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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2022028885
(43)【公開日】2022-02-16
(54)【発明の名称】高強度部材および高強度部材の製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20220208BHJP
C21D 9/46 20060101ALI20220208BHJP
C21D 1/30 20060101ALI20220208BHJP
C22C 38/06 20060101ALI20220208BHJP
C22C 38/60 20060101ALI20220208BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301Z
C21D9/46 G
C21D1/30
C22C38/06
C22C38/60
【審査請求】未請求
【請求項の数】12
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2021193087
(22)【出願日】2021-11-29
(62)【分割の表示】P 2020086412の分割
【原出願日】2019-09-25
(31)【優先権主張番号】P 2018204875
(32)【優先日】2018-10-31
(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP
(31)【優先権主張番号】P 2019121143
(32)【優先日】2019-06-28
(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP
(71)【出願人】
【識別番号】000001258
【氏名又は名称】ＪＦＥスチール株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100184859
【弁理士】
【氏名又は名称】磯村 哲朗
(74)【代理人】
【識別番号】100123386
【弁理士】
【氏名又は名称】熊坂 晃
(74)【代理人】
【識別番号】100196667
【弁理士】
【氏名又は名称】坂井 哲也
(74)【代理人】
【識別番号】100130834
【弁理士】
【氏名又は名称】森 和弘
(72)【発明者】
【氏名】平島 拓弥
(72)【発明者】
【氏名】吉岡 真平
(72)【発明者】
【氏名】金子 真次郎
(57)【要約】
【課題】本発明の課題は、耐遅れ破壊特性に優れた高強度部材、高強度部材の製造方法及び高強度部材用鋼板の製造方法を提供することである。
【解決手段】本発明の高強度部材１０は、鋼板１１を用いて得た曲げ稜線部１２を有する高強度部材１０であって、部材の引張強度が１４７０ＭＰａ以上であり、曲げ稜線部１２の端面１３の残留応力が８００ＭＰａ以下であり、かつ曲げ稜線部１２の端面１３から曲げ稜線方向Ｄ１に延在する亀裂のうち最も長い亀裂長さが、１０μｍ以下である。
【選択図】図１
【解決手段】本発明の高強度部材１０は、鋼板１１を用いて得た曲げ稜線部１２を有する高強度部材１０であって、部材の引張強度が１４７０ＭＰａ以上であり、曲げ稜線部１２の端面１３の残留応力が８００ＭＰａ以下であり、かつ曲げ稜線部１２の端面１３から曲げ稜線方向Ｄ１に延在する亀裂のうち最も長い亀裂長さが、１０μｍ以下である。
【選択図】図１
【特許請求の範囲】
【請求項1】
鋼板を用いて得た曲げ稜線部を有する高強度部材であって、
部材の引張強度が１４７０ＭＰａ以上であり、
前記曲げ稜線部の端面の残留応力が、８００ＭＰａ以下であり、かつ
前記曲げ稜線部の端面から曲げ稜線方向に延在する亀裂のうち最も長い亀裂長さが、１０μｍ以下であり、
（臨界負荷応力）／（降伏強度）が１．００以上である、高強度部材。
部材の引張強度が１４７０ＭＰａ以上であり、
前記曲げ稜線部の端面の残留応力が、８００ＭＰａ以下であり、かつ
前記曲げ稜線部の端面から曲げ稜線方向に延在する亀裂のうち最も長い亀裂長さが、１０μｍ以下であり、
（臨界負荷応力）／（降伏強度）が１．００以上である、高強度部材。
【請求項2】
鋼板組織全体に対して、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するベイナイトおよび平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するマルテンサイトの１種または２種の面積率が合計で９０％以上であるミクロ組織と、を有する、請求項１に記載の高強度部材。
【請求項3】
前記鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．１７％以上０．３５％以下、
Ｓｉ：０．００１％以上１．２％以下、
Ｍｎ：０．９％以上３．２％以下、
Ｐ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．０１％以上０．２％以下、および
Ｎ：０．０１０％以下を含有する、請求項１または２に記載の高強度部材。
Ｃ：０．１７％以上０．３５％以下、
Ｓｉ：０．００１％以上１．２％以下、
Ｍｎ：０．９％以上３．２％以下、
Ｐ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．０１％以上０．２％以下、および
Ｎ：０．０１０％以下を含有する、請求項１または２に記載の高強度部材。
【請求項4】
前記鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．１７％以上０．３５％以下、
Ｓｉ：０．００１％以上１．２％以下、
Ｍｎ：０．９％以上３．２％以下、
Ｐ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．０１％以上０．２％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、および
Ｓｂ：０．００１％以上０．１％以下を含有する、請求項１または２に記載の高強度部材。
Ｃ：０．１７％以上０．３５％以下、
Ｓｉ：０．００１％以上１．２％以下、
Ｍｎ：０．９％以上３．２％以下、
Ｐ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．０１％以上０．２％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、および
Ｓｂ：０．００１％以上０．１％以下を含有する、請求項１または２に記載の高強度部材。
【請求項5】
前記鋼板は、質量％で、
Ｓ：０．００１％以下を含有する、請求項３または４に記載の高強度部材。
Ｓ：０．００１％以下を含有する、請求項３または４に記載の高強度部材。
【請求項6】
前記鋼板の前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００２％以上０．００３５％未満を含有する、請求項３～５のいずれか一項に記載の高強度部材。
Ｂ：０．０００２％以上０．００３５％未満を含有する、請求項３～５のいずれか一項に記載の高強度部材。
【請求項7】
前記鋼板の前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００２％以上０．０８％以下および
Ｔｉ：０．００２％以上０．１２％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、請求項３～６のいずれか一項に記載の高強度部材。
Ｎｂ：０．００２％以上０．０８％以下および
Ｔｉ：０．００２％以上０．１２％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、請求項３～６のいずれか一項に記載の高強度部材。
【請求項8】
前記鋼板の前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．００５％以上１％以下および
Ｎｉ：０．００５％以上１％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、請求項３～７のいずれか一項に記載の高強度部材。
Ｃｕ：０．００５％以上１％以下および
Ｎｉ：０．００５％以上１％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、請求項３～７のいずれか一項に記載の高強度部材。
【請求項9】
前記鋼板の前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上０．３％未満、
Ｖ：０．００３％以上０．５％以下、
Ｚｒ：０．００５％以上０．２０％以下、および
Ｗ：０．００５％以上０．２０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、請求項３～８のいずれか一項に記載の高強度部材。
Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上０．３％未満、
Ｖ：０．００３％以上０．５％以下、
Ｚｒ：０．００５％以上０．２０％以下、および
Ｗ：０．００５％以上０．２０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、請求項３～８のいずれか一項に記載の高強度部材。
【請求項10】
前記鋼板の前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００２％以上０．００３０％以下、
Ｃｅ：０．０００２％以上０．００３０％以下、
Ｌａ：０．０００２％以上０．００３０％以下、および
Ｍｇ：０．０００２％以上０．００３０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、請求項３～９のいずれか一項に記載の高強度部材。
Ｃａ：０．０００２％以上０．００３０％以下、
Ｃｅ：０．０００２％以上０．００３０％以下、
Ｌａ：０．０００２％以上０．００３０％以下、および
Ｍｇ：０．０００２％以上０．００３０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、請求項３～９のいずれか一項に記載の高強度部材。
【請求項11】
前記鋼板の前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｓｎ：０．００２％以上０．１％以下を含有する請求項３～１０のいずれか一項に記載の高強度部材。
Ｓｎ：０．００２％以上０．１％以下を含有する請求項３～１０のいずれか一項に記載の高強度部材。
【請求項12】
請求項１～１１のいずれか一項に記載の高強度部材を製造する高強度部材の製造方法であって、
鋼に熱間圧延および冷間圧延を施す工程と、
前記冷間圧延によって得られた冷延鋼板を、ＡＣ３点以上の焼鈍温度まで加熱した後、前記焼鈍温度から５５０℃までの温度域の平均冷却速度を３℃／秒以上とし、かつ冷却停止温度を３５０℃以下とする冷却を行い、その後、１００℃以上２６０℃以下の温度域で２０秒以上１５００秒以下の間滞留させる焼鈍工程と、を有する工程によって鋼板を製造し、
