(57)【要約】【課題】引張強度が９８０ＭＰａ以上で、耐水素脆化特性が高められた高強度薄鋼板を提供する。また、上記高強度薄鋼板を生産性良く製造することが可能な冷延用の熱延鋼板であって、冷延性が改善された熱延鋼板を提供する。【解決手段】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｂ、およびＮを含有する薄鋼板であり、該薄鋼板は、下記式で算出されるＺ値が２．０〜６．０で、全組織に対する面積率で、残留オーステナイトが１％以上、ベイニティックフェライトおよびマルテンサイトが合計で８０％以上であると共に、上記残留オーステナイト結晶粒の平均軸比が５以上であり、引張強度が９８０ＭＰａ以上である。Ｚ値＝９×［Ｃ］＋［Ｍｎ］＋３×［Ｍｏ］＋４９０×［Ｂ］＋７×［Ｍｏ］／｛１００×（［Ｂ］＋０．００１）｝【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．１０〜０．２５％、
Ｓｉ：０．５〜３％、
Ｍｎ：１．０〜３．２％、
Ｐ  ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｍｏ：０．０２％以下（０％を含む）、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％、
Ｂ  ：０．０００２〜０．００３０％、
Ｎ  ：０．０１％以下（０％を含まない）を満足し、
残部が鉄および不可避不純物からなる薄鋼板であり、
該薄鋼板は、下記（１）式で算出されるＺ値が２．０〜６．０で、
全組織に対する面積率で、
残留オーステナイトが１％以上、
ベイニティックフェライトおよびマルテンサイトが合計で８０％以上であると共に、
上記残留オーステナイト結晶粒の平均軸比（長軸／短軸）が５以上であり、引張強度が９８０ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度薄鋼板。
Ｚ値＝９×［Ｃ］＋［Ｍｎ］＋３×［Ｍｏ］＋４９０×［Ｂ］＋７×［Ｍｏ］／｛１００×（［Ｂ］＋０．００１）｝  ・・・（１）
［式中、［  ］は、薄鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を示している。］
【請求項２】
質量％で、
Ｃ  ：０．１０〜０．２５％、
Ｓｉ：０．５〜３％、
Ｍｎ：１．０〜３．２％、
Ｐ  ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｍｏ：０．０２％以下（０％を含む）、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％、
Ｂ  ：０．０００２〜０．００３０％、
Ｎ  ：０．０１％以下（０％を含まない）を満足し、
残部が鉄および不可避不純物からなる冷延用熱延鋼板であり、
該熱延鋼板は、下記（１）式で算出されるＺ値が２．０〜６．０で、引張強度が９００ＭＰａ以下であることを特徴とする冷延用熱延鋼板。
Ｚ値＝９×［Ｃ］＋［Ｍｎ］＋３×［Ｍｏ］＋４９０×［Ｂ］＋７×［Ｍｏ］／｛１００×（［Ｂ］＋０．００１）｝  ・・・（１）
［式中、［  ］は、熱延鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を示している。］
【請求項３】
更に、他の元素として、
Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｖ  ：０．５％以下（０％を含まない）、および
Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）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に記載の鋼板。
【請求項４】
更に、他の元素として、
Ｃｕ：１％以下（０％を含まない）および／または
Ｎｉ：１％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の鋼板。
【請求項５】
更に、他の元素として、
Ｗ：１％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の鋼板。
【請求項６】
更に、他の元素として、
Ｃａ  ：０．００５％以下（０％を含まない）、
Ｍｇ  ：０．００５％以下（０％を含まない）、および
ＲＥＭ：０．００５％以下（０％を含まない）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鋼板。
【請求項７】
請求項２〜６のいずれかに記載の成分組成を満足するスラブを熱間圧延し、５５０〜８００℃で巻き取ることを特徴とする冷延用熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐水素脆化特性に優れた高強度薄鋼板に関するものであり、特に、引張強度が９８０ＭＰａ以上の鋼板で問題となる置き割れや遅れ破壊といった水素脆化に起因する破壊が抑制された高強度薄鋼板に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車等を構成する高強度部品をプレス成形加工や曲げ加工して得るにあたり、該加工に供される鋼板は、優れた強度と延性を兼ね備えていることが求められている。近年では、自動車を軽量化して低燃費を実現するために、自動車の素材として用いられている鋼板の強度を高め、板厚を一層薄くして軽量化することが望まれている。また、自動車の衝突安全性を向上させるために、ピラー等の自動車用構造部品には更なる高強度化が求められており、引張強度で９８０ＭＰａ以上の高強度薄鋼板の適用が検討されている。
【０００３】
高強度と延性を兼ね備えた鋼板として、ＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ  Ｉｎｄｕｃｅｄ  Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ；変態誘起塑性）鋼板が注目されている。ＴＲＩＰ鋼板は、鋼中にオーステナイト組織が残留しており、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）以上の温度で加工変形させると、応力によって残留オーステナイト（残留γ）がマルテンサイトに誘起変態して大きな伸びが得られる鋼板である。その種類として幾つか挙げられ、例えば、
（１）ポリゴナルフェライトを母相とし、残留オーステナイトを含むＴＲＩＰ型複合組織鋼（ＴＰＦ鋼）、
（２）焼戻マルテンサイトを母相とし、残留オーステナイトを含むＴＲＩＰ型焼戻マルテンサイト鋼（ＴＡＭ鋼）、
（３）ベイニティックフェライトを母相とし、残留オーステナイトを含むＴＲＩＰ型ベイナイト鋼（ＴＢＦ鋼）、
等が知られている。
【０００４】
このうちＴＢＦ鋼は古くから知られており、硬質のベイニティックフェライトによって高強度が得られ易く、またラス状のベイニティックフェライトの境界に微細な残留オーステナイトが生成し易く、この様な組織形態が非常に優れた伸びをもたらす。更にＴＢＦ鋼は、１回の熱処理（連続焼鈍工程またはメッキ工程）によって容易に製造できるという製造上のメリットもある。
