下であり、より好ましくは０．００５％以下である。
Ａｌ：０．０１〜０．１５％
Ａｌは脱酸作用を有する元素である。さらに耐食性を向上させる作用や耐水素脆化特性を向上させる作用を有する。そこでＡｌ量を０．０１％以上と定めた。Ａｌ量は好ましくは０．０２％以上であり、より好ましくは０．０３％以上である。一方、Ａｌ量が過剰になると靭性の劣化やアルミナ等の介在物による加工性の劣化が問題となる。そこでＡｌ量を０．１５％以下と定めた。Ａｌ量は好ましくは０．１％以下、より好ましくは０．０７％以下である。
Ｔｉ：０．００３〜０．１０％
Ｔｉは組織を微細化し、炭化物形成によって耐水素脆化特性の向上に寄与する元素である。そこでＴｉ量を０．００３％以上と定めた。Ｔｉ量は好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．０１％以上である。一方、Ｔｉ量が過剰になるとフェライト粒のアスペクト比が高くなり耐水素脆化特性および加工性の劣化を招く。そこでＴｉ量を０．１０％以下と定めた。Ｔｉ量は好ましくは０．０９％以下、より好ましくは０．０８％以下である。
Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）
Ｎは製造上不可避的に混入する元素であるが、Ｎ量が過剰になると加工性が劣化する他、Ｂと結合してＢＮを形成し、Ｂの焼入れ向上作用を阻害するためできるだけ抑制することが望まれる元素である。そこでＮ量を０．０１％以下と定めた。Ｎ量は少ない程よく、好ましくは０．００８％以下であり、より好ましくは０．００６％以下である。
本発明に用いる鋼の基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物が鋼中に含まれることは当然に許容される。さらに本発明に用いる鋼は、必要に応じて以下の選択元素を含有していてもよい。
Ｎｂ：０．００３〜０．２０％および／またはＶ：０．００３〜０．２０％、かつＴｉ、ＮｂおよびＶの合計含有量が０．２５％以下
ＮｂおよびＶは前述したＴｉと同様に、組織の微細化と炭化物の形成によって耐水素脆化特性の向上に寄与する元素である。そこでＮｂ量は好ましくは０．００３％以上、Ｖ量は好ましくは０．００３％以上である。Ｎｂ量はより好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．０１％以上である。Ｖ量はより好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．０１％以上である。一方、Ｎｂ量、Ｖ量が過剰になるとフェライト粒のアスペクト比が高くなり耐水素脆化特性および曲げ加工性の劣化を招く。そこでＮｂ量は好ましくは０．２０％以下、Ｖ量は好ましくは０．２０％以下である。Ｎｂ量はより好ましくは０．１８％以下であり、さらに好ましくは０．１５％以下である。Ｖ量はより好ましくは０．１８％以下、さらに好ましくは０．１５％以下である。さらにＴｉ、Ｎｂ、およびＶの各元素の含有量を個別に制御するだけでは、フェライト粒のアスペクト比が高くなって耐水素脆化特性および曲げ加工性が劣化する場合があり、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計含有量は０．２５％以下とすることが好ましい。Ｔｉ、ＮｂおよびＶの合計含有量はより好ましくは０．２％以下であり、さらに好ましくは０．１６％以下である。
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、およびＣｒ：０．０１〜１．０％よりなる群から選ばれる少なくとも１種
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒはいずれも耐水素脆化特性の向上に寄与する元素である。このうちＣｕおよびＮｉは、水素脆化の原因となる水素の発生を十分に抑制するとともに、発生した水素の鋼板への侵入を抑制することができるため、耐水素脆化特性の向上に有効である。このような効果を十分に発揮させるため、Ｃｕ量は好ましくは０．０１％以上、Ｎｉ量は好ましくは０．０１％以上である。Ｃｕ量はより好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１％以上である。Ｎｉ量はより好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１％以上である。またＣｕとＮｉを共存させることにより、前記効果がより有効に発揮される。一方、ＣｕおよびＮｉ量が過剰になると曲げ加工性の劣化を招く。そこでＣｕ量は好ましくは１．０％以下、Ｎｉ量は好ましくは１．０％以下である。Ｃｕ量はより好ましくは０．