JP6123693B2

JP6123693B2 - 剪断面の耐遅れ破壊特性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP6123693B2
Application number: JP2014020531A
Authority: JP
Inventors: 太郎木津; 力上; 篤謙金村; 重見　將人; 將人重見; 永明森安
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2014-02-05
Filing date: 2014-02-05
Publication date: 2017-05-10
Anticipated expiration: 2034-02-05
Also published as: JP2015147957A

Description

本発明は、自動車のピラーやサイドシル、メンバーなどの骨格部材とそれらの補強部材、自動車のドアインパクトビーム、さらには自販機、デスク、家電・OA機器、建材などに使用される構造用部材等に好適な、耐遅れ破壊特性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法に関する。

近年、地球環境の保全に対する関心の高まりを受けて、製造時に炭酸ガス（CO₂）排出量が多い鋼板は、その使用量を削減したいという要望が強くなっている。さらに、自動車分野などでは、車体重量を軽減し、燃費を向上させるとともに排出ガス量の低減という要望が益々大きくなっている。
このような要望に対し、高強度鋼板を適用することにより鋼板の薄肉化を図り、自動車の車体重量を軽減する試みが進められている。とくに、構造用部材では、高強度鋼板を利用することにより、衝突吸収エネルギーを高めたり、塑性変形を抑制したりすることができるという利点がある。しかし、高強度化により水素侵入にともなう破壊、いわゆる遅れ破壊が生じやすくなるため、水素が侵入する環境下で使用する部品に対しては、高強度鋼板の使用が難しくなるという問題があった。とくに、遅れ破壊は剪断面より発生することから、部品の端面が剪断ままとなる場合には、遅れ破壊の発生の危険度が高くなる。

耐遅れ破壊特性を向上させた鋼板として、例えば、特許文献１には、高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。特許文献１に記載された鋼板は、重量％で、C：0.05〜0.3％、Si：0.3〜1.6％、Mn：4.0〜7.0％、Cr：0.01〜0.1％、Ni：0.02〜0.1％、Ti：0.005〜0.03％、B：5〜30ppm、Sb：0.01〜0.03％、S：0.008％以下を含み、Al：0.5〜2.0％とAl含有量を高めた組成と、40〜50％の焼戻マルテンサイトと20〜40％の残留オーステナイトと、残部フェライトからなる組織とを有し、980MPa以上の高強度と優れた耐遅れ破壊特性、さらには優れた延性とを両立させた高強度冷延鋼板及び高強度亜鉛めっき鋼板である。特許文献１に記載された鋼板は、曲げ加工の用途だけでなく、一般的なドローイング加工が可能であり、自動車車体の軽量化、安全性の確保が期待できるとしている。

また、特許文献２には、ホットプレス用めっき鋼板の製造方法が記載されている。特許文献２に記載された技術では、質量％で、C：0.01〜0.5％、Si：0.05〜2％、Mn：0.1〜3％、さらにTi：0.005〜1％、Nb：0.01〜1％、V：0.01〜1％、Mo：0.01〜1％、W：0.005〜1％、Cu：0.01〜3％、Zr：0.005〜0.1％、Y：0.005〜0.5％、Mg：0.005〜1％、La：0.005〜0.1％、Ce：0.005〜0.1％のうち１種類以上を含有した組成の鋼板を、焼鈍およびめっきする際に、焼鈍炉に入れる前の鋼板の非拡散性水素量を少なくし、焼鈍炉中の水素濃度が10％以下及び露点0℃以下の雰囲気で、650℃以上、変態点に関連した特定温度以下で焼鈍したのち、鋼板表面にアルミニウムまたは亜鉛を主体とするめっきを施すことにより、耐遅れ破壊特性に優れたホットプレス用めっき鋼板が得られるとしている。

また、特許文献３には、C：0.15〜0.25％、Si：1.0〜3.0％、Mn：1.5〜2.5％、P：0.05％以下、S：0.02％以下、Al：0.01〜0.05％、N：0.005％未満を含む組成と、体積率で40〜85％の焼戻しマルテンサイト相、および体積率で15〜60％のフェライト相を含む組織とを有し、引張強さ：1320MPa以上の超高強度冷延鋼板が記載されている。特許文献３に記載された技術では、CとSiを高く含有し、焼戻マルテンサイトおよびフェライトの硬さを上昇させ、引張強さ：1320MPa以上の高強度を確保するとともに、転位をほとんど含まないフェライト相を析出させることにより、金属組織中の転位密度をマルテンサイト単相組織に比べて大幅に減少させ、水素のトラップサイトを低減させて、鋼中に侵入する水素量を大幅に低減して、耐遅れ破壊特性を向上させるとしている。

特表2011−523442号公報特開2012−41597号公報特開2012−12642号公報

しかしながら、特許文献１に記載された技術で製造された鋼板では、Mnを多量に含むことから、耐腐食性が劣化するという問題があった。また、特許文献２に記載された技術は、ホットプレスにより製造される部材用のめっき鋼板であり、オーステナイト域まで加熱されるホットプレスを使用することを前提としており、引用文献２には、剪断面の耐遅れ破壊性についてまでの言及はない。また、引用文献３に記載された技術で製造された鋼板は、水素のトラップサイトの低減は可能であるが、組織が焼戻マルテンサイトとフェライトとの複合組織であり、剪断時にフェライト相とマルテンサイト相の界面で亀裂が生じ、そのため、剪断面の耐遅れ破壊特性の向上は、期待できないという問題があった。

本発明は、かかる従来技術の問題を有利に解決し、降伏比（＝降伏強さYP/引張強さTS）が0.80以上、引張強さTS：1100MPa以上で、剪断面の耐遅れ破壊特性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。なお、ここでいう「高強度」とは、引張強さTS：1100MPa以上、好ましくは1180MPa以上、さらに好ましくは1320MPa以上である場合をいい、また、「薄鋼板」とは、好ましくは板厚3.8mm以下である場合をいうものとする。

本発明者らは、上記した目的を達成するために、剪断面の耐遅れ破壊特性に影響する各種要因について鋭意検討した。その結果、組織をフェライト単相にすることに想到した。というのは、軟質相であるフェライト相とマルテンサイト相等の硬質相とが複合して存在すると、剪断時に界面で微小亀裂が発生し、水素割れを誘起し、剪断面の耐遅れ破壊特性が低下する。

さらに、本発明者らの更なる検討により、フェライトを等軸でかつ微細な結晶粒とし、さらにフェライト粒内に微細な析出物を多数析出させることにより、耐遅れ破壊性と高強度とをともに顕著に向上させることができることを見出した。というのは、粗大かつ展伸した粒では、剪断時に粒界近傍に加工歪が集中し、水素の吸着源となり、水素に起因した脆化が生じやすくなる。等軸でかつ微細な粒であれば、加工歪の粒界近傍への集中が回避でき、水素に起因した脆化が生じるのを抑制できるという知見を得た。

また、微細な析出物は、高強度化に寄与するとともに、水素のトラップサイトとしても有効に寄与する。微細な析出物を多数、析出させることにより、高強度を確保できるとともに、剪断時に導入される転位への水素吸着を抑制でき、耐遅れ破壊性の低下をも抑制できるという知見を得た。
つぎに、本発明者らが行った、本発明の基礎となった実験結果について説明する。

