(57)【要約】【課題】  引張強度が９８０ＭＰａ以上で、高い加工性及び成形性を有し、さらに水素脆化起因による遅れ破壊特性を改善した鋼板、及びそれを使用した自動車用部材とその製造方法を提供することを目的とする。【解決手段】  質量％で、Ｃ：０．０１〜０．４０％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．０１〜３．５％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５〜４％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織がマルテンサイトを面積率で最大の相とし、引張強度が９８０ＭＰａ以上であり、旧オーステナイト組織が粒径３〜５０μｍのマルテンサイト組織又はベイナイト組織からなることを特徴とする耐水素脆化特性に優れたホットプレス用鋼板。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．４０％、
Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：０．０１〜３．５％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．０５％以下、
Ａｌ：０．００５〜４％
Ｎ：０．０１％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織がマルテンサイトを面積率で最大の相とし、引張強度が９８０ＭＰａ以上であり、旧オーステナイト組織が粒径３〜５０μｍのマルテンサイト組織又はベイナイト組織からなることを特徴とする耐水素脆化特性に優れたホットプレス用鋼板。
【請求項２】
さらに、鋼中に質量％で、
Ｗ：０．００５〜５％
を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐水素脆化特性に優れたホットプレス用鋼板。
【請求項３】
さらに、鋼中に質量％で、
Ｃｕ：０．００５〜５％
Ｎｉ:０．００５〜５％
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または請求項２に記載の耐水素脆化特性に優れたホットプレス用鋼板。
【請求項４】
さらに、鋼中に質量％で、
Ｂ：０．０００２〜０．１％
を含有することを特徴とすることを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の耐水素脆化特性に優れたホットプレス用鋼板。
【請求項５】
さらに、鋼中に質量％で、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、
Ｙ：０．０００５〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
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の何れか１項に記載の耐水素脆化特性に優れたホットプレス用鋼板。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれか１項に記載の組成からなる鋼板の表面に、Ａｌを主体とする金属皮膜を有することを特徴とする耐水素脆化特性に優れたホットプレス用鋼板。
【請求項７】
鋼組織が面積率で６０％以上のマルテンサイト組織を有する請求項１〜６の何れか１項に記載の鋼板を使用したことを特徴とする耐水素脆化特性に優れた自動車用部材。
【請求項８】
請求項７に記載の自動車用部材を１５０〜７００℃の温度範囲で１〜１０００分熱処理することを特徴とする耐水素脆化特性に優れた自動車用部材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車の足回り・衝突安全用補強部材等の高強度を要求される部品を製造するための鋼素材、及びそれを使用した自動車部品を提供するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境問題を発端とした自動車の低燃費化に対する要求、および衝突安全性向上の観点から、自動車用鋼板に対する高強度化の要望が強い。しかし、一般に高強度化は加工性、成形性の低下、さらに製品製造時および使用時の水素の侵入による水素脆化起因の遅れ破壊が懸念され、高強度、高成形性、耐水素脆化特性を備える鋼板が要望されている。高強度かつ高成型性に対する一つの回答としては、残留オーステナイトのマルテンサイト変態を利用したＴＲＩＰ（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼があり、近年用途が拡大しつつある。
【０００３】
しかしこの鋼により、成形性の優れた１０００ＭＰａ級の高強度鋼板を製造することは可能であるが、更に高強度、例えば１５００ＭＰａというような超高強度鋼で成形性を確保することは困難である上、ＴＲＩＰ鋼の加工では、部材加工時に残留オーステナイトがマルテンサイトに変態することによる遅れ破壊特性の劣化が懸念される。そこで、高強度、高成形性、及び耐水脆化特性を備えた部材の製造法として最近注目を浴びているのがホットプレスである。これは鋼板を８００℃以上の高温に加熱した状態で成形することにより、高強度鋼板の成形性の問題を無くし、成型後の冷却により所望の材質を得るというものである。
