JP2022064241A - 鋼板及びその製造方法、並びに、部材 - Google Patents
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
【課題】せん断端面を有するとともに、高強度であり、かつ、耐遅れ破壊特性にも優れる鋼板を提供する。【解決手段】次式（１）を満足させ、母材領域の硬さに対する加工領域の硬さの比率を１２０％以下にする。０＜Ｓ／ｔ2≦０．０１２ ・・・（１）ここで、Ｓ：せん断端面に垂直でかつ板厚方向に平行な面における加工領域の面積（ｍｍ2）ｔ：鋼板の板厚（ｍｍ）である。【選択図】図１
Description
本発明は、自動車用の部品等に用いられる鋼板及びその製造方法、並びに、該鋼板を用いてなる部材に関する。
近年、地球環境保全の観点から、ＣＯ2排出量の抑制を目的として自動車のさらなる燃費改善が求められている。自動車の燃費改善には、部品の薄肉化による自動車の軽量化が有効である。そのため、近年、自動車用の部品に対する高強度鋼板の使用量が増加しつつある。
しかし、高強度鋼板を使用した部品では、一般的に耐遅れ破壊特性の劣化が懸念される。ここで、遅れ破壊とは、応力が加わった状態で部品が水素侵入環境下に置かれたときに、水素が部品を構成する鋼板内に侵入し、原子間結合力を低下させることや局所的な変形を生じさせることで微小亀裂が生じ、その微小亀裂が進展することで破壊に至る現象である。
特に、自動車用の部品は、通常、鋼板をせん断加工により所定の大きさに切り取ったのち、所定形状にプレス加工等して製造される。せん断加工により切断された鋼板の端面（以下、せん断端面ともいう）では、せん断加工時に導入される歪による残留応力が大きく、この残留応力が遅れ破壊の発生を招く要因の１つとなる。
このようなせん断端面を有する鋼板の遅れ破壊を抑制する技術として、例えば、特許文献１には、
「高強度鋼板からなる金属板のせん断加工方法であって、
金属板の少なくとも一部の端部に対し２度せん断加工を施し、
上記２度せん断加工のうちの２度目のせん断加工の切り代を、上記金属板の板厚の１．２倍以上２０倍未満とすることを特徴とする金属板のせん断加工方法。」
が開示されている。
「高強度鋼板からなる金属板のせん断加工方法であって、
金属板の少なくとも一部の端部に対し２度せん断加工を施し、
上記２度せん断加工のうちの２度目のせん断加工の切り代を、上記金属板の板厚の１．２倍以上２０倍未満とすることを特徴とする金属板のせん断加工方法。」
が開示されている。
しかし、特許文献１の技術では、遅れ破壊を抑制する効果が見られるものの、その効果は必ずしも十分とは言えず、この点のさらなる改善が求められているのが現状である。
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであって、せん断端面を有するとともに、高強度であり、かつ、耐遅れ破壊特性にも優れる鋼板、及び、その製造方法を提供することを目的とする。
また、本発明は、上記の鋼板を用いてなる部材を提供することを目的とする。
また、本発明は、上記の鋼板を用いてなる部材を提供することを目的とする。
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、鋭意検討を重ねたところ、以下の知見を得た。
（ａ）せん断端面を有する鋼板における遅れ破壊の発生は、せん断加工により鋼板に歪が導入される領域（以下、加工領域ともいう）の大きさ（広さ）及び歪導入量と相関がある。
（ｂ）特に、加工領域の大きさを鋼板の板厚との関係で一定以下、具体的には、後述する（１）式を満足させ、かつ、歪導入量に比例する加工領域の硬さを、歪が導入されていない母材領域の硬さの１．２０倍以下に抑制する、換言すれば、母材領域の硬さに対する加工領域の硬さの比率を１２０％以下とすることにより、耐遅れ破壊特性が大幅に向上する。
（ｃ）また、上記（ｂ）のような鋼板を得るには、被せん断加工材（以下、被加工材ともいう）となる素材鋼板の（同一の）端面に対し複数回（ｎ回、ｎは２以上の整数）のせん断加工を施し、最後（ｎ回目）のせん断加工における切り代を、その直前（ｎ－１回目）のせん断加工におけるクリアランス及び素材鋼板の板厚に応じて適正に制御する、具体的には、後述する式（I）～（III）を満足させることが有効であり、これにより、加工領域の大きさ及び歪導入量が大幅に低減され、耐遅れ破壊特性が大幅に向上する。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。
（ａ）せん断端面を有する鋼板における遅れ破壊の発生は、せん断加工により鋼板に歪が導入される領域（以下、加工領域ともいう）の大きさ（広さ）及び歪導入量と相関がある。
（ｂ）特に、加工領域の大きさを鋼板の板厚との関係で一定以下、具体的には、後述する（１）式を満足させ、かつ、歪導入量に比例する加工領域の硬さを、歪が導入されていない母材領域の硬さの１．２０倍以下に抑制する、換言すれば、母材領域の硬さに対する加工領域の硬さの比率を１２０％以下とすることにより、耐遅れ破壊特性が大幅に向上する。
（ｃ）また、上記（ｂ）のような鋼板を得るには、被せん断加工材（以下、被加工材ともいう）となる素材鋼板の（同一の）端面に対し複数回（ｎ回、ｎは２以上の整数）のせん断加工を施し、最後（ｎ回目）のせん断加工における切り代を、その直前（ｎ－１回目）のせん断加工におけるクリアランス及び素材鋼板の板厚に応じて適正に制御する、具体的には、後述する式（I）～（III）を満足させることが有効であり、これにより、加工領域の大きさ及び歪導入量が大幅に低減され、耐遅れ破壊特性が大幅に向上する。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．せん断端面を有する鋼板であって、
該鋼板は、該せん断端面を含む加工領域と、母材領域とを有し、
次式（１）を満足し、
該母材領域の硬さに対する該加工領域の硬さの比率が１２０％以下であり、
引張強さが１１８０ＭＰａ以上である、鋼板。
０＜Ｓ／ｔ2≦０．０１２ ・・・（１）
ここで、
Ｓ：せん断端面に垂直でかつ板厚方向に平行な面における加工領域の面積（ｍｍ2）
ｔ：鋼板の板厚（ｍｍ）
である。
１．せん断端面を有する鋼板であって、
該鋼板は、該せん断端面を含む加工領域と、母材領域とを有し、
次式（１）を満足し、
該母材領域の硬さに対する該加工領域の硬さの比率が１２０％以下であり、
引張強さが１１８０ＭＰａ以上である、鋼板。
０＜Ｓ／ｔ2≦０．０１２ ・・・（１）
ここで、
Ｓ：せん断端面に垂直でかつ板厚方向に平行な面における加工領域の面積（ｍｍ2）
ｔ：鋼板の板厚（ｍｍ）
である。
２．組織全体に対する面積率で、マルテンサイト：４０％以上１００％以下、フェライト：０％以上６０％以下、及び、その他の金属相：５％以下である組織を有し、
前記鋼板の表面から板厚１／４位置までの深さ領域において、円相当直径で４．０μｍ以上の介在物粒子の個数密度が５個／ｍｍ2以上２７個／ｍｍ2以下である、前記１に記載の鋼板。
前記鋼板の表面から板厚１／４位置までの深さ領域において、円相当直径で４．０μｍ以上の介在物粒子の個数密度が５個／ｍｍ2以上２７個／ｍｍ2以下である、前記１に記載の鋼板。
３．質量％で、
Ｃ：０．０５％以上０．６０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上３．２０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．１０％以下、及び
Ｎ：０．０１０％以下
を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物である成分組成を有する、前記１または２に記載の鋼板。
Ｃ：０．０５％以上０．６０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上３．２０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．１０％以下、及び
Ｎ：０．０１０％以下
を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物である成分組成を有する、前記１または２に記載の鋼板。
４．前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．１５％以下、
Ｖ：０．０５％以下、
Ｎｂ：０．０２０％以下、
Ｔｉ：０．０２０％以下、
Ｃｕ：０．２０％以下、
Ｎｉ：０．１０％以下、
Ｂ：０．００２０％以下、
Ｓｂ：０．１０％以下、及び
Ｓｎ：０．１０％以下のうちから選ばれた少なくとも１種を含有する、前記３に記載の鋼板。
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．１５％以下、
Ｖ：０．０５％以下、
Ｎｂ：０．０２０％以下、
Ｔｉ：０．０２０％以下、
Ｃｕ：０．２０％以下、
Ｎｉ：０．１０％以下、
Ｂ：０．００２０％以下、
Ｓｂ：０．１０％以下、及び
Ｓｎ：０．１０％以下のうちから選ばれた少なくとも１種を含有する、前記３に記載の鋼板。
５．被加工材となる素材鋼板を準備する、準備工程と、
該素材鋼板の少なくとも１つの端面にｎ回のせん断加工を施す、ｎが２以上の整数である、せん断加工工程と、をそなえ、
該せん断加工工程におけるｎ回目のせん断加工の切り代Ｔ（ｍｍ）が、該素材鋼板の板厚ｔ（ｍｍ）及びｎ－１回目のせん断加工におけるクリアランスａ（％）との関係で、次式（I）～（III）のいずれかを満足する、鋼板の製造方法。
（I）ａ＞３０の場合 ０．００２×ａ×ｔ≦Ｔ≦０．０７×ａ×ｔ
（II）３０≧ａ＞５の場合 ０．０６×ｔ≦Ｔ≦２．１×ｔ
（III）５≧ａの場合 ０．０１２×ａ×ｔ≦Ｔ≦０．４２×ａ×ｔ
該素材鋼板の少なくとも１つの端面にｎ回のせん断加工を施す、ｎが２以上の整数である、せん断加工工程と、をそなえ、
該せん断加工工程におけるｎ回目のせん断加工の切り代Ｔ（ｍｍ）が、該素材鋼板の板厚ｔ（ｍｍ）及びｎ－１回目のせん断加工におけるクリアランスａ（％）との関係で、次式（I）～（III）のいずれかを満足する、鋼板の製造方法。
（I）ａ＞３０の場合 ０．００２×ａ×ｔ≦Ｔ≦０．０７×ａ×ｔ
（II）３０≧ａ＞５の場合 ０．０６×ｔ≦Ｔ≦２．１×ｔ
（III）５≧ａの場合 ０．０１２×ａ×ｔ≦Ｔ≦０．４２×ａ×ｔ
６．前記素材鋼板が、組織全体に対する面積率で、マルテンサイト：４０％以上１００％以下、フェライト：０％以上６０％以下、及び、その他の金属相：５％以下である組織を有し、
前記素材板材の表面から板厚１／４位置までの深さ領域において、円相当直径で４．０μｍ以上の介在物粒子の個数密度が５個／ｍｍ2以上２７個／ｍｍ2以下である、前記５に記載の鋼板の製造方法。
前記素材板材の表面から板厚１／４位置までの深さ領域において、円相当直径で４．０μｍ以上の介在物粒子の個数密度が５個／ｍｍ2以上２７個／ｍｍ2以下である、前記５に記載の鋼板の製造方法。
７．前記素材鋼板が、質量％で、
Ｃ：０．０５％以上０．６０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上３．２０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．１０％以下、及び
Ｎ：０．０１０％以下
を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物である成分組成を有する、前記５または６に記載の鋼板の製造方法。
Ｃ：０．０５％以上０．６０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上３．２０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．１０％以下、及び
Ｎ：０．０１０％以下
を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物である成分組成を有する、前記５または６に記載の鋼板の製造方法。
８．前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．１５％以下、
Ｖ：０．０５％以下、
Ｎｂ：０．０２０％以下、
Ｔｉ：０．０２０％以下、
Ｃｕ：０．２０％以下、
Ｎｉ：０．１０％以下、
Ｂ：０．００２０％以下、
Ｓｂ：０．１０％以下、及び
Ｓｎ：０．１０％以下のうちから選ばれた少なくとも１種を含有する、前記７に記載の鋼板の製造方法。
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．１５％以下、
Ｖ：０．０５％以下、
Ｎｂ：０．０２０％以下、
Ｔｉ：０．０２０％以下、
Ｃｕ：０．２０％以下、
Ｎｉ：０．１０％以下、
Ｂ：０．００２０％以下、
Ｓｂ：０．１０％以下、及び
Ｓｎ：０．１０％以下のうちから選ばれた少なくとも１種を含有する、前記７に記載の鋼板の製造方法。
９．前記準備工程が、
スラブを加熱して保持する、スラブ加熱工程と、
該スラブを熱間圧延して熱延鋼板とする、熱間圧延工程と、
該熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とする、冷間圧延工程と、
該冷延鋼板を焼鈍する、焼鈍工程と、
を有し、
該スラブ加熱工程では、
該スラブの表面温度で３００℃から１２２０℃までの温度域の平均加熱速度が０．１０℃／ｓ以上であり、
該温度域において、該スラブの表面温度Ｔｓに対する該スラブの中心温度Ｔｃの平均温度比Ｔｃ／Ｔｓが０．６０以上０．８５以下であり、
該スラブの表面温度で１２２０℃以上での保持時間が３０分以上であり、
該焼鈍工程では、
焼鈍温度がＡC1点以上、焼鈍時間が３０秒以上である、前記５～８のいずれかに記載の鋼板の製造方法。
スラブを加熱して保持する、スラブ加熱工程と、
該スラブを熱間圧延して熱延鋼板とする、熱間圧延工程と、
該熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とする、冷間圧延工程と、
該冷延鋼板を焼鈍する、焼鈍工程と、
を有し、
該スラブ加熱工程では、
該スラブの表面温度で３００℃から１２２０℃までの温度域の平均加熱速度が０．１０℃／ｓ以上であり、
該温度域において、該スラブの表面温度Ｔｓに対する該スラブの中心温度Ｔｃの平均温度比Ｔｃ／Ｔｓが０．６０以上０．８５以下であり、
