超高強度鋼板及びこれを用いた自動車用強度部品
【課題】本発明は、優れた成形性及び耐遅れ破壊特性を兼ね備えた超高強度鋼板及びこれを用いた自動車用強度部品を提供することにある。
【解決手段】上記課題を解決すべく鋭意検討を重ねた結果、特に鋼板の表層の応力-ひずみ特性を、材料の引張り試験において引っ張り強さから破断までの応力低下度をSDとした場合、SDを200MPa以上とし、残る鋼板中心部の応力-ひずみ特性の均一伸びを表層部の均一伸びより増加させた鋼板特性とすることにより、上記課題が解決できることを見出した。
【解決手段】上記課題を解決すべく鋭意検討を重ねた結果、特に鋼板の表層の応力-ひずみ特性を、材料の引張り試験において引っ張り強さから破断までの応力低下度をSDとした場合、SDを200MPa以上とし、残る鋼板中心部の応力-ひずみ特性の均一伸びを表層部の均一伸びより増加させた鋼板特性とすることにより、上記課題が解決できることを見出した。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、超高強度鋼板及びこれを用いた自動車用強度部品に係り、更に詳細には、自動車部品などに適する成形性及び耐遅れ破壊性に優れた超高強度鋼板及びこれを用いた自動車用強度部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車の衝突安全性と環境問題の両立を図るために車体を軽量化するという観点から、フロントサイドメンバー、リヤサイドメンバー、ロッカー、ピラー類等、複雑なプレス成形が必要となる部品へ適用しようとする試みが高まっており、超高強度鋼板における成形性の向上が切望されている。
【０００３】
従来、超高強度鋼板については、種々の強化策により材料強度の確保は可能であるが、高強度化に伴い成形性は低下する傾向にあった。即ち、高強度鋼板では、組織的不均一、硬質相と軟質相の局所的混在などに起因し、加工性は、高強度化に伴い大きく低下し、高強度化と成形性の両立は困難であるのが実情であった。
また、１１８０ＭＰａ以上の強度になると、水素脆化による遅れ破壊という新たな弊害が生じることが知られている。
【０００４】
このような背景から、成形性の優れた高強度鋼板としてＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ：加工誘起塑性）鋼板が注目されている。
ＴＲＩＰ鋼板は、加工変形により残留オーステナイト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。
しかし、ＴＲＩＰ鋼板においても、残留オーステナイトの加工誘起変態に起因して遅れ破壊が助長されることが報告されている（例えば非特許文献１参照）。
【特許文献１】山崎ら、「超高強度冷延鋼板の遅れ破壊特性に及ぼす残留オーステナイトと歪の影響」、鉄と鋼、１９９７年、Ｖｏｌ８３、Ｎｏ．１１、ｐ６６−７１
【０００５】
また、ポリゴナルフェライトを基地とし残留オーステナイトを含み、また結晶粒微細化を図りながら強度―延性バランスの向上を目的とした熱延高張力鋼材が提案されている（例えば特許文献２参照）。しかしながら、これらは実質的にはTRIP鋼であるが、遅れ破壊に関する知見は一切記載されていない。
【特許文献２】特開２００４−１３１８３３号公報
【０００６】
また、遅れ破壊特性については、ニオブ（Ｎｂ）などの析出物等を形成することにより耐遅れ破壊性向上させた高強度鋼板が提案されている（例えば特許文献１参照）。
しかし、成形性に関する知見は一切記載されておらず、超高強度鋼板における耐遅れ破壊性と成形性の両立が切望されている。
【特許文献１】特開２００５−６８５４８号公報
【０００７】
以上みてきたように、高強度と耐遅れ破壊性と成形性向上の３要素を同時に解決した報告はなされていない。更に言えば、高延性を残留オーステナイトの加工誘起変態に依った提案では、もう一方の課題である耐遅れ破壊性に対する知見の報告がないこと、また、超高強度鋼における十分な延性向上の提案が他になされていない。
【０００８】
一方、本発明者らは、超高強度鋼板において、自動車用強度部品としての特性を十分に考慮したところ、成形性と耐遅れ破壊性を両立できる方法を見出すに至った。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は、このような従来技術の有する課題及び新たな知見に鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、優れた成形性及び耐遅れ破壊特性を兼ね備えた超高強度鋼板及びこれを用いた自動車用強度部品を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を重ねた結果、特に鋼板の表層の応力-ひずみ特性を、材料の引張り試験において引っ張り強さから破断までの応力低下度をSDとした場合、SDを200MPa以上とし、残る鋼板中心部の応力-ひずみ特性の均一伸びを表層部の均一伸びより増加させた鋼板特性とすることにより、上記課題が解決できることを見出し、本発明を完成するに至った。
【００１１】
尚、本発明の特性を得るには、所定の鋼板の基地組織を下部ベイナイト組織または焼戻し下部ベイナイト組織とすることが、良成形性に加え耐遅れ破壊性と超高強度を両立させる為に効果的である。鋼板の表層部を微細結晶粒とすることで、SD値を確保することに加え、表層部を硬化させることが可能で、鋼板全体の高強度化へ寄与することを見出した。
【００１２】
更にまた、車体部品のプレス成形性では、平面歪での一様伸びが要求される場合も、本発明の鋼板の中心部を均一伸びを増加させた特性は効果的である。
【００１３】
更にまた、本発明の特性をもつ表面層を形成するには、例えば高い圧延圧下率などの製造プロセスを必要とするが、本発明ではこれを表層に限定しているため、鋼板製造においても作りやすいという効果もある。
【００１４】
本発明の超高強度鋼板においては、耐遅れ破壊性に優れる組織として本発明の超高強度鋼板は、モリブデン、タングステン、バナジウム、チタン及びニオブから成る群より選ばれた少なくとも１種の元素を含有し、基地組織が下部ベイナイトであり、旧オーステナイト平均粒径が３０μｍ以下である超高強度鋼板であって、
引張強度が９８０ＭＰａ以上であり、
Ｃ：０．１０％〜０．４０％及びＣｒ：０．０１％〜３．５％を含有し、
