JP6388085B2 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、鋼板およびその製造方法に関する。本発明の鋼板は、自動車、家電等において冷間プレス成形工程を経て使用される冷間プレス成形用高強度鋼板として好ましく使用できる。

近年、自動車車体軽量化ニーズの更なる高まりから、センターピラーＲ／Ｆ（レインフォースメント）等の車体骨格部品やバンパー、インパクトビーム部品等への引張強度（ＴＳ）：１３２０〜１４７０ＭＰａ級の高強度鋼板の適用が進みつつある。また、さらなる軽量化の観点から１．８ＧＰａ級もしくはそれ以上の高強度化の検討も開始されつつある。従来は、熱間でプレスするホットプレスによる高強度化が精力的に検討されてきたが、最近ではコスト・生産性の観点から改めて冷間プレスでの高強度鋼の適用が検討されつつある。

しかしながら、ＴＳ：１３２０ＭＰａ級以上の高強度鋼板を冷間プレスにより成形して部品とした場合、部品内での残留応力の増加や素材そのものによる耐遅れ破壊特性の劣化により、遅れ破壊が顕在化する。遅れ破壊とは、部品に高い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、水素が鋼板内に侵入し、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、それが進展することで破壊に至る現象である。このような破壊は、実部品においてはせん断により切断される鋼板の端面から生じることがほとんどである。これは、せん断端面ではすでに破壊限界歪に達した領域が存在していることや、またその近傍では大きく加工硬化している（比例限が増加している）ので引き続くプレス加工後に残留する応力も極めて高くなるためであり、歪影響部をリーマ加工で除去した場合と比べてせん断端面ままの鋼板の遅れ破壊限界応力は１／３〜１／２０に低下する。つまり、せん断端面部の耐遅れ破壊特性が実部品の耐遅れ破壊特性を決定付ける主因子の一つであると言える。

これまで、鋼板の耐遅れ破壊特性を改善する技術については種々開示されている。例えば、同一強度であれば添加元素が多いほど耐遅れ破壊特性が劣化するという結果に基づき、特許文献１にはＣ：０．００８〜０．１８％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１．２〜１．８％、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｏ：０．００５％以下を含み、ＣｅｑとＴＳの関係がＴＳ≧２２７０×Ｃｅｑ＋２６０、Ｃｅｑ≦０．５、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６を満たし、ミクロ組織が体積率８０％以上のマルテンサイトで構成されることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた超高強度鋼板が開示されている。

特許文献２、３、４には鋼中のＳを一定水準まで低減し、Ｃａを添加することで耐水素誘起割れを防止する技術が開示されている。

特許文献５にはＣ：０．１〜０．５％、Ｓｉ：０．１０〜２％、Ｍｎ：０．４４〜３％、Ｎ≦０．００８％、Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有する鋼において、Ｖ：０．０５〜２．８２％、Ｍｏ：０．１％以上３．０％未満、Ｔｉ：０．０３〜１．２４％、Ｎｂ：０．０５〜０．９５％の１種または２種以上を含有させ水素のトラップサイトとなる微細な合金炭化物を分散させることで耐遅れ破壊特性を改善する技術が開示されている。

特許第３５１４２７６号公報 特許第５４２８７０５号公報 特開昭５４−３１０１９号公報 特許第５８２４４０１号公報 特許第４４２７０１０号公報

しかしながら、これらの手法はいずれも素材そのものの耐遅れ破壊特性を改善しようとするものであり、プレス前にすでに破断限界歪に到達しているせん断端面の耐遅れ破壊特性を十分に考慮したものではなく、その効果は必ずしも十分ではない。

本発明は、このような問題を解決するためになされたものでありＴＳ≧１３２０ＭＰａの鋼板であり、なおかつせん断やスリットによるブランク加工や打ち抜きによる穴あけ加工後に冷間プレスを行う、もしくは冷間プレス後にせん断による部品の切断や打ち抜きによる穴あけ加工を行う部品において優れた耐遅れ破壊特性を付与することの可能な鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記の課題を解決するために鋭意検討を重ねたところ、以下の知見を得た。

ｉ）ＴＳ≧１３２０ＭＰａの超高強度鋼板の打ち抜き端面の耐遅れ破壊特性は、従来曲げ性に悪影響を与えるとされてきた直径１００μｍ以上の介在物の低減だけでは不十分であり、個々の粒子は微細であっても、１個以上の介在物粒子から構成され、長軸の長さが２０〜８０μｍである介在物群が、その特性に顕著に悪影響を与えることが判明した。ここで、この介在物群を構成する個々の介在物粒子は主にＭｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃａ、ＲＥＭ系の硫化物、Ａｌ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｎａ系の酸化物、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ａｌ系の窒化物、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｍｏ系の炭化物、これらが複合析出した介在物であり、鉄系の炭化物は含まない。

ｉｉ）２０〜８０μｍの長さの介在物群を適切に制御するためには、鋼中のＮ、Ｓ、Ｏ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉの含有量とスラブ加熱温度、加熱保持時間の適正化が必要であることが判明した。

ｉｉｉ）さらに、従来Ｎｂ、Ｔｉ系析出物の作用による旧γ粒径の微細化で耐遅れ破壊特性が向上するとされてきた。しかしながら連続焼鈍工程における焼鈍温度を高温化し旧γ粒径を粗大化させることで耐遅れ破壊特性が著しく向上することが判明した。このメカニズムは必ずしも明らかではないが、本発明者らは以下のように考えている。すなわち、Ｎｂの添加により集合組織が変化し、せん断加工した端面の残留応力に影響し、耐遅れ破壊特性を向上させていると考えられる。焼鈍工程で旧γ粒が粒成長する中でその集合組織がより配向することで耐遅れ破壊特性が著しく向上したと考えられる。

