WO2004106571A1

WO2004106571A1 - 成形加工後の耐遅れ破壊性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法、並びに、高強度薄鋼板により作製された自動車用強度部品

Info

Publication number: WO2004106571A1
Application number: PCT/JP2003/006617
Authority: WO
Inventors: Toshiki Nonaka; Nobuhiro Fujita; Hirokazu Taniguchi
Original assignee: Nippon Steel Corporation
Priority date: 2003-05-27
Filing date: 2003-05-27
Publication date: 2004-12-09
Also published as: EP1637618A1; US20070006948A1; AU2003235443A1; DE60333400D1; EP1637618A4; EP1637618B1; US20110120598A1

Abstract

残留オーステナイトが体積率で７％以下であり、粒径０．０１～５．０μｍの晶出物および／または析出物を、１平方ｍｍあたり１００～１０００００個含有する薄鋼板であり、かつ、質量％で、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、Ｍｇ：０．０００２～０．０１％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる薄鋼板。

Description

明細書成形加工後の耐遅れ破壊性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法、並びに、高強度薄鋼板により作製された自 l車用強度部品

〔技術分野〕

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およびその製造方法、並びに、それらにより作製された自動車用強度部品に関するものである。

〔背景技術〕

従来、ポルト、 P C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いるが、 7 8 O M P a以上の強度になると、鋼中への水素の侵入により遅れ破壌が発生することが知られている。

これに対し、薄鋼板においては、（ i ) 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、（i i) 加工性の点で、 7 8 0 M P a以上の鋼板の利用がほとんどなかったことなどから、遅れ破壌に対する問題意識は低かったといえる。

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、パンパーゃィンパクトビーム等の補強材ゃシ一トレール等に、 7 8 0 M P a以上の超高強度鋼板を、プレス成形、パイプ成形、曲げ加工、端面加工、または、穴拡げ加工して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、ポルト、条鋼、厚板のような、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おいて開発されてきた。例えば、条鋼ゃ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、「遅れ破壊解明の新展開」（（社）日本鉄鋼協会材料の組織と特性部会高強度鋼の遅れ破壊研究会平成

9年 1月）には、 C r、 M oや Vのような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により、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量が 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。

また、特開平 1 1一 2 9 3 3 8 3号公報には、 T i 、 M gを主体とする酸化物が水素性欠陥の発生防止に効果があることが開示されている。，

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、端面加工に伴うパリ発生等の遅れ破壊現象に及ぼす影響については考慮されていない。

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されて無い。

一方、薄鋼板の遅れ破壤に関しては、残留オーステナイト量の加ェ誘起変態に起因した遅れ破壌の助長について報告されている（例えば、山崎ら CAMP— I S I J v o l . 5 p 1 8 3 9 〜 1 8 4 2 ( 1 9 9 2 ) 、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報告している。

すなわち、上記報告は、特定の組織を持つ高強度薄鋼板に関するものであり、根本的な耐遅れ破壌向上対策に関するものとは言えなレ、。

〔発明の開示〕

上記のように、特に薄鋼板の使用環境や現状設備による製造性を考慮し、基本的特性である成形加工性を確保しつつ、使用前の成形加工等における遅れ破壊に対する対策を講じた開発事例はほとんどなレ、。

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、 M gの化合物または複合化合物を形成させて、これらの化合物の形態を制御することにより、高強度薄鋼板の成形加工性を劣化させることなく、成形加工後の耐遅れ破壊性を向上させ得ることを見出した。

かつ、現状の製造設備（熱間圧延、連続焼鈍、溶融亜鉛めつき、電気めつき設備など）を用いた高強度薄鋼板の有効な製造方法を見出した。詳細は以下の通りである。

( 1 ) 質量％で、

C ： 0 . 0 5〜 0 . 3 %、

S i ： 3 . 0 %以下、

M n ： 0 . 0 1〜 3 . 0 %、

P ： 0 . 0 2 %以下、

S ： 0 . 0 2 %以下、 A 1 ： 0. 0 1〜 3. 0 %、

N ： 0. 0 1 %以下、

M g ： 0. 0 0 0 2〜 0. 0 1 %

を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、さらに、鋼板の組織中の残留オーステナイトの体積率なかで 7 %以下であり

M gの酸化物、硫化物、複合晶出物および複合析出物のいずれか 1 種以上が、

平均粒子径 d : 0. 0 1 〜 5. 0 // m

密度（0 ： 1平方 mmあたり 1 0 0〜 1 0 0 0 0 0個、および、分布：平均粒子径からの標準偏差 σ と平均粒子経 dの比 ≤ 1 . 0を満たし、かつ、

残留オーステナイトの体積率 V V (%) と引張強度 T S (MP a ) 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。