Ｍｏ：０．１０％〜２．０％、Ｗ：０．２０％〜１．５％、Ｖ：０．００２％〜１．０％、Ｔｉ：０．００２％〜１．０％及びＮｂ：０．００５％〜１．０％から成る群より選ばれた少なくとも１種のものを含有し、
不純物Ｐ，Ｓの含有量はＰ：≦０．０２％及びＳ：≦０．０１％であり、残部は実質的にＦｅ及び不可避的不純物であることを特徴とする。
【００１５】
また、本発明の超高強度鋼板の他の好適形態は、平均旧オーステナイト粒径が３〜１０μｍであることや、熱延鋼板又は冷延鋼板であることを特徴とする。
【００１６】
更に、本発明の自動車用強度部品は、上記高強度薄鋼板を用いて成ることを特徴とする。
【発明の効果】
【００１７】
所定の鋼板の表層の応力-ひずみ特性を、材料の引張り試験において引っ張り強さから破断までの応力低下度をSDとした場合、SDを200MPa以上とし、残る鋼板中心部の応力-ひずみ特性の均一伸びを表層部の均一伸びより増加させた鋼板特性とすることにより、優れた成形性及び耐遅れ破壊特性を兼ね備えた超高強度鋼板及びこれを用いた自動車用強度部品を提供できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１８】
以下、本発明の超高強度鋼板について、更に詳細に説明する。なお、本明細書及び特許請求の範囲において、濃度、含有量、充填量などについての「％」は、特記しない限り質量百分率を表すものとする。
【００１９】
上述の如く、本発明の超高強度鋼板は、板厚の１０％（片面５％）以上、板厚の４０％（片面２０％）以下である表層の応力―ひずみ特性が、引張り強さから破断までの応力低下度をSD値とした場合、SD値が２００MPa以上を有する表層部と、前記表層部を除く中心部の応力―ひずみ特性が、表層部の均一伸びより高い均一伸びを有する中心部とからなる鋼板である。好ましくは、SD値は、３００MPa以上が良く、前述の表層の厚さは、板厚の１５％以上、３０％以下が好ましい。
【００２０】
このような構成により、鋼板の引張り強さが９８０MPa以上でありながら、プレス成形における複合応力状態での成形性が大きく向上すると伴に、平面歪での一様伸び変形が求められる部位においても成形性を同時に向上させることができる。
【００２１】
尚、上述の本発明の超高強度鋼板の表層の引張り強さが、前記表層部を除く中心部の引張り強さより、高い値を有することで表面硬化鋼の効果が生じ、鋼板全体の強度が向上する。
【００２２】
このように鋼板表層部をSD値を２００MPa以上とし、中心部より引張り強さを高くすることにより、鋼板表層部を高強度で高靭性な特性とすることができ、車体衝突時のような大変形下でも、安定した変形挙動を保つことができる。また、鋼板を均一に高強度化した場合と比較し、延性と靭性を向上させることが可能である。
【００２３】
本発明の超高強度鋼板は、モリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ）、バナジウム（Ｖ）、チタン（Ｔｉ）又はニオブ（Ｎｂ）、及びこれらの任意の組合せに係る元素を含有し、基地組織は下部ベイナイトまたは焼き戻し下部ベイナイトとすることができる。更に、旧オーステナイト平均粒径は３０μｍ以下にする。
【００２４】
このような構成により、引張強度が９８０ＭＰａ以上でありながら、従来の高強度鋼板に対して自動車用部品としての要求を満足するのに十分な成形性を示し、且つ耐遅れ破壊性が向上し、成形性と耐遅れ破壊性を両立することにより優れた効果を十分に発揮し、産業上有用な効果を奏する。
【００２５】
ここで、本発明の超高強度鋼板においては、硬質相である下部ベイナイト組織を素地とすることにより、鋼板の引張強度が９８０ＭＰａ以上になる。より好ましくは、鋼板の引張強度は１１８０ＭＰａ以上であることが良い。
【００２６】
鋼板の板厚方向全体にわたって旧オーステナイト粒径は１〜３０μｍに細粒化できる。旧オーステナイト粒径が３０μｍを超えると、深絞り性、張出し性、形状凍結性の向上が見込めなくなる。また、旧オーステナイト粒径が１μｍ未満では、機械的性質が劣化し易い上、製造上も困難となり易い。
【００２７】
更に、上記旧オーステナイト粒径は３〜１０μｍにすることが好適である。このときは、深絞り性、張出し性、形状凍結性をより向上させ得るので、当該超高強度鋼板を用いて自動車部品を成形するときに要求される成形性を満足させ得る。
【００２８】
更に、鋼板の板厚の少なくとも１０％以上の表層部の上記旧オーステナイト粒径は３〜１０μｍとし、この表層部を除く板厚の中心部の上記旧オーステナイト粒径を３〜３０μｍとすることが出来る。この時は、表層部に複合応力がかかる複雑な形状の部品の成形性を向上させ得る。
【００２９】
また、本発明の超高強度鋼板は、添加成分として、
炭素（Ｃ）、クロム（Ｃｒ）を、Ｃ：０．１０％〜０．４０％、Ｃｒ：０．０１％〜３．５％の割合で含有し、
モリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ）、バナジウム（Ｖ）、チタン（Ｔｉ）又はニオブ（Ｎｂ）、及びこれらの任意の組合せに係るものを、Ｍｏ：０．１０％〜２．０％、Ｗ：０．２０％〜１．５％、Ｖ：０．００２％〜１．０％、Ｔｉ：０．００２％〜１．０％及びＮｂ：０．００５％〜１．０％の割合で含有し、
更に、不純物のリン（Ｐ）、硫黄（Ｓ）を、Ｐ：≦０．０２％、Ｓ：≦０．０１％の割合で含有し、残部は実質的に鉄（Ｆｅ）及び不可避的不純物である。
【００３０】
このときは、微細な合金炭化物が含有されることにより、成形性を確保しつつ耐遅れ破壊性に優れる鋼板が得られる。
以下に各成分について説明する。
【００３１】
Ｃ ： Ｃは強度増加に最も有効な元素である。９８０ＭＰａ以上の強度を得るためには０．１％以上含有することが好適であるが、０．４％を超えると靭性劣化を招き易いことから、０．１０〜０．４０％含有することが良い。
【００３２】
Ｃｒ： Ｃｒは焼入れ性向上に有効な元素であるとともにセメンタイト中に固溶して鋼板の強度上昇に有効な元素である。従って、少なくとも０．０１％以上含有することが好適である。好ましくは１％以上含有させることが良いが、過剰に添加するとその効果が飽和するとともに靭性が低下してしまうため、上限を３．５％とすることが良い。
【００３３】
