JP5162836B2 - 溶接部の耐水素脆性に優れる高強度冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、自動車、建材、家電製品などに適する耐水素脆化に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法に関する。
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、９８０ＭＰａ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、（１）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、（２）加工性の点で９８０ＭＰａ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が小さかった。
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、９８０ＭＰａ以上の超高強度薄鋼板をバンパーやインパクトビーム等の補強材に使用に供する場合が急速に増えてきている。したがって、耐水素脆性を備えた超高強度薄鋼板の開発が急務である。
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、９８０ＭＰａ以上の超高強度薄鋼板をバンパーやインパクトビーム等の補強材に使用に供する場合が急速に増えてきている。したがって、耐水素脆性を備えた超高強度薄鋼板の開発が急務である。
特に、自動車に使用される部材に関しては、スポット溶接、アーク溶接、あるいは、レーザー等により他の部材と接合される場合が多い。鋼板強度が９８０ＭＰａ未満であっても、溶接部は、一旦溶けた後、急激に冷却されることから、マルテンサイトを主体とする組織となり非常に硬い。特に、鋼板中にＣを０．０６質量％以上含む鋼では、溶接部の強度がビッカース硬度にてＨｖ３３０以上となり、鋼板強度９８０ＭＰａに相当するような超高強度となり、水素脆性の発生が懸念されることから、薄鋼板においても、水素脆性に対する対策を行うことが望ましい。また、溶接部においては、鋼板が一度溶解し再び凝固するため、溶接部近傍では引張の残留応力が働き、水素脆化に対しより厳しい状況となる。
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、非特許文献１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。しかも、溶接部では鋼板が一度溶解するため、耐水素脆性を向上させるため熱処理工程において析出させたトラップサイトも溶解してしまい、条鋼やボルト用鋼に適用されている合金炭化物による耐水素脆性の向上策のような従来の手法が適用不可能である。
また、特許文献１では、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高い成形性と耐水素脆性の両立に関しては一切考慮されていない。
一方、薄鋼板の遅れ破壊に関しては、例えば、非特許文献２に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。加えて、溶接部の溶接部の耐水素脆化特性を考えると、鋼板組織を制御したとしても、溶接部は一旦溶解されるため、その効果はほとんどなくなってしまう。
一方、薄鋼板の遅れ破壊に関しては、例えば、非特許文献２に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。加えて、溶接部の溶接部の耐水素脆化特性を考えると、鋼板組織を制御したとしても、溶接部は一旦溶解されるため、その効果はほとんどなくなってしまう。
また、水素トラップ能と成形性を考慮した薄鋼板として、特許文献２に記載の耐つまとび性に優れたホウロウ容器用鋼板に関するものがある。これは、製造時に鋼板中に進入する水素を、鋼板内に含まれる酸化物でトラップすることで、ホウロウがけを行った後に発生するつまとびと呼ばれる表面欠陥の発生を抑制しようとするものである。このことから、鋼板内部には多量の酸化物を含むこととなる。しかしながら、これら酸化物を鋼板内に高密度に分散させることは、成形性の劣化を招くことから、高い成形性を必要とされる自動車用鋼板への適用には問題がある。加えて、これら検討は高強度と耐水素脆性の両立を図るものでもない。
「遅れ破壊解明の新展開」（日本鉄鋼協会、１９９７年１月発行） ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ ｖｏｌ．５ Ｎｏ．６ １８３９〜１８４２頁、山崎ら、１９９２年１０月、日本鉄鋼協会発行 特開平１１―２９３３８３号公報
特開平１１―１００６３８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） ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ ｖｏｌ．５ Ｎｏ．６ １８３９〜１８４２頁、山崎ら、１９９２年１０月、日本鉄鋼協会発行
本発明は水素性欠陥を防止し、溶接部での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ことを目的とする。
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、特に、溶接部における耐水素脆化特性を考慮して、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、鋼中にＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを添加し、かつ、連続焼鈍ラインあるいは連続溶融亜鉛めっきラインの雰囲気を制御することで、高強度冷延鋼板の鋼板表層、あるいは、めっき鋼板のめっき層中のいずれか一方、あるいは、両方に酸化物を形成させることで、薄鋼板としての必要特性である成形性や耐食性を損なわないで、溶接部の耐水素脆性を向上可能なことを見出した。本発明の詳細は以下の通りである。
本発明者等は、種々検討を行った結果、鋼板中にＣを０．０６質量％以上含有する鋼の溶接部での水素脆化を改善する手法として、鋼中にＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒのうちいずれか一種以上を添加し、鋼板表層に酸化物を存在させることで、溶接部のビッカース硬度が３３０Ｈｖ以上であっても、水素脆化を抑制可能なことを見出した。
本発明者等は、種々検討を行った結果、鋼板中にＣを０．０６質量％以上含有する鋼の溶接部での水素脆化を改善する手法として、鋼中にＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒのうちいずれか一種以上を添加し、鋼板表層に酸化物を存在させることで、溶接部のビッカース硬度が３３０Ｈｖ以上であっても、水素脆化を抑制可能なことを見出した。
すなわち、本発明は溶接部の耐水素脆性に優れる高強度鋼板であって、その要旨は以下の通りである。
（１）本発明に係る溶接部の耐水素脆性に優れた高強度冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０６〜０．２５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｃｒ：３．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、鋼板中のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒの合計が０．３％以上となり、残部鉄及び不可避的不純物から成る鋼板の表面に、鋼板表層１０μｍ以下の結晶粒界、もしくは、結晶粒内のいずれか一方、あるいは、両方に、ＳｉＯ ２ 、ＦｅＳｉＯ ３ 、Ｆｅ ２ ＳｉＯ ４ 、ＭｎＳｉＯ ３ 、Ｍｎ ２ ＳｉＯ ４ 、Ａｌ ２ Ｏ ３ 、ＭｎＡｌ ２ Ｏ ４ 、ＭｎＯ、Ｃｒ ２ Ｏ ３ から選ばれた１種以上の酸化物が平均含有率０．０１〜３０質量％で存在することを特徴とする。
（２）本発明に係る溶接部の耐水素脆性に優れた高強度冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０６〜０．２５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｃｒ：３．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、鋼板中のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒの合計が０．３％以上となり、残部鉄及び不可避的不純物から成る鋼板の表面に、Ｆｅを７質量％未満含有し、残部がＺｎ，Ａｌおよび不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき層を有する鋼板において、高強度鋼板とめっき層との界面から１０μｍ以下の鋼板側の結晶粒界、結晶粒内、もしくは、めっき層中のいずれか一方、あるいは、両方に、ＳｉＯ ２ 、ＦｅＳｉＯ ３ 、Ｆｅ ２ ＳｉＯ ４ 、ＭｎＳｉＯ ３ 、Ｍｎ ２ ＳｉＯ ４ 、Ａｌ ２ Ｏ ３ 、ＭｎＡｌ ２ Ｏ ４ 、ＭｎＯ、Ｃｒ ２ Ｏ ３ から選ばれた１種以上の酸化物が平均含有率０．０１〜３０質量％で存在することを特徴とする。
（１）本発明に係る溶接部の耐水素脆性に優れた高強度冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０６〜０．２５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｃｒ：３．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、鋼板中のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒの合計が０．３％以上となり、残部鉄及び不可避的不純物から成る鋼板の表面に、鋼板表層１０μｍ以下の結晶粒界、もしくは、結晶粒内のいずれか一方、あるいは、両方に、ＳｉＯ ２ 、ＦｅＳｉＯ ３ 、Ｆｅ ２ ＳｉＯ ４ 、ＭｎＳｉＯ ３ 、Ｍｎ ２ ＳｉＯ ４ 、Ａｌ ２ Ｏ ３ 、ＭｎＡｌ ２ Ｏ ４ 、ＭｎＯ、Ｃｒ ２ Ｏ ３ から選ばれた１種以上の酸化物が平均含有率０．０１〜３０質量％で存在することを特徴とする。