【０００５】
ところが引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度域では、時間が経過するに連れて水素脆化による遅れ破壊という弊害が新たに生じることが知られている。遅れ破壊は、高強度鋼において腐食環境または雰囲気から発生した水素が、鋼中の転位や空孔、粒界などの欠陥部へ拡散して材料を脆化させ、この状態で応力が付与されることによって破壊を生じる現象である。遅れ破壊によって、金属材料の延性や靭性が低化する等の弊害がもたらされる。
【０００６】
そこで本発明者らは、ＴＲＩＰ鋼板の特徴である優れた延性を損なうことなく、高強度で、しかも耐水素脆化特性を改善したＴＲＩＰ型の超高強度薄鋼板を特許文献１〜３に提案した。ここでは、主に耐水素脆化特性を向上させるため、Ｍｏをより好ましくは０．１％以上添加したＭｏ添加鋼を使用している。
【特許文献１】特開２００６−２０７０１６号公報
【特許文献２】特開２００６−２０７０１７号公報
【特許文献３】特開２００６−２０７０１８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明の目的は、引張強度が９８０ＭＰａ以上で、耐水素脆化特性が高められた高強度薄鋼板を提供することにある。また、本発明の他の目的は、上記高強度薄鋼板を生産性良く製造することが可能な冷延用の熱延鋼板であって、冷延性が改善された熱延鋼板を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
上記課題を解決することのできた本発明に係る高強度薄鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．２５％、Ｓｉ：０．５〜３％、Ｍｎ：１．０〜３．２％、Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｍｏ：０．０２％以下（０％を含む）、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）を満足し、残部が鉄および不可避不純物からなる薄鋼板であり、該薄鋼板は、下記（１）式で算出されるＺ値が２．０〜６．０で、全組織に対する面積率で、残留オーステナイトが１％以上、ベイニティックフェライトおよびマルテンサイトが合計で８０％以上であると共に、上記残留オーステナイト結晶粒の平均軸比（長軸／短軸）が５以上であり、引張強度が９８０ＭＰａ以上である点に要旨を有する。式中、［  ］は、薄鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を示している。
Ｚ値＝９×［Ｃ］＋［Ｍｎ］＋３×［Ｍｏ］＋４９０×［Ｂ］＋７×［Ｍｏ］／｛１００×（［Ｂ］＋０．００１）｝  ・・・（１）
【０００９】
また、上記課題を解決することのできた本発明に係る冷延用熱延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．２５％、Ｓｉ：０．５〜３％、Ｍｎ：１．０〜３．２％、Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｍｏ：０．０２％以下（０％を含む）、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）を満足し、残部が鉄および不可避不純物からなる冷延用熱延鋼板であり、該熱延鋼板は、下記（１）式で算出されるＺ値が２．０〜６．０で、引張強度が９００ＭＰａ以下である点に要旨を有する。式中、［  ］は、熱延鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を示している。
Ｚ値＝９×［Ｃ］＋［Ｍｎ］＋３×［Ｍｏ］＋４９０×［Ｂ］＋７×［Ｍｏ］／｛１００×（［Ｂ］＋０．００１）｝  ・・・（１）
【００１０】
上記高強度薄鋼板および上記冷延用熱延鋼板は、更に、他の元素として、（ａ）Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、およびＣｒ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素、（ｂ）Ｃｕ：１％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：１％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｗ：１％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、およびＲＥＭ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素、等を含有してもよい。
【００１１】
本発明の冷延用熱延鋼板は、上記成分組成を満足するスラブを熱間圧延し、５５０〜８００℃で巻き取ることで製造できる。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、熱延鋼板の成分組成が適切に制御されているため、熱延鋼板の引張強度を９００ＭＰａ以下に抑えることができ、冷延性を改善できる。そのためこの熱延鋼板を冷延した後、適切な熱処理を施せば、生産性よくＴＲＩＰ型の高強度薄鋼板（高強度薄冷延鋼板）を製造できる。本発明の高強度薄鋼板は、引張強度を９８０ＭＰａ以上に高めることができると共に、外部から侵入する水素を無害化して耐水素脆化特性も改善できる。
【００１３】
本発明で得られる高強度薄鋼板は、優れた耐水素脆化特性を示すため、９８０ＭＰａ以上の引張強度が求められる高強度部品（例えばバンパー、インパクトビーム等の補強材やシートレール、ピラー、レインフォース、メンバー等の自動車部品）の素材として好適に用いることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
本発明者らは、上記特許文献１の技術を提案した後も引き続き当該超高強度薄鋼板の強度と耐水素脆化特性をできるだけ低下させずに、生産性を高めるために鋭意検討を重ねてきた。その結果、（１）Ｍｏを０．０２％以下に抑えたＭｏ非添加鋼を用い、且つＭｏとＢとのバランスで表されるＺ値を適切に調整してやれば、従来は引張強度が９００ＭＰａを超えていた熱延鋼板の引張強度を９００ＭＰａ以下に低減でき、冷延性を改善できること、（２）この熱延鋼板を冷間圧延して得られた冷延鋼板に、特許文献１で開示した条件で熱処理すれば、引張強度を９８０ＭＰａ以上に高めることができ、高強度化を実現できること、（３）また、熱処理して得られた高強度薄鋼板は、特許文献１で提案した超高強度薄鋼板と同レベルの耐水素脆化特性を達成できること、を見出し、本発明を完成した。以下、本発明について詳細に説明する。
【００１５】
まず、本発明の高強度薄鋼板を得るのに好適な冷延用熱延鋼板について説明する。本明細書において、高強度薄鋼板と冷延用熱延鋼板とは、最終製品と中間体との関係にある。以下、高強度薄鋼板と冷延用熱延鋼板をまとめて単に鋼板とよぶことがある。
【００１６】