７％以下、さらに好ましくは０．５％以下であり、Ｎｉ量はより好ましくは０．７％以下、さらに好ましくは０．５％以下である。一方、残りのＣｒは水素の侵入を抑制し、またＣｒを含む析出物は水素のトラップサイトとなるため耐水素脆化特性の向上に有効である。さらにＣｒは鋼板の強度向上にも有効である。このような効果を十分に発揮させるため、Ｃｒ量は好ましくは０．０１％以上である。Ｃｒ量はより好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１％以上である。一方Ｃｒ量が過剰になると延性や曲げ加工性の低下を招く。そこでＣｒ量は１．０％以下であることが好ましい。Ｃｒ量はより好ましくは０．７％以下であり、さらに好ましくは０．５％以下である。
Ｍｏ：０．０１〜１．０％および／またはＷ：０．０１〜１．０％
ＭｏとＷはいずれも耐水素脆化特性の向上に寄与する元素である。詳細にはＭｏはオーステナイトを安定化させて残留オーステナイトを確保し、水素侵入を抑制して耐水素脆化特性を向上させるために有効な元素である。また鋼板の焼入れ性を高めるために有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるためＭｏ量は好ましくは０．０１％以上である。Ｍｏ量はより好ましくは０．０３％以上であり、さらに好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｍｏ量が過剰になっても前記効果が飽和し、コスト高となる。そこでＭｏ量は好ましくは１．０％以下である。Ｍｏ量はより好ましくは０．７％以下であり、さらに好ましくは０．５％以下である。またＷは上記の他、鋼板の強度向上に有効な元素である。さらに、Ｗを含む析出物は水素のトラップサイトとなるため耐水素脆化特性の向上に有効である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｗ量は好ましくは０．０１％以上である。Ｗ量はより好ましくは０．１％以上であり、さらに好ましくは０．２％以上である。一方、Ｗ量が過剰になると延性や曲げ加工性の低下を招く。そこでＷ量は好ましくは１．０％以下である。Ｗ量はより好ましくは０．７％以下であり、さらに好ましくは０．５％以下である。
Ｂ：０．０００１〜０．００５％
Ｂは焼入れ性を向上させ、鋼板の強度向上に有効な元素である。このような効果を発揮させるためＢ量は好ましくは０．０００１％以上である。Ｂ量はより好ましくは０．０００２％以上、さらに好ましくは０．０００５％以上である。一方Ｂ量が過剰となると熱間加工性が低下する。そこでＢ量は好ましくは０．００５％以下である。Ｂ量はより好ましくは０．００３％以下、さらに好ましくは０．００２％以下である。
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、およびＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％よりなる群から選ばれる少なくとも１種
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは鋼板表面の腐食に伴う界面の水素イオン濃度の上昇を抑制し、つまりｐＨの低下を抑制して鋼板の耐食性を高めるのに有効な元素である。このような効果を十分に発揮させるため、Ｃａ量を０．０００５％以上、Ｍｇ量を０．０００５％以上、ＲＥＭ量を０．０００５％以上とすることが好ましい。Ｃａ量はより好ましくは０．０００７％以上であり、さらに好ましくは０．０００９％以上である。Ｍｇ量はより好ましくは０．０００７％以上であり、さらに好ましくは０．００１％以上である。ＲＥＭ量はより好ましくは０．００１％以上であり、さらに好ましくは０．００２％以上である。一方、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの各含有量が過剰になると曲げ加工性が劣化する。そこでＣａ量を０．００５％以下、Ｍｇ量を０．００５％以下、ＲＥＭ量を０．００５％以下とすることが好ましい。Ｃａ量はより好ましくは０．００３％以下であり、さらに好ましくは０．００２％以下である。Ｍｇ量はより好ましくは０．００４％以下であり、さらに好ましくは０．００３％以下である。ＲＥＭ量はより好ましくは０．００４５％以下であり、さらに好ましくは０．００４％以下である。なお、ＲＥＭとは、原子番号５７のＬａから原子番号７１のＬｕまでのランタノイドと、原子番号２１のＳｃと原子番号３９のＹを加えた計１７個の元素のことである。
