WO2020162509A1 - 鋼部材、鋼板、及びそれらの製造方法 - Google Patents

鋼部材、鋼板、及びそれらの製造方法 Download PDF

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匹田　和夫
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    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23G—CLEANING OR DE-GREASING OF METALLIC MATERIAL BY CHEMICAL METHODS OTHER THAN ELECTROLYSIS
    • C23G1/00—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts
    • C23G1/02—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts with acid solutions
    • C23G1/08—Iron or steel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23G—CLEANING OR DE-GREASING OF METALLIC MATERIAL BY CHEMICAL METHODS OTHER THAN ELECTROLYSIS
    • C23G1/00—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts
    • C23G1/02—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts with acid solutions
    • C23G1/08—Iron or steel
    • C23G1/081—Iron or steel solutions containing H2SO4
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D5/00—Electroplating characterised by the process; Pretreatment or after-treatment of workpieces
    • C25D5/48—After-treatment of electroplated surfaces

Definitions

  • the present invention relates to steel members, steel plates, and methods for manufacturing them.
  • the ductility of the steel sheet decreases with the increase in strength, causing the problem of breakage of highly machined parts. Further, springback and wall warpage occur due to residual stress after processing, which causes a problem of deterioration in dimensional accuracy. Therefore, it is not easy to press-form a steel sheet having high strength, particularly a tensile strength of 780 MPa or more, into a product having a complicated shape.
  • high strength steel sheets can be easily processed by roll forming rather than press forming, the application destination is limited to parts having a uniform cross section in the longitudinal direction.
  • the hot stamping technique has been adopted as a technique for press-forming a material that is difficult to form, such as a high-strength steel plate.
  • the hot stamping technology is a hot molding technology in which a material used for molding is heated and then molded.
  • the material is heated before it is molded, so the steel material is soft and has good moldability during molding. As a result, even a high-strength steel material can be accurately formed into a complicated shape. Further, in the hot stamping technique, since quenching is performed simultaneously with forming by a press die, the steel material after forming has sufficient strength. Further, since the strain introduced by forming is eliminated by the transformation during quenching, the steel material after forming is excellent in toughness.
  • Patent Document 1 it becomes possible to impart a tensile strength of 1400 MPa or more to the steel material after forming by the hot stamping technology.
  • Japanese Patent Laid-Open No. 2002-102980 JP 2012-180594 A Japanese Patent Laid-Open No. 2012-1802 JP, 2003-268489, A JP, 2017-179589, A JP, 2005-113500, A Japanese Patent Publication No. 2017-525849 JP, 2011-122207, A JP, 2011-246801, A Japanese Patent Laid-Open No. 2012-1816
  • Patent Document 2 discloses a press-formed product which is excellent in toughness and is hot press-formed with a tensile strength of 1.8 GPa or more.
  • measures against hydrogen embrittlement in a corrosive environment are not sufficient, and there are cases where it is not possible to meet safer requirements when used as automobile parts.
  • Patent Document 3 discloses a steel material having an extremely high tensile strength of 2.0 GPa or more and further having good toughness and ductility.
  • measures against hydrogen embrittlement in a corrosive environment are not sufficient, and there are cases where it is not possible to meet safer requirements when used as automobile parts.
  • Patent Documents 4, 5 and 6 show hot stamp materials having excellent hydrogen embrittlement resistance in a hydrochloric acid immersion environment.
  • hydrogen embrittlement is more likely to occur than in a hydrochloric acid immersion environment due to pitting corrosion as will be described later, and it is not suitable for use in a vehicle body of a high strength material exceeding 1.5 GPa as in the present invention. It is enough.
  • Patent Document 7 discloses a hot stamp material in which Ni in the steel material is concentrated on the surface layer, and it is described that it has an effect of suppressing hydrogen intrusion during heating in the hot stamp step.
  • hydrogen embrittlement resistance in a corrosive environment when using an automobile, and it is insufficient for using a high-strength material exceeding 1.5 GPa as a vehicle body.
  • Patent Documents 8, 9, and 10 show a hot stamp material in which Ni is diffused from the Ni-based plating layer to the surface layer of the steel sheet, and it is described that it has an effect of suppressing hydrogen intrusion in a corrosive environment.
  • it is not possible to reduce pitting corrosion that is the starting point of hydrogen embrittlement cracking, and even if hydrogen intrusion is reduced, there is a high risk of hydrogen embrittlement cracking accumulating in the pitting corrosion portion.
  • the present invention has been made to solve the above problems, and provides a steel member having high tensile strength and toughness, and excellent in hydrogen embrittlement resistance in a corrosive environment, a steel plate, and a method for manufacturing them.
  • the purpose is to
  • the gist of the present invention is the following steel members, steel plates and their manufacturing methods.
  • a slab having the components described in (2) above is heated to 1100 to 1350° C., and time t1 (hr) from the end of rough rolling to the start of finish rolling.
  • T1 (° C.) of the rough bar from the end of rough rolling to the start of finish rolling is (T1+273) ⁇ (logt1+20) ⁇ 20000
  • heating is performed under the condition that the finish rolling end temperature is Ar 3 points to 1000° C.
  • Hot rolling the obtained slab into a hot rolled steel sheet cooling the hot rolled steel sheet at an average cooling rate of 10° C./s or more, and winding the cooled steel sheet at 700° C. or less, winding
  • a method for manufacturing a steel sheet comprising a step of subjecting the steel sheet after the pickling to pickling.
  • the pickling uses hydrochloric acid or sulfuric acid, the pickling temperature is 80 to 90° C., the acid concentration ⁇ (%) and the pickling time t(s) are 6 ⁇ 14, 0 ⁇ t.
  • a steel member, a steel plate and a manufacturing method thereof which have high tensile strength and are excellent in hydrogen embrittlement resistance in a corrosive environment.
  • the present inventors will explain the contents of the examination conducted by investigating the influence of the chemical composition and the structure on these characteristics in order to obtain a steel member excellent in hydrogen embrittlement resistance in a corrosive environment.
  • Most of the steel sheets for hot stamping have similar components and generally contain C: about 0.2 to 0.3% and Mn: about 1 to 2%, and further contain B. Then, in the heat treatment step, after heating the steel sheet having such a component to a temperature of Ac 3 point or more, it is quickly conveyed so that ferrite does not precipitate, and is subjected to a martensitic transformation start temperature (Ms point) by a die press. By quenching, a high-strength steel member having a tensile strength of about 1.5 GPa is obtained.
  • Ms point martensitic transformation start temperature
  • General-purpose hot stamping materials have a risk of hydrogen embrittlement cracking in corrosive environments, so it is difficult to apply them to the lower parts of automobiles where corrosion is severe. Also, production of hot stamping materials having a tensile strength of more than 1.5 GPa has started to reduce the weight of automobiles. However, as the tensile strength becomes higher, the hydrogen embrittlement susceptibility increases, so that hydrogen embrittlement cracking occurs even in an automobile part where corrosion is slight. Higher risk.
  • C 0.25 to 0.60% C is an element that enhances the hardenability of steel and improves the strength of the steel member after quenching. However, if the C content is less than 0.25%, it becomes difficult to secure sufficient strength in the steel member after quenching. Therefore, the C content is 0.25% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.60%, the strength of the steel member after quenching becomes too high, and the toughness and hydrogen embrittlement resistance are significantly deteriorated. Therefore, the C content is 0.60% or less.
  • the C content is preferably 0.29% or more or 0.31% or more, and preferably 0.50% or less, 0.48% or less or 0.44% or less.
  • Si 0.25 to 2.00% Si is an element effective in enhancing the hardenability of steel and stably securing the strength after quenching. To obtain this effect, it is necessary to contain Si in an amount of 0.25% or more. However, if the Si content in the steel exceeds 2.00%, the heating temperature required for the austenite transformation during heat treatment becomes extremely high. As a result, the cost required for the heat treatment may increase. Furthermore, the toughness of the hardened part is deteriorated. Therefore, the Si content is 2.00% or less.
  • the Si content is preferably 0.30% or more or 0.35% or more, and preferably 1.60% or less, 1.00% or less, 0.80% or less or 0.60% or less.
  • Mn 0.30 to 3.00%
  • Mn is a very effective element for improving the hardenability of the steel sheet and stably securing the strength after quenching. Further, it is an element that lowers the Ac 3 point and promotes lowering of the quenching treatment temperature. However, if the Mn content is less than 0.30%, the effect is not sufficient. On the other hand, when the Mn content exceeds 3.00%, the above effects are saturated, and further the toughness and hydrogen embrittlement resistance of the hardened part are deteriorated. Therefore, the Mn content is set to 0.30 to 3.00%.
  • the Mn content is preferably 0.40% or more, 0.50% or more, or 0.60% or more. Further, the Mn content is preferably 2.80% or less or 2.00%, and more preferably 1.50% or less, 1.20% or 0.90% or less.
  • P 0.050% or less
  • P is an element that deteriorates the toughness and hydrogen embrittlement resistance of the steel member after quenching.
  • the P content is limited to 0.050% or less.
  • the P content is preferably limited to 0.020% or less, 0.010% or less, or 0.005% or less.
  • the lower limit of P content is 0%. In order to reduce the refining cost, the lower limit of the P content may be 0.0001% or 0.001%.
  • S 0.0100% or less
  • S is an element that deteriorates the toughness and hydrogen embrittlement resistance of the steel member after quenching.
  • the S content is limited to 0.0100% or less.
  • the S content is preferably limited to 0.0070% or 0.0050% or less.
  • the lower limit of the S content is 0%. In order to reduce the steelmaking cost for reducing the S content, the lower limit of the S content may be 0.0001% or 0.0005%.
  • N 0.010% or less
  • N is an element that deteriorates the toughness of the steel member after quenching.
  • the N content exceeds 0.010%, coarse nitrides are formed in the steel and the toughness is significantly deteriorated. Therefore, the N content is 0.010% or less.
  • the lower limit of the N content is 0%.
  • the N content is preferably 0.0002% or more, and 0.0008% or more. Is more preferable.
  • Ti 0.010-0.100% Ti suppresses recrystallization when the steel sheet is heated to a temperature of Ac 3 point or higher and subjected to heat treatment, and forms fine carbides to suppress grain growth, thereby making austenite grains fine. Is an element having. Therefore, by containing Ti, the effect of greatly improving the toughness of the steel member can be obtained. Further, Ti suppresses the consumption of B due to the precipitation of BN by preferentially bonding with N in steel, and promotes the effect of improving hardenability due to B described later. If the Ti content is less than 0.010%, the above effect cannot be sufficiently obtained. Therefore, the Ti content is 0.010% or more.
  • the Ti content exceeds 0.100%, the precipitation amount of TiC increases and C is consumed, so that the strength of the steel member after quenching decreases. Therefore, the Ti content is 0.100% or less.
  • the Ti content is preferably 0.015% or more or 0.025% or more, and preferably 0.080% or less or 0.045% or less.
  • B 0.0005 to 0.0100%
  • B has an effect of dramatically increasing the hardenability of steel even in a small amount, and is an important element in the present invention. Further, B segregates at the grain boundaries to strengthen the grain boundaries and enhance toughness and hydrogen embrittlement resistance. Further, B suppresses austenite grain growth during heating of the steel sheet. If the B content is less than 0.0005%, the above effects may not be sufficiently obtained. Therefore, the B content is set to 0.0005% or more. On the other hand, if the B content exceeds 0.0100%, a large amount of coarse compounds precipitate, and the toughness and hydrogen embrittlement resistance of the steel member deteriorate. Therefore, the B content is 0.0100% or less.
  • the B content is preferably 0.0010% or more, 0.0015% or more or 0.0020% or more, and preferably 0.0050% or less or 0.0030% or less.
  • Cu 0.15-1.00%
  • Cu is a very important element in the present invention because it suppresses pitting corrosion and prevents hydrogen embrittlement cracking in a corrosive environment. Further, Cu is an element that enhances the hardenability of steel and enables stable securing of the strength of the steel member after quenching. However, if the Cu content is less than 0.15%, the effect is not sufficient. On the other hand, when the Cu content exceeds 1.00%, the above effects are saturated, and further the toughness and hydrogen embrittlement resistance of the steel member after quenching are deteriorated. Therefore, the Cu content is set to 0.15 to 1.00%. The Cu content is preferably 0.18% or more or 0.20% or more. Further, the Cu content is preferably 0.80% or less, 0.50% or less, or 0.35% or less.
  • Mo 0.10-1.00%
  • Mo is an extremely effective element for enhancing the hardenability of the steel sheet and stably securing the strength after quenching. Further, Mo segregates at the grain boundaries to strengthen the grain boundaries and enhance toughness and hydrogen embrittlement resistance. However, if the Mo content is less than 0.10%, the effect is not sufficient. On the other hand, when the Mo content exceeds 1.00%, the above effects are saturated and the economical efficiency is reduced. Further, since Mo has the effect of stabilizing iron carbide, when the Mo content exceeds 1.00%, coarse iron carbide remains unmelted when the steel sheet is heated, and the toughness of the steel member after quenching deteriorates. Therefore, when Mo is contained, the Mo content is 1.0% or less. The Mo content is preferably 0.15% or more or 0.19% or more, and preferably 0.80% or less, 0.50% or less or 0.30% or less.
  • the steel member of the present embodiment further contains one or more elements selected from the following Cr, Ni, V, Ca, Al, Nb, Sn, W, Sb and REM in addition to the above elements. You may let me. Further, these elements may not be contained, and the lower limits of the contents of these elements are all 0%.