当該鋼板を切出した後、切断により生じた端面を、曲げ加工の前または後に面削加工し、前記曲げ加工および前記面削加工の後に２７０℃以下の温度で加熱する端面処理工程を有する工程によって高強度部材を製造する、高強度部材の製造方法。
鋼に熱間圧延および冷間圧延を施す工程と、
前記冷間圧延によって得られた冷延鋼板を、ＡＣ３点以上の焼鈍温度まで加熱した後、前記焼鈍温度から５５０℃までの温度域の平均冷却速度を３℃／秒以上とし、かつ冷却停止温度を３５０℃以下とする冷却を行い、その後、１００℃以上２６０℃以下の温度域で２０秒以上１５００秒以下の間滞留させる焼鈍工程と、を有する工程によって鋼板を製造し、
当該鋼板を切出した後、切断により生じた端面を、曲げ加工の前または後に面削加工し、前記曲げ加工および前記面削加工の後に２７０℃以下の温度で加熱する端面処理工程を有する工程によって高強度部材を製造する、高強度部材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、自動車部品等に用いられる高強度部材、高強度部材の製造方法及び高強度部材用鋼板の製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、耐遅れ破壊特性に優れた高強度部材およびその製造方法に関する。また、その高強度部材用の鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
近年、センターピラーＲ／Ｆ（レインフォースメント）等の車体骨格部品や、バンパー、インパクトビーム部品等（以下、部品ともいう）に対し、引張強度（ＴＳ）が１３２０～１４７０ＭＰａ級の高強度鋼板の適用が進みつつある。さらには、自動車車体の一層の軽量化の観点から、部品に対しＴＳが１８００ＭＰａ（１．８ＧＰａ）級以上の強度を有する鋼板の適用についても検討されている。
【0003】
鋼板の高強度化に伴い、遅れ破壊の発生が懸念され、近年では、部品形状へ加工されたサンプル、特にひずみが集中する曲げ加工部のせん断端面からの遅れ破壊が懸念されており、このようなせん断端面を起点とした遅れ破壊を抑制することが重要となっている。
【0004】
例えば、特許文献１では、化学成分が、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：３．０％以下、Ｎ：０．０１％以下を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物である鋼からなり、Ｍｇの酸化物、硫化物、複合晶出物および複合析出物の粒径と密度を規定することで成形加工後の耐遅れ破壊特性に優れた薄鋼板を提供している。
【0005】
特許文献２では、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを有する鋼板のせん断端面にショットピーニングを施すことによって、端面の残留応力を低減させ、耐遅れ破壊特性に優れた成形部材の製造方法を提供している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0006】
【特許文献1】特開２００３－１６６０３５号公報
【特許文献2】特開２０１７－１２５２２８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0007】
特許文献１で開示された技術は、化学成分および鋼中の析出物の粒径と密度を規定することで耐遅れ破壊特性に優れる鋼板を提供している。しかしながら、特許文献１の鋼板は、添加されているＣ量が少ないため、本発明の高強度部材に用いられる鋼板よりも強度が低く、ＴＳが１４７０ＭＰａ未満である。特許文献１の鋼板ではＣ量を多くする等して強度を向上させても、強度が上昇すると端面の残留応力も増加するため、耐遅れ破壊特性は劣化すると思われる。
【0008】
特許文献２で開示された技術では、せん断端面にショットピーニングを施すことで、端面の残留応力を低減し、耐遅れ破壊特性に優れる成形部材を提供している。しかしながら、本発明で規定した８００ＭＰａ以下の端面の残留応力においても遅れ破壊が生じており、それは端面の亀裂長さが本発明で規定した長さよりも長いためと思われる。ショットピーニングを施したとしてもせん断端面のままであれば、せん断により生じた亀裂は１０μｍ超となり、耐遅れ破壊特性の改善効果としては不十分となる。
【0009】
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、耐遅れ破壊特性に優れた高強度部材、高強度部材の製造方法及び高強度部材用鋼板の製造方法を提供することである。
本発明において、高強度とは、引張強度（ＴＳ）が１４７０ＭＰａ以上であることを意味する。
本発明において、高強度とは、引張強度（ＴＳ）が１４７０ＭＰａ以上であることを意味する。
【0010】
本発明において、耐遅れ破壊特性に優れるとは、実施例に記載するように、鋼板を曲げ加工した後の部材をｐＨ＝１（２５℃）の塩酸中に浸漬し、遅れ破壊しない最大負荷応力を臨界負荷応力として測定したときに、当該臨界負荷応力が降伏強度（ＹＳ）以上であることを意味する。
【課題を解決するための手段】
【0011】
本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った結果、鋼板を用いて得た曲げ稜線部を有する高強度部材を、部材の引張強度が１４７０ＭＰａ以上であり、曲げ稜線部の端面の残留応力が８００ＭＰａ以下であり、かつ曲げ稜線部の端面から曲げ稜線方向に延在する亀裂のうち最も長い亀裂長さが１０μｍ以下とすることによって、耐遅れ破壊特性に優れた高強度部材とすることができることを見出し、本発明に至った。上記課題は、以下の手段によって解決される。
【0012】
［１］鋼板を用いて得た曲げ稜線部を有する高強度部材であって、
部材の引張強度が１４７０ＭＰａ以上であり、
前記曲げ稜線部の端面の残留応力が、８００ＭＰａ以下であり、かつ
前記曲げ稜線部の端面から曲げ稜線方向に延在する亀裂のうち最も長い亀裂長さが、１０μｍ以下である、高強度部材。
部材の引張強度が１４７０ＭＰａ以上であり、
前記曲げ稜線部の端面の残留応力が、８００ＭＰａ以下であり、かつ
前記曲げ稜線部の端面から曲げ稜線方向に延在する亀裂のうち最も長い亀裂長さが、１０μｍ以下である、高強度部材。
【0013】
［２］前記鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．１７％以上０．３５％以下、
Ｓｉ：０．００１％以上１．２％以下、
Ｍｎ：０．９％以上３．２％以下、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００１％以下、
Ａｌ：０．０１％以上０．２％以下、および
Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
鋼板組織全体に対して、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するベイナイトおよび平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するマルテンサイトの１種または２種の面積率が合計で９０％以上であるミクロ組織と、を有する、［１］に記載の高強度部材。
Ｃ：０．１７％以上０．３５％以下、
Ｓｉ：０．００１％以上１．２％以下、
Ｍｎ：０．９％以上３．２％以下、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００１％以下、
Ａｌ：０．０１％以上０．２％以下、および
Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
鋼板組織全体に対して、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するベイナイトおよび平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するマルテンサイトの１種または２種の面積率が合計で９０％以上であるミクロ組織と、を有する、［１］に記載の高強度部材。
【0014】
［３］前記鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．１７％以上０．３５％以下、
Ｓｉ：０．００１％以上１．２％以下、
Ｍｎ：０．９％以上３．２％以下、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００１％以下、
Ａｌ：０．０１％以上０．２％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、および
Ｓｂ：０．００１％以上０．１％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
鋼板組織全体に対して、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するベイナイトおよび平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するマルテンサイトの１種または２種の面積率が合計で９０％以上であるミクロ組織と、を有する、［１］に記載の高強度部材。
Ｃ：０．１７％以上０．３５％以下、
Ｓｉ：０．００１％以上１．２％以下、
Ｍｎ：０．９％以上３．２％以下、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００１％以下、
Ａｌ：０．０１％以上０．２％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、および
Ｓｂ：０．００１％以上０．１％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
鋼板組織全体に対して、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するベイナイトおよび平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するマルテンサイトの１種または２種の面積率が合計で９０％以上であるミクロ組織と、を有する、［１］に記載の高強度部材。
【0015】
［４］前記鋼板の前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００２％以上０．００３５％未満を含有する、［２］または［３］に記載の高強度部材。
Ｂ：０．０００２％以上０．００３５％未満を含有する、［２］または［３］に記載の高強度部材。
【0016】
［５］前記鋼板の前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００２％以上０．０８％以下および
Ｔｉ：０．００２％以上０．１２％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、［２］～［４］のいずれか一つに記載の高強度部材。
Ｎｂ：０．００２％以上０．０８％以下および
Ｔｉ：０．００２％以上０．１２％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、［２］～［４］のいずれか一つに記載の高強度部材。
【0017】