式（A) : 1 0 0 0 ( V 7 - 0. 1 ) "⁵- ⁵ + α (M g - 4 0 ) ²

- 5 0 ( d— 0. 2 ) ²+ l . l l n p + 7 0 0 (T S - 6 8 0 ) -° ⁹≥ 1 0

ここで、 α =— 0. 0 0 5 (M g ≤ 4 0 ) 、 a = - 0. 0 0 2 (

M g > 4 0 )

V y : 残留オーステナイト体積率（％)

M g ： M g量（質量 p p m)

d ：径 ( μ m )

P 密度（個ノ mm² )

T S ：引張強度（MP a )

であり、更に、

( i ) 1 0 0 0 ( V - 0. 1 ) — ⁵' ⁵≥ 1 0の時は、 1 0 0 0 ( V - 0. 1 ) — ⁵.⁵= 1 0

(ii) 2≤M g≤ 1 0 0 p p m

(iii) 0. 0 1 ≤ d≤ 5. 0 /z m、 ( d - 0. 2 ) ² ≤ 0. 2 の時は、（ d— 0. 2 ) ² = 0. 2

(iv) 1 0 0≤ p ≤ 1 0 0 0 0 0個/ mm²

( v ) 7 8 0 MP a ≤ T S

である。

( 2 ) 更に、質量。/。で、

V ： 0. 0 0 5〜 1 %、

T i ： 0. 0 0 2〜 1 %、

N b ： 0. 0 0 2〜 1 %、

Z r ： 0. 0 0 2〜 1 %

の 1種または 2種以上を含有することを特徴とする前記（ 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％で、

C r ： 0. 0 0 5〜 5 %、

M o ： 0. 0 0 5〜 5 %、 .

W ： 0. 0 0 5〜 5 %

の 1種または 2種以上を含有することを特徴とする前記（ 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％で、

C u ： 0. 0 0 5〜 2. 0 %

を含有することを特徴とする前記（ 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％で、

N i ： 0. 0 0 5〜 2. 0 %、 C o : 0. 0 0 5〜 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前記（ 1 ) 〜（ 4 ) のいずれかに記載の成形加工後の耐遅れ破壌性に優れた高強度 ^ 鋼

( 6 ) 更に、質量％で、

Β : 0. 0 0 0 2〜 0. 1 %

を含有することを特徴とする前記（ 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％で、

R EM : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 %、

C a ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 %、

Y : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 %

の 1種または 2種以上を含有することを特徴とする前記（ 1 ) 〜（ 6 ) のいずれかに記載の成形加工後の耐遅れ破壌性に優れた高強度薄鋼板。

( 8 ) 前記（ 1 ) 〜（ 7 ) 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が、熱延鋼板または冷延鋼板である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。

( 9 ) 前記（ 1 ) 〜（ 7 ) 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において、該鋼板に亜鉛めつきの表面処理を施した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。

( 1 0 ) 前記（ 8 ) または（ 9 ) に記した成形加工後の耐遅れ破壊性に優れた高強度薄鋼板において、更にフィルムラミネート処理を施した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。

( 1 1 ) 前記（ 1 ) 〜（ 7 ) のいずれかに記載の組成からなる铸片を製造し、 Ar₃ 点以上の仕上温度で熱間圧延を施し、 5 0 0〜 8 0 0 °Cで捲取り、次いで、酸洗した後、圧下率 3 0〜 8 ◦ %で冷間圧延を施し、その後、 6 0 0 °C以上 9 5 0 °C以下に均熱して再結晶焼鈍を施し、次いで、調質圧延を施すことを特徴とする成形加工後の耐遅れ破壌性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。

( 1 2 ) 前記 ( 1 1 ) に記載の成形加工後の耐遅れ破壌性に優れた高強度薄鋼板の製造方法において、焼鈍後、 2 0 0〜 7 0 0 °Cの温度域で 1分から 1 0時間保持する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の製造方法。

( 1 3 ) 前記（ 1 ) 〜（ 7 ) 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により作製されたことを特徴とする自動車用強度部品。

〔図面の簡単な説明〕

図 1 は、式（A) と遅れ破壌時間の関係を示す図である。

図 2は、式（A) と残留オーステナイトの関係を示す図である。図 3は、式（A) と M g量の関係を示す図である。

図 4は、式（A) と密度の関係を示す図である。

〔発明を実施するための最良の形態〕

焼き戻しマルテンサイト鋼において、遅れ破壌は、旧オーステナィ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低下する。

前出の特開平 1 1一 2 9 3 3 8 3号公報に開示されているように、 M gおよび T i を複合添加した厚鋼板においては、酸化物の分散形態を制御することで、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、成形加工を受けて高い残留応力が発生したり、加工端面にパリ等が残ったりすると、必然的に耐遅れ破壌性も劣化するので、これに伴う遅れ破壌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、薄鋼板における遅れ破壊特性の劣化の問題は、 M g や T i の酸化物の形態制御のみでは解決できない。また、トラップサイトの微細分散は、薄鋼板の基本特性である延性を劣化させる懸念もある。