  • Cr 0-1.00% Cr is an element that enhances the hardenability of steel and enables stable securing of the strength of the steel member after quenching, so it may be contained. However, if the Cr content exceeds 1.00%, the above effect is saturated, and the cost is unnecessarily increased. Further, since Cr has an action of stabilizing iron carbide, if the Cr content exceeds 1.00%, coarse iron carbide remains unmelted when the steel sheet is heated, and the toughness of the steel member after quenching deteriorates. Therefore, when it is contained, the Cr content is 1.00% or less.
  • the Cr content is preferably 0.80% or less and 0.50% or less. In order to obtain the above effects, the Cr content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more. When it is not necessary to obtain the above effect, it may be 0.05% or less or 0.01% or less.
  • Ni 0 to 1.00%
  • Ni is an element that enhances the hardenability of steel and enables the strength of the steel member after quenching to be stably ensured, so Ni may be contained. However, when the Ni content exceeds 1.00%, the above effects are saturated and the economical efficiency is reduced. Therefore, if Ni is contained, the Ni content is 1.00% or less. The Ni content may be 0.80% or less and 0.50% or less. In order to obtain the above effects, Ni is preferably contained in an amount of 0.01% or more, more preferably 0.10% or more.
  • V 0 to 1.00%
  • V is an element that forms fine carbides and makes it possible to enhance the toughness due to the grain-refining effect, and thus may be contained.
  • the V content exceeds 1.00%, the above effect is saturated and the economical efficiency is lowered. Therefore, the V content, if contained, is 1.00% or less.
  • V is preferably contained in an amount of 0.01% or more, more preferably 0.10% or more. When it is not necessary to obtain the above effect, it may be 0.10% or less or 0.01% or less.
  • Ca 0 to 0.010%
  • Ca is an element that has the effect of refining the inclusions in the steel and improving the toughness after quenching, so Ca may be included.
  • the Ca content is preferably 0.005% or less, more preferably 0.004% or less.
  • the Ca content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.002% or more.
  • the amount may be 0.002% or less or 0.001% or less.
  • Al 0 to 1.00%
  • Al is generally used as a deoxidizing agent for steel and may be included.
  • the Al content (however, not the Sol-Al content but the T-Al content) exceeds 1.00%, the above effects are saturated and the economical efficiency is lowered. Therefore, the Al content when contained is 1.00% or less.
  • the Al content may be 0.10% or less and 0.05% or less. In order to obtain the above effect, it is preferable to contain Al in an amount of 0.01% or more. When it is not necessary to obtain the above effect, the content may be 0.01% or less.
  • Nb 0 to 0.10%
  • Nb is an element that forms fine carbides and makes it possible to enhance the toughness due to the grain-refining effect, and thus may be contained.
  • the Nb content exceeds 0.10%, the above effect is saturated and the economical efficiency is reduced. Therefore, when Nb is contained, the Nb content is 0.10% or less.
  • the Nb content may be 0.06% or less and 0.04% or less.
  • Sn 0 to 1.00% Sn may be contained in order to improve the corrosion resistance in a corrosive environment. However, if the Sn content exceeds 1.00%, the grain boundary strength decreases, and the toughness of the steel member after quenching deteriorates. Therefore, the Sn content when contained is 1.00% or less.
  • the Sn content may be 0.50% or less, 0.10% or 0.04% or less. In order to obtain the above effects, it is preferable to contain Sn in an amount of 0.01% or more. When it is not necessary to obtain the above effect, the content may be 0.01% or less.
  • W 0-1.00% W is an element that enhances the hardenability of steel and enables the strength of the steel member after quenching to be stably ensured, so W may be included. Further, W improves the corrosion resistance in a corrosive environment. However, if the W content exceeds 1.00%, the above effect is saturated and the economical efficiency is reduced. Therefore, when W is contained, the W content is 1.00% or less.
  • the W content may be 0.50% or less, 0.10% or 0.04% or less. In order to obtain the above effects, it is preferable to contain W in an amount of 0.01% or more. When it is not necessary to obtain the above effect, the content may be 0.01% or less.
  • Sb 0-1.00% Sb may be contained in order to improve the corrosion resistance in a corrosive environment. However, if the Sb content exceeds 1.00%, the grain boundary strength decreases, and the toughness of the steel member after quenching deteriorates. Therefore, the Sb content when contained is 1.00% or less.
  • the Sn content may be 0.50% or less, 0.10% or 0.04% or less. In order to obtain the above effect, it is preferable to contain Sb in an amount of 0.01% or more. When it is not necessary to obtain the above effect, the content may be 0.01% or less.
  • REM 0 to 0.30% Similar to Ca, REM is an element that has the effect of refining inclusions in the steel and improving the toughness of the steel member after quenching, so it may be included. However, when the REM content exceeds 0.30%, the effect is saturated, and the cost is unnecessarily increased. Therefore, when it is contained, the REM content is 0.30% or less.
  • the REM content is preferably 0.20% or less or 0.05% or less. In order to obtain the above effects, the REM content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more. When it is not necessary to obtain the above effect, the content may be 0.01% or less or 0.0010% or less.
  • REM refers to a total of 17 elements of lanthanoids such as Sc, Y and La and Nd, and the content of the REM means the total content of these elements.
  • REM is added to molten steel using, for example, a Fe-Si-REM alloy, which alloy includes, for example, Ce, La, Nd, Pr.
  • elements other than the above-mentioned elements that is, the balance is Fe and impurities.
  • the "impurity” is a component that is mixed in during the industrial production of steel sheet due to ores, raw materials such as scrap, and various factors in the production process, and is allowed within a range that does not adversely affect the present invention. Means something.
  • the maximum content of Cu within the depth of 30 ⁇ m from the surface is 1.4 times or more the Cu content at the depth of 200 ⁇ m from the surface. Have an organization.
  • the GDS was measured at five positions at random from the widthwise end of the steel member in the vicinity of 1/4 of the plate width, and the maximum Cu content in the depth range of 0 to 30 ⁇ m from the surface and the surface
  • the Cu content is measured at a position where the depth from is 200 ⁇ m to calculate the Cu surface concentration.
  • the Cu surface concentration in the present invention is the average value of the Cu surface concentration at the five positions.
  • GDS is performed from the surface of the steel member and the position where the Fe content is 80% is regarded as the surface, and the depth from that position is considered.
  • the maximum value of the Cu content in the range of 0 to 30 ⁇ m is divided by the Cu content at the position where the depth from that position is 200 ⁇ m to obtain a value of the Cu surface concentration.
  • GDS is performed from the surface of the steel member and the position at the depth where the Fe content is 90% is regarded as the surface.
  • the surface is covered with an oxide film or oxide scale, irregularities are formed at the interface between these and steel, and therefore 80% Fe content, which is slightly lower than that in the case of plating, is regarded as the surface.
  • the structure existing in the present embodiment is mainly composed of high-strength martensite, and it is preferable that 70% or more of the area ratio is martensite. It is more preferably 80% or more, more preferably 90% or more, 95% or more, or 100%.
  • Residual austenite, bainite, ferrite and pearlite may be contained as the balance.
  • the martensite includes tempering and automatic tempering martensite.
  • Automatic tempered martensite refers to tempered martensite that is generated during cooling during quenching without performing heat treatment for tempering. It is returned and generated.
  • the steel member of the present embodiment can obtain excellent hydrogen embrittlement resistance in a corrosive environment due to the pitting suppression effect of Cu concentrated on the surface thereof.
  • excessive addition of Cu impairs the toughness of the steel member and the critical hydrogen content (the critical hydrogen content at which the steel material does not undergo hydrogen embrittlement cracking in the absence of stress concentration and hydrogen accumulation due to pitting). Is added to thicken the surface by the production method described later.
  • the steel member according to the present embodiment is not only resistant to hydrogen embrittlement in a corrosive environment, but also has high strength with a tensile strength of more than 1500 MPa, and it is desirable that the toughness and the critical hydrogen content at which hydrogen embrittlement does not occur are high.
  • the hydrogen embrittlement resistance in a corrosive environment is evaluated by an exposure test in a real environment of a steel member and a corrosion acceleration test by CCT (composite cycle test).
  • CCT composite cycle test
  • a corrosion acceleration test for example, a steel member is bent at four points and CCT is performed in accordance with the provisions of the neutral salt spray cycle test method described in JIS H8502:1999. It is evaluated by the number of cycles.
  • the toughness is evaluated by a collision test or a notched impact test of a steel member.
  • a Charpy impact test piece with a V notch is cut out from the above steel member, a Charpy impact test is performed in accordance with JIS Z 2242:2018, and the toughness is evaluated by the impact value (absorbed energy) at -40°C.
  • the above-mentioned limit hydrogen amount is determined by bending the steel member with four-point support, charging hydrogen by dipping thiocyanic acid, and limiting the hydrogen amount by the limit hydrogen amount that does not cause cracking within a predetermined time. To be evaluated.
  • the method for measuring the limit hydrogen amount will be described in detail in the section of Examples.
  • the steel member according to the present embodiment has been described above, but the shape of the steel member is not particularly limited. That is, although it may be a flat plate, in particular, a hot-formed steel member is a molded body in many cases, and in the present embodiment, both a case of a molded body and a case of a flat plate are referred to as “steel”. Member.
  • the thickness of the steel member does not need to be specified, but may be 0.5 to 5.0 mm.
  • the upper limit of the thickness may be 4.0 mm or 3.2 mm, and the lower limit thereof may be 0.8 mm or 1.0 mm.
  • the tensile strength of the steel member may be more than 1500 MPa, but may be 1700 MPa or more, 1800 MPa or more, or 1900 MPa or more, if necessary. It is not necessary to set the upper limit of the tensile strength, but it may be 2500 MPa or less or 2300 MPa or less.
  • the maximum value of the Cu content in the depth range of 0 to 30 ⁇ m from the surface is 1.2 times the Cu content at the position of 200 ⁇ m depth from the surface. It has a metal structure that is more than double and the average crystal grain size is 30 ⁇ m or less.
  • Cu enriched on the surface of the steel sheet is further enriched on the surface in the heat treatment described later, and when the member is used, a dense rust layer is formed to cause pitting corrosion. It has the effect of suppressing and improving the hydrogen embrittlement resistance in a corrosive environment.
  • the Cu surface concentration of the steel sheet is less than 1.2, the Cu surface concentration of the steel member is less than 1.4, which increases the risk of hydrogen embrittlement accompanied by corrosion. Therefore, the Cu surface concentration of the steel sheet is 1.2 or more. It is preferably 1.4 or more.
  • the upper limit of the Cu surface concentration is not required to be specified, but may be 2.5 or 2.1.
  • Average grain size 30 ⁇ m or less Since grain boundaries function as a diffusion path, grain size refinement increases the diffusion path per unit volume, resulting in a substantial diffusion rate.
  • the heat treatment is effective in further promoting the surface concentration of Cu. Therefore, it is necessary to reduce the crystal grain size.
  • the average crystal grain size of the steel sheet exceeds 30 ⁇ m, the Cu surface concentration of the steel member becomes less than 1.4, and the risk of hydrogen embrittlement accompanied by corrosion increases. Therefore, the average crystal grain size of the steel sheet is set to 30 ⁇ m or less. It is preferably 25 ⁇ m or less. The lower limit need not be specified, but may be 8 ⁇ m or 15 ⁇ m.
  • the average crystal grain size of the steel sheet is determined as follows in accordance with JIS G 0551:2013.
  • the number of supplementary crystal grains for the crystal is 1, the test line ends within the crystal grain, or the test line is in contact with the grain boundary.
  • the number of supplementary crystal grains is 0.5.
  • the average line segment length in each visual field is obtained, and the average of the average line segment lengths of the five visual fields of each of the three test lines (the average line segment length of 15 in total) is taken as the average crystal grain size.
  • the structure existing in this embodiment is ferrite or pearlite. Bainite, martensite, and retained austenite may be contained within the conditions of the manufacturing method mentioned later.
  • the martensite includes tempering and automatic tempering martensite. Automatic tempered martensite refers to tempered martensite that is generated during cooling during quenching without performing heat treatment for tempering, and the martensite generated by the heat generated by the martensitic transformation is annealed in situ. It is returned and generated.
  • the plate thickness of the steel plate need not be specified, but may be 0.5 to 5.0 mm.
  • the upper limit of the plate thickness may be 4.0 mm or 3.2 mm, and the lower limit thereof may be 0.8 mm or 1.0 mm.
  • the obtained slab After melting and casting the steel having the above chemical composition in a furnace, the obtained slab is heated to 1100 to 1350° C. and hot rolled. In the hot rolling step, after rough rolling, descaling is performed as necessary, and finally finish rolling is performed.
  • the following parameter S1 composed of the time t1 (hr) from the end of rough rolling to the start of finish rolling and the average temperature T1 (°C) of the rough bar during that time is set to 20000 or more.
  • the time from the end of rough rolling to the start of finish rolling refers to the time from the end of descaling to the start of finish rolling.
  • finish rolling is completed at Ar 3 point to 1000° C., thereafter cooling is performed at an average cooling rate of 10° C./s or more, and winding is performed at 700° C. or less.
  • Slab heating temperature 1100 to 1350°C
  • the slab heating temperature before starting hot rolling is set to 1100 to 1350°C.
  • this temperature exceeds 1350° C.
  • the austenite grain size during heating increases, and the average crystal grain size of the steel sheet obtained after rolling may exceed 30 ⁇ m.
  • this temperature is 1100° C. or lower, the alloying elements may not be sufficiently homogenized, and the toughness and hydrogen embrittlement resistance after heat treatment described below may deteriorate.
  • the parameter S1 constituted by the time t1 (hr) from the end of rough rolling to the start of finish rolling and the average temperature T1 (° C.) of the rough bar during that time is 20000 or more. Then, it becomes possible to concentrate Cu on the surface of the steel sheet 1.2 times or more.
  • the parameter S1 is less than 20,000, the oxidation of the steel sheet may be insufficient, and the Cu surface concentration may be less than 1.2.