本発明は、以上の知見に基づきなされたものであり、具体的には以下のものを提供する。

［１］質量％で、Ｃ：０．１３％以上０．４０％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．７％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００１０％未満、ｓｏｌ．Ａｌ：０．２０％以下、Ｎ：０．００５５％以下、Ｏ：０．００２５％以下、Ｎｂ：０．００２％以上０．０３５％以下およびＴｉ：０．００２％以上０．０４０％以下を（１）式、（２）式を満たすように含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、マルテンサイトおよびベイナイトの組織全体に対する面積率が合計で９５％以上１００％以下であり、残部がフェライト及び残留オーステナイトの１種もしくは２種からなり、旧オーステナイト粒の平均粒径が５μｍ超えであり、下記条件を満たし、長軸の長さが２０〜８０μｍである介在物群が５個／ｍｍ^２以下で存在する鋼組織と、を有し、引張強度が１３２０ＭＰａ以上である鋼板。
［％Ｔｉ］＋［％Ｎｂ］＞０．００７ （１）
［％Ｔｉ］×［％Ｎｂ］^２≦７．５×１０^−６ （２）
ここで、［％Ｎｂ］、［％Ｔｉ］はＮｂ、Ｔｉの含有量（％）を表す。
（条件）
１個以上の介在物粒子から構成され、介在物粒子の長軸長さは０．３μｍ以上であり、２個以上の介在物粒子から構成される場合に介在物粒子間の最短距離が１０μｍ以下である。

［２］前記成分組成が、さらに質量％で、Ｂ：０．０００２％以上０．００３５％未満を含有する［１］に記載の鋼板。

［３］前記成分組成が、さらに質量％で、Ｃｕ：０．００５％以上１％以下およびＮｉ：０．０１％以上１％以下のうちから選んだ１種または２種を含有する［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：０．０１％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．３％未満、Ｖ：０．００３％以上０．４５％以下、Ｚｒ：０．００５％以上０．２％以下およびＷ：０．００５％以上０．２％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有する［１］〜［３］のいずれかに記載の鋼板。

［５］前記成分組成が、さらに質量％で、Ｃａ：０．０００２％以上０．００３０％以下、Ｃｅ：０．０００２％以上０．００３０％以下、Ｌａ：０．０００２％以上０．００３０％以下およびＭｇ：０．０００２％以上０．００３０％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有する［１］〜［４］のいずれかに記載の鋼板。

［６］前記成分組成が、さらに質量％で、Ｓｂ：０．００２％以上０．１％以下およびＳｎ：０．００２％以上０．１％以下のうちから選んだ１種または２種を含有する［１］〜［５］のいずれかに記載の鋼板。

［７］表面にめっき層を有する［１］〜［６］のいずれかに記載の鋼板。

［８］［１］〜［６］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、スラブ表面温度１２２０℃以上で１００分以上保持した後、熱間圧延することで熱延鋼板とし、該熱延鋼板を、４０％以上の冷間圧延率で冷間圧延することで冷延鋼板とし、該冷延鋼板を、８５０℃超えの焼鈍温度で２４０秒以上処理し、６８０℃以上の温度から２６０℃以下の温度まで７０℃／s以上の平均冷却速度で冷却し、必要に応じて再加熱を行い、その後、１５０〜２６０℃の温度域で２０〜１５００秒保持する連続焼鈍を行う鋼板の製造方法。

［９］前記連続焼鈍の後、めっき処理を行う［８］に記載の鋼板の製造方法。

本発明によれば、せん断端面の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板が得られる。この特性の改善により、せん断や打ち抜き加工を伴う冷間プレス成形用途での高強度鋼板の適用が可能になり、部品強度の向上や軽量化に貢献する。

ＴＳと遅れ破壊時間の関係を示す図である。

以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。

本発明の鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１３％以上０．４０％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．７％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００１０％未満、ｓｏｌ．Ａｌ：０．２０％以下、Ｎ：０．００５５％以下、Ｏ：０．００２５％以下、Ｎｂ：０．００２％以上０．０３５％以下およびＴｉ：０．００２％以上０．０４０％以下を（１）式、（２）式を満たすように含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する。

上記成分組成は、さらに質量％で、Ｂ：０．０００２％以上０．００３５％未満を含有してもよい。

上記成分組成は、さらに質量％で、Ｃｕ：０．００５％以上１％以下およびＮｉ：０．０１％以上１％以下のうちから選んだ１種または２種を含有してもよい。

上記成分組成は、さらに質量％で、Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．３％未満、Ｖ：０．００３％以上０．４５％以下、Ｚｒ：０．００５％以上０．２％以下およびＷ：０．００５％以上０．２％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有してもよい。

上記成分組成は、さらに質量％で、Ｃａ：０．０００２％以上０．００３０％以下、Ｃｅ：０．０００２％以上０．００３０％以下、Ｌａ：０．０００２％以上０．００３０％以下およびＭｇ：０．０００２％以上０．００３０％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有してもよい。

