(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％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、
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、Ｍｇの酸化物、Ｍｇの硫化物、Ｍｇの複合晶出物およびＭｇの複合析出物のいずれか１種以上が、
平均粒子径ｄ：０．０１〜５．０μｍ
密度ρ：１平方ｍｍあたり１００〜１０００００個
分布：平均粒子径からの標準偏差σと平均粒子径ｄの比σ/ｄ≦１．０
を満たす分布形態を有し、さらに、前記平均粒子径ｄ、前記密度ρ、残留オーステナイトの体積率Ｖγ(％)、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。
式（Ａ）：１０００（Ｖγ−０．１）−５．５＋α（Ｍｇ−４０)２−５０（ｄ−０．２)２＋１．１ｌｎρ＋７００（ＴＳ−６８０）−０．９≧１０
＊）α＝−０．００５（Ｍｇ≦４０）、α＝−０．００２（Ｍｇ＞４０）
Ｖγ：残留オーステナイト体積率（％）
Ｍｇ：Ｍｇ量（重量ｐｐｍ）
ｄ  ：平均粒子径（μｍ）
ρ  ：密度（個／ｍｍ２）
ＴＳ：引張強度（ＭＰａ）
式（Ａ）の条件：[1]１０００（Ｖγ−０．１）−５．５≧１０の時は１０００（Ｖγ−０．１）−５．５＝１０
[2]２≦Ｍｇ≦１００ｐｐｍ
[3]０．０１≦ｄ≦５．０μｍ、（ｄ−０．２）２≦０．２の時は（ｄ−０．２）２  ＝０．２
[4]１００≦ρ≦１０００００個／ｍｍ２  
[5]７８０ＭＰａ≦ＴＳ
【請求項２】
更に、重量％にて、
Ｖ  ：０．００５〜１％、
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。
【請求項３】
更に、重量％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。
【請求項４】
更に、重量％にて、
Ｃｕ：０．００５〜２．０％
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する請求項１〜３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。
【請求項５】
更に、重量％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する請求項１から４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。
【請求項６】
更に、重量％にて、
Ｂ  ：０．０００２〜０．１％
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する請求項１から５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。
【請求項７】
更に、重量％にて、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｙ  ：０．０００５〜０．０１％
の１種または２種以上を含有し、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する請求項１から６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。
【請求項８】
請求項１から７のいずれかに記載の組成からなる鋳片を製造し、Ａｒ３  点以上の仕上温度で熱間圧延を施し、５００〜８００℃で捲取り、次いで通常の酸洗の後、圧下率を３０〜８０％として冷間圧延後、焼鈍工程で６００℃以上９５０℃以下に均熱して再結晶焼鈍を施し、次いで調質圧延を施した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法。
【請求項９】
請求項８記載の製造方法で、焼鈍後２００〜７００℃の温度域で１分から１０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法。
【請求項１０】
請求項１から７に記載の高強度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。
【請求項１１】
鋼板に亜鉛めっきの表面処理を施したことを特徴とする請求項１から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。
【請求項１２】
請求項９または請求項１０に記した鋼板に、さらにフィルムラミネート処理をする成形加工後の耐遅れ破壊性に優れた高強度薄鋼板。
【請求項１３】
請求項１から７に記載の高強度薄鋼板により作成された自動車用強度部品。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
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及びその製造方法並びにそれらにより作成される自動車用強度部品に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
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、▲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。
【０００３】
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、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。
【０００４】
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。
【０００５】
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、「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。また、特開平１１―２９３３８３号で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。
【０００６】
一方、薄鋼板の遅れ破壊に関しては、（例えば、山崎ら  CAMP-ISIJ  vol.5  p1839 〜1842 (1992))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。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
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。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