  • the upper limit of the parameter S1 is not particularly specified, but if it exceeds 30,000, scale production due to oxidation becomes enormous, and the yield may decrease.
  • Finish rolling finish temperature Ar 3 points to 1000°C
  • the finish temperature of finish rolling is set to Ar 3 point to 1000° C. If the finish rolling end temperature exceeds 1000° C., recrystallization of austenite occurs immediately after rolling and the number of ferrite nucleation sites is limited, so the average grain size of the steel sheet obtained after rolling may exceed 30 ⁇ m. is there. On the other hand, when the finishing temperature is less than Ar 3 point, rolling is performed after ferrite transformation, which causes abnormal grain growth of ferrite, and thus the average grain size of the steel sheet obtained after rolling may exceed 30 ⁇ m.
  • Average cooling rate from completion of finish rolling to winding 10°C/s or more
  • the average cooling rate from completion of finish rolling to winding is 10°C/s or more. If this average cooling rate is less than 10° C./s, ferrite grain growth may proceed, and the average grain size of the steel sheet after rolling may exceed 30 ⁇ m.
  • the upper limit of this cooling rate is not particularly specified, but if it exceeds 150° C./s, the ferrite transformation is not completed and the material is wound up and the transformation proceeds even after the winding up. Therefore, the transformation strain may deform the coil. is there.
  • Winding temperature 700°C or less
  • the winding temperature is 700°C or less.
  • this temperature exceeds 700° C., grain growth of ferrite proceeds, and the coiling temperature after hot rolling may be such that the average crystal grain size of the steel sheet after rolling exceeds 30 ⁇ m.
  • the lower limit of this temperature is not particularly specified, but if it is lower than 500° C., martensite or bainite transformation occurs after winding, so that the transformation strain may deform the coil.
  • Descaling of hot rolled steel sheet Descaling is performed by pickling only iron scale with hydrochloric acid or sulfuric acid pickling, which is milder than pickling of ordinary steel plates. Specifically, when hydrochloric acid or sulfuric acid is used, the pickling temperature is 80 to 90° C., the acid concentration is ⁇ (%), and the pickling time is t(s), 6 ⁇ 14, 0 ⁇ t It is preferable that ⁇ 420-30 ⁇ .
  • Fig. 1 shows preferred pickling conditions (relationship between acid concentration and pickling time). For example, it is possible to remove only the iron scale by descaling with hydrochloric acid having a concentration of 12% for 30 s for the immersion time, and to leave the Cu-enriched layer on the surface of the steel sheet obtained in the hot rolling step.
  • the steel sheet in the present embodiment includes, in addition to the above-described hot rolled steel sheet (hot rolled steel sheet), a hot rolled annealed steel sheet obtained by annealing the obtained steel sheet or a cold rolled steel sheet obtained by cold rolling (cold rolled steel sheet). ), a cold rolled annealed steel sheet which has been annealed after cold rolling may be used. Further, it may be a surface-treated steel plate such as a plated steel plate. The processing steps after winding may be appropriately selected according to the required level of plate thickness accuracy of the product.
  • the hot-rolled steel sheet that has been subjected to descaling can be annealed as necessary to obtain a hot-rolled annealed steel sheet. Further, the hot-rolled steel sheet or the hot-rolled annealed steel sheet can be cold-rolled as required to obtain a cold-rolled steel sheet. Further, the cold-rolled steel sheet can be annealed as necessary to be a cold-rolled annealed steel sheet, or can be plated on the surface to be a surface-treated steel sheet.
  • the steel sheet used for cold rolling or surface treatment is hard, it is preferable to improve the workability of the steel sheet by annealing before cold rolling or surface treatment.
  • Cold rolling may be performed using a normal method. From the viewpoint of ensuring good flatness, the rolling reduction in cold rolling is preferably 30% or more. On the other hand, in order to avoid an excessive load, the rolling reduction in cold rolling is preferably 80% or less.
  • the hot rolled steel sheet or the cold rolled steel sheet is annealed.
  • the hot rolled steel sheet or the cold rolled steel sheet is annealed in the temperature range of 550 to 950°C.
  • the temperature for heating in the annealing is preferably 550° C. or higher.
  • the heating temperature for annealing exceeds 950°C
  • the structure may become coarse. Coarsening of the structure may reduce the toughness after quenching. Further, even if the temperature for heating in annealing exceeds 950° C., the effect of increasing the temperature cannot be obtained, the cost increases, and the productivity only decreases. Therefore, it is preferable that the temperature for heating in annealing is 950° C. or lower.
  • the average cooling rate By setting the average cooling rate to 3° C./s or more, generation of coarse pearlite and coarse cementite can be suppressed, and the characteristics after quenching can be improved. Further, by setting the average cooling rate to 30° C./s or less, it becomes easy to suppress the occurrence of strength unevenness and to stabilize the material of the hot rolled annealed steel sheet or the cold rolled annealed steel sheet.
  • the plated layer on the surface may be an electroplated layer, a hot dip plated layer or an alloyed hot dip plated layer.
  • the electroplated layer include an electrogalvanized layer and an electroplated Zn-Ni alloy plated layer.
  • the hot dip plated layer include a hot dip aluminum plating layer, a hot Al-Si plating layer, a hot Al-Si-Mg plating layer, a hot dip galvanizing layer, and a hot Zn-Mg plating layer.
  • alloyed hot-dip plated layer alloyed hot-dip aluminum plated layer, alloyed hot-dip Al-Si plated layer, alloyed hot-dip Al-Si-Mg plated layer, alloyed hot-dip galvanized layer, alloyed hot-dip Zn-Mg plated layer Etc. are illustrated.
  • the plating layer may contain Mn, Cr, Cu, Mo, Ni, Sb, Sn, Ti, Ca, Sr, Mg, or the like.
  • the adhesion amount of the plating layer is not particularly limited, and is, for example, within a general range. Similar to the steel plate, the steel member after heat treatment may be provided with a plating layer or an alloying plating layer.
  • the maximum value of the Cu content having the above-described chemical composition and having a depth of 0 to 30 ⁇ m from the surface is the Cu content of 1 at a depth of 200 ⁇ m from the surface.
  • the maximum value of Cu content in the range of depth 0 to 30 ⁇ m from the surface is thus, it is possible to obtain a steel member excellent in hydrogen embrittlement resistance in a corrosive environment, which is 1.4 times or more the Cu content at a depth of 200 ⁇ m.
  • the average heating rate explained below is the value obtained by dividing the temperature rise range of the steel sheet from the start of heating to the end of heating by the time required from the start of heating to the end of heating.
  • the average cooling rate is the value obtained by dividing the temperature drop width of the steel sheet from the start of cooling to the end of cooling by the time required from the start of cooling to the end of cooling.
  • the above steel plate is heated to T2 (° C.) in the temperature range of Ac 3 point to (Ac 3 point +300)° C. at an average heating rate of 5 to 1000° C./s, and the average cooling rate is upper critical until Ms° C. It is cooled at a cooling rate or higher, and then cooled from the Ms point to 100° C. or lower at an average cooling rate of 5° C./s or higher.
  • T2 ° C.
  • the time t2 (hr) from reaching the temperature 10° C. lower than T2 to ending the heating is 19000 or more. The features of this heat treatment will be described below.
  • the upper critical cooling rate is the minimum cooling rate at which the structure becomes 100% martensite.
  • the measuring method Various methods are known as the measuring method, and one example thereof will be described in the section of Examples.
  • the time until the end of heating means the time immediately before the start of cooling. For example, in the case of holding for a certain time after reaching T2 (° C.), the holding time is also included.
  • the heating rate is less than 5°C/s, the structure becomes coarse and the toughness and hydrogen embrittlement resistance decrease, which is not preferable.
  • the heating rate exceeds 1000° C./s, a mixed grain structure is formed and toughness and hydrogen embrittlement resistance are reduced, which is not preferable.
  • the heating temperature is less than Ac3 point, a small amount of ferrite is mixed after cooling, and toughness, hydrogen embrittlement resistance, and strength decrease, which is not preferable.
  • the temperature reached by heating exceeds (Ac 3 points+300), the structure becomes coarser and the toughness decreases, which is not preferable.
  • hot You may perform hot molding like a stamp.
  • hot forming include bending, drawing, bulging, hole expanding, and flange forming.
  • the present invention may be applied to a forming method other than press forming, for example, roll forming as long as a means for cooling the steel sheet is provided at the same time as or immediately after forming. If the above-mentioned heat history is followed, repeated hot forming may be performed.
  • the term "steel member” includes both the one that is hot-formed into a compact and the one that is only a heat treatment and is a flat plate.
  • hot forming or heat treatment may be performed on a part of the steel material to obtain a steel member having regions with different strengths.
  • the series of heat treatments described above can be carried out by any method, for example, induction heating and quenching, electric heating, or furnace heating may be carried out.
  • a cylindrical test piece having a diameter of 3 mm and a length of 10 mm was cut out from the slab, and the test piece was heated to 1000° C. in an air atmosphere at an average heating rate of 10° C./second, and kept at that temperature for 5 minutes, and then, Cooled to room temperature at various cooling rates.
  • the cooling rate was set from 1°C/sec to 100°C/sec at intervals of 10°C/sec.
  • the Ar 3 point, the Ac 3 point, the Ms point, and the upper critical cooling rate were measured by measuring the thermal expansion change of the test piece during heating and cooling and observing the structure of the test piece after cooling.
  • the upper critical cooling rate was the minimum cooling rate at which precipitation of the ferrite phase did not occur in each test piece cooled at the above cooling rate.
  • Example 1> The slabs shown in Tables 1-1 and 1-2 above were hot-rolled to obtain hot-rolled steel sheets having a thickness of 3.0 mm.
  • the slab heating temperature was 1250° C.
  • the parameter S1 from the rough rolling to the finish rolling start was 22657
  • the finish rolling end temperature was 930° C.
  • the average cooling rate until winding was 20° C./s. It was wound up at 550°C.
  • the parameter S1 was controlled to 22657 in the range of 1 to 60 s from the end of rough rolling to the start of finish rolling and the average temperature of the rough bar from the end of rough rolling to the start of finish rolling in the range of 950 to 1150°C.
  • the above hot-rolled steel sheet was subjected to descaling for 30 seconds with hydrochloric acid having a concentration of 12% and a temperature of 90°C. Then, it cold-rolled with the cold rolling mill and it set it as the cold-rolled steel plate of thickness 1.4mm.
  • the above cold-rolled steel sheet is heated to 920° C. at an average temperature rising rate of 10° C./s, the parameter S2 depending on the reached temperature and the holding time is set to 21765, and cooled to an Ms point at an average cooling rate of 50° C./s, and then 100° C. Was subjected to heat treatment for cooling at an average cooling rate of 30° C./s to obtain a steel member.
  • the above-mentioned parameter S2 was controlled to 21581 within the range of 1 to 600 s from the time the temperature reached the lower limit of the reached temperature Ac 3 points to Ac 3 points +300° C. and the temperature 10° C. lower than the reached temperature to the end of heating.
  • the obtained steel member is cut out and subjected to GDS (glow discharge optical emission analysis), tensile test, Charpy impact test, CCT (salt spray combined cycle test), and thiocyanic acid immersion test by the following methods to enrich the surface of Cu. Degree, tensile strength, impact value, CCT limit cycle number (hydrogen embrittlement resistance in a corrosive environment), and limit hydrogen amount were evaluated. The evaluation results are shown in Table 2.
  • GDS Low Discharge Optical Emission Analysis
  • the maximum value of the Cu content in the depth range of 0 to 30 ⁇ m from the surface was divided by the Cu content in the depth of 200 ⁇ m from the surface to calculate a value, and the surface enrichment degree of Cu was obtained.
  • the GDS was measured at five points in the plate width (1/4) from the widthwise end of the steel member in parallel with the rolling direction at random, and the average was taken as the Cu surface enrichment.
  • the “surface” is the depth at which Fe is 80% or more by GDS from the surface of the steel member.
  • a strain gauge (gauge length: 5 mm) was attached to each test piece, and a room temperature tensile test was performed at a strain rate of 3 mm/min to measure the tensile strength (maximum strength). In this example, it was decided that the case where the tensile strength was more than 1500 MPa was excellent.
  • the Charpy impact test was carried out in accordance with the regulations of JIS Z 2242:2018.
  • the soaked portion of the steel member was ground to a thickness of 1.2 mm, a test piece was cut out in parallel with the rolling direction, and three V-notch test pieces were laminated to produce a Charpy at a test temperature of -40°C.
  • An impact test was performed to determine the impact value (absorbed energy). In this example, the obtained absorbed energy was divided by the cross-sectional area under the notch of three sheets, and it was decided that the case where the impact value was 30 J/cm 2 or more was excellent in toughness.
  • the CCT was carried out in accordance with the regulations of the neutral salt spray cycle test method described in JIS H8502:1999.
  • the surface scale of the soaking part of the steel member was removed by shot blasting to produce a strip test piece having a width of 8 mm and a length of 68 mm.
  • a strain gauge (gauge length: 5 mm) similar to that used in the tensile test was attached to the center of the width and length directions of the surface of the test piece, and the sample was bent to a strain equivalent to 1 ⁇ 2 of the tensile strength with a 4-point jig.
  • a test piece bent at four points was put in a CCT device together with a jig, and in the CCT described in JIS H8502:1999, which consisted of salt spray 2h, dry 4h, and wet 2h as one cycle, every three cycles every 24h. By observing, the presence or absence of cracks was confirmed up to 360 cycles, and the limit cycle number at which cracks did not occur was determined. In this example, the test was performed 5 times, and it was determined that the hydrogen embrittlement resistance was excellent in a corrosive environment when the hydrogen embrittlement crack did not occur for an average of 150 cycles.