Ｍｏ： Ｍｏは本発明において重要な元素であり、焼入れ性向上の他、合金炭化物を形成することで微細粒化に有効であると共に、水素の置換にも有効である。しかし、０．１０％未満では、合金炭化物の形成が困難になり易い。一方、Ｍｏは高価な合金元素であるため、０．１〜２．０％含有することが良い。
【００３４】
なお、成形性を確保しつつ良好な耐遅れ破壊性を確保するために、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂのうち少なくとも１元素を含有することが好適であるが、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ及びＴｉについても、Ｍｏと同様な添加効果を示すことから、上記含有量の上限、下限とすることが良い。
【００３５】
Ｐ ： Ｐは粒界強度を低下させるため、極力取り除きたい元素であり、上限を０．０２％とすることが良い。
【００３６】
Ｓ ： Ｓは粒界強度を低下させるため、極力取り除きたい元素であり、上限を０．０１％とすることが良い。
【００３７】
更に、本発明の超高強度鋼板は、添加成分として、銅（Ｃｕ）、ニッケル（Ｎｉ）のいずれか一方又は双方を、Ｃｕ：０．１％〜３．０％、Ｎｉ：０．１％〜３．０％の割合で含有することが良い。
以下に各成分について説明する。
【００３８】
Ｃｕ： Ｃｕは強化に有効である上、自身の微細析出は遅れ破壊の抑制にも寄与するため、０．１％以上含有することが良い。また、過剰添加は加工性の劣化を招くことから、上限を３．０％とすることが良い。
【００３９】
Ｎｉ： Ｎｉは鋼板の焼入れ性を高めることにより鋼板の強度を確保できるとともに、耐食性の向上に有効な元素である。０．１％未満では所望の効果が得られず、一方、３．０％を越えると加工性が悪くなることから０．１〜３．０％含有することが良い。
【００４０】
更にまた、本発明の超高強度鋼板は、添加成分として、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）のいずれか一方又は双方を、Ｓｉ：０．０１％〜２．５％、Ｍｎ：０．１％〜１．０％の割合で含有することが良い。
以下に各成分について説明する。
【００４１】
Ｓｉ： Ｓｉは脱酸及び強度増加に有効な元素である。従って、脱酸材として添加したもので鋼中に残るものも含め、含有量を０．２％以上とすることが良い。但し、過剰な添加は靭性劣化を起す場合があるため、上限を２．５％とすることが良い。
【００４２】
Ｍｎ： Ｍｎは、鋼板の強度上昇に有効な元素である。０．１％未満では所望の効果が得られにくい。一方、含有量が多過ぎるとＰ、Ｓの共偏析を助長するだけでなく、靭性劣化を起すことがあるため、０．１〜１．０％含有することが良い。
【００４３】
また、本発明の超高強度鋼板は、添加成分として、アルミニウム（Ａｌ）を、Ａｌ：０．００１％〜０．１％の割合で含有することが良い。
【００４４】
Ａｌ： Ａｌは脱酸のため添加するが、添加量が多過ぎると介在物が増加して加工性が劣化するため、０．００１〜０．１％含有することが良い。
【００４５】
以上説明した本発明の超高強度鋼板は、成形性が良好であることから、代表的には、熱延鋼板又は冷延鋼板で作製することができる。代表的な超高強度鋼板の板厚は、０．５〜２．３ｍｍである。
また、成分設計の観点から、亜鉛めっきの表面処理を施すことができる。
同様に、フィルムラミネート処理を施すこともできる。
【００４６】
次に、本発明の自動車用強度部品について説明する。
かかる自動車用強度部品は、上述の高強度薄鋼板を用いて成る。これにより成形性及び耐遅れ破壊性が共に優れた自動車用高強度部品が得られる。
具体的には、プレス成形（冷間、温間、熱間）、ハイドロ成形、ブロー成形、のいずれかの方法により、上記高強度薄鋼板を成形して得ることができる。
なお、通常、ピアス、トリム加工した部位は、残留応力が高く遅れ破壊の危険が高くなるが、本発明の自動車用強度部品は、切断加工部を有している場合でも、遅れ破壊が少ないので有効である。
【実施例】
【００４７】
以下、本発明を実施例及び比較例により更に詳細に説明するが、本発明はこれら実施例に限定されるものではない。
【００４８】
（実施例１〜５、比較例１〜７）
表１に示す成分の鋼を用い、表２に示す製造条件により、各例の鋼板を作製した。
各例の鋼板について、引張強度、ＳＤ（一様伸び後の応力低下度）、組織、成形評価、遅れ破壊評価を行った。これらの試験結果を表３に示す。
また、各特性の評価は下記の要領で実施した。比較例４〜７（Ｅ，Ｆ，Ｇ，Ｈ）の鋼は市販品を使用した。
【００４９】
【表１】
【００５０】
【表２】
【００５１】
【表３】
【００５２】
１．機械特性値
（１）引張強度
引張強度はＪＩＳ Ｚ２２０１の５号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠した引張試験を行い、評価した。
（２）応力低下度（ＳＤ）
図１は、板状試験片（例えば、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定される５号試験片や１３号試験片）を用いた引張試験による応力−歪線図を示す模式図である。引張強さ（ＴＳ）と破断応力の差を応力低下度（ＳＤ）と定義する。
応力低下度（ＳＤ）が１８０ＭＰａ以上の値を有するものは良好な靭延性を有していた。
【００５３】
２．組織
（１）基地組織
基地組織は、断面を研磨後、ナイタール溶液によりエッチングし、光学顕微鏡１００〜１０００倍及びＳＥＭ観察１０００〜５０００倍を行って評価した。
【００５４】
（２）旧オーステナイト粒径
旧オーステナイト粒径は、基地組織が下部ベイナイトのものについて、ＪＩＳ Ｇ０５５１に準拠して行い、評価した。
【００５５】
３．成形性
成形性評価方法は、複雑なプレス成形が必要な自動車用部品への適用を念頭に置き、深絞り性評価、張出し性評価、形状凍結性評価の総合評価で評価を行った。それぞれの成形性評価方法について下記の要領で実施した。
【００５６】
（１）深絞り性評価
図２に深絞り試験概要を示す。ポンチ肩半径５ｍｍ、直径５０ｍｍの円筒ポンチ４と、ダイ肩半径７ｍｍのダイ１及びシワ押さえ２で構成される試験工具を用い、シワ押さえ２に５０ｋＮの加圧力を与えた状態で、３ｍｍ／秒の速度でポンチ４を移動させた。