製造条件を種々変動させて、フェライト単相組織の結晶粒径を種々変化させた熱延鋼板から、剪断により、30×100mmの板を切り出し、曲げ半径5mmのポンチでU曲げをしたのち、図２に示すように、ボルトにてスプリングバック分を締め込んだサンプルを作製し、遅れ破壊試験を実施し、耐遅れ破壊特性を評価した。遅れ破壊試験は、図２に示すサンプルを、0.1Nの塩酸緩衝液（液温：室温）中に浸漬し、割れ発生までの時間（破壊時間）を測定する試験とした。浸漬時間は200hまでとし、200hまでに割れが発生しなかったサンプルは割れなしとした。

得られた結果を、破壊時間とdN/dLとの関係で、図１に示す。なお、dNは板厚方向の平均フェライト粒径であり、dLは圧延方向での平均フェライト粒径である。図１から、dN/dLが１に近づくことにより、すなわち、フェライト粒が等軸に近づくにしたがい、破壊までの時間が延長されることがわかる。別途行った検討から、上記した浸漬試験で、破壊時間が80h以上であれば、剪断面の耐遅れ破壊性が良好であるという結論を得ており、図１から、耐遅れ破壊特性を顕著に向上させるためにはdN/dLが0.5以上とする必要があることを知見した。

さらに、本発明者らは、フェライト結晶粒に及ぼす、鋼板の製造における各種要因について検討した。その結果、等軸でかつ微細なフェライト粒を得るためには、とくに熱間圧延における粗圧延を、合計で82％以上の高圧下率でかつ、950℃以上の高温で圧延を終了する条件とし、かつ仕上圧延を、合計で82％以上の高圧下率でかつ、850℃以上の高温で圧延を終了する条件で行うことが肝要になることを知見した。

本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎの通りである。
（１）質量％で、C：0.100〜0.250％、Si：0.3％以下、Mn：0.1〜2.0％、P：0.05％以下、S：0.030％以下、Al：0.10％以下、N：0.010％以下、V：0.400〜1.00％を含み、かつ、C、Mn、N、Vを、次（１）式および次（２）式
C−(12/51)×（V−(51/14)×N）≧ 0.013 ‥‥（１）
Mn/｛V−(51/14)×N｝≦ 2.0 ‥‥（２）
（ここで、C、V、N、Mn：各元素の含有量（質量％））
を満足するように調整して含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、面積率で95％以上のフェライト相を主相とし、該フェライト相が、板厚方向の平均フェライト粒径dNと圧延方向の平均フェライト粒径dLとの比dN/dLが0.5以上で、（2×dL×dN）/（dL＋dN）で定義される平均粒径が5μm以下であり、かつ10nm未満の析出物の析出密度が1.0×10⁵個/μm³以上である組織とを有し、引張強さTS：1100MPa以上、降伏比YR：0.8以上であり、かつ板厚が2.1〜3.8mmであることを特徴とする剪断面の耐遅れ破壊特性に優れた高強度薄鋼板。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.005〜0.600％、Nb：0.005〜0.600％、Mo：0.005〜0.600％、Ta：0.005〜0.600％、W：0.005〜0.600％のうちから選ばれた１種または２種以上を、C、Mn、N、Vが、前記（１）式に代えて、Ti、N、Sの関係に応じて次（３）〜（５）式
Ti−（48/14）×N−（48/32）×S≧0のとき、
C−(12/51)×V−（12/48）×（Ti−（48/14）×N−（48/32）×S）−（12/93）×Nb−（12/96）×Mo−（12/181）×Ta−（12/184）×W≧0.013 ‥‥（３）
Ti−（48/14）×N−（48/32）×S＜0かつTi−（48/14）×N≧0のとき、
C−(12/51)×V−（12/93）×Nb−（12/96）×Mo−（12/181）×Ta−（12/184）×W≧0.013‥‥（４）
Ti−（48/14）×N−（48/32）×S＜0かつTi−（48/14）×N＜0のとき、
C−(12/51)×（V−（51/14）×（N−（14/48）×Ti））−（12/93）×Nb−（12/96）×Mo−（12/181）×Ta−（12/184）×W≧0.013 ‥‥（５）
（ここで、C、V、N、Mn、Ti、S、Nb、Mo、Ta、W：各元素の含有量（質量％））
のうちのいずれかを、さらに前記（２）式に代えて、Ti、Nの関係に応じて次（６）または（７）式
Ti−（48/14）×N≧0のとき、Mn/V≦2.0 ‥‥（６）
Ti−（48/14）×N＜0のとき、
Mn/（V−（51/14）×（N−（14/48）×Ti））≦2.0 ‥‥（７）
（ここで、C、V、N、Mn、Ti、S、Nb、Mo、Ta、W：各元素の含有量（質量％）)
を満足するように調整して含有することを特徴とする高強度薄鋼板。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、B：0.0002〜0.0050％を含有することを特徴とする高強度薄鋼板。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cr：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜1.0％の１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度薄鋼板。
（５）（１）ないし（４）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Sb：0.005〜0.050％を含有することを特徴とする高強度薄鋼板。
（６）（１）ないし（５）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.01％、REM：0.0005〜0.01％の１種または２種を含有することを特徴とする高強度薄鋼板。
（７）（１）ないし（６）のいずれかに記載の高強度薄鋼板の表面にめっき層を有することを特徴とする剪断面の耐遅れ破壊特性に優れた高強度薄鋼板。
（８）鋼素材に、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施したのち、冷却し、巻き取り、高強度薄鋼板とするに当り、前記鋼素材を、質量％で、C：0.100〜0.250％、Si：0.3％以下、Mn：0.1〜2.0％、P：0.05％以下、S：0.030％以下、Al：0.10％以下、N：0.010％以下、V：0.400〜1.00％を含み、かつ、C、Mn、N、Vを、次（１）式および次（２）式
C−(12/51)×（V−(51/14)×N）≧ 0.013 ‥‥（１）
Mn/｛V−(51/14)×N｝≦ 2.0 ‥‥（２）
（ここで、C、V、N、Mn：各元素の含有量（質量％））
を満足するように調整して含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、前記粗圧延を、粗圧延トータル圧下率が82％以上で、粗圧延終了温度：950℃以上とする圧延とし、前記仕上圧延を、仕上圧延トータル圧下率が92％以上、仕上圧延終了温度：850℃以上とする圧延とし、該仕上圧延後に、仕上圧延終了から700℃までの温度域における冷却速度が、平均で30℃/s以上で冷却し、巻取温度：500℃以上で前記巻き取りを行い、さらに前記巻き取り後の薄鋼板に、酸洗と焼鈍とを施すに際し、前記焼鈍が、均熱温度を750℃以下の範囲の温度とし、500℃から該均熱温度までの温度域を平均1℃/s以上の加熱速度で加熱し、前記均熱温度での均熱時間を300s以下として均熱し、該均熱後、1℃/s以上の冷却速度で500℃まで冷却する処理であることを特徴とする引張強さTS：1100MPa以上、降伏比YR：0.8以上、板厚：2.1〜3.8mmであり、面積率で95％以上のフェライト相を主相とし、該フェライト相が、板厚方向の平均フェライト粒径dNと圧延方向の平均フェライト粒径dLとの比dN/dLが0.5以上で、（2×dL×dN）/（dL＋dN）で定義される平均粒径が5μm以下であり、かつ10nm未満の析出物の析出密度が1.0×10 ⁵ 個/μm ³ 以上である組織を有する剪断面の耐遅れ破壊特性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
（９）（８）において、前記鋼素材の前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.005〜0.600％、Nb：0.005〜0.600％、Mo：0.005〜0.600％、Ta：0.005〜0.600％、W：0.005〜0.600％のうちから選ばれた１種または２種以上を、C、Mn、N、Vが、前記（１）式に代えて、Ti、N、Sの関係に応じて次（３）〜（５）式
Ti−（48/14）×N−（48/32）×S≧0のとき、
C−(12/51)×V−（12/48）×（Ti−（48/14）×N−（48/32）×S）−（12/93）×Nb−（12/96）×Mo−（12/181）×Ta−（12/184）×W≧0.013 ‥‥（３）
Ti−（48/14）×N−（48/32）×S＜0かつTi−（48/14）×N≧0のとき、
C−(12/51)×V−（12/93）×Nb−（12/96）×Mo−（12/181）×Ta−（12/184）×W≧0.013‥‥（４）
Ti−（48/14）×N−（48/32）×S＜0かつTi−（48/14）×N＜0のとき、
C−(12/51)×（V−（51/14）×（N−（14/48）×Ti））−（12/93）×Nb−（12/96）×Mo−（12/181）×Ta−（12/184）×W≧0.013 ‥‥（５）
（ここで、C、V、N、Mn、Ti、S、Nb、Mo、Ta、W：各元素の含有量（質量％））
のうちのいずれかを、さらに前記（２）式に代えて、Ti、Nの関係に応じて次（６）または次（７）式
Ti−（48/14）×N≧0のとき、Mn/V≦2.0 ‥‥（６）
Ti−（48/14）×N＜0のとき、
Mn/（V−（51/14）×（N−（14/48）×Ti））≦2.0 ‥‥（７）
（ここで、C、V、N、Mn、Ti、S、Nb、Mo、Ta、W：各元素の含有量（質量％）)
を満足するように調整して含有することを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。
（１０）（８）または（９）において、前記鋼素材の前記組成に加えてさらに、質量％で、B：0.0002〜0.0050％を含有することを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。
（１１）（８）ないし（１０）のいずれかにおいて、前記鋼素材の前記組成に加えてさらに、質量％で、Cr：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。
（１２）（８）ないし（１１）のいずれかにおいて、前記鋼素材の前記組成に加えてさらに、質量％で、Sb：0.005〜0.050％を含有することを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。
（１３）（８）ないし（１２）のいずれかにおいて、前記鋼素材の前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.01％、REM：0.0005〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。
（１４）（８）ないし（１３）のいずれかにおいて、前記焼鈍の前記冷却の過程で浴温：420〜500℃の亜鉛めっき浴に浸漬するめっき処理を施すことを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。
（１５）（１４）において、前記めっき処理後に、さらに加熱温度：460〜600℃まで再加熱し、該加熱温度で1s以上保持するめっき層の合金化処理を施すことを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。
（１６）（８）ないし（１３）のいずれかにおいて、前記巻き取り後に、さらに板厚減少率：0.1〜3.0％の加工を付与することを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。
（１７）（１４）において、前記めっき処理後に、さらに板厚減少率：0.1〜3.0％の加工を付与することを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。
（１８）（１５）において、前記合金化処理後に、さらに板厚減少率：0.1〜3.0％の加工を付与することを特徴とする高強度薄鋼板の製造方法。