  • the thiocyanic acid immersion was performed by immersing the test piece bent at four points by the above method in an aqueous solution of ammonium thiocyanate together with the jig.
  • the ammonium thiocyanate aqueous solution was prepared by mixing the ammonium thiocyanate reagent in 2 L of distilled water, taking out 72 hours after the start of immersion and observing for cracks, and at the same time analyzing the hydrogen content by the temperature programmed desorption method up to 300°C. did.
  • the test was conducted by changing the amount of hydrogen to be charged by changing the concentration of the ammonium thiocyanate aqueous solution, and the maximum amount of hydrogen in which cracking did not occur was defined as the limit hydrogen amount. In this example, the test was conducted 5 times, and the case where the average amount of the limit hydrogen was 0.25 mass ppm or more was considered to be excellent in the hydrogen embrittlement resistance.
  • the invention examples B1 to B29 satisfying the range of the present invention show good results in terms of texture and characteristics, while the comparative examples b1 to b21 not satisfying the scope of the invention indicate at least texture and characteristics. The result did not satisfy one.
  • Example 2> The slabs shown in Tables 1-1 and 1-2 above were hot-rolled to obtain hot-rolled steel sheets having a thickness of 3.0 mm.
  • the slab heating temperature is 1250° C.
  • the parameter S1 from the end of rough rolling to the start of finish rolling is 22657
  • the finish rolling end temperature is 930° C.
  • the coil is cooled at 20° C./s until winding, and 550° C. I wound it up.
  • the parameter S1 was controlled to 22657 in the range of 1 to 60 s from the end of rough rolling to the start of finish rolling and the average temperature of the rough bar from the end of rough rolling to the start of finish rolling in the range of 950 to 1150°C.
  • the above hot-rolled steel sheet was subjected to descaling for 30 seconds with hydrochloric acid having a concentration of 12% and a temperature of 90°C. Then, cold rolling was performed by a cold rolling tester to obtain a cold rolled steel sheet having a thickness of 1.4 mm.
  • the obtained cold-rolled steel sheet was evaluated for Cu surface enrichment by the same method as for the steel member.
  • the average crystal grain size was determined according to JIS G 0551:2013. The evaluation results are shown in Table 3.
  • Inventive Examples C1 to C29 satisfying the range of the present invention show good Cu surface concentration and average crystal grain size, while Comparative Examples c1 to c20 not satisfying the range of the present invention show that the Cu surface concentration is high. The result is that at least one of the degree of chemical conversion and the average crystal grain size is not satisfied.
  • Example 3> Among the steel types shown in Table 1-1, Steel No.
  • the slabs having the steel components of A28 and A29 are hot-rolled (partly heated using a bar heater) and pickled (hydrochloric acid or sulfuric acid) shown in Tables 4-1 and 4-2, and hot-rolled.
  • a steel plate (plate thickness 2.8 mm) was manufactured.
  • the evaluation results of the structure of the obtained steel sheet are shown in Tables 4-1 and 4-2.
  • t1 (s) is the time from the end of rough rolling to the start of finish rolling
  • T1 (°C) is the average temperature of the rough bar from the end of rough rolling to the start of finish rolling
  • S1 is It is a value obtained by (T1+273) ⁇ (logt1+20).
  • the unit of t1 in the formula of S1 is (hr).
  • Example 4> Among the steel types shown in Table 1-1, Steel No. A cold-rolled steel sheet (sheet thickness 1.8 mm) having a steel composition of A28 and A29, a Cu surface enrichment of 1.2 or more, and a crystal grain size of 30 ⁇ m or less was subjected to the heat treatment shown in Table 5 to obtain a steel. The member was manufactured.
  • Table 5 shows the evaluation results of the structure and properties of the obtained steel members.
  • Inventive Examples E1 to E18 satisfying the range of the present invention have good structures and characteristics, while Comparative Examples e1 to e14 not satisfying the range of the invention result in not satisfying at least one of the structures and characteristics. Became.
  • the steel member according to the present invention is particularly suitable for use as a frame component of an automobile.

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Abstract

本発明は、高い引張強度および靭性を有し、かつ腐食環境における耐水素脆性に優れた鋼部材、鋼板およびそれらの製造方法を提供することを目的とする。本発明の鋼部材は、所定の化学成分を有し、表面から深さ０～３０μｍ以内の範囲におけるＣｕ含有量の最大値が、深さ２００μｍにおけるＣｕ含有量の１．４倍以上であることを特徴とする。

Description

鋼部材、鋼板、及びそれらの製造方法
　本発明は、鋼部材、鋼板、及びそれらの製造方法に関する。
　自動車用鋼板の分野においては、昨今の環境規制および衝突安全基準の厳格化を背景に、燃費と衝突安全性とを両立させるため、高い引張強度を有する鋼板の適用が拡大している。しかし、高強度化に伴い鋼板のプレス成形性が低下するため、複雑な形状の製品を製造することが困難になってきている。
　具体的には、高強度化に伴う鋼板の延性低下により、高加工部位の破断という問題が生じている。また、加工後の残留応力によってスプリングバックおよび壁反りが発生し、寸法精度が劣化するという問題も生じている。したがって、高強度、特に７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する鋼板を、複雑な形状を有する製品にプレス成形することは容易ではない。なお、プレス成形ではなくロール成形によれば、高強度の鋼板を加工しやすいが、その適用先は長手方向に一様な断面を有する部品に限定される。
　そこで近年、例えば、特許文献１～３に開示されるように、高強度鋼板のような成形が困難な材料をプレス成形する技術として、ホットスタンプ技術が採用されている。ホットスタンプ技術とは、成形に供する材料を加熱してから成形する熱間成形技術である。
　この技術では、材料を加熱してから成形するため、成形時には、鋼材が軟質で良好な成形性を有する。これにより、高強度の鋼材であっても、複雑な形状に精度よく成形することができる。また、ホットスタンプ技術では、プレス金型によって成形と同時に焼入れを行うので、成形後の鋼材は十分な強度を有する。また、成形によって導入されるひずみは焼入れ時の変態によって解消されるため、成形後の鋼材は靱性にも優れる。
　例えば、特許文献１によれば、ホットスタンプ技術により、成形後の鋼材に１４００ＭＰａ以上の引張強度を付与することが可能となる。
特開２００２－１０２９８０号公報 特開２０１２－１８０５９４号公報 特開２０１２－１８０２号公報 特開２００３－２６８４８９号公報 特開２０１７－１７９５８９号公報 特開２０１５－１１３５００号公報 特表２０１７－５２５８４９号公報 特開２０１１－１２２２０７号公報 特開２０１１－２４６８０１号公報 特開２０１２－１８１６号公報
　現在、各国の挑戦的な燃費目標の設定に伴い、車体軽量化のためさらなる高強度鋼材が要請されている。具体的には、ホットスタンプにおいて一般的な強度である１．５ＧＰａを超える高強度鋼材が必要とされている。
　ところで、強度１ＧＰａを超える高強度鋼板を自動車に適用する場合、上述した成形性や成形後の靱性だけでなく、耐水素脆性も要求される。高強度鋼板の耐水素脆性が十分でないと、自動車が市場に出荷された後、一般ユーザーの使用中に鋼が腐食し、腐食反応に伴い発生する水素によって脆化割れを起こす可能性がある。
　強度１．５ＧＰａを超える領域では、鋼材の水素脆化感受性は急激に増大するため、腐食が軽微な部位でさえ水素脆化割れが懸念される。したがって、１．５ＧＰａを超える高強度鋼材を車体として実用化するためには、腐食環境における耐水素脆性に優れた鋼部材を提供する技術が必要である。
　１．５ＧＰａを超える高強度鋼材に関しては、例えば特許文献２に、靱性に優れ、かつ引張強さが１．８ＧＰａ以上の熱間プレス成形されたプレス成形品が開示されている。しかしながら腐食環境における水素脆化に対する対策は十分でなく、自動車部材としての使用において、より安全な要求には答えられない場合がある。
　また、特許文献３には、２．０ＧＰａ以上という極めて高い引張強さを有し、さらに、良好な靱性と延性とを有する鋼材が開示されている。しかしながら腐食環境における水素脆化に対する対策は十分でなく、自動車部材としての使用において、より安全な要求には答えられない場合がある。
　耐水素脆性に関しては、例えば特許文献４，５，６に塩酸浸漬環境における耐水素脆性に優れたホットスタンプ材が示されている。しかしながら自動車使用時における大気腐食環境においては、後述するように孔食のため塩酸浸漬環境より水素脆化が発生しやすく、本発明のような１．５ＧＰａを超える高強度材の車体使用には不十分である。