このとき、試験片３のブランク直径を大きくしていき、破断することなく絞りきることのできるブランク直径を、最大ブランク直径Ｄとした。ポンチ直径と最大ブランク直径の比（Ｄ／５０）をＬＤＲと定義した。この値が大きいほど深絞り性が良い。
【００５７】
（２）張出し性評価
図３に深絞り試験概要を示す。半径５０ｍｍの球頭ポンチ４と、ダイ肩半径５ｍｍのビードつきダイ１及びシワ押さえ２で構成される試験工具を用い、シワ押さえ２に高い加圧力を与え材料が周りから流入しない状態で、１０ｍｍ／分の速度でポンチ４を移動させた。試験片３の寸法は２００ｍｍ×２００ｍｍとし、ポンチ４が試験片３に接触してから、破断する直前までの移動距離を最大成形高さ（ＬＤＨ）とした。この値が大きいほど張出し性が良い。
【００５８】
（３）形状凍結性評価
図４に形状凍結性指標を評価するためのハット曲げ試験概要を示す。幅７５ｍｍ、ポンチ肩半径５ｍｍのポンチ４と、ダイ肩半径５ｍｍのダイ１及びシワ押さえ２で構成される試験工具を用い、シワ押さえ２に２００ｋＮの加圧力を与え、１０ｍｍ／分の速度でポンチ４を８０ｍｍ移動させた。試験片３の寸法は３００ｍｍ×５０ｍｍとした。ハット曲げ成形後の試験片３を試験機から取り出し、図５に示す方法で試験片３の曲率を測定した。この値が小さいほど形状凍結性が良い。
【００５９】
（４）伸びフランジ性評価
図５、図６に伸びフランジ性を評価するための試験概要を示す。所定の金型を用い図５中Ｂの箇所で破断が確認されたときの、Ａの箇所で測定される、図６に示す伸びフランジ成形限界高さＳＦＨ（ｍｍ）を計測する。この値が高いほど伸びフランジ性が良い。
【００６０】
４．遅れ破壊
遅れ破壊試験評価方法は、１００ｍｍ×５０ｍｍの短冊試験片をハット曲げ試験機で曲げ、曲げ戻し加工したあと壁部にピアス加工を行い、高い残留応力を持たせた試験片を、０．１ｍｏｌ／ｍ３の塩酸水溶液に１００時間浸したときの亀裂の有無によって評価した。
【００６１】
表３に示すように、本発明の範囲内にある実施例１〜５の超高強度鋼板は、引張強度が９８０ＭＰａ以上の強度を示し、図８および図９ 図中「○」に示すように且つ自動車用部品としての要求を満足するのに十分な成形性を示しており、上記遅れ破壊試験において亀裂が発生しなかったことから、成形性と耐遅れ破壊性を兼ね備えている。
これらに対して、比較例１の鋼板は、図８および図９ 図中「●」に示すように本発明と同様な成分であるが、本請求の範囲外であり、成形性と遅れ破壊性の両立ができていない。また、比較例２，３（出願中の特許範囲）は図８および図９ 図中「●」に示すように本発明と同様な成分であり、全域に渡り細粒化させたもので、遅れ破壊性を満足するが、本発明に対し成形性に劣る。比較例４〜７は、図８および図９ 図中「■」に示すように本発明に対し強度が低いにも関わらず、成形性と遅れ破壊性の両立が出来ていない。
【図面の簡単な説明】
【００６２】
【図１】板状試験片（例えば、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定される５号試験片や１３号試験片）を用いた引張試験による応力−歪線図を示す模式図である。
【図２】深絞り試験概要及び深絞り指標であるＬＤＲの算出方法を示す概略図である。
【図３】張出し試験概要並びに張出し指標であるＬＤＨを示す概略図である。
【図４】ハット曲げ試験概要を示す概略図である。
【図５】形状凍結指標である壁ソリ量（曲率）を示す概略図である。
【図６】伸びフランジ試験の概要を示す概略図である。
【図７】
【図８】伸びフランジ性の指標であるＳＦＨを示す概略図である。
【図９】伸びフランジ性の指標であるＳＦＨを示す概略図である。
【符号の説明】
【００６３】
１ ダイ
２ シワ押さえ
３ 試験片（鋼板）
４ ポンチ
【技術分野】
【０００１】
本発明は、超高強度鋼板及びこれを用いた自動車用強度部品に係り、更に詳細には、自動車部品などに適する成形性及び耐遅れ破壊性に優れた超高強度鋼板及びこれを用いた自動車用強度部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車の衝突安全性と環境問題の両立を図るために車体を軽量化するという観点から、フロントサイドメンバー、リヤサイドメンバー、ロッカー、ピラー類等、複雑なプレス成形が必要となる部品へ適用しようとする試みが高まっており、超高強度鋼板における成形性の向上が切望されている。
【０００３】
従来、超高強度鋼板については、種々の強化策により材料強度の確保は可能であるが、高強度化に伴い成形性は低下する傾向にあった。即ち、高強度鋼板では、組織的不均一、硬質相と軟質相の局所的混在などに起因し、加工性は、高強度化に伴い大きく低下し、高強度化と成形性の両立は困難であるのが実情であった。
また、１１８０ＭＰａ以上の強度になると、水素脆化による遅れ破壊という新たな弊害が生じることが知られている。
【０００４】
このような背景から、成形性の優れた高強度鋼板としてＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ：加工誘起塑性）鋼板が注目されている。
ＴＲＩＰ鋼板は、加工変形により残留オーステナイト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。
しかし、ＴＲＩＰ鋼板においても、残留オーステナイトの加工誘起変態に起因して遅れ破壊が助長されることが報告されている（例えば非特許文献１参照）。
【特許文献１】山崎ら、「超高強度冷延鋼板の遅れ破壊特性に及ぼす残留オーステナイトと歪の影響」、鉄と鋼、１９９７年、Ｖｏｌ８３、Ｎｏ．１１、ｐ６６−７１
【０００５】
また、ポリゴナルフェライトを基地とし残留オーステナイトを含み、また結晶粒微細化を図りながら強度―延性バランスの向上を目的とした熱延高張力鋼材が提案されている（例えば特許文献２参照）。しかしながら、これらは実質的にはTRIP鋼であるが、遅れ破壊に関する知見は一切記載されていない。
【特許文献２】特開２００４−１３１８３３号公報
【０００６】
また、遅れ破壊特性については、ニオブ（Ｎｂ）などの析出物等を形成することにより耐遅れ破壊性向上させた高強度鋼板が提案されている（例えば特許文献１参照）。
しかし、成形性に関する知見は一切記載されておらず、超高強度鋼板における耐遅れ破壊性と成形性の両立が切望されている。
【特許文献１】特開２００５−６８５４８号公報
【０００７】