上記成分組成は、さらに質量％で、Ｓｂ：０．００２％以上０．１％以下およびＳｎ：０．００２％以上０．１％以下のうちから選んだ１種または２種を含有してもよい。

以下各成分の含有量について説明する。成分の含有量を表す「％」は「質量％」を意味する。

Ｃ：０．１３％以上０．４０％以下
Ｃは焼入れ性を向上させて９５％以上がマルテンサイトもしくはベイナイトである鋼組織を得るため、またマルテンサイトもしくはベイナイトの強度を上昇させ、ＴＳ≧１３２０ＭＰａを確保する観点から含有する。また、マルテンサイト、ベイナイト内部に水素のトラップサイトとなる微細な炭化物を生成させる観点からＣを含有する。Ｃの含有量が０．１３％未満では優れた耐遅れ破壊特性を維持して所定の強度を得ることができなくなる。優れた耐遅れ破壊特性を維持してＴＳ≧１４７０ＭＰａを得る観点からはＣは０．１８％以上とすることが望ましい。より好ましくは０．２０％以上である。Ｃが０．４０％を超えると強度が高くなり過ぎて十分な耐遅れ破壊特性を得ることが難しくなる。好ましくは０．３５％以下であり、より好ましくは０．３０％以下である。以上より、Ｃは０．１３〜０．４０％とする。

Ｓｉ：１．５％以下
Ｓｉは固溶強化による強化元素として、また、２００℃以上の温度域で焼き戻す場合のフィルム状の炭化物の生成を抑制して耐遅れ破壊特性を改善する観点から含有する。また、板厚中央部でのＭｎ偏析を軽減してＭｎＳの生成を抑制する観点からＳｉを含有する。さらに、ＣＡＬ焼鈍時の表層の酸化による脱炭、脱Ｂを抑制するためにＳｉを含有する。Ｓｉ含有量の下限値は規定しないが、上記効果を得る観点からＳｉは０．０２％以上含有することが望ましい。好ましくは０．２０％以上、より好ましくは０．４０％以上、さらに好ましくは０．６０％以上である。一方、Ｓｉの含有量が多くなりすぎると、その偏析量が多くなり耐遅れ破壊特性が劣化する。また、熱延、冷延での圧延荷重の著しい増加を招く。また、靭性の低下を招く。したがって、Ｓｉの含有量は１．５％以下（０％を含む）とする。好ましくは１．４％以下、より好ましくは１．２％以下、さらに好ましくは０．９％以下である。

Ｍｎ：１．７％以下
Ｍｎは鋼の焼入れ性を向上させ、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率を所定範囲にするために含有する。また、鋼中のＳをＭｎＳとして固定し、熱間脆性を軽減するためにＭｎを含有する。Ｍｎは板厚中央部でのＭｎＳの生成・粗大化を特に助長する元素であり、Ａｌ_２Ｏ_３、（Ｎｂ，Ｔｉ)（Ｃ，Ｎ）、ＴｉＮ、ＴｉＳ等の介在物粒子と複合して析出し、本発明で目的とする鋼組織の形成に寄与する。Ｍｎ含有量が１．７％を超えると介在物郡の数と大きさが増加し、せん断端面の耐遅れ破壊特性を著しく劣化させる。したがって、Ｍｎは１．７％以下とする。粗大なＭｎＳをより一層低減し、耐遅れ破壊特性を改善する観点からＭｎは１．４％以下とすることが好ましい。より好ましくは１．３％以下である。工業的に安定して所定のマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率を確保するためにはＭｎを０．２%以上含有することが好ましい。より好ましくは０．４％以上、さらに好ましくは０．６％以上である。

Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは鋼を強化する元素であるが、その含有量が多いと耐遅れ破壊特性やスポット溶接性が著しく劣化する。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下とする。上記の観点からＰは０．００４％以下とすることが好ましい。下限は規定しないが、現在工業的に実施可能な下限は０．００２％程度である。

Ｓ：０．００１０％未満
ＳはＭｎＳ、ＴｉＳ、Ｔｉ（Ｃ，Ｓ）等の形成を通じてせん断端面の耐遅れ破壊特性に大きな影響を及ぼすので、精密に制御される必要がある。従来曲げ性などに悪影響するとされてきた８０μｍ超えの粗大なＭｎＳの低減だけでは不十分であり、ＭｎＳがＡｌ_２Ｏ_３、（Ｎｂ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ)、ＴｉＮ、ＴｉＳ等の介在物粒子と複合して析出した介在物粒子も調整して、本発明で目的とする鋼組織に調整する必要がある。この調整により、著しい耐遅れ破壊特性の向上が達成される。介在物群による弊害を軽減するためにＳ含有量は少なくとも０．００１０％未満とする必要がある。耐遅れ破壊特性改善の観点からＳは０．０００４％以下とすることが好ましい。下限は規定しないが、現在工業的に実施可能な下限は０．０００２％程度であり、実質的にそれ以上となる。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．２０％以下
Ａｌは十分な脱酸を行い、鋼中介在物を低減するために含有する。ｓｏｌ．Ａｌの下限は特に規定しないが、安定して脱酸を行うためには０．０１％以上とすることが望ましい。好ましくは０．０２％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌが０．２０％超となると、巻取り時に生成したセメンタイトが焼鈍過程で固溶しにくくなり、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、Ａｌの含有量は０．２０％以下とする。好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０５％以下である。