　また、特許文献７には、鋼材中のＮｉが表層に濃化したホットスタンプ材が示されており、ホットスタンプ工程における加熱時に水素侵入を抑制する効果があると記載されている。しかしながら自動車使用時の腐食環境における耐水素脆性に関する記述はなく、１．５ＧＰａを超える高強度材の車体使用には不十分である。
　また、特許文献８，９，１０には、Ｎｉ系めっき層から鋼板表層にＮｉが拡散したホットスタンプ材が示されており、腐食環境における水素侵入を抑制する効果があると記載されている。しかしながら、後述するように水素脆化割れの起点となる孔食を低減することできず、水素侵入を低減しても孔食部に集積して水素脆化割れするリスクが高い。
　本発明は、上記の問題点を解決するためになされたものであり、高い引張強度および靭性を有し、かつ腐食環境における耐水素脆性に優れた鋼部材、鋼板およびそれらの製造方法を提供することを目的とする。
　本発明は、下記の鋼部材、鋼板およびそれらの製造方法を要旨とする。
　（１）化学組成が、質量％で、Ｃ：０．２５～０．６０％、Ｓｉ：０．２５～２．００％、Ｍｎ：０．３０～３．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．０１００％、Ｃｕ：０．１５～１．００％、Ｍｏ：０．１０～１．００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ａｌ：０～１．００％、Ｎｂ：０～０．１０％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｓｂ：０～１．００％、ＲＥＭ：０～０．３０％、残部：Ｆｅ及び不純物であり、表面から深さ０～３０μｍの範囲におけるＣｕ含有量の最大値が、深さ２００μｍにおけるＣｕ含有量の１．４倍以上であることを特徴とする鋼部材。
　（２）化学組成が、質量％で、Ｃ：０．２５～０．６０％、Ｓｉ：０．２５～２．００％、Ｍｎ：０．３０～３．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．０１００％、Ｃｕ：０．１５～１．００％、Ｍｏ：０．１０～１．００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ａｌ：０～１．００％、Ｎｂ：０～０．１０％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｓｂ：０～１．００％、ＲＥＭ：０～０．３０％、残部：Ｆｅ及び不純物であり、表面から深さ０～３０μｍの範囲におけるＣｕ含有量の最大値が、深さ２００μｍにおけるＣｕ含有量の１．２倍以上であり、平均結晶粒径が３０μｍ以下であることを特徴とする鋼板。
　（３）前記（２）の鋼板の製造方法であって、前記（２）に記載の成分を有するスラブを１１００～１３５０℃に加熱し、粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの時間ｔ１（ｈｒ）、粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの粗バーの平均温度Ｔ１（℃）としたとき、（Ｔ１＋２７３）×（ｌｏｇｔ１＋２０）≧２００００、仕上げ圧延終了温度がＡｒ３点～１０００℃となる条件で、加熱された上記スラブを熱間圧延して熱延鋼板とする工程、上記熱延鋼板を平均冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却する工程、及び冷却後の鋼板を７００℃以下で巻き取る工程、巻き取り後の鋼板に酸洗を施す工程を備えることを特徴とする鋼板の製造方法。
　（４）前記酸洗は、塩酸又は硫酸を用い、酸洗温度が８０～９０℃であり、酸濃度α（％）、酸洗時間ｔ（ｓ）が、６≦α＜１４、０＜ｔ≦４２０－３０×αを満たすことを特徴とする前記（３）の鋼板の製造方法。
　（５）前記（１）の鋼部材の製造方法であって、前記（２）の鋼板を、到達温度をＴ２（℃）、鋼板の温度がＴ２（℃）より１０℃低い温度に到達してから加熱が終了するまでの時間をｔ２（ｈｒ）としたとき、（Ｔ２＋２７３－１０）×（ｌｏｇｔ２＋２０）≧１９０００、Ａｃ３点≦Ｔ２≦（Ａｃ３点＋３００）℃、平均昇温速度５～１０００℃／ｓとなる条件で加熱する工程、及び加熱された鋼板をＭｓ点まで上部臨界冷却速度以上で冷却し、続いてＭｓ点から１００℃以下まで平均冷却速度５℃／ｓ以上で冷却する工程を備えることを特徴とする鋼部材の製造方法。
　（６）前記Ｍｓ点までの冷却と同時に、前記鋼板に熱間成形を施すことを特徴とする前記（５）に記載の鋼部材の製造方法。
　本発明によれば、高い引張強度を有し、かつ腐食環境における耐水素脆性に優れる鋼部材、鋼板およびそれらの製造方法を提供することが可能である。
本発明における酸洗の、酸濃度と時間の関係を示す図である。
　はじめに、本発明者らが、腐食環境における耐水素脆性に優れた鋼部材を得るべく、これら特性に及ぼす化学成分および組織の影響について調査した検討内容について説明する。
　ホットスタンプ用の鋼板の多くは、成分が類似しており、おおむね、Ｃ：０．２～０．３％程度、及びＭｎ：１～２％程度を含有し、さらにＢを含有する。そして、熱処理工程において、このような成分を有する鋼板をＡｃ３点以上の温度まで加熱した後、フェライトが析出しないように速やかに搬送し、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）まで金型プレスによって急冷することにより、引張強度が１．５ＧＰａ程度の高強度な鋼部材を得ている。
　汎用ホットスタンプ材は腐食環境において水素脆化割れするリスクがあるため、腐食が激しい自動車の下回り部位に適用することは難しい。また、自動車軽量化のため引張強度１．５ＧＰａを超えるホットスタンプ材の生産が始まっているが、引張強度が高くなると水素脆化感受性が高まるので、腐食が軽微な自動車部位でも水素脆化割れするリスクが高くなる。
　（ａ）本発明者らが腐食環境における水素脆化割れの機構を詳細に調査した結果、自動車が使用されるような大気腐食環境下においては腐食が全面均一ではなく不均一に進行し、その孔食部に応力が集中かつ水素が集積することで水素脆化割れが助長されることが分かった。
　（ｂ）また、本発明者らは、上記腐食環境における水素脆化割れの機構に基づき、孔食の抑制に取り組んだ。結果、鋼板中にＣｕを添加することで孔食が大幅に抑制され、腐食環境における耐水素脆性を飛躍的に向上させることが可能であることを見出した。
　（ｃ）さらに、本発明者らが上記Ｃｕの効果をさらに詳しく検証した結果、Ｃｕを過剰に添加した場合、鋼材の靱性や限界水素量（孔食による応力集中や水素集積が存在しない状態で、鋼材が水素脆化割れしない限界の水素量）が低下することも分かった。そこで、素材鋼板の製造時および鋼部材の熱処理時にＣｕを表面に濃化させることで、靱性や限界水素量の劣化を最小限にしつつ、適量のＣｕで腐食環境における耐水素脆性を向上させることが可能となることも見出した。
　本発明は上記の知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の一実施形態に係る鋼部材、鋼板およびそれらの製造方法の各要件について詳しく説明する。
　（Ａ）鋼部材
　（Ａ１）鋼部材の化学組成
　鋼部材の各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。ここで鋼部材の化学組成とは、鋼部材の平均の化学組成をいうものとする。
　Ｃ：０．２５～０．６０％
　Ｃは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の鋼部材の強度を向上させる元素である。しかし、Ｃ含有量が０．２５％未満では、焼入れ後の鋼部材において十分な強度を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．２５％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．６０％を超えると、焼入れ後の鋼部材の強度が高くなり過ぎて、靱性や耐水素脆性の劣化が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０．６０％以下とする。Ｃ含有量は０．２９％以上又は０．３１％以上であるのが好ましく、０．５０％以下、０．４８％以下又は０．４４％以下であるのが好ましい。
　Ｓｉ：０．２５～２．００％
　Ｓｉは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の強度を安定して確保するために、効果のある元素である。この効果を得るためには、Ｓｉを０．２５％以上含有させる必要がある。ただし、鋼中のＳｉ含有量が２．００％を超えると、熱処理に際して、オーステナイト変態のために必要となる加熱温度が著しく高くなる。これにより、熱処理に要するコストの上昇を招く場合がある。さらに焼入れ部の靱性の劣化を招く。したがって、Ｓｉ含有量は２．００％以下とする。Ｓｉ含有量は０．３０％以上又は０．３５％以上であるのが好ましく、１．６０％以下、１．００％以下、０．８０％以下又は０．６０％以下であるのが好ましい。
　Ｍｎ：０．３０～３．００％
　Ｍｎは、鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の強度を安定して確保するために、非常に効果のある元素である。さらにＡｃ３点を下げ、焼入れ処理温度の低温化を促進する元素である。しかし、Ｍｎ含有量が０．３０％未満ではその効果は十分ではない。一方、Ｍｎ含有量が３．００％を超えると上記の効果は飽和し、さらに焼入れ部の靱性や耐水素脆性の劣化を招く。そのため、Ｍｎ含有量は０．３０～３．００％とする。Ｍｎ含有量は０．４０％以上、０．５０％以上又は０．６０％以上であるのが好ましい。また、Ｍｎ含有量は２．８０％以下又は２．００％であるのが好ましく、１．５０％以下、１．２０％又は０．９０％以下であるのがより好ましい。
　Ｐ：０．０５０％以下
　Ｐは、焼入れ後の鋼部材の靱性や耐水素脆性を劣化させる元素である。特に、Ｐ含有量が０．０５０％を超えると、靱性や耐水素脆性の劣化が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０５０％以下と制限する。Ｐ含有量は、０．０２０％以下、０．０１０％以下又は０．００５％以下に制限することが好ましい。Ｐ含有量の下限は０％である。精錬コストの低減のため、Ｐ含有量の下限を０．０００１％又は０．００１％としてもよい。
　Ｓ：０．０１００％以下
　Ｓは、焼入れ後の鋼部材の靱性や耐水素脆性を劣化させる元素である。特に、Ｓ含有量が０．０１００％を超えると、靱性や耐水素脆性の劣化が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０．０１００％以下と制限する。Ｓ含有量は、０．００７０%又は０．００５０％以下に制限することが好ましい。Ｓ含有量の下限は０％である。Ｓ含有量の低減のための製鋼コストを低減するため、Ｓ含有量の下限を０．０００１％又は０．０００５％としてもよい。
　Ｎ：０．０１０％以下
　Ｎは、焼入れ後の鋼部材の靱性を劣化させる元素である。特に、Ｎ含有量が０．０１０％を超えると、鋼中に粗大な窒化物が形成され、靱性が著しく劣化する。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量の下限は０％である。Ｎ含有量を０．０００２％未満とすることは製鋼コストの増大を招き、経済的に好ましくないので、Ｎ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましく、０．０００８％以上とすることがより好ましい。
　Ｔｉ：０．０１０～０．１００％
　Ｔｉは、鋼板をＡｃ３点以上の温度に加熱して熱処理を施す際に再結晶を抑制するとともに、微細な炭化物を形成して粒成長を抑制することで、オーステナイト粒を細粒にする作用を有する元素である。このため、Ｔｉを含有させることによって、鋼部材の靱性が大きく向上する効果が得られる。また、Ｔｉは、鋼中のＮと優先的に結合することによってＢＮの析出によるＢの消費を抑制し、後述するＢによる焼入れ性向上の効果を促進する。Ｔｉ含有量が０．０１０％未満では、上記の効果を十分に得られない。したがって、Ｔｉ含有量は０.０１０％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えると、ＴｉＣの析出量が増加してＣが消費されるため、焼入れ後の鋼部材の強度が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０１５％以上又は０．０２５％以上であるのが好ましく、０．０８０％以下又は０．０４５％以下であるのが好ましい。
　Ｂ：０．０００５～０．０１００％
　Ｂは、微量でも鋼の焼入れ性を劇的に高める作用を有するので、本発明において重要な元素である。また、Ｂは粒界に偏析することで、粒界を強化して靱性や耐水素脆性を高める。さらに、Ｂは、鋼板の加熱時にオーステナイトの粒成長を抑制する。Ｂ含有量が０．０００５％未満では、上記の効果を十分に得られない場合がある。したがって、Ｂ含有量は０．０００５％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、粗大な化合物が多く析出し、鋼部材の靱性や耐水素脆性が劣化する。したがってＢ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は０．００１０％以上、０．００１５％以上又は０．００２０％以上であるのが好ましく、０．００５０％以下又は０．００３０％以下であるのが好ましい。
　Ｃｕ：０．１５～１．００％
　Ｃｕは、腐食環境において孔食を抑制し、水素脆化割れを防止するので、本発明において非常に重要な元素である。さらにＣｕは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の鋼部材の強度を安定して確保することを可能にする元素である。しかし、Ｃｕ含有量が０．１５％未満ではその効果は十分ではない。一方、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、上記の効果は飽和し、さらに焼入れ後の鋼部材の靱性や耐水素脆性の劣化を招く。そのため、Ｃｕ含有量は０．１５～１．００％とする。Ｃｕ含有量は０．１８％以上又は０．２０％以上であるのが好ましい。また、Ｃｕ含有量は０．８０％以下、０．５０％以下又は０．３５％以下であるのが好ましい。
　Ｍｏ：０．１０～１．００％
　Ｍｏは、鋼板の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の強度を安定して確保するために、非常に効果のある元素である。また、Ｍｏは粒界に偏析することで、粒界を強化して靱性や耐水素脆性を高める。しかし、Ｍｏ含有量が０．１０％未満ではその効果は十分ではない。一方、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。またＭｏは鉄炭化物を安定化させる作用を有するため、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると鋼板の加熱時に粗大な鉄炭化物が溶け残り、焼入れ後の鋼部材の靱性が劣化する。したがって、含有させる場合のＭｏ含有量は１．０％以下とする。Ｍｏ含有量は０．１５％以上又は０．１９％以上であるのが好ましく、０．８０％以下、０．５０％以下又は０．３０％以下であるのが好ましい。