該スラブの表面温度で１２２０℃以上での保持時間が３０分以上であり、
該焼鈍工程では、
焼鈍温度がＡC1点以上、焼鈍時間が３０秒以上である、前記５～８のいずれかに記載の鋼板の製造方法。
１０．前記１～４のいずれかに記載の鋼板を用いてなる、部材。
本発明によれば、せん断端面を有するとともに、高強度であり、かつ、耐遅れ破壊特性にも優れる鋼板が得られる。そして、特に、本発明の鋼板及び該鋼板を用いてなる部材を自動車用の部品に適用することにより、自動車車体の軽量化を通じて、自動車車体の高性能化が可能となる。
本発明を、以下の実施形態に基づき説明する。
本発明の一実施形態に従う鋼板は、せん断端面を有する鋼板であって、該鋼板は、該せん断端面を含む加工領域と、母材領域とを有する。
ここで、加工領域は、せん断加工により歪が導入された領域であり、その一部にせん断端面を含む。母材領域は、加工領域以外の領域（せん断加工により歪が導入されていない領域）である。なお、加工領域と母材領域は、後述する方法により画定される。また、本発明の一実施形態に従う鋼板では、端面の１つがせん断端面であれば、他の端面は、せん断端面であっても、せん断端面でなくともよい。ここで、端面とは、鋼板の平面部（表面および裏面）以外の面である。また、せん断端面とは、せん断加工により切断された面（端面）である。
本発明の一実施形態に従う鋼板は、せん断端面を有する鋼板であって、該鋼板は、該せん断端面を含む加工領域と、母材領域とを有する。
ここで、加工領域は、せん断加工により歪が導入された領域であり、その一部にせん断端面を含む。母材領域は、加工領域以外の領域（せん断加工により歪が導入されていない領域）である。なお、加工領域と母材領域は、後述する方法により画定される。また、本発明の一実施形態に従う鋼板では、端面の１つがせん断端面であれば、他の端面は、せん断端面であっても、せん断端面でなくともよい。ここで、端面とは、鋼板の平面部（表面および裏面）以外の面である。また、せん断端面とは、せん断加工により切断された面（端面）である。
そして、本発明の一実施形態に従う鋼板では、次式（１）を満足させ、かつ、母材領域の硬さに対する加工領域の硬さの比率を１２０％以下とすることが極めて重要である。
０＜Ｓ／ｔ2≦０．０１２ ・・・（１）
ここで、
Ｓ：せん断端面に垂直でかつ板厚方向に平行な面における加工領域の面積（ｍｍ2）
ｔ：鋼板の板厚（ｍｍ）
である。
０＜Ｓ／ｔ2≦０．０１２ ・・・（１）
ここで、
Ｓ：せん断端面に垂直でかつ板厚方向に平行な面における加工領域の面積（ｍｍ2）
ｔ：鋼板の板厚（ｍｍ）
である。
０＜Ｓ／ｔ2≦０．０１２
上述したとおり、せん断端面を有する鋼板における遅れ破壊の発生は、加工領域の大きさと相関がある。そして、特に、せん断端面を有する鋼板における耐遅れ破壊特性を向上させるには、せん断端面に垂直でかつ板厚方向に平行な面における加工領域の面積Ｓ（以下、加工領域の面積Ｓともいう）を鋼板の板厚ｔの２乗で除した値である、Ｓ／ｔ2（以下、Ｓ／ｔ2ともいう）を０．０１２以下にすることが必要である。Ｓ／ｔ2は、好ましくは０．０１１以下、より好ましくは０．０１０以下、さらに好ましくは０．００９以下である。Ｓ／ｔ2の下限については特に限定されるものではないが、せん断端面を有する以上、Ｓは０にはならないので、Ｓ／ｔ2は０超となる。
上述したとおり、せん断端面を有する鋼板における遅れ破壊の発生は、加工領域の大きさと相関がある。そして、特に、せん断端面を有する鋼板における耐遅れ破壊特性を向上させるには、せん断端面に垂直でかつ板厚方向に平行な面における加工領域の面積Ｓ（以下、加工領域の面積Ｓともいう）を鋼板の板厚ｔの２乗で除した値である、Ｓ／ｔ2（以下、Ｓ／ｔ2ともいう）を０．０１２以下にすることが必要である。Ｓ／ｔ2は、好ましくは０．０１１以下、より好ましくは０．０１０以下、さらに好ましくは０．００９以下である。Ｓ／ｔ2の下限については特に限定されるものではないが、せん断端面を有する以上、Ｓは０にはならないので、Ｓ／ｔ2は０超となる。
ここで、加工領域の面積Ｓは、以下のようにして測定する。
すなわち、せん断端面に垂直でかつ板厚方向に平行な面が露出するように、測定対象物である鋼板を切断し、試験片を採取する。そして、試験片の切断面を鏡面研磨し、ピクリン酸で組織の流れ（メタルフロー）を現出させる。そして、せん断端面近傍の領域を倍率：２００倍で走査電子顕微鏡（以下、ＳＥＭともいう）により観察する。ついで、図１に示すように、当該切断面のせん断端面から２００μｍ位置において、板厚方向に５０μｍ間隔で基準点を設置する。そして、せん断端面から２００μｍ位置においてそれぞれの基準点から最も近い距離にある組織の流れを特定し、当該組織の流れに沿うように、すなわち、せん断端面から２００μｍ位置における当該組織の流れを通り、かつ、せん断端面に垂直な方向と平行になるように直線（以下、基準線ともいう）を引く。そして、それぞれの組織の流れが基準線から板厚方向に１０μｍずれた地点（以下、境界基準点ともいう）を、板厚方向に隣接する境界基準点とそれぞれつなげる。そして、これらの境界基準点をつないだ線（以下、境界線ともいう）により、加工領域（境界線～せん断端面までの領域）と母材領域とを確定する。ついで、画定した加工領域のＳＥＭ写真を二値化することにより、画定した加工領域の面積を求め、求めた面積を、加工領域の面積Ｓとする。
なお、参考のため、試験片の切断面におけるせん断端面近傍のＳＥＭ像の一例を図１に、加工領域を確定した図の一例を図２に、確定した加工領域を二値化して表示したＳＥＭ像の一例を図３にそれぞれ示す。
すなわち、せん断端面に垂直でかつ板厚方向に平行な面が露出するように、測定対象物である鋼板を切断し、試験片を採取する。そして、試験片の切断面を鏡面研磨し、ピクリン酸で組織の流れ（メタルフロー）を現出させる。そして、せん断端面近傍の領域を倍率：２００倍で走査電子顕微鏡（以下、ＳＥＭともいう）により観察する。ついで、図１に示すように、当該切断面のせん断端面から２００μｍ位置において、板厚方向に５０μｍ間隔で基準点を設置する。そして、せん断端面から２００μｍ位置においてそれぞれの基準点から最も近い距離にある組織の流れを特定し、当該組織の流れに沿うように、すなわち、せん断端面から２００μｍ位置における当該組織の流れを通り、かつ、せん断端面に垂直な方向と平行になるように直線（以下、基準線ともいう）を引く。そして、それぞれの組織の流れが基準線から板厚方向に１０μｍずれた地点（以下、境界基準点ともいう）を、板厚方向に隣接する境界基準点とそれぞれつなげる。そして、これらの境界基準点をつないだ線（以下、境界線ともいう）により、加工領域（境界線～せん断端面までの領域）と母材領域とを確定する。ついで、画定した加工領域のＳＥＭ写真を二値化することにより、画定した加工領域の面積を求め、求めた面積を、加工領域の面積Ｓとする。
なお、参考のため、試験片の切断面におけるせん断端面近傍のＳＥＭ像の一例を図１に、加工領域を確定した図の一例を図２に、確定した加工領域を二値化して表示したＳＥＭ像の一例を図３にそれぞれ示す。
ここで、測定対象物である鋼板の切断位置は、鋼板を板厚方向に投影したときのせん断端面の投影線（以下、せん断端面の投影線ともいう）の中心位置（両端から等距離となる位置）とすればよい。
また、せん断端面の投影線が接線連続であるものについては、１つのせん断端面とカウントする。
加えて、せん断端面の投影線が直線ではない場合には、投影図において、せん断端面の投影線の両端を結ぶ直線に対して直角になる方向を、せん断端面に垂直な方向とする。なお、せん断端面の投影線が直線の場合には、投影図において、せん断端面の投影線に対して直角になる方向を、せん断端面に垂直な方向とする。また、せん断端面の投影線が略円形のように、測定対象物である鋼板の端面の全周にわたる場合には、測定対象物である鋼板の切断位置を基準位置とする。そして、投影図において、せん断端面の投影線上の基準位置における接線方向に対して直角になる方向を、せん断端面に垂直な方向とする。
なお、せん断端面に垂直な方向は、鋼板の表面と平行、つまり、板厚方向に対して直角になる方向とする。また、せん断端面に垂直でかつ板厚方向に平行な面は、せん断端面に垂直な方向と、板厚方向とを含む面となる。
また、せん断端面の投影線が接線連続であるものについては、１つのせん断端面とカウントする。
加えて、せん断端面の投影線が直線ではない場合には、投影図において、せん断端面の投影線の両端を結ぶ直線に対して直角になる方向を、せん断端面に垂直な方向とする。なお、せん断端面の投影線が直線の場合には、投影図において、せん断端面の投影線に対して直角になる方向を、せん断端面に垂直な方向とする。また、せん断端面の投影線が略円形のように、測定対象物である鋼板の端面の全周にわたる場合には、測定対象物である鋼板の切断位置を基準位置とする。そして、投影図において、せん断端面の投影線上の基準位置における接線方向に対して直角になる方向を、せん断端面に垂直な方向とする。
なお、せん断端面に垂直な方向は、鋼板の表面と平行、つまり、板厚方向に対して直角になる方向とする。また、せん断端面に垂直でかつ板厚方向に平行な面は、せん断端面に垂直な方向と、板厚方向とを含む面となる。
母材領域の硬さに対する加工領域の硬さの比率：１２０％以下
上述したとおり、せん断端面における遅れ破壊の発生は、加工領域への歪導入量と相関がある。特に、せん断端面を有する鋼板の耐遅れ破壊特性を向上させるには、歪導入量に比例する加工領域の硬さを、歪が導入されていない母材領域の硬さの１．２０倍以下とする、すなわち、母材領域の硬さに対する加工領域の硬さの比率を１２０％以下にすることが必要である。母材領域の硬さに対する加工領域の硬さの比率は、好ましくは、１１７％以下、より好ましくは１１５％以下、さらに好ましくは１１２％以下である。なお、せん断加工を施すと、歪が導入される領域の硬さは増加するので、母材領域の硬さに対する加工領域の硬さの比率は１００％以上になる。
上述したとおり、せん断端面における遅れ破壊の発生は、加工領域への歪導入量と相関がある。特に、せん断端面を有する鋼板の耐遅れ破壊特性を向上させるには、歪導入量に比例する加工領域の硬さを、歪が導入されていない母材領域の硬さの１．２０倍以下とする、すなわち、母材領域の硬さに対する加工領域の硬さの比率を１２０％以下にすることが必要である。母材領域の硬さに対する加工領域の硬さの比率は、好ましくは、１１７％以下、より好ましくは１１５％以下、さらに好ましくは１１２％以下である。なお、せん断加工を施すと、歪が導入される領域の硬さは増加するので、母材領域の硬さに対する加工領域の硬さの比率は１００％以上になる。
ここで、加工領域の硬さおよび母材領域の硬さは、それぞれ以下のようにして測定する。
すなわち、せん断端面に垂直でかつ板厚方向に平行な面が露出するように、測定対象物である鋼板を切断し、試験片を採取する。そして、試験片の切断面の板厚中心位置（板厚１／２位置）において、せん断端面から２０μｍおよび１ｍｍの位置で測定したビッカース硬さを、それぞれ加工領域の硬さおよび母材領域の硬さとする。また、ビッカース硬さは、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠して測定するものとし、測定荷重はいずれもの場合も１０ｇｆとする。
すなわち、せん断端面に垂直でかつ板厚方向に平行な面が露出するように、測定対象物である鋼板を切断し、試験片を採取する。そして、試験片の切断面の板厚中心位置（板厚１／２位置）において、せん断端面から２０μｍおよび１ｍｍの位置で測定したビッカース硬さを、それぞれ加工領域の硬さおよび母材領域の硬さとする。また、ビッカース硬さは、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠して測定するものとし、測定荷重はいずれもの場合も１０ｇｆとする。
なお、測定対象物である鋼板の切断位置等は、加工領域の面積Ｓを測定する場合と同様である。
また、２以上のせん断端面を有する鋼板では、それぞれのせん断端面に対して、上掲式（１）を満足させ、かつ、母材領域の硬さに対する加工領域の硬さの比率を１２０％以下にすることが好適である。
引張強さ（ＴＳ）：１１８０ＭＰａ以上
本発明の一実施形態に従う鋼板の引張強さは、１１８０ＭＰａ以上である。本発明の一実施形態に従う鋼板の引張強さは、好ましくは１２５０ＭＰａ以上、より好ましくは１３００ＭＰａ以上、さらに好ましくは１４００ＭＰａ以上である。なお、本発明の一実施形態に従う鋼板の引張強さの上限は特に限定されないが、他の特性とのバランスの取りやすさの観点およびせん断加工時の刃の損傷を防ぐ観点から、２５００ＭＰａ以下が好ましい。
本発明の一実施形態に従う鋼板の引張強さは、１１８０ＭＰａ以上である。本発明の一実施形態に従う鋼板の引張強さは、好ましくは１２５０ＭＰａ以上、より好ましくは１３００ＭＰａ以上、さらに好ましくは１４００ＭＰａ以上である。なお、本発明の一実施形態に従う鋼板の引張強さの上限は特に限定されないが、他の特性とのバランスの取りやすさの観点およびせん断加工時の刃の損傷を防ぐ観点から、２５００ＭＰａ以下が好ましい。
また、「耐遅れ破壊特性に優れる」とは、後述する方法により求めた臨界負荷応力が降伏強度（以下、単にＹＳともいう。）以上であることを意味する。臨界負荷応力は、好ましくは（ＹＳ＋１００）ＭＰａ以上、より好ましくは（ＹＳ＋２００）ＭＰａ以上である。
ここで、引張強さ（ＴＳ）および降伏強度（ＹＳ）は、以下のようにして測定する。
すなわち、鋼板の母材領域の板幅中央部から、圧延方向が長手方向となるように、標点間距離５０ｍｍ、標点間幅２５ｍｍのＪＩＳ５号試験片を採取する。ついで、採取したＪＩＳ５号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の規定に準拠して引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）及び降伏強度（ＹＳ）を測定する。なお、引張速度は１０ｍｍ／分とする。
すなわち、鋼板の母材領域の板幅中央部から、圧延方向が長手方向となるように、標点間距離５０ｍｍ、標点間幅２５ｍｍのＪＩＳ５号試験片を採取する。ついで、採取したＪＩＳ５号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の規定に準拠して引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）及び降伏強度（ＹＳ）を測定する。なお、引張速度は１０ｍｍ／分とする。