Ｎ：０．００５５％以下
Ｎは鋼中でＴｉＮ、（Ｎｂ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）、ＡｌＮ等の窒化物、炭窒化物系の介在物を形成する元素であり、これらの生成を通じて耐遅れ破壊特性を劣化させる。これらは、本発明で求める鋼組織に調整されるのを妨げ、せん断端面の耐遅れ破壊特性に悪影響を与える。このような悪影響を小さくするため、Ｎは少なくとも０．００５５％以下とする必要がある。好ましくは０．００５０％以下、より好ましくは０．００４５％以下、さらに好ましくは０．００４０％以下である。下限は規定しないが、現在工業的に実施可能な下限は０．０００６％程度である。

Ｏ：０．００２５％以下
Ｏは鋼中で直径１〜２０μｍのＡｌ_２Ｏ_３、ＳｉＯ_２、ＣａＯ、ＭｇＯ等の粒状の酸化物系介在物を形成したり、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎａ、Ｃａ、Ｍｇ等が複合し低融点化した介在物を形成したりする。これらの生成を通じて耐遅れ破壊特性が劣化する。これらの介在物は、せん断破面の平滑度の劣化、局所的な残留応力の増加を通じて単体で悪影響を与える。このような悪影響を小さくするため、Ｏは少なくとも０．００２５％以下とする必要がある。好ましくは０．００２３％以下、より好ましくは０．００２０％以下である。下限は規定しないが、現在工業的に実施可能な下限は０．０００５％程度である。

Ｎｂ：０．００２％以上０．０３５％以下
Ｎｂはマルテンサイトやベイナイトの内部構造の微細化を通じて高強度化に寄与するとともに、前述のとおり耐遅れ破壊特性を改善する。このような観点からＮｂを０．００２％以上含有する。好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。しかしながら、超高強度化の観点からＣを０．２１％以上含有する場合がある本発明では、Ｎｂの含有量を増加させるとむしろ耐遅れ破壊特性は劣化することが判明した。その原因を調査したところ、Ｎｂの含有量がＴｉの含有量に対して一定量を超えると圧延方向に点列状に分布したＮｂＮ、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）、（Ｎｂ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）等のＮｂ系の介在物粒子から構成される２０〜８０μｍの介在物群が多量に生成し、これが耐遅れ破壊特性に悪影響を及ぼすことが考えられる。このような悪影響を軽減するために、Ｎｂの含有量は０．０３５％以下とする。好ましくは０．０３０％以下、より好ましくは０．０２５％以下、さらに好ましくは０．０２３％以下である。

Ｔｉ：０．００２％以上０．０４０％以下
Ｔｉはマルテンサイトやベイナイトの内部構造の微細化を通じて高強度化に寄与する。また、水素トラップサイトとなる微細なＴｉ系炭化物・炭窒化物の形成を通じて耐遅れ破壊特性を改善する。また、鋳造性を改善する。このような観点からＴｉ含有量は０．００２％以上とする。好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。ただし、超高強度化の観点からＣを０．２１％以上含有する場合がある本発明では、ＴｉをＮｂ含有量に対して一定量以上含有すると圧延方向に点列状に分布したＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、Ｔｉ（Ｃ，Ｓ）、ＴｉＳ、（Ｎｂ,Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）等のＴｉ系の介在物粒子から構成される２０〜８０μｍの介在物群が多量に生成し、せん断端面の耐遅れ破壊特性を劣化させることが判明した。このような悪影響を軽減するために、Ｔｉの含有量は０．０４０％以下とする。好ましくは０．０３５％以下、より好ましくは０．０３０％以下、さらに好ましくは０．０２５％以下である。

［％Ｔｉ］＋［％Ｎｂ］＞０．００７
［％Ｔｉ］×［％Ｎｂ］^２≦７．５×１０^−６
Ｔｉ、Ｎｂ添加による集合組織制御や微細析出物による水素トラップの効果を確保しつつ、これらの粗大析出物による遅れ破壊特性劣化の影響を軽減するには、これらの含有量を所定範囲に制御する必要がある。Ｔｉ、Ｎｂ添加による集合組織制御の効果や微細析出物による水素トラップの効果を得るには、ＮｂとＴｉは［％Ｔｉ］＋［％Ｎｂ］＞０．００７とする必要がある。好ましくは［％Ｔｉ］＋［％Ｎｂ］が０．０１０％以上、より好ましくは０．０１５％以上、さらに好ましくは０．０２０％以上である。また、［％Ｔｉ］＋［％Ｎｂ］の上限は０．０７０％以下が好ましく、より好ましくは０．０６０％以下であり、さらに好ましくは０．０５０％以下である。

また、０．２１％以上のＣを含有する鋼ではＮｂの固溶限界量は小さく、また、ＮｂとＴｉを複合で添加すると１２００℃以上の高温でも非常に安定な（Ｎｂ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｎｂ，Ｔｉ）(Ｃ，Ｓ)が生成しやすくなり、Ｎｂ、Ｔｉの固溶限界量は極めて小さくなる。このため、このような固溶限界量の減少が原因で生じる未固溶析出物を低減するためには、ＮｂとＴｉは、［％Ｔｉ］×［％Ｎｂ］^２≦７．５×１０^−６に制御する必要がある。好ましくは［％Ｔｉ］×［％Ｎｂ］^２≦６．０×１０^−６、より好ましくは［％Ｔｉ］×［％Ｎｂ］^２≦５．５×１０^−６、さらに好ましくは［％Ｔｉ］×［％Ｎｂ］^２≦５．０×１０^−６である。また、［％Ｔｉ］×［％Ｎｂ］^２≧１．０×１０^−８が好ましく、より好ましくは［％Ｔｉ］×［％Ｎｂ］^２≧１．０×１０^−７である。