　本実施形態の鋼部材には、上記の元素に加えてさらに、下記に示すＣｒ、Ｎｉ、Ｖ、Ｃａ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｓｎ、Ｗ、ＳｂおよびＲＥＭから選択される１種以上の元素を含有させてもよい。また、これらの元素を含有させなくてもよく、これらの元素の含有量の下限はすべて０％である。
　Ｃｒ：０～１．００％
　Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の鋼部材の強度を安定して確保することを可能にする元素であるため、含有させてもよい。しかし、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると上記の効果は飽和し、いたずらにコストの増加を招く。またＣｒは鉄炭化物を安定化させる作用を有するため、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると鋼板の加熱時に粗大な鉄炭化物が溶け残り、焼入れ後の鋼部材の靱性が劣化する。したがって、含有させる場合のＣｒ含有量は１．００％以下とする。Ｃｒ含有量は０．８０％以下、０．５０％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Ｃｒ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０５％以上であるのがより好ましい。上記の効果を得る必要がない場合、０．０５％以下又は０．０１％以下としてもよい。
　Ｎｉ：０～１．００％
　Ｎｉは、鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の鋼部材の強度を安定して確保することを可能にする元素であるため、含有させてもよい。しかし、Ｎｉ含有量が１．００％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＮｉ含有量は１．００％以下とする。Ｎｉ含有量は０．８０％以下、０．５０％以下としてもよい。上記の効果を得るためには、Ｎｉを０．０１％以上含有させることが好ましく、０．１０％以上含有させることがより好ましい。
　Ｖ：０～１．００％
　Ｖは、微細な炭化物を形成し、その細粒化効果により靱性を高めることを可能とする元素であるため、含有させてもよい。しかし、Ｖ含有量が１．００％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＶ含有量は１．００％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｖを０．０１％以上含有させることが好ましく、０．１０％以上含有させることがより好ましい。上記の効果を得る必要がない場合、０．１０％以下又は０．０１％以下としてもよい。
　Ｃａ：０～０．０１０％
　Ｃａは、鋼中の介在物を微細化し、焼入れ後の靱性を向上させる効果を有する元素であるため、含有させてもよい。しかし、Ｃａ含有量が０．０１０％を超えるとその効果は飽和して、いたずらにコストの増加を招く。したがって、Ｃａを含有する場合にはその含有量は０．０１０％以下とする。Ｃａ含有量は０．００５％以下であることが好ましく、０．００４％以下であるのがより好ましい。上記の効果を得たい場合は、Ｃａ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００２％以上とすることがより好ましい。上記の効果を得る必要がない場合、０．００２％以下又は０．００１％以下としてもよい。
　Ａｌ：０～１．００％
　Ａｌは、鋼の脱酸剤として一般的に用いられるため、含有させてもよい。しかし、Ａｌ含有量（ただし、Ｓｏｌ－Ａｌ含有量でなく、Ｔ－Ａｌ含有量）が１．００％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＡｌ含有量は１．００％以下とする。Ａｌ含有量は０．１０％以下、０．０５％以下としてもよい。上記の効果を得るためには、Ａｌを０．０１％以上含有させることが好ましい。上記の効果を得る必要がない場合、０．０１％以下としてもよい。
　Ｎｂ：０～０．１０％
　Ｎｂは、微細な炭化物を形成し、その細粒化効果により靱性を高めることを可能とする元素であるため、含有させてもよい。しかし、Ｎｂ含有量が０．１０％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＮｂ含有量は０．１０％以下とする。Ｎｂ含有量は０．０６％以下、０．０４％以下としてもよい。上記の効果を得るためには、Ｎｂを０．０１％以上含有させることが好ましい。上記の効果を得る必要がない場合、０．０１％以下としてもよい。
　Ｓｎ：０～１．００％
　Ｓｎは腐食環境において耐食性を向上させるため、含有させてもよい。しかし、Ｓｎ含有量が１．００％を超えると粒界強度が低下し、焼入れ後の鋼部材の靭性が劣化する。したがって、含有させる場合のＳｎ含有量は１．００％以下とする。Ｓｎ含有量は０．５０％以下、０．１０％又は０．０４％以下としてもよい。上記の効果を得るためには、Ｓｎを０．０１％以上含有させることが好ましい。上記の効果を得る必要がない場合、０．０１％以下としてもよい。
　Ｗ：０～１．００％
　Ｗは鋼の焼入れ性を高め、かつ焼入れ後の鋼部材の強度を安定して確保することを可能にする元素であるため、含有させてもよい。また、Ｗは、腐食環境において耐食性を向上させる。しかし、Ｗ含有量が１．００％を超えると、上記の効果が飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合のＷ含有量は１．００％以下とする。Ｗ含有量は０．５０％以下、０．１０％又は０．０４％以下としてもよい。上記の効果を得るためには、Ｗを０．０１％以上含有させることが好ましい。上記の効果を得る必要がない場合、０．０１％以下としてもよい。
　Ｓｂ：０～１．００％
　Ｓｂは腐食環境において耐食性を向上させるため、含有させてもよい。しかし、Ｓｂ含有量が１．００％を超えると粒界強度が低下し、焼入れ後の鋼部材の靭性が劣化する。したがって、含有させる場合のＳｂ含有量は１．００％以下とする。Ｓｎ含有量は０．５０％以下、０．１０％又は０．０４％以下としてもよい。上記の効果を得るためには、Ｓｂを０．０１％以上含有させることが好ましい。上記の効果を得る必要がない場合、０．０１％以下としてもよい。
　ＲＥＭ：０～０．３０％
　ＲＥＭは、Ｃａと同様に鋼中の介在物を微細化し、焼入れ後の鋼部材の靱性を向上させる効果を有する元素であるため、含有させてもよい。しかし、ＲＥＭ含有量が０．３０％を超えるとその効果は飽和して、いたずらにコストの増加を招く。したがって、含有させる場合のＲＥＭ含有量は０．３０％以下とする。ＲＥＭ含有量は０．２０％以下又は０．０５％以下であるのが好ましい。上記の効果を得たい場合は、ＲＥＭ含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０２％以上とすることがより好ましい。上記の効果を得る必要がない場合、０．０１％以下又は０．００１０％以下としてもよい。
　ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ及びＬａ、Ｎｄ等ランタノイドの合計１７元素を指し、前記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。ＲＥＭは、例えばＦｅ－Ｓｉ－ＲＥＭ合金を使用して溶鋼に添加され、この合金には、例えば、Ｃｅ、Ｌａ、Ｎｄ、Ｐｒが含まれる。
　本実施形態の鋼部材及び鋼板の化学組成において、上述してきた元素以外、すなわち残部はＦｅ及び不純物である。
　ここで「不純物」とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　（Ａ２）鋼部材の組織
　本実施形態に係る鋼部材は、その表面から深さ３０μｍ以内におけるＣｕ含有量の最大値が、表面から深さ２００μｍにおけるＣｕ含有量の１．４倍以上となる金属組織を有する。
　Ｃｕの表面濃化度：１．４以上
　鋼部材の表面に濃化したＣｕは、その部材使用時において緻密な錆層を形成することによって、孔食を抑制し、腐食環境における耐水素脆性を向上させる効果がある。一方でＣｕを過剰に添加すると鋼部材の靱性や限界水素量が劣化する。そこで、適量のＣｕを表面に濃化させることで、鋼部材の靱性や限界水素量の劣化を防ぎながら、耐水素脆性を向上させることができる。特に、Ｃｕの表面濃化度が１．４未満であると、表面の孔食傾向が増し、腐食を伴う水素脆化リスクが高まる。したがって、Ｃｕの表面濃化度は１．４以上とする。好ましくは１．６％以上である。Ｃｕの表面濃化度の上限を規定する必要はないが、２．５又は２．１としてもよい。
　Ｃｕの表面濃化度は以下のようにして求める。
　鋼部材の表面から板厚方向にＧＤＳ（グロー放電発光分析）を行い、Ｃｕ含有量を検出する。このときに、表面から深さ０～３０μｍの範囲におけるＣｕ含有量の最大値を、表面からの深さが２００μｍの位置におけるＣｕ含有量で除した値を算出し、その値をＣｕの表面濃化度とする。
　なおＧＤＳの測定は、鋼部材の幅方向端部から板幅の１／４付近の位置において、ランダムに５つの位置で、表面から深さ０～３０μｍの範囲におけるＣｕ含有量の最大値、表面からの深さが２００μｍの位置におけるＣｕ含有量を測定してＣｕの表面濃化度を算出する。本発明におけるＣｕの表面濃化度は、その５つの位置でのＣｕの表面濃化度の平均値とする。ただし、鋼部材の表面が酸化被膜や酸化スケールで覆われている場合、鋼部材の表面からＧＤＳを行いＦｅ含有量が８０％となる深さの位置を表面と見做し、その位置から深さ０～３０μｍの範囲におけるＣｕ含有量の最大値を、その位置からの深さが２００μｍの位置におけるＣｕ含有量で除した値を算出し、Ｃｕの表面濃化度を求める。また、鋼部材の表面に電気めっき、溶融めっきなどが施されている場合、鋼部材の表面からＧＤＳを行いＦｅ含有量が９０％となる深さの位置を表面と見做す。なお、酸化被膜や酸化スケールで覆われている場合、これらと鋼との界面に凹凸が形成されるため、めっきなどの場合に比べＦｅ含有量がやや少ない８０％を表面と見做し、その位置から深さ０～３０μｍの範囲におけるＣｕ含有量の最大値を、その位置からの深さが２００μｍの位置におけるＣｕ含有量で除した値を算出し、Ｃｕの表面濃化度を求めることとする。
　また、本実施形態中に存在する組織は高強度なマルテンサイトが主体となる組織であり、面積率で７０％以上がマルテンサイトであることが好ましい。より好ましくは８０％以上、より好ましくは９０％以上、９５％以上又は１００％である。
　残部として、残留オーステナイト、ベイナイト、フェライトやパーライトを含有することもある。なお、上記マルテンサイトには、焼戻しや自動焼戻しマルテンサイトも含む。自動焼戻しマルテンサイトとは、焼戻しのための熱処理を行うことなく、焼入れ時の冷却中に生成した焼戻しマルテンサイトのことであり、マルテンサイト変態に伴う発熱によって、発生したマルテンサイトがその場で焼き戻されて生成するものである。
　（Ａ３）鋼部材の特性
　本実施系形態の鋼部材は、その表面に濃化したＣｕの孔食抑制効果によって、腐食環境における優れた耐水素脆性を得ることが可能となる。しかしながら、Ｃｕの過剰な添加は鋼部材の靱性や限界水素量（孔食による応力集中や水素集積が存在しない状態で、鋼材が水素脆化割れしない限界の水素量）を損なうため、前述の適量の添加で、後述する製造方法にて表面に濃化させる。
　また、本実施形態に係る鋼部材は、腐食環境における耐水素脆性だけでなく、引張強さが１５００ＭＰａを超える高強度であり、靱性と水素脆化が生じない限界水素量が高いことが望ましい。
　本実施形態においては、腐食環境における耐水素脆性は、鋼部材の実環境における暴露試験やＣＣＴ（複合サイクル試験）による腐食促進試験によって評価される。腐食促進試験としては、例えば鋼部材を４点支持で曲げ、ＪＩＳ　Ｈ　８５０２：１９９９に記載の中性塩水噴霧サイクル試験方法の規定に準拠してＣＣＴを行い、水素脆化割れが発生しない限界のサイクル数によって評価される。
　本実施形態においては、靱性は、鋼部材の衝突試験やノッチ入り衝撃試験によって評価される。例えば、上記鋼部材からＶノッチ入りシャルピー衝撃試験片を切り出し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２０１８の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を行い、－４０℃における衝撃値（吸収エネルギー）によって靱性は評価される。
　本実施形態においては、上記の限界水素量は、上記鋼部材を４点支持で曲げ、チオシアン酸浸漬によって水素をチャージし、所定の時間内に割れが発生しない限界の水素量によって限界水素量は評価される。限界水素量の測定方法については、実施例の項で詳細を説明する。
　以上、本実施形態に係る鋼部材について説明してきたが、鋼部材の形状については特に限定しない。すなわち、平板であってもよいが、特に熱間成形された鋼部材は、多くの場合は成形体であり、本実施形態では、成形体である場合、平板である場合をともに含めて「鋼部材」という。鋼部材の厚さを特に規定する必要はないが、０．５～５．０ｍｍとしてもよい。厚さの上限を４．０ｍｍ又は３．２ｍｍとしてもよく、その下限を０．８ｍｍ又は１．０ｍｍとしてもよい。鋼部材の引張強さは１５００ＭＰａ超としてもよいが、必要に応じて、１７００ＭＰａ以上、１８００ＭＰａ以上又は１９００ＭＰａ以上としてもよい。引張強さの上限を特に定める必要はないが、２５００ＭＰａ以下又は２３００ＭＰａ以下としてもよい。
　（Ｂ）鋼板
　次に、鋼板について説明する。
　（Ｂ１）鋼板の化学組成
　鋼板の化学組成は、上述した鋼部材における化学組成と同一であり、その限定理由も同様である。
　（Ｂ２）鋼板の組織
　本実施形態に係る鋼板は、その表面から深さ０～３０μｍの範囲におけるＣｕ含有量の最大値が、表面からの深さが２００μｍの位置におけるＣｕ含有量の１．２倍以上であり、平均結晶粒径が３０μｍ以下である金属組織を有する。
　Ｃｕの表面濃化度：１．２以上
　鋼板の表面に濃化したＣｕは、後述する熱処理において、さらに表面に濃化し、その部材使用時において緻密な錆層を形成することによって、孔食を抑制し、腐食環境における耐水素脆性を向上させる効果がある。鋼板のＣｕの表面濃化度が１．２未満であると、鋼部材のＣｕの表面濃化度が１．４未満となり、腐食を伴う水素脆化リスクが高まる。したがって、鋼板のＣｕの表面濃化度は１．２以上とする。好ましくは１．４以上である。Ｃｕの表面濃化度の上限を規定する必要はないが、２．５又は２．１としてもよい。