［６］前記鋼板の前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．００５％以上１％以下および
Ｎｉ：０．００５％以上１％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、［２］～［５］のいずれか一つに記載の高強度部材。
Ｃｕ：０．００５％以上１％以下および
Ｎｉ：０．００５％以上１％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、［２］～［５］のいずれか一つに記載の高強度部材。
【0018】
［７］前記鋼板の前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上０．３％未満、
Ｖ：０．００３％以上０．５％以下、
Ｚｒ：０．００５％以上０．２０％以下、および
Ｗ：０．００５％以上０．２０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、［２］～［６］のいずれか一つに記載の高強度部材。
Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上０．３％未満、
Ｖ：０．００３％以上０．５％以下、
Ｚｒ：０．００５％以上０．２０％以下、および
Ｗ：０．００５％以上０．２０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、［２］～［６］のいずれか一つに記載の高強度部材。
【0019】
［８］前記鋼板の前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００２％以上０．００３０％以下、
Ｃｅ：０．０００２％以上０．００３０％以下、
Ｌａ：０．０００２％以上０．００３０％以下、および
Ｍｇ：０．０００２％以上０．００３０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、［２］～［７］のいずれか一つに記載の高強度部材。
Ｃａ：０．０００２％以上０．００３０％以下、
Ｃｅ：０．０００２％以上０．００３０％以下、
Ｌａ：０．０００２％以上０．００３０％以下、および
Ｍｇ：０．０００２％以上０．００３０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、［２］～［７］のいずれか一つに記載の高強度部材。
【0020】
［９］前記鋼板の前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｓｎ：０．００２％以上０．１％以下を含有する［２］～［８］のいずれか一つに記載の高強度部材。
Ｓｎ：０．００２％以上０．１％以下を含有する［２］～［８］のいずれか一つに記載の高強度部材。
【0021】
［１０］引張強度が１４７０ＭＰａ以上の鋼板を切出した後、切断により生じた端面を、曲げ加工の前または後に面削加工し、前記曲げ加工および前記面削加工の後に２７０℃以下の温度で加熱する端面処理工程を有する高強度部材の製造方法。
【0022】
［１１］［２］～［９］のいずれか一つに記載の鋼板を切出した後、切断により生じた端面を、曲げ加工の前または後に面削加工し、前記曲げ加工および前記面削加工の後に２７０℃以下の温度で加熱する端面処理工程を有する、高強度部材の製造方法。
【0023】
［１２］［２］～［９］のいずれか一つに記載の高強度部材を製造するための高強度部材用鋼板の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼に、熱間圧延および冷間圧延を施す工程と、
前記冷間圧延によって得られた冷延鋼板を、ＡＣ３点以上の焼鈍温度まで加熱した後、前記焼鈍温度から５５０℃までの温度域の平均冷却速度を３℃／秒以上とし、かつ冷却停止温度を３５０℃以下とする冷却を行い、その後、１００℃以上２６０℃以下の温度域で２０秒以上１５００秒以下の間滞留させる焼鈍工程と、を有する高強度部材用鋼板の製造方法。
前記成分組成を有する鋼に、熱間圧延および冷間圧延を施す工程と、
前記冷間圧延によって得られた冷延鋼板を、ＡＣ３点以上の焼鈍温度まで加熱した後、前記焼鈍温度から５５０℃までの温度域の平均冷却速度を３℃／秒以上とし、かつ冷却停止温度を３５０℃以下とする冷却を行い、その後、１００℃以上２６０℃以下の温度域で２０秒以上１５００秒以下の間滞留させる焼鈍工程と、を有する高強度部材用鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【0024】
本発明によれば、耐遅れ破壊特性に優れた高強度部材、高強度部材の製造方法及び高強度部材用鋼板の製造方法を提供することができる。また、本発明の高強度部材を自動車構造部材に適用することにより、自動車用鋼板の高強度化と耐遅れ破壊特性向上との両立が可能となる。即ち、本発明により、自動車車体が高性能化する。
【図面の簡単な説明】
【0025】
【図1】本発明の高強度部材の一例を示す斜視図である。
【図2】実施例において、ボルトとナットで締めこんだ部材の状態を示す側面図である。
【図3】実施例の端面の残留応力の測定において、測定箇所である板厚中心と、測定方向を示す端面の拡大図である。
【発明を実施するための形態】
【0026】
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は、以下の実施形態に限定されない。
【0027】
本発明の高強度部材は、鋼板を用いて得た曲げ稜線部を有する高強度部材であって、部材の引張強度が１４７０ＭＰａ以上であり、曲げ稜線部の端面の残留応力が８００ＭＰａ以下であり、かつ、曲げ稜線部の端面から曲げ稜線方向に延在する亀裂のうち最も長い亀裂長さが１０μｍ以下である。
【0028】
これらの条件を満たす高強度部材が得られれば、高強度部材に用いる鋼板は特に限定されない。以下、本発明の高強度部材を得るための好ましい鋼板について説明をするが、本発明の高強度部材に用いる鋼板は以下で説明する鋼板には限定されない。
【0029】
高強度部材を得るための好ましい鋼板は、後述する成分組織と、ミクロ組織とを有することが好ましい。なお、本発明の高強度部材が得られれば、必ずしも後述する成分組成とミクロ組織を有する鋼板を用いる必要はない。
【0030】
まず、高強度部材に用いられる好ましい鋼板（素材鋼板）の好ましい成分組成について説明する。下記の好ましい成分組成の説明において、成分の含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。
【0031】
＜Ｃ：０．１７％以上０．３５％以下＞
Ｃは焼入れ性を向上させる元素である。所定のマルテンサイトおよびベイナイトの１種または２種の合計面積率を確保するとともに、マルテンサイトおよびベイナイトの強度を上昇させ、ＴＳ≧１４７０ＭＰａを確保する観点から、Ｃ含有量は好ましくは０．１７％以上であり、より好ましくは０．１８％以上であり、さらに好ましくは０．１９％以上である。一方、Ｃ含有量が０．３５％を超えると、曲げ加工前または後に端面（板厚面）を面削加工し、かつ曲げ加工後に加熱したとしても、曲げ稜線部の端面の残留応力は８００ＭＰａを超えて、耐遅れ破壊特性を劣化させる可能性がある。したがって、Ｃ含有量は好ましくは０．３５％以下であり、より好ましくは０．３３％以下であり、さらに好ましくは０．３１％以下である。
Ｃは焼入れ性を向上させる元素である。所定のマルテンサイトおよびベイナイトの１種または２種の合計面積率を確保するとともに、マルテンサイトおよびベイナイトの強度を上昇させ、ＴＳ≧１４７０ＭＰａを確保する観点から、Ｃ含有量は好ましくは０．１７％以上であり、より好ましくは０．１８％以上であり、さらに好ましくは０．１９％以上である。一方、Ｃ含有量が０．３５％を超えると、曲げ加工前または後に端面（板厚面）を面削加工し、かつ曲げ加工後に加熱したとしても、曲げ稜線部の端面の残留応力は８００ＭＰａを超えて、耐遅れ破壊特性を劣化させる可能性がある。したがって、Ｃ含有量は好ましくは０．３５％以下であり、より好ましくは０．３３％以下であり、さらに好ましくは０．３１％以下である。
【0032】
＜Ｓｉ：０．００１％以上１．２％以下＞
Ｓｉは固溶強化による強化元素である。また、Ｓｉは、２００℃以上の温度域で鋼板を保持する場合に、粗大な炭化物の過剰な生成を抑制して伸びの向上に寄与する。さらに、板厚中央部でのＭｎ偏析を軽減してＭｎＳの生成の抑制にも寄与する。上記のような効果を十分に得るには、Ｓｉ含有量は好ましくは０．００１％以上であり、より好ましくは０．００３％以上であり、さらに好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｓｉ含有量が多くなりすぎると、板厚方向に粗大なＭｎＳが生成しやすくなり、曲げ加工時の亀裂生成を助長し、耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、Ｓｉ含有量は好ましくは１．２％以下であり、より好ましくは１．１％以下であり、さらに好ましくは１．０％以下である。
Ｓｉは固溶強化による強化元素である。また、Ｓｉは、２００℃以上の温度域で鋼板を保持する場合に、粗大な炭化物の過剰な生成を抑制して伸びの向上に寄与する。さらに、板厚中央部でのＭｎ偏析を軽減してＭｎＳの生成の抑制にも寄与する。上記のような効果を十分に得るには、Ｓｉ含有量は好ましくは０．００１％以上であり、より好ましくは０．００３％以上であり、さらに好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｓｉ含有量が多くなりすぎると、板厚方向に粗大なＭｎＳが生成しやすくなり、曲げ加工時の亀裂生成を助長し、耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、Ｓｉ含有量は好ましくは１．２％以下であり、より好ましくは１．１％以下であり、さらに好ましくは１．０％以下である。
【0033】
＜Ｍｎ：０．９％以上３．２％以下＞
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させ、所定のマルテンサイトおよびベイナイトの１種または２種の合計面積率を確保するために含有させる。Ｍｎ含有量が０．９％未満では、鋼板表層部にフェライトが生成することで強度が低下する可能性がある。したがって、Ｍｎ含有量は好ましくは０．９％以上であり、より好ましくは１．０％以上であり、さらに好ましくは１．１％以上である。また、ＭｎＳが増加し、曲げ加工時の亀裂生成を助長させないために、Ｍｎ含有量は好ましくは３．２％以下であり、より好ましくは３．１％以下であり、さらに好ましくは３．０％以下である。
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させ、所定のマルテンサイトおよびベイナイトの１種または２種の合計面積率を確保するために含有させる。Ｍｎ含有量が０．９％未満では、鋼板表層部にフェライトが生成することで強度が低下する可能性がある。したがって、Ｍｎ含有量は好ましくは０．９％以上であり、より好ましくは１．０％以上であり、さらに好ましくは１．１％以上である。また、ＭｎＳが増加し、曲げ加工時の亀裂生成を助長させないために、Ｍｎ含有量は好ましくは３．２％以下であり、より好ましくは３．１％以下であり、さらに好ましくは３．０％以下である。