本発明の熱延鋼板は、主に冷延性を高めるために、成分組成が制御されているところに特徴があり、Ｍｏを０．０２％以下（０％を含む）に低減する一方で、Ｂを０．０００２〜０．００３０％の範囲で含有させると共に、Ｍｏ、Ｂ、ＣおよびＭｎの含有量から（１）式で算出されるＺ値を２．０〜６．０の範囲に調整することが重要である。なお、本明細書では、説明の便宜上、Ｍｏを０．０２％以下（０％を含む）に低減した鋼を特にＭｏ非添加鋼とよぶ。
Ｚ値＝９×［Ｃ］＋［Ｍｎ］＋３×［Ｍｏ］＋４９０×［Ｂ］＋７×［Ｍｏ］／｛１００×（［Ｂ］＋０．００１）｝  ・・・（１）
【００１７】
上記（１）式で表されるＺ値は、主に熱延鋼板の冷延性を高めると共に、当該熱延鋼板を用いて得られる薄鋼板の強度を確保するために定められたパラメータである。詳細には、Ｚ値を２．０〜６．０の範囲に調整すると、熱延鋼板の引張強度を９００ＭＰａ以下に抑えることができ、生産性良く冷間圧延できる一方で、得られた冷延鋼板に適切な熱処理を施すと、充分に焼入れされて９８０ＭＰａ以上の引張強度を備えた高強度薄鋼板が得られる。そしてＺ値の上限は熱延鋼板の冷延性、Ｚ値の下限は薄鋼板の強度の観点から定めている。
【００１８】
上記Ｚ値は、焼入れ性に寄与する元素（Ｃ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｂ）のバランスを示しており、種々の実験を繰返して得られた数値である。特に、上記（１）式中、９×［Ｃ］、［Ｍｎ］、３×［Ｍｏ］、４９０×［Ｂ］は、各元素が薄鋼板の強度に影響を及ぼす度合い（寄与度）を示している。一方、上記（１）式中、７×［Ｍｏ］／｛１００×（［Ｂ］＋０．００１）｝は、薄鋼板の高強度化に寄与する反面、熱延鋼板の強度も高めて冷延性を阻害する作用を有するＭｏと、Ｍｏと較べると熱延鋼板の強度上昇を抑えて冷延性を阻害することなく薄鋼板の強度を高める作用を有するＢとのバランスに基づいて規定されたものである。
【００１９】
上記Ｚ値が６．０を超えると、焼入れ性向上元素のバランスが悪くなって、熱延鋼板の強度が高くなり過ぎ、冷延性が低下する。従ってＺ値が６．０以下となるように各元素の含有量を調整する。好ましくは５．９以下、より好ましくは５．８以下とする。冷延性の観点のみからすれば、Ｚ値はできるだけ小さい方がよいが、Ｚ値が２．０未満では、焼入れ性が不充分となり、薄鋼板としての強度を確保できない。従ってＺ値が２．０以上となるように各元素の含有量を調整する。好ましくは３．０以上、より好ましくは４．０以上である。
【００２０】
次に、Ｚ値を構成する各元素について説明する。Ｍｏは、焼入れ性向上元素であり、Ｍｏを含有させることで、Ｍｏが微細炭化物として析出し、析出強化による薄鋼板の高強度化に寄与する。また、析出した炭化物が水素トラップサイトとして働くことで、水素脆化による遅れ破壊を抑制する効果も発揮する。上記特許文献１では、このようなＭｏによる高強度化作用および耐水素脆化特性の改善を狙ってＭｏを積極的に添加している。
【００２１】
ところがＭｏを多く含有するＭｏ添加鋼を用いると、熱間圧延時に硬質相（例えば、ベイナイトやマルテンサイト）が生成し、熱延鋼板の強度が著しく高くなり、熱間圧延後に冷間圧延するときの冷延性を劣化させることが、その後の発明者らの検討によって判明した。そこでＭｏ添加鋼を用いた超高強度薄鋼板の冷延性を改善するには、Ｍｏを極力添加しないようにすれば良い。しかし前述したようにＭｏは焼入れ性向上元素として有用であり、単にＭｏの添加をゼロにすると、焼入れ性が悪くなり、最終的に得られる薄鋼板に必要な強度を充分には確保できなくなる。そのためＭｏ添加鋼を用いて超高強度薄鋼板を製造するにあたっては、冷延性を改善するために、例えば、熱間圧延後に焼き戻しを行ない、ベイナイト中の転位密度を低下させ、またマルテンサイトから軟質なフェライトとセメンタイトの混合組織へ変化させるなどして冷延性を改善するなどの方法がとられており、熱延後、冷延前の焼戻し処理が必要になるといった生産性の低下を招いていた。
【００２２】
そこで本発明では、主に熱延鋼板の冷延性を高める一方で、最終的に得られる薄鋼板の高強度を確保するという観点から、Ｍｏの代替元素として、Ｂを所定量含有することにした。Ｂは、パーライト変態をＭｏに比べて促進させる効果を有することが今回新たに判明した。従来のＭｏ添加鋼では、熱延巻取り後の冷却過程でパーライト変態が完了せずに、マルテンサイトが生成して高強度化するが、Ｍｏの代わりにＢを含有させることでパーライト変態が促進され、マルテンサイトの生成を抑制することができる。これによりフェライトとパーライトを主体とする組織とすることができ、熱延鋼板の強度上昇を抑えることが可能となる。
【００２３】
更に、本発明では、上記のようにＭｏの減少に伴って耐水素脆化特性が低下することも懸念されたが、Ｂを所定量含有させることで、耐水素脆化特性も向上できることが判明した。耐水素脆化特性を向上できる機構については不明であるが、Ｂはオーステナイト中への溶解度が小さいためにオーステナイト粒界に偏析し、粒界同士の結合力を高めることによって水素脆化が起こり難くなっているものと推定される。
【００２４】
Ｍｏの含有量は、０．０２％以下（０％を含む）とする。好ましくは０．０１５％以下、より好ましくは０．０１％以下である。Ｍｏはできるだけ少ないのがよく、最も好ましくは０％である。
【００２５】
一方、Ｂの含有量は、０．０００２〜０．００３０％とする。Ｂが０．０００２％未満では、充分に焼入れできず、薄鋼板としたときの強度が不足する。従ってＢは０．０００２％以上、好ましくは０．０００５％以上である。しかしＢが過剰に含まれていると熱間加工性が劣化する。また、粒界に硼炭化物が析出し、粒界脆化を生じることによって、薄鋼板としたときの所望の耐水素脆化特性が得られない。従ってＢは０．００３０％以下、好ましくは０．００２５％以下とする。
【００２６】
Ｂ添加による冷延性向上作用を有効に発揮させるには、鋼中のＮを低減してＢＮを極力生成させないようにする。従ってＮは０．０１％以下とする。更に、ＢＮの生成をできるだけ抑えるために、本発明では、ＢよりもＮとの親和性の高いＴｉを０．００５〜０．１％の範囲で含有させて鋼中のＮをＴｉＮとしてトラップする。
【００２７】
Ｎは、好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００５％以下とする。Ｎは、できるだけ少ない方が良いが、０％に低減することは現実的ではないため、０％は含まない。
【００２８】
Ｔｉは、Ｎをトラップするのに作用するほか、後述するＣｕやＮｉと同様に、保護性さびの生成を促進する元素である。保護性さびは、特に塩化物環境下で生成して耐食性（結果として耐水素脆化特性）に悪影響を及ぼすβ−ＦｅＯＯＨの生成を抑制する。従ってＴｉは、０．００５％以上、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０３％以上である。しかしＴｉを過剰に添加すると、Ｔｉの炭化物や窒化物、或いは炭窒化物の析出が多くなり、加工性や耐水素脆化特性の劣化を招く。従ってＴｉの上限は０．１％とする。好ましくは０．０８％以下である。
【００２９】
本発明の鋼板は、Ｃ，Ｍｎ，ＭｏおよびＢの含有量のバランスが上記（１）式を満足するように調整することが重要であるが、ＣとＭｎの含有量は次の通りである。
【００３０】
［Ｃ：０．１０〜０．２５％］