以上みてきたように、高強度と耐遅れ破壊性と成形性向上の３要素を同時に解決した報告はなされていない。更に言えば、高延性を残留オーステナイトの加工誘起変態に依った提案では、もう一方の課題である耐遅れ破壊性に対する知見の報告がないこと、また、超高強度鋼における十分な延性向上の提案が他になされていない。
【０００８】
一方、本発明者らは、超高強度鋼板において、自動車用強度部品としての特性を十分に考慮したところ、成形性と耐遅れ破壊性を両立できる方法を見出すに至った。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は、このような従来技術の有する課題及び新たな知見に鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、優れた成形性及び耐遅れ破壊特性を兼ね備えた超高強度鋼板及びこれを用いた自動車用強度部品を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を重ねた結果、特に鋼板の表層の応力-ひずみ特性を、材料の引張り試験において引っ張り強さから破断までの応力低下度をSDとした場合、SDを200MPa以上とし、残る鋼板中心部の応力-ひずみ特性の均一伸びを表層部の均一伸びより増加させた鋼板特性とすることにより、上記課題が解決できることを見出し、本発明を完成するに至った。
【００１１】
尚、本発明の特性を得るには、所定の鋼板の基地組織を下部ベイナイト組織または焼戻し下部ベイナイト組織とすることが、良成形性に加え耐遅れ破壊性と超高強度を両立させる為に効果的である。鋼板の表層部を微細結晶粒とすることで、SD値を確保することに加え、表層部を硬化させることが可能で、鋼板全体の高強度化へ寄与することを見出した。
【００１２】
更にまた、車体部品のプレス成形性では、平面歪での一様伸びが要求される場合も、本発明の鋼板の中心部を均一伸びを増加させた特性は効果的である。
【００１３】
更にまた、本発明の特性をもつ表面層を形成するには、例えば高い圧延圧下率などの製造プロセスを必要とするが、本発明ではこれを表層に限定しているため、鋼板製造においても作りやすいという効果もある。
【００１４】
本発明の超高強度鋼板においては、耐遅れ破壊性に優れる組織として本発明の超高強度鋼板は、モリブデン、タングステン、バナジウム、チタン及びニオブから成る群より選ばれた少なくとも１種の元素を含有し、基地組織が下部ベイナイトであり、旧オーステナイト平均粒径が３０μｍ以下である超高強度鋼板であって、
引張強度が９８０ＭＰａ以上であり、
Ｃ：０．１０％〜０．４０％及びＣｒ：０．０１％〜３．５％を含有し、
Ｍｏ：０．１０％〜２．０％、Ｗ：０．２０％〜１．５％、Ｖ：０．００２％〜１．０％、Ｔｉ：０．００２％〜１．０％及びＮｂ：０．００５％〜１．０％から成る群より選ばれた少なくとも１種のものを含有し、
不純物Ｐ，Ｓの含有量はＰ：≦０．０２％及びＳ：≦０．０１％であり、残部は実質的にＦｅ及び不可避的不純物であることを特徴とする。
【００１５】
また、本発明の超高強度鋼板の他の好適形態は、平均旧オーステナイト粒径が３〜１０μｍであることや、熱延鋼板又は冷延鋼板であることを特徴とする。
【００１６】
更に、本発明の自動車用強度部品は、上記高強度薄鋼板を用いて成ることを特徴とする。
【発明の効果】
【００１７】
所定の鋼板の表層の応力-ひずみ特性を、材料の引張り試験において引っ張り強さから破断までの応力低下度をSDとした場合、SDを200MPa以上とし、残る鋼板中心部の応力-ひずみ特性の均一伸びを表層部の均一伸びより増加させた鋼板特性とすることにより、優れた成形性及び耐遅れ破壊特性を兼ね備えた超高強度鋼板及びこれを用いた自動車用強度部品を提供できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１８】
以下、本発明の超高強度鋼板について、更に詳細に説明する。なお、本明細書及び特許請求の範囲において、濃度、含有量、充填量などについての「％」は、特記しない限り質量百分率を表すものとする。
【００１９】
上述の如く、本発明の超高強度鋼板は、板厚の１０％（片面５％）以上、板厚の４０％（片面２０％）以下である表層の応力―ひずみ特性が、引張り強さから破断までの応力低下度をSD値とした場合、SD値が２００MPa以上を有する表層部と、前記表層部を除く中心部の応力―ひずみ特性が、表層部の均一伸びより高い均一伸びを有する中心部とからなる鋼板である。好ましくは、SD値は、３００MPa以上が良く、前述の表層の厚さは、板厚の１５％以上、３０％以下が好ましい。
【００２０】
このような構成により、鋼板の引張り強さが９８０MPa以上でありながら、プレス成形における複合応力状態での成形性が大きく向上すると伴に、平面歪での一様伸び変形が求められる部位においても成形性を同時に向上させることができる。
【００２１】
尚、上述の本発明の超高強度鋼板の表層の引張り強さが、前記表層部を除く中心部の引張り強さより、高い値を有することで表面硬化鋼の効果が生じ、鋼板全体の強度が向上する。
【００２２】
このように鋼板表層部をSD値を２００MPa以上とし、中心部より引張り強さを高くすることにより、鋼板表層部を高強度で高靭性な特性とすることができ、車体衝突時のような大変形下でも、安定した変形挙動を保つことができる。また、鋼板を均一に高強度化した場合と比較し、延性と靭性を向上させることが可能である。
【００２３】
本発明の超高強度鋼板は、モリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ）、バナジウム（Ｖ）、チタン（Ｔｉ）又はニオブ（Ｎｂ）、及びこれらの任意の組合せに係る元素を含有し、基地組織は下部ベイナイトまたは焼き戻し下部ベイナイトとすることができる。更に、旧オーステナイト平均粒径は３０μｍ以下にする。
【００２４】
このような構成により、引張強度が９８０ＭＰａ以上でありながら、従来の高強度鋼板に対して自動車用部品としての要求を満足するのに十分な成形性を示し、且つ耐遅れ破壊性が向上し、成形性と耐遅れ破壊性を両立することにより優れた効果を十分に発揮し、産業上有用な効果を奏する。
【００２５】
ここで、本発明の超高強度鋼板においては、硬質相である下部ベイナイト組織を素地とすることにより、鋼板の引張強度が９８０ＭＰａ以上になる。より好ましくは、鋼板の引張強度は１１８０ＭＰａ以上であることが良い。