また、本発明の一実施形態に従う鋼板の板厚ｔは、好ましくは０．２ｍｍ以上３．２ｍｍ以下である。
なお、後述する被加工材となる素材鋼板の板厚は、本発明の一実施形態に従う鋼板の板厚と同じになる。そのため、これらの板厚についてはいずれもｔと表記している。
なお、後述する被加工材となる素材鋼板の板厚は、本発明の一実施形態に従う鋼板の板厚と同じになる。そのため、これらの板厚についてはいずれもｔと表記している。
次に、本発明の一実施形態に従う鋼板の好適な組織について説明する。
マルテンサイトの組織全体に対する面積率：４０％以上１００％以下
ＴＳ≧１１８０ＭＰａの高強度を得るため、マルテンサイトの組織全体に対する面積率（以下、単に面積率ともいう）は４０％以上とすることが好ましい。マルテンサイトの面積率が４０％未満であると、フェライト、残留オーステナイト、パーライトおよびベイナイトなどの面積率が増加し、強度の低下を招くおそれがある。マルテンサイトの面積率は、より好ましくは５０％以上、さらに好ましくは６０％以上である。また、マルテンサイトの面積率は１００％であってもよい。
なお、ここでいうマルテンサイトは、マルテンサイト変態点（単にＭｓ点ともいう。）以下でオーステナイトから生成した硬質な組織を指し、焼入れままのいわゆるフレッシュマルテンサイトと、フレッシュマルテンサイトが再加熱されて焼戻されたいわゆる焼戻しマルテンサイトの両方を含むものとする。
ＴＳ≧１１８０ＭＰａの高強度を得るため、マルテンサイトの組織全体に対する面積率（以下、単に面積率ともいう）は４０％以上とすることが好ましい。マルテンサイトの面積率が４０％未満であると、フェライト、残留オーステナイト、パーライトおよびベイナイトなどの面積率が増加し、強度の低下を招くおそれがある。マルテンサイトの面積率は、より好ましくは５０％以上、さらに好ましくは６０％以上である。また、マルテンサイトの面積率は１００％であってもよい。
なお、ここでいうマルテンサイトは、マルテンサイト変態点（単にＭｓ点ともいう。）以下でオーステナイトから生成した硬質な組織を指し、焼入れままのいわゆるフレッシュマルテンサイトと、フレッシュマルテンサイトが再加熱されて焼戻されたいわゆる焼戻しマルテンサイトの両方を含むものとする。
フェライトの面積率：０％以上６０％以下
鋼板の強度を確保する観点から、フェライトの面積率は６０％以下とすることが好ましい。フェライトの面積率は、より好ましくは５０％以下、さらに好ましくは４０％以下である。また、フェライトの面積率は０％であってもよい。
なお、ここでいうフェライトは、ＢＣＣ格子の結晶粒からなる組織であり、比較的高温でオーステナイトからの変態により生成する。
鋼板の強度を確保する観点から、フェライトの面積率は６０％以下とすることが好ましい。フェライトの面積率は、より好ましくは５０％以下、さらに好ましくは４０％以下である。また、フェライトの面積率は０％であってもよい。
なお、ここでいうフェライトは、ＢＣＣ格子の結晶粒からなる組織であり、比較的高温でオーステナイトからの変態により生成する。
その他の金属相の面積率：５％以下
本発明の一実施形態に従う鋼板の組織には、マルテンサイト及びフェライト以外のその他の金属相を含んでいてもよい。ここで、その他の金属相の面積率は５％以下であれば許容される。
その他の金属相としては、例えば、残留オーステナイト、パーライト及びベイナイトが挙げられる。
なお、ここでいう残留オーステナイトとは、マルテンサイト変態せずに残ったオーステナイトである。パーライトとは、フェライトと針状セメンタイトからなる組織である。ベイナイトとは、針状又は板状のフェライト中に微細な炭化物が分散した硬質な組織であり、比較的低温（マルテンサイト変態点以上）でオーステナイトから生成する。
本発明の一実施形態に従う鋼板の組織には、マルテンサイト及びフェライト以外のその他の金属相を含んでいてもよい。ここで、その他の金属相の面積率は５％以下であれば許容される。
その他の金属相としては、例えば、残留オーステナイト、パーライト及びベイナイトが挙げられる。
なお、ここでいう残留オーステナイトとは、マルテンサイト変態せずに残ったオーステナイトである。パーライトとは、フェライトと針状セメンタイトからなる組織である。ベイナイトとは、針状又は板状のフェライト中に微細な炭化物が分散した硬質な組織であり、比較的低温（マルテンサイト変態点以上）でオーステナイトから生成する。
ここで、各相の面積率は以下のようにして測定する。
すなわち、鋼板の母材領域から、圧延方向に平行なＬ断面が試験面となるように試験片を採取する。ついで、試験片の試験面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出する。組織現出した試験片の試験面を、ＳＥＭにより倍率１５００倍で観察し、ポイントカウンティング法により、板厚１／４位置におけるマルテンサイトの面積率及びフェライトの面積率を測定する。また、その他の金属相の面積率は、１００％からマルテンサイトの面積率及びフェライトの面積率を減ずることにより算出する。
すなわち、鋼板の母材領域から、圧延方向に平行なＬ断面が試験面となるように試験片を採取する。ついで、試験片の試験面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出する。組織現出した試験片の試験面を、ＳＥＭにより倍率１５００倍で観察し、ポイントカウンティング法により、板厚１／４位置におけるマルテンサイトの面積率及びフェライトの面積率を測定する。また、その他の金属相の面積率は、１００％からマルテンサイトの面積率及びフェライトの面積率を減ずることにより算出する。
なお、ＳＥＭ像では、マルテンサイトは白色の組織を呈している。また、マルテンサイトのうち焼戻しマルテンサイトでは、内部に微細な炭化物が析出している。フェライトは、黒色の組織を呈している。これらの点から、ＳＥＭ像において各相を識別する。ただし、ブロック粒の面方位とエッチングの程度によっては、内部の炭化物が現出しにくい場合もあるので、その場合はエッチングを十分に行い確認するものとする。
鋼板の表面から板厚１／４位置までの深さ領域における、円相当直径で４．０μｍ以上の介在物粒子の個数密度：５個／ｍｍ2以上２７個／ｍｍ2以下
鋼板の表面～板厚１／４位置までの深さ領域では、せん断時に大きなひずみが入る。そのため、当該領域における円相当直径で４．０μｍ以上の介在物粒子（以下、単に粗大介在物粒子ともいう）が多くなると、加工領域が増加し、耐遅れ破壊特性が劣化し易くなる。そのため、粗大介在物粒子の個数密度は２７個／ｍｍ2以下とすることが好ましい。粗大介在物粒子の個数密度は、より好ましくは２５個／ｍｍ2以下、さらに好ましくは２０個／ｍｍ2以下である。
一方、粗大介在物粒子は、せん断加工時の亀裂の進展を促進する役割を果たす。すなわち、粗大介在物粒子の数を過度に減少させると、せん断加工時の亀裂の進展が抑制される。そのため、却って、加工領域が増加し、耐遅れ破壊特性が劣化し易くなる。よって、粗大介在物粒子の個数密度は５個／ｍｍ2以上とすることが好ましい。粗大介在物粒子の個数密度は、より好ましくは１０個／ｍｍ2以上、さらに好ましくは１２個／ｍｍ2以上である
鋼板の表面～板厚１／４位置までの深さ領域では、せん断時に大きなひずみが入る。そのため、当該領域における円相当直径で４．０μｍ以上の介在物粒子（以下、単に粗大介在物粒子ともいう）が多くなると、加工領域が増加し、耐遅れ破壊特性が劣化し易くなる。そのため、粗大介在物粒子の個数密度は２７個／ｍｍ2以下とすることが好ましい。粗大介在物粒子の個数密度は、より好ましくは２５個／ｍｍ2以下、さらに好ましくは２０個／ｍｍ2以下である。
一方、粗大介在物粒子は、せん断加工時の亀裂の進展を促進する役割を果たす。すなわち、粗大介在物粒子の数を過度に減少させると、せん断加工時の亀裂の進展が抑制される。そのため、却って、加工領域が増加し、耐遅れ破壊特性が劣化し易くなる。よって、粗大介在物粒子の個数密度は５個／ｍｍ2以上とすることが好ましい。粗大介在物粒子の個数密度は、より好ましくは１０個／ｍｍ2以上、さらに好ましくは１２個／ｍｍ2以上である
ここで、粗大介在物粒子の個数密度は以下のようにして測定する。
すなわち、鋼板の母材領域から、圧延方向に平行なＬ断面が試験面となるように試験片を採取する。ついで、試験片の試験面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出する。組織現出した試験片の試験面を、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）により倍率５０００倍で観察し、表面から板厚１／４位置までを連続的に撮影する。そして、得られたＳＥＭ像を二値化し、白色を呈している各介在物粒子の面積を測定し、次式により各介在物粒子の円相当直径を算出する。
［介在物粒子の円相当直径（μｍ）］
＝（［介在物粒子の面積（μｍ2）］÷π）0.5×２
そして、ＳＥＭ像で観察された円相当直径で４．０μｍ以上の介在物粒子の個数をカウントし、カウントした円相当直径で４．０μｍ以上の介在物粒子の個数をＳＥＭ像による観察範囲の面積で除することにより、粗大介在物粒子の個数密度を算出する。
すなわち、鋼板の母材領域から、圧延方向に平行なＬ断面が試験面となるように試験片を採取する。ついで、試験片の試験面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出する。組織現出した試験片の試験面を、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）により倍率５０００倍で観察し、表面から板厚１／４位置までを連続的に撮影する。そして、得られたＳＥＭ像を二値化し、白色を呈している各介在物粒子の面積を測定し、次式により各介在物粒子の円相当直径を算出する。
［介在物粒子の円相当直径（μｍ）］
＝（［介在物粒子の面積（μｍ2）］÷π）0.5×２
そして、ＳＥＭ像で観察された円相当直径で４．０μｍ以上の介在物粒子の個数をカウントし、カウントした円相当直径で４．０μｍ以上の介在物粒子の個数をＳＥＭ像による観察範囲の面積で除することにより、粗大介在物粒子の個数密度を算出する。
次に、本発明の一実施形態に従う鋼板の好適な成分組成について説明する。なお、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
本発明の一実施形態に従う鋼板の好適な成分組成は、
Ｃ：０．０５％以上０．６０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上３．２０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．１０％以下、及び
Ｎ：０．０１０％以下
を含有し、
さらに、任意に、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．１５％以下、
Ｖ：０．０５％以下、
Ｎｂ：０．０２０％以下、
Ｔｉ：０．０２０％以下、
Ｃｕ：０．２０％以下、
Ｎｉ：０．１０％以下、
Ｂ：０．００２０％以下、
Ｓｂ：０．１０％以下、及び
Ｓｎ：０．１０％以下
のうちから選ばれた少なくとも１種を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物である。
本発明の一実施形態に従う鋼板の好適な成分組成は、
Ｃ：０．０５％以上０．６０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上３．２０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．１０％以下、及び
Ｎ：０．０１０％以下
を含有し、
さらに、任意に、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．１５％以下、
Ｖ：０．０５％以下、
Ｎｂ：０．０２０％以下、
Ｔｉ：０．０２０％以下、
Ｃｕ：０．２０％以下、
Ｎｉ：０．１０％以下、
Ｂ：０．００２０％以下、
Ｓｂ：０．１０％以下、及び
Ｓｎ：０．１０％以下
のうちから選ばれた少なくとも１種を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物である。
Ｃ：０．０５％以上０．６０％以下
Ｃは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、所定量のマルテンサイトを確保するために有効な元素である。また、Ｃは、マルテンサイトの強度を上昇させ、所定の強度を確保する観点からも有効な元素である。そのため、優れた耐遅れ破壊特性を得つつ、所定の強度を得る観点から、Ｃ含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。なお、ＴＳ≧１２５０ＭＰａを得る観点からは、Ｃ含有量は０．１１％以上とすることがより好ましい。また、ＴＳ≧１３００ＭＰａを得る観点からは、Ｃ含有量は０．１２５％以上とすることがさらに好ましい。一方、Ｃ含有量が０．６０％を超えると、強度が過度に高まる。したがって、Ｃ含有量は０．６０％以下とすることが好ましい。Ｃ含有量は、より好ましくは０．５０％以下、さらに好ましくは０．４０％以下である。
Ｃは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、所定量のマルテンサイトを確保するために有効な元素である。また、Ｃは、マルテンサイトの強度を上昇させ、所定の強度を確保する観点からも有効な元素である。そのため、優れた耐遅れ破壊特性を得つつ、所定の強度を得る観点から、Ｃ含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。なお、ＴＳ≧１２５０ＭＰａを得る観点からは、Ｃ含有量は０．１１％以上とすることがより好ましい。また、ＴＳ≧１３００ＭＰａを得る観点からは、Ｃ含有量は０．１２５％以上とすることがさらに好ましい。一方、Ｃ含有量が０．６０％を超えると、強度が過度に高まる。したがって、Ｃ含有量は０．６０％以下とすることが好ましい。Ｃ含有量は、より好ましくは０．５０％以下、さらに好ましくは０．４０％以下である。
Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下
Ｓｉは、固溶強化により鋼板の強度を高める元素である。このような効果を十分に得るには、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｓｉ含有量は、より好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｓｉ含有量が多くなり過ぎると、板厚方向に粗大なＭｎＳが生成し易くなる。これにより、せん断加工時に歪が導入され易くなり、加工領域が増加して耐遅れ破壊特性が劣化するおそれがある。したがって、Ｓｉ含有量は２．００％以下とすることが好ましい。Ｓｉ含有量は、より好ましくは１．７０％以下、さらに好ましくは１．５０％以下である。
Ｓｉは、固溶強化により鋼板の強度を高める元素である。このような効果を十分に得るには、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｓｉ含有量は、より好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｓｉ含有量が多くなり過ぎると、板厚方向に粗大なＭｎＳが生成し易くなる。これにより、せん断加工時に歪が導入され易くなり、加工領域が増加して耐遅れ破壊特性が劣化するおそれがある。したがって、Ｓｉ含有量は２．００％以下とすることが好ましい。Ｓｉ含有量は、より好ましくは１．７０％以下、さらに好ましくは１．５０％以下である。
Ｍｎ：０．１０％以上３．２０％以下
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、所定量のマルテンサイトを確保するために有効な元素である。ここで、Ｍｎ含有量が０．１０％未満では、鋼板の表層部にフェライトが生成し、強度が低下する傾向にある。したがって、Ｍｎ含有量は０．１０％以上とすることが好ましい。Ｍｎ含有量は、より好ましくは０．２０％以上、さらに好ましくは０．３０％以上である。一方、Ｍｎは、ＭｎＳの生成・粗大化を特に助長する元素である。特に、Ｍｎ含有量が３．２０％を超えると、粗大なＭｎＳの生成量が増加する。これにより、せん断加工時に歪が導入され易くなり、加工領域が増加して耐遅れ破壊特性が劣化するおそれがある。したがって、Ｍｎ含有量は３．２０％以下とすることが好ましい。Ｍｎ含有量は、より好ましくは３．００％以下、さらに好ましくは２．８０％以下である。
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、所定量のマルテンサイトを確保するために有効な元素である。ここで、Ｍｎ含有量が０．１０％未満では、鋼板の表層部にフェライトが生成し、強度が低下する傾向にある。したがって、Ｍｎ含有量は０．１０％以上とすることが好ましい。Ｍｎ含有量は、より好ましくは０．２０％以上、さらに好ましくは０．３０％以上である。一方、Ｍｎは、ＭｎＳの生成・粗大化を特に助長する元素である。特に、Ｍｎ含有量が３．２０％を超えると、粗大なＭｎＳの生成量が増加する。これにより、せん断加工時に歪が導入され易くなり、加工領域が増加して耐遅れ破壊特性が劣化するおそれがある。したがって、Ｍｎ含有量は３．２０％以下とすることが好ましい。Ｍｎ含有量は、より好ましくは３．００％以下、さらに好ましくは２．８０％以下である。
Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは、鋼を強化する元素である。しかし、Ｐ含有量が多くなると、Ｐが粒界に偏析する。これにより、せん断加工時に歪が導入され易くなり、加工領域が増加して耐遅れ破壊特性が劣化するおそれがある。したがって、Ｐ含有量は０．０５０％以下が好ましい。Ｐ含有量は、より好ましくは０．０３０％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下である。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されるものではないが、好適には０．００３％程度である。
Ｐは、鋼を強化する元素である。しかし、Ｐ含有量が多くなると、Ｐが粒界に偏析する。これにより、せん断加工時に歪が導入され易くなり、加工領域が増加して耐遅れ破壊特性が劣化するおそれがある。したがって、Ｐ含有量は０．０５０％以下が好ましい。Ｐ含有量は、より好ましくは０．０３０％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下である。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されるものではないが、好適には０．００３％程度である。
Ｓ：０．００５０％以下
Ｓは、ＭｎＳ、ＴｉＳ、Ｔｉ（Ｃ、Ｓ）等の介在物を形成し、耐遅れ破壊特性を劣化させる元素である。このような耐遅れ破壊特性が劣化を抑制する観点から、Ｓ含有量は０．００５０％以下とすることが好ましい。Ｓ含有量は、より好ましくは０．００２０％以下、さらに好ましくは０．００１０％以下、よりさらに好ましくは０．０００５％以下である。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されるものではないが、好適には０．０００２％程度である。
Ｓは、ＭｎＳ、ＴｉＳ、Ｔｉ（Ｃ、Ｓ）等の介在物を形成し、耐遅れ破壊特性を劣化させる元素である。このような耐遅れ破壊特性が劣化を抑制する観点から、Ｓ含有量は０．００５０％以下とすることが好ましい。Ｓ含有量は、より好ましくは０．００２０％以下、さらに好ましくは０．００１０％以下、よりさらに好ましくは０．０００５％以下である。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されるものではないが、好適には０．０００２％程度である。
Ａｌ：０．１０％以下
Ａｌは、十分な脱酸を行い、鋼中の粗大な介在物を低減するために添加される。その効果を十分に得る観点から、Ａｌ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ａｌ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ａｌ含有量が０．１０％超になると、熱間圧延後の巻取り時に生成したセメンタイトなどのＦｅを主成分とする炭化物が焼鈍工程で固溶しにくくなり、粗大な介在物や炭化物が生成する傾向がある。その結果、鋼板の強度が低下するおそれがある。また、せん断加工時に歪が導入され易くなり、加工領域が増加して耐遅れ破壊特性が劣化するおそれがある。したがって、Ａｌ含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。Ａｌ含有量は、より好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０６％以下である。
Ａｌは、十分な脱酸を行い、鋼中の粗大な介在物を低減するために添加される。その効果を十分に得る観点から、Ａｌ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ａｌ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ａｌ含有量が０．１０％超になると、熱間圧延後の巻取り時に生成したセメンタイトなどのＦｅを主成分とする炭化物が焼鈍工程で固溶しにくくなり、粗大な介在物や炭化物が生成する傾向がある。その結果、鋼板の強度が低下するおそれがある。また、せん断加工時に歪が導入され易くなり、加工領域が増加して耐遅れ破壊特性が劣化するおそれがある。したがって、Ａｌ含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。Ａｌ含有量は、より好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０６％以下である。
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、鋼中でＴｉＮ、（Ｎｂ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｎ）、ＡｌＮ等の窒化物、炭窒化物系の粗大介在物を形成する元素である。すなわち、Ｎが過剰に含有されていると、粗大介在物の生成により耐遅れ破壊特性が劣化するおそれがある。このような耐遅れ破壊特性の劣化を防止する観点から、Ｎ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。Ｎ含有量は、より好ましくは０．００７％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。なお、Ｎ含有量の下限は特に限定されるものではないが、好適には０．０００３％程度である。
Ｎは、鋼中でＴｉＮ、（Ｎｂ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｎ）、ＡｌＮ等の窒化物、炭窒化物系の粗大介在物を形成する元素である。すなわち、Ｎが過剰に含有されていると、粗大介在物の生成により耐遅れ破壊特性が劣化するおそれがある。このような耐遅れ破壊特性の劣化を防止する観点から、Ｎ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。Ｎ含有量は、より好ましくは０．００７％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。なお、Ｎ含有量の下限は特に限定されるものではないが、好適には０．０００３％程度である。
以上、本発明の一実施形態に従う鋼板の基本成分組成について説明したが、さらに、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．１５％以下、
Ｖ：０．０５％以下、
Ｎｂ：０．０２０％以下、
Ｔｉ：０．０２０％以下、
Ｃｕ：０．２０％以下、
Ｎｉ：０．１０％以下、
Ｂ：０．００２０％以下、
Ｓｂ：０．１０％以下、及び
Ｓｎ：０．１０％以下
のうちから選ばれた少なくとも１種の任意添加元素、例えば、
Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．１５％以下及びＶ：０．０５％以下のうちから選ばれた少なくとも１種、
Ｎｂ：０．０２０％以下及びＴｉ：０．０２０％以下のうちから選ばれた少なくとも１種、
Ｃｕ：０．２０％以下及びＮｉ：０．１０％以下のうちから選ばれた少なくとも１種、
Ｂ：０．００２０％以下、並びに／又は
Ｓｂ：０．１０％以下及びＳｎ：０．１０％以下のうちから選ばれた少なくとも１種、
を含有させることができる。
なお、任意添加元素を好適な下限値未満で含む場合、当該元素は不可避的不純物として含まれるものとする。
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．１５％以下、
Ｖ：０．０５％以下、
Ｎｂ：０．０２０％以下、
Ｔｉ：０．０２０％以下、
Ｃｕ：０．２０％以下、
Ｎｉ：０．１０％以下、
Ｂ：０．００２０％以下、
Ｓｂ：０．１０％以下、及び
Ｓｎ：０．１０％以下
のうちから選ばれた少なくとも１種の任意添加元素、例えば、
Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．１５％以下及びＶ：０．０５％以下のうちから選ばれた少なくとも１種、
Ｎｂ：０．０２０％以下及びＴｉ：０．０２０％以下のうちから選ばれた少なくとも１種、
Ｃｕ：０．２０％以下及びＮｉ：０．１０％以下のうちから選ばれた少なくとも１種、
Ｂ：０．００２０％以下、並びに／又は
Ｓｂ：０．１０％以下及びＳｎ：０．１０％以下のうちから選ばれた少なくとも１種、
を含有させることができる。
なお、任意添加元素を好適な下限値未満で含む場合、当該元素は不可避的不純物として含まれるものとする。
Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒは、鋼の焼入れ性の向上効果を得る目的で含有させることができる。このような効果を得るには、Ｃｒ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｃｒ含有量が多くなりすぎると、炭化物が粗大化する。これにより、せん断加工時に歪が導入され易くなり、加工領域が増加して耐遅れ破壊特性が劣化するおそれがある。そのため、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．１０％以下である。
Ｃｒは、鋼の焼入れ性の向上効果を得る目的で含有させることができる。このような効果を得るには、Ｃｒ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｃｒ含有量が多くなりすぎると、炭化物が粗大化する。これにより、せん断加工時に歪が導入され易くなり、加工領域が増加して耐遅れ破壊特性が劣化するおそれがある。そのため、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．１０％以下である。
Ｍｏ：０．１５％以下
Ｍｏは、Ｃｒと同様、鋼の焼入れ性の向上効果を得る目的で含有させることができる。このような効果を得るには、Ｍｏ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｍｏ含有量が多くなりすぎると、炭化物が粗大化する。これにより、せん断加工時に歪が導入され易くなり、加工領域が増加して耐遅れ破壊特性が劣化するおそれがある。そのため、Ｍｏ含有量は０．１５％以下とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．１０％以下である。
Ｍｏは、Ｃｒと同様、鋼の焼入れ性の向上効果を得る目的で含有させることができる。このような効果を得るには、Ｍｏ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｍｏ含有量が多くなりすぎると、炭化物が粗大化する。これにより、せん断加工時に歪が導入され易くなり、加工領域が増加して耐遅れ破壊特性が劣化するおそれがある。そのため、Ｍｏ含有量は０．１５％以下とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．１０％以下である。