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、Ｍｇ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で、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、溶融亜鉛めっき、電気めっき設備など）を用いた前記の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。
【０００９】
（１）重量％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、
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、Ｍｇの酸化物、Ｍｇの硫化物、Ｍｇの複合晶出物およびＭｇの複合析出物のいずれか１種以上が、
平均粒子径ｄ：０．０１〜５．０μｍ
密度ρ：１平方ｍｍあたり１００〜１０００００個
分布：平均粒子径からの標準偏差σと平均粒子径ｄの比σ/ｄ≦１．０
を満たす分布形態を有し、さらに、前記平均粒子径ｄ、前記密度ρ、残留オーステナイトの体積率Ｖγ(％)、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。
式（Ａ）：１０００（Ｖγ−０．１）−５．５＋α（Ｍｇ−４０)２−５０（ｄ−０．２)２＋１．１ｌｎρ＋７００（ＴＳ−６８０）−０．９≧１０
＊）α＝−０．００５（Ｍｇ≦４０）、α＝−０．００２（Ｍｇ＞４０）
Ｖγ：残留オーステナイト体積率（％）
Ｍｇ：Ｍｇ量（重量ｐｐｍ）
ｄ  ：平均粒子径（μｍ）
ρ  ：密度（個／ｍｍ２）
ＴＳ：引張強度（ＭＰａ）
式（Ａ）の条件：[1]１０００（Ｖγ−０．１）−５．５≧１０の時は１０００（Ｖγ−０．１）−５．５＝１０
[2]２≦Ｍｇ≦１００ｐｐｍ
[3]０．０１≦ｄ≦５．０μｍ、（ｄ−０．２）２≦０．２の時は（ｄ−０．２）２  ＝０．２
[4]１００≦ρ≦１０００００個／ｍｍ２  
[5]７８０ＭＰａ≦ＴＳ
【００１０】
（２）更に、重量％にて、
Ｖ  ：０．００５〜１％、
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。
【００１１】
（３）更に、重量％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。
【００１２】
（４）更に、重量％にて、
Ｃｕ：０．００５〜２．０％
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する（１）〜（３）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。
【００１３】
（５）更に、重量％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する（１）から（４）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。
【００１４】
（６）更に、重量％にて、
Ｂ  ：０．０００２〜０．１％、
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する（１）から（５）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。
【００１５】
（７）更に、重量％にて、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｙ  ：０．０００５〜０．０１％
の１種または２種以上を含有し、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する（１）から（６）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。
【００１６】
（８）（１）から（７）のいずれかに記載の組成からなる鋳片を製造し、Ａｒ3 点以上の仕上温度で熱間圧延を施し、５００〜８００℃で捲取り、次いで通常の酸洗の後、圧下率を３０〜８０％として冷間圧延後、焼鈍工程で６００℃以上９５０℃以下に均熱して再結晶焼鈍を施し、次いで調質圧延を施した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法。
【００１７】
（９）（８）記載の製造方法で、焼鈍後２００〜７００℃の温度域で１分から１０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法。
【００１８】
（１０）（１）から（７）に記載の高強度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。
【００１９】
（１１）鋼板に亜鉛めっきの表面処理を施したことを特徴とする（１）から（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。
【００２０】
（１２）（９）または（１０）に記した鋼板に、さらにフィルムラミネート処理をする成形加工後の耐遅れ破壊性に優れた高強度薄鋼板。
【００２１】
（１３）（１）から（７）に記載の高強度薄鋼板により作成された自動車用強度部品。
【００２２】
【発明の実施の形態】
焼き戻しマルテンサイト鋼では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。前出の特開平１１―２９３３８３号にあるように、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、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。
【００２３】
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、種々の晶出物、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▼  Ｍｇ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。
▲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Ｍｇ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事ができる。これを満たすための条件として、式（Ａ）を規定した。尚、▲１▼のＭｇ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は、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、より遅れ破壊特性向上に有効である。