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壌性を確保しまたは向上させるため、種々の晶出物、析出物の影響に加えて、鋼板の強度や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パリ発生があっても、耐遅れ破壊性を向上もしくは確保するための技術を見出した。すなわち、

( i ) M gを含む酸化物または硫化物と、それらと複合晶出または析出した化合物の分散形態制御、

( i i ) 鋼板のミクロ組織中の残留オーステナイト量、および、

( i i i ) 鋼板の強度、

をそれぞれ制御することで、水素のトラップサイトであ S M gの化合物または複合晶出 ·析出物を効果的に分散させ、延性、および、成形加工後の耐遅れ破壊性を両立させることができる。

そして、これを満たすための条件として、式（A ) を規定した（式（A) については、後で詳述する。）。

なお、（ i ) の M gを含む酸化物または硫化物と、それらと複合晶出または析出した化合物が、粒内（旧オーステナイト粒界等のミクロ組織の相界面を除く）にあると、遅れ破壌特性向上により有効である。

上記の（ i ) 、（ii) および（iii)を制御するには、製造条件を特定して、種々の元素の酸化物、窒化物、硫化物等の晶出物や析出物が水素のトラップサイトになり得る形態を制御することも有効でめる。

本発明においては、式（A) を満たすことで、高強度薄鋼板の耐遅れ破壊性を、成形加工後においても十分に確保できる。

これは、薄鋼板の成形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場と、トラップサイトとなる粒子の相互作用とは異なることや、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。

上記（ i ) および（ii) 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 %とした。

平均粒子径：平均粒子径は 0. Ο ΐ μ ηιから 5. Ο μ πι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、平均粒子径の下限を 0. Ο ΐ μ πι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いうえ、破壊の起点となり得るので、 5. 0 μ πιを、平均粒子径の上限とした。密度：粒子密度は 1 0 0〜： L 0 0 0 0 0個 mm² 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 1 0 0個/ mm² とした。

また、粒子密度が高密度の場合には、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、 1 0 0 0 0 0個 Zmm² を上限とした。

分布：粒子の分布については、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 Ζ (1 > 1 . 0であることは、粒子分布が広範囲にわたることを意味し、耐遅れ破壌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。それ故、 a Z dの上限を 1 . 0 とした。

ここで、 M g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、 5 0 0 0〜 1 0 0 0 0 0倍の倍率で観察を行い、最低 3 0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、複合析出または晶出物は 1個として数える。

組成分析は、 E D Xおよび E E L Sを用い、構造解析は Diffract ion pattern を解析することで行った。

各複合化合物は、 M gの他、合金添加元素（例えば T i 、 N b、 V、 C r、 M o、 R EM, C a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。

本発明は、高強度薄鋼板に関するものであるが、主に、引張強度で 7 8 0 M P a以上、板厚は 0. 5 m m〜 4. 0 mmの鋼板に関するものである。

次に、式（A) について説明する。残留オーステナイトの体積率、平均粒子径、密度、 M g量、および、引張強度が、耐遅れ破壌性の要因としてあげられることを前提にして、図 1 より、下記式（A ) を設定した。

式（A) : 1 0 0 0 ( V 7 - 0 . 1 ) — ⁵' ⁵ + ひ (M g - 4 0 ) ²

- 5 0 ( d — 0 . 2 ) ² + 1 . 1 1 n p + 7 0 0 ( T S - 6 8 0 ) -°· ⁹≥ 1 0

ここで、 o; =— 0 . 0 0 5 (Μ g ≤ 4 0 ) 、 a = - 0 . 0 0 2 (

M g > 4 0 )

V y ：残留オーステナイト体積率（％)

M g ： M g量（質量 p p m)

d ：粒径（ μ m)

p 密度（個 Zmm² )

T S 引張強度（M P a )

であり、更に、

( i ) 1 0 0 0 (V— 0 . 1 ) —⁵· ⁵≥ 1 0の時は、 0 0 0 ( V— 0 . 1 ) "⁵- ⁵ = 1 0

(ii) 2 ≤ M g ≤ 1 0 0 p p m

(iii) O . 0 1 ≤ d ≤ 5 . 0 / m、 ( d - 0 2 ) ≤ 0 . 2 の時は、（ d _ 0 . 2 ) ² = 0 . 2

(iv) 1 0 0 ≤ p ≤ 1 0 0 0 0 0個ノ m m²

( v ) 7 8 0 M P a ≤ T S

である。

式（A) の左辺を関数 f (ν _γ 、 M g 、 d、 p T S ) とおくと、 f ( V , M g、 d 、 p、 T S ) の値が 1 0以上で著しく耐遅れ破壊性が向上する。さらに、各変数の耐遅れ破壊性に対する影響を図 2〜 4に示す。図中の〇は耐遅れ破壊性が良好であることを示し、 Xは不良であることを示す。

