JP4288201B2

JP4288201B2 - 耐水素脆化特性に優れた自動車用部材の製造方法

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Publication number: JP4288201B2
Application number: JP2004116492A
Authority: JP
Inventors: 邦夫林; 学高橋; 展弘藤田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2003-09-05
Filing date: 2004-04-12
Publication date: 2009-07-01
Anticipated expiration: 2024-04-12
Also published as: JP2005097725A

Description

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とその製造方法に関するものである。

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（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎＩｎｄｕｃｅｄＰｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼があり、近年用途が拡大しつつある。

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。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。

特開２０００−３８６４０号公報

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。

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、鋼材成分に種々の元素を添加することにより、鋼材の靱性が向上し、遅れ破壊特性が大きく向上すること。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、さらに遅れ破壊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。

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。

（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、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｍｏの元素群中から１種または２種以上を合計で０．００１〜３％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６０％以上のマルテンサイト組織を有し、引張強度が９８０ＭＰａ以上であるホットプレス用鋼板を使用した自動車用部材を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。

（２）ホットプレス用鋼板が、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自動車用部材の製造方法。
（３）ホットプレス用鋼板が、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自動車用部材の製造方法。

（４）ホットプレス用鋼板が、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に記載の耐水素脆化特性に優れた自動車用部材の製造方法。
（５）ホットプレス用鋼板が、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に記載の耐水素脆化特性に優れた自動車用部材の製造方法。

（６）ホットプレス用鋼板が、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前記（１）〜（５）の何れか１に記載の耐水素脆化特性に優れた自動車用部材の製造方法。
（７）ホットプレス用鋼板の旧オーステナイト組織の粒径が３〜５０μｍであることを特徴とする前記（１）〜（６）の何れか１に記載の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。

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。

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、本発明は種々の添加元素を加えることにより、鋼材の靭性を向上し、水素脆化起因による遅れ破壊特性を向上した。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、部材中に炭化物、及び窒化物を水素トラップサイトとして均等かつ微細に分散させ、そこ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ことを知見した。

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、鋼材成分及び成型後の熱処理を工夫することにより遅れ破壊特性を向上させる事に成功した。

すなわち、
（１）種々の合金元素の添加による靱性の向上と、これによる耐水素脆化特性の向上。
（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）Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｍｏの酸化物、硫化物、窒化物、複合晶出物、複合析出物の粒内の分散形態制御。
（４）ホットプレスによる成形後の熱処理によるＮｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｍｏの窒化物、複合析出物の粒内の分散形態制御。

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、および水素のトラップサイトであるＮｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｔｉ、およびＭｏの酸化物、硫化物、窒化物、複合晶出物および複合析出物の分散を行うことにより、部材成型後の耐遅れ破壊性の確保する事ができる。このためには、鋼材成分、および成型後の熱処理条件を制御する事が重要である。
複合晶出物とは、主にＭｇ、Ａｌ、Ｔｉ等を含有した単独あるいは複合酸化物であり、各複合化合物とは、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｍｇ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。

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。

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、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。

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、極低下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。

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。

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。

Ｎｂは、鋼板の強度上昇及び細粒化に有効な元素である上、Ｎｂ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、Ｎｂ単独又は後述のＶ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｍｏの１種又は２種以上との合計で０．００１％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００１％とした。逆に、これらの元素の１種又は２種以上の合計として３％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３％とした。

Ｖは、鋼板の強度上昇及び粒径の微細化に有効である上、Ｖ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、Ｖ単独又はＮｂ、後述のＣｒ，Ｔｉ，Ｍｏの１種又は２種以上との合計で０．００１％未満ではこの効果が得られないために、下限値を０．００１％とした。逆に、これらの元素の１種又は２種以上の合計として３％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３％とした。

Ｃｒは、鋼板の強度上昇に有効な元素である上、Ｃｒ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、Ｃｒ単独又はＮｂ，Ｖ、後述のＴｉ，Ｍｏの１種又は２種以上との合計で０．００１％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００１％とした。逆に、これらの元素の１種又は２種以上の合計として３％超含有すると加工性低下が生じるため、上限値を３％とした。

Ｔｉは、Ｔｉ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、Ｔｉ単独又はＮｂ，Ｖ，Ｃｒ、後述のＭｏの１種又は２種以上との合計で０．００１％未満では析出物および晶出物の個数が低下するために、下限値を０．００１％とした。逆に、これらの元素の１種又は２種以上の合計として３％超では粗大析出または晶出物が多量に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３％とした。

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。さらに、Ｍｏ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、Ｍｏ単独又はＮｂ，Ｖ，Ｃｒ、Ｔｉの１種又は２種以上との合計で０．００１％未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を０．００１％とした。また、これらの元素の１種又は２種以上の合計として３％超ではこれらの効果が飽和するため、上限値を３％とした。

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。

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。

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、または複合昇出物を生成させ、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。
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、ＲａｒｅＥａｒｔｈＭｅｔａｌの略でＬａから始まるランタノイド系元素の総称である。

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微細化には、鋼板製造中に析出または晶出したＮｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｔｉ、およびＭｏの酸化物、硫化物、窒化物、および複合析出物が、自動車部材製造時の加熱中に起こるオーステナイト粒径の粗大化をピニングにより抑制する事で、自動車部材製造後の旧オーステナイト粒径を微細化する事ができる。