Ｃは、薄鋼板としたときの強度を確保する元素である。即ち、焼入れ性を向上させて９８０ＭＰａ以上の高強度を確保するのに必要な元素である。また、オーステナイト相中に充分なＣを含有させて、室温でも所望のオーステナイト相を残留させる点でも重要な元素である。オーステナイトが残留することで、強度‐延性バランスが良好になる。また、ラス状の安定した残留オーステナイト（詳細は後述する）は水素トラップサイトとして働き、耐水素脆化特性を向上させる。このような観点から本発明ではＣを０．１０％以上含有させる。好ましくは０．１２％以上、より好ましくは０．１５％以上である。しかし過剰に含有すると、強度が高くなりすぎて水素脆性を起こし易くなる。また、溶接性も劣化する。従って、Ｃの上限は０．２５％とする。好ましくは０．２３％以下、より好ましくは０．２０％以下である。
【００３１】
［Ｍｎ：１．０〜３．２％］
Ｍｎは、オーステナイトを安定化させるのに作用する元素であり、オーステナイト量を確保ために必要な元素である。また、Ｍｎは、焼入れ性を向上させる元素であり、高強度化にも作用する。このような作用を発揮させるには、Ｍｎを１．０％以上含有させる。好ましくは１．２％以上、より好ましくは１．５％以上である。しかし過剰に含有すると、偏析が顕著となり、またＰの粒界偏析を助長し、粒界脆化によって耐水素脆化特性が劣化する。従ってＭｎの上限は３．２％とする。好ましくは３．０％以下、より好ましくは２．８％以下である。
【００３２】
本発明の鋼板は、上記元素以外に、基本成分として、ＳｉとＡｌを含有すると共に、ＰとＳが下記範囲内に抑えられている。
【００３３】
［Ｓｉ：０．５〜３％］
Ｓｉは、固溶強化元素として作用し、薄鋼板の強度を確保するのに重要な元素である。また、Ｓｉは、残留オーステナイトが分解して炭化物が生成するのを抑え、所望の残留オーステナイトを得るためにも作用する元素である。このような作用を発揮させるには、Ｓｉを０．５％以上含有させる。好ましくは０．８％以上、より好ましくは１．０％以上である。しかし過剰に含有すると熱間圧延でのスケール形成が顕著になり、酸洗性が低下する。従ってＳｉの上限は３％とする。好ましくは２．８％以下、より好ましくは２．５％以下である。
【００３４】
［Ａｌ：０．０１〜０．１％］
Ａｌは、脱酸元素として添加する。こうした作用を有効に発揮させるには、Ａｌを０．０１％以上含有させるのがよい。好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上である。しかしＡｌが過剰になると、薄鋼板の靭性が劣化したり、アルミナ等の介在物が増加して加工性が劣化するため、Ａｌは０．１％以下とする。好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０５％以下である。
【００３５】
［Ｐ：０．１％以下（０％含まない）］
Ｐは、粒界偏析による粒界破壊を助長する元素であるため、低い方が望ましく、その上限を０．１％とする。好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０１％以下である。
【００３６】
［Ｓ：０．０５％以下（０％含まない）］
Ｓは、腐食環境下で薄鋼板の水素吸収を助長する元素である。また、薄鋼板中にＭｎＳ等の硫化物を形成し、この硫化物が水素脆化による割れの起点になるため、Ｓは低い方が望ましい。従ってＳは０．０５％以下とする。好ましくは０．０３％以下、より好ましくは０．０１％以下である。
【００３７】
本発明の鋼板における基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄であるが、原料や資材、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含まれることは許容できる。
【００３８】
また、本発明の鋼板には、上記成分の他に、（ａ）Ｎｂ、Ｖ、およびＣｒよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素、（ｂ）Ｃｕおよび／またはＮｉ、（ｃ）Ｗ、（ｄ）Ｃａ、Ｍｇ、およびＲＥＭよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を、下記の範囲で積極的に含有させてもよい。
【００３９】
［（ａ）Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、およびＣｒ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種］
Ｎｂ，Ｖ，Ｃｒは、いずれも薄鋼板の強度上昇に非常に有効に作用する元素である。特にＮｂは、薄鋼板の強度を上昇させる他、組織の細粒化による靭性向上にも有効に作用する元素である。このような効果を有効に発揮させるには、Ｎｂを０．００５％以上含有させることが推奨される。より好ましくは０．０１％以上、更に好ましくは０．０２％以上である。但し、Ｎｂを過剰に含有させても、これらの効果が飽和して経済的に無駄である。また、粗大な析出物を形成し、脆化が起こる。従ってＮｂは０．１％以下に抑える。好ましくは０．０９％以下、より好ましくは０．０８％以下である。
【００４０】
Ｖは、薄鋼板の強度を上昇させる他、組織の細粒化による靭性向上にも有効に作用する元素である。また、Ｖの炭化物や窒化物、或いは炭窒化物が、水素トラップサイトとして作用し、耐水素脆化特性を向上させるのにも作用する。このような効果を有効に発揮させるには、Ｖを０．０１％以上含有させることが推奨される。より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１％以上である。但し、Ｖを過剰に含有させると、Ｖの炭化物や窒化物、或いは炭窒化物が過剰に析出することによって、脆化を引き起こし、加工性および耐水素脆化特性を劣化させる。従ってＶは０．５％以下に抑える。好ましくは０．４％以下、より好ましくは０．３％以下である。
【００４１】
Ｃｒは、薄鋼板の強度を上昇させる他、水素の侵入を抑制するのにも作用する。また、Ｃｒを含有する析出物（例えば、Ｃｒの炭化物や炭窒化物）は、水素トラップサイトとして作用し、耐水素脆化特性を向上させるのにも作用する。このような効果を有効に発揮させるには、Ｃｒを０．０１％以上含有させることが推奨される。より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１％以上である。但し、Ｃｒを過剰に含有すると、延性や加工性が低下する。従ってＣｒは０．５％以下に抑える。好ましくは０．４％以下、より好ましくは０．３％以下である。
【００４２】
［（ｂ）Ｃｕ：１％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：１％以下（０％を含まない）］
ＣｕとＮｉは、水素脆化の原因となる水素の発生を抑制すると共に、発生した水素の薄鋼板への侵入を抑制し、耐水素脆化特性を向上させるのに作用する元素である。ＣｕとＮｉは、薄鋼板自体の耐食性を向上させて、薄鋼板の腐食による水素発生を抑制する。またＣｕとＮｉは、大気中で生成する錆の中でも熱力学的に安定で保護性があるといわれている酸化鉄（α−ＦｅＯＯＨ）が生成するのを促進させる効果も有しており、さびの生成促進を図ることで、発生した水素の薄鋼板への侵入を抑制でき、過酷な腐食環境下において耐水素脆化特性を高めることができる。