【００２６】
鋼板の板厚方向全体にわたって旧オーステナイト粒径は１〜３０μｍに細粒化できる。旧オーステナイト粒径が３０μｍを超えると、深絞り性、張出し性、形状凍結性の向上が見込めなくなる。また、旧オーステナイト粒径が１μｍ未満では、機械的性質が劣化し易い上、製造上も困難となり易い。
【００２７】
更に、上記旧オーステナイト粒径は３〜１０μｍにすることが好適である。このときは、深絞り性、張出し性、形状凍結性をより向上させ得るので、当該超高強度鋼板を用いて自動車部品を成形するときに要求される成形性を満足させ得る。
【００２８】
更に、鋼板の板厚の少なくとも１０％以上の表層部の上記旧オーステナイト粒径は３〜１０μｍとし、この表層部を除く板厚の中心部の上記旧オーステナイト粒径を３〜３０μｍとすることが出来る。この時は、表層部に複合応力がかかる複雑な形状の部品の成形性を向上させ得る。
【００２９】
また、本発明の超高強度鋼板は、添加成分として、
炭素（Ｃ）、クロム（Ｃｒ）を、Ｃ：０．１０％〜０．４０％、Ｃｒ：０．０１％〜３．５％の割合で含有し、
モリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ）、バナジウム（Ｖ）、チタン（Ｔｉ）又はニオブ（Ｎｂ）、及びこれらの任意の組合せに係るものを、Ｍｏ：０．１０％〜２．０％、Ｗ：０．２０％〜１．５％、Ｖ：０．００２％〜１．０％、Ｔｉ：０．００２％〜１．０％及びＮｂ：０．００５％〜１．０％の割合で含有し、
更に、不純物のリン（Ｐ）、硫黄（Ｓ）を、Ｐ：≦０．０２％、Ｓ：≦０．０１％の割合で含有し、残部は実質的に鉄（Ｆｅ）及び不可避的不純物である。
【００３０】
このときは、微細な合金炭化物が含有されることにより、成形性を確保しつつ耐遅れ破壊性に優れる鋼板が得られる。
以下に各成分について説明する。
【００３１】
Ｃ ： Ｃは強度増加に最も有効な元素である。９８０ＭＰａ以上の強度を得るためには０．１％以上含有することが好適であるが、０．４％を超えると靭性劣化を招き易いことから、０．１０〜０．４０％含有することが良い。
【００３２】
Ｃｒ： Ｃｒは焼入れ性向上に有効な元素であるとともにセメンタイト中に固溶して鋼板の強度上昇に有効な元素である。従って、少なくとも０．０１％以上含有することが好適である。好ましくは１％以上含有させることが良いが、過剰に添加するとその効果が飽和するとともに靭性が低下してしまうため、上限を３．５％とすることが良い。
【００３３】
Ｍｏ： Ｍｏは本発明において重要な元素であり、焼入れ性向上の他、合金炭化物を形成することで微細粒化に有効であると共に、水素の置換にも有効である。しかし、０．１０％未満では、合金炭化物の形成が困難になり易い。一方、Ｍｏは高価な合金元素であるため、０．１〜２．０％含有することが良い。
【００３４】
なお、成形性を確保しつつ良好な耐遅れ破壊性を確保するために、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂのうち少なくとも１元素を含有することが好適であるが、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ及びＴｉについても、Ｍｏと同様な添加効果を示すことから、上記含有量の上限、下限とすることが良い。
【００３５】
Ｐ ： Ｐは粒界強度を低下させるため、極力取り除きたい元素であり、上限を０．０２％とすることが良い。
【００３６】
Ｓ ： Ｓは粒界強度を低下させるため、極力取り除きたい元素であり、上限を０．０１％とすることが良い。
【００３７】
更に、本発明の超高強度鋼板は、添加成分として、銅（Ｃｕ）、ニッケル（Ｎｉ）のいずれか一方又は双方を、Ｃｕ：０．１％〜３．０％、Ｎｉ：０．１％〜３．０％の割合で含有することが良い。
以下に各成分について説明する。
【００３８】
Ｃｕ： Ｃｕは強化に有効である上、自身の微細析出は遅れ破壊の抑制にも寄与するため、０．１％以上含有することが良い。また、過剰添加は加工性の劣化を招くことから、上限を３．０％とすることが良い。
【００３９】
Ｎｉ： Ｎｉは鋼板の焼入れ性を高めることにより鋼板の強度を確保できるとともに、耐食性の向上に有効な元素である。０．１％未満では所望の効果が得られず、一方、３．０％を越えると加工性が悪くなることから０．１〜３．０％含有することが良い。
【００４０】
更にまた、本発明の超高強度鋼板は、添加成分として、シリコン（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）のいずれか一方又は双方を、Ｓｉ：０．０１％〜２．５％、Ｍｎ：０．１％〜１．０％の割合で含有することが良い。
以下に各成分について説明する。
【００４１】
Ｓｉ： Ｓｉは脱酸及び強度増加に有効な元素である。従って、脱酸材として添加したもので鋼中に残るものも含め、含有量を０．２％以上とすることが良い。但し、過剰な添加は靭性劣化を起す場合があるため、上限を２．５％とすることが良い。
【００４２】
Ｍｎ： Ｍｎは、鋼板の強度上昇に有効な元素である。０．１％未満では所望の効果が得られにくい。一方、含有量が多過ぎるとＰ、Ｓの共偏析を助長するだけでなく、靭性劣化を起すことがあるため、０．１〜１．０％含有することが良い。
【００４３】
また、本発明の超高強度鋼板は、添加成分として、アルミニウム（Ａｌ）を、Ａｌ：０．００１％〜０．１％の割合で含有することが良い。
【００４４】
Ａｌ： Ａｌは脱酸のため添加するが、添加量が多過ぎると介在物が増加して加工性が劣化するため、０．００１〜０．１％含有することが良い。
【００４５】
以上説明した本発明の超高強度鋼板は、成形性が良好であることから、代表的には、熱延鋼板又は冷延鋼板で作製することができる。代表的な超高強度鋼板の板厚は、０．５〜２．３ｍｍである。
また、成分設計の観点から、亜鉛めっきの表面処理を施すことができる。
同様に、フィルムラミネート処理を施すこともできる。
【００４６】
次に、本発明の自動車用強度部品について説明する。
かかる自動車用強度部品は、上述の高強度薄鋼板を用いて成る。これにより成形性及び耐遅れ破壊性が共に優れた自動車用高強度部品が得られる。
具体的には、プレス成形（冷間、温間、熱間）、ハイドロ成形、ブロー成形、のいずれかの方法により、上記高強度薄鋼板を成形して得ることができる。