（２）本発明に係る溶接部の耐水素脆性に優れた高強度冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０６〜０．２５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｃｒ：３．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、鋼板中のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒの合計が０．３％以上となり、残部鉄及び不可避的不純物から成る鋼板の表面に、Ｆｅを７質量％未満含有し、残部がＺｎ，Ａｌおよび不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき層を有する鋼板において、高強度鋼板とめっき層との界面から１０μｍ以下の鋼板側の結晶粒界、結晶粒内、もしくは、めっき層中のいずれか一方、あるいは、両方に、ＳｉＯ ２ 、ＦｅＳｉＯ ３ 、Ｆｅ ２ ＳｉＯ ４ 、ＭｎＳｉＯ ３ 、Ｍｎ ２ ＳｉＯ ４ 、Ａｌ ２ Ｏ ３ 、ＭｎＡｌ ２ Ｏ ４ 、ＭｎＯ、Ｃｒ ２ Ｏ ３ から選ばれた１種以上の酸化物が平均含有率０．０１〜３０質量％で存在することを特徴とする。
（３）本発明に係る溶接部の耐水素脆性に優れた高強度冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０６〜０．２５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｃｒ：３．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１以下、Ｎ：０．０１％以下を含有し、鋼板中のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒの合計が０．３％以上となり、残部鉄及び不可避的不純物から成る鋼板の表面に、Ｆｅを７〜１５質量％含有し、残部がＺｎ，Ａｌおよび不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき層を有する鋼板において、高強度鋼板とめっき層との界面から１０μｍ以下の鋼板側の結晶粒界、結晶粒内、もしくは、めっき層中のいずれか一方、あるいは、両方に、ＳｉＯ２、ＦｅＳｉＯ３、Ｆｅ２ＳｉＯ４、ＭｎＳｉＯ３、Ｍｎ２ＳｉＯ４、Ａｌ２Ｏ３、ＭｎＡｌ２Ｏ４、ＭｎＯ、Ｃｒ２Ｏ３から選ばれた１種以上の酸化物が平均含有率０．０１〜３０質量％で存在することを特徴とする。
（４）本発明に係る溶接部の耐水素脆性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法は、（１）に記載の化学成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後１２００℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、６３０℃以下の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続焼鈍ラインを通板するに際して、炉内の雰囲気を、Ｈ２を１〜６０体積％含有し、残部Ｎ２、Ｈ２Ｏ、Ｏ２および不可避的不純物からからなる雰囲気とし、その雰囲気中の水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を−３≦ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦−０．５に制御した雰囲気下で、５５０〜７５０℃間を平均加熱速度０．７℃／秒以上で加熱し、７５０℃以上かつ９００℃以下で焼鈍することを特徴とする。
（５）本発明に係る溶接部の耐水素脆性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、（３）に記載の化学成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後１２００℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、６３０℃以下の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際して、炉内の雰囲気を、Ｈ２を１〜６０体積％含有し、残部Ｎ２、Ｈ２Ｏ、Ｏ２および不可避的不純物からからなる雰囲気とし、その雰囲気中の水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を−３≦ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦−０．５に制御した雰囲気下で、５５０〜７５０℃間を平均加熱速度０．７℃／秒以上で加熱し、７５０℃以上かつ９００℃以下で焼鈍し、その後、亜鉛めっき浴に浸漬し、４６０℃以上の温度で合金化処理を施した後、室温まで冷却することを特徴とする。
本発明は、自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材に好適なＣを０．０６質量％以上含有する鋼板の成形性や耐食性を損なうことなく、溶接部の耐水素脆性を高めた高強度鋼板を安価に提供できる。
焼き戻しマルテンサイト鋼において遅れ破壊は、旧オーステナイト粒界等に水素が集積することによってボイド等が発生し、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１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。これら酸化物は成形性に乏しく強加工を受ける際は、成形性を劣化させてしまう。その結果、優れた加工性が要求される薄鋼板においては、ＴｉやＭｇ等の酸化物を水素脆性が抑制可能なほど高密度に分散させ難い。
あるいは、Ｖ等の合金炭化物を鋼中に分散させて、母材の耐水素脆性を高めたとしても、これら合金炭化物が溶解する溶接部では、その改善が難しい。
本発明者等は、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った。その結果、鋼板の表層、あるいは、めっき鋼板のめっき層中のいずれか一方、あるいは両方に酸化物を形成させることで、薄鋼板に要求される特性である成形性や耐食性を損なうことなく耐水素脆性を向上可能であることを見出した。
あるいは、Ｖ等の合金炭化物を鋼中に分散させて、母材の耐水素脆性を高めたとしても、これら合金炭化物が溶解する溶接部では、その改善が難しい。
本発明者等は、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った。その結果、鋼板の表層、あるいは、めっき鋼板のめっき層中のいずれか一方、あるいは両方に酸化物を形成させることで、薄鋼板に要求される特性である成形性や耐食性を損なうことなく耐水素脆性を向上可能であることを見出した。
以下に、本発明について詳細に説明する。
まず、成分の限定理由について説明する。なお、本明細書において％は質量％を意味する。
Ｃ：Ｃは、鋼板の強度を上昇できる元素である。しかし、０．０６％未満であると溶接部のビッカース硬度がＨｖ３３０を超えることがないことから、酸化物の有無に依らず水素脆性の懸念が小さい。このことから下限を０．０６％とした。０．０６％を下回ったとしても、鋼板表層への酸化物形成の抑制による化成性の向上や溶融めっきの濡れ性および合金化促進等の効果は得られる。一方、０．２５％以上となると溶接部強度の確保が困難となる。このため、上限を０．２５％以下に限定した。従ってＣの含有量の範囲は０．０６％以上、０．２５％以下である。しかしながら、溶接部の強度を問題にしないのであれば、本発明の効果である耐水素脆性の向上効果は引き出される。
Ｓｉ：Ｓｉは、強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることに有効である。加えて、酸化物とすることで耐水素脆性向上に寄与することから、添加することが望ましい。２．０％超の添加は、成形性が低下することからその上限を２．０％とした。下限は、特に限定しないが、０．０００５％以下とするのは困難であるのでこれが実質的な下限である。
Ｍｎ：Ｍｎは、強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることに有効である。しかしながら、３．０％超となると鋼板の成形性が低下することからその上限を３．０％とした。下限は、特に限定しないが、０．０００５％以下とするのは困難であるのでこれが実質的な下限である。
まず、成分の限定理由について説明する。なお、本明細書において％は質量％を意味する。
Ｃ：Ｃは、鋼板の強度を上昇できる元素である。しかし、０．０６％未満であると溶接部のビッカース硬度がＨｖ３３０を超えることがないことから、酸化物の有無に依らず水素脆性の懸念が小さい。このことから下限を０．０６％とした。０．０６％を下回ったとしても、鋼板表層への酸化物形成の抑制による化成性の向上や溶融めっきの濡れ性および合金化促進等の効果は得られる。一方、０．２５％以上となると溶接部強度の確保が困難となる。このため、上限を０．２５％以下に限定した。従ってＣの含有量の範囲は０．０６％以上、０．２５％以下である。しかしながら、溶接部の強度を問題にしないのであれば、本発明の効果である耐水素脆性の向上効果は引き出される。
Ｓｉ：Ｓｉは、強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることに有効である。加えて、酸化物とすることで耐水素脆性向上に寄与することから、添加することが望ましい。２．０％超の添加は、成形性が低下することからその上限を２．０％とした。下限は、特に限定しないが、０．０００５％以下とするのは困難であるのでこれが実質的な下限である。
Ｍｎ：Ｍｎは、強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることに有効である。しかしながら、３．０％超となると鋼板の成形性が低下することからその上限を３．０％とした。下限は、特に限定しないが、０．０００５％以下とするのは困難であるのでこれが実質的な下限である。
Ａｌ：酸化物とすることで耐水素脆性向上に寄与することから添加しても良い。しかしながら、過剰な添加は成形性を劣化させることから、その上限を２．０％とした。下限は、特に限定しないが、０．０００５％以下とするのは困難であるのでこれが実質的な下限である。また、脱酸材としても活用可能である。加えて、Ａｌは、フェライト形成を促進し、延性を向上させるので添加しても良い。
