JP5020572B2 - 成形加工後の耐遅れ破壊性に優れた高強度薄鋼板 - Google Patents

Description

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に関するものである。

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、７８０ＭＰａ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、（イ）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、（ロ）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。

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に、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。

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。

例えば特許文献１は高強度ボルトについて、特許文献２はＰＣ鋼線について、耐遅れ破壊特性の向上が記述されているが、これらの鋼はＣ量０．５％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３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。

一方、薄鋼板の遅れ破壊に関しては、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（例えば、非特許文献１参照）。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。

また、特許文献４には、Ｍｇの化合物を利用しているが、Ｍｇは高価なため、工業的には避けたいといった問題点がある。

特開２０００−３３７３３４ 特開２００４−１３１７９７ 特開平１１―２９３３８３号 特開２００３−１６６０３５ 山崎ら著「ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ」、ｖｏｌ．５、（１９９２）

上記のように、特に薄鋼板の使用環境や現状設備による生産性や経済性を考慮し、基本的特性である加工性を確保しつつ使用前の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。

そこで本発明者らは、成形加工後に発生する水素性欠陥を防止し、根本的に耐遅れ破壊性を向上させ、従来より優れた遅れ破壊改善効果を発揮する高強度薄鋼板を提供することを目的としている。

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、Ｖ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、特に製鋼段階から制御することで、薄鋼板の成型性を劣化させることなく、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。

（１） 質量％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、
Ｖ：０．０１％〜０．３％
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、粒内のＶの酸化物、炭化物、炭窒化物およびそれらの複合析出物のいずれか１種又は２種以上を、
平均粒子径／ｄ：０．００１〜１．０μｍ
密度／ρ：１平方ｍｍあたり１００〜１０００００００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を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。
１０００（Ｖγ＋０．８）^−６−５００（Ｖ−０．１）^２−０．０１（ｄ−８）^２
＋７００（ＴＳ−６８０）^−０．９≧０ ・・・（Ａ）
Ｖγ：残留オーステナイト体積率（％）
Ｖ ：Ｖ量（質量％）
ｄ ：Ｖの酸化物、炭化物および複合析出物の粒径（ｎｍ）
ＴＳ：引張強度（ＭＰａ）
式（Ａ）の条件：
（ａ）１０００（Ｖγ＋０．８）^−６≧３の時は１０００（Ｖγ＋０．８）^−６＝３
（ｂ）Ｖ≧０．１の時は−５００（Ｖ−０．１）^２＝０
（ｃ）−０．０１（ｄ−８）^２≦−３の時は−０．０１（ｄ−８）^２＝−３
（ｄ）６８０ＭＰａ≦ＴＳ≦１８００ＭＰａ

（２）更に、質量％にて、
Ｔｉ：０．００２〜１％、
Ｎｂ：０．００２〜１％、
Ｚｒ：０．００２〜１％
の１種または２種以上を含有す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。

（３）更に、質量％にて、
Ｃｒ：０．００５〜５％、
Ｍｏ：０．００５〜５％、
Ｗ ：０．００５〜５％
の１種または２種以上を含有す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。

（４）更に、質量％にて、
Ｃｕ：０．００５〜２．０％
を含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれか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）更に、質量％にて、
Ｎｉ：０．００５〜２．０％、
Ｃｏ：０．００５〜２．０％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれか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）更に、質量％にて、
Ｂ ：０．０００２〜０．１％
を含有することを特徴とする（１）〜（５）のいずれか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）更に、質量％にて、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｙ ：０．０００５〜０．０１％
の１種または２種を含有することを特徴とする（１）〜（６）のいずれか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。

以上に説明した通り、本発明による高強度薄鋼板ではＶ添加により各元素の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性を有し、また加工した後での耐遅れ破壊性を向上させることを発明した。

鋼の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。前出の特許文献３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、特許文献４にあるように薄鋼板の成型加工後の遅れ破壊性を考慮したものもあるが、Ｍｇ添加をしており、経済性に問題がある。

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）Ｖを含む炭化物または窒化物と、それらと析出した化合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。
（３）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Ｖの化合物または析出物を効果的に分散させ、延性および加工後の耐遅れ破壊性の確保を両立させる事ができる。このためには、製鋼段階から製造条件を制御するとことによって、種々の元素の炭化物、窒化物等の析出物が水素のトラップサイトになり得る形態制御の必要があり、これを満たすための条件として、式（Ａ）を下記のとおり規定した。
１０００（Ｖγ＋０．８）^−６−５００（Ｖ−０．１）^２−０．０１（ｄ−８）^２
＋７００（ＴＳ−６８０）^−０．９≧０ ・・・（Ａ）
Ｖγ：残留オーステナイト体積率（％）
Ｖ ：Ｖ量（質量％）
ｄ ：Ｖの酸化物、炭化物および複合析出物の粒径（ｎｍ）
ＴＳ：引張強度（ＭＰａ）
式（Ａ）の条件：
（ａ）１０００（Ｖγ＋０．８）^−６≧３の時は１０００（Ｖγ＋０．８）^−６＝３
（ｂ）Ｖ≧０．１の時は−５００（Ｖ−０．１）^２＝０
（ｃ）−０．０１（ｄ−８）^２≦−３の時は−０．０１（ｄ−８）^２＝−３
（ｄ）６８０ＭＰａ≦ＴＳ≦１８００ＭＰａ