【００２４】
上記の本発明の▲１▼▲２▼▲３▼を得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ある。
【００２５】
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。
上記▲１▼と▲２▼は以下のように限定する。
【００２６】
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。
【００２７】
平均粒子径：平均粒子径は、０．０１μｍから５．０μｍ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０．０１μｍ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５．０μｍを上限とした。
【００２８】
密度：粒子密度は、１００〜１０００００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１００個／ｍｍ2 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、１０００００個／ｍｍ2 を上限とした。
【００２９】
分布：粒子の分布を、平均粒子径からの標準偏差σと平均粒子径ｄの比σ/ｄが、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。
【００３０】
ここで、Ｍｇ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、複合析出または晶出物は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、Ｍｇの他合金添加元素（例えばＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、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。
【００３１】
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７８０ＭＰａ以上、板厚は０．５ｍｍ〜４．０ｍｍの鋼板についてである。
次に式（Ａ）であるが、残留オーステナイトの体積率、平均粒子径、密度、Ｍｇ量、引張強度が耐遅れ破壊性の要因としてあげられることに加えて、図１より設定した。式（Ａ）の左辺を関数ｆ（Ｖγ、Ｍｇ、ｄ、ρ、ＴＳ）とおくと、ｆ（Ｖγ、Ｍｇ、ｄ、ρ、ＴＳ）の値が１０以上で著しく耐遅れ破壊性が向上する。さらに各変数についての耐遅れ破壊性に対する影響を図２〜４に示す。図中の○は耐遅れ破壊性が良好であり、×は不良であったことを示す。
【００３２】
図２はf(Ｖγ）と残留オーステナイト体積率Ｖγの相関グラフである。グラフの条件はＭｇ：３０ｐｐｍ、平均粒子径：０．４μｍ、密度：１５００個／ｍｍ2 、引張強度：１４８０ＭＰａである。Ｖγが高いと耐遅れ破壊性が劣化するが、f(Ｖγ）値が高い発明鋼はＶγが７％以下で良好な耐遅れ破壊性を示す。また、Ｖγが７％以下でも×の比較鋼はＭｇ、粒径、密度が範囲外のためf(Ｖγ）＜１０となり耐遅れ破壊性が悪化したためである。
【００３３】
図３はf(Mg) とＭｇ添加量の相関グラフである。グラフの条件は残留オーステナイトの体積率：３．０％、平均粒子径：０．４μｍ、密度：１５００個／ｍｍ2 、引張強度：１４８０ＭＰａである。Ｍｇ添加量が２０〜７０ｐｐｍに特に耐遅れ破壊性が良好な領域がある。また、Ｍｇが１００ｐｐｍ以下で×のものは残留オーステナイト、粒径、密度が範囲外のためf(Mg) ＜１０となり耐遅れ破壊性が悪化したためである。
【００３４】
図４はf(ρ) と晶出物及び析出物の密度の相関グラフである。グラフの条件は残留オーステナイトの体積率：３．０％、Ｍｇ：３０ｐｐｍ、引張強度：１３８０ＭＰａである。密度が低いと耐遅れ破壊性が悪いと言える。また、密度ρが請求項の範囲内であるが×のものは、残留オーステナイト、Ｍｇ、粒径が範囲外のためf(ρ) ＜１０となり耐遅れ破壊性が悪化したためである。
以上により、式（Ａ）を満たせば耐遅れ破壊性に優れるとした。
【００３５】
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。
【００３６】
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。
【００３７】
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。
【００３８】
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。
【００３９】
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。
【００４０】
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。
【００４１】
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。
【００４２】
Ｍｇは、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昇晶出物を生成させ、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ために必要な元素であることから、０．０００２％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成形加工性を低下させるため、上限を０．０１％とした。
【００４３】
次に、Ｖ、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させて強度及び耐遅れ破壊性を改善するために必要な元素である。
更にＶ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、０．００５％未満ではこの効果が得られないために、下限値を０．００５％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、延性低下が著しくなる。このため上限値を１％とした。
【００４４】
更に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％超では粗大析出または昇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。
【００４５】
更に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。
【００４６】