Ｖ：０．０５％以下
Ｖは、Ｃｒ及びＭｏと同様、鋼の焼入れ性の向上効果を得る目的で含有させることができる。このような効果を得るには、Ｖ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．００２％以上、さらに好ましくは０．００３％以上である。一方、Ｖ含有量が多くなりすぎると、炭化物が粗大化する。これにより、せん断加工時に歪が導入され易くなり、加工領域が増加して耐遅れ破壊特性が劣化するおそれがある。そのため、Ｖ含有量は０．０５％以下とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０４％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
Ｖは、Ｃｒ及びＭｏと同様、鋼の焼入れ性の向上効果を得る目的で含有させることができる。このような効果を得るには、Ｖ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．００２％以上、さらに好ましくは０．００３％以上である。一方、Ｖ含有量が多くなりすぎると、炭化物が粗大化する。これにより、せん断加工時に歪が導入され易くなり、加工領域が増加して耐遅れ破壊特性が劣化するおそれがある。そのため、Ｖ含有量は０．０５％以下とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０４％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
Ｎｂ：０．０２０％以下
Ｎｂは、旧γ粒の微細化により高強度化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．００２％以上、さらに好ましくは０．００３％以上である。一方、Ｎｂ含有量が過剰になると、熱間圧延工程のスラブ加熱時に未固溶で残存するＮｂＮ、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｎ）等のＮｂ系の粗大な析出物が増加する。これにより、せん断加工時に歪が導入され易くなり、加工領域が増加して耐遅れ破壊特性が劣化するおそれがある。そのため、Ｎｂ含有量は０．０２０％以下とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０１５％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下である。
Ｎｂは、旧γ粒の微細化により高強度化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．００２％以上、さらに好ましくは０．００３％以上である。一方、Ｎｂ含有量が過剰になると、熱間圧延工程のスラブ加熱時に未固溶で残存するＮｂＮ、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）、（Ｎｂ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｎ）等のＮｂ系の粗大な析出物が増加する。これにより、せん断加工時に歪が導入され易くなり、加工領域が増加して耐遅れ破壊特性が劣化するおそれがある。そのため、Ｎｂ含有量は０．０２０％以下とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０１５％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下である。
Ｔｉ：０．０２０％以下
Ｔｉは、Ｎｂと同様、旧γ粒の微細化により高強度化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Ｔｉ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．００２％以上、さらに好ましくは０．００３％以上である。一方、Ｔｉ含有量が過剰になると、熱間圧延工程のスラブ加熱時に未固溶で残存するＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）、Ｔｉ（Ｃ、Ｓ）、ＴｉＳ等のＴｉ系の粗大な析出物が増加する。これにより、せん断加工時に歪が導入され易くなり、加工領域が増加して耐遅れ破壊特性が劣化するおそれがある。そのため、Ｔｉ含有量は０．０２０％以下とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０１５％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下である。
Ｔｉは、Ｎｂと同様、旧γ粒の微細化により高強度化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Ｔｉ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．００２％以上、さらに好ましくは０．００３％以上である。一方、Ｔｉ含有量が過剰になると、熱間圧延工程のスラブ加熱時に未固溶で残存するＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ、Ｎ）、Ｔｉ（Ｃ、Ｓ）、ＴｉＳ等のＴｉ系の粗大な析出物が増加する。これにより、せん断加工時に歪が導入され易くなり、加工領域が増加して耐遅れ破壊特性が劣化するおそれがある。そのため、Ｔｉ含有量は０．０２０％以下とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０１５％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下である。
Ｃｕ：０．２０％以下
Ｃｕは、自動車の使用環境での耐食性を向上させ、かつ腐食生成物が鋼板表面を被覆して鋼板への水素侵入を抑制する効果がある。この効果を得るため、Ｃｕ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．００２％以上である。一方、Ｃｕ含有量が過剰になると、表面欠陥の発生を招き、めっき性や化成処理性を劣化させる。そのため、Ｃｕ含有量は０．２０％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．１５％以下、さらに好ましくは０．１０％以下である。
Ｃｕは、自動車の使用環境での耐食性を向上させ、かつ腐食生成物が鋼板表面を被覆して鋼板への水素侵入を抑制する効果がある。この効果を得るため、Ｃｕ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．００２％以上である。一方、Ｃｕ含有量が過剰になると、表面欠陥の発生を招き、めっき性や化成処理性を劣化させる。そのため、Ｃｕ含有量は０．２０％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．１５％以下、さらに好ましくは０．１０％以下である。
Ｎｉ：０．１０％以下
Ｎｉは、Ｃｕと同様、自動車の使用環境での耐食性を向上させ、かつ腐食生成物が鋼板表面を被覆して鋼板への水素侵入を抑制する効果がある。このような効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．００２％以上である。一方、Ｎｉ含有量が過剰になると、表面欠陥の発生を招き、めっき性や化成処理性を劣化させる。そのため、Ｎｉ含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０６％以下である。
Ｎｉは、Ｃｕと同様、自動車の使用環境での耐食性を向上させ、かつ腐食生成物が鋼板表面を被覆して鋼板への水素侵入を抑制する効果がある。このような効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．００２％以上である。一方、Ｎｉ含有量が過剰になると、表面欠陥の発生を招き、めっき性や化成処理性を劣化させる。そのため、Ｎｉ含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０６％以下である。
Ｂ：０．００２０％以下
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、所定量のマルテンサイトを確保するために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００１％以上にすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００２％以上、さらに好ましくは０．０００３％以上である。一方、Ｂ含有量が０．００２０％超になると、焼鈍時のセメンタイトの固溶速度を低下させ、未固溶のセメンタイトなどのＦｅを主成分とする炭化物が残存することとなる。これにより、せん断加工時に歪が導入され易くなり、加工領域が増加して耐遅れ破壊特性が劣化するおそれがある。したがって、Ｂ含有量は０．００２０％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００１５％以下、さらに好ましくは０．００１０％以下である。
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、所定量のマルテンサイトを確保するために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００１％以上にすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００２％以上、さらに好ましくは０．０００３％以上である。一方、Ｂ含有量が０．００２０％超になると、焼鈍時のセメンタイトの固溶速度を低下させ、未固溶のセメンタイトなどのＦｅを主成分とする炭化物が残存することとなる。これにより、せん断加工時に歪が導入され易くなり、加工領域が増加して耐遅れ破壊特性が劣化するおそれがある。したがって、Ｂ含有量は０．００２０％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００１５％以下、さらに好ましくは０．００１０％以下である。
Ｓｂ：０．１０％以下
Ｓｂは、鋼板表層部での酸化や窒化を抑制し、ひいては鋼板表層部での酸化や窒化に伴う鋼中のＣやＢの低減を抑制する。また、Ｓｂは、鋼板表層部でのフェライト生成を抑制し、高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、Ｓｂ含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．００３％以上、さらに好ましくは０．００４％以上である。一方、Ｓｂ含有量が０．１０％を超えると、旧γ粒界にＳｂが偏析する。これにより、せん断加工時に歪が導入され易くなり、加工領域が増加して耐遅れ破壊特性が劣化するおそれがある。したがって、Ｓｂ含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０６％以下である。
Ｓｂは、鋼板表層部での酸化や窒化を抑制し、ひいては鋼板表層部での酸化や窒化に伴う鋼中のＣやＢの低減を抑制する。また、Ｓｂは、鋼板表層部でのフェライト生成を抑制し、高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、Ｓｂ含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．００３％以上、さらに好ましくは０．００４％以上である。一方、Ｓｂ含有量が０．１０％を超えると、旧γ粒界にＳｂが偏析する。これにより、せん断加工時に歪が導入され易くなり、加工領域が増加して耐遅れ破壊特性が劣化するおそれがある。したがって、Ｓｂ含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０６％以下である。
Ｓｎ：０．１０％以下
Ｓｎは、Ｓｂと同様、鋼板表層部での酸化や窒化を抑制し、ひいては鋼板表層部での酸化や窒化に伴う鋼中のＣやＢの低減を抑制する。また、Ｓｎは、鋼板表層部でのフェライト生成を抑制し、高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、Ｓｎ含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．００３％以上、さらに好ましくは０．００４％以上である。一方、Ｓｎ含有量が０．１０％を超えると、旧γ粒界にＳｎが偏析する。これにより、せん断加工時に歪が導入され易くなり、加工領域が増加して耐遅れ破壊特性が劣化するおそれがある。したがって、Ｓｎ含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０６％以下である。
Ｓｎは、Ｓｂと同様、鋼板表層部での酸化や窒化を抑制し、ひいては鋼板表層部での酸化や窒化に伴う鋼中のＣやＢの低減を抑制する。また、Ｓｎは、鋼板表層部でのフェライト生成を抑制し、高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、Ｓｎ含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．００３％以上、さらに好ましくは０．００４％以上である。一方、Ｓｎ含有量が０．１０％を超えると、旧γ粒界にＳｎが偏析する。これにより、せん断加工時に歪が導入され易くなり、加工領域が増加して耐遅れ破壊特性が劣化するおそれがある。したがって、Ｓｎ含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０６％以下である。
上記の元素以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
なお、本発明の一実施形態に従う鋼板は、めっき層を有していてもよい。めっき層としては、例えば、Ｚｎ系めっきやＡｌ系めっきなどが挙げられる。
次に、本発明の一実施形態に従う鋼板の製造方法について説明する。