Ｃｒ：酸化物とすることで耐水素脆性向上に寄与することから添加しても良い。３％超含有すると製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を３％とした。下限は、特に限定しないが、Ｃｒ添加による耐水素脆化向上効果を活用するためには、０．０５％以上添加することが好ましい。加えて、高強度化のために添加しても良い。
なお、本鋼板は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独、あるいは、複合で含む酸化物を用いて、耐水素脆性の向上を図っていることから、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを合計で０．３％以上とする必要がある。０．３％未満であると、酸化物の含有量が小さく、顕著な耐水素脆性の向上が引き起こされない。このことから、下限を０．３％以上とした。上限は特に定めないが、それぞれの含有量の上限を上回ると、成形性が劣化することから、それぞれの上限範囲内内とする必要がある。
Ｐ：Ｐは鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。０．０４％を超えると溶接部の脆化が顕著になるため、その適正範囲を０．０４％以下に限定した。Ｐの下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。
Ｃｒ：酸化物とすることで耐水素脆性向上に寄与することから添加しても良い。３％超含有すると製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を３％とした。下限は、特に限定しないが、Ｃｒ添加による耐水素脆化向上効果を活用するためには、０．０５％以上添加することが好ましい。加えて、高強度化のために添加しても良い。
なお、本鋼板は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独、あるいは、複合で含む酸化物を用いて、耐水素脆性の向上を図っていることから、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを合計で０．３％以上とする必要がある。０．３％未満であると、酸化物の含有量が小さく、顕著な耐水素脆性の向上が引き起こされない。このことから、下限を０．３％以上とした。上限は特に定めないが、それぞれの含有量の上限を上回ると、成形性が劣化することから、それぞれの上限範囲内内とする必要がある。
Ｐ：Ｐは鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。０．０４％を超えると溶接部の脆化が顕著になるため、その適正範囲を０．０４％以下に限定した。Ｐの下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。
Ｓ：Ｓは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、その上限値を０．０１％以下とした。Ｓの下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。また、ＳはＭｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成することから、穴拡げ性を低下させる。このことから、穴拡げ性向上のためには、出来るだけ少なくする必要がある。
Ｏ：Ｏは、酸化物を形成し、成形性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。特に、Ｏが０．０１％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｏ含有量の上限を０．０１％以下とした。０．００１％未満とすることは、過度のコスト高を招き経済的に好ましくないことから、これを下限とした。ここで言うＯ含有量とは、鋼板表層に含まれる内部酸化物、めっき層中に含まれる酸化物を除去した後の鋼板中に含まれるＯの含有量を意味する。特に、本鋼板は鋼板表層、あるいは、めっき層中のいずれか一方、あるいは、両方に酸化物を含むことから、表層のＯ含有量は鋼板内部に比較して高くなる。しかし、これら酸化物は、めっき層中や鋼板表層に存在することから、成形性にほとんど悪影響を及ぼさない。
Ｎ：Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。これは、Ｎが０．０１％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｎ含有量の範囲を０．０１％以下とした。加えて、溶接時のブローホール発生の原因になることから少ない方が良い。下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎ含有量を０．０００５％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を招くことから、これが実質的な下限である。
Ｏ：Ｏは、酸化物を形成し、成形性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。特に、Ｏが０．０１％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｏ含有量の上限を０．０１％以下とした。０．００１％未満とすることは、過度のコスト高を招き経済的に好ましくないことから、これを下限とした。ここで言うＯ含有量とは、鋼板表層に含まれる内部酸化物、めっき層中に含まれる酸化物を除去した後の鋼板中に含まれるＯの含有量を意味する。特に、本鋼板は鋼板表層、あるいは、めっき層中のいずれか一方、あるいは、両方に酸化物を含むことから、表層のＯ含有量は鋼板内部に比較して高くなる。しかし、これら酸化物は、めっき層中や鋼板表層に存在することから、成形性にほとんど悪影響を及ぼさない。
Ｎ：Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。これは、Ｎが０．０１％を超えると、この傾向が顕著となることから、Ｎ含有量の範囲を０．０１％以下とした。加えて、溶接時のブローホール発生の原因になることから少ない方が良い。下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎ含有量を０．０００５％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を招くことから、これが実質的な下限である。
Ｎｉ：Ｎｉは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０５％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０５％とした。逆に、１％超含有すると製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を１％とした。加えて、濡れ性の向上や合金化反応の促進をもたらすことから添加しても良い。
Ｃｕ：Ｃｕは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０５％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０５％とした。逆に、１％超含有すると製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を１％とした。加えて、濡れ性の向上や合金化反応の促進をもたらすことから添加しても良い。
Ｂは、０．０００１質量％以上の添加で粒界の強化や鋼材の強度化に有効であるが、その添加量が０．００４５質量％を超えると、その効果が飽和するばかりでなく、熱延時の製造製を低下させることから、その上限を０．００４５％とした。
Ｔｉ：Ｔｉは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が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。０．３％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．３％とした。
Ｃｕ：Ｃｕは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、０．０５％未満ではこれらの効果が得られないため下限値を０．０５％とした。逆に、１％超含有すると製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を１％とした。加えて、濡れ性の向上や合金化反応の促進をもたらすことから添加しても良い。
Ｂは、０．０００１質量％以上の添加で粒界の強化や鋼材の強度化に有効であるが、その添加量が０．００４５質量％を超えると、その効果が飽和するばかりでなく、熱延時の製造製を低下させることから、その上限を０．００４５％とした。
Ｔｉ：Ｔｉは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が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。０．３％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．３％とした。
Ｎｂ：Ｎｂは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が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。０．３％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．３％とした。
Ｖ：Ｖは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が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。０．３％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．３％とした。
Ｗ：Ｗは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が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。０．３％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．３％とした。