以上の基本成分以外に、本発明の鋼板の成分組成は、以下の任意元素を含んでもよい。

Ｂ：０．０００２％以上０．００３５％未満
Ｂは鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、少ないＭｎ含有量でも所定の面積率のマルテンサイトやベイナイトを生成させる利点を有する。このようなＢの効果を得るには、Ｂ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましく、０．０００５％以上とすることがさらに好ましい。より好ましくは０．００１０％以上である。Ｎを固定する観点から０．００２％以上のＴｉと複合添加することが望ましい。一方、Ｂを０．００３５％以上含有すると、その効果が飽和するだけでなく、焼鈍時のセメンタイトの固溶速度を遅延させ、未固溶のセメンタイトを残存させることでせん断端面の耐遅れ破壊特性が劣化する。好ましくは０．００３０％以下、さらに好ましくは０．００２５％以下である。以上より、Ｂ含有量は０．０００２％以上０．００３５％未満が望ましい。

Ｃｕ：０．００５％以上１％以下
Ｃｕは自動車の使用環境での耐食性を向上させる。また、Ｃｕ含有により、腐食生成物が鋼板表面を被覆して鋼板への水素侵入を抑制する効果がある。また、Ｃｕはスクラップを原料として活用するときに混入する元素であり、Ｃｕの混入を許容することでリサイクル資材を原料資材として活用でき、製造コストを削減することができる。Ｃｕは上記の観点から０．００５％以上含有するのが好ましく、さらに耐遅れ破壊特性向上の観点からはＣｕは０．０５％以上含有するのが望ましい。より好ましくは０．１０％以上である。しかしながら、その含有量が多くなりすぎると表面欠陥の原因となるので、Ｃｕ含有量は１％以下とするのが望ましい。より好ましくは０．５０％以下、さらに好ましくは０．３０％以下である。

Ｎｉ：０．０１％以上１％以下
Ｎｉも耐食性を向上させる作用のある元素である。また、ＮｉはＣｕを含有させる場合に生じやすい表面欠陥を低減する作用がある。したがって、Ｎｉは上記の観点から０．０１％以上含有するのが望ましい。より好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。しかし、Ｎｉの含有量が多くなりすぎると加熱炉内でのスケール生成が不均一になり表面欠陥の原因になるとともに、著しいコスト増となる。したがって、Ｎｉ含有量は１％以下とする。より好ましくは０．５０％以下、さらに好ましくは０．３０％以下である。

Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下
Ｃｒは鋼の焼入れ性を向上させる効果を得るために添加することが出来る。その効果を得るには０．０１％以上の含有が好ましい。より好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。しかしながら、Ｃｒ含有量が１．０％を超えると焼鈍時のセメンタイトの固溶速度を遅延させ、未固溶のセメンタイトを残存させることでせん断端面の耐遅れ破壊特性を劣化させる。また、耐孔食性も劣化させる。さらに化成処理性も劣化させる。したがって、Ｃｒ含有量は０．０１〜１．０％が望ましい。耐遅れ破壊特性、耐孔食性、化成処理性はいずれも０．２％超のＣｒで劣化し始める傾向にあるので、これらを防止する観点からＣｒ含有量は０．２％以下がより好ましい。

Ｍｏ：０．０１％以上０．３％未満
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させる効果、水素トラップサイトとなるＭｏを含む微細な炭化物を生成させる効果、およびマルテンサイトを微細化することによる耐遅れ破壊特性の改善の効果を得る目的で添加することが出来る。Ｎｂ、Ｔｉを多量に添加するとこれらの粗大析出物が生成し、かえって耐遅れ破壊特性は劣化するが、Ｍｏの固溶限界量はＮｂ、Ｔｉと比べると大きい。Ｎｂ、Ｔｉと複合で添加するとこれらとＭｏが複合した微細析出物を形成し、組織を微細化する作用がある。したがって、少量のＮｂ、Ｔｉ添加に加えてＭｏを複合添加することで粗大な析出物を残存させずに組織を微細化しつつ微細炭化物を多量に分散させることが可能になり、耐遅れ破壊特性を向上させることが可能となる。その効果を得るにはＭｏは０．０１％以上含有することが望ましい。より好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．０５％以上である。しかしながら、Ｍｏを０．３％以上含有すると化成処理性が劣化する。好ましくは０．２％以下である。以上より、Ｍｏは０．０１％以上０．３％未満とすることが望ましい。

Ｖ：０．００３％以上０．４５％以下
Ｖは鋼の焼入れ性を向上させる効果、水素トラップサイトとなるＶを含む微細な炭化物を生成させる効果、およびマルテンサイトを微細化することによる耐遅れ破壊特性の改善効果を得る目的で添加することが出来る。その効果を得るにはＶ含有量を０．００３％以上とすることが望ましい。より好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．０５％以上である。しかしながら、Ｖを０．４５％を超えて含有すると鋳造性が著しく劣化する。より好ましくは０．３０％以下、さらに好ましくは０．２０％以下である。さらには０．０９％以下が好ましい。したがって、Ｖ含有量は０．００３〜０．４５％とすることが望ましい。