本発明の超高強度鋼板は、熱間圧延後冷間圧延を行った冷延鋼板のほかに、めっきが施されためっき鋼板も包含される。めっき鋼板には、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板化の両方が包含される。上記要件を満足する冷延鋼板は、めっき用鋼板として特に有用であり、本発明によれば、耐水素脆化特性および曲げ加工性の両方に優れた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、および合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
次に、上記要件を満足する本発明に係る超高強度鋼板の製造方法について説明する。
本発明鋼板を製造するためには、特に（i）冷延率を所定未満にするとともに、冷延率とＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量との関係を適切な範囲に制御して冷間圧延を行い（以下ではこれらをまとめて「冷間圧延条件」と呼ぶ場合がある。）、（ii）冷間圧延後の均熱温度を所定範囲に制御することが重要である。詳細には、上記の成分組成を満たす熱延鋼板を下記（１）式で表されるＸがＸ≧０を満たし、且つ、冷延率ＣＲ（％）がＣＲ＜５０％となるように冷間圧延し、前記冷間圧延で得た冷延鋼板を（Ａｃ1＋５０）℃〜９００℃で均熱処理することを特徴とするものである。
但し、［Ｔｉ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］は、それぞれ各元素の含有量（質量％）を表す。
なお、本発明鋼板には、めっきが施された溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板も包含されるが、めっき前の上記（i）および（ii）を適切に制御しさえすれば所望の特性が得られるのであって、その後のめっき工程は影響しないことを、確認している。
以下、本発明の製造方法を特徴付ける各要件について、詳しく説明する。
上記（１）式で表されるＸがＸ≧０を満たし、且つ、冷延率ＣＲ（％）＜５０％
上記（１）式は、特に、フェライト粒の平均粒径の微細化に寄与するパラメータとして、本発明者らによる数多くの基礎実験によって定められたものである。詳細には、上記（１）式を構成する元素（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｓｉ、Ｍｎ）、および冷延率は、以下の観点からフェライトの微細化に寄与するとの視点に立ち、上記（１）式を決定した。
以下、上記（１）式を定めた経緯について、詳しく説明する。
微細なフェライト組織を形成させるためには、フェライトの再結晶を抑制することが有効であると考えられる。ここで、フェライトの再結晶は、（ａ）フェライトの再結晶温度を上げるか、または（ｂ）フェライトが再結晶を開始してから二相域（Ａｃ1点〜Ａｃ3点の温度域）焼鈍に入るまでのＡｃ1点を下げることによって抑制できる。なぜなら冷延後の鋼板を加熱する際、当該鋼板が一旦二相域に入ってしまうとオーステナイトが生成してフェライトの再結晶が著しく抑制されるからである。上記（ａ）または（ｂ）により、再結晶開始後二相域焼鈍までの再結晶温度域を狭めることができ、フェライトの再結晶を抑制することができる。
上記（ａ）の再結晶温度に関し、本発明では、「再結晶温度はＴｉ、ＮｂまたはＶの含有量、および冷延率ＣＲの影響を受ける」との観点にたち、これらの要件を含む式を定めた。
まず、フェライトの再結晶温度を上げるためには、Ｔｉ、Ｎｂ、またはＶの添加が有効である。そのため、これらの成分は、上記式（１）でプラス（正）の係数を有している。なお、本発明鋼板は、Ｔｉを必須成分とし、Ｎｂ、Ｖを選択成分として含有するが、本発明では、上記（１）式におけるＴｉ、Ｎｂ、Ｖの寄与率（係数）を数多くの基礎実験から算出しているため、Ｎｂ、Ｖの選択成分を全く含有しない場合であっても、上記（１）式で定められるＸ値がＸ≧０を満足すれば所望の特性が得られることを確認している
一方、フェライトの再結晶温度を上げるためには、冷延率ＣＲの低減が有効である。冷延率を下げることによって蓄積される歪エネルギーが小さくなるため、再結晶の駆動力が小さくなり再結晶温度が上昇するからである。そのため、冷延率ＣＲは、上記式（１）でマイナス（負）の係数を有すると共に、上記式（１）とは別個に、「ＣＲ＜５０％」を規定した。ＣＲは好ましくは４５％以下であり、より好ましくは４０％以下である。
上記（ｂ）のＡｃ1点に関し、Ａｃ1点を下げるためには、Ｓｉ量の抑制（低減）と、Ｍｎ量の増加が有効である。すなわち、Ａｃ1点は下記（２）式により算出することができる（レスリー鉄鋼材料学）が、下記（２）式より、Ｓｉはマイナス（負）の係数を有し、Ｍｎはプラス（正）の係数を有しているため、Ａｃ1点はＳｉの添加によって上昇するのに対し、Ｍｎの添加によって低下する。