【０００４】
しかし、大気中での加熱を伴うため、表面に酸化物が生成してこれを後工程で除去する必要がある。これを改善したものが特開２０００−３８６４０号公報（特許文献１）に開示された発明であり、０．１５〜０．５％の炭素を含有する鋼板にアルミめっきして加熱時の酸化抑制を図っている。これにより、高温に加熱時の表面酸化を低減することは可能となった。しかし、ホットプレスにより製造した部材は、９８０ＭＰａを超える強度を得るために、高温から成型と同時に焼き入れを行うため、ミクロ組織は６０％以上の体積率のマルテンサイト相を有する。このため、特に強度の高い９８０ＭＰａを超える部材では水素脆化起因による遅れ破壊が懸念される。
【０００５】
【特許文献１】特開２０００−３８６４０号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
この発明は引張強度が９８０ＭＰａ以上で、高い加工性及び成形性を有し、さらに水素脆化起因による遅れ破壊特性を改善した鋼板、及びそれを使用した自動車用部材とその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者らは、上記のような課題を克服するために、鋼材ままもしくはアルミめっき鋼板をホットプレスにより加工した時の、耐水素脆化特性への影響因子を詳細に検討した結果、次の知見を得た。即ち、鋼材成分および製造条件の最適化により、鋼材の耐水素脆化特性が大幅に向上すること。また、この成型後の自動車用部材を１５０〜７００℃の温度範囲で１〜１０００分熱処理する事で、さらに耐水素脆化特性が向上することを見出した。詳細は以下の通りである。
【０００８】
本発明者等は、種々検討を行った結果、引張強度が９８０ＭＰａ以上の領域で、耐水素脆化を向上する手法として、ミクロ組織および成分範囲を限定することで、９８０ＭＰａ以上の強度を保ちつつホットプレスによる成型後の耐水素脆化特性の向上を図ることが可能なことを見出した。
本発明は、上記知見に基づいて完成されたもので、その要旨とするところは以下の通りである。
【０００９】
（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．４０％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．０１〜３．５％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５〜４％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織がマルテンサイトを面積率で最大の相とし、引張強度が９８０ＭＰａ以上であり、旧オーステナイト組織が粒径３〜５０μｍのマルテンサイト組織又はベイナイト組織からなることを特徴とする耐水素脆化特性に優れたホットプレス用鋼板。
【００１０】
（２）さらに、鋼中に質量％で、Ｗ：０．００５〜５％を含有することを特徴とする前記（１）に記載の耐水素脆化特性に優れたホットプレス用鋼板。
（３）さらに、鋼中に質量％で、Ｃｕ：０．００５〜５％、Ｎｉ：０．００５〜５％の１種または２種を含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載の耐水素脆化特性に優れたホットプレス用鋼板。
【００１１】
（４）さらに、鋼中に質量％で、Ｂ：０．０００２〜０．１％を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）の何れか１項に記載の耐水素脆化特性に優れたホットプレス用鋼板。
（５）さらに、鋼中に質量％で、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、Ｙ：０．０００５〜０．０１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％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）の何れか１項に記載の耐水素脆化特性に優れたホットプレス用鋼板。
【００１２】
（６）前記（１）〜（５）のいずれかに記載の組成からなる薄鋼板の表面に、Ａｌを主体とする金属皮膜を有することを特徴とする耐水素脆化特性に優れたホットプレス用鋼板。（７）鋼組織が面積率で６０％以上のマルテンサイト組織を有する前記（１）〜（６）の何れか１項に記載の鋼板を使用することを特徴とする耐水素脆化特性に優れた自動車用部材。
【００１３】
（８）前記（７）に記載の自動車用部材を１５０〜７００℃の温度範囲で１〜１０００分熱処理することを特徴とする耐水素脆化特性に優れた自動車用部材の製造方法。
ここで、Ａｌを主体とする金属皮膜とは、質量％で、Ｓｉ：１〜１５％、Ｍｇ：０．５〜１０％を含有するＡｌ系めっきを施す。めっきにはＺｎを１〜６０％の範囲内で添加してもよい。
【発明の効果】
【００１４】
本発明により、高温でのホットプレス時の課題であった部材成型後の耐遅れ破壊特性を改善し、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、加工後の耐遅れ破壊性を向上させた鋼板及び自動車部材を得ることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