　平均結晶粒径：３０μｍ以下
　結晶粒界が拡散経路として機能するため、結晶粒径の細粒化は、単位体積当たりの拡散経路が増大し、その結果実質的な拡散速度が大きくなるため、後述する熱処理においてＣｕの表面濃化をさらに促進させる効果がある。したがって、結晶粒径の細粒化が必要である。鋼板の平均結晶粒径が３０μｍを超えると、鋼部材のＣｕの表面濃化度が１．４未満となり、腐食を伴う水素脆化リスクが高まる。したがって、鋼板の平均結晶粒径は３０μｍ以下とする。好ましくは２５μｍ以下である。その下限を規定する必要はないが、８μｍ又は１５μｍとしてもよい。
　鋼板の平均結晶粒径はＪＩＳ　Ｇ　０５５１：２０１３に準拠し、以下のようにして求める。
　鋼板の幅方向端部から板幅（１／４）部の断面を圧延方向と平行かつ板厚方向と平行となるように切り出す。その断面を鏡面加工した後、ナイタール腐食液によってフェライトの結晶粒界を現出させる。光学顕微鏡を用いて拡大した視野または撮影した写真上に縦方向に３本、横方向に３本の試験線を等分に引き、１結晶粒当たりの平均線分長を求める。なお、１本の試験線が捕捉する結晶粒が少なくとも１０個以上となるように顕微鏡の倍率を選定し、鋼板の表面から板厚の１／４程度離れた位置から、ランダムに５視野観察する。ここで、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１：２０１３の附属書Ｃ．２．１に準拠し、試験線が結晶粒を通過する場合、その結晶については補足結晶粒数を１、試験線が結晶粒以内で終了する場合、または試験線が結晶粒界に接している場合、補足結晶粒数は０．５とする。各視野における平均線分長を求め、３本の試験線それぞれの５視野の平均線分長（計１５の平均線分長）の平均を平均結晶粒径とする。
　また、本実施形態中に存在する組織はフェライトやパーライトである。後述する製造方法の条件内において、ベイナイトやマルテンサイト、残留オーステナイトを含有することもある。なお、上記マルテンサイトには、焼戻しや自動焼戻しマルテンサイトも含む。自動焼戻しマルテンサイトとは、焼戻しのための熱処理を行うことなく、焼入れ時の冷却中に生成した焼戻しマルテンサイトのことであり、マルテンサイト変態に伴う発熱によって、発生したマルテンサイトがその場で焼き戻されて生成するものである。
　鋼板の板厚を特に規定する必要はないが、０．５～５．０ｍｍとしてもよい。板厚の上限を４．０ｍｍ又は３．２ｍｍとしてもよく、その下限を０．８ｍｍ又は１．０ｍｍとしてもよい。
　次に、鋼板の製造方法について説明する。
　（Ｃ）鋼板の製造方法
　本実施形態に係る鋼部材を得るための熱処理前の鋼板は、以下に示す製造方法を用いることにより製造することができる。
　上述の化学組成を有する鋼を炉で溶製、鋳造した後に、得られたスラブを１１００～１３５０℃に加熱し、熱間圧延を施す。熱間圧延工程においては、粗圧延を行った後に、必要に応じてデスケーリングを行い、最後に仕上げ圧延を行う。
　この際、粗圧延終了から仕上げ圧延を開始するまでの時間ｔ１（ｈｒ）とその間の粗バーの平均温度Ｔ１（℃）で構成される下記パラメータＳ１を２００００以上とする。ここで、粗圧延後にデスケーリングを行う場合、粗圧延終了から仕上げ圧延を開始するまでの時間とは、デスケーリング終了後、仕上げ圧延開始までの時間をいう。
　　Ｓ１＝（Ｔ１＋２７３）×（ｌｏｇｔ１＋２０）
　また仕上げ圧延はＡｒ３点～１０００℃で完了し、その後１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、７００℃以下で巻取りを行う。これら熱間圧延工程の特徴を以下に説明する。
　スラブ加熱温度：１１００～１３５０℃
　熱間圧延を開始する前のスラブ加熱温度は１１００～１３５０℃とする。この温度が１３５０℃を超えると、加熱中におけるオーステナイト粒径が大きくなり、圧延後に得られる鋼板の平均結晶粒径が３０μｍを超える場合がある。一方、この温度が１１００℃以下であると合金元素が十分に均質化せず、後述する熱処理後の靱性や耐水素脆性が劣化する場合がある。
　粗圧延終了から仕上げ圧延開始する間のＳ１：２００００以上
　Ｃｕは難酸化性元素であるため、熱間圧延工程においＣｕ以外の元素が優先的に酸化されることで、Ｃｕが表面に濃縮する。特に粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの間に、上記粗圧延終了から仕上げ圧延開始するまでの時間ｔ１（ｈｒ）とその間の粗バーの平均温度Ｔ１（℃）で構成されるパラメータＳ１を２００００以上とすると、鋼板の表面にＣｕを１．２倍以上濃化させることが可能となる。上記パラメータＳ１が２００００未満であると、鋼板の酸化が不十分で、Ｃｕの表面濃化度が１．２未満となる場合がある。上記パラメータＳ１の上限は特に規定しないが、３００００を超えると、酸化によるスケールの生成が膨大となり、歩留まりが低下する場合がある。
　仕上げ圧延終了温度：Ａｒ３点～１０００℃
　仕上げ圧延の終了温度はＡｒ３点～１０００℃とする。仕上げ圧延終了温度が１０００℃を超えると、圧延直後にオーステナイトの再結晶が生じ、フェライトの核生成サイトの数が制限されるため、圧延後に得られる鋼板の平均結晶粒径が３０μｍを超える場合がある。一方、仕上げ温度がＡｒ３点未満であると、フェライト変態後に圧延することとなり、フェライトの異常粒成長を招くため、圧延後に得られる鋼板の平均結晶粒径が３０μｍを超える場合がある。
　仕上げ圧延完了から巻取りまでの平均冷却速度：１０℃／ｓ以上
　仕上げ圧延完了から巻取りまでの平均冷却速度は１０℃／ｓ以上とする。この平均冷却速度が１０℃／ｓ未満であるとフェライトの粒成長が進み、圧延後に鋼板の平均結晶粒径が３０μｍを超える場合がある。この冷却速度の上限は特に規定しないが、１５０℃／ｓを超えると、フェライト変態が完了せずに巻き取られ、巻取り後も変態が進行するため、その変態ひずみによってコイルが変形する場合がある。
　巻取り温度：７００℃以下
　巻取り温度は７００℃以下とする。この温度が７００℃を超えるとフェライトの粒成長が進み、熱間圧延後の巻取温度は、圧延後に鋼板の平均結晶粒径が３０μｍを超える場合がある。この温度の下限は特に規定しないが、５００℃を下回ると、巻取り後にマルテンサイトやベイナイト変態が発生するため、その変態ひずみによってコイルが変形する場合がある。
　熱延鋼板に対し、デスケーリングを行う。デスケーリングは塩酸または硫酸酸洗にて鉄スケールのみ除去する、通常の鋼板の酸洗と比べて軽度な酸洗とする。具体的には、塩酸又は硫酸を用い、酸洗温度を８０～９０℃とし、酸濃度をα（％）、酸洗時間をｔ（ｓ）とするとき、６≦α＜１４、０＜ｔ≦４２０－３０×αとすることが好ましい。
　図１に好ましい酸洗条件（酸濃度と酸洗時間の関係）を示す。例えば濃度１２％の塩酸にて浸漬時間３０ｓでデスケーリングすることで鉄スケールのみ除去し、上記熱延工程で得られた鋼板表面のＣｕ濃化層を残すことが可能である。
　本実施形態における鋼板は、上述した熱延鋼板（熱間圧延鋼板）の他、得られた鋼板に焼鈍を施した熱延焼鈍鋼板や、冷間圧延を施した冷延鋼板（冷間圧延鋼板）、冷間圧延後に焼鈍を施した冷延焼鈍鋼板であってもよい。さらには、めっき鋼板等の表面処理鋼板であってもよい。巻取り以降の処理工程は、製品の板厚精度要求レベル等に応じて適宜選択すればよい。
　脱スケール処理が施された熱延鋼板は、必要に応じて焼鈍を施して熱延焼鈍鋼板とすることができる。また、熱延鋼板または熱延焼鈍鋼板は、必要に応じて冷間圧延を施して冷延鋼板とすることができる。さらに、冷延鋼板は、必要に応じて焼鈍を施して冷延焼鈍鋼板とし、また表面にめっきを施して表面処理鋼板とすることができる。
　なお、冷間圧延や表面処理に供する鋼板が硬質である場合には、冷間圧延前や表面処理前に焼鈍を施して鋼板の加工性を高めておくことが好ましい。
　冷間圧延は通常の方法を用いて行えばよい。良好な平坦性を確保する観点からは、冷間圧延における圧下率は３０％以上とすることが好ましい。一方、荷重が過大となることを避けるため、冷間圧延における圧下率は８０％以下とすることが好ましい。
　本実施形態の鋼板として熱延焼鈍鋼板や冷延焼鈍鋼板、または表面処理鋼板を製造する場合、熱延鋼板又は冷延鋼板に対して焼鈍を行う。焼鈍では、例えば、５５０～９５０℃の温度域において熱延鋼板または冷延鋼板を焼鈍する。
　焼鈍で加熱する温度を５５０℃以上とすることにより、熱延焼鈍鋼板または冷延焼鈍鋼板のいずれを製造する場合であっても、熱延条件の相違に伴う特性の相違が低減され、焼入れ後の特性をさらに安定したものとすることができる。また、冷延鋼板の焼鈍を５５０℃以上で行った場合には、再結晶により冷延鋼板が軟質化するため、加工性を向上することができる。つまり、良好な加工性を備えた冷延焼鈍鋼板を得ることができる。したがって、焼鈍で加熱する温度は５５０℃以上とすることが好ましい。
　一方、焼鈍で加熱する温度が９５０℃を超えると、組織が粗粒化することがある。組織の粗粒化は焼入れ後の靱性を低下させることがある。また、焼鈍で加熱する温度が９５０℃を超えても、温度を高くしただけの効果は得られず、コストが上昇し、生産性が低下するだけである。したがって、焼鈍で加熱する温度は９５０℃以下とすることが好ましい。
　焼鈍後には、３～３０℃／ｓの平均冷却速度で５５０℃まで冷却することが好ましい。上記平均冷却速度を３℃／ｓ以上とすることにより、粗大パーライトおよび粗大なセメンタイトの生成が抑制され、焼入れ後の特性を向上させることができる。また、上記平均冷却速度を３０℃／ｓ以下とすることにより、強度むら等の発生を抑制して、熱延焼鈍鋼板または冷延焼鈍鋼板の材質を安定したものとすることが容易になる。
　表面処理鋼板の場合、表面のめっき層は電気めっき層であってもよく、溶融めっき層や合金化溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき層、電気Ｚｎ－Ｎｉ合金めっき層等が例示される。溶融めっき層としては、溶融アルミめっき層、溶融Ａｌ－Ｓｉめっき層、溶融Ａｌ－Ｓｉ－Ｍｇめっき層、溶融亜鉛めっき層、溶融Ｚｎ－Ｍｇめっき層等が例示される。合金化溶融めっき層としては、合金化溶融アルミめっき層、合金化溶融Ａｌ－Ｓｉめっき層、合金化溶融Ａｌ－Ｓｉ－Ｍｇめっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、合金化溶融Ｚｎ－Ｍｇめっき層等が例示される。めっき層にはＭｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｍｇ等が含まれることもある。めっき層の付着量は特に制限されず、例えば一般的な範囲内の付着量とする。鋼板と同様に、熱処理後の鋼部材にめっき層や合金化めっき層が設けられていてもよい。
　（Ｄ）鋼部材の製造方法
　次に、本実施形態に係る鋼部材の製造方法について説明する。
　本実施形態の鋼部材の製造方法においては、上述した化学組成を有し、かつ表面から深さ０～３０μｍの範囲におけるＣｕ含有量の最大値が、表面から深さ２００μｍにおけるＣｕ含有量の１．２倍以上、平均結晶粒径が３０μｍ以下の金属組織を有する鋼板に対して、以下に示す熱処理を施すことによって、表面から深さ０～３０μｍの範囲におけるＣｕ含有量の最大値が、表面から深さ２００μｍにおけるＣｕ含有量の１．４倍以上であることを特徴とする腐食環境における耐水素脆性に優れる鋼部材を得ることが可能となる。
　以下に説明する平均昇温速度は、加熱の開始時から加熱の終了時までの鋼板の温度上昇幅を、加熱の開始時から加熱の終了時までの所要時間で除した値とする。
　また、平均冷却速度は、冷却開始時から冷却終了時までの鋼板の温度降下幅を、冷却開始時から冷却終了時までの所要時間で除した値とする。
　上述の鋼板を５～１０００℃／ｓの平均昇温速度で、Ａｃ３点～（Ａｃ３点＋３００）℃の温度域のＴ２（℃）まで加熱し、Ｍｓ℃まで、平均冷却速度を上部臨界冷却速度以上として冷却し、その後Ｍｓ点から１００℃以下まで平均冷却速度５℃／ｓ以上で冷却する。加熱の際、加熱到達温度Ｔ２（℃）と、Ｔ２より１０℃低い温度に到達してから加熱を終了するまでの時間ｔ２（ｈｒ）で構成される下記パラメータが１９０００以上とする。この熱処理の特徴を以下に説明する。ここで、上部臨界冷却速度とは、組織が１００％マルテンサイトとなる最小の冷却速度である。その測定方法として種々の方法が知られているが、その一例を実施例の項で説明する。また、加熱を終了するまでの時間とは、冷却開始直前までの時間を意味する。たとえば、Ｔ２（℃）に達した後に一定時間保持する場合は、保持の時間も含まれる。
　　Ｓ２＝（Ｔ２＋２７３－１０）×（ｌｏｇｔ２＋２０）
　加熱到達温度－１０℃から加熱終了までの間のＳ２：１９０００以上
　Ｃｕは加熱時に表面に濃化する元素であるため、加熱到達温度Ｔ２（℃）と、Ｔ２より１０℃低い温度に到達してから加熱を終了するまでの時間ｔ２（ｈｒ）で構成される上記パラメータＳ２を１９０００以上とすると、Ｃｕが粒界を主な拡散パスとして鋼板の表面に濃化し、表面にＣｕを１．４倍以上濃化させることが可能となる。上記パラメータＳ２が１９０００未満であると、Ｃｕの拡散が不十分となり、Ｃｕの表面濃化度が１．４未満となる場合がある。Ｓ２の上限は特に規定しないが、３００００を超えると、酸化によるスケールの生成が膨大となり、歩留まりが低下する場合がある。
　なお昇温速度が５℃／ｓ未満であると、組織が粗粒化し靱性や耐水素脆性が低下するので好ましくない。一方、昇温速度が１０００℃／ｓ超であると混粒組織となり靱性や耐水素脆性が低下するので好ましくない。
　また加熱温度がＡｃ３点未満であると、冷却後に少量のフェライトが混在し、靱性や耐水素脆性、強度が低下するので好ましくない。一方、加熱到達温度が（Ａｃ３点＋３００）超であると組織が粗粒化し靱性が低下するので好ましくない。
　またＭｓ点から１００℃以下まで平均冷却速度５℃／ｓ未満であると、マルテンサイトのその場焼き戻し（オートテンパー）が過度に進行し、強度が不足するので好ましくない。
　ここで、上記一連の熱処理に際して、Ａｃ３点～（Ａｃ３点＋３００）℃の温度域に加熱後、Ｍｓ点まで冷却する間に、つまり上部臨界冷却速度以上で冷却する工程を施すと同時にホットスタンプのような熱間成形を施してもよい。熱間成形としては、曲げ加工、絞り成形、張出し成形、穴拡げ成形、およびフランジ成形等が挙げられる。また、成形と同時またはその直後に鋼板を冷却する手段を備えていれば、プレス成形以外の成形法、例えばロール成形に本発明を適用してもよい。なお上述の熱履歴に従うなら、繰返し熱間成形を施してもよい。
　なお、前述のとおり、本発明では、熱間成形されて成形体となったもの、熱処理のみが施されて平板であるものをともに含めて「鋼部材」という。
　また、熱間成形または熱処理を鋼材の一部に対して行い、強度の異なる領域を持つ鋼部材を得てもよい。