Ａｃ1（℃）＝７２３−１０．７×［Ｍｎ］―１６．９×［Ｎｉ］＋２９．１×［Ｓｉ］＋１６．９×［Ｃｒ］＋６．３８×［Ｗ］ ・・・（２）
（但し、［（元素名）］は各元素の含有量（質量％）を示す。）
以上をまとめると、フェライトの再結晶を抑制するためには、結局のところ、
（ａ）再結晶温度に影響を及ぼす因子であるＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、冷延率について、Ｔｉ、Ｎｂ、またはＶを含有させ、冷延率を小さくし、且つ
（ｂ）Ａｃ1点の設定に影響を及ぼす因子であるＭｎ、Ｓｉについて、Ｍｎを含有させる一方、Ｓｉ量は抑制することが有効である
ことから、上記（１）式を定めた次第である。
図１は、横軸を冷延率、縦軸をＺ［Ｚ＝２０（［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］／２＋［Ｖ］／４）−９［Ｓｉ］＋７［Ｍｎ］＋１０］とし、後記する実施例のデータをプロットしたものである。ここで、上記Ｚは、上記式（１）を構成する右辺のうち、冷延率ＣＲを含むパラメータ（２．７×２α、α：ＣＲ／２０）を除いたものであり、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｓｉ、Ｍｎを含むパラメータのみで構成されている。すなわち、Ｚ値は、各元素の含有量に、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの再結晶温度への寄与度、およびＳｉ、ＭｎのＡｃ1点への寄与度に応じた係数を乗じ、加算した値であるが、図１によればＺ＝２．７×２α（α：ＣＲ／２０）の曲線を境に、該曲線より上の領域では耐遅れ破壊特性が良好になっていることがわかる。従って、Ｚ≧２．７×２α（α：ＣＲ／２０）、すなわちＸ≧０を満たすように各種成分組成と冷延率を制御することによって耐遅れ破壊特性を良好なものとすることができる。
（Ａｃ 1 ＋５０）℃〜９００℃で均熱処理
冷延後の均熱温度を（Ａｃ1＋５０）℃以上に定めたのは、高強度化に有用なマルテンサイトを確保し、且つ、耐遅れ破壊特性および曲げ加工性の両立に有用なフェライト粒のアスペクト比の低減化を図るためである。均熱温度が（Ａｃ1＋５０）℃未満であると、所望のマルテンサイト量を確実に確保することができない。また、フェライト粒のアスペクト比を所定以下にさせるためには再結晶を適度に進行させる必要があり、このような観点からも（Ａｃ1＋５０）℃以上に定めた。なお、前述したようにＡｃ1点を超えるとオーステナイトが生成するため、Ａｃ1点以下の場合と比べてフェライトの再結晶が抑制されるが、Ａｃ1点より高い温度で比較すると温度が高くなるほど再結晶が進行しやすくなるのである。好ましい均熱温度の下限は、（Ａｃ1＋６０）℃であり、より好ましくは（Ａｃ1＋７０）℃である。
一方、均熱温度が高くなりすぎるとオーステナイト粒が粗大化する。そこで均熱温度の上限を９００℃以下と定めた。均熱温度は好ましくは８８０℃以下である。
また、均熱時間は好ましくは１０〜１００秒であり、より好ましくは３０〜８０秒である。
本発明では、上記のように冷間圧延条件と冷間圧延後の均熱温度を適切に制御することが重要であり、その他の工程、例えば熱間圧延、均熱後の冷却・保持などは特に限定されず、常法に従って行えばよい。また、冷延後にめっきが施された溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合、これらのめっき条件も特に限定されず、所望の特性が得られるよう、めっき条件を適宜適切に制御すれば良い。
以下、本発明の好ましい工程を順次説明する。
まず、上記組成を満足する鋼を用意し、熱間圧延する。熱間圧延は、１１５０〜１３００℃に加熱した後、仕上温度が８５０〜９５０℃になるように行うことが好ましい。
次いで、上述したように冷間圧延および均熱を行なう。
均熱後は、約１〜１００℃／秒の平均冷却速度で約４５０〜５５０℃まで冷却し、該４５０〜５５０℃で１秒以上保持後、約１〜５０℃／秒の平均冷却速度で室温まで冷却することが好ましい。
めっきを行なう場合は、均熱後、約１〜１００℃／秒の平均冷却速度で約４５０〜５５０℃まで冷却し、該４５０〜５５０℃で１〜２００秒保持後、引き続き亜鉛めっき浴（めっき浴温度：４００〜５００℃程度）に浸漬し、その後１〜５０℃／秒の平均冷却速度で室温まで冷却することが好ましい。
また、更に合金化を行う場合は、めっき後５００〜６００℃で５〜３０秒程度合金化を行うことが好ましい。合金化後は１〜５０℃／秒の平均冷却速度で室温まで冷却することが好ましい。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