本式を満たすことで、高強度薄鋼板の対遅れ破壊性を加工後においても確保できる。

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。

また、Ｖを含む炭化物または窒化物と、それらと析出した化合物の粒内の分散形態を最良のものにするための製造方法を式（Ｂ）と式（Ｃ）に規定した。
詳細な限定については、以下のように限定する。

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。下限は特に規定しないが、少ない方が好ましい。

平均粒子径：平均粒子径は、０．００１μｍから１．０μｍ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０．００１μｍ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１．０μｍを上限とした。

密度：粒子密度は、１００〜１０００００００個／ｍｍ^２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／ｍｍ^２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、１０００００００個／ｍｍ^２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。図１に示すようにσ／ｄの値が高いと耐遅れ破壊性が悪い。σ／ｄの下限値は特に定めないが、値が小さければ小さいほど均等な粒子径という意味となり、水素のトラップが一部に偏らないことを示すので良い。

ここで、Ｖ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、Ｖの他合金添加元素（例えばＴｉ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｍｇ、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。

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６８０ＭＰａ以上、１８００ＭＰａ以下、板厚は製品板厚で０．５ｍｍ〜４．０ｍｍの鋼板についてである。

式（Ａ）と遅れ破壊に要する時間の関係を図２に示す。式（Ａ）の値が０以上で著しく耐遅れ破壊性が向上する。なお、耐遅れ破壊性の評価は、８０ｍｍ×３０ｍｍの短冊試験片を半径１０ｍｍに曲げ加工し、かつ応力を与え、表面に耐水性の歪みゲージを装着した後で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る方法で、評価開始から１２０分たっても割れが発生しない場合に○とした。

図２から、Ｖの酸化物、炭化物および複合析出物が所定の平均粒子径を満たし、これと残留オーステナイト体積率および引張強度が式（Ａ）の値が０以上を満たせば耐遅れ破壊性に優れることが確認された。

式（Ａ）を満足することにより、Ｖの炭化物、窒化物、炭窒化物およびそれらの複合析出物が所定の形態をなし、耐遅れ破壊性が向上する理由は定かではないが、水素のトラップサイトが適度に分散することで耐遅れ破壊性が向上すると推定される。

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、７８０ＭＰａ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。好ましくは０．１％〜０．２５％である。

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。

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
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．
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。

Ｎは、Ｖなどの窒化物および炭窒化物生成に必要な元素であるが、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望ましいが、極低下は製造コスト上好ましくない。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。

Ｖ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、０．０１％以上とした。しかし、０．３％超では粗大析出物を生成して、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０．３％とした。

次に、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するために必要な元素である。

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。

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。

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。

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、析出物や介在物を生成するために必要な元素である。

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０．００５％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。

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。

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。

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、０．００５％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。

次に、Ｎｉ、Ｃｏは焼入れ性を高める強化元素である。

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。

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。

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。

次に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、０．０１％以下の添加とした。

次に製造方法について説明する。

まず、鋳造速度が早いと微細すぎ、遅いと粗大化かつ粒子数が少なくなり遅れ破壊制御できない形態となってしまう。そこで、下限速度を０．０５ｍ／分とし上限速度を３．０ｍ／分とする。望ましくは、１．０ｍ／分〜２．５ｍ／分が良い。

本発明では所定の成分のスラブを鋳造後一旦冷却、もしくはそのままで加熱炉に投入し、１０００℃〜１４００℃で加熱することが好ましい。１０００℃未満では加熱炉から抽出後、圧延時の板温が低くなりすぎて圧延の負荷が増大し、１４００℃超では加熱炉の負担が大きい。

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Ａｒ_３以上で行い、また、高温すぎても焼鈍後の再結晶粒径およびＶの複合析出物が必要以上に粗大化するため、９４０℃以下が望ましい。

熱間仕上圧延機の最終の一つ前スタンド圧下率については１０％〜３０％が好ましい。１０％未満では析出物が適当な大きさになりにくい、また結晶粒が適当な大きさになりにくいことから耐遅れ破壊性に不利であり、３０％超では圧延負荷が過大すぎるといった問題点がある。熱間仕上圧延機の最終の一つ前スタンド出側板厚については２ｍｍ〜６ｍｍが好ましい。２ｍｍ未満ではいずれかのスタンドの圧下率が高く負荷が大きくなり、６ｍｍ超では後工程の冷間圧延での負荷が大きくなる。