本発明によれば、降伏比：0.80以上で、引張強さTS：1100MPa以上の高強度を有し、剪断面の耐遅れ破壊特性に優れた高強度薄鋼板を容易に、しかも安定して製造でき、産業上格段の効果を奏する。

0.1N塩酸緩衝液中浸漬時の破壊時間とフェライト粒の板厚方向平均粒径dNと圧延方向平均粒径dLの比dN/dLの関係を示すグラフである。遅れ破壊試験で使用したＵ曲げ試験片（浸漬試験片）を模式的に示す説明図である。

本発明の高強度薄鋼板は、降伏比YR：0.80以上で、引張強さTS：1100MPa以上の高強度を有する鋼板で、質量％で、C：0.100〜0.250％、Si：0.3％以下、Mn：0.1〜2.0％、P：0.05％以下、S：0.030％以下、Aｌ：0.10％以下、N：0.010％以下、V：0.400〜1.00％を含み、かつ、C、Mn、N、Vを、次（１）式および次（２）式
C−(12/51)×（V−(51/14)×N）≧ 0.013 ‥‥（１）
Mn/｛V−(51/14)×N｝≦ 2.0 ‥‥（２）
（ここで、C、V、N、Mn：各元素の含有量（質量％））
を満足するように調整して含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する。

まず、組成限定理由について説明する。以下、組成における質量％は、とくに断わらない限り、単に％と記す。
C：0.100〜0.250％
Cは、V等の炭化物形成元素と結合して微細な炭化物を形成し、高強度化に寄与する元素である。また、Cは、熱間圧延後の冷却において、フェライト変態開始温度を低下させる作用を有し、これにより、炭化物の析出温度を低下させ、炭化物の微細化に寄与する。このような効果を得るためには、0.100％以上の含有を必要とする。なお、好ましくは0.120％以上、より好ましくは0.150％以上である。一方、0.250％を超える多量の含有は、フェライト変態を抑制し、ベイナイトやマルテンサイトへの変態を促進する。このため、Vとの微細な炭化物形成が抑制される。また、多量のC含有は、溶接性をも低下させる。このため、Cは0.250％以下に限定した。なお、好ましくは0.200％以下である。このようなことから、Cは0.100〜0.250％の範囲に限定した。

Si：0.3％以下
Siは、フェライト生成元素であり、多量に含有すると、熱間圧延後の冷却においてフェライト変態を促進し、炭化物の析出温度を上昇させ、炭化物を粗大に析出させるという悪影響を及ぼす。さらに、Siを多量に含有すると、熱延後の焼鈍において、鋼板表面にSi酸化物が生成し、不めっき部分が生じるなどめっき性が著しく阻害されるという悪影響を及ぼす。このような悪影響を避けるため、本発明では、Siはできるだけ低減することが好ましいが、このような悪影響は、0.3％までは許容できる。このため、Siは0.3％以下に限定した。なお、好ましくは0.1％以下、より好ましくは0.05％以下、さらに好ましくは0.03％以下である。なお、Siの不純物レベルは0.005％程度である。

Mn：0.1〜2.0％
Mnは、鋼中に固溶して鋼板の強度を増加させ、さらにSと結合して有害なSをMnSとして無害化する作用を有する元素である。また、Mnは、圧延後の冷却において、フェライト変態開始温度を低下させ、炭化物の析出温度を下げることにより、炭化物の微細化に寄与する作用を有する。このような効果を得るため、Mnは0.1％以上含有する必要がある。なお、好ましくは0.3％以上である。一方、2.0％を超える多量の含有は、フェライト変態を抑制し、ベイナイトやマルテンサイトへの変態を促進する。このため、Vとの微細な炭化物形成が抑制される。このため、Mnは2.0％以下に限定した。なお、好ましくは1.5％以下、さらに好ましくは1.0％以下である。このようなことから、Mnは0.1〜2.0％の範囲に限定した。

P：0.05％以下
Pは、粒界に偏析して、延性や靭性を劣化させ、鋼板特性に悪影響を及ぼす元素である。また、Pは、圧延後の冷却においてフェライト変態を促進し、炭化物の析出温度を上昇させ、フェライト粒を粗大化するとともに、炭化物を粗大に析出させる。このため、本発明ではPはできるだけ低減することが望ましいが、このような悪影響は、0.05％までは許容できる。このため、Pは0.05％以下に限定した。なお、好ましくは0.03％以下、さらに好ましくは0.01％以下である。