図 2は、 f (V y ) と残留オーステナイト体積率 V の相関を示す図である。前提条件は、 M g ： 3 0 p p m、平均粒子径： 0. 4 μ m, 密度： 1 5 0 0個 Zmm² 、引張強度： 1 4 8 0 MP aである。

V γが高いと耐遅れ破壊性が劣化するが、 f (V y ) 値が高い発明鋼は、 V 0 が 7 %以下で良好な耐遅れ破壌性を示す。

また、が 7 %以下でも、 Xの比較鋼は、 M g、粒径、密度が本発明で限定する範囲外のため、 f ( V 7 ) く 1 0 となり、耐遅れ破壊性が悪化したものである。

図 3は、 f (M g ) と M g添加量の相関を示す図である。前提条件は、残留オーステナイトの体積率： 3. 0 %、平均粒子径： 0. 4 μ m, 密度： 1 5 0 0個/ mm² 、引張強度： 1 4 8 0 MP &でめる。

M gが 2 0〜 7 0 p p mのところに、特に、耐遅れ破壌性が良好な領域がある。また、 M gが l O O p p m以下で Xのものは、残留オーステナイト、粒径、および、密度が本発明で限定する範囲外のため、 ί (M g ) く 1 0 となり、耐遅れ破壊性が悪化したものである。

図 4は、 f ( _P ) と晶出物および析出物の密度の相関を示す図である。前提条件は、残留オーステナイトの体積率： 3. 0 %、 M g ： 3 0 p p m、引張強度： 1 3 8 0 MP aである。密度が低いと耐遅れ破壌性が悪いと言える。

また、密度 p力本発明で限定する範囲内ではあるが Xのものは、残留オーステナイト、 M g、および、粒径が本発明で限定する範囲外のため、 f ( p ) く 1 0 となり、耐遅れ破壌性が悪化したものである。

以上により、上記要件が式（Α) を満たせば耐遅れ破壌性に優れるとした。

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、マルテンサイトゃ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る。 7 8 O MP a以上の強度を得るためには、 0. 0 5 %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て、水素脆性を生じ易くする。従って、上限を 0. 3 %とした。

S i 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になるため、 3. 0 %を上限とする。

なお、添加量が多いとめつき性が劣化するので、めっき性の向上を図るには、 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. 0 1 %未満ではこの効果が得られないので、下限を 0. 0 1 %とした。逆に、添加量が多いと、 P、 S との共偏析が助長されるだけでなく、加工性が劣化する場合があるので、 3. 0 %を上限とする。

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、極端に低減することは、製造コスト上好ましくない。また、 Pは、耐食性を劣化させる元素であるので、上限を 0. 0 2 %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、極端に低減することは、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、低い方が望ましいので、上限を 0 . 0 2 %とする。

A 1 は、脱酸のため 0 . 0 1 %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、加工性が劣化するし、また、溶接性も劣化するので、 3 . 0 %を上限とする。なお、 0 . 2 %以上の添加は、残留オーステナイトの生成を抑制する効果があり、望ましい。

Nは、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よい。 0 . 0 1 %を越えると加工性が劣化するので、 0 . 0 1 %を上限とする。

M gは、 M g 自身の化合物が耐遅れ破壊性向上に効果的なだけでなく、他元素との複合析出物または複合晶出物を生成させ、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のに必要な元素であることから、 0 . 0 0 0 2 %以上添加する。

しかし、 0 . 0 1 %超では、粗大酸化物および硫化物を生成して、形態制御に効果的でなくなるうえ、薄鋼板の基本的要求特性である成形加工性を低下させるので、上限を 0 . 0 1 %とした。

次に、 V、 T i 、 N b、 Z r は強炭化物生成元素であり、析出物や介在物を生成して、強度および耐遅れ破壊性を改善するのに必要な元素である。

更に、 Vは、鋼板の強度上昇および粒径の微細化に有効な元素である。

しかし、 0 . 0 0 5 %未満ではこの効果が得られないので、下限を 0 . 0 0 5 %とした。逆に、 1 %超含有すると炭窒化物の析出が顕著になり、延性低下が著しい。このため上限を 1 %とした。更に、 T i は、鋼板の強度上昇および粒径の微細化に有効な元素である。しかし、 0 . 0 0 2 %未満では析出物の個数が低下するので、下限を 0 . 0 0 2 %とした。逆に、 1 %超では粗大析出または晶出物が生成して、加工性および耐遅れ破壌性が低下する。このため、上限を 1 %とした。