熱間仕上圧延機の最終スタンド圧下率については５％〜３０％が好ましい。５％未満では析出物が適当な大きさになりにくい、また結晶粒が適当な大きさになりにくいことから耐遅れ破壊性に不利であり、３０％超では圧延負荷が過大すぎるといった問題点がある。熱間仕上圧延機の最終スタンド出側板厚については２ｍｍ〜６ｍｍが好ましい。２ｍｍ未満ではいずれかのスタンドの圧下率が高く負荷が大きくなり、６ｍｍ超では後工程の冷間圧延での負荷が大きくなる。

捲取温度については、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、４００℃以上とする。

次に下記式（Ｂ）とＶの酸化物、炭化物および複合析出物の１平方ｍｍあたりの密度ρの関係を図３に示し、式（Ｂ）と遅れ破壊に要する時間の関係を図４に示す。式（Ｂ）が０以上でＶの酸化物等の複合析出物密度ρは１００以上となり、その場合遅れ破壊に要する時間が著しく向上する。
１．８（ｘ／１００−１０）−１．２（ｙ／１００−８．５）^２−１．８（ｚ／１００−５．８）^２＞０ ・・・（Ｂ）
ｘ：加熱温度（℃）で１０００℃〜１４００℃、
ｙ：仕上温度（℃）でＡｒ３〜９４０℃、
ｚ：捲取温度（℃）で４００℃〜８００℃

式（Ｂ）を満足することにより、Ｖの炭化物、窒化物、炭窒化物およびそれらの複合析出物が所定の形態をなし、耐遅れ破壊性が向上する理由は定かではないが、水素のトラップサイトに関与するＶの炭化物、窒化物、炭窒化物およびそれらの複合析出物が、適度な大きさ、適度な密度で生成するためと推定される。

次に下記式（Ｃ）とＶの酸化物、炭化物および複合析出物の１平方ｍｍあたりの密度ρの関係を図５に示し、式（Ｃ）と遅れ破壊に要する時間の関係を図６に示す。式（Ｃ）が０以上でＶの酸化物等の複合析出物密度ρは１００以上となり、その場合遅れ破壊に要する時間が著しく向上する。
０．０５（Ｆ６／ｔ６）^２＋０．１（Ｆ７／ｔ７）^２−１．８（ｚ／１００−５．８）^２＞０ ・・・（Ｃ）
Ｆ６：熱間仕上圧延機の最終の一つ前スタンド圧下率（％）で１０％〜３０％、
ｔ６：熱間仕上圧延機の最終の一つ前スタンド出側板厚（ｍｍ）で２ｍｍ〜６ｍｍ、
Ｆ７：熱間仕上圧延機の最終スタンド圧下率（％）で５％〜３０％、
ｔ７：熱間仕上圧延機の最終スタンド出側板厚（ｍｍ）で２ｍｍ〜６ｍｍ、
ｚ：捲取温度（℃）で４００℃〜８００

式（Ｃ）を満足することにより、Ｖの炭化物、窒化物、炭窒化物およびそれらの複合析出物が所定の形態をなし、耐遅れ破壊性が向上する理由は定かではないが、水素のトラップサイトに関与するＶの炭化物、窒化物、炭窒化物およびそれらの複合析出物が、適度な大きさ、適度な密度で生成するためと推定される。

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。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℃以上オーステナイト温度域以下とする。

また必要に応じて、焼鈍後、２００〜６００℃の温度域で１分から１０分間保持して、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。更に冷却速度は、３℃／ｓより遅いとマルテンサイトが生成しにくく高強度鋼板にならないため下限速度を３℃／ｓとする。

さらに、７８０ＭＰａ以上の鋼板を自動車用強度部品用に加工した場合でも、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。

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〜Ｅ、Ｇ〜Ｈが本発明に従った発明成分の鋼で符号Ｋ〜Ｍは成分が逸脱する比較成分の鋼で、符号Ｊは参考成分の鋼である。これらの鋼を表２−１、表２−２に示した条件で熱間圧延を行った。これに続いて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。表２−１、表２−２に鋼板の製造方法と材質特性を示す。

表２−１、表２−２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０．５ｍｏｌ／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６０ｋｇｆ／ｍｍ^２と９０ｋｇｆ／ｍｍ^２とした。評価開始から１２０分たっても割れが発生しない場合に○とした。