Ｚｒ：０．００５％以上０．２％以下
Ｚｒは、旧γ粒径の微細化やそれによるマルテンサイトやベイナイトの内部構造単位であるブロックサイズ、ベイン粒径等の低減を通じて高強度化に寄与するとともに耐遅れ破壊特性を改善する。また、水素トラップサイトとなる微細なＺｒ系炭化物・炭窒化物の形成を通じて高強度化とともに耐遅れ破壊特性を改善する。また、鋳造性を改善する。このような観点からＺｒ含有量は０．００５％以上とすることが望ましい。より好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０１５％以上である。ただし、Ｚｒを多量に添加すると熱間圧延工程のスラブ加熱時に未固溶で残存するＺｒＮ、ＺｒＳ系の粗大な析出物が増加し、せん断端面の耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｚｒ含有量は０．２％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．１％以下、さらに好ましくは０．０４％以下である。

Ｗ：０．００５％以上０．２％以下
Ｗは水素のトラップサイトとなる微細なＷ系炭化物・炭窒化物の形成を通じて、高強度化とともに耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このような観点から、Ｗは０．００５％以上で含有させることが望ましい。より好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０３０％以上である。ただし、Ｗを多量に含有させると、熱間圧延工程のスラブ加熱時に未固溶で残存する粗大な析出物が増加し、せん断端面の耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、Ｗは０．２％以下で含有させることが望ましい。より好ましくは０．１％以下である。

Ｃａ：０．０００２％以上０．００３０％以下
ＣａはＳをＣａＳとして固定し、耐遅れ破壊特性を改善する。この効果を得るために０．０００２％以上含有することが望ましい。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。ただし、Ｃａを多量に添加すると表面品質や曲げ性を劣化させるので、Ｃａ含有量は０．００３０％以下が望ましい。より好ましくは０．００２５％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。

Ｃｅ：０．０００２％以上０．００３０％以下
ＣｅもＳを固定し、耐遅れ破壊特性を改善する。この効果を得るためにＣｅを０．０００２％以上含有することが望ましい。より好ましくは０．０００３％以上、さらに好ましくは０．０００５％以上である。ただし、Ｃｅを多量に添加すると表面品質や曲げ性を劣化させるので、Ｃｅ含有量は０．００３０％以下が望ましい。より好ましくは０．００２０％以下、さらに好ましくは０．００１５％以下である。

Ｌａ：０．０００２％以上０．００３０％以下
ＬａもＳを固定し、耐遅れ破壊特性を改善する。この効果を得るために０．０００２％以上含有することが望ましい。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。ただし、Ｌａを多量に添加すると表面品質や曲げ性を劣化させるので、Ｌａ含有量は０．００３０％以下が望ましい。より好ましくは０．００２０％以下、さらに好ましくは０．００１５％以下である。

Ｍｇ：０．０００２％以上０．００３０％以下
ＭｇはＭｇＯとしてＯを固定し、耐遅れ破壊特性を改善する。この効果を得るために０．０００２％以上含有することが望ましい。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。ただし、Ｍｇを多量に添加すると表面品質や曲げ性を劣化させるので、Ｍｇ含有量は０．００３０％以下が望ましい。より好ましくは０．００２０％以下、さらに好ましくは０．００１５％以下である。

Ｓｂ：０．００２％以上０．１％以下
Ｓｂは表層の酸化や窒化を抑制し、それによるＣやＢの低減を抑制する。ＣやＢの低減が抑制されることで表層のフェライト生成を抑制し、高強度化と耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このような観点からＳｂ含有量は０．００２％以上が望ましい。より好ましくは０．００４％以上、さらに好ましくは０．００６％以上である。ただし、Ｓｂ含有量が０．１％を超えると鋳造性が劣化し、また、旧γ粒界にＳｂが偏析してせん断端面の耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｓｂ含有量は０．１％以下が望ましい。より好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０２％以下である。

Ｓｎ：０．００２％以上０．１％以下
Ｓｎは表層の酸化や窒化を抑制し、それによるＣやＢの表層における含有量の低減を抑制する。ＣやＢの低減が抑制されることで表層のフェライト生成を抑制し、高強度化と耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このような観点からＳｎ含有量は０．００２％以上が望ましい。好ましくは０．００３％以上である。ただし、Ｓｎ含有量が０．１％を超えると鋳造性が劣化し、また、旧γ粒界にＳｎが偏析してせん断端面の耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、Ｓｎ含有量は０．１％以下が望ましい。より好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０１％以下である。

上記以外の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。なお、上記任意元素を下限値未満で含む場合、上記任意元素を不可避的不純物として含むものとする。

本発明の鋼板の鋼組織は、以下の構成を備える。
（構成１）マルテンサイトおよびベイナイトの組織全体に対する面積率が合計で９５％以上１００％以下であり、残部がフェライト及び残留オーステナイトの１種もしくは２種からなる。
（構成２）下記条件を満たし、長軸の長さが２０〜８０μｍである介在物群が５個／ｍｍ^２以下で存在する。
（条件）
１個以上の介在物粒子から構成され、介在物粒子の長軸長さは０．３μｍ以上であり、２個以上の介在物粒子から構成される場合に介在物粒子間の最短距離が１０μｍ以下である。
（構成３）旧オーステナイト粒の平均粒径が５μｍ超えである。