更に、 N bは、鋼板の強度上昇および細粒化に有効な元素である。しかし、 0 . 0 0 2 %未満ではこれらの効果が得られないので、下限を 0 . 0 0 2 %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が低下するので、上限を 1 %とした。

更に、 Z r は、鋼板の強度上昇および細粒化に有効な元素である。しかし、 0 . 0 0 2 %未満では析出物の個数が低下するので、下限を 0 . 0 0 2 %とした。逆に、 1 %超では粗大析出物または晶出物が生成して、加工性および耐遅れ破壌性が低下する。このため、上限を 1 %とした。

次に、 C r 、 M o、 Wは、炭化物形成元素および焼戻軟化抵抗元素であり、強度および耐遅れ破壌性を改善するのに必要な元素である。

更に、 C r は、鋼板の強度上昇に有効な元素である。しかし、 0 . 0 0 5 %未満ではこれらの効果が得られないので、下限を 0 . 0 0 5 %とした。逆に、 5 %超含有すると加工性低下が生じるので、上限を 5 %とした。

更に、 M o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の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を奏する元素である。しかし、 0 . 0 0 5 %未満ではこれらの効果が得られないので、下限を 0 . 0 0 5 %とした。また、 5 %超ではこれらの効果が飽和するので、上限を 5 %とした。

更に、 Wは、鋼板の強度上昇に有効な元素である。しかし、 0. 0 0 5 %未満ではこの効果が得られないので、下限を 0. 0 0 5 % とした。逆に、 5 %超含有すると加工性低下が生じるので、上限を 5 %とした。

次に、 C uは、強化に有効であるうえ、 C u 自身の微細析出が遅れ破壊の向上にも寄与するので、 0. 0 0 5 %以上の添加とした。一方、過剰添加は、加工性の劣化を招くので、上限を 2. 0 %とした。

次に、 N i 、 C oは、焼入れ性を高める強化元素である。

更に、 N i は、 N i硫化物を形成して水素侵入を抑制し遅れ破壌特性を向上させる効果や、鋼板の焼入れ性を高めて鋼板の強度を確保する効果を奏する元素である。

しかし、 0. 0 0 5 %未満ではこれらの効果が得られないので、下限を 0. 0 0 5 %とした。逆に、 2 %超では加工性が悪くなるので、上限を 2 %とした。 '

更に、 C oは、強化に有効であるため、 0. 0 0 5 %以上の添加とした。また、過剰添加は加工性の劣化を招くので、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. 0 0 0 2 %未満では、この効果が得られないので、下限を 0. 0 0 0 2 %とした。逆に、 0. 1 %超含有すると熱間加工性が劣化するので、上限を 0. 1.%とした。

次に、 R EM、 C a、 Yは、介在物の形態制御に有効で、耐遅れ破壌性に寄与するので、 0. 0 0 0 5 %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ので、 0. 0 1 %以下の添加とした。次に、製造方法について説明する。

まず、規定した成分を有する铸片を熱間圧延する。この際、フエ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

、 A r ₃以上で仕上圧延を実施する。

仕上圧延温度が高温すぎると、焼鈍後の再結晶粒径および M gの複合析出物または晶出物が必要以上に粗大化するので、仕上圧延温度は、 9 4 0 °C以下が望ましい。

卷き取り温度については、高温程、再結晶や粒成長が促進され、加工性の向上が期待できるが、熱間圧延時に発生するスケール生成も促進されて、酸洗性が低下するので、 8 0 0 °C以下とする。

一方、卷き取り温度が低温になりすぎると鋼板が硬化して、冷間圧延時での負荷が高くなる。このため、巻き取り温度は、 5 0 0 °C 以上とする。

酸洗後の冷間圧延においては、圧下率が低いと鋼板の形状矯正が難しくなるので圧下率の下限を 3 0 %とする。また、 8 0 %を超える圧下率で圧延すると、鋼板のエッジ部に割れが発生したり、形状の乱れが発生するので、上限を 8 0 %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鋼組織が硬質化し、逆に高すぎると、結晶粒が粗大化しプレス時に肌荒れを起こす場合があるので、 6 0 0 °C以上 9 5 0 °C以下とする。焼鈍は、連続焼鈍設備または箱焼鈍設備を用いて行う。

また、必要に応じて、焼鈍後、 2 0 0〜 7 0 0 °Cの温度域で 1分から 1 0時間保持して、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、 C r 、 M o、 W含有の炭窒化物）を析出させる。

これら析出物が、新たな水素のトラップサイトとして働き、耐遅れ破壊性がより向上する。温度時間条件が、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、上記温度範囲とした。前記の铸片は、铸造速度が早いと M g化合物が過度に微細化し、铸造速度が遅いと M g化合物が粗大化し、かつ、粒子数も少なくなり、 M g化合物の遅れ破壊制御が、十分にその効果を発揮できない場合が有る。