また、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＷを単独、あるいは、複合で含む炭化物、窒化物は、鋼板の母材の耐水素脆性を向上させることから、耐水素脆性が更に向上する。
Ｖ：Ｖは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が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。０．３％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．３％とした。
Ｗ：Ｗは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が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。０．３％超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を０．３％とした。
また、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＷを単独、あるいは、複合で含む炭化物、窒化物は、鋼板の母材の耐水素脆性を向上させることから、耐水素脆性が更に向上する。
Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｙから選ばれる１種または２種以上を合計で０．０００５〜０．０４％添加できる。Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、ＣｅおよびＹは脱酸に用いる元素であり、１種または２種以上を合計で０．０００５％以上含有することが好ましい。しかしながら、含有量が合計で０．０４％を超えると、成形加工性の悪化の原因となる。そのため、含有量を合計で０．０００５〜０．０４％とした。なお、本発明において、ＬａやＣｅはミッシュメタルにて添加されることが多く、ＬａやＣｅの他にランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。不可避不純物として、これらＬａやＣｅ以外のランタノイド系列の元素を含んだとしても本発明の効果は発揮される。ただし、金属ＬａやＣｅを添加したとしても本発明の効果は発揮される。
なお、本鋼板の強度は特に限定しないが、溶接部での水素脆性の劣化が懸念されるのは、Ｃ含有量が０．０６％以上であり、その改善のため、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒの単独あるいは複合添加を行うことから、鋼板強度としては３４０ＭＰａ以上となる。
なお、本鋼板の強度は特に限定しないが、溶接部での水素脆性の劣化が懸念されるのは、Ｃ含有量が０．０６％以上であり、その改善のため、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒの単独あるいは複合添加を行うことから、鋼板強度としては３４０ＭＰａ以上となる。
鋼板表層、あるいは、めっき層中にＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含む酸化物を含有させることで、溶接部の耐水素脆性を高めることが出来る。鋼板表層とは鋼板表面でなく、鋼板内部を意味し、めっき鋼板においては、めっき層と鋼板界面の鋼板側を意味する。ただし、当然酸化物の一部が鋼板表面に存在する場合もあるが、鋼板内部に酸化物が形成されているのであれば、鋼板表層に酸化物が形成されているとする。これら酸化物の融点は高く、溶接後であっても鋼板中に残存することから、溶接部での耐水素脆化を向上させる。
Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含む酸化物は、焼鈍ラインあるいは連続めっきラインにおける加熱中の雰囲気を制御することで、鋼板中に含まれるＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを鋼板表層、あるいは、めっき層中のいずれか一方、あるいは、両方に酸化物を形成させることが出来る。
Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含む酸化物を鋼板表層、あるいは、めっき層中としたのは、本発明の効果である溶接部での耐水素脆性の向上と成形性、耐食性及び塗装性の両立を図るためである。
Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含む酸化物は、焼鈍ラインあるいは連続めっきラインにおける加熱中の雰囲気を制御することで、鋼板中に含まれるＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを鋼板表層、あるいは、めっき層中のいずれか一方、あるいは、両方に酸化物を形成させることが出来る。
Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含む酸化物を鋼板表層、あるいは、めっき層中としたのは、本発明の効果である溶接部での耐水素脆性の向上と成形性、耐食性及び塗装性の両立を図るためである。
酸化物を鋼板表層、あるいは、めっき層中に形成させるとしたのは、成形性に乏しい酸化物を板厚中心にまで分散させること、薄鋼板としての必要特性である成形性を大幅に劣化させてしまうためである。鋼板における酸化物の存在位置が鋼板表層やめっき層中のみであれば、鋼板の成形性を損なうことなく耐水素脆性のみを向上可能である。加えて、これら酸化物は鋼板表層に存在することから、水素脆性抑制のための水素トラップサイトとしては、より効率的に働く。これは、水素脆化の割れの起点が、鋼板表層の応力集中部である点に起因すると推定される。
すなわち、鋼板表層に酸化物を分散させることで、鋼板全体に含まれる酸化物の質量％が小さくとも、効果を発揮させることが可能なためである。加えて、水素が鋼板中に進入したとしても、鋼板表層で水素がトラップされることから、容易に放出される。具体的には、腐食（水素発生と進入）−乾燥（水素放出）が連続的に起こる実環境下では、水素が進入したとしても鋼板表層でトラップされることから、鋼板表面までの拡散距離が短く、水素の放出が短時間で行われ、耐水素脆性を高めることに関してより効果的である。
すなわち、鋼板表層に酸化物を分散させることで、鋼板全体に含まれる酸化物の質量％が小さくとも、効果を発揮させることが可能なためである。加えて、水素が鋼板中に進入したとしても、鋼板表層で水素がトラップされることから、容易に放出される。具体的には、腐食（水素発生と進入）−乾燥（水素放出）が連続的に起こる実環境下では、水素が進入したとしても鋼板表層でトラップされることから、鋼板表面までの拡散距離が短く、水素の放出が短時間で行われ、耐水素脆性を高めることに関してより効果的である。
薄鋼板の要求特性として、耐食性が挙げられるが、冷延鋼板においては、鋼板表面に化成処理や塗装処理を行うことで、耐食性を向上させており、耐水素脆性を高めるのと同時にこれら特性を劣化させないことが求められる。冷延鋼板の表面に存在するこれら酸化物は、化成処理性を劣化させることが知られていることから、これら酸化物は鋼板内部に形成させる必要がある。加えて、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含む酸化物は電気を通し難いことから、これら酸化物が鋼板表面を覆うと、スポットやマッシュシーム溶接等の抵抗溶接し難いという問題を有する。このことから、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌを単独あるいは複合で含む酸化物は、鋼板表層、あるいは、めっき層中に形成させる必要がある。
めっき鋼板であれば、鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっきや溶融亜鉛めっきを行うことで、耐食性を向上させており、これら溶融めっきの濡れ性の確保、あるいは、合金化溶融亜鉛めっき鋼板であれば、合金化の促進が必要である。めっき浴浸漬前に鋼板表面にＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含有する酸化物が存在すると、溶融めっきとの濡れ性、あるいは、合金化を遅延することから、溶融亜鉛めっき鋼板、あるいは、合金化溶融亜鉛めっきが得られない。このことから、めっき浴浸漬前での鋼板表面への酸化物形成を抑制する必要がある。本発明では、加熱中の雰囲気を制御することで、加熱時の鋼板表面での酸化物形成を抑制し、鋼板内部での酸化物形成が可能となる。
めっき鋼板であれば、鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっきや溶融亜鉛めっきを行うことで、耐食性を向上させており、これら溶融めっきの濡れ性の確保、あるいは、合金化溶融亜鉛めっき鋼板であれば、合金化の促進が必要である。めっき浴浸漬前に鋼板表面にＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含有する酸化物が存在すると、溶融めっきとの濡れ性、あるいは、合金化を遅延することから、溶融亜鉛めっき鋼板、あるいは、合金化溶融亜鉛めっきが得られない。このことから、めっき浴浸漬前での鋼板表面への酸化物形成を抑制する必要がある。本発明では、加熱中の雰囲気を制御することで、加熱時の鋼板表面での酸化物形成を抑制し、鋼板内部での酸化物形成が可能となる。
前述の酸化物は、鋼板内部であれば、めっき層中、粒内及び粒界のいずれに形成してもめっき性は確保可能である。この結果、溶接部の耐水素脆性を具備した溶融亜鉛めっき鋼板、あるいは、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造が可能となった。めっき鋼板において、酸化物がめっき層中、あるいは、鋼板表層のいずれに含まれても良いとしたのは、めっき浴浸漬前に鋼板内部に酸化物が存在していたとしても、めっき浴浸漬後、あるいは、合金化処理後にめっき層と鋼板の間で相互拡散が起こり、めっき層と鋼板界面が、鋼板側へ移動する場合があることから、めっき浴浸漬前に鋼板内部に形成された酸化物であっても、めっき層および鋼板内部のいずれにも存在する可能性がある。このことから、酸化物はめっき層中、あるいは、鋼板側のいずれに含まれても構わない。溶融亜鉛めっき鋼板では、合金化がほとんど進行していないことから、Ｓｉを含む酸化物は鋼板側に存在する割合が多い。一方、合金化溶融亜鉛めっき鋼板においては、合金化が進行していることから、溶融亜鉛めっき鋼板に比較して、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌを単独あるいは複合で含む酸化物はめっき層中に存在する割合が多い。
Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含む酸化物は、焼鈍ラインあるいは連続めっきラインにおける加熱中の雰囲気を制御することで、鋼板中に含まれるＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒは、鋼板表層、あるいは、めっき層中のいずれか一方、あるいは、両方に酸化物を形成させ、溶接部の耐水素脆性の向上を図ることができる。
この効果は、冷延鋼板であれば、鋼板表層１０μｍ以下の結晶粒界、もしくは、結晶粒内のいずれか一方、あるいは、両方に、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒの酸化物を平均含有率０．０１〜３０質量％含有させることで発揮される。更に、溶融亜鉛めっき鋼板、あるいは、合金化溶融亜鉛めっき鋼板であれば、高強度鋼板とめっき層との界面から１０μｍ以下の鋼板側の結晶粒界、結晶粒内、もしくは、めっき層中のいずれか一方、あるいは、両方に前述の酸化物が平均含有率０．０１〜３０質量％で含有させることで発揮される。
鋼板表層１０μｍ以下、あるいは、めっき層中としたのは、過度に鋼板内部まで酸化物を形成させることは、過度の熱処理を必要とし、経済的に好ましくないためである。加えて、成形性を劣化させることから好ましくない。
更には、これら酸化物は鋼板母材の耐水素脆性をも向上可能である。
酸化物の含有量を０．０１〜３０質量％とすることで、耐水素脆化特性が大きく向上する。０．０１質量％以上としたのは、０．０１質量％未満では、耐水素脆化特性向上の効果が得られ難いためである。一方、３０質量％を超える酸化物を形成させるためには、長時間を要することから、生産性に劣る。
この効果は、冷延鋼板であれば、鋼板表層１０μｍ以下の結晶粒界、もしくは、結晶粒内のいずれか一方、あるいは、両方に、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒの酸化物を平均含有率０．０１〜３０質量％含有させることで発揮される。更に、溶融亜鉛めっき鋼板、あるいは、合金化溶融亜鉛めっき鋼板であれば、高強度鋼板とめっき層との界面から１０μｍ以下の鋼板側の結晶粒界、結晶粒内、もしくは、めっき層中のいずれか一方、あるいは、両方に前述の酸化物が平均含有率０．０１〜３０質量％で含有させることで発揮される。
鋼板表層１０μｍ以下、あるいは、めっき層中としたのは、過度に鋼板内部まで酸化物を形成させることは、過度の熱処理を必要とし、経済的に好ましくないためである。加えて、成形性を劣化させることから好ましくない。
更には、これら酸化物は鋼板母材の耐水素脆性をも向上可能である。
酸化物の含有量を０．０１〜３０質量％とすることで、耐水素脆化特性が大きく向上する。０．０１質量％以上としたのは、０．０１質量％未満では、耐水素脆化特性向上の効果が得られ難いためである。一方、３０質量％を超える酸化物を形成させるためには、長時間を要することから、生産性に劣る。
Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含む酸化物は、球状や線状になって鋼板中に存在し、顕微鏡観察において明瞭に区別できる。本発明において、内部酸化物を含有する鋼層とは、顕微鏡観察においてこれら酸化物が観察される層である。また、これら酸化物の平均含有率とは、この鋼層中に含まれるＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含有する酸化物の平均含有率を示し、内部酸化物を含有する鋼層の厚みとは、冷延鋼板においては鋼板表面から、めっき鋼板においては、鋼板とめっき層の界面からめっき層と鋼板界面からＳｉを含有する酸化物が観察される部分までの幅を示す。
酸化物の含有率の測定は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含む酸化物の質量％が測定できればどのような方法でも構わないが、酸化物を含有する層を酸で溶解し、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含む酸化物を分離させた後、質量を測定する方法が確実である。また、酸化物の内部酸化物を含有する鋼層の厚みの測定も特に規定しないが、鋼板断面から、光学顕微鏡やＳＥＭで観察する方法が確実である。
Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含む酸化物であれば、酸化物の種類に依らず耐水素脆性は向上する。すなわち、ＳｉＯ２、ＦｅＳｉＯ３、Ｆｅ２ＳｉＯ４、ＭｎＳｉＯ３、Ｍｎ２ＳｉＯ４、Ａｌ２Ｏ３、ＭｎＡｌ２Ｏ４、ＭｎＯ、Ｃｒ２Ｏ３のいずれの酸化物が含まれても構わない。ただし、詳細な理由は不明なものの、ＳｉとＭｎ、あるいは、ＡｌとＭｎを複合で含む酸化物を形成した場合、耐水素脆性の向上効果が著しいことから、ＭｎＳｉＯ３、Ｍｎ２ＳｉＯ４、ＭｎＡｌ２Ｏ４を含有することが望ましい。
酸化物の含有率の測定は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含む酸化物の質量％が測定できればどのような方法でも構わないが、酸化物を含有する層を酸で溶解し、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含む酸化物を分離させた後、質量を測定する方法が確実である。また、酸化物の内部酸化物を含有する鋼層の厚みの測定も特に規定しないが、鋼板断面から、光学顕微鏡やＳＥＭで観察する方法が確実である。
Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含む酸化物であれば、酸化物の種類に依らず耐水素脆性は向上する。すなわち、ＳｉＯ２、ＦｅＳｉＯ３、Ｆｅ２ＳｉＯ４、ＭｎＳｉＯ３、Ｍｎ２ＳｉＯ４、Ａｌ２Ｏ３、ＭｎＡｌ２Ｏ４、ＭｎＯ、Ｃｒ２Ｏ３のいずれの酸化物が含まれても構わない。ただし、詳細な理由は不明なものの、ＳｉとＭｎ、あるいは、ＡｌとＭｎを複合で含む酸化物を形成した場合、耐水素脆性の向上効果が著しいことから、ＭｎＳｉＯ３、Ｍｎ２ＳｉＯ４、ＭｎＡｌ２Ｏ４を含有することが望ましい。
尚、上述したような鋼板中に存在する酸化物の同定は、ＴＥＭ、ＣＭＡ、ＥＰＭＡやＦＥ−ＳＥＭなどを用いて行うことができる。本発明に当たっては、抽出レプリカ試料を作成してＴＥＭ、ＥＰＭＡを用いた。また、ここで言うＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含む酸化物は、他の原子を含む複合酸化物であったり、欠陥を多く含む場合があるが、元素分析及び構造同定からもっとも近いものを見つけて判別した。
鋼板組織は、特に限定されることなく本発明の効果である溶接部での優れた耐水素脆性は発揮される。しかしながら、薄鋼板として、高強度と延性、穴拡げ性及び曲げ性等の成形性を具備するためには、組織をフェライト及びマルテンサイトとするＤＰ（デュアルフェイズ）鋼、特に優れた成形性と強度を有するフェライト、残留オーステナイト及びベイナイトより成るＴＲＩＰ鋼、高強度と穴拡げ性及び曲げ性の両立の可能なベイナイト単相組織鋼、フェライト及びベイナイト組織鋼、あるいは、ベイナイト及びマルテンサイト組織鋼、更にはＴｉ、Ｎｂ、Ｖ等による析出強化により高強度化を図った鋼板、更には、これら強化手法を併用した鋼板組織とすることが望ましい。
鋼板組織は、特に限定されることなく本発明の効果である溶接部での優れた耐水素脆性は発揮される。しかしながら、薄鋼板として、高強度と延性、穴拡げ性及び曲げ性等の成形性を具備するためには、組織をフェライト及びマルテンサイトとするＤＰ（デュアルフェイズ）鋼、特に優れた成形性と強度を有するフェライト、残留オーステナイト及びベイナイトより成るＴＲＩＰ鋼、高強度と穴拡げ性及び曲げ性の両立の可能なベイナイト単相組織鋼、フェライト及びベイナイト組織鋼、あるいは、ベイナイト及びマルテンサイト組織鋼、更にはＴｉ、Ｎｂ、Ｖ等による析出強化により高強度化を図った鋼板、更には、これら強化手法を併用した鋼板組織とすることが望ましい。
なお、上記ミクロ組織の各相、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト、オーステナイトおよび残部組織の同定、存在位置の観察および面積率の測定は、ナイタール試薬および特開５９−２１９４７３号公報に開示された試薬により鋼板圧延方向断面または圧延方向直角方向断面を腐食して、１０００倍の光学顕微鏡観察及び１０００〜１０００００倍の走査型および透過型電子顕微鏡により定量化が可能である。各２０視野以上の観察を行い、ポイントカウント法や画像解析により各組織の面積率を求めることが出来る。
次に製造条件の限定理由について述べる。
次に製造条件の限定理由について述べる。
鋼板中にＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合添加し、かつ、連続焼鈍ラインあるいは連続めっきラインの炉内の雰囲気を、Ｈ２を１〜６０体積％含有し、残部Ｎ２、Ｈ２Ｏ、Ｏ２および不可避的不純物からからなる雰囲気とし、その雰囲気中の水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を−３≦ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦−０．５とすることで、溶接部の耐水素脆性に優れた鋼板の製造が可能である。
炉内の雰囲気のＨ２濃度をＨ２を１〜６０体積％としたのは、６０体積％を超えるＨ２濃度の増加はコスト高を招くことから好ましくなく、１体積％未満となると、鋼板に含まれるＦｅが鋼板表面で酸化することから、化成性、塗装性及び溶融めっきの濡れ性の劣化を避けることができないためである。このことからその範囲を、１〜６０体積％とした。