以下、各構成について説明する。

構成１
ＴＳ≧１３２０ＭＰａの高い強度と優れた耐遅れ破壊特性を両立するために、鋼組織におけるマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率を９５％以上とする。より好ましくは９６％以上、さらに好ましくは９７％以上である。これより少ないと、フェライト、残留γのいずれかが多くなり、耐遅れ破壊特性が劣化する。なお、マルテンサイトおよびベイナイト以外を含む場合、残部はフェライト、残留γである。これらの組織以外は、微量の炭化物、硫化物、窒化物、酸化物である。また、マルテンサイトには連続冷却中の自己焼き戻しも含めておよそ１５０℃以上で一定時間滞留することによる焼き戻しが生じていないマルテンサイトも含む。なお、残部を含まず、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が１００％でもよい。また、マルテンサイトの面積率とベイナイトの面積率の比（マルテンサイト／ベイナイト）は０．５〜２．０であることが多い。

構成２
本発明の鋼組織において、構成２は、せん断端面の耐遅れ破壊特性を向上させるために重要である。上記鋼組織において介在物群は、下記条件を満たす。
（条件）
１個以上の介在物粒子から構成され、介在物粒子の長軸長さは０．３μｍ以上であり、２個以上の介在物粒子から構成される場合に介在物粒子間の最短距離が１０μｍ以下である。

介在物粒子の長軸の長さは０．３μｍ以上である。上記長軸の長さが０．３μｍ以上であるものに着目するのは、０．３μｍ未満の介在物は、それらが集合したとしても耐遅れ破壊特性を劣化させないためである。また、長軸の長さは、圧延方向における介在物粒子の長さを意味する。

介在物群が２個以上の介在物粒子から構成される場合には、介在物粒子間の最短距離が１０μｍ以下である。このように介在物群を定義することで、耐遅れ破壊特性に影響を与える介在物群が適切に表現され、この定義に基づく介在物群の単位面積（ｍｍ^２）当たりの個数を調整することで、耐遅れ破壊特性を改善できる。なお、最短距離の測定においては、介在物の長手方向端部を中心点とした圧延方向に対して±１０°の扇形状の領域にある介在物粒子を対象とする（一部が上記領域に含まれる場合には対象とする。）。粒子間の最短距離は各粒子の外周上の点同士の最短距離である。

介在物群を構成する介在物粒子の形状、存在状態については、特に限定されないが、本発明においては、通常、圧延方向に伸展した介在物粒子であったり、圧延方向に点列状に分布した介在物であったりする。「圧延方向に点列状に分布した介在物粒子」とは、圧延方向に点列状に分布した２個以上の介在物粒子から構成されるものを指す。圧延方向に点列状に分布とは、例えば、圧延方向に延びる介在物が、冷間圧延の際に分割されて点列状に分布したものと同様の分布状態である。なお、これは分布状態の説明であり、冷間圧延で分割されて点列状に分布したものに限定する意味ではない。

上記のように定義される介在物群に着目し、長軸の長さが２０〜８０μｍである介在物群が５個／ｍｍ^２以下で存在するようにする。なお、１個の介在物粒子から構成される場合には、長軸の長さが２０〜８０μｍである介在物粒子を１個の介在物粒子群として、１ｍｍ^２当たりの介在物群の個数を測定する。

せん断端面の耐遅れ破壊特性を向上させるために、ＭｎＳや酸化物、窒化物から構成される介在物群を板厚表層〜中央の各領域において十分に低減する必要がある。ＴＳ≧１３２０ＭＰａの高強度鋼を使用した部品においてもせん断端面からの亀裂発生を抑制するために当該介在物群の分布密度は５個／ｍｍ^２以下に低減する必要がある。好ましくは４個／ｍｍ^２以下である。また、０個／ｍｍ^２がさらに好ましい。

長軸の長さが２０μｍ未満の場合、耐遅れ破壊特性にほとんど悪影響しないため着目する必要が無い。長軸の長さが８０μｍ超の介在物群は、Ｓ含有量を０．００１０％未満（上記成分組成の範囲）に限定することで、ほとんど形成されないため着目しない。なお、長軸の長さは、圧延方向における介在物群の長さを意味する。

構成３
旧オーステナイト（旧γ）平均粒径が５μｍ超えである。ＮｂやＴｉ等を含有する鋼では熱間圧延工程で、微細なＮｂ、Ｔｉ系の炭窒化物を形成する。したがって、後の連続焼鈍工程において、それら析出物が旧γ粒界をピン止めするため一般的に旧γ粒径が５μｍ以下と微細になる。従来、この旧γ粒径の微細化が耐遅れ破壊特性に対し有効に作用すると考えられてきた。しかし、本発明者らが本鋼に対し水素をチャージして遅れ破壊させたところ、実使用環境で鋼中に侵入しうる範囲の低い水素濃度（＜０．５ｐｐｍ）では（ここで水素濃度は体積濃度を意味する）、その破面形態は旧γ粒界で破壊しているものではなく、擬へき開破面であったため、Ｎｂ、Ｔｉ添加による耐遅れ破壊特性向上は旧γ粒径の微細化だけ説明できないと考えた。一方、Ｎｂ、Ｔｉを含有させた鋼の旧γ粒径を意識的に粗大化させ、耐遅れ破壊特性を評価したところ、その特性が著しく向上することが判明した。このメカニズムは必ずしも明らかではないが、本発明者らは以下のように考えている。すなわち、Ｎｂの添加により集合組織が変化し、せん断加工した端面の残留応力に影響し、耐遅れ破壊特性を向上させていると考えられる。焼鈍工程で旧γ粒が粒成長する中でその集合組織がより配向することで耐遅れ破壊特性が著しく向上したと考えられる。この効果は旧γ粒径を５μｍ超えとすることで顕在化したため、旧γ粒径は５μｍ超えとする必要がある。旧γ粒径の上限は特に規定しないが、靱性を劣化させる恐れがあるため、２０μｍ以下とすることが好ましい。下限について好ましくは７μｍ以上、より好ましくは９μｍ以上である。上限については１８μｍ以下が好ましく、より好ましくは１４μｍ以下である。