本発明の一実施形態に従う鋼板の製造方法は、
被加工材となる素材鋼板を準備する、準備工程と、
該素材鋼板の少なくとも１つの端面にｎ回のせん断加工を施し、ｎが２以上の整数である、せん断加工工程と、をそなえる。
本発明の一実施形態に従う鋼板の製造方法は、
被加工材となる素材鋼板を準備する、準備工程と、
該素材鋼板の少なくとも１つの端面にｎ回のせん断加工を施し、ｎが２以上の整数である、せん断加工工程と、をそなえる。
・準備工程
被加工材となる素材鋼板としては、例えば、
組織全体に対する面積率で、マルテンサイト：４０％以上１００％以下、フェライト：０％以上６０％以下、及び、その他の金属相：５％以下である組織を有し、
前記素材板材の表面から板厚１／４位置までの深さ領域において、円相当直径で４．０μｍ以上の介在物粒子の個数密度が５個／ｍｍ2以上２７個／ｍｍ2以下である、鋼板が好適である。このような鋼板を使用することにより、後述するせん断加工工程で形成される加工領域をより有利に低減できる。
また、被加工材となる素材鋼板としては、上述した成分組成を有する鋼板が好適である。
被加工材となる素材鋼板としては、例えば、
組織全体に対する面積率で、マルテンサイト：４０％以上１００％以下、フェライト：０％以上６０％以下、及び、その他の金属相：５％以下である組織を有し、
前記素材板材の表面から板厚１／４位置までの深さ領域において、円相当直径で４．０μｍ以上の介在物粒子の個数密度が５個／ｍｍ2以上２７個／ｍｍ2以下である、鋼板が好適である。このような鋼板を使用することにより、後述するせん断加工工程で形成される加工領域をより有利に低減できる。
また、被加工材となる素材鋼板としては、上述した成分組成を有する鋼板が好適である。
このような素材鋼板は、例えば、
スラブを加熱して保持する、スラブ加熱工程と、
該スラブを熱間圧延して熱延鋼板とする、熱間圧延工程と、
該熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とする、冷間圧延工程と、
該冷延鋼板を焼鈍する、焼鈍工程と、
を有し、
該スラブ加熱工程では、
該スラブの表面温度で３００℃から１２２０℃までの温度域の平均加熱速度が０．１０℃／ｓ以上であり、
該温度域において、該スラブの表面温度Ｔｓに対する該スラブの板厚中心温度Ｔｃの平均温度比Ｔｃ／Ｔｓが０．６０以上０．８５以下であり、
該スラブの表面温度で１２２０℃以上での保持時間が３０分以上であり、
該焼鈍工程では、
焼鈍温度がＡC1点以上、焼鈍時間が３０秒以上である、素材鋼板の製造方法により、準備することができる。
以下、上記の素材鋼板の製造方法におけるスラブ加熱工程及び焼鈍工程の好適条件について説明する。
スラブを加熱して保持する、スラブ加熱工程と、
該スラブを熱間圧延して熱延鋼板とする、熱間圧延工程と、
該熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とする、冷間圧延工程と、
該冷延鋼板を焼鈍する、焼鈍工程と、
を有し、
該スラブ加熱工程では、
該スラブの表面温度で３００℃から１２２０℃までの温度域の平均加熱速度が０．１０℃／ｓ以上であり、
該温度域において、該スラブの表面温度Ｔｓに対する該スラブの板厚中心温度Ｔｃの平均温度比Ｔｃ／Ｔｓが０．６０以上０．８５以下であり、
該スラブの表面温度で１２２０℃以上での保持時間が３０分以上であり、
該焼鈍工程では、
焼鈍温度がＡC1点以上、焼鈍時間が３０秒以上である、素材鋼板の製造方法により、準備することができる。
以下、上記の素材鋼板の製造方法におけるスラブ加熱工程及び焼鈍工程の好適条件について説明する。
スラブの表面温度で３００℃から１２２０℃までの温度域の平均加熱速度：０．１０℃／ｓ以上
鋼板の表面から板厚１／４位置までの深さ領域における、円相当直径で４．０μｍ以上の介在物粒子の個数密度を所定の範囲に制御するには、スラブの表面温度で３００℃から１２２０℃までの温度域の平均加熱速度（以下、平均加熱速度ともいう）は速い方が好ましく、特には０．１０℃／ｓ以上とすることが好ましい。平均加熱速度は、より好ましくは０．１１℃／ｓ以上、さらに好ましくは０．１２℃／ｓ以上である。平均加熱速度の上限は特に限定しないが、好適には０．１７℃／ｓ以下である。
鋼板の表面から板厚１／４位置までの深さ領域における、円相当直径で４．０μｍ以上の介在物粒子の個数密度を所定の範囲に制御するには、スラブの表面温度で３００℃から１２２０℃までの温度域の平均加熱速度（以下、平均加熱速度ともいう）は速い方が好ましく、特には０．１０℃／ｓ以上とすることが好ましい。平均加熱速度は、より好ましくは０．１１℃／ｓ以上、さらに好ましくは０．１２℃／ｓ以上である。平均加熱速度の上限は特に限定しないが、好適には０．１７℃／ｓ以下である。
スラブの表面温度で３００℃から１２２０℃までの温度域における、スラブの表面温度Ｔｓに対するスラブの板厚中心温度Ｔｃの平均温度比Ｔｃ／Ｔｓ：０．６０以上０．８５以下
スラブの加熱中、特にスラブの表面温度で３００℃から１２２０℃までの温度域において、スラブ表面に対してスラブの板厚中心部での加熱速度を遅くすることにより、スラブの板厚中心部において粗大介在物粒子の生成を促進させることができる。また、その一方で、スラブ表面～板厚１／４位置での粗大介在物粒子の生成を抑制することができる。すなわち、スラブの表面温度Ｔｓに対するスラブの板厚中心温度Ｔｃの平均温度比Ｔｃ／Ｔｓ（以下、Ｔｃ／Ｔｓともいう）を小さくするほど、スラブ表面～板厚１／４位置での粗大介在物粒子の生成を抑制することが可能となる。そのため、Ｔｃ／Ｔｓは０．８５以下とすることが好ましい。Ｔｃ／Ｔｓは、より好ましくは０．８３以下、さらに好ましくは０．８０以下である。一方、Ｔｃ／Ｔｓが小さくなりすぎると、スラブ表面～板厚１／４位置での粗大介在物粒子の生成が過度に抑制され、粗大介在物粒子の個数密度が５個／ｍｍ2未満となる。その結果、却って耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、Ｔｃ／Ｔｓは０．６０以上とすることが好ましい。Ｔｃ／Ｔｓは、より好ましくは０．６５以上、さらに好ましくは０．７０以上である。
スラブの加熱中、特にスラブの表面温度で３００℃から１２２０℃までの温度域において、スラブ表面に対してスラブの板厚中心部での加熱速度を遅くすることにより、スラブの板厚中心部において粗大介在物粒子の生成を促進させることができる。また、その一方で、スラブ表面～板厚１／４位置での粗大介在物粒子の生成を抑制することができる。すなわち、スラブの表面温度Ｔｓに対するスラブの板厚中心温度Ｔｃの平均温度比Ｔｃ／Ｔｓ（以下、Ｔｃ／Ｔｓともいう）を小さくするほど、スラブ表面～板厚１／４位置での粗大介在物粒子の生成を抑制することが可能となる。そのため、Ｔｃ／Ｔｓは０．８５以下とすることが好ましい。Ｔｃ／Ｔｓは、より好ましくは０．８３以下、さらに好ましくは０．８０以下である。一方、Ｔｃ／Ｔｓが小さくなりすぎると、スラブ表面～板厚１／４位置での粗大介在物粒子の生成が過度に抑制され、粗大介在物粒子の個数密度が５個／ｍｍ2未満となる。その結果、却って耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、Ｔｃ／Ｔｓは０．６０以上とすることが好ましい。Ｔｃ／Ｔｓは、より好ましくは０．６５以上、さらに好ましくは０．７０以上である。
ここで、Ｔｃ／Ｔｓは以下のようにして算出する。
スラブの長手方向および幅方向の中心位置に、板厚中心に届くように微小な穴を開け、板厚中心位置に温度測定センサを埋め込むことにより、スラブ加熱中の板厚中心温度（Ｔｃ）を測定する。また、熱電対または非接触の放射温度計により、スラブ加熱中の表面温度（Ｔｓ）を測定する。そして、スラブ加熱中のスラブの表面温度（Ｔｓ）が３００℃から１２２０℃になるまでのＴｃ及びＴｓの時間積分値を算出し、Ｔｃの時間積分値をＴｓの時間積分値で除した値を、Ｔｃ／Ｔｓとする。
スラブの長手方向および幅方向の中心位置に、板厚中心に届くように微小な穴を開け、板厚中心位置に温度測定センサを埋め込むことにより、スラブ加熱中の板厚中心温度（Ｔｃ）を測定する。また、熱電対または非接触の放射温度計により、スラブ加熱中の表面温度（Ｔｓ）を測定する。そして、スラブ加熱中のスラブの表面温度（Ｔｓ）が３００℃から１２２０℃になるまでのＴｃ及びＴｓの時間積分値を算出し、Ｔｃの時間積分値をＴｓの時間積分値で除した値を、Ｔｃ／Ｔｓとする。
スラブの表面温度で１２２０℃以上での保持時間：３０分以上
スラブの表面温度で１２２０℃以上での保持時間（以下、スラブ保持時間ともいう）が長いほど、未固溶で残っていた粗大介在物が溶解し易くなる。そのため、スラブ保持時間は３０分以上とすることが好ましい。スラブ保持時間は、より好ましくは６０分以上、さらに好ましくは９０分以上である。また、スラブ保持時間の上限は、粗大介在物をわずかに残してせん断加工時の亀裂進展を促進し、加工領域を低減する観点から、１８０分以下とすることが好ましい。
スラブの表面温度で１２２０℃以上での保持時間（以下、スラブ保持時間ともいう）が長いほど、未固溶で残っていた粗大介在物が溶解し易くなる。そのため、スラブ保持時間は３０分以上とすることが好ましい。スラブ保持時間は、より好ましくは６０分以上、さらに好ましくは９０分以上である。また、スラブ保持時間の上限は、粗大介在物をわずかに残してせん断加工時の亀裂進展を促進し、加工領域を低減する観点から、１８０分以下とすることが好ましい。
焼鈍温度：ＡC1点以上
焼鈍温度がＡC1点未満では、オーステナイトが生成せず、所定量のマルテンサイトを生成させること、ひいては所望の強度を得ることが困難となる。したがって、焼鈍温度はＡC1点以上とすることが好ましい。焼鈍温度は、より好ましくは（ＡC1点＋１０℃）以上である。焼鈍温度の上限は特に限定されないが、焼鈍温度の上昇に伴いオーステナイト粒径が増加すると、マルテンサイト以外の金属相が生成する。そのため、焼鈍温度は９００℃以下とすることが好ましい。
なお、ＡC1点は次式により算出する。
ＡC1点（℃）＝７２３＋２２（％Ｓｉ）－１８（％Ｍｎ）＋１７（％Ｃｒ）＋４．５（％Ｍｏ）＋１６（％Ｖ）
式中、（％元素記号）は、各元素の含有量（質量％）である。
焼鈍温度がＡC1点未満では、オーステナイトが生成せず、所定量のマルテンサイトを生成させること、ひいては所望の強度を得ることが困難となる。したがって、焼鈍温度はＡC1点以上とすることが好ましい。焼鈍温度は、より好ましくは（ＡC1点＋１０℃）以上である。焼鈍温度の上限は特に限定されないが、焼鈍温度の上昇に伴いオーステナイト粒径が増加すると、マルテンサイト以外の金属相が生成する。そのため、焼鈍温度は９００℃以下とすることが好ましい。
なお、ＡC1点は次式により算出する。
ＡC1点（℃）＝７２３＋２２（％Ｓｉ）－１８（％Ｍｎ）＋１７（％Ｃｒ）＋４．５（％Ｍｏ）＋１６（％Ｖ）
式中、（％元素記号）は、各元素の含有量（質量％）である。
焼鈍時間：３０秒以上
焼鈍温度での保持時間（以下、焼鈍時間ともいう）が３０秒未満となると、炭化物の溶解が十分に進行しないために、これ以降の工程で熱処理を行う場合に残存している炭化物が粗大化する。これにより、せん断加工時に歪が導入され易くなり、加工領域が増加して耐遅れ破壊特性が劣化するおそれがある。また、オーステナイト変態が十分に進行しないために、所定量のマルテンサイトを生成させること、ひいては所望の強度を得ることが困難となる。したがって、焼鈍時間は３０秒以上とすることが好ましい。焼鈍時間は、より好ましくは３５秒以上である。焼鈍時間の上限は特に限定されないが、オーステナイト粒径の粗大化を抑制する観点から、焼鈍時間は９００秒以下とすることが好ましい。
なお、焼鈍温度は、保持中、一定であってもよく、また、上記の温度範囲内にあれば、保持中、常に一定としなくてもよい。スラブの保持についても同様である。
焼鈍温度での保持時間（以下、焼鈍時間ともいう）が３０秒未満となると、炭化物の溶解が十分に進行しないために、これ以降の工程で熱処理を行う場合に残存している炭化物が粗大化する。これにより、せん断加工時に歪が導入され易くなり、加工領域が増加して耐遅れ破壊特性が劣化するおそれがある。また、オーステナイト変態が十分に進行しないために、所定量のマルテンサイトを生成させること、ひいては所望の強度を得ることが困難となる。したがって、焼鈍時間は３０秒以上とすることが好ましい。焼鈍時間は、より好ましくは３５秒以上である。焼鈍時間の上限は特に限定されないが、オーステナイト粒径の粗大化を抑制する観点から、焼鈍時間は９００秒以下とすることが好ましい。
なお、焼鈍温度は、保持中、一定であってもよく、また、上記の温度範囲内にあれば、保持中、常に一定としなくてもよい。スラブの保持についても同様である。
また、スラブの成分組成は、上記の成分組成とすることが好適である。
なお、上記以外の各工程の条件については特に限定されず、常法に従えばよい。
例えば、熱間圧延工程では、仕上げ圧延温度を８４０℃以上、巻取り温度を６３０℃以下とすることが好ましい。
仕上げ圧延温度が８４０℃未満では、温度の低下に時間がかかり、介在物及び粗大炭化物が生成して耐遅れ破壊特性を劣化させるおそれがある。また、鋼板の内部の品質も低下するおそれがある。したがって、仕上げ圧延温度は８４０℃以上が好ましい。仕上げ圧延温度は、より好ましくは８６０℃以上である。なお、仕上げ圧延温度の上限は特に限定されないが、後工程である巻取り温度までの冷却が困難になるため、仕上げ圧延温度は９５０℃以下が好ましい。仕上げ圧延温度は、より好ましくは９２０℃以下である。
また、巻取り温度が６３０℃超になると、地鉄表面が脱炭する可能性があり、鋼板内部と表面で組織差が生じ、合金濃度ムラの原因となるおそれがある。また、脱炭により表層にフェライトが生成し、強度が低下するおそれがある。したがって、巻取り温度は６３０℃以下が好ましい。巻取り温度は、より好ましくは６００℃以下である。巻取り温度の下限は特に限定されないが、冷間圧延性の低下を防ぐために、巻取り温度は５００℃以上が好ましい。
さらに、巻取り後の熱延鋼板を酸洗してもよい。酸洗条件は特に限定されず、常法に従えばよい。加えて、巻取り後の熱延鋼板に、組織軟質化のための熱処理を施してもよい。
例えば、熱間圧延工程では、仕上げ圧延温度を８４０℃以上、巻取り温度を６３０℃以下とすることが好ましい。