【0034】
＜Ｐ：０．０２％以下＞
Ｐは、鋼を強化する元素であるが、その含有量が多いと亀裂発生を促進し、耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、Ｐ含有量は好ましくは０．０２％以下であり、より好ましくは０．０１５％以下であり、さらに好ましくは０．０１％以下である。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在、工業的に実施可能な下限は０．００３％程度である。
Ｐは、鋼を強化する元素であるが、その含有量が多いと亀裂発生を促進し、耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、Ｐ含有量は好ましくは０．０２％以下であり、より好ましくは０．０１５％以下であり、さらに好ましくは０．０１％以下である。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在、工業的に実施可能な下限は０．００３％程度である。
【0035】
＜Ｓ：０．００１％以下＞
Ｓは、ＭｎＳ、ＴｉＳ、Ｔｉ（Ｃ，Ｓ）等の介在物を形成する。この介在物による亀裂発生を抑制するために、Ｓ含有量は０．００１％以下とすることが好ましい。Ｓ含有量は、より好ましくは０．０００９％以下、さらに好ましくは０．０００７％以下、特に好ましくは０．０００５％以下である。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在、工業的に実施可能な下限は０．０００２％程度である。
Ｓは、ＭｎＳ、ＴｉＳ、Ｔｉ（Ｃ，Ｓ）等の介在物を形成する。この介在物による亀裂発生を抑制するために、Ｓ含有量は０．００１％以下とすることが好ましい。Ｓ含有量は、より好ましくは０．０００９％以下、さらに好ましくは０．０００７％以下、特に好ましくは０．０００５％以下である。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在、工業的に実施可能な下限は０．０００２％程度である。
【0036】
＜Ａｌ：０．０１％以上０．２％以下＞
Ａｌは十分な脱酸を行い、鋼中の粗大介在物を低減するために添加される。その効果を得るために、Ａｌ含有量が好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０１５％以上である。一方、Ａｌ含有量が０．２％超となると、熱間圧延後の巻取り時に生成したセメンタイトなどのＦｅを主成分とする炭化物が焼鈍工程で固溶しにくくなり、粗大な介在物や炭化物が生成する可能性があるため、亀裂発生を助長し、耐遅れ破壊特性を劣化させる可能性がある。したがって、Ａｌ含有量は好ましくは０．２％以下であり、より好ましくは０．１７％以下であり、さらに好ましくは０．１５％以下である。
Ａｌは十分な脱酸を行い、鋼中の粗大介在物を低減するために添加される。その効果を得るために、Ａｌ含有量が好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０１５％以上である。一方、Ａｌ含有量が０．２％超となると、熱間圧延後の巻取り時に生成したセメンタイトなどのＦｅを主成分とする炭化物が焼鈍工程で固溶しにくくなり、粗大な介在物や炭化物が生成する可能性があるため、亀裂発生を助長し、耐遅れ破壊特性を劣化させる可能性がある。したがって、Ａｌ含有量は好ましくは０．２％以下であり、より好ましくは０．１７％以下であり、さらに好ましくは０．１５％以下である。
【0037】
＜Ｎ：０．０１０％以下＞
Ｎは、鋼中でＴｉＮ、（Ｎｂ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）、ＡｌＮ等の窒化物、炭窒化物系の粗大介在物を形成する元素であり、これらの生成を通じて亀裂発生を促進させる。耐遅れ破壊特性の劣化を防止するためには、Ｎ含有量は好ましくは０．０１０％以下であり、より好ましくは０．００７％以下であり、さらに好ましくは０．００５％以下である。なお、Ｎ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在、工業的に実施可能な下限は０．０００６％程度である。
Ｎは、鋼中でＴｉＮ、（Ｎｂ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）、ＡｌＮ等の窒化物、炭窒化物系の粗大介在物を形成する元素であり、これらの生成を通じて亀裂発生を促進させる。耐遅れ破壊特性の劣化を防止するためには、Ｎ含有量は好ましくは０．０１０％以下であり、より好ましくは０．００７％以下であり、さらに好ましくは０．００５％以下である。なお、Ｎ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在、工業的に実施可能な下限は０．０００６％程度である。
【0038】
＜Ｓｂ：０．００１％以上０．１％以下＞
Ｓｂは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、鋼板表層部の酸化や窒化による脱炭を抑制する。脱炭が抑制されることで、鋼板表層部のフェライト生成を抑制し、高強度化に寄与する。さらに脱炭の抑制により耐遅れ破壊特性も向上する。このような観点から、Ｓｂ含有量は好ましくは０．００１％以上であり、より好ましくは０．００２％以上であり、さらに好ましくは０．００３％以上である。一方、Ｓｂは０．１％を超えて含有させると、旧オーステナイト（γ）粒界に偏析して亀裂発生を促進するため、耐遅れ破壊特性を劣化させる可能性がある。このため、Ｓｂ含有量は、好ましくは０．１％以下であり、より好ましくは０．０８％以下であり、さらに好ましくは０．０６％以下である。なお、Ｓｂを含有することが好ましいが、Ｓｂを含有せずに鋼板の高強度化及び耐遅れ破壊特性の向上の効果を十分に得られる場合は、Ｓｂを含有しなくてもよい。
Ｓｂは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、鋼板表層部の酸化や窒化による脱炭を抑制する。脱炭が抑制されることで、鋼板表層部のフェライト生成を抑制し、高強度化に寄与する。さらに脱炭の抑制により耐遅れ破壊特性も向上する。このような観点から、Ｓｂ含有量は好ましくは０．００１％以上であり、より好ましくは０．００２％以上であり、さらに好ましくは０．００３％以上である。一方、Ｓｂは０．１％を超えて含有させると、旧オーステナイト（γ）粒界に偏析して亀裂発生を促進するため、耐遅れ破壊特性を劣化させる可能性がある。このため、Ｓｂ含有量は、好ましくは０．１％以下であり、より好ましくは０．０８％以下であり、さらに好ましくは０．０６％以下である。なお、Ｓｂを含有することが好ましいが、Ｓｂを含有せずに鋼板の高強度化及び耐遅れ破壊特性の向上の効果を十分に得られる場合は、Ｓｂを含有しなくてもよい。
【0039】
本発明の高強度部材に用いる好ましい鋼は上記成分を基本的に含有することが好ましく、残部は鉄および不可避的不純物であるが、本発明の作用を損なわない範囲で以下の許容成分（任意元素）を含有させることができる。
【0040】
＜Ｂ：０．０００２％以上０．００３５％未満＞
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、Ｍｎ含有量が少ない場合であっても、所定の面積率のマルテンサイトおよびベイナイトを生成させる利点を有する。このようなＢの効果を得るに、Ｂ含有量は好ましくは０．０００２％以上であり、より好ましくは０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．０００７％以上である。また、Ｎを固定する観点から、０．００２％以上のＴｉと複合添加することが好ましい。一方、Ｂ含有量が０．００３５％以上になると、焼鈍時のセメンタイトの固溶速度を遅延させ、未固溶のセメンタイトなどのＦｅを主成分とする炭化物が残存することとなり、これにより、粗大な介在物や炭化物が生成するため、亀裂発生を助長し耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、Ｂ含有量は好ましくは０．００３５％未満であり、より好ましくは０．００３０％以下であり、さらに好ましくは０．００２５％以下である。
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、Ｍｎ含有量が少ない場合であっても、所定の面積率のマルテンサイトおよびベイナイトを生成させる利点を有する。このようなＢの効果を得るに、Ｂ含有量は好ましくは０．０００２％以上であり、より好ましくは０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．０００７％以上である。また、Ｎを固定する観点から、０．００２％以上のＴｉと複合添加することが好ましい。一方、Ｂ含有量が０．００３５％以上になると、焼鈍時のセメンタイトの固溶速度を遅延させ、未固溶のセメンタイトなどのＦｅを主成分とする炭化物が残存することとなり、これにより、粗大な介在物や炭化物が生成するため、亀裂発生を助長し耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、Ｂ含有量は好ましくは０．００３５％未満であり、より好ましくは０．００３０％以下であり、さらに好ましくは０．００２５％以下である。
【0041】
＜Ｎｂ：０．００２％以上０．０８％以下およびＴｉ：０．００２％以上０．１２％以下のうちから選ばれる少なくとも１種＞
ＮｂやＴｉは、旧オーステナイト（γ）粒の微細化を通じて、高強度化に寄与する。このような観点から、Ｎｂ含有量およびＴｉ含有量は、それぞれ、好ましくは０．００２％以上であり、より好ましくは０．００３％以上であり、さらに好ましくは０．００５％以上である。一方、ＮｂやＴｉを多量に含有させると、熱間圧延工程のスラブ加熱時に未固溶で残存するＮｂＮ、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）、（Ｎｂ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）等のＮｂ系の粗大な析出物、ＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、Ｔｉ（Ｃ，Ｓ）、ＴｉＳ等のＴｉ系の粗大な析出物が増加し、亀裂発生を助長することで耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｎｂ含有量は好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは０．０６％以下であり、さらに好ましくは０．０４％以下である。また、Ｔｉ含有量は、好ましくは０．１２％以下であり、より好ましくは０．１０％以下であり、さらに好ましくは０．０８％以下である。