表２−１、表２−２に示すように、本発明例である符号１〜３、５、７、９〜１０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、１４〜１８では、成分と焼鈍温度、式（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）のいずれかが本発明範囲から逸脱している。符号４は焼鈍温度が低いため未再結晶となるため、延性が悪く、強度も高くなり割れ発生までの時間が短くなる。６は焼鈍温度が高いため粗大粒となる。符号１４、１５はそれぞれ式（Ｂ）、式（Ｃ）の値が逸脱しており、有効な粒径、密度の析出物が生成されない。符号１６〜１８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析出物の平均粒径が大きく個数が少ないため、適当な水素のトラップが出来ない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。

Ｖの炭化物、複合晶出物および複合析出物のいずれか１種以上の平均粒子からの標準偏差：σと平均粒子径ｄ（ｎｍ）の比σ／ｄと遅れ破壊に要する時間との関係を示す図である。 残留オーステナイトの体積率Ｖγ（％）、Ｖ量（質量％）、Ｖの炭化物、複合晶出物および複合析出物のいずれか１種以上の平均粒子径ｄ（ｎｍ）、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）の関係式（Ａ）と遅れ破壊に要する時間との関係を示す図である。 加熱温度ｘ（℃）、仕上温度ｙ（℃）、捲取温度ｚ（℃）の関係式（Ｂ）とＶの炭化物、複合晶出物および複合析出物のいずれか１種以上の密度ρとの関係を示す図である。 加熱温度ｘ（℃）、仕上温度ｙ（℃）、捲取温度ｚ（℃）の関係式（Ｂ）と遅れ破壊に要する時間との関係を示す図である。 熱間仕上圧延機の最終の一つ前スタンド圧下率Ｆ６（％）、熱間仕上圧延機の最終の一つ前スタンド出側板厚ｔ６（ｍｍ）、熱間仕上圧延機の最終スタンド圧下率Ｆ７（％）、熱間仕上圧延機の最終スタンド出側板厚ｔ７（ｍｍ）、捲取温度ｚ（℃）の関係式（Ｃ）とＶの炭化物、複合晶出物および複合析出物のいずれか１種以上の密度ρとの関係を示す図である。 熱間仕上圧延機の最終の一つ前スタンド圧下率Ｆ６（％）、熱間仕上圧延機の最終の一つ前スタンド出側板厚ｔ６（ｍｍ）、熱間仕上圧延機の最終スタンド圧下率Ｆ７（％）、熱間仕上圧延機の最終スタンド出側板厚ｔ７（ｍｍ）、捲取温度ｚ（℃）の関係式（Ｃ）と遅れ破壊に要する時間との関係を示す図である。

Claims (7)

1. 質量％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、
   Ｖ：０．０１％〜０．３％
   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、粒内のＶの酸化物、炭化物および複合析出物のいずれか１種又は２種以上を、
   平均粒子径／ｄ：１〜１０００ｎｍ、
   密度／ρ：１平方ｍｍあたり１００〜１０００００００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を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。
   １０００（Ｖγ＋０．８）^−６−５００（Ｖ−０．１）^２−０．０１（ｄ−８）^２
   ＋７００（ＴＳ−６８０）^−０．９≧０ ・・・（Ａ）
   Ｖγ：残留オーステナイト体積率（％）、
   Ｖ ：Ｖ量（質量％）、
   ｄ ：Ｖの酸化物、炭化物および複合析出物の粒径（ｎｍ）、
   ＴＳ：引張強度（ＭＰａ）、
   式（Ａ）の条件：
   （ａ）１０００（Ｖγ＋０．８）^−６≧３の時は１０００（Ｖγ＋０．８）^−６＝３
   （ｂ）Ｖ≧０．１の時は−５００（Ｖ−０．１）^２＝０
   （ｃ）−０．０１（ｄ−８）^２≦−３の時は−０．０１（ｄ−８）^２＝−３
   （ｄ）６８０ＭＰａ≦ＴＳ≦１８００ＭＰａ
2. 更に、質量％にて、
   Ｔｉ：０．００２〜１％、
   Ｎｂ：０．００２〜１％、
   Ｚｒ：０．００２〜１％
   の１種または２種以上を含有す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. 更に、質量％にて、
   Ｃｒ：０．００５〜５％、
   Ｍｏ：０．００５〜５％、
   Ｗ ：０．００５〜５％
   の１種または２種以上を含有す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. 更に、質量％にて、
   Ｃｕ：０．００５〜２．０％
   を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか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. 更に、質量％にて、
   Ｎｉ：０．００５〜２．０％、
   Ｃｏ：０．００５〜２．０％
   の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか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. 更に、質量％にて、
   Ｂ ：０．０００２〜０．１％
   を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか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. 更に、質量％にて、
   Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
   Ｙ ：０．０００５〜０．０１％
   の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜６のいずれか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。
   

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