仕上げ圧延温度が８４０℃未満では、温度の低下に時間がかかり、介在物及び粗大炭化物が生成して耐遅れ破壊特性を劣化させるおそれがある。また、鋼板の内部の品質も低下するおそれがある。したがって、仕上げ圧延温度は８４０℃以上が好ましい。仕上げ圧延温度は、より好ましくは８６０℃以上である。なお、仕上げ圧延温度の上限は特に限定されないが、後工程である巻取り温度までの冷却が困難になるため、仕上げ圧延温度は９５０℃以下が好ましい。仕上げ圧延温度は、より好ましくは９２０℃以下である。
また、巻取り温度が６３０℃超になると、地鉄表面が脱炭する可能性があり、鋼板内部と表面で組織差が生じ、合金濃度ムラの原因となるおそれがある。また、脱炭により表層にフェライトが生成し、強度が低下するおそれがある。したがって、巻取り温度は６３０℃以下が好ましい。巻取り温度は、より好ましくは６００℃以下である。巻取り温度の下限は特に限定されないが、冷間圧延性の低下を防ぐために、巻取り温度は５００℃以上が好ましい。
さらに、巻取り後の熱延鋼板を酸洗してもよい。酸洗条件は特に限定されず、常法に従えばよい。加えて、巻取り後の熱延鋼板に、組織軟質化のための熱処理を施してもよい。
また、冷間圧延工程では、圧下率を２０％以上とすることが好ましい。圧下率が２０％未満の場合、表面の平坦度が悪く、組織が不均一となるおそれがあるためである。
加えて、焼鈍工程の後に、焼戻し処理を行ってもよい。また、鋼板にＺｎ系めっきやＡｌ系めっきなどのめっき処理を施してもよい。さらに、焼鈍工程の後、または、めっき処理後に、鋼板に形状調整のための調質圧延を施してもよい。
・せん断加工工程
ついで、上記のようにして準備した素材鋼板の少なくとも１つの端面にｎ回のせん断加工を施す。
ここで、ｎは２以上の整数である。ｎの上限については特に限定されるものではないが、後述するように、最後のせん断加工条件をその直前のせん断加工条件に応じて適正に制御すれば、それ以前のせん断加工条件は耐遅れ破壊特性に影響を及ぼさない。そのため、ｎは小さい方が好ましく、好適には、ｎは３以下である。
ついで、上記のようにして準備した素材鋼板の少なくとも１つの端面にｎ回のせん断加工を施す。
ここで、ｎは２以上の整数である。ｎの上限については特に限定されるものではないが、後述するように、最後のせん断加工条件をその直前のせん断加工条件に応じて適正に制御すれば、それ以前のせん断加工条件は耐遅れ破壊特性に影響を及ぼさない。そのため、ｎは小さい方が好ましく、好適には、ｎは３以下である。
そして、本発明の一実施形態に従う鋼板の製造方法では、最後（ｎ回目）のせん断加工における切り代Ｔを、その直前（ｎ－１回目）のせん断加工におけるクリアランスａ及び素材鋼板の板厚ｔに応じて適正に制御する、具体的には、次式（I）～（III）を満足させることが重要である。
（I）ａ＞３０の場合 ０．００２×ａ×ｔ≦Ｔ≦０．０７×ａ×ｔ
（II）３０≧ａ＞５の場合 ０．０６×ｔ≦Ｔ≦２．１×ｔ
（III）５≧ａの場合 ０．０１２×ａ×ｔ≦Ｔ≦０．４２×ａ×ｔ
（I）ａ＞３０の場合 ０．００２×ａ×ｔ≦Ｔ≦０．０７×ａ×ｔ
（II）３０≧ａ＞５の場合 ０．０６×ｔ≦Ｔ≦２．１×ｔ
（III）５≧ａの場合 ０．０１２×ａ×ｔ≦Ｔ≦０．４２×ａ×ｔ
すなわち、一般的な条件でせん断加工を行うと、せん断端面の近傍に加工領域が形成される。そのため、最後（ｎ回目）のせん断加工の際の切り代を調整し、ｎ－１回目までのせん断加工により生じた加工領域を素材鋼板の板厚ｔに応じて除去する（切り落とす）ことが重要である。ただし、最後（ｎ回目）のせん断加工の際の切り代が大きくなりすぎると、当該せん断加工によって、加工領域が形成されるとともに、当該加工領域の硬さが上昇する。
また、ｎ－１回目のせん断加工におけるクリアランスが３０≧ａ＞５の場合、当該クリアランスの影響による加工領域の増減はごくわずかである。そのため、この場合には、素材鋼板の板厚ｔのみに応じてｎ回目のせん断加工における切り代Ｔを制御する。
一方、ｎ－１回目のせん断加工におけるクリアランスが比較的大きい場合、具体的には、ａ＞３０の場合、ｎ－１回目のせん断加工で導入される加工領域が（３０≧ａ＞５の場合と比較して）相対的に大きくなる。また、クリアランスに応じて当該加工領域が増加する。そのため、素材鋼板の板厚ｔに加え、クリアランスに応じて、ｎ回目のせん断加工における切り代Ｔを制御する（大きくする）ことが必要である。
また、ｎ－１回目のせん断加工におけるクリアランスが比較的小さい場合、具体的には、５≧ａの場合、ｎ－１回目のせん断加工で導入される加工領域が（３０≧ａ＞５の場合と比較して）相対的に小さくなる。また、クリアランスに応じて当該加工領域が減少する。そのため、素材鋼板の板厚ｔに加え、クリアランスに応じて、ｎ回目のせん断加工における切り代Ｔを制御する（小さくする）ことが必要である。
以上のことから、ｎ回目のせん断加工における切り代Ｔを、その直前のｎ－１回目のせん断加工におけるクリアランスａ及び素材鋼板の板厚ｔに応じて、上掲式（I）～（III）を満足するように制御することが重要となる。
また、ｎ－１回目のせん断加工におけるクリアランスが３０≧ａ＞５の場合、当該クリアランスの影響による加工領域の増減はごくわずかである。そのため、この場合には、素材鋼板の板厚ｔのみに応じてｎ回目のせん断加工における切り代Ｔを制御する。
一方、ｎ－１回目のせん断加工におけるクリアランスが比較的大きい場合、具体的には、ａ＞３０の場合、ｎ－１回目のせん断加工で導入される加工領域が（３０≧ａ＞５の場合と比較して）相対的に大きくなる。また、クリアランスに応じて当該加工領域が増加する。そのため、素材鋼板の板厚ｔに加え、クリアランスに応じて、ｎ回目のせん断加工における切り代Ｔを制御する（大きくする）ことが必要である。
また、ｎ－１回目のせん断加工におけるクリアランスが比較的小さい場合、具体的には、５≧ａの場合、ｎ－１回目のせん断加工で導入される加工領域が（３０≧ａ＞５の場合と比較して）相対的に小さくなる。また、クリアランスに応じて当該加工領域が減少する。そのため、素材鋼板の板厚ｔに加え、クリアランスに応じて、ｎ回目のせん断加工における切り代Ｔを制御する（小さくする）ことが必要である。
以上のことから、ｎ回目のせん断加工における切り代Ｔを、その直前のｎ－１回目のせん断加工におけるクリアランスａ及び素材鋼板の板厚ｔに応じて、上掲式（I）～（III）を満足するように制御することが重要となる。
なお、最後（ｎ回目）のせん断加工の際にも加工領域は形成されるが、上掲式（I）～（III）の上限値内の切り代とする、換言すれば、ｎ回目のせん断加工の切断位置をｎ－１回目のせん断加工において形成された加工領域と母材領域の境界近傍に設定することによって、切り代が大きい通常のせん断加工に比べて最後（ｎ回目）のせん断加工の際に形成される加工領域の範囲は大幅に縮小される。
すなわち、切り代が大きい通常のせん断加工では、ポンチの上刃から生じた亀裂は下刃に向かって（ポンチの上刃と下刃をつなぐ直線に沿って）板厚方向に進行する。一方、ｎ回目のせん断加工のように、切断位置がｎ－１回目のせん断加工において形成された加工領域と母材領域の境界近傍になると、ポンチ上刃の直下では、ｎ－１回目のせん断加工により導入された歪の影響等により圧縮応力が高くなる。そのため、ｎ回目のせん断加工により生じる亀裂は、高い圧縮応力場を避けようとポンチの上刃と下刃をつなぐ直線より母材側へ食い込み、その後、下刃へ向かって進行する。その結果、ｎ－１回目のせん断加工において形成された加工領域と、ｎ回目のせん断加工時に形成される加工領域の一部とが同時に取り除かれる。そのため、最後（ｎ回目）のせん断加工の際に形成される加工領域の範囲は、切り代が大きい通常のせん断加工（ｎ－１回目以前のせん断加工）の際に形成される加工領域の範囲に比べて大幅に縮小される。
すなわち、切り代が大きい通常のせん断加工では、ポンチの上刃から生じた亀裂は下刃に向かって（ポンチの上刃と下刃をつなぐ直線に沿って）板厚方向に進行する。一方、ｎ回目のせん断加工のように、切断位置がｎ－１回目のせん断加工において形成された加工領域と母材領域の境界近傍になると、ポンチ上刃の直下では、ｎ－１回目のせん断加工により導入された歪の影響等により圧縮応力が高くなる。そのため、ｎ回目のせん断加工により生じる亀裂は、高い圧縮応力場を避けようとポンチの上刃と下刃をつなぐ直線より母材側へ食い込み、その後、下刃へ向かって進行する。その結果、ｎ－１回目のせん断加工において形成された加工領域と、ｎ回目のせん断加工時に形成される加工領域の一部とが同時に取り除かれる。そのため、最後（ｎ回目）のせん断加工の際に形成される加工領域の範囲は、切り代が大きい通常のせん断加工（ｎ－１回目以前のせん断加工）の際に形成される加工領域の範囲に比べて大幅に縮小される。
ここで、上掲式（I）の下限値は、好ましくは０．００２３×ａ×ｔ、より好ましくは０．００３×ａ×ｔ、さらに好ましくは０．００３３×ａ×ｔである。
上掲式（I）の上限値は、好ましくは０．０５３×ａ×ｔ、より好ましくは０．０４×ａ×ｔ、さらに好ましくは０．０２７×ａ×ｔである。
上掲式（I）の上限値は、好ましくは０．０５３×ａ×ｔ、より好ましくは０．０４×ａ×ｔ、さらに好ましくは０．０２７×ａ×ｔである。
上掲式（II）の下限値は、好ましくは０．０７×ｔ、より好ましくは０．０９×ｔ、さらに好ましくは０．１０×ｔである。
上掲式（II）の上限値は、好ましくは１．６×ｔ、より好ましくは１．２×ｔ、さらに好ましくは０．８×ｔである。
上掲式（II）の上限値は、好ましくは１．６×ｔ、より好ましくは１．２×ｔ、さらに好ましくは０．８×ｔである。
上掲式（III）の下限値は、好ましくは０．０１４×ａ×ｔ、より好ましくは０．０１８×ａ×ｔ、さらに好ましくは０．０２０×ａ×ｔである。
上掲式（III）の上限値は、好ましくは０．３２×ａ×ｔ、より好ましくは０．２４×ａ×ｔ、さらに好ましくは０．１６×ａ×ｔである。
上掲式（III）の上限値は、好ましくは０．３２×ａ×ｔ、より好ましくは０．２４×ａ×ｔ、さらに好ましくは０．１６×ａ×ｔである。
ここで、ｎ回目のせん断加工における切り代Ｔは、鋼板を板厚方向に投影したときの、ｎ－１回目のせん断加工によるせん断端面の投影線の中心位置（両端から等距離となる位置）と、ｎ回目のせん断加工によるせん断端面の投影線の中心位置（両端から等距離となる位置）の距離とする。他の回のせん断加工における切り代も同様である。
また、クリアランスａ（％）は、次式により算出する。
ａ＝Ｌ／t × １００
ここで、
Ｌ：上刃（可動刃）と下刃（固定刃）の隙間（ｍｍ）
である。
より具体的には、（せん断加工に使用する切断装置の）上刃と下刃の隙間Ｌをノギス等の測定治具を用いて測定し、測定したＬを素材鋼板の板厚ｔ（ｍｍ）で除することにより求める。
ａ＝Ｌ／t × １００
ここで、
Ｌ：上刃（可動刃）と下刃（固定刃）の隙間（ｍｍ）
である。
より具体的には、（せん断加工に使用する切断装置の）上刃と下刃の隙間Ｌをノギス等の測定治具を用いて測定し、測定したＬを素材鋼板の板厚ｔ（ｍｍ）で除することにより求める。
なお、上記以外の条件については特に限定されず、常法に従えばよい。
例えば、ｎ回目のせん断加工におけるクリアランスは５％以上３０％以下、シャー角は０°以上２°以下が好ましい。特に、クリアランスが５％未満では加工領域が大きくなりやすく、クリアランスが３０％超およびシャー角が２°超では、バリの過剰生成により耐遅れ破壊特性が劣化しやすい。
また、ｎ－１回目のせん断加工におけるクリアランスは、上掲式（I）～（III）を満足させれば特に限定されるものではないが、１％以上４０％以下が好ましく、５％以上３０％以下がより好ましい。さらに、ｎ－１回目のせん断加工におけるシャー角は、０°以上２°以下が好ましい。なお、ｎ－１回目のせん断加工における切り代は特に限定されず、最終製品とする部材の形状などに応じて適宜設定すればよい。
加えて、ｎ－１回目よりも前のせん断加工条件は特に限定されず、最終製品とする部材の形状などに応じて適宜設定すればよい。
また、せん断加工における切り出しは、せん断切断（機械切断）により行うものとする。ここで、せん断切断（機械切断）は、被加工材をせん断力により機械的に切断する方法であり、例えば、シャーカッターや打ち抜き加工機による切断加工などが挙げられる。
例えば、ｎ回目のせん断加工におけるクリアランスは５％以上３０％以下、シャー角は０°以上２°以下が好ましい。特に、クリアランスが５％未満では加工領域が大きくなりやすく、クリアランスが３０％超およびシャー角が２°超では、バリの過剰生成により耐遅れ破壊特性が劣化しやすい。
また、ｎ－１回目のせん断加工におけるクリアランスは、上掲式（I）～（III）を満足させれば特に限定されるものではないが、１％以上４０％以下が好ましく、５％以上３０％以下がより好ましい。さらに、ｎ－１回目のせん断加工におけるシャー角は、０°以上２°以下が好ましい。なお、ｎ－１回目のせん断加工における切り代は特に限定されず、最終製品とする部材の形状などに応じて適宜設定すればよい。
加えて、ｎ－１回目よりも前のせん断加工条件は特に限定されず、最終製品とする部材の形状などに応じて適宜設定すればよい。
また、せん断加工における切り出しは、せん断切断（機械切断）により行うものとする。ここで、せん断切断（機械切断）は、被加工材をせん断力により機械的に切断する方法であり、例えば、シャーカッターや打ち抜き加工機による切断加工などが挙げられる。
次に、本発明の一実施形態に従う部材について説明する。
本発明の一実施形態に従う部材は、上記した本発明の一実施形態に従う鋼板を用いてなるものであり、例えば、本発明の一実施形態に従う鋼板をプレス成形して得た、プレス成形品などが挙げられる。
本発明の一実施形態に従う部材は、自動車用の部品等に用いて特に好適である。
本発明の一実施形態に従う部材は、上記した本発明の一実施形態に従う鋼板を用いてなるものであり、例えば、本発明の一実施形態に従う鋼板をプレス成形して得た、プレス成形品などが挙げられる。
本発明の一実施形態に従う部材は、自動車用の部品等に用いて特に好適である。
［実施例１］
表１に示す組織および引張特性を有する素材鋼板を準備し、該素材鋼板に表２に示す条件でシャーカッターによるせん断加工を施し、せん断端面を有する鋼板を得た。なお、シャーカッターによるせん断加工はいずれも、同じ端面に対して行った。