焼き戻しマルテンサイト鋼など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、通常種々の元素を添加する事により高温過熱時のオーステナイト粒径の粗大化を抑制し、鋼材の耐水素脆化特性を向上させる事が方策として考えられるが、本発明では熱間圧延前のスラブ再加熱条件と熱間圧延条件を最適化する事で、オーステナイト粒径の細粒化を図り耐水素脆化特性の向上を行った。さらに、ホットプレスによる成型後の部材を、１５０〜７００℃の温度範囲で１〜１０００分熱処理する事により、鋼材中の拡散性水素を抜くことが可能であり、これにより部材の初期拡散性水素濃度を減少させる事を知見した。
【００１６】
通常、薄鋼板冷延材では使用に際しプレスによる成型が施される事から、その部材は成型後に高い残留応力を有し、遅れ破壊特性に対しては不利に働くと考えられる。また、鋼材の高強度化に伴い成型後のスプリングバック量が大きくなり、所定の部材形状を得ることは困難になる。そこで、本発明者らは加工性の向上、及び成型後のスプリングバック量を低減するためにホットプレスによる成型を行い、さらに、鋼材成分及び熱間加熱前のスラブ再加熱条件と熱間圧延条件を最適化し、さらに成型後の熱処理を工夫することにより耐水素脆化特性を向上させる事に成功した。
【００１７】
すなわち、
（１）熱間圧延前のスラブ再加熱条件と熱間圧延条件の最適化によるオーステナイト粒径の細粒化。
（２）ホットプレス法の採用による成型時の残留応力の低減。
（３）ホットプレス成形後の熱処理による脱水素処理。
これらを制御することで、耐水素脆化特性に有効な鋼材の靱性向上、残留応力の低減、および脱水素処理による初期拡散性水素濃度の低減が可能となり、部材成型後の耐水素脆化特性を向上させることができる。このためには、鋼材成分、および熱間圧延前のスラブ再加熱条件、熱間圧延の条件を制御する事が重要である。
【００１８】
次にミクロ組織について説明する。
面積率最大の相をマルテンサイトとする理由は、９８０ＭＰａ以上、好ましくは１２００ＭＰａ以上、さらに好ましくは１５００ＭＰａ以上の引張強度を得るためであり、そのためには、硬質相であるマルテンサイトを面積率で６０％以上、好ましくは８０％以上、さらに好ましくは９５％以上１００％以下の量を素地とすることが好ましい。ただし、ここで言う面積率１００％とは、当然鋼材中には不可避的不純物や介在物が存在し、厳密には１００％とならないが、光学顕微鏡での観察ではこれらの不可避的不純物や介在物が認識できないレベルの大きさで存在することから、１００％であるとした。
【００１９】
以下に本発明を更に詳細に説明する。
まず、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ベイ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、９８０ＭＰａ以上の強度を得るためには、質量％で（以下同じ）０．０１％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なる。従って、上限を０．４％とした。
【００２０】
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、２．０％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、２．０％を上限とする。下限は特に定めないが、極低化は製造コストの高騰を招くことから、０．００５％以上の添加とすることが望ましい。
【００２１】
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３．５％以下、好ましくは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、極低化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０．１％とする。
【００２２】
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、極低化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０．０５％とする。
Ａｌは、脱酸のために０．００５％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、加工性が劣化するため４．０％を上限とする。
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良い。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。
【００２３】
Ｗは、鋼板の強度上昇に有効である上、Ｗを含有する析出物および晶出物は水素トラップサイトとなるため非常に重要な元素である。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。
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５．０％とした。
【００２４】
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効果や、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、５％超では加工性が悪くなるため、上限値を５％とした。