ＮｂやＴｉは、旧オーステナイト（γ）粒の微細化を通じて、高強度化に寄与する。このような観点から、Ｎｂ含有量およびＴｉ含有量は、それぞれ、好ましくは０．００２％以上であり、より好ましくは０．００３％以上であり、さらに好ましくは０．００５％以上である。一方、ＮｂやＴｉを多量に含有させると、熱間圧延工程のスラブ加熱時に未固溶で残存するＮｂＮ、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）、（Ｎｂ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）等のＮｂ系の粗大な析出物、ＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、Ｔｉ（Ｃ，Ｓ）、ＴｉＳ等のＴｉ系の粗大な析出物が増加し、亀裂発生を助長することで耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｎｂ含有量は好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは０．０６％以下であり、さらに好ましくは０．０４％以下である。また、Ｔｉ含有量は、好ましくは０．１２％以下であり、より好ましくは０．１０％以下であり、さらに好ましくは０．０８％以下である。
【0042】
＜Ｃｕ：０．００５％以上１％以下およびＮｉ：０．００５％以上１％以下のうちから選ばれる少なくとも１種＞
ＣｕやＮｉは、自動車の使用環境での耐食性を向上させ、かつ腐食生成物が鋼板表面を被覆して鋼板への水素侵入を抑制する効果がある。また、耐遅れ破壊特性向上の観点からは、ＣｕやＮｉは０．００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００８％以上である。しかしながら、ＣｕやＮｉが多くなりすぎると表面欠陥の発生を招来し、めっき性や化成処理性を劣化させるので、Ｃｕ含有量およびＮｉ含有量は、それぞれ、好ましくは１％以下であり、より好ましくは０．８％以下であり、さらに好ましくは０．６％以下である。
ＣｕやＮｉは、自動車の使用環境での耐食性を向上させ、かつ腐食生成物が鋼板表面を被覆して鋼板への水素侵入を抑制する効果がある。また、耐遅れ破壊特性向上の観点からは、ＣｕやＮｉは０．００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００８％以上である。しかしながら、ＣｕやＮｉが多くなりすぎると表面欠陥の発生を招来し、めっき性や化成処理性を劣化させるので、Ｃｕ含有量およびＮｉ含有量は、それぞれ、好ましくは１％以下であり、より好ましくは０．８％以下であり、さらに好ましくは０．６％以下である。
【0043】
＜Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．３％未満、Ｖ：０．００３％以上０．５％以下、Ｚｒ：０．００５％以上０．２０％以下、およびＷ：０．００５％以上０．２０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種＞
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、鋼の焼入れ性の向上効果目的で、含有させることができる。このような効果を得るには、Ｃｒ含有量およびＭｏ含有量は、それぞれ、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０２％以上であり、さらに好ましくは０．０３％以上である。Ｖ含有量は、好ましくは０．００３％以上であり、より好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．００７％以上である。しかしながら、いずれの元素も多くなりすぎると炭化物の粗大化により、亀裂発生を助長し耐遅れ破壊特性を劣化させる。そのためＣｒ含有量は、好ましくは１．０％以下であり、より好ましくは０．４％以下であり、さらに好ましくは０．２％以下である。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．３％未満であり、より好ましくは０．２％以下であり、さらに好ましくは０．１％以下である。Ｖ含有量は、好ましくは０．５％以下であり、より好ましくは０．４％以下であり、さらに好ましくは０．３％以下である。
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、鋼の焼入れ性の向上効果目的で、含有させることができる。このような効果を得るには、Ｃｒ含有量およびＭｏ含有量は、それぞれ、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０２％以上であり、さらに好ましくは０．０３％以上である。Ｖ含有量は、好ましくは０．００３％以上であり、より好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．００７％以上である。しかしながら、いずれの元素も多くなりすぎると炭化物の粗大化により、亀裂発生を助長し耐遅れ破壊特性を劣化させる。そのためＣｒ含有量は、好ましくは１．０％以下であり、より好ましくは０．４％以下であり、さらに好ましくは０．２％以下である。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．３％未満であり、より好ましくは０．２％以下であり、さらに好ましくは０．１％以下である。Ｖ含有量は、好ましくは０．５％以下であり、より好ましくは０．４％以下であり、さらに好ましくは０．３％以下である。
【0044】
ＺｒやＷは、旧オーステナイト（γ）粒の微細化を通じて、高強度化に寄与する。このような観点から、Ｚｒ含有量及びＷ含有量は、それぞれ、好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．００６％以上であり、さらに好ましくは０．００７％以上である。ただし、ＺｒやＷを多量に含有させると、熱間圧延工程のスラブ加熱時に未固溶で残存する粗大な析出物が増加し、亀裂発生を助長することで耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｚｒ含有量及びＷ含有量は、それぞれ、好ましくは０．２０％以下であり、より好ましくは０．１５％以下であり、さらに好ましくは０．１０％以下である。
【0045】
＜Ｃａ：０．０００２％以上０．００３０％以下、Ｃｅ：０．０００２％以上０．００３０％以下、Ｌａ：０．０００２％以上０．００３０％以下およびＭｇ：０．０００２％以上０．００３０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種＞
Ｃａ、Ｃｅ、Ｌａは、Ｓを硫化物として固定することで、耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、これらの元素の含有量は、それぞれ、好ましくは０．０００２％以上であり、より好ましくは０．０００３％以上であり、さらに好ましくは０．０００５％以上である。一方、これらの元素は多量に添加すると硫化物の粗大化により、亀裂発生を助長し耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、これらの元素の含有量は、それぞれ、好ましくは０．００３０％以下であり、より好ましくは０．００２０％以下であり、さらに好ましくは０．００１０％以下である。
Ｃａ、Ｃｅ、Ｌａは、Ｓを硫化物として固定することで、耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、これらの元素の含有量は、それぞれ、好ましくは０．０００２％以上であり、より好ましくは０．０００３％以上であり、さらに好ましくは０．０００５％以上である。一方、これらの元素は多量に添加すると硫化物の粗大化により、亀裂発生を助長し耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、これらの元素の含有量は、それぞれ、好ましくは０．００３０％以下であり、より好ましくは０．００２０％以下であり、さらに好ましくは０．００１０％以下である。
【0046】
ＭｇはＭｇＯとしてＯを固定し、鋼中水素のトラップサイトとなるため、耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ｍｇ含有量は、好ましくは０．０００２％以上であり、より好ましくは０．０００３％以上であり、さらに好ましくは０．０００５％以上である。一方、Ｍｇは多量に添加するとＭｇＯの粗大化により、亀裂発生を助長し耐遅れ破壊特性を劣化させるので、Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００３０％以下であり、より好ましくは０．００２０％以下であり、さらに好ましくは０．００１０％以下である。
【0047】
＜Ｓｎ：０．００２％以上０．１％以下＞
Ｓｎは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、鋼板表層部の酸化や窒化による脱炭を抑制する。脱炭が抑制されることで、鋼板表層部のフェライト生成を抑制し、高強度化に寄与する。このような観点から、Ｓｎ含有量は、好ましくは０．００２％以上であり、より好ましくは０．００３％以上であり、さらに好ましくは０．００４％以上である。一方、Ｓｎを０．１％を超えて含有させると、旧オーステナイト（γ）粒界に偏析して亀裂発生を促進するため、耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｓｎ含有量は、好ましくは０．１％以下であり、より好ましくは０．０８％以下であり、さらに好ましくは０．０６％以下である。
Ｓｎは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、鋼板表層部の酸化や窒化による脱炭を抑制する。脱炭が抑制されることで、鋼板表層部のフェライト生成を抑制し、高強度化に寄与する。このような観点から、Ｓｎ含有量は、好ましくは０．００２％以上であり、より好ましくは０．００３％以上であり、さらに好ましくは０．００４％以上である。一方、Ｓｎを０．１％を超えて含有させると、旧オーステナイト（γ）粒界に偏析して亀裂発生を促進するため、耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｓｎ含有量は、好ましくは０．１％以下であり、より好ましくは０．０８％以下であり、さらに好ましくは０．０６％以下である。
【0048】
次に、本発明の高強度部材に用いられる好ましい鋼板の有する好ましいミクロ組織について説明する。
【0049】
＜鋼板組織全体に対して、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するベイナイトおよび平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するマルテンサイトの１種または２種の面積率が合計で９０％以上＞