【００４３】
こうした効果を有効に発揮させるには、Ｃｕは０．０１％以上、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．１５％以上、更に好ましくは０．２％以上含有するのがよい。Ｎｉは０．０１％以上、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．１５％以上含有するのがよい。しかし過剰に含有させると、加工性の劣化を招く。従ってＣｕは１％以下、好ましくは０．８％以下、より好ましくは０．５％以下とする。Ｎｉは１％以下、好ましくは０．８％以下、より好ましくは０．５％以下とする。ＣｕとＮｉは、夫々単独で含有させてもよいが、ＣｕとＮｉを併用することにより上記効果が発現されやすい。
【００４４】
［（ｃ）Ｗ：１％以下（０％を含まない）］
Ｗは、薄鋼板の強度上昇に有効に作用する元素である。また、Ｗを含む析出物は水素トラップサイトとして作用するため、耐水素脆化特性も向上させる。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｗは０．０１％以上、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．１５％以上含有するのがよい。しかし過剰に含有すると、延性や加工性が低下する。従ってＷは１％以下とする。好ましくは０．８％以下、より好ましくは０．５％以下とする。
【００４５】
［（ｄ）Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、およびＲＥＭ：０．００５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種］
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ（希土類元素）は、薄鋼板の表面が腐食して界面雰囲気の水素イオン濃度が上昇するのを抑制し（即ち、ｐＨの低下を抑制し）、薄鋼板の耐食性を高めるのに作用する元素である。また、薄鋼板中の硫化物の形態を制御して加工性を高めるのにも作用する。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭのいずれの場合も０．０００５％以上、好ましくは０．００１％以上含有させることが好ましい。しかし過剰に含有すると加工性が劣化するため、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭのいずれの場合も０．００５％以下、好ましくは０．００４％以下に抑えるのがよい。
【００４６】
上記成分組成を満足する本発明の冷延用熱延鋼板は、焼入れ性向上元素をバランスよく含有しているため、該熱延鋼板の組織は、フェライトとパーライトを主体とした組織となる。その結果、熱延強度が９００ＭＰａ以下に抑えられ、良好な冷延性を得ることができる。その一方で、冷延後に後述する熱処理を施すことで、Ｂの焼入れ性が発揮され、引張強度が９８０ＭＰａ以上の薄鋼板が得られる。
【００４７】
本発明の薄鋼板は、全組織に対する面積率で、（ｉ）ベイニティックフェライト（ＢＦ）およびマルテンサイト（Ｍ）が合計で８０％以上で、（ｉｉ）残留オーステナイト（残留γ）が１％以上であると共に、（ｉｉｉ）上記残留オーステナイト結晶粒の平均軸比（長軸／短軸）が５以上である。以下、本発明で各組織を規定した理由について詳述する。
【００４８】
（ｉ）本発明では、上述した通り、薄鋼板の組織をベイニティックフェライトとマルテンサイトの二相組織（以下、ＢＦ−Ｍ組織ということがある）とする。特に、ベイニティックフェライトが主体の二相組織とする。ＢＦ−Ｍ組織は硬質で、高強度が得られ易い。また、ＢＦ−Ｍ組織は、母相の転位密度が高く、この転位上に水素が多数トラップされる結果、例えば、ポリゴナルフェライトを母相とするようなＴＲＩＰ鋼に比べて多量の水素を吸蔵できるという利点がある。更に、ラス状のベイニティックフェライトの境界に、本発明で規定するラス状の残留オーステナイトが生成し易く、非常に優れた伸びが得られるといったメリットもある。
【００４９】
この様な作用を有効に発揮させるには、全組織に対する面積率で、ベイニティックフェライトとマルテンサイトを合計で８０％以上、好ましくは８５％以上、より好ましくは９０％以上とする。ベイニティックフェライトとマルテンサイトの上限は、他の組織（例えば、残留オーステナイト）とのバランスによって決定され、後述する残留オーステナイト以外の組織（例えば、フェライト等）を含有しない場合は、その上限が９９％に制御される。
【００５０】
本発明でいうベイニティックフェライトとは、板状のフェライトであって、転位密度が高い下部組織を意味している。なお、ベイニティックフェライトと、転位がないか、または極めて少ない下部組織を有するポリゴナルフェライトとは、ＳＥＭ観察によって明瞭に区別される。即ち、ベイニティックフェライトは、ＳＥＭ写真では濃灰色を示すが、ポリゴナルフェライトは、ＳＥＭ写真では黒色で塊状に写る。
【００５１】
ＢＦ−Ｍ組織の面積率は次の様にして求める。即ち、薄鋼板をナイタールで腐食し、板厚の１／４の位置で圧延面と平行な面における任意の測定領域（約５０×５０μｍ、測定間隔は０．１μｍ）を、ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ  Ｓｃａｔｔｅｒ  ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ  Ｐａｔｔｅｒｎ）検出器を備えた高分解能型ＦＥ−ＳＥＭ（Ｆｉｅｌｄ  Ｅｍｉｓｓｉｏｎ  ｔｙｐｅ  Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；Ｐｈｉｌｉｐｓ社製、ＸＬ３０Ｓ−ＦＥＧ）で観察することにより算出される。
【００５２】
ＳＥＭ写真では、ＢＦ−Ｍ組織と残留オーステナイトとを分離区別できない場合もあるが、上記方法によれば、ＳＥＭ観察した領域をその場で同時に、ＥＢＳＰ検出器によって解析することができ、ＢＦ−Ｍ組織と残留オーステナイトとを分離区別できるというメリットがある。観察倍率は、１５００倍とすればよい。
【００５３】
ここでＥＢＳＰ法について簡単に説明すると、ＥＢＳＰは、試料表面に電子線を入射させ、このときに発生する反射電子から得られた菊池パターンを解析することにより、電子線入射位置の結晶方位を決定するものであり、電子線を試料表面に２次元で走査させ、所定のピッチごとに結晶方位を測定すれば、試料表面の方位分布を測定できる。このＥＢＳＰ観察によれば、通常の顕微鏡観察では同一と判断される組織であって、結晶方位差の異なる板厚方向の組織を、色調差によって識別できるという利点がある。
【００５４】
（ｉｉ）残留オーステナイトは、全伸びの向上に有用であるのみならず、耐水素脆化特性の向上にも大きく寄与する。本発明の薄鋼板では、残留オーステナイトを１％以上存在させる。好ましくは３％以上、より好ましくは５％以上である。但し、残留オーステナイトが多量に存在すると、所望の高強度を確保できなくなるため、その上限を１５％（より好ましくは１０％）とすることが推奨される。