　上記の一連の熱処理は任意の方法によって実施することができ、例えば、高周波加熱焼入れや通電加熱、炉加熱によって実施してもよい。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　まず、鋼板及び鋼部材を製造するにあたり、表１－１～１－２に示す化学成分を有する鋼を溶製し、熱間圧延用のスラブを得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　＜Ａｒ３点、Ａｃ３点、Ｍｓ点および上部臨界冷却速度＞
　得られたスラブについて、Ａｒ３点、Ａｃ３点、Ｍｓ点および上部臨界冷却速度を、次の方法によって求めた。結果を表１－１～１－２に示す。
　スラブから、直径３ｍｍ、長さ１０ｍｍの円柱試験片を切り出し、この試験片を大気雰囲気中で１０００℃まで１０℃／秒の平均昇温速度で加熱し、その温度に５分間保持し、その後、種々の冷却速度で室温まで冷却した。冷却速度は、１℃／秒から１００℃／秒まで、１０℃／秒の間隔で設定した。そのときの加熱、冷却中の試験片の熱膨張変化の測定及び冷却後の試験片の組織観察を行うことにより、Ａｒ３点、Ａｃ３点、Ｍｓ点及び上部臨界冷却速度を測定した。
　上部臨界冷却速度は、上記の冷却速度で冷却したそれぞれの試験片のうち、フェライト相の析出が起きなかった最小の冷却速度とした。
　次に、得られたスラブを用いて、以下の実施例１～４に示す鋼部材及び鋼板を作製した。
　＜実施例１＞
　上記表１－１～１－２のスラブに熱間圧延を施し、厚さ３．０ｍｍの熱延鋼板とした。熱間圧延工程では、スラブ加熱温度を１２５０℃とし、粗圧延から仕上げ圧延開始におけるパラメータＳ１を２２６５７とし、仕上げ圧延終了温度を９３０℃とし、巻き取りまで平均冷却速度２０℃／ｓで冷却し、５５０℃で巻き取った。
　パラメータＳ１は粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの時間１～６０ｓ、粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの粗バーの平均温度９５０～１１５０℃の範囲で２２６５７に制御した。その後、上記の熱延鋼板について、濃度１２％、温度９０℃の塩酸により３０ｓ間デスケーリングを施した。その後、冷間圧延機によって冷間圧延を施し、厚さ１．４ｍｍの冷延鋼板とした。
　上記の冷延鋼板を９２０℃まで平均昇温速度１０℃／ｓで加熱し、到達温度と保持時間によるパラメータＳ２を２１７６５とし、Ｍｓ点まで平均冷却速度５０℃／ｓで冷却し、その後１００℃まで平均冷却速度３０℃／ｓで冷却する熱処理を施し、鋼部材を得た。なお上記パラメータＳ２は鋼板の到達温度Ａｃ３点～Ａｃ３点＋３００℃、到達温度より１０℃低い温度に到達してから加熱を終了するまでの時間１～６００ｓの範囲で２１５８１に制御した。
　その後、得られた鋼部材を切り出し、ＧＤＳ（グロー放電発光分析）、引張試験、シャルピー衝撃試験、ＣＣＴ（塩水噴霧複合サイクル試験）、チオシアン酸浸漬試験を以下の方法で行い、Ｃｕの表面濃化度、引張強度、衝撃値、ＣＣＴ限界サイクル数（腐食環境における耐水素脆性）、限界水素量を評価した。評価結果を表２に示す。
　＜Ｃｕの表面濃化度＞
　Ｃｕの表面濃化度の測定は以下の手順により行った。
　鋼部材の表面から板厚方向にＧＤＳ（グロー放電発光分析）を行い、Ｃｕ含有量を検出した。このときに、表面から深さ０～３０μｍの範囲におけるＣｕ含有量の最大値を、表面から深さ２００μｍにおけるＣｕ含有量で除した値を算出し、Ｃｕの表面濃化度を求めた。ＧＤＳの測定は、鋼部材の幅方向端部から板幅（１／４）において、圧延方向に平行にランダムに５点行い、その平均を上記Ｃｕの表面濃化度とした。なお、ここで「表面」は、鋼部材の表面からＧＤＳを行いＦｅが８０％以上となる深さとした。
　＜引張強度＞
　引張試験は、ＡＳＴＭ規格Ｅ８の規定に準拠して実施した。鋼部材の均熱部位を１．２ｍｍ厚まで研削した後、試験方向が圧延方向に平行になるように、ＡＳＴＭ規格Ｅ８のハーフサイズ板状試験片（平行部長さ：３２ｍｍ、平行部板幅：６．２５ｍｍ）を採取した。
　そして、各試験片にひずみゲージ（ゲージ長：５ｍｍ）を貼付け、３ｍｍ／ｍｉｎのひずみ速度で室温引張試験を行い、引張強度（最大強度）を測定した。本実施例においては、１５００ＭＰａを超える引張強度を有する場合を強度に優れると評価することとした。
　＜衝撃値＞
　シャルピー衝撃試験はＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２０１８の規定に準拠して実施した。鋼部材の均熱部位を厚さが１．２ｍｍとなるまで研削し、圧延方向に平行に試験片を切出し、これを３枚積層したＶノッチ試験片を作製し、試験温度－４０℃におけるシャルピー衝撃試験を行い、衝撃値（吸収エネルギー）を求めた。本実施例においては、得られた吸収エネルギーを３枚分のノッチ下断面積で除し、３０Ｊ／ｃｍ２以上の衝撃値を有する場合を靱性に優れると評価することとした。
　＜ＣＣＴ限界サイクル数＞
　ＣＣＴは、ＪＩＳ　Ｈ　８５０２：１９９９に記載の中性塩水噴霧サイクル試験方法の規定に準拠してＣＣＴを実施した。鋼部材の均熱部位の表面スケールをショットブラストで取り除き、幅８ｍｍ、長さ６８ｍｍの短冊状試験片を作製した。そして、試験片表面の幅および長さ方向中心に引張試験と同様のひずみゲージ（ゲージ長：５ｍｍ）を貼付け、引張強度の１／２相当のひずみまで４点指示の治具で曲げた。４点曲げした試験片を治具と一緒にＣＣＴ装置に入れ、塩水噴霧２ｈ、乾燥４ｈ、湿潤２ｈを１サイクルとして構成される上記ＪＩＳ　Ｈ　８５０２：１９９９に記載のＣＣＴにおいて、３サイクル２４ｈ毎に観察して、３６０サイクルまで割れの有無を確認し、割れが発生しない限界のサイクル数を求めた。本実施例においては、５回の試験を行い、平均１５０サイクルまで水素脆化割れが発生しない場合を腐食環境における耐水素脆性に優れるとした。
　＜限界水素量＞
　チオシアン酸浸漬は、上記の方法で４点曲げした試験片を治具と一緒にチオシアン酸アンモニウム水溶液に浸漬して行った。チオシアン酸アンモニウム水溶液は２Ｌの蒸留水にチオシアン酸アンモニウム試薬を混ぜ込んで作製し、浸漬開始から７２ｈ後に取り出して割れの有無を観察し、同時に３００℃までの昇温脱離法で水素量を分析した。チオシアン酸アンモニウム水溶液の濃度を変えることによりチャージする水素量を変えて試験を行い、割れが生じない最も多い水素量を限界水素量とした。本実施例においては、５回の試験を行い、平均０．２５ｍａｓｓ　ｐｐｍ以上の限界水素量を有する場合を耐水素脆性に優れるとした。
　表２に示すとおり、本発明範囲を満足する発明例Ｂ１～Ｂ２９は、組織、特性ともに良好な結果であるが、本発明範囲を満足していない比較例ｂ１～ｂ２１は、組織、特性の少なくとも１つを満足しない結果となった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　＜実施例２＞
　上記表１－１～１－２のスラブに熱間圧延を施し、厚さ３．０ｍｍの熱延鋼板とした。熱間圧延工程では、スラブ加熱温度を１２５０℃とし、粗圧延終了から仕上げ圧延開始におけるパラメータＳ１を２２６５７とし、仕上げ圧延終了温度を９３０℃とし、巻き取りまで２０℃／ｓで冷却し、５５０℃で巻き取った。パラメータＳ１は粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの時間１～６０ｓ、粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの粗バーの平均温度９５０～１１５０℃の範囲で２２６５７に制御した。その後、上記の熱延鋼板について、濃度１２％、温度９０℃の塩酸により３０ｓ間デスケーリングを施した。その後、冷間圧延試験機によって冷間圧延を施し、厚さ１．４ｍｍの冷延鋼板を得た。
　得られた冷延鋼板について、Ｃｕの表面濃化度を上記鋼部材と同様の方法で評価した。また、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１：２０１３に準拠し、平均結晶粒径を求めた。評価結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　本発明範囲を満足する発明例Ｃ１～Ｃ２９は、良好なＣｕ表面濃化度、平均結晶粒径を示す結果であるが、本発明範囲を満足していない比較例ｃ１～ｃ２０は、Ｃｕ表面濃化度、平均結晶粒径の少なくとも１つを満足しない結果となった。
　＜実施例３＞
　表１－１に示す鋼種のうち、鋼Ｎｏ．Ａ２８およびＡ２９の鋼成分を有するスラブに、表４－１、４－２に示す熱間圧延（一部はバーヒーターを使用して加熱）、酸洗（塩酸または硫酸）を施して、熱延鋼板（板厚２．８ｍｍ）を製造した。得られた鋼板の組織の評価結果を表４－１、４－２に示す。なお、表４－１、４－２のｔ１（ｓ）は、粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの時間、Ｔ１（℃）は粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの粗バーの平均温度、Ｓ１は（Ｔ１＋２７３）×（ｌｏｇｔ１＋２０）で求められる値である。ただし、Ｓ１の式におけるｔ１の単位は（ｈｒ）である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　本発明範囲を満足する発明例Ｄ１～Ｄ２２は、良好なＣｕ表面濃化度、平均結晶粒径を示す結果であるが、本発明範囲を満足していない比較例ｄ１～ｄ１８は、Ｃｕ表面濃化度、平均結晶粒径の少なくとも１つを満足しない結果となった。
　＜実施例４＞
　表１－１に示す鋼種のうち、鋼Ｎｏ．Ａ２８およびＡ２９の鋼成分を有し、Ｃｕの表面濃化度が１．２以上、結晶粒径３０μｍ以下の冷延鋼板（板厚１．８ｍｍ）に、表５に示す熱処理を施して、鋼部材を製造した。
　得られた鋼部材の組織、特性の評価結果を表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　本発明範囲を満足する発明例Ｅ１～Ｅ１８は、組織、特性ともに良好な結果であるが、本発明範囲を満足していない比較例ｅ１～ｅ１４は、組織、特性の少なくとも１つを満足しない結果となった。
　本発明によれば、腐食環境における耐水素脆性に優れる鋼部材及び鋼板を得ることが可能となる。本発明に係る鋼部材は、特に自動車の骨格部品として用いるのに好適である。

Claims (6)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　　Ｃ　：０．２５～０．６０％、
    　　Ｓｉ：０．２５～２．００％、
    　　Ｍｎ：０．３０～３．００％、
    　　Ｐ　：０．０５０％以下、
    　　Ｓ　：０．０１００％以下、
    　　Ｎ　：０．０１０％以下、
    　　Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、
    　　Ｂ　：０．０００５～０．０１００％、
    　　Ｃｕ：０．１５～１．００％、
    　　Ｍｏ：０．１０～１．００％、
    　　Ｃｒ：０～１．００％、
    　　Ｎｉ：０～１．００％、
    　　Ｖ　：０～１．００％、
    　　Ｃａ：０～０．０１０％、
    　　Ａｌ：０～１．００％、
    　　Ｎｂ：０～０．１０％、
    　　Ｓｎ：０～１．００％、
    　　Ｗ　：０～１．００％、
    　　Ｓｂ：０～１．００％、
    　　ＲＥＭ：０～０．３０％、
    　　残部：Ｆｅ及び不純物
    であり、
    　表面から深さ０～３０μｍの範囲におけるＣｕ含有量の最大値が、深さ２００μｍにおけるＣｕ含有量の１．４倍以上である
    ことを特徴とする鋼部材。
  2. 　化学組成が、質量％で、
    　　Ｃ：０．２５～０．６０％、
    　　Ｓｉ：０．２５～２．００％、
    　　Ｍｎ：０．３０～３．００％、
    　　Ｐ　：０．０５０％以下、
    　　Ｓ　：０．０１００％以下、
    　　Ｎ　：０．０１０％以下、
    　　Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、
    　　Ｂ　：０．０００５～０．０１００％、
    　　Ｃｕ：０．１５～１．００％、
    　　Ｍｏ：０．１０～１．００％、
    　　Ｃｒ：０～１．００％、
    　　Ｎｉ：０～１．００％、
    　　Ｖ　：０～１．００％、
    　　Ｃａ：０～０．０１０％、
    　　Ａｌ：０～１．００％、
    　　Ｎｂ：０～０．１０％、
    　　Ｓｎ：０～１．００％、
    　　Ｗ　：０～１．００％、
    　　Ｓｂ：０～１．００％、
    　　ＲＥＭ：０～０．３０％、
    　　残部：Ｆｅ及び不純物
    であり、
    　表面から深さ０～３０μｍの範囲におけるＣｕ含有量の最大値が、深さ２００μｍにおけるＣｕ含有量の１．２倍以上であり、
    　平均結晶粒径が３０μｍ以下
    であることを特徴とする鋼板。
  3. 　請求項２に記載の鋼板の製造方法であって、
    　請求項２に記載の成分を有するスラブを１１００～１３５０℃に加熱し、
    　粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの時間ｔ１（ｈｒ）、粗圧延終了から仕上げ圧延開始までの粗バーの平均温度Ｔ１（℃）としたとき、（Ｔ１＋２７３）×（ｌｏｇｔ１＋２０）≧２００００、仕上げ圧延終了温度がＡｒ３点～１０００℃となる条件で、加熱された上記スラブを熱間圧延して熱延鋼板とする工程、
    　上記熱延鋼板を平均冷却速度１０℃／ｓ以上で冷却する工程、及び
    　冷却後の鋼板を７００℃以下で巻き取る工程、
    　巻き取り後の鋼板に酸洗を施す工程
    を備えることを特徴とする鋼板の製造方法。
  4. 　前記酸洗は、塩酸又は硫酸を用い、酸洗温度が８０～９０℃であり、酸濃度α（％）、酸洗時間ｔ（ｓ）が、
    　　６≦α＜１４、
    　　０＜ｔ≦４２０－３０×α
    を満たす
    ことを特徴とする請求項３に記載の鋼板の製造方法。
  5. 　請求項１に記載の鋼部材の製造方法であって、
    　請求項２に記載の鋼板を、
    　到達温度をＴ２（℃）、鋼板の温度がＴ２（℃）より１０℃低い温度に到達してから加熱が終了するまでの時間をｔ２（ｈｒ）としたとき、（Ｔ２＋２７３－１０）×（ｌｏｇｔ２＋２０）≧１９０００、Ａｃ３点≦Ｔ２≦（Ａｃ３点＋３００）℃、平均昇温速度５～１０００℃／ｓとなる条件で加熱する工程、及び
    　加熱された鋼板をＭｓ点まで上部臨界冷却速度以上で冷却し、続いて
    　Ｍｓ点から１００℃以下まで平均冷却速度５℃／ｓ以上で冷却する工程
    を備えることを特徴とする鋼部材の製造方法。
  6. 　前記Ｍｓ点までの冷却と同時に、前記鋼板に熱間成形を施すことを特徴とする請求項５に記載の鋼部材の製造方法。
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