なお、通常、ピアス、トリム加工した部位は、残留応力が高く遅れ破壊の危険が高くなるが、本発明の自動車用強度部品は、切断加工部を有している場合でも、遅れ破壊が少ないので有効である。
【実施例】
【００４７】
以下、本発明を実施例及び比較例により更に詳細に説明するが、本発明はこれら実施例に限定されるものではない。
【００４８】
（実施例１〜５、比較例１〜７）
表１に示す成分の鋼を用い、表２に示す製造条件により、各例の鋼板を作製した。
各例の鋼板について、引張強度、ＳＤ（一様伸び後の応力低下度）、組織、成形評価、遅れ破壊評価を行った。これらの試験結果を表３に示す。
また、各特性の評価は下記の要領で実施した。比較例４〜７（Ｅ，Ｆ，Ｇ，Ｈ）の鋼は市販品を使用した。
【００４９】
【表１】
【００５０】
【表２】
【００５１】
【表３】
【００５２】
１．機械特性値
（１）引張強度
引張強度はＪＩＳ Ｚ２２０１の５号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠した引張試験を行い、評価した。
（２）応力低下度（ＳＤ）
図１は、板状試験片（例えば、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定される５号試験片や１３号試験片）を用いた引張試験による応力−歪線図を示す模式図である。引張強さ（ＴＳ）と破断応力の差を応力低下度（ＳＤ）と定義する。
応力低下度（ＳＤ）が１８０ＭＰａ以上の値を有するものは良好な靭延性を有していた。
【００５３】
２．組織
（１）基地組織
基地組織は、断面を研磨後、ナイタール溶液によりエッチングし、光学顕微鏡１００〜１０００倍及びＳＥＭ観察１０００〜５０００倍を行って評価した。
【００５４】
（２）旧オーステナイト粒径
旧オーステナイト粒径は、基地組織が下部ベイナイトのものについて、ＪＩＳ Ｇ０５５１に準拠して行い、評価した。
【００５５】
３．成形性
成形性評価方法は、複雑なプレス成形が必要な自動車用部品への適用を念頭に置き、深絞り性評価、張出し性評価、形状凍結性評価の総合評価で評価を行った。それぞれの成形性評価方法について下記の要領で実施した。
【００５６】
（１）深絞り性評価
図２に深絞り試験概要を示す。ポンチ肩半径５ｍｍ、直径５０ｍｍの円筒ポンチ４と、ダイ肩半径７ｍｍのダイ１及びシワ押さえ２で構成される試験工具を用い、シワ押さえ２に５０ｋＮの加圧力を与えた状態で、３ｍｍ／秒の速度でポンチ４を移動させた。
このとき、試験片３のブランク直径を大きくしていき、破断することなく絞りきることのできるブランク直径を、最大ブランク直径Ｄとした。ポンチ直径と最大ブランク直径の比（Ｄ／５０）をＬＤＲと定義した。この値が大きいほど深絞り性が良い。
【００５７】
（２）張出し性評価
図３に深絞り試験概要を示す。半径５０ｍｍの球頭ポンチ４と、ダイ肩半径５ｍｍのビードつきダイ１及びシワ押さえ２で構成される試験工具を用い、シワ押さえ２に高い加圧力を与え材料が周りから流入しない状態で、１０ｍｍ／分の速度でポンチ４を移動させた。試験片３の寸法は２００ｍｍ×２００ｍｍとし、ポンチ４が試験片３に接触してから、破断する直前までの移動距離を最大成形高さ（ＬＤＨ）とした。この値が大きいほど張出し性が良い。
【００５８】
（３）形状凍結性評価
図４に形状凍結性指標を評価するためのハット曲げ試験概要を示す。幅７５ｍｍ、ポンチ肩半径５ｍｍのポンチ４と、ダイ肩半径５ｍｍのダイ１及びシワ押さえ２で構成される試験工具を用い、シワ押さえ２に２００ｋＮの加圧力を与え、１０ｍｍ／分の速度でポンチ４を８０ｍｍ移動させた。試験片３の寸法は３００ｍｍ×５０ｍｍとした。ハット曲げ成形後の試験片３を試験機から取り出し、図５に示す方法で試験片３の曲率を測定した。この値が小さいほど形状凍結性が良い。
【００５９】
（４）伸びフランジ性評価
図５、図６に伸びフランジ性を評価するための試験概要を示す。所定の金型を用い図５中Ｂの箇所で破断が確認されたときの、Ａの箇所で測定される、図６に示す伸びフランジ成形限界高さＳＦＨ（ｍｍ）を計測する。この値が高いほど伸びフランジ性が良い。
【００６０】
４．遅れ破壊
遅れ破壊試験評価方法は、１００ｍｍ×５０ｍｍの短冊試験片をハット曲げ試験機で曲げ、曲げ戻し加工したあと壁部にピアス加工を行い、高い残留応力を持たせた試験片を、０．１ｍｏｌ／ｍ３の塩酸水溶液に１００時間浸したときの亀裂の有無によって評価した。
【００６１】
表３に示すように、本発明の範囲内にある実施例１〜５の超高強度鋼板は、引張強度が９８０ＭＰａ以上の強度を示し、図８および図９ 図中「○」に示すように且つ自動車用部品としての要求を満足するのに十分な成形性を示しており、上記遅れ破壊試験において亀裂が発生しなかったことから、成形性と耐遅れ破壊性を兼ね備えている。
これらに対して、比較例１の鋼板は、図８および図９ 図中「●」に示すように本発明と同様な成分であるが、本請求の範囲外であり、成形性と遅れ破壊性の両立ができていない。また、比較例２，３（出願中の特許範囲）は図８および図９ 図中「●」に示すように本発明と同様な成分であり、全域に渡り細粒化させたもので、遅れ破壊性を満足するが、本発明に対し成形性に劣る。比較例４〜７は、図８および図９ 図中「■」に示すように本発明に対し強度が低いにも関わらず、成形性と遅れ破壊性の両立が出来ていない。
【図面の簡単な説明】
【００６２】
【図１】板状試験片（例えば、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定される５号試験片や１３号試験片）を用いた引張試験による応力−歪線図を示す模式図である。
【図２】深絞り試験概要及び深絞り指標であるＬＤＲの算出方法を示す概略図である。
【図３】張出し試験概要並びに張出し指標であるＬＤＨを示す概略図である。
【図４】ハット曲げ試験概要を示す概略図である。
【図５】形状凍結指標である壁ソリ量（曲率）を示す概略図である。
【図６】伸びフランジ試験の概要を示す概略図である。
【図７】
【図８】伸びフランジ性の指標であるＳＦＨを示す概略図である。
【図９】伸びフランジ性の指標であるＳＦＨを示す概略図である。
【符号の説明】
【００６３】
１ ダイ
２ シワ押さえ
３ 試験片（鋼板）
４ ポンチ