炉内の水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を−３≦ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦−０．５とすることで、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含有する酸化物を鋼板表層、あるいは、めっき層中に含有させることが出来る。下限を−３以上としたのは、この値未満では、鋼板表面にＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを含む酸化物が形成される割合が多くなり濡れ性やめっき密着性を低下させる。このことから下限を−３以上とした。一方、上限を−０．５としたのは、その効果が飽和するためである。
即ち、上記の雰囲気に制御することで、炉内の雰囲気は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒが内部酸化する条件となる。内部酸化とは、鋼板内部に酸化物が形成される現象であり、鋼板内部に拡散したＯと、鋼板内部に含まれるＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒが反応し鋼板内部で酸化物を形成する。この結果、化成性、塗装性、濡れ性及びめっき密着性を低下させることなく、耐水素脆性の向上が可能となる。
炉内の雰囲気のＨ２濃度をＨ２を１〜６０体積％としたのは、６０体積％を超えるＨ２濃度の増加はコスト高を招くことから好ましくなく、１体積％未満となると、鋼板に含まれるＦｅが鋼板表面で酸化することから、化成性、塗装性及び溶融めっきの濡れ性の劣化を避けることができないためである。このことからその範囲を、１〜６０体積％とした。
炉内の水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を−３≦ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦−０．５とすることで、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含有する酸化物を鋼板表層、あるいは、めっき層中に含有させることが出来る。下限を−３以上としたのは、この値未満では、鋼板表面にＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを含む酸化物が形成される割合が多くなり濡れ性やめっき密着性を低下させる。このことから下限を−３以上とした。一方、上限を−０．５としたのは、その効果が飽和するためである。
即ち、上記の雰囲気に制御することで、炉内の雰囲気は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒが内部酸化する条件となる。内部酸化とは、鋼板内部に酸化物が形成される現象であり、鋼板内部に拡散したＯと、鋼板内部に含まれるＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒが反応し鋼板内部で酸化物を形成する。この結果、化成性、塗装性、濡れ性及びめっき密着性を低下させることなく、耐水素脆性の向上が可能となる。
炉内の雰囲気を制御する手法として、本発明では、水分圧と水素分圧の比を制御したが、例えば、二酸化炭素と一酸化炭素、あるいは、二酸化窒素と一酸化窒素の分圧を制御する、あるいは、炉内に直接酸素を吹き込むことでも同様の効果は得られる。また、炉内の水分圧と水素分圧の比は、炉内に水蒸気を吹き込むことで調整する方法が簡便である。
また、冷延鋼板の化成性や塗装性を向上させるため、焼鈍後に鋼板にＮｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独あるいは複数より成るめっきを施しても本発明を逸脱するものではない。あるいは、めっき鋼板のめっき密着性をさらに向上させるために、焼鈍前に鋼板に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独あるいは複数より成るめっきを施しても本発明を逸脱するものではない。
更には、めっき鋼板の焼鈍については、「脱脂酸洗後、非酸化雰囲気にて加熱し、Ｈ２及びＮ２を含む還元雰囲気にて焼鈍後、めっき浴温度近傍まで冷却し、めっき浴に侵漬」というゼンジマー法、「焼鈍時の雰囲気を調節し、最初、鋼板表面を酸化させた後、その後還元することによりめっき前の清浄化を行った後にめっき浴に侵漬」という全還元炉方式、あるいは、「鋼板を脱脂酸洗した後、塩化アンモニウムなどを用いてフラックス処理を行って、めっき浴に侵漬」というフラックス法等があるが、いずれの条件で処理を行ったとしても本発明の効果は発揮できる。
また、冷延鋼板の化成性や塗装性を向上させるため、焼鈍後に鋼板にＮｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独あるいは複数より成るめっきを施しても本発明を逸脱するものではない。あるいは、めっき鋼板のめっき密着性をさらに向上させるために、焼鈍前に鋼板に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独あるいは複数より成るめっきを施しても本発明を逸脱するものではない。
更には、めっき鋼板の焼鈍については、「脱脂酸洗後、非酸化雰囲気にて加熱し、Ｈ２及びＮ２を含む還元雰囲気にて焼鈍後、めっき浴温度近傍まで冷却し、めっき浴に侵漬」というゼンジマー法、「焼鈍時の雰囲気を調節し、最初、鋼板表面を酸化させた後、その後還元することによりめっき前の清浄化を行った後にめっき浴に侵漬」という全還元炉方式、あるいは、「鋼板を脱脂酸洗した後、塩化アンモニウムなどを用いてフラックス処理を行って、めっき浴に侵漬」というフラックス法等があるが、いずれの条件で処理を行ったとしても本発明の効果は発揮できる。
熱間圧延に供するスラブは特に限定するものではない。即ち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものであればよい。また、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）のようなプロセスにも適合する。
熱延スラブ加熱温度は、特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくないことから、加熱温度の上限は１３００℃未満とすることが望ましい。また、過度に低温で加熱すると仕上げ圧延温度をＡｒ３温度以上とすることが困難となることから、下限温度を１１００℃とすることが望ましい。
仕上げ圧延温度はオーステナイト＋フェライトの２相域になると、鋼板内の組織不均一性が大きくなり、焼鈍後の成形性が劣化するので、Ａｒ３温度以上が望ましい。
なお、Ａｒ３温度は次の式により計算する。
Ａｒ３＝９０１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ−９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｃｕ／２＋Ｍｏ／２）
熱延スラブ加熱温度は、特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくないことから、加熱温度の上限は１３００℃未満とすることが望ましい。また、過度に低温で加熱すると仕上げ圧延温度をＡｒ３温度以上とすることが困難となることから、下限温度を１１００℃とすることが望ましい。
仕上げ圧延温度はオーステナイト＋フェライトの２相域になると、鋼板内の組織不均一性が大きくなり、焼鈍後の成形性が劣化するので、Ａｒ３温度以上が望ましい。
なお、Ａｒ３温度は次の式により計算する。
Ａｒ３＝９０１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ−９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｃｕ／２＋Ｍｏ／２）
巻き取り温度は６３０℃以下とすることが望ましい。６３０℃を超える温度で巻き取ることは、鋼板表面に形成する酸化物の厚さを過度に増大させるため、酸洗性が劣るので好ましくない。下限については特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、室温以下の温度で巻き取ることは技術的に難しいので、これが実質の下限となる。なお、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行っても良い。また、粗圧延板を一旦巻き取っても構わない。
このようにして製造した熱延鋼板に、酸洗を行う。酸洗は鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、めっき性向上のためには重要である。また、一回の酸洗を行っても良いし、複数回に分けて酸洗を行っても良い。
酸洗した熱延鋼板を圧下率４０〜７０％で冷間圧延して、連続焼鈍ラインあるいは連続溶融亜鉛めっきラインを通板する。圧下率が４０％未満では、形状を平坦に保つことが困難である。また、最終製品の延性が劣悪となるのでこれを下限とする。一方、７０％を越える冷延は、冷延荷重が大きくなりすぎてしまい冷延が困難となることから、これを上限とする。４５〜６５％がより好ましい範囲である。圧延パスの回数、各パス毎の圧下率については特に規定することなく本発明の効果は発揮される。
なお、熱延板に直接めっきを行う場合は、冷間圧延を行わなくても良い。
このようにして製造した熱延鋼板に、酸洗を行う。酸洗は鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、めっき性向上のためには重要である。また、一回の酸洗を行っても良いし、複数回に分けて酸洗を行っても良い。
酸洗した熱延鋼板を圧下率４０〜７０％で冷間圧延して、連続焼鈍ラインあるいは連続溶融亜鉛めっきラインを通板する。圧下率が４０％未満では、形状を平坦に保つことが困難である。また、最終製品の延性が劣悪となるのでこれを下限とする。一方、７０％を越える冷延は、冷延荷重が大きくなりすぎてしまい冷延が困難となることから、これを上限とする。４５〜６５％がより好ましい範囲である。圧延パスの回数、各パス毎の圧下率については特に規定することなく本発明の効果は発揮される。
なお、熱延板に直接めっきを行う場合は、冷間圧延を行わなくても良い。