铸片の錶造速度としては、 0 . 0 5〜 2 0 . O m Z分が望ましい。更に、 M g化合物の遅れ破壌性向上効果を安定的に利用するには、 1 . 0〜 3 . O m Z分が好ましい。

なお、本発明の鋼板は、熱延鋼板、冷延鋼板、めっき鋼板のいずれでもかまわない。更に、めっきは、通常の亜鉛めつき、アルミめつき等のいずれでもかまわない。めっきは、溶融めつきまたは電気めっきのいずれでもよく、更に、めっき後に、合金化熱処理を施してもかまわないし、複層めっきでもかまわない。

また、めっきを施さない鋼板の上や、めっき鋼板の上にフィルムラミネート処理を施した鋼板も、本発明の範囲を逸脱するものではなレ、。

更に、本発明の高強度薄鋼板（例えば 7 8 0 M P a以上の鋼板）を形成加工した自動車用強度部品（例えばバンパーやドアインパクトビーム等の補強部材）においても、優れた材質特性（強度、剛性等）が維持され、かつ、衝撃吸収性ゃ耐遅れ破壊性も良好であった実施例

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、連続铸造でスラブとした。符号 A〜 J が本発明に従った成分の鋼で、符号 K〜Mは成分が、本発明の範囲を逸脱するものである。これらの鋼を、加熱炉中で 1 1 6 0〜 1 2 5 0 °Cの温度で加熱し、 8 7 0〜 9 0 0 °Cの仕上げ温度で熱間圧延を行い、 6 5 0〜 7 5 0 °Cにて卷き取った。

これに続いて、符号 H以外は、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 %の調質圧延を施して冷延鋼板とした。

また、符号 I、 J は、目付量が片面 5 0 gZrn² の合金化溶融亜鉛めつき鋼板とし、 J については、更に、フィルムラミネート処理を施した。表 2に、鋼板の製造方法と材質特性を示す。

表 3に、鋼板の耐遅れ破壊性に係る評価を示す。評価方法は、 8 0 mm X 3 0 m mの短冊試験を曲げ加工し、表面に耐水性の歪みゲージを装着した後、 0. 5 m o 1 Z 1 の硫酸中に漬け、電流によつて電解して、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、 5 mm、 1 0 mm、 1 5 mmとし、与える応力は、それぞれ、 6 0 MP a と 9 0 M P a とした。

表 2および表 3に示すように、本発明例である符号 1 、 2、 3、 5、 7〜 1 2では、自動車の補強部品に適用するのに充分な引張強度と延性を示しており、割れ発生までの時間も長く、耐遅れ破壌性に優れている。

これらに対して、比較例である符号 4、 6、 1 3〜 1 5では、成分、焼鈍温度のいずれかが、本発明で限定する範囲から逸脱している。

符号 4、 6は、式（A) の値が本発明の範囲から逸脱しており、 . 割れ発生までの時間が短い。符号 1 3〜 1 5は、本発明の成分範囲を逸脱しており、水素のトラップサイトとなる晶出物や析出物の個数が少ないか、反対に、水素をトラップしすぎるために割れ発生までの時間が短くなり、本発明で得られる耐遅れ破壊性との差は明らかである。