ＴＳ≧１４７０ＭＰａの高強度を得るため、鋼板組織全体に対して、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するベイナイトおよび平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するマルテンサイトの１種または２種の面積率が合計で９０％以上とすることが好ましい。９０％未満の場合、フェライトが多くなり、強度が低下する。なお、マルテンサイトおよびベイナイトの組織全体に対する面積率は合計で１００％であってもよい。また、マルテンサイトおよびベイナイトのうちどちらか一方の面積率が上記範囲内であってもよく、両方の合計の面積率が上記範囲内であってもよい。また、強度を高める観点から、上記面積率は、より好ましくは９１％以上、さらに好ましくは９２％以上、特に好ましくは９３％以上である。
ＴＳ≧１４７０ＭＰａの高強度を得るため、鋼板組織全体に対して、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するベイナイトおよび平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するマルテンサイトの１種または２種の面積率が合計で９０％以上とすることが好ましい。９０％未満の場合、フェライトが多くなり、強度が低下する。なお、マルテンサイトおよびベイナイトの組織全体に対する面積率は合計で１００％であってもよい。また、マルテンサイトおよびベイナイトのうちどちらか一方の面積率が上記範囲内であってもよく、両方の合計の面積率が上記範囲内であってもよい。また、強度を高める観点から、上記面積率は、より好ましくは９１％以上、さらに好ましくは９２％以上、特に好ましくは９３％以上である。
【0050】
マルテンサイトは、焼入れしたままのマルテンサイトおよび焼戻しした焼戻しマルテンサイトの合計とする。本発明において、マルテンサイトとは低温（マルテンサイト変態点以下）でオーステナイトから生成した硬質な組織を指し、焼戻しマルテンサイトはマルテンサイトを再加熱した時に焼戻される組織を指す。ベイナイトとは比較的低温（マルテンサイト変態点以上）でオーステナイトから生成し、針状または板状のフェライト中に微細な炭化物が分散した硬質な組織を指す。
【0051】
なお、マルテンサイトおよびベイナイト以外の残部組織は、フェライト、パーライト、残留オーステナイトであり、その合計量は１０％以下であれば許容できる。０％であってもよい。
【0052】
本発明において、フェライトとは比較的高温でオーステナイトからの変態により生成し、ｂｃｃ格子の結晶粒からなる組織であり、パーライトとはフェライトとセメンタイトが層状に生成した組織であり、残留オーステナイトはマルテンサイト変態温度が室温以下となることでマルテンサイト変態しなかったオーステナイトである。
【0053】
本発明でいう平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物は、ＳＥＭで観察した際にベイナイトおよびマルテンサイト中に観察できる微細な炭化物のことであり、具体的には、例えば、Ｆｅ炭化物、Ｔｉ炭化物、Ｖ炭化物、Ｍｏ炭化物、Ｗ炭化物、Ｎｂ炭化物、Ｚｒ炭化物が挙げられる。
【0054】
なお、鋼板は、溶融亜鉛めっき層等のめっき層を備えていても良い。かかるめっき層としては、例えば電気めっき層、無電解めっき層、溶融めっき層等が挙げられる。さらに、合金化めっき層としても良い。
【0055】
次に、高強度部材について説明する。
【0056】
［高強度部材］
本発明の高強度部材は、鋼板を用いて得た曲げ稜線部を有する高強度部材であって、部材の引張強度が１４７０ＭＰａ以上であり、前記曲げ稜線部の端面の残留応力が、８００ＭＰａ以下であり、かつ前記曲げ稜線部の端面から曲げ稜線方向に延在する亀裂のうち最も長い亀裂長さが、１０μｍ以下である。
本発明の高強度部材は、鋼板を用いて得た曲げ稜線部を有する高強度部材であって、部材の引張強度が１４７０ＭＰａ以上であり、前記曲げ稜線部の端面の残留応力が、８００ＭＰａ以下であり、かつ前記曲げ稜線部の端面から曲げ稜線方向に延在する亀裂のうち最も長い亀裂長さが、１０μｍ以下である。
【0057】
本発明の高強度部材は、鋼板を用いて得たものであり、所定の形状となるように、成形加工および曲げ加工等の加工を行うことにより得た成形部材である。本発明の高強度部材は、例えば、自動車部品に好適に用いることができる。
【0058】
本発明の高強度部材は曲げ稜線部を有する。本発明でいう「曲げ稜線部」とは、鋼板に曲げ加工を施すことにより平板ではなくなった領域を指す。図１に示す高強度部材１０の一例は、鋼板１１をＶ字曲げ加工したものである。高強度部材１０は、曲げ加工した部分の鋼板１１の側面に、曲げ稜線部１２を有する。曲げ稜線部１２の端面１３は、曲げ稜線部１２の側面に位置する板厚面である。本発明でいう曲げ稜線方向Ｄ１は、曲げ稜線部１２に平行な方向である。
【0059】
曲げ稜線部の端面の残留応力が、８００ＭＰａ以下であり、かつ、曲げ稜線部の端面から曲げ稜線方向に延在する亀裂のうち最も長い亀裂長さが、１０μｍ以下であれば、曲げ加工の角度は特に限られない。
【0060】
図１に示した高強度部材１０の一例は、曲げ加工した箇所が１つである例を示したが、２つ以上の箇所を曲げ加工して、２つ以上の曲げ稜線部を有することとしてもよい。
【0061】
＜部材の引張強度が１４７０ＭＰａ以上＞
高強度部材の部材の引張強度（ＴＳ）が１４７０ＭＰａ以上である。引張強度（ＴＳ）を１４７０ＭＰａ以上とするためには、上記鋼板を用いることが好ましい。
本発明における引張強度（ＴＳ）及び降伏強度（ＹＳ）は、高強度部材の曲げ加工されていない部分である平坦部で測定することによって算出する。また、曲げ加工前の焼鈍鋼板（焼鈍工程後の鋼板）の引張強度（ＴＳ）および降伏強度（ＹＳ）を測定しておけば、これらの測定値は、当該焼鈍鋼板を用いて得た高強度部材の引張強度（ＴＳ）および降伏強度（ＹＳ）の測定値とみなせる。部材の強度は実施例に記載の方法で算出することができる。
高強度部材の部材の引張強度（ＴＳ）が１４７０ＭＰａ以上である。引張強度（ＴＳ）を１４７０ＭＰａ以上とするためには、上記鋼板を用いることが好ましい。
本発明における引張強度（ＴＳ）及び降伏強度（ＹＳ）は、高強度部材の曲げ加工されていない部分である平坦部で測定することによって算出する。また、曲げ加工前の焼鈍鋼板（焼鈍工程後の鋼板）の引張強度（ＴＳ）および降伏強度（ＹＳ）を測定しておけば、これらの測定値は、当該焼鈍鋼板を用いて得た高強度部材の引張強度（ＴＳ）および降伏強度（ＹＳ）の測定値とみなせる。部材の強度は実施例に記載の方法で算出することができる。
【0062】
＜曲げ稜線部の端面の残留応力が８００ＭＰａ以下＞
高強度部材の曲げ稜線部の端面（板厚面）の残留応力が、８００ＭＰａ以下である。これにより、曲げ稜線部の端面に亀裂が発生しにくくなるので、耐遅れ破壊特性に優れる部材を得ることができる。遅れ破壊による亀裂発生を抑制する観点から、残留応力は８００ＭＰａ以下であり、好ましくは７００ＭＰａ以下であり、より好ましくは６００ＭＰａ以下であり、さらに好ましくは４００ＭＰａ以下であり、最も好ましくは２００ＭＰａ以下である。曲げ稜線部の端面の残留応力は、本明細書の実施例に記載するような方法で算出することができる。
高強度部材の曲げ稜線部の端面（板厚面）の残留応力が、８００ＭＰａ以下である。これにより、曲げ稜線部の端面に亀裂が発生しにくくなるので、耐遅れ破壊特性に優れる部材を得ることができる。遅れ破壊による亀裂発生を抑制する観点から、残留応力は８００ＭＰａ以下であり、好ましくは７００ＭＰａ以下であり、より好ましくは６００ＭＰａ以下であり、さらに好ましくは４００ＭＰａ以下であり、最も好ましくは２００ＭＰａ以下である。曲げ稜線部の端面の残留応力は、本明細書の実施例に記載するような方法で算出することができる。
【0063】
＜曲げ稜線部の端面から曲げ稜線方向に延在する亀裂のうち最も長い亀裂長さが、１０μｍ以下＞
曲げ稜線部の端面から曲げ稜線方向に延在する亀裂のうち最も長い亀裂長さ（以下、単に亀裂長さともいう。）が、１０μｍ以下である。亀裂長さを短くすることで、曲げ稜線部の端面に大きな亀裂が発生しにくくなるので、耐遅れ破壊特性に優れる部材を得ることができる。亀裂長さを短くすることで遅れ破壊を抑制する観点から、亀裂長さは１０μｍ以下であり、好ましくは８μｍ以下であり、より好ましくは５μｍ以下である。亀裂長さは、本明細書の実施例に記載するような方法で算出することができる。
曲げ稜線部の端面から曲げ稜線方向に延在する亀裂のうち最も長い亀裂長さ（以下、単に亀裂長さともいう。）が、１０μｍ以下である。亀裂長さを短くすることで、曲げ稜線部の端面に大きな亀裂が発生しにくくなるので、耐遅れ破壊特性に優れる部材を得ることができる。亀裂長さを短くすることで遅れ破壊を抑制する観点から、亀裂長さは１０μｍ以下であり、好ましくは８μｍ以下であり、より好ましくは５μｍ以下である。亀裂長さは、本明細書の実施例に記載するような方法で算出することができる。
【0064】
次に、本発明の高強度部材の製造方法の一実施形態について説明する。
本発明の高強度部材の製造方法の実施形態の一例は、引張強度が１４７０ＭＰａ以上の鋼板を切出した後、切断により生じた端面を、曲げ加工の前または後に面削加工し、前記曲げ加工および前記面削加工の後に２７０℃以下の温度で加熱する端面処理工程を有する。
本発明の高強度部材の製造方法の実施形態の一例は、引張強度が１４７０ＭＰａ以上の鋼板を切出した後、切断により生じた端面を、曲げ加工の前または後に面削加工し、前記曲げ加工および前記面削加工の後に２７０℃以下の温度で加熱する端面処理工程を有する。
【0065】
また、本発明の高強度部材の製造方法の実施形態の一例は、上記成分組成及び上記ミクロ組織を有する鋼板を切出した後、切断により生じた端面を、曲げ加工の前または後に面削加工し、曲げ加工および面削加工の後に２７０℃以下の温度で加熱する端面処理工程を有する。
【0066】
また、本発明の高強度部材用鋼板の製造方法の実施形態の一例は、上記成分組成を有する鋼（鋼素材）に熱間圧延および冷間圧延を施す工程と、前記冷間圧延によって得られた冷延鋼板を、ＡＣ３点以上の焼鈍温度まで加熱した後、前記焼鈍温度から５５０℃までの温度域の平均冷却速度を３℃／秒以上とし、かつ冷却停止温度を３５０℃以下とする冷却を行い、その後、１００℃以上２６０℃以下の温度域で２０秒以上１５００秒以下の間滞留させる焼鈍工程と、を有する。
以下、これらの工程と、熱間圧延工程前に行う好ましい鋳造工程について説明する。なお、以下に示す温度は、スラブ、鋼板等の表面温度を意味する。
以下、これらの工程と、熱間圧延工程前に行う好ましい鋳造工程について説明する。なお、以下に示す温度は、スラブ、鋼板等の表面温度を意味する。
【0067】
［鋳造工程］
前述した成分組成を有する鋼を鋳造する。鋳造速度は特に限定しないが、上記の介在物の生成を抑え、耐遅れ破壊特性を向上させるために、鋳造速度は１．８０ｍ／分以下が好ましく、１．７５ｍ／分以下がより好ましく、１．７０ｍ／分以下がさらに好ましい。下限も特に限定しないが、生産性の観点から、好ましくは１．２５ｍ／分以上であり、より好ましくは１．３０ｍ／分以上である。
前述した成分組成を有する鋼を鋳造する。鋳造速度は特に限定しないが、上記の介在物の生成を抑え、耐遅れ破壊特性を向上させるために、鋳造速度は１．８０ｍ／分以下が好ましく、１．７５ｍ／分以下がより好ましく、１．７０ｍ／分以下がさらに好ましい。下限も特に限定しないが、生産性の観点から、好ましくは１．２５ｍ／分以上であり、より好ましくは１．３０ｍ／分以上である。
【0068】
［熱間圧延工程］