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。
【００２５】
Ｍｇ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、または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、０．０００５％以上とした。しかし、０．０１％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上、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０．０１％とした。
【００２６】
ＲＥＭ、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。ここでＲＥＭはＲａｒｅ  Ｅａｒｔｈ  Ｍｅｔａｌの略でＬａから始まるランタノイド系元素の総称である。
【００２７】
次に、旧オーステナイト粒径について述べる。鋼板の旧オーステナイト組織の粒径は、ピクリン酸アルコール溶液を用いて、旧オーステナイト粒界を出現させ、顕微鏡と画像処理装置を用いて旧オーステナイト粒の平均粒径を測定したものと定義する。
旧オーステナイト粒径の範囲を３〜５０μｍとした理由は、５０μｍ超の粒径では旧オーステナイト粒径微細化による耐水素脆化特性向上への寄与が小さい事から上限を５０μｍとし、下限を３μｍとした理由は、ホットプレス法による自動車部材製造時の７００〜１０００℃の加熱において、旧オーステナイト粒径を３μｍ未満とする事が製造上困難であるからである。
【００２８】
次に、本発明の鋼板の製造方法について述べる。ここで、製造方法は一般に行われている熱延鋼板、冷延鋼板、Ａｌメッキ鋼板の製造設備で構わない。旧オーステナイト粒径の微細化には、鋼板製造中の熱間圧延前のスラブ再加熱条件、および熱間圧延条件の制御が重要となる。
所定の成分に調整されたスラブを直接もしくは一旦冷却した後再加熱して熱間圧延を行う。この再加熱における加熱温度の制御が重要であり、１０５０℃以上１２００℃未満とする事が望ましい。これは再加熱温度が高温になるとオーステナイト粒径が粗大化する事や、厚い酸化スケールが形成されるからであり、上限値を１２００℃とした。一方、低温加熱では圧延抵抗が高くなってしまうため、下限値を１０５０℃とした。
【００２９】
次に、熱間圧延の条件について述べる。細粒化にはオーステナイト温度領域での加工歪の蓄積が重要であり、熱間圧延最終２スタンドにおいてオーステナイト領域で大圧下後、フェライト域まで急冷する事で細かい再結晶オーステナイト粒が得られる。この制御を行うためには、最終２スタンドにおいて鋼板の温度がＡｒ3 点以上Ａｒ3 点＋１００℃の範囲で、かつ圧下率が２５％以上である必要がある。温度の下限値をＡｒ3 点としたのは、この温度未満ではオーステナイトからフェライトが析出し、オーステナイトの細粒化に十分な効力が得られない事から、下限値をＡｒ3 点とした。また上限値をＡｒ3 点＋１００℃とした理由は、熱間圧延時の温度が高温であるとオーステナイト粒の再結晶および粗大化を促進し、十分な細粒化効果が得られないからである。
【００３０】
また、この最終２スタンドにおける熱間圧延圧下率は、２５％以上７０％未満とする。下限値を２５％とした理由は、２５％未満の圧下率ではオーステナイト中に十分な加工歪を蓄積できないからである。また、上限を７０％未満とした理由は、７０％以上の圧下率では製造中に鋼板が破断してしまう恐れがあるからである。望ましくは、熱間圧延前のスラブ再加熱温度を１１００℃とし、熱間圧延条件としては最終２スタンドにおいて２５％から４０％の圧下率で圧延を終了する事が望ましい。
【００３１】
熱間圧延後４００℃〜７００℃の巻取温度域まで０．１〜１０００℃／秒の冷却速度で冷却する。冷却停止温度を４００℃より低くすることは、熱延板の強度が高くなり酸洗後の冷延時の負荷が高くなるため下限を４００℃とし、冷却停止温度の上限が７００℃より高いとフェライトの析出が不十分となる恐れがありオーステナイト粒径が粗大化する可能性があるため上限を７００℃とした。
【００３２】
また、冷却速度を０．１℃／秒より遅くすることは、冷却時間に膨大な時間を要し操業上困難であることから冷却速度の下限を０．１℃／秒とした。同様に冷却速度が１０００℃／秒を超えることも操業上困難なため、これを上限とした。熱間圧延後の冷却は、オーステナイト粒径の粗大化を避けるため、２０℃／秒以上の冷却速度で５５０℃程度に冷却する事が好ましい。
【００３３】
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％とすることが好ましい。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％とすることが好ましい。
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十分な耐水素脆化特性の向上が望めない事から、６００℃以上９５０℃以下とすることが望ましい。中でも８００〜８５０℃で焼鈍する事が最も望ましい。
【００３４】