S：0.030％以下
Sは、熱間における延性を著しく低下させ、熱間割れを誘発し、表面性状を著しく劣化させる元素である。さらに、Sは、強度にほとんど寄与しないばかりか、粗大な硫化物を形成することにより、延性、伸びフランジ性を低下させ、さらには溶接性を低下するなど、鋼板特性に悪影響を及ぼすため、極力低減することが望ましい。なお、このような悪影響はSが0.030％を超えると顕著となるため、Sは0.030％以下に限定した。なお、好ましくは0.010％以下、より好ましくは0.003％以下、さらに好ましくは0.001％以下である。

Al：0.10％以下
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、Alキルド鋼として、このような効果を得るためには0.01％以上含有することが望ましい。また、Alは、圧延後の冷却でフェライト変態を促進する作用を有し、それにより、フェライト粒の粗大化や、炭化物の析出温度の上昇を介して炭化物を粗大に析出させるなどの悪影響を及ぼす。そのため、多量の含有は避ける必要がある。さらに0.10％を超える多量の含有は、鋼中でアルミ酸化物の増加を招き、清浄度の低下、延性の低下などの悪影響を招く。このようなことから、Alは0.10％以下に限定した。なお、好ましくは0.05％以下である。

N：0.010％以下
Nは、Vと高温で粗大な窒化物を形成し、強度への寄与が少ないうえ、Vによる高強度化への寄与を減少させる。さらに、Nの多量含有は、熱間圧延中にスラブ割れを誘起し、表面疵を発生させる恐れがある。このようなことから、Nはできるだけ低減することが望ましいが、0.010％までであれば許容できる。このため、Nは0.010％以下に限定した。なお、好ましくは0.005％以下、より好ましくは0.003％以下、さらに好ましくは0.002％以下である。

V：0.400〜1.00％
Vは、Cと結合して微細な炭化物を形成し、高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、0.0400％以上の含有を必要とする。一方、1.00％を超えて多量に含有しても、含有量に見合う効果が期待できず、経済的に不利となる。このため、Vは1.00％以下とした。なお、好ましくは0.800％以下、より好ましくは0.600％以下である。このようなことから、Vは0.400〜1.00％の範囲に限定した。

なお、本発明では、C、Mn、N、Vを、上記した範囲で、かつ、次（１）式および次（２）式
C−(12/51)×（V−(51/14)×N）≧ 0.013 ‥‥（１）
Mn/｛V−(51/14)×N｝≦ 2.0 ‥‥（２）
（ここで、C、V、N、Mn：各元素の含有量（質量％））
を満足するように調整して含有する。

C−(12/51)×（V−(51/14)×N）≧ 0.013 ‥‥（１）
（１）式は、微細なVCを析出させ、所望の高強度化を達成するための、C、V、N含有量の関係を規定する。Nと結合して窒化物を形成するVを除いたV量（有効V量）が、原子比でC量に対して大きくなると、固溶V量が増加し、高強度化に寄与するVCの析出量が少なく、所望の高強度化を達成することができなくなる。このため、｛C−(12/51)×（V−(51/14)×N）｝を0.013以上に限定した。｛C−(12/51)×（V−(51/14)×N）｝が0.013未満では、所望の高強度化を達成することができない。なお、好ましくは0.020以上である。一方、｛C−(12/51)×（V−(51/14)×N）｝が0.050を超えて大きくなると、多量の余剰Cが生成し、セメンタイトを形成して、加工性を著しく低下させる。このため、｛C−(12/51)×（V−(51/14)×N）｝は、0.050以下とすることが好ましい。このようなことから、C、V、Nは（１）式を満足するように調整することとした。

Mn/｛V−(51/14)×N｝≦ 2.0 ‥‥（２）
（２）式は、V炭化物（VC）をフェライト中に微細析出させ、所望の高強度化を達成するための、Mn、V、N含有量の関係を規定する。Nと結合して窒化物を形成するVを除いたV量（有効V量）に対して、Mn量が多くなりすぎると、フェライト変態開始温度が低温となりすぎて、熱間圧延時のランナウトテーブル上やコイル状に巻き取った後に、フェライト中ではなく、オーステナイト中にV炭化物が析出して、粗大な炭化物となり、所望の高強度化を達成できなくなる。このような現象は、Mn/｛V−(51/14)×N｝を2.0以下とすることにより防止できる。このため、本発明では、Mn/｛V−(51/14)×N｝を2.0以下に限定した。なお、好ましくは1.5以下、より好ましくは1.2以下、さらに好ましくは1.0以下である。下限は、とくに限定しないが、0.1以上とすることが強度の安定化の観点から望ましい。

上記した成分が基本の成分であるが、本発明では、選択元素として、Ti：0.005〜0.600％、Nb：0.005〜0.600％、Mo：0.005〜0.600％、Ta：0.005〜0.600％、W：0.005〜0.600％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、B：0.0002〜0.0050％、および／または、Cr：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Sb：0.005〜0.050％、および／または、Ca：0.0005〜0.01％、REM：0.0005〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種、を含有できる。

Ti：0.005〜0.600％、Nb：0.005〜0.600％、Mo：0.005〜0.600％、Ta：0.005〜0.600％、W：0.005〜0.600％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ti、Nb、Mo、Ta、Wは、微細な炭化物析出による析出強化により、高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上含有できる。
Ti、Nb、Mo、Ta、Wは、いずれも微細な炭化物を形成し、高強度化に寄与する。なお、Tiは、Vと共に複合炭化物を形成し、高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、Ti：0.005％以上、Nb：0.005％以上、Mo：0.005％以上、Ta：0.005％以上、W：0.005％以上含有する必要がある。なお、好ましくはTi：0.050％以上、Nb：0.100％以上、Mo：0.100％以上、Ta：0.100％以上、W：0.100％以上である。一方、Ti：0.600％、Nb：0.600％、Mo：0.600％、Ta：0.600％、W：0.600％を超えて多量に含有しても、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利となる。また、多量の含有は粗大な析出物を形成し、鋼板特性を低下させる悪影響もある。なお、より好ましくはTi：0.300％以下、Nb：0.300％以下、Mo：0.300％以下、Ta：0.300％以下、W：0.300％以下である。このようなことから、含有する場合には、Ti：0.005〜0.600％、Nb：0.005〜0.600％、Mo：0.005〜0.600％、Ta：0.005〜0.600％、W：0.005〜0.600％、の範囲に限定することが好ましい。

Ti、Nb、Mo、Ta、Wのうちから選ばれた１種または２種以上を含有する場合には、前記した（１）式に代えて、C、N、V等が満足すべき式は、（３）〜（５）式のうちのいずれかとする。
Tiが、Vより優先的に、窒化物、さらには硫化物を形成するため、｛Ti−（48/14）×N−（48/32）×S｝量および｛Ti−（48/14）×N｝量に応じて、適用する式を変更し、当該式を満足するようにC、N、Vを調整して、所望の高強度化を達成する。

Ti−（48/14）×N−（48/32）×S≧0のときは、Cと結合するTiが残存するため、次（３）式を適用する。
C−(12/51)×V−（12/48）×（Ti−（48/14）×N−（48/32）×S）−（12/93）×Nb−（12/96）×Mo−（12/181）×Ta−（12/184）×W≧0.013 ‥‥（３）
を適用する。