【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼板の板厚１０％（片面５％）以上、板厚４０％（片面２０％）以下である表層の応力―ひずみ特性が、引張り強さから破断までの応力低下度をSD値とした場合、SD値が２００MPa以上を有する表層部と、前記表層部を除く中心部の応力―ひずみ特性が、表層部の均一伸びより高い均一伸びを有する中心部とからなる超高強度鋼板。
【請求項２】
請求項１の鋼板において、表層の引張り強さが、前記表層部を除く中心部の引張り強さより、高い値を有し、鋼板としての引張り強さが９８０ＭＰａ以上であることを特徴とする超高強度鋼板。
【請求項３】
請求項１又は２の鋼板において、表層が、基地組織が下部ベイナイト、あるいは焼き戻し下部ベイナイトであり、旧オーステナイト粒径３０μｍ以下である超高強度鋼板。
【請求項４】
請求項１から３のいずれかの鋼板において、Ｃ：０．１０％〜０．４０％及びＣｒ：０．０１％〜３．５％を含有し、Ｍｏ：０．１０％〜２．０％、Ｗ：０．２０％〜１．５％、Ｖ：０．００２％〜１．０％、Ｔｉ：０．００２％〜１．０％及びＮｂ：０．００５％〜１．０％から成る群より選ばれた少なくとも１種のものを含有し、不純物Ｐ，Ｓの含有量はＰ：≦０．０２％及びＳ：≦０．０１％であり、残部は実質的にＦｅ及び不可避的不純物であることを特徴とする超高強度鋼板。
【請求項５】
鋼中にＣｕ：０．１％〜３．０％及び／又はＮｉ：０．１％〜３．０％を含有することを特徴とする請求項４に記載の超高強度鋼板。
【請求項６】
鋼中にＳｉ：０．０１％〜２．５％及び／又はＭｎ：０．１％〜１．０％を含有することを特徴とする請求項４又は５に記載の超高強度鋼板。
【請求項７】
鋼中にＡｌ：０．００１％〜０．１％を含有することを特徴とする請求項４〜６のいずれかに記載の超高強度鋼板。
【請求項８】
熱延鋼板又は冷延鋼板であることを特徴とする請求項１〜７のいずれかに記載の超高強度鋼板。
【請求項９】
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１〜８のいずれかに記載の超高強度鋼板。
【請求項１０】
請求項１〜９のいずれかに記載の高強度薄鋼板を用いて成ることを特徴とする自動車用強度部品。
【請求項１１】
プレス成形、ハイドロ成形、ブロー成形、のいずれかの方法により成形されたことを特徴とする請求項１０に記載の自動車用強度部品。
【請求項１２】
切断加工部を有することを特徴とする請求項１０又は１１に記載の自動車用強度部品。
【請求項１】
鋼板の板厚１０％（片面５％）以上、板厚４０％（片面２０％）以下である表層の応力―ひずみ特性が、引張り強さから破断までの応力低下度をSD値とした場合、SD値が２００MPa以上を有する表層部と、前記表層部を除く中心部の応力―ひずみ特性が、表層部の均一伸びより高い均一伸びを有する中心部とからなる超高強度鋼板。
【請求項２】
請求項１の鋼板において、表層の引張り強さが、前記表層部を除く中心部の引張り強さより、高い値を有し、鋼板としての引張り強さが９８０ＭＰａ以上であることを特徴とする超高強度鋼板。
【請求項３】
請求項１又は２の鋼板において、表層が、基地組織が下部ベイナイト、あるいは焼き戻し下部ベイナイトであり、旧オーステナイト粒径３０μｍ以下である超高強度鋼板。
【請求項４】
請求項１から３のいずれかの鋼板において、Ｃ：０．１０％〜０．４０％及びＣｒ：０．０１％〜３．５％を含有し、Ｍｏ：０．１０％〜２．０％、Ｗ：０．２０％〜１．５％、Ｖ：０．００２％〜１．０％、Ｔｉ：０．００２％〜１．０％及びＮｂ：０．００５％〜１．０％から成る群より選ばれた少なくとも１種のものを含有し、不純物Ｐ，Ｓの含有量はＰ：≦０．０２％及びＳ：≦０．０１％であり、残部は実質的にＦｅ及び不可避的不純物であることを特徴とする超高強度鋼板。
【請求項５】
鋼中にＣｕ：０．１％〜３．０％及び／又はＮｉ：０．１％〜３．０％を含有することを特徴とする請求項４に記載の超高強度鋼板。
【請求項６】
鋼中にＳｉ：０．０１％〜２．５％及び／又はＭｎ：０．１％〜１．０％を含有することを特徴とする請求項４又は５に記載の超高強度鋼板。
【請求項７】
鋼中にＡｌ：０．００１％〜０．１％を含有することを特徴とする請求項４〜６のいずれかに記載の超高強度鋼板。
【請求項８】
熱延鋼板又は冷延鋼板であることを特徴とする請求項１〜７のいずれかに記載の超高強度鋼板。
【請求項９】
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１〜８のいずれかに記載の超高強度鋼板。
【請求項１０】
請求項１〜９のいずれかに記載の高強度薄鋼板を用いて成ることを特徴とする自動車用強度部品。
【請求項１１】
プレス成形、ハイドロ成形、ブロー成形、のいずれかの方法により成形されたことを特徴とする請求項１０に記載の自動車用強度部品。
【請求項１２】
切断加工部を有することを特徴とする請求項１０又は１１に記載の自動車用強度部品。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図８】
【図９】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図８】
【図９】
【公開番号】特開２００８−２４８３４１（Ｐ２００８−２４８３４１Ａ）
【公開日】平成２０年１０月１６日（２００８．１０．１６）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００７−９３２８１（Ｐ２００７−９３２８１）
【出願日】平成１９年３月３０日（２００７．３．３０）
【出願人】（３０１０２３２３８）独立行政法人物質・材料研究機構 (1,333)
【出願人】（０００００３９９７）日産自動車株式会社 (16,386)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２０年１０月１６日（２００８．１０．１６）
【国際特許分類】
【出願日】平成１９年３月３０日（２００７．３．３０）
【出願人】（３０１０２３２３８）独立行政法人物質・材料研究機構 (1,333)
【出願人】（０００００３９９７）日産自動車株式会社 (16,386)
【Ｆターム（参考）】
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