連続焼鈍ラインを通板する場合の平均加熱速度は、０．７℃／秒以上とする必要がある。詳細な理由は不明なものの、０．７℃／秒未満で加熱を行うと、加熱中の水分圧と水素分圧の比を上記範囲にしたとしても、加熱中に鋼板表面にＳｉＯ２が形成されてしまいその後の内部酸化物の形成を抑制することから、本発明の効果である溶接部の耐水素脆性の向上が得られない他、冷延鋼板においては化成処理性、めっき鋼板においては溶融めっきとの濡れ性やめっき密着性が劣化してしまうことから、０．７℃／秒以上とすることが望ましい。一方、加熱速度を１００℃超とすることは、過度の設備投資を招き、経済的に好ましくないことから、これが実質的な上限である。
最高加熱温度は、７５０〜９００℃の範囲である。最高加熱温度が７５０℃未満になると、鋼板表層に水素脆性抑制可能な量のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含む酸化物を形成させるのに長時間を要するためである。一方、過度の高温加熱は、コストの上昇を招くことから経済的に好ましくないばかりでなく、高温通板時の板形状が劣悪になったり、ロールの寿命を低下させたりとトラブルを誘発することから、最高加熱温度の上限を９００℃とする。この温度域での熱処理時間は特に限定しないが、十分な量の酸化物を形成させるためには、１０秒以上の熱処理が望ましい。一方、熱処理時間が６００秒超となると、コストの上昇を招くことから経済的に好ましくない。熱処理についても、最高加熱温度にて等温保持を行っても良いし、傾斜加熱を行い最高加熱温度に到達した後、直ちに、冷却を開始したとしても、本発明の効果は発揮される。
最高加熱温度は、７５０〜９００℃の範囲である。最高加熱温度が７５０℃未満になると、鋼板表層に水素脆性抑制可能な量のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒを単独あるいは複合で含む酸化物を形成させるのに長時間を要するためである。一方、過度の高温加熱は、コストの上昇を招くことから経済的に好ましくないばかりでなく、高温通板時の板形状が劣悪になったり、ロールの寿命を低下させたりとトラブルを誘発することから、最高加熱温度の上限を９００℃とする。この温度域での熱処理時間は特に限定しないが、十分な量の酸化物を形成させるためには、１０秒以上の熱処理が望ましい。一方、熱処理時間が６００秒超となると、コストの上昇を招くことから経済的に好ましくない。熱処理についても、最高加熱温度にて等温保持を行っても良いし、傾斜加熱を行い最高加熱温度に到達した後、直ちに、冷却を開始したとしても、本発明の効果は発揮される。
焼鈍後の熱処理条件は特に定めることなく本発明の溶接部の耐水素脆性に優れた鋼板は製造出来る。加えて、焼鈍後の熱処理条件を制御することで、耐水素脆性と成形性の両立を具備した鋼板の製造が可能となる。
上記焼鈍終了後、０．１〜２００℃／秒にて冷却することが望ましい。０．１℃未満での冷却は、生産性が大きく損なわれることから好ましくない。２００℃／秒を超えて冷却速度を上げる事は、製造コスト高を招くこととなるので、上限を２００℃／秒とすることが好ましい。冷却方法については、ロール冷却、空冷、水冷およびこれらを併用したいずれの方法でも構わない。冷却速度を限定する冷却下限については、特に限定せず本発明の効果を発揮できるが、室温以下とすることは技術的に困難であることから、これが実質上の下限である。また、連続焼鈍ラインの場合、過時効帯を利用して、室温〜４５０℃の温度範囲で、３０秒以上の熱処理を行っても良い。過時効帯内における平均板温度が４５０℃超とすることは、製造コスト高を招くことになるので好ましくない。過時効帯の温度を室温以下とすることは困難であることから、これが実質上の下限である。保持時間とは、単なる等温保持だけでなく、室温〜４５０℃の温度範囲の滞留時間を意味し、この温度域での除冷や加熱も含まれる。
上記焼鈍終了後、０．１〜２００℃／秒にて冷却することが望ましい。０．１℃未満での冷却は、生産性が大きく損なわれることから好ましくない。２００℃／秒を超えて冷却速度を上げる事は、製造コスト高を招くこととなるので、上限を２００℃／秒とすることが好ましい。冷却方法については、ロール冷却、空冷、水冷およびこれらを併用したいずれの方法でも構わない。冷却速度を限定する冷却下限については、特に限定せず本発明の効果を発揮できるが、室温以下とすることは技術的に困難であることから、これが実質上の下限である。また、連続焼鈍ラインの場合、過時効帯を利用して、室温〜４５０℃の温度範囲で、３０秒以上の熱処理を行っても良い。過時効帯内における平均板温度が４５０℃超とすることは、製造コスト高を招くことになるので好ましくない。過時効帯の温度を室温以下とすることは困難であることから、これが実質上の下限である。保持時間とは、単なる等温保持だけでなく、室温〜４５０℃の温度範囲の滞留時間を意味し、この温度域での除冷や加熱も含まれる。
熱処理後のスキンパス圧延の圧下率は、０．１〜１．５％の範囲が好ましい。０．１％未満では効果が小さく、制御も困難であることから、これが下限となる。１．５％超えると生産性が著しく低下するのでこれを上限とする。スキンパスは、インラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。
また、化成性および塗装性をさらに向上させるために、焼鈍後に鋼板に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独あるいは複数より成るめっきを施しても本発明を逸脱するものではない。また、箱焼鈍を行っても本発明の効果である溶接部の耐水素脆化に優れる高強度鋼板の製造は可能である。
また、化成性および塗装性をさらに向上させるために、焼鈍後に鋼板に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独あるいは複数より成るめっきを施しても本発明を逸脱するものではない。また、箱焼鈍を行っても本発明の効果である溶接部の耐水素脆化に優れる高強度鋼板の製造は可能である。
連続溶融亜鉛めっきラインを通板する場合の加熱速度は、連続焼鈍ラインを通板する場合と同様の理由により、０．７〜１００℃／秒とすることが望ましい。焼鈍温度は、連続焼鈍ラインを通板する場合と同様の理由により、７００〜９００℃とする必要がある。焼鈍後のめっき浴浸漬までの冷却速度は、０．１〜２００℃／秒とすることが望ましい。
めっき浴浸漬板温度は、溶融亜鉛めっき浴温度より４０℃低い温度から溶融亜鉛めっき浴温度より５０℃高い温度までの温度範囲とすることが望ましい。浴浸漬板温度が溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃を下回ると、めっき浴浸漬進入時の抜熱が大きく、溶融亜鉛の一部が凝固してしまいめっき外観を劣化させる場合があることから、下限を（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃とする。ただし、浸漬前の板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃を下回っても、めっき浴浸漬前に再加熱を行い、板温度を（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃以上としてめっき浴に浸漬させても良い。また、めっき浴浸漬温度が（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０）℃を超えると、めっき浴温度上昇に伴う操業上の問題を誘発する。また、めっき浴は、純亜鉛に加え、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒなどを含有しても構わない。
めっき浴浸漬板温度は、溶融亜鉛めっき浴温度より４０℃低い温度から溶融亜鉛めっき浴温度より５０℃高い温度までの温度範囲とすることが望ましい。浴浸漬板温度が溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃を下回ると、めっき浴浸漬進入時の抜熱が大きく、溶融亜鉛の一部が凝固してしまいめっき外観を劣化させる場合があることから、下限を（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃とする。ただし、浸漬前の板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃を下回っても、めっき浴浸漬前に再加熱を行い、板温度を（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃以上としてめっき浴に浸漬させても良い。また、めっき浴浸漬温度が（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０）℃を超えると、めっき浴温度上昇に伴う操業上の問題を誘発する。また、めっき浴は、純亜鉛に加え、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒなどを含有しても構わない。
また、めっき層の合金化を行う場合には、４６０℃以上で行う。合金化処理温度が４６０℃未満であると合金化の進行が遅く、生産性が悪い。上限は特に限定しないが、６００℃を超え高温での合金化は、経済的に好ましくない。また、めっき浴浸漬前に、５００〜２００℃の温度範囲にて、付加的な熱処理を行っても良い。溶融亜鉛めっき鋼板にスキンパス圧延を施しても構わない。
なお、本冷延鋼板に電気めっきを施しても鋼板の有する引張強度、成形性、耐水素脆性を何ら損なうことはない。すなわち、本発明鋼板は電気めっき用素材としても好適である。
また、本発明の溶接部の耐水素脆性に優れる高強度鋼板の素材は、通常の製鉄工程である精錬、製鋼、鋳造、熱延、冷延工程を経て製造されることを原則とするが、その一部あるいは全部を省略して製造されるものでも、本発明に係わる条件を満足する限り、本発明の効果を得ることができる。
なお、本冷延鋼板に電気めっきを施しても鋼板の有する引張強度、成形性、耐水素脆性を何ら損なうことはない。すなわち、本発明鋼板は電気めっき用素材としても好適である。
また、本発明の溶接部の耐水素脆性に優れる高強度鋼板の素材は、通常の製鉄工程である精錬、製鋼、鋳造、熱延、冷延工程を経て製造されることを原則とするが、その一部あるいは全部を省略して製造されるものでも、本発明に係わる条件を満足する限り、本発明の効果を得ることができる。
［実施例１］
次に、本発明を実施例により詳細に説明する。
表１に示す成分を有するスラブを、１２２０℃に加熱し、仕上げ熱延温度９００℃にて熱間圧延を行い、水冷帯にて水冷の後、表２に示す温度で巻き取り処理を行った。熱延板を酸洗した後、厚み３ｍｍの熱延板を１．２ｍｍまで冷延を行い、冷延板とした。その後、これらの冷延板に表２と表３に示す条件で熱処理を行った。最後に、得られた鋼板について０．３％の圧下率でスキンパス圧延を行った。