前述した成分組成を有する鋼（鋼スラブ）を、熱間圧延に供する。スラブ加熱温度は特に限定されないが、スラブ加熱温度を１２００℃以上とすることで、硫化物の固溶促進とＭｎ偏析の軽減が図られ、上記した粗大な介在物量の低減が図られ、耐遅れ破壊特性が向上する傾向がある。このため、スラブ加熱温度は１２００℃以上が好ましい。より好ましくは１２２０℃以上である。また、スラブ加熱時の加熱速度は５～１５℃／分が好ましく、スラブ均熱時間は３０～１００分が好ましい。
前述した成分組成を有する鋼（鋼スラブ）を、熱間圧延に供する。スラブ加熱温度は特に限定されないが、スラブ加熱温度を１２００℃以上とすることで、硫化物の固溶促進とＭｎ偏析の軽減が図られ、上記した粗大な介在物量の低減が図られ、耐遅れ破壊特性が向上する傾向がある。このため、スラブ加熱温度は１２００℃以上が好ましい。より好ましくは１２２０℃以上である。また、スラブ加熱時の加熱速度は５～１５℃／分が好ましく、スラブ均熱時間は３０～１００分が好ましい。
【0069】
仕上げ圧延終了温度は８４０℃以上が好ましい。仕上げ圧延終了温度が８４０℃未満では、温度の低下までに時間がかかり、介在物が生成することで耐遅れ破壊特性を劣化させるのみならず、鋼板の内部の品質も低下する可能性がある。したがって、仕上げ圧延終了温度は好ましくは８４０℃以上であり、より好ましくは８６０℃以上である。一方、上限は特に限定しないが、後の巻き取り温度までの冷却が困難になるため、仕上げ圧延終了温度は好ましくは９５０℃以下であり、より好ましくは９２０℃以下である。
【0070】
冷却された熱延鋼板は６３０℃以下の温度で巻き取るのが好ましい。巻き取り温度が６３０℃超では、地鉄表面が脱炭するおそれがあり、鋼板内部と表面で組織差が生じ合金濃度ムラの原因となる可能性がある。また表層の脱炭により、鋼板表層の炭化物を有するベイナイトやマルテンサイトの面積率が減少するため、所望の強度を確保するのが難しくなる傾向がある。したがって、巻き取り温度は好ましくは６３０℃以下であり、より好ましくは６００℃以下である。巻き取り温度の下限は特に限定されないが、冷間圧延性の低下を防ぐために５００℃以上が好ましい。
【0071】
［冷間圧延工程］
冷間圧延工程では、巻き取られた熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延し、冷延鋼板を製造する。酸洗の条件は特に限定はされない。圧下率が２０％未満の場合、表面の平坦度が悪く、組織が不均一となる可能性があるので、圧下率は、好ましくは２０％以上であり、より好ましくは３０％以上であり、さらに好ましくは４０％以上である。
冷間圧延工程では、巻き取られた熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延し、冷延鋼板を製造する。酸洗の条件は特に限定はされない。圧下率が２０％未満の場合、表面の平坦度が悪く、組織が不均一となる可能性があるので、圧下率は、好ましくは２０％以上であり、より好ましくは３０％以上であり、さらに好ましくは４０％以上である。
【0072】
［焼鈍工程］
冷間圧延後の鋼板を、ＡＣ３点以上の焼鈍温度に加熱する。焼鈍温度がＡＣ３点未満では、組織にフェライトが生成し、所望の強度を得ることができない。したがって、焼鈍温度はＡＣ３点以上であり、好ましくはＡＣ３点＋１０℃以上であり、より好ましくはＡＣ３点＋２０℃以上である。焼鈍温度の上限は特に限定されないが、オーステナイトの粗大化を抑制し、耐遅れ破壊特性の劣化を防ぐ観点から、焼鈍温度は９００℃以下が好ましい。なお、ＡＣ３点以上の焼鈍温度まで加熱した後に、当該焼鈍温度で均熱してもよい。
冷間圧延後の鋼板を、ＡＣ３点以上の焼鈍温度に加熱する。焼鈍温度がＡＣ３点未満では、組織にフェライトが生成し、所望の強度を得ることができない。したがって、焼鈍温度はＡＣ３点以上であり、好ましくはＡＣ３点＋１０℃以上であり、より好ましくはＡＣ３点＋２０℃以上である。焼鈍温度の上限は特に限定されないが、オーステナイトの粗大化を抑制し、耐遅れ破壊特性の劣化を防ぐ観点から、焼鈍温度は９００℃以下が好ましい。なお、ＡＣ３点以上の焼鈍温度まで加熱した後に、当該焼鈍温度で均熱してもよい。
【0073】
ＡＣ３点は以下の式により算出する。また、下記式において（％元素記号）は各元素の含有量（質量％）を意味する。
ＡＣ３点（℃）＝９１０－２０３√（％Ｃ）＋４５（％Ｓｉ）－３０（％Ｍｎ）－２０（％Ｃｕ）－１５（％Ｎｉ）＋１１（％Ｃｒ）＋３２（％Ｍｏ）＋１０４（％Ｖ）＋４００（％Ｔｉ）＋４６０（％Ａｌ）
ＡＣ３点（℃）＝９１０－２０３√（％Ｃ）＋４５（％Ｓｉ）－３０（％Ｍｎ）－２０（％Ｃｕ）－１５（％Ｎｉ）＋１１（％Ｃｒ）＋３２（％Ｍｏ）＋１０４（％Ｖ）＋４００（％Ｔｉ）＋４６０（％Ａｌ）
【0074】
上記のとおり冷延鋼板をＡＣ３点以上の焼鈍温度まで加熱した後、当該焼鈍温度から５５０℃までの温度域の平均冷却速度を３℃／秒以上とし、かつ冷却停止温度を３５０℃以下とする冷却を行い、その後、１００℃以上２６０℃以下の温度域で２０秒以上１５００秒以下の間滞留させる。
【0075】
焼鈍温度から５５０℃までの温度域の平均冷却速度が３℃／秒未満では、フェライトの過度な生成を招くため所望の強度を得ることが難しくなる。また表層にフェライトが生成することで、表層付近の炭化物を有するベイナイトやマルテンサイト分率を得ることが難しくなり、耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、焼鈍温度から５５０℃までの温度域の平均冷却速度は、３℃／秒以上であり、好ましくは５℃／秒以上であり、より好ましくは１０℃／秒以上である。なお、平均冷却速度の上限は特に規定されないが、速くなりすぎるとコイル幅方向でマルテンサイト変態の不均一化が起こりやすくなり、形状劣化により鋼板が設備へ接触するおそれがあるため、最低限の形状を得る観点から、３０００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
【0076】
焼鈍温度から５５０℃までの温度域の平均冷却速度は、特に断らない限り、「（焼鈍温度－５５０℃）／（焼鈍温度から５５０℃までの冷却時間）」である。
【0077】
冷却停止温度は３５０℃以下である。冷却停止温度が３５０℃超となると、十分に焼戻しが進行せず、最終組織に炭化物を含まない焼入れままのマルテンサイトや残留オーステナイトが過剰に生成し、鋼板表層の微細炭化物量が減少することで耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、優れた耐遅れ破壊特性を得るために、冷却停止温度は３５０℃以下であり、好ましくは３００℃以下、より好ましくは２５０℃以下である。
【0078】
ベイナイト内部に分布する炭化物は、焼入れ後の低温域での保持中に生成する炭化物であり、水素のトラップサイトとなることで水素を捕捉し、耐遅れ破壊特性の劣化を防ぐことができる。滞留温度が１００℃未満、または、滞留時間が２０秒未満になると、ベイナイトが生成せず、また炭化物を含まない焼入れままのマルテンサイトが生成するため、鋼板表層の微細炭化物量が減少し、上記の効果が得られなくなる。
【0079】
また、滞留温度が２６０℃超、または、滞留時間が１５００秒超となると、脱炭し、さらにベイナイト内部に粗大な炭化物が生成するため、耐遅れ破壊特性を劣化させる。
したがって、滞留温度は１００℃以上２６０℃以下であり、滞留時間は２０秒以上１５００秒以下である。また、滞留温度は好ましくは１３０℃以上２４０℃以下であり、滞留時間は好ましくは５０秒以上１０００秒以下である。
したがって、滞留温度は１００℃以上２６０℃以下であり、滞留時間は２０秒以上１５００秒以下である。また、滞留温度は好ましくは１３０℃以上２４０℃以下であり、滞留時間は好ましくは５０秒以上１０００秒以下である。
【0080】
なお、熱間圧延後の熱延鋼板には、組織軟質化のための熱処理をおこなってもよく、鋼板表面にＺｎやＡｌなどのめっきが施されていても構わない。また、焼鈍冷却後もしくはめっき処理後は形状調整のための調質圧延を行ってもよい。
【0081】
［端面処理工程］
本発明の高強度部材の製造方法の一実施形態は、鋼板を切出した後、切断により生じた端面を、曲げ加工の前または後に面削加工し、前記曲げ加工および前記面削加工の後に２７０℃以下の温度で加熱する端面処理工程を有する。
本発明でいう切断とは、せん断切断（機械切断）、レーザー切断、放電加工などの電気切断、ガス切断などの公知の切断を含む意味である。
本発明の高強度部材の製造方法の一実施形態は、鋼板を切出した後、切断により生じた端面を、曲げ加工の前または後に面削加工し、前記曲げ加工および前記面削加工の後に２７０℃以下の温度で加熱する端面処理工程を有する。
本発明でいう切断とは、せん断切断（機械切断）、レーザー切断、放電加工などの電気切断、ガス切断などの公知の切断を含む意味である。
【0082】
端面処理工程を行うことにより、鋼板を切出した際に生じた微小亀裂を除去し、かつ残留応力低減させ、曲げ稜線部の端面に亀裂を生じにくくし、耐遅れ破壊特性に優れる部材を得ることができる。曲げ稜線部の端面から曲げ稜線方向に延在する亀裂のうち最も長い亀裂長さを１０μｍ以下にできれば、端面の面削量は特に限定しないが、残留応力を低減するためには表面から２００μｍ以上除去するのが好ましく、２５０μｍ以上除去するのがより好ましい。また、端面の面削加工方法については特に限定されず、例えば、レーザー、研削、およびコイニング処理のいずれの方法を用いてもよい。曲げ加工および端面の面削加工はどちらを先に行ってもよく、曲げ加工後に端面の面削加工をしてもよく、端面の面削加工後に曲げ加工をしてもよい。
【0083】
端面の残留応力を低減するために、鋼板を前記曲げ加工および前記面削加工した後の成形部材を、２７０℃以下の温度で加熱する。加熱温度が２７０℃超となると、マルテンサイト組織の焼戻しが進行するため、所望のＴＳを得るのが困難となる。したがって、加熱温度は２７０℃以下であり、好ましくは２５０℃以下である。また、曲げ稜線部の端面の残留応力を８００ＭＰａ以下にすることができれば、加熱温度の下限および加熱時間は特に限定されない。
なお、２７０℃以下の温度での加熱は、塗装焼付けで行う加熱で代用してもよい。
なお、２７０℃以下の温度での加熱は、塗装焼付けで行う加熱で代用してもよい。
【0084】
また、この加熱は、少なくとも面削加工した端面部を加熱すればよく、鋼板全体を加熱してもよい。
【実施例0085】
本発明を、実施例を参照しながら具体的に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
【0086】
１．評価用部材の製造
表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を真空溶解炉にて溶製後、分塊圧延し２７ｍｍ厚の分塊圧延材を得た。得られた分塊圧延材を板厚４．０～２．８ｍｍまで熱間圧延し、熱延鋼板を製造した。次いで、熱延鋼板を板厚１．４ｍｍまで冷間圧延し、冷延鋼板を製造した。次いで、上記により得られた冷延鋼板に、表２～４に示す条件で熱処理を行った（焼鈍工程）。なお、表１の成分組成の空欄は、その成分を意図的に添加していないことを表しており、含有しない（０質量％）場合だけでなく、不可避的に含有する場合も含む。なお、熱間圧延工程、冷間圧延工程、焼鈍工程の各条件の詳細は表２～４に示す。