【００５５】
（ｉｉｉ）残留オーステナイトをラス状とすれば、水素トラップ能力が炭化物よりも圧倒的に大きくなり、特にその形状が平均軸比（長軸／短軸）で５以上の場合に、いわゆる大気腐食で侵入する水素を実質無害化して、耐水素脆化特性を顕著に向上できる。残留オーステナイトの平均軸比は、好ましくは１０以上、更に好ましくは１５以上である。一方、上記平均軸比の上限は、耐水素脆化特性を高める観点から特に規定されないが、ＴＲＩＰ効果を有効に発揮させるには残留オーステナイトの厚さが或る程度必要であり、この点を考慮すれば、その上限を３０とするのが好ましく、より好ましくは２０以下である。
【００５６】
残留オーステナイトは、上述したＥＢＳＰ検出器を備えた高分解能型ＦＥ−ＳＥＭを用い、ｆｃｃ相（面心立方格子）として観察される領域を意味する。ＥＢＳＰによる測定の一具体例について説明する。測定対象は、上記ベイニティックフェライトおよびマルテンサイトの観察を行なったのと同じ測定領域、即ち、板厚の１／４の位置で圧延面と平行な面における任意の測定領域（約５０×５０μｍ、測定間隔は０．１μｍ）とする。但し、当該測定面まで研磨する際には、機械研磨による残留オーステナイトの変態を防ぐため、電解研磨を行うのがよい。次に、ＥＢＳＰ検出器を備えた高分解能型ＦＥ−ＳＥＭを用い、ＳＥＭの鏡筒内にセットした試料に電子線を照射する。スクリーン上に投影されるＥＢＳＰ画像を高感度カメラ（Ｄａｇｅ−ＭＴＩ  Ｉｎｃ．製、ＶＥ−１０００−ＳＩＴ）で撮影し、コンピューターに画像として取込む。そしてコンピューターで画像解析を行い、既知の結晶系［残留オーステナイトの場合はｆｃｃ相（面心立方格子）］を用いたシミュレーションによるパターンとの比較によって決定したｆｃｃ相をカラーマップする。この様にしてマッピングされた領域の面積率を求め、これを残留オーステナイトの面積率と定める。なお、本発明では、上記解析に係るハードウェア及びソフトとして、ＴｅｘＳＥＭ  Ｌａｂｏｒａｔｏｒｉｅｓ  Ｉｎｃ．のＯＩＭ（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ  Ｉｍａｇｉｎｇ  ＭｉｃｒｏｓｃｏｐｙTM）システムを用いた。
【００５７】
また残留オーステナイト結晶粒の平均軸比の測定は、ＴＥＭ（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で、倍率１．５万倍で観察し、任意に選択した３視野（１視野は、８μｍ×８μｍ）において、存在する残留オーステナイト結晶粒の長軸と短軸を測定し軸比（長軸／短軸）を求め、その平均値を算出して平均軸比とした。
【００５８】
本発明の薄鋼板は、ベイニティックフェライト、マルテンサイト、および残留オーステナイトの混合組織で構成されていても良いが、本発明の作用を損なわない範囲で、他の組織（代表的には、フェライトやパーライト）を有していても良い。ここでいうフェライトとは、ポリゴナルフェライトを意味する。即ち、転位密度がないか、或いは転位が極めて少ないフェライトを意味する。
【００５９】
フェライトやパーライトは、本発明の製造過程で必然的に残存し得る組織である。これらの組織は、少なければ少ない程好ましく、本発明では９％以下に抑えることが好ましい。より好ましくは５％未満、更に好ましくは３％未満である。
【００６０】
本発明の薄鋼板は、前述した成分組成を満足するスラブを熱間圧延して熱延鋼板を得た後、冷間圧延して冷延鋼板を得て、次いでこの冷延鋼板を熱処理することで製造できる。
【００６１】
冷延性に優れた熱延鋼板を得るには、熱延工程において、巻き取り温度を５５０〜８００℃とする。これにより熱延鋼板の組織は、フェライトとパーライトを主体とした組織となり、熱延鋼板の強度が９００ＭＰａ以下に抑えられ、冷延し易くなる。巻き取り温度が５５０℃未満では、ベイナイトやマルテンサイトなどの硬質相が生成し、強度が高くなり、冷延性を改善できない。従って巻き取り温度は５５０℃以上、好ましくは６００℃以上である。なお、巻き取り温度の上限は特に限定されないが、設備の制約上８００℃とする。巻き取り温度は好ましくは７５０℃以下、より好ましくは７００℃以下とする。
【００６２】
巻き取る前の熱間圧延条件については、巻き取り温度を上記範囲に調整できれば特に限定されず、例えば、鋳造して得られたスラブを、鋳造まま、或いは１１５０〜１３００℃程度に加熱し、仕上げ温度を８５０〜９５０℃として熱間圧延し、次いで上記巻き取り温度まで０．１〜１０００℃／秒の冷却速度で冷却すればよい。
【００６３】
本発明によれば、成分組成を調整したスラブを熱延し、これを所定の温度で巻き取っているため、熱延鋼板の強度を９００ＭＰａ以下に抑えることができる。そのため本発明の熱延鋼板は、熱間圧延後、焼戻し（調質処理）することなく冷間圧延できる非調質材として有用であり、生産性を向上させることができる。
【００６４】
熱間圧延後の冷間圧延条件は、特に限定されず、常法に従って熱延鋼板を冷延すればよい。冷延率は１〜７０％とすることが推奨される。冷延率７０％を超える冷間圧延は、圧延荷重が増大して圧延が困難となるからである。
【００６５】
冷間圧延後の熱処理条件は、前述した成分組成を満足する冷延鋼板をＡc3点〜（Ａc3点＋５０℃）の温度（Ｔ１）で１０〜１８００秒間（ｔ１）保持後、３℃／秒以上の平均冷却速度で（Ｍｓ点−１００℃）〜Ｂｓ点の温度（Ｔ２）まで冷却し、該温度域で６０〜１８００秒間（ｔ２）保持することが推奨される。
【００６６】
上記Ｔ１が（Ａc3点＋５０℃）の温度を超えるか、ｔ１が１８００秒を超えると、オーステナイトの粒成長を招き、加工性（伸びフランジ性）が悪化するので好ましくない。従ってｔ１は１８００秒以下、好ましくは６００秒以下、より好ましくは４００秒以下である。
【００６７】
一方、上記Ｔ１がＡc3点の温度より低くなると、所定のベイニティックフェライトおよびマルテンサイト組織が得られない。また、上記ｔ１が１０秒未満では、オーステナイト化が充分行われず、Ｆｅの炭化物（セメンタイト）やその他の合金の炭化物が残存してしまうので好ましくない。従ってｔ１は１０秒以上、好ましくは３０秒以上、より好ましくは６０秒以上である。
【００６８】
Ａc3点は、「レスリー鉄鋼材料学」の２７３頁に記載されている次に示す計算式から算出できる。
Ａc3＝９１０−２０３×［Ｃ］0.5−１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋１３．１×［Ｗ］−３０×［Ｍｎ］−１１×［Ｃｒ］−２０×［Ｃｕ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋４００×［Ｔｉ］
【００６９】
次いで上記冷延鋼板を３℃／秒以上の平均冷却速度で冷却することで、パーライト変態領域を避けてパーライト組織の生成を防止できる。この平均冷却速度は大きい程よく、好ましくは５℃／秒以上、より好ましくは１０℃／秒以上とすることが推奨される。
【００７０】
冷却到達温度は、（Ｍｓ点−１００℃）〜Ｂｓ点の温度（Ｔ２）とし、この温度域で６０〜１８００秒間（ｔ２）保持して恒温変態させることで所定の組織にできる。Ｔ２（保持温度）がＢｓ点の温度を超えると、本発明にとって好ましくないパーライトが多量に生成し、ベイニティックフェライトおよびマルテンサイト組織を充分に確保できない。一方、Ｔ２が（Ｍｓ点−１００℃）の温度を下回ると残留オーステナイトが減少するので好ましくない。