ここで、素材鋼板の組織の同定、粗大介在物粒子の個数密度の測定、及び、機械特性の測定はそれぞれ、前述した要領で行ったものである（なお、上記したせん断端面を有する鋼板でも、素材鋼板と同じ、組織、粗大介在物粒子の個数密度、及び、引張特性が得られた。）。
また、組織の同定（ポイントカウンティング法）では、ＳＥＭによる観察領域（８２μｍ×５７μｍの領域）上に間隔が均等となるように１６×１５の格子を置いた。そして、格子点おける各相の点数を数え、格子点総数に対する各相が占める格子点数の割合を、各相の面積率とした。また、各相の面積率は、別々の３つのＳＥＭ像から求めた各相の面積率の平均値とした。
また、粗大介在物粒子の個数密度の測定では、ＳＥＭによる観察領域を２５μｍ×１７μｍとした。
表１に示す組織および引張特性を有する素材鋼板を準備し、該素材鋼板に表２に示す条件でシャーカッターによるせん断加工を施し、せん断端面を有する鋼板を得た。なお、シャーカッターによるせん断加工はいずれも、同じ端面に対して行った。
ここで、素材鋼板の組織の同定、粗大介在物粒子の個数密度の測定、及び、機械特性の測定はそれぞれ、前述した要領で行ったものである（なお、上記したせん断端面を有する鋼板でも、素材鋼板と同じ、組織、粗大介在物粒子の個数密度、及び、引張特性が得られた。）。
また、組織の同定（ポイントカウンティング法）では、ＳＥＭによる観察領域（８２μｍ×５７μｍの領域）上に間隔が均等となるように１６×１５の格子を置いた。そして、格子点おける各相の点数を数え、格子点総数に対する各相が占める格子点数の割合を、各相の面積率とした。また、各相の面積率は、別々の３つのＳＥＭ像から求めた各相の面積率の平均値とした。
また、粗大介在物粒子の個数密度の測定では、ＳＥＭによる観察領域を２５μｍ×１７μｍとした。
上記のようにして得たせん断端面を有する鋼板を用いて、前述した要領で、せん断端面に垂直でかつ板厚方向に平行な面において加工領域と母材領域とを確定し、加工領域の面積Ｓ（ｍｍ2）を求めた。そして、求めた加工領域の面積Ｓから、Ｓ／ｔ2の値を算出した。結果を表２に併記する。
また、上記のようにして得たせん断端面を有する鋼板を用いて、前述した要領で、加工領域の硬さおよび母材領域の硬さを測定し、母材領域の硬さに対する加工領域の硬さの比率を算出した。結果を表２に併記する。
さらに、以下の要領で、耐遅れ破壊特性を評価した。
すなわち、上記のようにして得たせん断端面を有する鋼板から、長手方向がせん断端面となるように１１０ｍｍ×３０ｍｍの試験片を採取し、当該試験片に、長手方向に対してＶ字曲げ加工を施した。ついで、ボルト、ナット及びテーパーワッシャーを用いて、Ｖ字曲げ加工した試験片を板面の両側からボルトで締め込み、狙い値で７００ＭＰａから２４００ＭＰａまでの１０ＭＰａ間隔の種々の負荷応力がＶ字曲げ部にかかるように、種々の成形部材試験片を作製した。ここで、負荷応力の調整は、負荷応力とボルト締込量の相関を用いて行った。なお、負荷応力とボルト締込量の相関は、ＹＵモデルを用いたＣＡＥ解析により求めた。また、ＣＡＥ解析では、引張試験により求めた応力－ひずみ曲線を用いた。
そして、作製した種々の成形部材試験片を、ｐＨ＝３（２５℃）の塩酸水溶液中に９６時間浸漬し、浸漬後に遅れ破壊（割れ）がなかった成形部材試験片の負荷応力の最大値を、臨界負荷応力とした。求めた臨界負荷応力を表２に併記する。
なお、遅れ破壊の判定は目視、及び、実体顕微鏡で倍率：２０倍に拡大した画像にて行い、長さ：２００μｍ以上の亀裂が確認されなかった場合には「遅れ破壊（割れ）なし」と、長さ：２００μｍ以上の亀裂が１つでも確認された場合には「遅れ破壊（割れ）あり」と判定した。
そして、求めた臨界負荷応力により、以下の基準で耐遅れ破壊特性を評価した。
合格（優れる）：臨界負荷応力が降伏応力ＹＳ以上
不合格：臨界負荷応力が降伏応力ＹＳ未満
すなわち、上記のようにして得たせん断端面を有する鋼板から、長手方向がせん断端面となるように１１０ｍｍ×３０ｍｍの試験片を採取し、当該試験片に、長手方向に対してＶ字曲げ加工を施した。ついで、ボルト、ナット及びテーパーワッシャーを用いて、Ｖ字曲げ加工した試験片を板面の両側からボルトで締め込み、狙い値で７００ＭＰａから２４００ＭＰａまでの１０ＭＰａ間隔の種々の負荷応力がＶ字曲げ部にかかるように、種々の成形部材試験片を作製した。ここで、負荷応力の調整は、負荷応力とボルト締込量の相関を用いて行った。なお、負荷応力とボルト締込量の相関は、ＹＵモデルを用いたＣＡＥ解析により求めた。また、ＣＡＥ解析では、引張試験により求めた応力－ひずみ曲線を用いた。
そして、作製した種々の成形部材試験片を、ｐＨ＝３（２５℃）の塩酸水溶液中に９６時間浸漬し、浸漬後に遅れ破壊（割れ）がなかった成形部材試験片の負荷応力の最大値を、臨界負荷応力とした。求めた臨界負荷応力を表２に併記する。
なお、遅れ破壊の判定は目視、及び、実体顕微鏡で倍率：２０倍に拡大した画像にて行い、長さ：２００μｍ以上の亀裂が確認されなかった場合には「遅れ破壊（割れ）なし」と、長さ：２００μｍ以上の亀裂が１つでも確認された場合には「遅れ破壊（割れ）あり」と判定した。
そして、求めた臨界負荷応力により、以下の基準で耐遅れ破壊特性を評価した。
合格（優れる）：臨界負荷応力が降伏応力ＹＳ以上
不合格：臨界負荷応力が降伏応力ＹＳ未満
表２に示したように、発明例のせん断端面を有する鋼板はいずれも、高強度であり、かつ、耐遅れ破壊特性にも優れていた。
一方、比較例では、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
一方、比較例では、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
［実施例２］
表３に示す成分組成（残部はＦｅ及び不可避的不純物）を有するスラブに、表４に記載の条件でスラブ加熱を行い、ついで、熱間圧延して熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板を研削加工したのち、表５に記載の板厚となるように冷間圧延して冷延鋼板を得た。ついで、得られた冷延鋼板に、表４に示す条件で焼鈍を施し、素材鋼板を準備した。この素材鋼板に、表６に示す条件でシャーカッターによるせん断加工を施し、せん断端面を有する鋼板を得た。なお、シャーカッターによるせん断加工はいずれも、同じ端面に対して行った。
また、表３における各元素の空欄は、当該元素を意図的に添加していないことを表しており、当該元素を含有しない（０質量％）場合だけでなく、当該元素を不可避的に含有する場合も含む。
そして、実施例１と同じ要領で、組織の同定、粗大介在物粒子の個数密度の測定、機械特性の測定、Ｓ／ｔ2の値の算出、母材領域の硬さに対する加工領域の硬さの比率の算出、及び、耐遅れ破壊特性の評価を行った。結果を表５および表６に併記する。
表３に示す成分組成（残部はＦｅ及び不可避的不純物）を有するスラブに、表４に記載の条件でスラブ加熱を行い、ついで、熱間圧延して熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板を研削加工したのち、表５に記載の板厚となるように冷間圧延して冷延鋼板を得た。ついで、得られた冷延鋼板に、表４に示す条件で焼鈍を施し、素材鋼板を準備した。この素材鋼板に、表６に示す条件でシャーカッターによるせん断加工を施し、せん断端面を有する鋼板を得た。なお、シャーカッターによるせん断加工はいずれも、同じ端面に対して行った。
また、表３における各元素の空欄は、当該元素を意図的に添加していないことを表しており、当該元素を含有しない（０質量％）場合だけでなく、当該元素を不可避的に含有する場合も含む。
そして、実施例１と同じ要領で、組織の同定、粗大介在物粒子の個数密度の測定、機械特性の測定、Ｓ／ｔ2の値の算出、母材領域の硬さに対する加工領域の硬さの比率の算出、及び、耐遅れ破壊特性の評価を行った。結果を表５および表６に併記する。
表６に示したように、発明例のせん断端面を有する鋼板はいずれも、高強度であり、かつ、耐遅れ破壊特性にも優れていた。
一方、比較例では、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
一方、比較例では、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Claims (10)
- せん断端面を有する鋼板であって、
該鋼板は、該せん断端面を含む加工領域と、母材領域とを有し、
次式（１）を満足し、
該母材領域の硬さに対する該加工領域の硬さの比率が１２０％以下であり、
引張強さが１１８０ＭＰａ以上である、鋼板。
０＜Ｓ／ｔ2≦０．０１２ ・・・（１）
ここで、
Ｓ：せん断端面に垂直でかつ板厚方向に平行な面における加工領域の面積（ｍｍ2）
ｔ：鋼板の板厚（ｍｍ）
である。 - 組織全体に対する面積率で、マルテンサイト：４０％以上１００％以下、フェライト：０％以上６０％以下、及び、その他の金属相：５％以下である組織を有し、
前記鋼板の表面から板厚１／４位置までの深さ領域において、円相当直径で４．０μｍ以上の介在物粒子の個数密度が５個／ｍｍ2以上２７個／ｍｍ2以下である、請求項１に記載の鋼板。 - 質量％で、
Ｃ：０．０５％以上０．６０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上３．２０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．１０％以下、及び
Ｎ：０．０１０％以下
を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物である成分組成を有する、請求項１または２に記載の鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．１５％以下、
Ｖ：０．０５％以下、
Ｎｂ：０．０２０％以下、
Ｔｉ：０．０２０％以下、
Ｃｕ：０．２０％以下、
Ｎｉ：０．１０％以下、
Ｂ：０．００２０％以下、
Ｓｂ：０．１０％以下、及び
Ｓｎ：０．１０％以下のうちから選ばれた少なくとも１種を含有する、請求項３に記載の鋼板。 - 被加工材となる素材鋼板を準備する、準備工程と、
該素材鋼板の少なくとも１つの端面にｎ回のせん断加工を施す、ｎが２以上の整数である、せん断加工工程と、をそなえ、
該せん断加工工程におけるｎ回目のせん断加工の切り代Ｔ（ｍｍ）が、該素材鋼板の板厚ｔ（ｍｍ）及びｎ－１回目のせん断加工におけるクリアランスａ（％）との関係で、次式（I）～（III）のいずれかを満足する、鋼板の製造方法。
（I）ａ＞３０の場合 ０．００２×ａ×ｔ≦Ｔ≦０．０７×ａ×ｔ
（II）３０≧ａ＞５の場合 ０．０６×ｔ≦Ｔ≦２．１×ｔ
（III）５≧ａの場合 ０．０１２×ａ×ｔ≦Ｔ≦０．４２×ａ×ｔ - 前記素材鋼板が、組織全体に対する面積率で、マルテンサイト：４０％以上１００％以下、フェライト：０％以上６０％以下、及び、その他の金属相：５％以下である組織を有し、
前記素材板材の表面から板厚１／４位置までの深さ領域において、円相当直径で４．０μｍ以上の介在物粒子の個数密度が５個／ｍｍ2以上２７個／ｍｍ2以下である、請求項５に記載の鋼板の製造方法。 - 前記素材鋼板が、質量％で、
Ｃ：０．０５％以上０．６０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｍｎ：０．１０％以上３．２０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．１０％以下、及び
Ｎ：０．０１０％以下
を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物である成分組成を有する、請求項５または６に記載の鋼板の製造方法。 - 前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．１５％以下、
Ｖ：０．０５％以下、
Ｎｂ：０．０２０％以下、
Ｔｉ：０．０２０％以下、
Ｃｕ：０．２０％以下、
Ｎｉ：０．１０％以下、
Ｂ：０．００２０％以下、
Ｓｂ：０．１０％以下、及び
Ｓｎ：０．１０％以下のうちから選ばれた少なくとも１種を含有する、請求項７に記載の鋼板の製造方法。 - 前記準備工程が、
スラブを加熱して保持する、スラブ加熱工程と、
該スラブを熱間圧延して熱延鋼板とする、熱間圧延工程と、
該熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とする、冷間圧延工程と、
該冷延鋼板を焼鈍する、焼鈍工程と、
を有し、
該スラブ加熱工程では、
該スラブの表面温度で３００℃から１２２０℃までの温度域の平均加熱速度が０．１０℃／ｓ以上であり、
該温度域において、該スラブの表面温度Ｔｓに対する該スラブの中心温度Ｔｃの平均温度比Ｔｃ／Ｔｓが０．６０以上０．８５以下であり、
該スラブの表面温度で１２２０℃以上での保持時間が３０分以上であり、
該焼鈍工程では、
焼鈍温度がＡC1点以上、焼鈍時間が３０秒以上である、請求項５～８のいずれかに記載の鋼板の製造方法。 - 請求項１～４のいずれかに記載の鋼板を用いてなる、部材。
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| WO2022259837A1 (ja) * | 2021-06-11 | 2022-12-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP7541657B1 (ja) | 2023-09-21 | 2024-08-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 遅れ破壊の評価方法、遅れ破壊の予測方法、プレス成形品の製造方法、及びプログラム |
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|---|---|---|---|---|
| JP2011132575A (ja) * | 2009-12-25 | 2011-07-07 | Jfe Steel Corp | 耳割れのない熱延鋼板および冷延鋼板ならびにそれらの製造方法 |
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-
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