表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を真空溶解炉にて溶製後、分塊圧延し２７ｍｍ厚の分塊圧延材を得た。得られた分塊圧延材を板厚４．０～２．８ｍｍまで熱間圧延し、熱延鋼板を製造した。次いで、熱延鋼板を板厚１．４ｍｍまで冷間圧延し、冷延鋼板を製造した。次いで、上記により得られた冷延鋼板に、表２～４に示す条件で熱処理を行った（焼鈍工程）。なお、表１の成分組成の空欄は、その成分を意図的に添加していないことを表しており、含有しない（０質量％）場合だけでなく、不可避的に含有する場合も含む。なお、熱間圧延工程、冷間圧延工程、焼鈍工程の各条件の詳細は表２～４に示す。
【0087】
熱処理後の鋼板を３０ｍｍ×１１０ｍｍの小片にせん断し、一部のサンプルにおいて、せん断により生じた端面を曲げ加工前にレーザーまたは研削にて面削加工した。次いで、９０°の角度を有するダイスの上に鋼板のサンプルを載せて、９０°の角度を有するポンチによって鋼板をプレスすることで、Ｖ字曲げ加工を行った。次いで、図２に側面図を示すように、ボルト２０、ナット２１およびテーパーワッシャー２２を用いて、曲げ加工後の鋼板（部材）を、鋼板１１の板面の両側からボルト２０で締め込んだ。ＣＡＥ（Ｃｏｍｐｕｔｅｒ Ａｉｄｅｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ）解析によって、負荷応力と締込量の関係を算出し、締込量と臨界負荷応力が一致するようにした。臨界負荷応力は、後述する方法で測定した。
【0088】
曲げ加工前に端面を面削加工していないサンプルの一部は、曲げ加工した後、種々の臨界負荷応力に対応する締込量で、上記と同様に図２に示すようにボルト２０で締め込んだ後、端面をレーザーまたは研削にて除去（面削加工）した。
【0089】
曲げ加工および面削加工の後、一部のサンプルは、種々の加熱温度で熱処理した。端面処理の各条件は、表２～４に示す。表２～４の端面処理で、面削加工の欄を「－」と記載したものは、面削加工しなかったことを意味し、熱処理温度（℃）の欄を「－」と記載したものは、熱処理しなかったことを意味する。
【0090】
【表1】
【0091】
【表2】
【0092】
【表3】
【0093】
【表4】
【0094】
２．評価方法
各種製造条件で得られた部材に対して、鋼組織（ミクロ組織）を解析することで組織分率を調査し、引張試験を実施することで引張強度等の引張特性を評価し、遅れ破壊試験によって測定した臨界負荷応力で耐遅れ破壊特性を評価した。各評価の方法は次のとおりである。
各種製造条件で得られた部材に対して、鋼組織（ミクロ組織）を解析することで組織分率を調査し、引張試験を実施することで引張強度等の引張特性を評価し、遅れ破壊試験によって測定した臨界負荷応力で耐遅れ破壊特性を評価した。各評価の方法は次のとおりである。
【0095】
（鋼板組織全体に対する、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するベイナイトおよび平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するマルテンサイトの１種または２種の面積率の合計）
焼鈍工程で得られた鋼板（以下、焼鈍鋼板という。）に対して垂直方向から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚Ｌ断面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出した後、走査電子顕微鏡を用いて観察し、倍率１５００倍のＳＥＭ像上の、実長さ８２μｍ×５７μｍの領域上に４．８μｍ間隔の１６ｍｍ×１５ｍｍの格子をおき、各相上にある点数を数えるポイントカウンティング法により、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するマルテンサイトおよび平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するベイナイトの面積率を計算し、それらの合計の面積率を算出した。面積率は、倍率１５００倍の別々のＳＥＭ像から求めた３つの面積率の平均値とした。マルテンサイトは白色の組織を呈しており、ベイナイトは黒色の組織の内部に微細な炭化物が析出している。炭化物の平均粒径は以下のように算出した。また、面積率は、観察範囲全体に対する面積率であり、これを鋼板組織全体に対する面積率とみなした。
焼鈍工程で得られた鋼板（以下、焼鈍鋼板という。）に対して垂直方向から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚Ｌ断面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出した後、走査電子顕微鏡を用いて観察し、倍率１５００倍のＳＥＭ像上の、実長さ８２μｍ×５７μｍの領域上に４．８μｍ間隔の１６ｍｍ×１５ｍｍの格子をおき、各相上にある点数を数えるポイントカウンティング法により、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するマルテンサイトおよび平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するベイナイトの面積率を計算し、それらの合計の面積率を算出した。面積率は、倍率１５００倍の別々のＳＥＭ像から求めた３つの面積率の平均値とした。マルテンサイトは白色の組織を呈しており、ベイナイトは黒色の組織の内部に微細な炭化物が析出している。炭化物の平均粒径は以下のように算出した。また、面積率は、観察範囲全体に対する面積率であり、これを鋼板組織全体に対する面積率とみなした。
【0096】
（ベイナイトおよびマルテンサイト中の炭化物の平均粒径）
焼鈍鋼板の圧延方向に対して垂直方向から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚Ｌ断面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出した後、走査電子顕微鏡を用いて観察し、倍率５０００倍のＳＥＭ像上の炭化物の総面積を二値化による画像解析にて測定し、その総面積を個数平均することで炭化物１個あたりの面積を算出した。炭化物１個あたりの面積から求めた円相当直径を平均粒径とした。
焼鈍鋼板の圧延方向に対して垂直方向から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚Ｌ断面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出した後、走査電子顕微鏡を用いて観察し、倍率５０００倍のＳＥＭ像上の炭化物の総面積を二値化による画像解析にて測定し、その総面積を個数平均することで炭化物１個あたりの面積を算出した。炭化物１個あたりの面積から求めた円相当直径を平均粒径とした。
【0097】
（引張試験）
焼鈍鋼板の圧延方向から、標点間距離５０ｍｍ、標点間幅２５ｍｍ、板厚１．４ｍｍのＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１（２０１１）に準拠し、引張速度が１０ｍｍ／分で引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）および降伏強度（ＹＳ）を測定した。
焼鈍鋼板の圧延方向から、標点間距離５０ｍｍ、標点間幅２５ｍｍ、板厚１．４ｍｍのＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１（２０１１）に準拠し、引張速度が１０ｍｍ／分で引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）および降伏強度（ＹＳ）を測定した。
【0098】
（臨界負荷応力の測定）
遅れ破壊試験によって臨界負荷応力を測定した。具体的には、各製造条件で得られた部材をｐＨ＝１（２５℃）の塩酸中に浸漬し、遅れ破壊しない最大負荷応力を臨界負荷応力として評価した。遅れ破壊の判定は目視および実体顕微鏡で倍率×２０まで拡大した画像にて行い、９６時間浸漬し割れが発生しなかった場合を破壊なしとした。ここでいう割れとは、亀裂長さが２００μｍ以上の亀裂が発生した場合を指す。
遅れ破壊試験によって臨界負荷応力を測定した。具体的には、各製造条件で得られた部材をｐＨ＝１（２５℃）の塩酸中に浸漬し、遅れ破壊しない最大負荷応力を臨界負荷応力として評価した。遅れ破壊の判定は目視および実体顕微鏡で倍率×２０まで拡大した画像にて行い、９６時間浸漬し割れが発生しなかった場合を破壊なしとした。ここでいう割れとは、亀裂長さが２００μｍ以上の亀裂が発生した場合を指す。
【0099】
（端面の残留応力の測定）
各製造条件で得られた部材について、Ｘ線回折により端面の残留応力を測定した。残留応力の測定箇所は、曲げ稜線部の端面の板厚中心であり、Ｘ線の照射径は１５０μｍとした。測定方向は、板厚方向に垂直かつ曲げ稜線方向に垂直な方向とした。図３は、曲げ稜線部の端面の拡大図であり、板厚中心Ｃ１および測定方向Ｄ２にそれぞれ符号を付して示している。
各製造条件で得られた部材について、Ｘ線回折により端面の残留応力を測定した。残留応力の測定箇所は、曲げ稜線部の端面の板厚中心であり、Ｘ線の照射径は１５０μｍとした。測定方向は、板厚方向に垂直かつ曲げ稜線方向に垂直な方向とした。図３は、曲げ稜線部の端面の拡大図であり、板厚中心Ｃ１および測定方向Ｄ２にそれぞれ符号を付して示している。
【0100】
（端面の亀裂長さの測定）
各製造条件で得られた部材について、曲げ稜線部の端面から曲げ稜線方向に延在する亀裂の長さを、実体顕微鏡にて倍率５０倍に拡大して測定した。曲げ稜線部の端面から曲げ稜線方向に延在する亀裂のうち最も長い亀裂長さを表５～７に示す。
各製造条件で得られた部材について、曲げ稜線部の端面から曲げ稜線方向に延在する亀裂の長さを、実体顕微鏡にて倍率５０倍に拡大して測定した。曲げ稜線部の端面から曲げ稜線方向に延在する亀裂のうち最も長い亀裂長さを表５～７に示す。
【0101】
３．評価結果
上記評価結果を表５～７に示す。
上記評価結果を表５～７に示す。
【0102】
【表5】
【0103】
【表6】
【0104】
【表7】
【0105】
本実施例では、ＴＳ≧１４７０ＭＰａ、かつ、臨界負荷応力≧ＹＳの部材を合格とし、表５～７に発明例として示した。また、ＴＳ＜１４７０ＭＰａ、または、臨界負荷応力＜ＹＳの部材を不合格とし、表５～７に比較例として示した。また、表５～７において、「臨界負荷応力／ＹＳ」が１．００以上であることが、臨界負荷応力≧ＹＳであることを意味する。
【0106】
表５～７に示すように、本発明例の部材は、高強度で、かつ耐遅れ破壊特性に優れている。
【符号の説明】
【0107】
１０ 高強度部材
１１ 鋼板
１２ 曲げ稜線部
１３ 曲げ稜線部の端面
２０ ボルト
２１ ナット
２２ テーパーワッシャー
Ｃ１ 板厚中心
Ｄ１ 曲げ稜線方向
Ｄ２ 測定方向
１１ 鋼板
１２ 曲げ稜線部
１３ 曲げ稜線部の端面
２０ ボルト
２１ ナット
２２ テーパーワッシャー
Ｃ１ 板厚中心
Ｄ１ 曲げ稜線方向
Ｄ２ 測定方向
【図1】
【図2】
【図3】