一部の鋼板については、上記と同様の手法で冷延まで行い、連続合金化溶融亜鉛めっき設備にて、熱処理と溶融亜鉛めっき処理を施した。一部の鋼板については、めっき処理に引き続き合金化処理を行った。その際の目付け量としては、両面とも約５０ｇ／ｍ２とした。めっき後の鋼板に、０．３％スキンパス圧延を施した。
次に、本発明を実施例により詳細に説明する。
表１に示す成分を有するスラブを、１２２０℃に加熱し、仕上げ熱延温度９００℃にて熱間圧延を行い、水冷帯にて水冷の後、表２に示す温度で巻き取り処理を行った。熱延板を酸洗した後、厚み３ｍｍの熱延板を１．２ｍｍまで冷延を行い、冷延板とした。その後、これらの冷延板に表２と表３に示す条件で熱処理を行った。最後に、得られた鋼板について０．３％の圧下率でスキンパス圧延を行った。
一部の鋼板については、上記と同様の手法で冷延まで行い、連続合金化溶融亜鉛めっき設備にて、熱処理と溶融亜鉛めっき処理を施した。一部の鋼板については、めっき処理に引き続き合金化処理を行った。その際の目付け量としては、両面とも約５０ｇ／ｍ２とした。めっき後の鋼板に、０．３％スキンパス圧延を施した。
得られた冷延鋼板あるいはめっき鋼板について、引張試験を行い、ＹＳ、ＴＳ、Ｅｌを測定した。なお、降伏応力は０．２％オフセット法により測定した。
引張試験は、１．２ｍｍ厚の板から圧延方向に直角方向にＪＩＳ５号試験片を採取し、引張特性を評価した。
表４と表５に、鋼板のスポット溶接部の水素脆化特性評価結果を示した。評価方法は、次の条件で行った。まず、溶接部近傍に残留応力を発生させるため、板の両端に板厚：２ｍｍと４ｍｍの板をスペーサーとして挟み、スペーサー間の中央をスポット溶接にて接合し、試験片を作製した。この際のスポット溶接は、電極（ドーム型）：先端径６ｍｍφ、加圧力４．３ｋＮ、溶接時間：１５サイクル、保持時間：１０サイクルにて行った。溶接電流値は、それぞれの鋼板にて、４．９ｍｍのナゲット径を形成する条件とした。両端のスペーサー間隔は、４０ｍｍとし、スペーサーと鋼板間での水素発生を抑制するため、スペーサーは絶縁樹脂で被覆した。スペーサーを間に含む試験片を、０．５ｍｏｌ／ｌの硫酸中に漬け、電流によって水素を侵入させ、２時間後の割れのありなしを評価した。
測定した引張特性と溶接部の耐水素脆性を表４と表５に示す。
引張試験は、１．２ｍｍ厚の板から圧延方向に直角方向にＪＩＳ５号試験片を採取し、引張特性を評価した。
表４と表５に、鋼板のスポット溶接部の水素脆化特性評価結果を示した。評価方法は、次の条件で行った。まず、溶接部近傍に残留応力を発生させるため、板の両端に板厚：２ｍｍと４ｍｍの板をスペーサーとして挟み、スペーサー間の中央をスポット溶接にて接合し、試験片を作製した。この際のスポット溶接は、電極（ドーム型）：先端径６ｍｍφ、加圧力４．３ｋＮ、溶接時間：１５サイクル、保持時間：１０サイクルにて行った。溶接電流値は、それぞれの鋼板にて、４．９ｍｍのナゲット径を形成する条件とした。両端のスペーサー間隔は、４０ｍｍとし、スペーサーと鋼板間での水素発生を抑制するため、スペーサーは絶縁樹脂で被覆した。スペーサーを間に含む試験片を、０．５ｍｏｌ／ｌの硫酸中に漬け、電流によって水素を侵入させ、２時間後の割れのありなしを評価した。
測定した引張特性と溶接部の耐水素脆性を表４と表５に示す。
本発明の鋼板は、焼鈍中の雰囲気を制御することで、溶接部の硬度が高くとも、水素脆性抑制可能であることが解る。同時に、本鋼板は、Ｓｉを含む鋼板であっても、良好なめっき性が得られた。
本発明は、自動車用の構造用部材、補強用部材、足廻り用部材に好適な溶接部の耐水素脆性に優れた鋼板を安価に提供するものであり、自動車の軽量化に大きく貢献することが期待でき、産業上の効果は極めて高い。
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．２５％、
Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：３．０％以下、
Ａｌ：２．０％以下、
Ｃｒ：３．０％以下、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｏ：０．０１以下、
Ｎ：０．０１％以下
を含有し、鋼板中のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒの合計が０．３％以上となり、残部鉄及び不可避的不純物から成る鋼板の表面に、鋼板表層１０μｍ以下の結晶粒界、もしくは、結晶粒内のいずれか一方、あるいは、両方に、ＳｉＯ２、ＦｅＳｉＯ３、Ｆｅ２ＳｉＯ４、ＭｎＳｉＯ３、Ｍｎ２ＳｉＯ４、Ａｌ２Ｏ３、ＭｎＡｌ２Ｏ４、ＭｎＯ、Ｃｒ２Ｏ３から選ばれた１種以上の酸化物が平均含有率０．０１〜３０質量％で存在することを特徴とする溶接部の耐水素脆性に優れた高強度冷延鋼板。 - 質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．２５％、
Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：３．０％以下、
Ａｌ：２．０％以下、
Ｃｒ：３．０％以下、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｏ：０．０１以下、
Ｎ：０．０１％以下
を含有し、鋼板中のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒの合計が０．３％以上となり、残部鉄及び不可避的不純物から成る鋼板の表面に、Ｆｅを７質量％未満含有し、残部がＺｎ，Ａｌおよび不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき層を有する鋼板において、高強度鋼板とめっき層との界面から１０μｍ以下の鋼板側の結晶粒界、結晶粒内、もしくは、めっき層中のいずれか一方、あるいは、両方に、ＳｉＯ２、ＦｅＳｉＯ３、Ｆｅ２ＳｉＯ４、ＭｎＳｉＯ３、Ｍｎ２ＳｉＯ４、Ａｌ２Ｏ３、ＭｎＡｌ２Ｏ４、ＭｎＯ、Ｃｒ２Ｏ３から選ばれた１種以上の酸化物が平均含有率０．０１〜３０質量％で存在することを特徴とする溶接部の耐水素脆性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - 質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．２５％、
Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：３．０％以下、
Ａｌ：２．０％以下、
Ｃｒ：３．０％以下、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｏ：０．０１以下、
Ｎ：０．０１％以下
を含有し、鋼板中のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ及びＣｒの合計が０．３％以上となり、残部鉄及び不可避的不純物から成る鋼板の表面に、Ｆｅを７〜１５質量％含有し、残部がＺｎ，Ａｌおよび不可避的不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき層を有する鋼板において、高強度鋼板とめっき層との界面から１０μｍ以下の鋼板側の結晶粒界、結晶粒内、もしくは、めっき層中のいずれか一方、あるいは、両方に、ＳｉＯ２、ＦｅＳｉＯ３、Ｆｅ２ＳｉＯ４、ＭｎＳｉＯ３、Ｍｎ２ＳｉＯ４、Ａｌ２Ｏ３、ＭｎＡｌ２Ｏ４、ＭｎＯ、Ｃｒ２Ｏ３から選ばれた１種以上の酸化物が平均含有率０．０１〜３０質量％で存在することを特徴とする溶接部の耐水素脆性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 - 請求項１に記載の化学成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後１２００℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、６３０℃以下の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続焼鈍ラインを通板するに際して、炉内の雰囲気を、Ｈ２を１〜６０体積％含有し、残部Ｎ２、Ｈ２Ｏ、Ｏ２および不可避的不純物からからなる雰囲気とし、その雰囲気中の水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を−３≦ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦−０．５に制御した雰囲気下で、５５０〜７５０℃間を平均加熱速度０．７℃／秒以上で加熱し、７５０℃以上かつ９００℃以下で焼鈍することを特徴とする溶接部の耐水素脆性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
- 請求項３に記載の化学成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後１２００℃以上に加熱し、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を完了し、６３０℃以下の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率４０〜７０％の冷延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際して、炉内の雰囲気を、Ｈ２を１〜６０体積％含有し、残部Ｎ２、Ｈ２Ｏ、Ｏ２および不可避的不純物からからなる雰囲気とし、その雰囲気中の水分圧と水素分圧の対数ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を−３≦ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦−０．５に制御した雰囲気下で、５５０〜７５０℃間を平均加熱速度０．７℃／秒以上で加熱し、７５０℃以上かつ９００℃以下で焼鈍し、その後、亜鉛めっき浴に浸漬し、４６０℃以上の温度で合金化処理を施した後、室温まで冷却することを特徴とする溶接部の耐水素脆性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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