焼鈍後、０．１〜１０００℃／秒の冷却速度で２５℃〜５００℃の温度域に冷却し、引き続いて同温度域で１秒〜１００００秒保持を行うことが好ましい。冷却速度を０．１℃／秒より遅くすることは、冷却時間に膨大な時間を要し操業上困難であることから冷却速度の下限を０．１℃／秒とした。一方、冷却速度が１０００℃／秒以上にする事は操業上困難なため、前記の範囲に規定する。また、冷却停止温度が２５℃より低くすることは操業上困難であるため下限を２５℃とし、５００℃より高いと結晶粒の粗大化を招くことから、前記の範囲に規定する。冷却停止温度での保持時間が１秒より短くすることは製造ラインの性能から困難であり、１００００秒より長くすることは製造コストから困難であることから、前記の範囲に規定する。
【００３５】
次に自動車用部材の製造方法について述べる。
熱間プレス成型の条件は、前述した条件で製造した冷延鋼板またはＡｌメッキ鋼板を、７００〜１０００℃を最高温度として昇温し、１０〜６０００秒保持後、速やかにプレスダイスの上に置きプレスを行う。この時の昇温速度は１〜１００℃／秒とすることが好ましい。これは加熱温度が７００℃より低いと、焼き入れ前の組織がオーステナイト単相とならず、フェライト＋オーステナイトの２相からの焼き入れとなり、所定の強度が得られないからであり、１０００℃より高いとオーステナイト粒径が粗大化し焼き入れ後の耐水素脆化特性の劣化が懸念されるからであり、昇温速度が１℃／秒より遅いと製造効率の低下が考えられ、１００℃／秒より速くする事は通常の炉の昇温では不可能である。
【００３６】
また、最高到達温度での保持時間が１０秒未満であると鋼板内部では所定の温度となっておらず、鋼板内部ではフェライトが逆変態しておらず、焼き入れ後に所定の強度が得られないため１０秒以上とする。また、６０００秒より長時間保持するとオーステナイト粒が粗大化し、焼きいれ後に十分な耐水素脆化特性が得られないため６０００以下とする。  プレス時の冷却速度は１〜５００℃／秒とすることが好ましい。ここでプレス時の冷却速度の下限値を１℃／秒としたのは、これより遅い冷却速度では焼きが入らず所定の強度が得られないからである。一方、５００℃／秒より早くする事は製造上困難であるため、５００℃／秒を上限とする。
【００３７】
また、上記の工程で製造した自動車用部材を、１５０〜７００℃の温度範囲に加熱する事により、より優れた耐水素脆化特性が得られる。これは１５０℃以上の熱処理により製造時に鋼材中に侵入した水素が大気中に抜け、置き割れに対し有効に働くからである。また、熱処理時間を１〜１０００分とした理由は、１分未満では脱水素処理として不十分であるので下限を１分とし、１０００分超では鋼材が焼き戻され、所定の強度が得られなくなるから上限を１０００分とした。
【実施例】
【００３８】
次に、実施例で本発明をより詳細に説明する。
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〜Ｆが本発明に従った成分の鋼で、符号、Ｇ，Ｈは成分が逸脱するものである。これらの鋼を表２および表３に示す条件で加熱炉中において再加熱後、熱間圧延を行い３ｍｍ厚の熱延鋼板とした。この熱延板を５０％の冷延により１．５ｍｍ厚とし、冷延鋼板およびＡｌめっき鋼板をそれぞれ製造した。冷延鋼板の熱履歴は、５．６℃／秒で最高加熱温度である７９０℃に到達後９０秒保持し、４０℃／秒で４９０℃まで冷却後３００秒間保持し室温まで空冷した。また、Ａｌめっき鋼板の温度履歴は最高加熱７９０℃で９０秒保持後、４９０℃のＡｌ浴中に浸漬し、ガスワイピングでめっき付着量を片面あたり２５μｍに調節した。このときのめっき組成は、主成分のＡｌ以外に表中のＳｉ、Ｃｒ、それに２％のＦｅが含まれていたが、Ｆｅは浴中の機器やストリップから供給される不可避のものである。
【００３９】
【表１】
2006070346.tif 000002
【００４０】
こうして製造した冷延鋼板、およびＡｌめっき鋼板について、引張強度と耐水素脆化特性を評価した。耐水素脆化特性の評価方法は、１００ｍｍ×３０ｍｍの短冊試験片を９４０℃に加熱後、１０ＲにＵ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、２時間後の割れの発生を評価した。曲げ加工の半径は１０ｍｍとし、与える応力はそれぞれ６０ｋｇｆ／ｍｍ2 と９０ｋｇｆ／ｍｍ2 とした。また、各鋼種Ａ〜Ｈに対しホットプレス成型後に２００℃、５００℃で１時間の熱処理を行った鋼板も耐水素脆化特性を評価した。
【００４１】
【表２】
2006070346.tif 000003
【００４２】
【表３】
2006070346.tif 000004
【００４３】
表２および表３に示すように、本発明鋼であるＡ〜Ｆ鋼の製造条件ａ，ｂにおいて、自動車の補強部品に適用するに充分な引張り強度を示しており、上記の耐水素脆化特性試験において割れが発生しなかったことから耐水素脆化特性に優れている。これらに対して比較鋼であるＧ鋼、Ｈ鋼、およびＡ〜Ｆ鋼における製造条件ｃ〜ｆにおいては、成分もしくは製造条件が本発明範囲から逸脱している事から、所定の強度が得られる物の、耐水素脆化特性は劣る。さらに、ホットプレス後に２００℃×１ｈの脱水素処理を行ったところ、全ての試験片において割れ発生までの時間が延長した。したがって、脱水素処理により初期拡散性水素濃度が減少し、耐水素脆化特性の向上に有効に作用することは明らかである。
特許出願人    新日本製鐵株式会社
代理人  弁理士    椎  名    彊  他１