【００７１】
Ｍｓ点は、次に示す計算式から算出できる。
Ｍｓ＝５６１−４７４×［Ｃ］−３３×［Ｍｎ］−１７×［Ｎｉ］−１７×［Ｃｒ］−２１×［Ｍｏ］
【００７２】
Ｂｓ点は次に示す計算式から算出できる。
Ｂｓ＝８３０−２７０×［Ｃ］−９０×［Ｍｎ］−３７×［Ｎｉ］−７０×［Ｃｒ］−８３×［Ｍｏ］
【００７３】
また、ｔ２（保持時間）が１８００秒を超えるとベイニティックフェライトの転位密度が小さくなり水素のトラップ量が少なくなる他、所定の残留オーステナイトが得られない。従って上記ｔ２は１８００秒以下、好ましくは１２００秒以下、より好ましくは６００秒以下とする。
【００７４】
一方、上記ｔ２が６０秒未満でも、所定のベイニティックフェライトおよびマルテンサイト組織が得られない。従って上記ｔ２は好ましくは６０秒以上、好ましくは９０秒以上、より好ましくは１２０秒以上とする。
【００７５】
保持後の冷却方法については特に限定されず、空冷、急冷、気水冷却等を行なうことができる。
【００７６】
実操業を考慮すると、上記熱処理（焼鈍処理）は、連続焼鈍設備またはバッチ式焼鈍設備を用いて行うのが簡便である。また冷延鋼板にメッキを施して溶融亜鉛メッキとする場合には、メッキ条件が上記熱処理条件を満足するように設定し、該メッキ工程で上記熱処理を兼ねて行ってもよい。
【００７７】
本発明は、板厚が５ｍｍ以下の薄鋼板を対象とするものであるが、製品形態は特に限定されず、熱間圧延、冷間圧延、および熱処理（焼鈍処理）を経て得られた薄鋼板について、化成処理を施したり、溶融メッキ、電気メッキ、蒸着等によるメッキや、各種塗装、塗装下地処理、有機皮膜処理等を施してもよい。
【００７８】
上記メッキの種類としては、一般的な亜鉛メッキ、アルミメッキ等のいずれでもかまわない。またメッキの方法は、溶融メッキと電気メッキのいずれでもよく、更にメッキ後に合金化熱処理を施してもよく、複層メッキを施してもよい。また、非メッキ鋼板上やメッキ鋼板上にフィルムラミネート処理を施してもよい。
【００７９】
上記塗装を行なう場合は、各種用途に応じてリン酸塩処理などの化成処理を施したり、電着塗装を施してもよい。塗料は公知の樹脂が使用可能であり、例えば、エポキシ樹脂、フッ素含有樹脂、シリコンアクリル樹脂、ポリウレタン樹脂、アクリル樹脂、ポリエステル樹脂、フェノール樹脂、アルキッド樹脂、メラミン樹脂などを公知の硬化剤と共に使用することが可能である。特に耐食性の観点からはエポキシ樹脂、フッ素含有樹脂、シリコンアクリル樹脂の使用が推奨される。その他、塗料に添加される公知の添加剤、例えば着色用顔料、カップリング剤、レベリング剤、増感剤、酸化防止剤、紫外線安定剤、難燃剤などを添加してもよい。
【００８０】
また塗料の形態も特に限定されず、溶剤系塗料、粉体塗料、水系塗料、水分散型塗料、電着塗料など用途に応じて適宜選択することができる。上記塗料を用い、所望の被覆層を鋼材に形成させるには、ディッピング法、ロールコーター法、スプレー法、カーテンフローコーター法などの公知の方法を用いればよい。被覆層の厚みは用途に応じて公知の適切な値を採用すればよい。
【００８１】
本発明の薄鋼板は強度が高いため、例えば、バンパーやドアインパクトビーム、ピラー、レインフォース、メンバー等の自動車の補強部材等の自動車用強度部品の他、シートレール等の室内部品等にも適用できる。この様に形成加工して得られる部品においても、十分な材質特性（強度）を有しかつ優れた耐水素脆化特性を発揮する。
【実施例】
【００８２】
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可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００８３】
表１または表２に示した成分組成（残部は、鉄および不可避不純物）の供試鋼（鋼種Ａ〜Ｕと鋼種ａ〜ｒ）を真空溶製し、実験用スラブとした後、板厚３．２ｍｍの熱延鋼板を得てから酸洗により表面スケールを除去し、その後１．２ｍｍ厚となるまで冷間圧延し、連続焼鈍した。熱延工程、冷延工程、焼鈍工程の条件は次の通りである。なお、下記表１と表２に、成分組成から上記の式を用いてＡc3点の温度、Ｂｓ点の温度、Ｍｓ点の温度を夫々算出して示す。また、表１と表２に示した成分組成から上記（１）式を用いて算出したＺ値を下記表３と表４に示す。
【００８４】
熱延工程は、上記実験用スラブを、１２５０℃で３０分間保持した後、仕上げ温度（ＦＤＴ）が８５０℃となるように熱間圧延し、巻き取り温度（５００〜６５０℃）まで平均冷却速度４０℃／秒で冷却した。次いで、この巻き取り温度で３０分間保持した後、室温まで放冷して熱延鋼板を得た。
【００８５】
得られた熱延鋼板を、冷延率５０％で冷間圧延し（冷延工程）、次いで、連続焼鈍した（焼鈍工程）。連続焼鈍は、温度Ｔ１（℃）で１２０秒間（ｔ１）保持した後、平均冷却速度２０℃／秒で表３または表４に示した温度Ｔ２（℃）まで急速冷却（空冷）し、この温度Ｔ２（℃）で２４０秒間（ｔ２）保持して行なった。温度Ｔ２で保持後は、室温まで気水冷却して薄鋼板を得た。
【００８６】
このようにして得られた熱延鋼板の引張強度（ＴＳ）と冷延性、薄鋼板の引張強度、薄鋼板の金属組織、および薄鋼板の耐水素脆化特性を下記要領で夫々調べた。
【００８７】
［熱延鋼板の引張強度（ＴＳ）と冷延性］
熱延鋼板の引張強度（ＴＳ）は、試験片としてＪＩＳ５号試験片を用い、引張試験して測定した。尚、引張試験の歪速度は１ｍｍ／秒とした。熱延鋼板の引張強度が９００ＭＰａ以下である場合を冷延性に優れると評価し、下記表３と表４では○で示した。一方、９００ＭＰａを超える場合を冷延性に劣ると評価し、下記表３と表４では×で示した。
【００８８】
［薄鋼板の引張強度（ＴＳ）］
薄鋼板の引張強度（ＴＳ）も、試験片としてＪＩＳ５号試験片を用い、引張試験して測定した。引張試験の歪速度も１ｍｍ／秒とした。薄鋼板の引張強度が９８０ＭＰａ以上である場合を高強度（合格）と評価し、９８０ＭＰａ未満を強度不足（不合格）と評価した。
【００８９】
［薄鋼板の金属組織］
薄鋼板の板厚１／４の位置で圧延面と平行な面における任意の測定領域（約５０μｍ×５０μｍ、測定間隔は０．１μｍ）を対象に観察・撮影し、ベイニティックフェライト（ＢＦ）およびマルテンサイト（Ｍ）の面積率、残留オーステナイト（残留γ）の面積率を前述した方法に従って測定した。任意に選択した上記サイズの２視野において同様に測定し、平均値を求めた。
【００９０】
その他の組織（フェライトやパーライト等）の面積率は、全組織（１００％）から上記組織（ＢＦ＋Ｍ＋残留γ）の占める面積率を差し引いて求めた。
【００９１】
残留オーステナイト結晶粒の平均軸比は、前述の方法に従って測定し、平均軸比が５以上のものを本発明の要件を満たす（○）とし、平均軸比が５未満のものを本発明の要件を満たさない（×）と評価した。
【００９２】
［薄鋼板の耐水素脆化特性］