また、Ti−（48/14）×N−（48/32）×S＜0でかつTi−（48/14）×N≧0のときは、Cと結合するTiが欠乏するため、次（４）式
C−(12/51)×V−（12/93）×Nb−（12/96）×Mo−（12/181）×Ta−（12/184）×W≧0.013‥‥（４）
を適用する。

また、Ti−（48/14）×N−（48/32）×S＜0でかつTi−（48/14）×N＜0のときは、Cと結合するTiは欠乏するが、Nが残存するため、次（５）式
C−(12/51)×（V−（51/14）×（N−（14/48）×Ti））−（12/93）×Nb−（12/96）×Mo−（12/181）×Ta−（12/184）×W≧0.013 ‥‥（５）
を適用する。

また、Ti、Nb、Mo、Ta、Wのうちから選ばれた１種または２種以上を含有する場合には、Ti、Nの関係に応じて、上記した（２）式に代えて、Mn、Vが満足すべき式を変更する。
Tiは、Vより優先的に、窒化物を形成するため、Ti量に応じてVと結合するN量が変化し、Nと結合するVを除いたV量が変化する。このため、｛Ti−（48/14）×N｝量に応じて、（２）式に代えて、適用する式を変更し、Mn、Vが当該式を満足するように調整して、高強度化を達成する。

Ti−（48/14）×N≧0のときは、Vと結合するNが欠乏するため、（２）式に代えて、次（６）式
Mn/V≦2.0 ‥‥（６）
を適用する。また、Ti−（48/14）×N＜0のときは、Vと結合するNが残存するため、（２）式に代えて、次（７）式
Mn/（V−（51/14）×（N−（14/48）×Ti））≦2.0 ‥‥（７）
を適用する。

B：0.0002〜0.0050％
B は、圧延後の冷却において、フェライト変態開始温度を低下させる作用を有し、炭化物の析出温度を下げて炭化物の微細化に寄与する。また、Bは、粒界に偏析して粒界強度を増加させ、耐二次加工脆性を向上に寄与する。このような効果を得るためには0.0002％以上含有することが好ましい。より好ましくは0.0005％以上、さらに好ましくは0.0010％以上である。一方、0.0050％を超える多量の含有は、熱間での変形抵抗を増加させ、圧延を困難にすると共に、延性低下の原因となる。このため、0.0050％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0030％以下、さらに好ましくは0.0020％以下である。このようなことから、含有する場合には、Bは0.0002〜0.0050％の範囲に限定することが好ましい。

Cr：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
Cr、Ni、Cuはいずれも、組織の微細化を介して、高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上を含有できる。このような効果を得るためは、それぞれ0.01％以上含有することが好ましい。一方、1.0％を超えて多量に含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果を期待できないため、経済的に不利となる。このようなことから、含有する場合には、それぞれ、Cr：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜1.0％の範囲に限定することが好ましい。

Sb：0.005〜0.050％
Sbは、熱間圧延時にスラブ表面に偏析し、スラブの窒化を防止して、粗大な窒化物の形成を抑制する作用を有する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためには、0.005％以上含有することが好ましい。一方、0.050％を超えて多量に含有すると、材料コストの高騰を招く。このようなことから、含有する場合には、Sbは0.005〜0.050％の範囲に限定することが好ましい。

Ca：0.0005〜0.01％、REM：0.0005〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種
Ca、REMはいずれも、硫化物の形態制御を介して、延性、伸びフランジ性の向上に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような効果を得るためは、それぞれ、Ca：0.0005％以上、REM：0.0005％以上含有することが好ましい。一方、0.01％を超えて多量に含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利となる。このため、含有する場合には、Ca：0.0005〜0.01％、REM：0.0005〜0.01％の範囲にそれぞれ限定することが好ましい。

上記した以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。なお、不純物としては、Sn、Mg、Co、As、Pb、Zn、O等が例示できるが、これらの不純物元素は、合計で0.5％以下であれば、特性上問題がなく、許容できる。
また、本発明高強度薄鋼板では、上記した組成を有し、さらに面積率で95％以上のフェライト相を主相とし、該主相と面積率で0〜5％の第二相とからなる組織を有する。

主相：面積率で95％以上のフェライト相
本発明では、成形性を高めるため、主相をフェライト相とする。ここでいう「主相」は、面積率で95％以上を占有する相とする。第二相として、ベイナイト相やマルテンサイト相などの低温変態相が存在すると、変態時に可動転位が導入され、降伏強さが低下する。また、剪断時にフェライトと低温変態相との界面で亀裂が生じ、剪断面の耐遅れ破壊特性が著しく低下する。このため、フェライト相は面積率で95％以上とした。なお、好ましくは面積率で98％以上、さらに好ましくは100％である。剪断面の耐遅れ破壊特性の観点からは、フェライト相以外の第二相は、面積率で0％とすることが好ましい。存在しても面積率で5％以下である。

本発明高強度薄鋼板の主相であるフェライト相は、板厚方向の平均フェライト粒径dNと圧延方向の平均フェライト粒径dLとの比dN/dLが0.5以上、平均粒径（2×dL×dN）/（dL＋dN）が5μm以下であり、フェライト相中に析出した析出物のうち、10nm未満の析出物の数密度が1.0×10⁵個/μm³以上である組織を有する。
板厚方向の平均フェライト粒径dNと圧延方向の平均フェライト粒径dLとの比dN/dL：0.5以上
展伸した粒では、剪断時に粒界近傍に加工歪が集中し、水素の吸着源となり、水素に起因した脆化が生じる。展伸した粒から等軸な粒に近づくにしたがい、加工歪の粒界近傍への集中が回避でき、水素に起因した脆化が生じるのを抑制でき、図１に示すように、遅れ破壊が発生する破壊時間が長時間側となり、耐遅れ破壊性が向上する。dN/dLが0.5以上であれば、所望の耐遅れ破壊性を確保できる。このため、dN/dLを0.5以上に限定した。なお、好ましくは0.6以上、より好ましくは0.7以上、さらに好ましくは0.8以上である。ここでいう「dN」、「dL」は、板厚方向の平均フェライト粒径dNと圧延方向の平均フェライト粒径dLであり、圧延方向断面を、研磨腐食して、走査型電子顕微鏡（倍率：1000倍）により組織を観察し、切断法で、圧延方向の粒径（切断長さ）および板厚方向での粒径（切断長さ）求め、得られた値を算術平均して、得られた値である。

フェライトの平均粒径（2×dL×dN）/（dL＋dN）：5μm以下
粗大化した粒では、剪断時に粒界近傍に加工歪が集中し、水素の吸着源となり、水素に起因した脆化が生じる。そのため、水素に起因した脆化を防止し、遅れ破壊の発生を抑制するには、微細な結晶粒とする必要がある。本発明者らの知見によれば、フェライトの平均粒径が5μm以下であれば、水素に起因した脆化を防止でき耐遅れ破壊性の低下を抑制できる。このため、フェライトの平均粒径は5μm以下に限定した。なお、好ましくは、4.0μm以下、より好ましくは3.0μm以下、さらに好ましくは2.0μm以下である。ここでいう「平均粒径」は、上記した板厚方向の平均フェライト粒径dNと圧延方向の平均フェライト粒径dLを用いた、（2×dL×dN）/（dL＋dN）で算出された値を使用するものとする。