表１に示す化学成分の鋼を通常の溶製方法に従って溶製し、鋳造してスラブを得た。次いで１２５０℃に加熱し、仕上温度８８０℃で熱間圧延した後（板厚：２．４ｍｍ）、酸洗し、表２に示す冷延率でそれぞれ冷間圧延を行って冷延鋼板を得た。その後、表２に示す均熱温度でそれぞれ５０秒間均熱保持し、平均冷却速度１０℃／秒で５００℃まで冷却した後、当該温度で５０秒間保持した。溶融亜鉛めっき鋼板（表２中、「ＧＩ」で示す）についてはその後４６０℃の亜鉛めっき浴に浸漬して、平均冷却速度１０℃／秒で室温まで冷却した。合金化溶融亜鉛めっき鋼板（表２中、「ＧＡ」で示す）については亜鉛めっき浴に浸漬後さらに５５０℃で２０秒間の合金化処理を行い、平均冷却速度１０℃／秒で室温まで冷却した。なお、表１におけるＲＥＭはＬａ：５０％程度、Ｃｅ：３０％程度を含有するミッシュメタルを用いた。
（組織分率、フェライトの粒径およびアスペクト比の測定）
上記のようにして得られた鋼板を、板幅方向に垂直な断面で切断し、ｔ／４位置（ｔ：板厚）付近の約２０μｍ×２０μｍの測定領域をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）により倍率４０００倍で観察し、画像解析を行いマルテンサイトとフェライトの分率を測定した。フェライト粒の平均粒径については、観察一視野においてフェライト粒の平均面積を求め、その円相当径をフェライト粒の平均粒径とした。アスペクト比については、観察一視野において縦方向（板厚方向）と横方向（圧延方向）にランダムにそれぞれ５本ずつ線を引き、縦線、横線のそれぞれについてフェライト粒を横切る線の長さの平均を求め、平均アスペクト比を（平均横線長さ）／（平均縦線長さ）として求めた。測定は任意の５視野について行い、組織分率、フェライトの粒径およびアスペクト比についてそれぞれ算術平均を求めた。
（引張強度および全伸びの測定）
鋼板からＪＩＳ１３号Ｂ試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従って引張強度（ＴＳ）および全伸び（ＥＬ）を測定した。
（耐水素脆化特性の評価）
ＪＩＳ１３号Ｂ試験片に、日本自動車工業規格（ＪＡＳＯ）のＣＣＴ試験を７サイクル実施した後、直ちにＳＳＲＴ（Ｓｌｏｗ Ｓｔｒａｉｎ Ｒａｔｅ Ｔｅｃｈｎｉｑｕｅ：低歪み速度試験）を実施し（クロスヘッド速度：０．０５ｍｍ／ｍｉｎ）、前記試験片の長軸方向に引張負荷を与えて伸びを測定した。ＣＣＴ試験を施す前と後での伸びの減少率を評価し、伸びの減少率が２０％以下の場合を○、２０％を超える場合を×とした。
（曲げ加工性の測定）
サイズが２０ｍｍ×７０ｍｍの試験片を用いて、曲げ稜線が板幅方向と垂直になるように９０°Ｖ曲げ試験を行った。曲げ半径Ｒを適宜変化させて試験を実施し、試験片に割れが発生することなく曲げ加工できる最小曲げ半径Ｒminを求めた。最小曲げ半径ＲminがＲmin≦２．５ｔ（ｔ：板厚）の場合を合格とした。
これらの結果を表２に示す。
まず、鋼板Ｎｏ．１、３、４、６、７、１０、１４、１６〜２１、２３、２７、２８、３０はいずれも、成分組成および製造条件が本発明で規定する要件を満たすため、耐水素脆化特性および曲げ加工性に優れた１１００ＭＰａ以上の超高強度鋼板が得られた。
一方、鋼板Ｎｏ．２、５、８、９、１１〜１３、１５、２２、２４〜２６、２９は、本発明で規定する成分組成または製造条件のいずれかが外れるため、強度、耐水素脆化特性、曲げ加工性のいずれかが劣っている例である。
詳細には、鋼板Ｎｏ．２は均熱温度がＡｃ1＋５０℃未満のために再結晶が十分に進まず、フェライト粒のアスペクト比が高くなり、耐水素脆化特性および曲げ加工性のいずれも劣化した。
鋼板Ｎｏ．５、８、９、１５、２９はＸ値が０未満で冷間圧延を行ったため、再結晶が進行し、フェライト粒径が大きくなって耐水素脆化特性が劣化した。
鋼板Ｎｏ．１１はＳｉ量が少ない鋼種Ｉを用いた例であり、セメンタイトの生成を抑制する効果が十分に発揮されず、耐水素脆化特性および曲げ加工性が劣化した。
鋼板Ｎｏ．１２はＭｎ量が少ない鋼種Ｊを用いた例であり、強度が低下した。
鋼板Ｎｏ．１３はＴｉを含有しない鋼種Ｋを用い、且つ、Ｘ値も０未満で冷間圧延を行ったため、フェライトの再結晶が進行してフェライト粒径が大きくなり、耐水素脆化特性が劣化した。
鋼板Ｎｏ．２２は冷延率が高く、Ｘ値が０未満で冷間圧延を行なった例であり、フェライトの再結晶が進行してフェライト粒径が大きくなり、耐水素脆化特性が劣化した。
鋼板Ｎｏ．２４は均熱温度が高いためにオーステナイト粒が粗大化し、フェライト粒径が大きくなって耐水素脆化特性が劣化した。
鋼板Ｎｏ．２５は、Ｘ値が０未満で冷間圧延を行った例であり、フェライトの再結晶が進行してフェライト粒径が大きくなり、耐水素脆化特性が劣化した。