表 1 分類 C S i Mn P S Al N Mg T i Nb V

A 発明鋼 0. 15 0. 50 2. 50 0. 016 0. 006 0， 035 0. 006 0. 0042

Β 発明鋼 0. 12 0. 62 2. 60 0. 017 0. 006 0. 032 0. 005 0. 0038 0. 050

C 発明鋼 0. 15 0. 50 2. 90 0. 015 0. 004 0. 035 0. 004 0. 0039 0. 050

D 発明鋼 0. 14 0. 44 2. 60 0. 015 0. 005 0. 034 0. 006 0. 0052 0. 100 0. 042

E 発明鋼 0. 15 0. 50 2. 60 0， 007 0. 002 0. 030 0. 003 0. 0028 0， 050 0. 012

C

F 発明鋼 0. 16 丄. 03 2. 30 0. 011 0. 001 0. 054 0. 004 0， 0055 0. 054

G 発明鋼 0. 16 1. 52 2. 33 0. 012 0. 003 0. 325 0. 005 0. 0033 0. 131

ロ「

H 発明ロ鋼 0. 21 0， 52 丄. 51 0. 011 0. 002 0. 312 , 0. 004 0. 0032 0. 011

1

丄免 ^鋼 U . lb Z o. 101 U . UUo ϋ. 003 0. 7 l 0. UU1 ϋ . UU48 0. 055 0. 051 0. 051

J 発明鋼 0. 15 0. 01 2. 55 0. 009 0. 003 l . 2l l 0. 003 0. 0054 0. 088 0. 041

K 比較鋼 0. 15 0. 50 2. 50 0. 016 0. 006 0. 035 0. 006 0. 051

L 比較鋼 0. 12 0. 48 2. 33 0. 015 0. 005 0. 035 0. 005 0. 0012 1. 311

M 比較鋼 0. 18 0. 52 2. 10 0. 011 0. 003 0. 035 0. 002 0. 008

表 1 (続き）

板厚

Cr Mo W Cu Ni Co B REM Ca Y ロロ f

(. mm; \

A 、ノ八

1. 2 冷延鋼板

B 1. 4 冷延鋼板 c 、/八

0. 300 1. 2 冷延鋼板

D 、/八

0. 01 0. 01 1. 0 冷延鋼板 , (J. ΌΖ U. Ul U. U 0. 8 冷延鋼板

CO

r Ul U. 01 U. 0005广

丄. 6 冷延鋼板し U. Ubl U. 11 u. uuy U. UUU5 0， 0016 1. 4 冷延鋼板

H 3. 4 熱延鋼板

I ϋ. zoo 1. ffifnめつさ鋼板

J 0. 02 0. 286 0. 013 0. 02 0. 0012 0. 0022 1. 8 亜鉛めつき鋼板

K 1. 2 冷延鋼板

L 2. 12 0. 012 1. 4 冷延鋼板

M 0. 0011 0. 0015 1. 6 冷延鋼板

表 2

3 鋼製造条件引張特性番号番号分類鐃造谏 t度. カロ執温度仕上温度捲 ΒΫ溫度焼 iff 度 τς F T

( rn メ m i n ( °C ) ( °C ) ( °C ) ( °C ) (MPa) ( o/₀ )

1 A 発明例 1. 5 1180 880 650 850 1410 8

2 B 発明例 1. 4 1190 870 700 820 1160 12

3 c 発明例 2. 1 1240 880 650 820 1380 8

4 比較例 1. 7 1190 880 550 550 1610 2

5 D 発明例 1. 5 1230 900 600 840 1360 9 t 0

CO 6 比較例 1. 6 1210 870 550 97 1310 10

7 E 発明例 1. 3 1200 880 600 820 1410 8

8 F 発明例 1 5 1150 700 830 1480 s g G ¾明例 1. 8 1160 880 600 800 1420 7

10 H 発明例 1. 7 1230 900 550 1400 8

11 I 発明例 1. 6 1200 900 650 810 1390 8

12 J 発明例 1. 5 1220 880 600 820 1530 8

13 K 比較例 1. 7 1180 890 600 840 1410 8

14 L 比較例 1. 8 1190 890 600 850 1390 4

15 M 比較例 1. 2 1220 890 600 830 1470 8

表 3

割れ発生までの時間（min)

一

分類残留 0/率径式（A) 曲げ半径 15mm 曲げ半径 10mm 曲げ半径 5 mm 号 (%) ( μ m) (個 Zmm²) 応力 60 応力 90 応力 60 応力 90 応力 60 応力 90 kgf/ mm^ kgf/ mm kgf/ mm² kgf / mm² kgf/ mm² kgf/ mm² 上明例 2. b 0.2 1000 15.92 〇〇〇〇〇〇

2 §明例 3.7 0.18 1550 11.62 〇〇〇〇〇〇

3 明例 4.2 0.12 2500 10.63 〇〇〇〇〇〇

4 比車父例 3.0 0.45 1000 8.82 〇 X 〇 X X X

「

5 発明例 2.7 1 0U0 17. 4 〇〇〇〇〇〇

0 比較例 3.3 0.12 300 9.45 X X X X X X

7 明例 3.1 0.2 1600 11.63 〇〇〇〇〇〇

8 明例 2.7 0.18 3400 15.61 ο ο リ u U

y 先 ^ ί! ム、 (J. Ib o4UL) 丄. L6 〇〇〇〇〇〇

10 発明例 2.8 0.14 2600 14.46 〇〇〇〇〇〇

11 発明例 3.1 0.13 2200 12.11 〇〇〇〇〇〇

12 発明例 2.4 0.12 1200 19.02 〇〇〇〇〇〇

13 比較例 2.5 0.19 1000 9.55 〇 X X X X X

14 比較例 4.2 0.2 1200 6.21 X X X X X X

15 比較例 3.2 0.2 1000 3.31 X X X X X X

〔産業上の利用可能性〕

以上説明した通り、本発明による高強度薄鋼板では、水素のトラップサイトである M g化合物または複合晶出 · 析出物を効果的に分散させ、延性、および、成形加工後の耐遅れ破壌性を両立させることができる。

本発明の高強度薄鋼板を形成加工した自動車用強度部品（例えばパンパ一やドアインパクトビーム等の補強部材）においても、優れた材質特性が維持され、かつ、衝撃吸収性ゃ耐遅れ破壊性も良好でめった。