フェライト相中の10nm未満の析出物の析出密度：1.0×10⁵個/μm³以上
析出強化により、高強度化を達成するためには、微細な析出物を多量析出分散させる必要がある。本発明では、引張強さTS：1100MPa以上の所望の高強度を確保するためには、10nm未満の微細な析出物を、1.0×10⁵個/μm³以上、好ましくは2.0×10⁵個/μm³以上、より好ましくは3.0×10⁵個/μm³以上、さらに好ましくは4.0×10⁵個/μm³以上、多量に分散させる。粗大な析出物は、強度増加にほとんど寄与しないうえ、水素脆化の起点となる。

また、微細な析出物の粒径は、最大径で10nm未満、好ましくは5nm未満、さらに好ましくは3nm未満である。
なお、本発明高強度薄鋼板は、鋼板表面にめっき層を形成してもよい。めっき層としては、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層などがいずれも好適である。また、化成処理などの皮膜を形成してもよいことはいうまでもない。また、形成するめっき層を、亜鉛とAlの複合めっき層、亜鉛とNiの複合めっき層、Alめっき層、AlとSiの複合めっき層などとしてもよい。

つぎに本発明高強度薄鋼板の好ましい製造方法について説明する。
本発明では、上記した組成の鋼素材に、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施したのち、冷却し、巻き取り、熱延薄鋼板とする。
鋼素材の製造方法は、とくに限定する必要はないが、上記した組成の溶鋼を転炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造等の常用の鋳造方法でスラブ等の鋳片等とし鋼素材とすることが好ましい。

得られた鋼素材が、熱間圧延が可能な温度を保持している場合には、そのまま熱間圧延を施してもよい。また、鋼素材が温片、冷片となっている場合には、所定の加熱温度に再加熱したのち、熱間圧延を施す。
なお、加熱温度は、1200℃以上溶融点未満とすることが好ましい。加熱温度を高温とすることにより、炭化物形成元素を完全に固溶することができ、その後の過程で微細な析出物として析出することができる。1200℃未満では、炭化物形成元素を完全に固溶することができない。鋼素材の加熱は、1200℃以上で10min以上保持することが好ましい。より好ましくは1250℃以上で10min以上、さらに好ましくは1250℃で30min以上、もっと好ましくは1300℃以上で10min以上、より好ましくは1350℃以上で10min以上、さらに好ましくは1400℃以上で10min以上とすればよい。

加熱された鋼素材には、ついで、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延が施され、熱延薄鋼板とされる。なお、とくに限定しないかぎり温度は鋼板表面温度とする。
本発明では、微細で、かつ等軸粒化したフェライト粒を形成するために、とくに粗圧延を適正条件に調整して実施する。粗圧延は、粗圧延トータル圧下率が82％以上で、粗圧延終了温度が950℃以上となる圧延とする。

粗圧延トータル圧下率：82％以上
微細でかつ等軸粒化した結晶粒とするために、本発明では粗圧延でのトータル圧下率を82％以上に限定した。粗圧延トータル圧下率が82％未満では、圧下量が少なすぎて、所望の微細でかつ等軸粒化したフェライト結晶粒を有する薄鋼板を得ることができない。なお、好ましくは84％以上、より好ましくは86％以上、さらに好ましくは88％以上である。トータル圧下率の上限はとくに限定する必要はないが、操業性の観点から95％以下である。

粗圧延終了温度：950℃以上
フェライト結晶粒の等軸粒化のためには、粗圧延終了温度を950℃以上と、高くする維持する必要がある。粗圧延終了温度が低くなると、展伸した粒となりやすいため、粗圧延終了温度を950℃以上に限定した。なお、好ましくは980℃以上である。
また、本発明では、上記した粗圧延を行ったうえ、仕上圧延を、仕上圧延トータル圧下率が92％以上、仕上圧延終了温度が850℃以上となる圧延とする。

仕上圧延トータル圧下率：92％以上
微細でかつ等軸粒化した結晶粒とするために、本発明では仕上圧延のトータル圧下量を92％以上に限定した。トータル圧下量が92％未満では、圧下量が少なすぎて、所望の微細で等軸粒化したフェライト結晶粒を有する薄鋼板を得ることができない。なお、好ましくは94％以上、より好ましくは96％以上である。トータル圧下率の上限はとくに限定する必要はないが、操業性の観点から98％以下である。

仕上圧延終了温度：850℃以上
仕上圧延終了温度が低温になると、圧延後の冷却でフェライト変態が促進され、炭化物の析出が促進されて、粗大な炭化物となり、所望の析出強化が期待できなくなる。また、仕上圧延終了温度がフェライト域になるような低温となると、歪誘起析出により粗大な炭化物が析出するうえ、フェライト粒が非等軸化される。このため、仕上圧延終了温度は850℃以上に限定した。なお、好ましくは880℃以上、より好ましくは920℃以上、さらに好ましくは940℃以上である。

仕上圧延を終了し熱延薄鋼板とした後に、さらに冷却し、巻き取りを行う。冷却は、仕上圧延終了から700℃までの平均冷却速度で30℃/s以上で冷却する処理とする。巻取温度は500℃以上とする。
仕上圧延終了から700℃までの平均冷却速度：30℃/s以上
仕上圧延終了から700℃までの冷却が平均で30℃/s未満と遅い場合には、フェライト変態が促進され、炭化物が大きく析出する。このため、本発明では、仕上圧延終了後の冷却を、仕上圧延終了から700℃までの平均冷却速度で、30℃/s以上に限定した。なお、好ましくは50℃/s以上、より好ましくは70℃/ｓ以上である。冷却速度の上限はとくに限定する必要はないが、鋼板形状、温度抑制の観点から1000℃/s以下とすることが好ましい。

巻取温度：500℃以上
巻取温度が500℃未満と低いと、ベイナイトやマルテンサイトなどの低温変態相の生成が促進され、フェライト相を主相とする所望組織の形成が阻害され、微細な炭化物の析出も抑制される。このため、巻取温度は500℃以上に限定した。なお、好ましくは550℃以上、より好ましくは600℃以上である。一方、炭化物の粗大化抑制の観点から、巻取温度は700℃以下とすることが好ましい。より好ましくは650℃以下である。

巻き取られた熱延薄鋼板には、酸洗を施し、焼鈍、さらにめっき処理を施しても良い。
焼鈍は、鋼板にめっき処理を施すための前段処理であり、均熱温度を750℃以下、好ましくは600〜750℃の範囲の温度とし、500℃から均熱温度までの温度域を平均1℃/s以上の加熱速度で加熱し、該均熱温度で300s以下の保持時間で均熱し、1℃/s以上の冷却速度で500℃まで冷却する処理とすることが好ましい。

均熱温度：750℃以下
均熱温度が750℃を超えて高温となると、微細析出物が粗大化するとともに、結晶粒も粗大化する。このため、焼鈍時の均熱温度は750℃以下、好ましくは600℃以上750℃以下に限定した。なお、好ましくは、720℃以下、より好ましくは700℃以下である。また、均熱温度の下限は、亜鉛めっき浴温度（420〜500℃）以上の温度を確保できればよいが、めっきの表面性状を良好とする必要がある場合には、均熱温度は600℃以上とすることが好ましい。より好ましくは650℃以上である。

焼鈍時の加熱速度：500℃から均熱温度までの平均で1℃/s以上
溶融亜鉛めっきを施す場合には、500℃から均熱温度までの加熱速度が1℃/s未満と遅いと、微細に析出した析出物が粗大化し所望の特性を確保できなくなる。そのため500℃から均熱温度までの平均加熱速度を1℃/s以上に限定した。なお、好ましくは5℃/s以上、より好ましくは10℃/s以上である。加熱速度が、1000℃/sを超えて大きくなりすぎると、均熱温度の制御が困難となるため、000℃/s以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは平均300℃/s以下、さらに好ましくは100℃/s以下、もっと好ましくは50℃/s以下である。