ベイナイト組織またはマルテンサイト組織を形成する旧オーステナイト粒を微細化する事により、鋼板の靭性が向上し耐水素脆化特性が向上する。ここで、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、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。

次に、本発明の鋼板の製造方法について述べる。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。熱延後冷延・焼鈍、あるいはＡｌメッキをして本発明の鋼板を製造する場合には、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延を行う。このときの再加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下とすることが望ましい。これは再加熱温度が高温になると粗粒化や厚い酸化スケールが形成される。一方、低温加熱では圧延抵抗が高くなってしまうため、上記の温度範囲が望ましい。

次に、熱間圧延では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熱間圧延をＡｒ₃以上で行い、逆に高温すぎても焼鈍後の再結晶粒径およびＮｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｔｉ、およびＭｏの酸化物、硫化物、窒化物、複合晶出物および複合析出物が必要以上に粗大化するため、１０００℃以下が望ましい。熱間圧延後５００℃〜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５００℃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５００℃とし、冷却停止温度の上限が７００℃より高いとＮｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｔｉ、およびＭｏの酸化物、硫化物、窒化物、および複合析出物が粗大化することによりトラップ能が低下することから前記の範囲に規定する。

また、冷却速度が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、トラップサイトとなるＮｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｔｉ、およびＭｏの酸化物、硫化物、窒化物、および複合析出物の析出を促進させるために、２０℃／秒以上の冷却速度が好ましい。

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℃以下とすることが好ましい。

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。冷却速度が０．１℃／秒より遅いとフェライトやパーライトの生成を促進して強度低下を招く懸念があることから、冷却速度の下限を０．１℃／秒とした。一方、冷却速度が１０００℃／秒超の場合には最終的な鋼板中のマルテンサイト相などの硬質相が多量になってしまうことや、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℃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。

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入れ後の遅れ破壊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。

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、焼入れ後に所定の強度が得られないため６０００秒以下とする。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。

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４００〜７００℃の温度範囲で、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｍｏを含む炭・窒化物が析出する事で、水素トラップサイトとなり鋼中での水素の凝集を防ぎ水素脆化に対し有効に働くからである。また、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、及び析出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。

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〜Ｃ、Ｅ〜Ｇが本発明に従った成分の鋼で符号Ｄ、Ｈ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、仕上げ温度を８５０℃とし６２０℃まで４〜８℃／秒で空冷後巻き取った。この熱延板を６０％冷延し、成分Ａ〜Ｄの鋼種は冷延鋼板に、成分Ｅ〜Ｈの鋼種はＡｌメッキ鋼板とした。冷延鋼板は最高加熱温度７５０℃で９０秒保持後、１０℃／秒で４５０℃まで冷却後２００秒保持したのち空冷した。

また、Ａｌメッキ鋼板は、最高加熱７５０℃で９０秒保持後、５００℃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。こうして製造した冷延鋼板、およびめっき鋼板について、強度と耐水素脆化特性を評価した。また、各鋼種Ａ〜Ｈに対しホットプレス成型後に６００℃で１時間の熱処理を行った物も強度と耐水素脆化特性を評価した。

表２に、鋼板の耐遅れ破壊特性の評価を示した。ここで表２における各鋼種の製造条件は、子番が１の物はホットプレスままであるのに対し、子番が２の物はホットプレス後に熱処理を行った試験片である。評価方法は、１００ｍｍ×３０ｍｍの短冊試験片を１０００℃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、上記のとおりホットプレス後に６００℃で１時間の熱処理を行った物も同様に評価した。

表２に示すように、本発明鋼であるＡ〜Ｃ、およびＥ〜Ｇ鋼において、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、上記の遅れ破壊試験において割れが発生しなかったことから耐遅れ破壊性に優れている。これらに対して比較鋼であるＤ、Ｈ鋼では、成分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、耐遅れ破壊特性は劣る。さらに、ホットプレス後に熱処理を行った場合、強度は減少するものの遅れ破壊特性が向上している。したがって、種々の添加元素を添加すると鋼材の靭性が向上し、さらにホットプレス後に熱処理を行うことでトラップサイトとなる酸化物、硫化物、窒化物および複合析出物が遅れ破壊に対し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

Claims

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、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｍｏの元素群中から１種または２種以上を合計で０．００１〜３％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６０％以上のマルテンサイト組織を有し、引張強度が９８０ＭＰａ以上であるホットプレス用鋼板を使用した自動車用部材を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。
ホットプレス用鋼板が、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自動車用部材の製造方法。
ホットプレス用鋼板が、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自動車用部材の製造方法。
ホットプレス用鋼板が、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自動車用部材の製造方法。
ホットプレス用鋼板が、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自動車用部材の製造方法。
ホットプレス用鋼板が、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請求項１〜５のいずれか１項に記載の耐水素脆化特性に優れた自動車用部材の製造方法。
ホットプレス用鋼板の旧オーステナイト組織の粒径が３〜５０μｍであることを特徴とする請求項１〜６の何れか１項に記載の耐水素脆化特性に優れた自動車用部材の製造方法。