Claims

求の範囲

1. 質量％で、

C ： 0 . 0 5 〜 0 . 3 %、

S i ： 3 . 0 %以下、

M n ： 0 . 0 1〜 3 . 0 %、

P ： 0 . 0 2 %以下、

S ： 0 . 0 2 %以下、

A 1 ： 0 . 0 1 〜 3 . 0 %、

N ： 0 . 0 1 %以下、

M g : 0 . 0 0 0 2 〜 0 . 0 1 %

を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、さらに、鋼板組織中の残留オーステナイトの体積率が 7 %以下であり、 M gの酸化物、硫化物、複合晶出物および複合析出物のいずれか 1 種以上が、

平均粒子径 d : 0 . 0 1〜 5 . 0 ju m

密度 J ： 1平方 m mあたり 1 0 0〜 1 0 0 0 0 0個、および、分布：平均粒子径からの標準偏差 σ と平均粒子経 dの比 ≤

1 . 0

を満たし、かつ、

残留オーステナイトの体積率 V γ (% ) と引張強度 T S (M P a ) 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式（A) : 1 0 0 0 ( V y - 0 . 1 ) "⁵· ⁵ + α (M g - 4 0 ) ²

- 5 0 ( d — 0 . 2 ) ² + l . l l n p + 7 0 0 ( T S — 6 8 0 ) "°· ⁹≥ 1 0 で、 0； =— 0. 0 0 5 (M g≤ 4 0 ) 、 a ： — 0. 0 0 2 ( M g > 4 0 )

V y ：残留オーステナイト体積率（％)

M g M g量（質量 p P m)

d 粒径（ μ m)

P 密度（個/ mm² )

T S 引張強度（MP a )

であり、更に、

( i ) 1 0 0 0 ( V - 0. 1 ) - 5. 5 0の時は、 1 0 0 0 ( V - 0. 1 ) "⁵· ⁵ = 1 0

(ii) 2≤M g≤ 1 0 0 p p m

(iii) O . 0 1 ≤ d≤ 5. 0 μ m, ( d - 0 2 ) ≤ 0. 2 の時は、（ d _ 0. 2 ) ² = 0. 2

(iv) 1 0 0≤ p ≤ 1 0 0 0 0 0個/ mm²

( v ) 7 8 0 MP a≤ T S

である。

2. 更に質量％で、

V ： 0 0 0 5〜 1 %、

T i ： 0 0 0 2〜 1 %、

N b ： 0 0 0 2〜 1 %、

Z r ： 0 0 0 2〜： 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の範囲 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％で、

C r : 0. 0 0 5〜 5 %、

M 0 ： 0. 0 0 5〜 5 %、

W ： 0. 0 0 5〜 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の範囲 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％で、

C u ： 0. 0 0 5〜 2. 0 %

を含有することを特徴とする請求の範囲 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％で、

N i : 0. 0 0 5〜 2. 0 %、

C o ： 0. 0 0 5〜 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の範囲 1〜 4のいずれかに記載の成形加工後の耐遅れ破壌性に優れた高強度薄。

6. 更に、質量％で、

B : 0 , 0 0 0 2〜 0. 1 %

を含有することを特徴とする請求の範囲 1〜 5のいずれかに記載の成形加工後の耐遅れ破壌性に優れた高強度薄鋼板。

7. 更に、質量％で、

R EM : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 %、

C a : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 %、

Y : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 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の範囲 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。

8. 請求の範囲 1〜 7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が、熱延鋼板または冷延鋼板であることを特徴とする成形加工後の耐遅れ破壌性に優れた高強度薄鋼板。

9. 請求の範囲 1〜 7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において、該鋼板に亜鉛めつきの表面処理を施したことを特徴とする成形加工後の耐遅れ破壌性に優れた高強度薄鋼板

1 0 . 請求の範囲 8または 9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において、更にフィルムラミネート処理を施したことを特徴とする成形加工後の耐遅れ破壤性に優れた高強度薄鋼板。

1 1 . 請求の範囲 1〜 7のいずれかに記載の組成からなる铸片を铸造し、 A r₃ 点以上の仕上温度で熱間圧延を施し、 5 0 0〜 8 0 0 °Cで捲取り、次いで、酸洗した後、圧下率 3 0〜 8 0 %で冷間圧延を施し、その後、 6 0 0 °C以上 9 5 0 °C以下に均熱して再結晶焼鈍を施し、次いで、調質圧延を施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の製造方法。

1 2 . 請求の範囲 1 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の製造方法において、焼鈍後、 2 0 0〜 7 0 0 °Cの温度域で 1分から 1 0時間保持する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の製造方法。

1 3 . 請求の範囲 1〜 7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により作製されたことを特徴とする自動車用強度部 o