均熱時間：300s以下
焼鈍時の均熱時間が300sを超えて長時間となると、微細な析出物が粗大化する。このため、均熱時間は300s以下に限定した、なお、より好ましくは200s以下、さらに好ましくは100s以下である。なお、均熱時間が1s未満では、所望の均熱状態を確保できなくなる。
均熱温度から500℃（めっき浴温度）までの平均冷却速度：1℃/s以上
均熱温度から500℃（めっき浴温度）までの温度域における冷却が遅いと、微細な析出物が粗大化し、所望の特性を確保できなくなる。このため、均熱温度からめっき浴までの平均冷却速度を１℃/s以上に限定した。なお、好ましくは3℃/s以上、より好ましくは5℃/s以上、さらに好ましくは10℃/s以上である。析出物の粗大化を防止するという観点からは、平均冷却速度は100℃/s以下で十分である。

なお、めっき処理は、焼鈍の冷却の過程で、浴温：420〜500℃の亜鉛めっき浴に浸漬する処理とする。
また、本発明では、めっき処理後に、ZnとFeの合金化処理として、460〜600℃の温度に加熱し、1s以上、好ましくは析出物の粗大化防止の観点から10s以下保持する再加熱処理（合金化処理）を施しても良い。なお、再加熱温度が高くなると合金化が進行しすぎてめっきが脆くなるため、460〜600℃の範囲の温度とすることが好ましく、より好ましくは570℃以下である。

熱間圧延後、焼鈍処理後、めっき処理後、あるいは合金化処理後の薄鋼板に、軽加工を施してよい。薄鋼板に、軽加工を加えることで可動転位を増やし、成形性、形状凍結性を高めることができる。付与する軽加工としては、板厚減少率：0.1〜3.0％の加工とすることが好ましい。板厚減少率が0.1％未満では、上記した軽加工の効果を得ることができない。このため、軽加工における板厚減少率は0.1％以上に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.3％以上である。一方、板厚減少率が3.0％を超えて大きくなると、転位の相互作用で転位が移動しにくくなり、成形性が低下する。このため、軽加工における板厚減少率は3.0％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは2.0％以下、さらに好ましくは1.0％以下である。このようなことから、軽加工を施す場合には、板厚減少率：0.1〜3.0％の加工に限定することが好ましい。ここで軽加工の加工手段としては、圧延ロールによる加工、引張りによる加工、あるいは、圧延加工と引張加工とを組み合わせた複合加工とすることが好ましい。

表１に示す組成を有する溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で鋳片（スラブ）とした鋼素材を出発素材とした。これら鋼素材に、表２に示す条件で熱間圧延を施し、表２に示す板厚の熱延鋼板とした。一部の熱延鋼板には、さらに表２に示す条件で焼鈍、あるいはさらにめっき処理、あるいはさらにめっき層の合金化処理、あるいはさらに軽加工を施した。
得られた鋼板から試験片を採取し、組織観察、引張試験、遅れ破壊試験、を実施し、強度、耐遅れ破壊性を評価した。試験方法はつぎの通りとした。
（１）組織観察
得られた鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面を研磨、ナイタール腐食して、光学顕微鏡（倍率：500倍）を用いて組織を観察した。300×300μm²領域について組織を撮像し、フェライトの面積率を算出した。また、100×100μm²の領域を、走査型電子顕微鏡（倍率：1000倍）で観察し、撮像して、切断法で圧延方向および板厚方向にフェライトの粒径を測定し、得られた粒径を算術平均して圧延方向のフェライト平均粒径dL、および、板厚方向のフェライト平均粒径dNとした。

また、得られた鋼板から、研削、機械的研磨、電解研磨等により、薄膜試料を作製し、透過型電子顕微鏡（倍率：30万倍）を用いて、100×100nm²の領域10箇所で、析出物を観察し、10nm未満の析出物の数を測定した。なお、その際、収束電子回折法により測定視野での膜厚も求め、10nm未満の析出物の析出密度（個/μm³）を算出した。また、10nm未満の析出物500個について、その径を測定し、算術平均して平均粒径を求めた。なお、析出物の粒径測定に際しては、析出物が球形でないことから、その最大値を測定し当該析出物の粒径とした。
（２）引張試験
得られた鋼板から、圧延方向に直角な方向（Ｃ方向）が試験片長手方向となるように引張試験片（JIS 5号試験片）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して、引張試験を行い引張特性（降伏強さYP、引張強さTS、伸びEl）を求めた。
（３）遅れ破壊試験
得られた鋼板から、剪断により試験片（ｔ×30×100mm）を採取し、曲げ半径5mmのポンチでＵ曲げし、図２に示すようにスプリングバック分をボルトで締め込み、浸漬用サンプルとした。得られた浸漬用サンプルを、0.1N塩酸緩衝液（液温：室温）中に浸漬し、割れの発生時間（破壊時間：h）を測定し、耐遅れ破壊性を評価した。なお、浸漬時間：200hで割れが発生しない場合には、「割れなし」とした。本発明では、上記した遅れ破壊で破壊時間が80h以上である場合を、耐遅れ破壊性に優れるとした。

得られた結果を表３に示す。

本発明例はいずれも、降伏比YRが0.80以上で、引張強さTSが1100MPa以上の高強度を有し、遅れ破壊試験で割れ発生時間（破壊時間）が80h以上で、耐遅れ破壊性に優れた高強度薄鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、降伏比YRが0.80未満であるか、引張強さTSが1100MPa未満であるかして、所望の高強度を確保できていないか、遅れ試験の破壊時間が80h未満と耐遅れ破壊性が低下している。