更に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％超では粗大析出または昇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。
【００４７】
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、強度及び耐遅れ破壊性を改善するために必要な元素である。
更に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。
【００４８】
更に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。
【００４９】
更に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。
【００５０】
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。
【００５１】
次に、Ｎｉ、Ｃｏは焼入れ性を高める強化元素である。
更に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。
【００５２】
更に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。
【００５３】
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。
【００５４】
次に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。
【００５５】
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鋳片を熱間圧延する。この際、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Ａｒ3 以上で仕上圧延を実施する。また、高温すぎても焼鈍後の再結晶粒径およびＭｇの複合析出または昇出物が必要以上に粗大化するため、９４０℃以下が望ましい。巻き取り温度については、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、５００℃以上とする。
【００５６】
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９５０℃以下とする。焼鈍は連続焼鈍または箱焼鈍設備を用いて行う。
【００５７】
また必要に応じて、焼鈍後、２００〜７００℃の温度域で１分から１０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、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。
【００５８】
前記の鋳片は、鋳造速度が早いとＭｇ化合物が過度に微細化し、鋳造速度が遅いとＭｇ化合物が粗大化しかつ粒子数も少なくなりＭｇ化合物の遅れ破壊制御が十分に発揮できない場合が有る。鋳片の鋳造速度としては、０．０５ｍ／分〜２０．０ｍ／分が望ましい。更に、Ｍｇ化合物の遅れ破壊性向上効果を安定的に利用するには１．０ｍ／分〜３．０ｍ／分が好ましい。
【００５９】
なお、本鋼板は熱延鋼板、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っき、アルミめっき等のいずれでもかまわない。めっきは溶融めっき及び電気めっきのいずれでも良く、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上やめっき鋼板上にフィルムラミネート処理をした鋼板も本発明を逸脱するものではない。
【００６０】
さらに、本発明の高強度薄鋼板（例えば７８０ＭＰａ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、十分な材質特性（強度、剛性等）を表し、衝撃吸収性や耐遅れ破壊性も良好であった。
【００６１】
【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、常法に従い連続鋳造でスラブとした。符号Ａ〜Ｊが本発明に従った成分の鋼で符号Ｋ〜Ｍは成分が逸脱するものである。これらの鋼を加熱炉中で１１６０℃〜１２５０℃の温度で加熱し、８７０℃〜９００℃の仕上げ温度で熱間圧延を行い、６５０℃〜７５０℃にて巻き取る。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％の調質圧延をして冷延鋼板となした。また、符号Ｉ、Ｊは更に目付量を片面５０ｇ／ｍ2 施した合金化溶融亜鉛めっき鋼板とし、Ｊについては加えてフィルムラミネート処理をした。表２に鋼板の製造方法と材質特性を示す。
【００６２】
表３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６０ＭＰａと９０ＭＰａとした。
【００６３】
表２、表３に示すように、本発明例である符号１、２、３、５、７〜１２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、１３〜１５では、成分、焼鈍温度のいずれかが本発明範囲から逸脱している。４、６は式（Ａ）の値が本範囲から逸脱しており、割れ発生までの時間が短くなる。１３〜１５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、本発明での耐遅れ破壊性での差は明らかである。
【００６４】
【表１】
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【００６５】
【表２】
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【００６６】
【表３】
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【００６７】
【発明の効果】
以上に説明した通り、本発明による高強度薄鋼板では、有効に水素のトラップサイトであるＭｇ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事ができる。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、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。
【図面の簡単な説明】
【図１】式（Ａ）と遅れ破壊時間の関係を示すグラフである。
【図２】式（Ａ）と残留オーステナイトの関係を示すグラフである。
【図３】式（Ａ）とＭｇ量の関係を示すグラフである。
【図４】式（Ａ）と密度の関係を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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