耐水素脆化特性を測定するに当たり、各薄鋼板から１５０ｍｍ×３０ｍｍの短冊試験片を切り出して試験片とした。即ち、図１の（ａ）に示すように、切り出した短冊試験片にボルトを通す穴（φ１２ｍｍ）を２つ空け、図１の（ｂ）に示すように、曲げ部のＲが１５ｍｍとなるように曲げ加工を施した後、前記穴にボルト１を通して締め付け、曲げ部に１０００ＭＰａの応力を負荷したものを試験片として用いた。なお、曲げ部の応力は、曲げ加工を施した試験片をボルト１で締め付ける前に曲げ部に歪ゲージ２を貼り付けた後、該曲げ部に負荷される応力が１０００ＭＰａになるまでボルト１を締め込むことによって調整した。この試験片を５％塩酸水溶液中に浸漬して割れ発生までの時間を測定した。割れ発生までの時間が２４時間以上の薄鋼板を耐水素脆化特性に優れると評価し、２４時間未満の薄鋼板を耐水素脆化特性に劣ると評価した。
【００９３】
以上の結果を表３と表４に併記する。
【００９４】
【表１】
2008169475.tif 000002
【００９５】
【表２】
2008169475.tif 000003
【００９６】
【表３】
2008169475.tif 000004
【００９７】
【表４】
2008169475.tif 000005
【００９８】
表３と表４から次の様に考察できる。本発明で規定する要件を満たすＮｏ．１，２，４，５，７，９〜１１，１４，１６，１７，１９〜２６，３５〜３７，３９，４０は、熱延鋼板の引張強度が９００ＭＰａ以下で、冷延性に優れているにもかかわらず、薄鋼板の引張強度は９８０ＭＰａ以上を確保でき、しかも過酷な環境下での耐水素脆化特性にも優れている。
【００９９】
これに対し、Ｎｏ．３，６，８，１２，１３，１５，１８，２７〜３４，３８，４１は、何れも本発明で規定する要件を満足していない。
【０１００】
Ｎｏ．３，６，８は、Ｍｏ量が過剰な例であり、熱延鋼板の強度が高くなって冷延性を改善できていない。Ｎｏ．１２は、Ｂ量が過剰な例であり、粒界に硼炭化物が析出し、粒界脆化を生じることによって、耐水素脆化特性が劣化している。Ｎｏ．１３は、Ｃ量が過剰な例であり、熱延鋼板の強度が高くなって冷延性を改善できていない。また、薄鋼板の強度が高なり過ぎて、耐水素脆化特性を充分に改善できていない。
【０１０１】
Ｎｏ．１５は、Ｓｉ量が不足している例であり、残留オーステナイトがほとんど存在していないため、耐水素脆化特性に劣っている。Ｎｏ．１８は、Ｍｎ量が過剰な例であり、熱延鋼板の強度が高くなって冷延性を改善できていない。また、偏析が顕著となって耐水素脆化特性が劣化している。Ｎｏ．２７〜３３は、Ｍｏ量が過剰で、しかもＢを含有しない例であり、熱延鋼板の強度が高くなって冷延性を改善できていない。
【０１０２】
Ｎｏ．３４は、温度Ｔ１が低いため、（α＋γ）の二相域での焼鈍となり、フェライトが多く生成した。また、残留オーステナイト結晶粒の平均軸比が本発明で規定する範囲を満足していない。Ｎｏ．３８は、Ｚ値が本発明で規定する範囲より小さくなっているため、薄鋼板としての強度を確保できていない。Ｎｏ．４１は、巻き取り温度が低いため、ベイナイトやマルテンサイトなどの硬質相が生成し、熱延鋼板の強度が高くなって冷延性を改善できていない。
【図面の簡単な説明】
【０１０３】
【図１】図１は、耐水素脆化特性の評価方法を説明するための図であり、（ａ）は試験片の概略図、（ｂ）は評価中の試験片の形状を示す図である。
【符号の説明】
【０１０４】
１  ボルト
２  歪ゲージ
【図１】
2008169475.tif 000006
【手続補正書】
【提出日】平成20年4月28日(2008.4.28)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．１０〜０．２５％、
Ｓｉ：０．５〜３％、
Ｍｎ：１．０〜３．２％、
Ｐ  ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｍｏ：０．０１〜０．０２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％、
Ｂ  ：０．０００２〜０．００３０％、
Ｎ  ：０．０１％以下（０％を含まない）を満足し、
残部が鉄および不可避不純物からなる薄鋼板であり、
該薄鋼板は、下記（１）式で算出されるＺ値が２．０〜６．０で、
全組織に対する面積率で、
残留オーステナイトが１％以上、
ベイニティックフェライトおよびマルテンサイトが合計で８０％以上であると共に、
上記残留オーステナイト結晶粒の平均軸比（長軸／短軸）が５以上であり、引張強度が９８０ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度薄鋼板。
Ｚ値＝９×［Ｃ］＋［Ｍｎ］＋３×［Ｍｏ］＋４９０×［Ｂ］＋７×［Ｍｏ］／｛１００×（［Ｂ］＋０．００１）｝  ・・・（１）
［式中、［  ］は、薄鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を示している。］
【請求項２】
質量％で、
Ｃ  ：０．１０〜０．２５％、
Ｓｉ：０．５〜３％、
Ｍｎ：１．０〜３．２％、
Ｐ  ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｍｏ：０．０１〜０．０２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１％、
Ｂ  ：０．０００２〜０．００３０％、
Ｎ  ：０．０１％以下（０％を含まない）を満足し、
残部が鉄および不可避不純物からなる冷延用熱延鋼板であり、
該熱延鋼板は、下記（１）式で算出されるＺ値が２．０〜６．０で、引張強度が９００ＭＰａ以下であることを特徴とする冷延性に優れた冷延用熱延鋼板。
Ｚ値＝９×［Ｃ］＋［Ｍｎ］＋３×［Ｍｏ］＋４９０×［Ｂ］＋７×［Ｍｏ］／｛１００×（［Ｂ］＋０．００１）｝  ・・・（１）
［式中、［  ］は、熱延鋼板中に含まれる各元素の含有量（質量％）を示している。］
【請求項３】
更に、他の元素として、
Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｖ  ：０．５％以下（０％を含まない）、および
Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）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に記載の鋼板。
【請求項４】
更に、他の元素として、
Ｃｕ：１％以下（０％を含まない）および／または
Ｎｉ：１％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の鋼板。
【請求項５】
更に、他の元素として、
Ｗ：１％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の鋼板。
【請求項６】
更に、他の元素として、
Ｃａ  ：０．００５％以下（０％を含まない）、
Ｍｇ  ：０．００５％以下（０％を含まない）、および
ＲＥＭ：０．００５％以下（０％を含まない）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鋼板。
【請求項７】
請求項２〜６のいずれかに記載の成分組成を満足するスラブを熱間圧延し、５９０〜８００℃で巻き取ることを特徴とする冷延性に優れた冷延用熱延鋼板の製造方法。