Claims

質量％で、
C ：0.100〜0.250％、 Si：0.3％以下、
Mn：0.1〜2.0％、 P ：0.05％以下、
S ：0.030％以下、 Al：0.10％以下、
N ：0.010％以下、 V ：0.400〜1.00％
を含み、かつ、C、Mn、N、Vを、下記（１）式および下記（２）式を満足するように調整して含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、
面積率で95％以上のフェライト相を主相とし、該フェライト相が、板厚方向の平均フェライト粒径dNと圧延方向の平均フェライト粒径dLとの比dN/dLが0.5以上で、（2×dL×dN）/（dL＋dN）で定義される平均粒径が5μm以下であり、かつ10nm未満の析出物の析出密度が1.0×10⁵個/μm³以上である組織とを有し、引張強さTS：1100MPa以上、降伏比YR：0.8以上であり、かつ板厚が2.1〜3.8mmであることを特徴とする剪断面の耐遅れ破壊特性に優れた高強度薄鋼板。
記
C−(12/51)×（V−(51/14)×N）≧ 0.013 ‥‥（１）
Mn/｛V−(51/14)×N｝≦ 2.0 ‥‥（２）
ここで、C、V、N、Mn：各元素の含有量（質量％）
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.005〜0.600％、Nb：0.005〜0.600％、Mo：0.005〜0.600％、Ta：0.005〜0.600％、W：0.005〜0.600％のうちから選ばれた１種または２種以上を、C、Mn、N、Vが、前記（１）式に代えて、Ti、N、Sの関係に応じて下記（３）〜（５）式のいずれかを、さらに前記（２）式に代えて、Ti、Nの関係に応じて下記（６）または（７）式を満足するように調整して含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度薄鋼板。
記
Ti−（48/14）×N−（48/32）×S≧0のとき、
C−(12/51)×V−（12/48）×（Ti−（48/14）×N−（48/32）×S）−（12/93）×Nb−（12/96）×Mo−（12/181）×Ta−（12/184）×W≧0.013 ‥‥（３）
Ti−（48/14）×N−（48/32）×S＜0かつTi−（48/14）×N≧0のとき、
C−(12/51)×V−（12/93）×Nb−（12/96）×Mo−（12/181）×Ta−（12/184）×W≧0.013‥‥（４）
Ti−（48/14）×N−（48/32）×S＜0かつTi−（48/14）×N＜0のとき、
C−(12/51)×（V−（51/14）×（N−（14/48）×Ti））−（12/93）×Nb−（12/96）×Mo−（12/181）×Ta−（12/184）×W≧0.013 ‥‥（５）
Ti−（48/14）×N≧0のとき、Mn/V≦2.0 ‥‥（６）
Ti−（48/14）×N＜0のとき、
Mn/（V−（51/14）×（N−（14/48）×Ti））≦2.0 ‥‥（７）
ここで、C、V、N、Mn、Ti、S、Nb、Mo、Ta、W：各元素の含有量（質量％）
前記組成に加えてさらに、質量％で、B：0.0002〜0.0050％を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度薄鋼板。
前記組成に加えてさらに、質量％で、Cr：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜1.0％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の高強度薄鋼板。
前記組成に加えてさらに、質量％で、Sb：0.005〜0.050％を含有することを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の高強度薄鋼板。
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.01％、REM：0.0005〜0.01％の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１ないし５のいずれかに記載の高強度薄鋼板。
請求項１〜６のいずれかに記載の高強度薄鋼板表面にめっき層を有することを特徴とする剪断面の耐遅れ破壊特性に優れた高強度薄鋼板。
鋼素材に、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施したのち、冷却し、巻き取り、高強度薄鋼板とするに当り、
前記鋼素材を、
質量％で、
C ：0.100〜0.250％、 Si：0.3％以下、
Mn：0.1〜2.0％、 P ：0.05％以下、
S ：0.030％以下、 Al：0.10％以下、
N ：0.010％以下、 V ：0.400〜1.00％
を含み、かつ、C、Mn、N、Vを、下記（１）式および下記（２）式を満足するように調整して含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
前記粗圧延を、粗圧延トータル圧下率が82％以上で、粗圧延終了温度：950℃以上とする圧延とし、
前記仕上圧延を、仕上圧延トータル圧下率が92％以上、仕上圧延終了温度：850℃以上とする圧延とし、
該仕上圧延後の冷却を、仕上圧延終了から700℃までの温度域における冷却速度が、平均で30℃/s以上で冷却し、
巻取温度：500℃以上で前記巻き取りを行い、
さらに前記巻き取り後の薄鋼板に、酸洗と焼鈍とを施すに際し、
前記焼鈍が、均熱温度を750℃以下の範囲の温度とし、500℃から該均熱温度までの温度域を平均1℃/s以上の加熱速度で加熱し、前記均熱温度での均熱時間を300s以下として均熱し、該均熱後、1℃/s以上の冷却速度で500℃まで冷却する処理である
ことを特徴とする引張強さTS：1100MPa以上、降伏比YR：0.8以上、板厚：2.1〜3.8mmであり、面積率で95％以上のフェライト相を主相とし、該フェライト相が、板厚方向の平均フェライト粒径dNと圧延方向の平均フェライト粒径dLとの比dN/dLが0.5以上で、（2×dL×dN）/（dL＋dN）で定義される平均粒径が5μm以下であり、かつ10nm未満の析出物の析出密度が1.0×10 ⁵ 個/μm ³ 以上である組織を有する剪断面の耐遅れ破壊特性に優れた高強度薄鋼板の製造方法。
記
C−(12/51)×（V−(51/14)×N）≧ 0.013 ‥‥（１）
Mn/｛V−(51/14)×N｝≦ 2.0 ‥‥（２）
ここで、C、V、N、Mn：各元素の含有量（質量％）
前記鋼素材の前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.005〜0.600％、Nb：0.005〜0.600％、Mo：0.005〜0.600％、Ta：0.005〜0.600％、W：0.005〜0.600％のうちから選ばれた１種または２種以上を、C、Mn、N、Vが、前記（１）式に代えて、Ti、N、Sの関係に応じて下記（３）〜（５）式のいずれかを、さらに前記（２）式に代えて、Ti、Nの関係に応じて下記（６）または（７）式を満足するように調整して含有することを特徴とする請求項８に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
記
Ti−（48/14）×N−（48/32）×S≧0のとき、
C−(12/51)×V−（12/48）×（Ti−（48/14）×N−（48/32）×S）−（12/93）×Nb−（12/96）×Mo−（12/181）×Ta−（12/184）×W≧0.013 ‥‥（３）
Ti−（48/14）×N−（48/32）×S＜0かつTi−（48/14）×N≧0のとき、
C−(12/51)×V−（12/93）×Nb−（12/96）×Mo−（12/181）×Ta−（12/184）×W≧0.013‥‥（４）
Ti−（48/14）×N−（48/32）×S＜0かつTi−（48/14）×N＜0のとき、
C−(12/51)×（V−（51/14）×（N−（14/48）×Ti））−（12/93）×Nb−（12/96）×Mo−（12/181）×Ta−（12/184）×W≧0.013 ‥‥（５）
Ti−（48/14）×N≧0のとき、Mn/V≦2.0 ‥‥（６）
Ti−（48/14）×N＜0のとき、
Mn/（V−（51/14）×（N−（14/48）×Ti））≦2.0 ‥‥（７）
ここで、C、V、N、Mn、Ti、S、Nb、Mo、Ta、W：各元素の含有量（質量％）
前記鋼素材の前記組成に加えてさらに、質量％で、B：0.0002〜0.0050％を含有することを特徴とする請求項８または９に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
前記鋼素材の前記組成に加えてさらに、質量％で、Cr：0.01〜1.0％、Ni：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項８ないし１０のいずれかに記載の高強度薄鋼板の製造方法。
前記鋼素材の前記組成に加えてさらに、質量％で、Sb：0.005〜0.050％を含有することを特徴とする請求項８ないし１１のいずれかに記載の高強度薄鋼板の製造方法。
前記鋼素材の前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.01％、REM：0.0005〜0.01％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項８ないし１２のいずれかに記載の高強度薄鋼板の製造方法。
前記焼鈍の前記冷却の過程で浴温：420〜500℃の亜鉛めっき浴に浸漬するめっき処理を施すことを特徴とする請求項８ないし１３のいずれかに記載の高強度薄鋼板の製造方法。
前記めっき処理後に、さらに加熱温度：460〜600℃まで再加熱し、該加熱温度で1ｓ以上保持するめっき層の合金化処理を施すことを特徴とする請求項１４に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
前記巻き取り後に、さらに板厚減少率：0.1〜3.0％の加工を付与することを特徴とする請求項８ないし１３のいずれかに記載の高強度薄鋼板の製造方法。
前記めっき処理後に、さらに板厚減少率：0.1〜3.0％の加工を付与することを特徴とする請求項１４に記載の高強度薄鋼板の製造方法。
前記合金化処理後に、さらに板厚減少率：0.1〜3.0％の加工を付与することを特徴とする請求項１５に記載の高強度薄鋼板の製造方法。