鋼板Ｎｏ．２６はＴｉとＶの含有量の合計量が多く、Ｍｎ量が少ない鋼種Ｕを用いた例であり、フェライトのアスペクト比が高くなって、耐水素脆化特性および曲げ加工性が劣化しているとともに、強度も低下した。
本実施例では、冷延後にめっきが施された溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の結果を示しているが、めっきが施されていない冷延鋼板についても、同様の結果が得られることを確認している。
冷延率ＣＲ（％）とＺ値（＝２０（［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］／２＋［Ｖ］／４）−９［Ｓｉ］＋７［Ｍｎ］＋１０）の関係を示したグラフである。

Claims (8)

  1. Ｃ ：０．０５〜０．２５％（質量％の意味。化学成分組成について、以下同じ。）、
    Ｓｉ：１．００〜２．５％、
    Ｍｎ：２．０〜４．０％、
    Ｐ ：０．１％以下（０％を含まない）、
    Ｓ ：０．０５％以下（０％を含まない）、
    Ａｌ：０．０１〜０．１５％、
    Ｔｉ：０．００３〜０．１０％、
    Ｎ ：０．０１％以下（０％を含まない）
    を含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、
    フェライトとマルテンサイトを含有する複合組織鋼板であって、
    フェライトが１０〜５０面積％、マルテンサイトが５０面積％以上であり、
    フェライト粒の平均粒径が２．０μｍ以下で、且つ、フェライト粒の平均アスペクト比が２．０以下であり、
    引張強度が１１００ＭＰａ以上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超高強度鋼板。
  2. 更に、
    Ｎｂ：０．００３〜０．２０％および／またはＶ：０．００３〜０．２０％を含有し、
    Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量の合計が０．２５％以下である請求項１に記載の超高強度鋼板。
  3. 更に、
    Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
    Ｎｉ：０．０１〜１．０％、および
    Ｃｒ：０．０１〜１．０％
    よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１または２に記載の超高強鋼板。
  4. 更に、
    Ｍｏ：０．０１〜１．０％および／またはＷ：０．０１〜１．０％を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の超高強度鋼板。
  5. 更に、
    Ｂ：０．０００１〜０．００５％を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の超高強度鋼板。
  6. 更に、
    Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
    Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、および
    ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％
    よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１〜５のいずれかに記載の超高強度鋼板。
  7. 溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきが施されている請求項１〜６のいずれかに記載の超高強度鋼板。
  8. 請求項１〜７のいずれかに記載の超高強度鋼板を製造する方法であって、
    請求項１〜６のいずれかに記載の鋼中成分を満足する熱延鋼板を用意し、
    下記（１）式で表されるＸがＸ≧０を満たし、且つ、冷延率ＣＲ（％）がＣＲ＜５０％となるように冷間圧延した後、（Ａｃ1＋５０）℃〜９００℃で均熱処理す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超高強度鋼板の製造方法。
    但し、［Ｔｉ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］は、それぞれ各元素の含有量（質量％）を表す。
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