以上の鋼組織における各構成を満たすか否かを確認するための測定方法を説明する。

マルテンサイトとベイナイトの合計面積率、フェライトの面積率は、鋼板のＬ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を研磨後ナイタールで腐食し、鋼板表面から１／４厚み位置においてＳＥＭで２０００倍の倍率にて４視野観察し、撮影した組織写真を画像解析して測定した。ここで、マルテンサイト、ベイナイトはＳＥＭでは灰色を呈した組織を指す。一方、フェライトはＳＥＭで黒色のコントラストを呈する領域である。なお、マルテンサイトやベイナイトの内部には微量の炭化物、窒化物、硫化物、酸化物を含むが、これらを除外することは困難なので、これらを含めた領域の面積率をその面積率とした。残留γの測定は鋼板の表層２００μｍをシュウ酸で化学研磨し、板面を対象に、Ｘ線回折強度法により求めた。Ｍo−Ｋ_α線によって測定した（２００）α、（２１１）α、（２２０）α、（２００）γ、（２２０）γ、（３１１）γ回折面ピークの積分強度より計算した。

旧γ粒径の測定は、鋼板のＬ断面（圧延方向に平行な垂直断面)を研磨後、旧γ粒界を腐食する薬液（例えば飽和ピクリン酸水溶液やこれに塩化第２鉄を添加したもの）で腐食し、鋼板表面から１／４厚み位置において光学顕微鏡で５００倍の倍率にて４視野観察し、得られた写真中に、板厚方向、圧延方向にそれぞれ１５本の線を実際の長さで１０μｍ以上の間隔で引き、粒界と線との交点の数を数えた。全線長を交点の数で除した値に１．１３を乗じて旧γ粒径を求めた。

構成２を満たすことは、鋼板のＬ断面(圧延方向に平行な垂直断面)を研磨後、腐食せずに鋼板の表層から１／５ｔ〜４／５ｔの領域（ｔは鋼板の厚み）、すなわち表面より板厚に対して１／５厚み位置から、板厚中心を挟み、裏側表面側の１／５厚み位置までの領域において介在物分布密度の平均的な１．２ｍｍ^２の領域を連続でＳＥＭで３０視野撮影し、計測した。上記の板厚範囲を測定するのは、板厚最表面には本願で規定する介在物群は殆ど存在しないためである。これは、板厚最表面ではＭｎやＳの偏析が少ないこと、スラブ加熱時のこれらの固溶が温度の高い最表面では十分に起こり、これらの析出が生じにくくなることによる。撮影する倍率は５００倍とした。５００倍で撮影した写真を適宜拡大して介在物粒子や介在物群の長軸長さや介在物粒子間距離を測定した。長軸長さや粒子間の最短距離の判定測定が困難な場合は、５０００倍の倍率で確認した。また、圧延方向に伸展した介在物等を対象とするので、粒子間距離（最短距離）の測定方向は、上記の通り、圧延方向ないし圧延方向±１０°の範囲にある場合に限定する。また、介在物群が、２個以上の介在物粒子から構成される場合、介在物群の圧延方向における全長（長軸の長さ）は、介在物群の圧延方向両端に位置する介在物粒子同士の圧延方向外端部間の、圧延方向の長さとなる。また、介在物群が１個の介在物粒子で構成される場合、介在物群の圧延方向における全長は、この介在物粒子の圧延方向における長さとなる。

この介在物群を形成する個々の介在物粒子は主にＭｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃａ、ＲＥＭ系の硫化物、Ａｌ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｎａ系の酸化物、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ａｌ系の窒化物、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｍｏ系の炭化物、これらが複合析出した介在物であり、鉄系の炭化物は含まない。これらは鋳造工程で生成し、その後、スラブ加熱時に未固溶で存在していたものが介在物群の体積率の多くを占め、一部、その後の熱延・巻取り・焼鈍過程でそれに複合あるいは近接して再析出したものが存在する。

引張強度（ＴＳ）：１３２０ＭＰａ以上
せん断端面の耐遅れ破壊特性の劣化は素材の引張強度が１３２０ＭＰａ以上で著しく顕在化する。１３２０ＭＰａ以上でも、せん断端面の耐遅れ破壊特性が良好な点が本発明の特徴の一つである。したがって、本発明において引張強度は１３２０ＭＰａ以上とする。本発明の鋼板の引張強度は通常２４００ＭＰａ以下や２３００ＭＰａ以下になることが多い。

また、本発明の鋼板が有する優れた耐遅れ破壊特性とは、実施例において評価される遅れ破壊特性がＴＳ＜１５６０ＭＰａの場合に割れ発生せず、１５６０ＭＰａ≦ＴＳ≦１９１０ＭＰａの場合に破壊時間が１０^{（-0.008×（TS-1760）+0.69）}以上であり、１９１０ＭＰａ＜ＴＳの場合に破壊時間が０．３ｈｒ以上である。

また、本発明の課題を解決するために必須ではないが、降伏強度（ＹＰ）は１０００ＭＰａ以上２０００ＭＰａ以下である場合が多い。また、全伸び（Ｅｌ）は５％以上１０％以下の範囲にあることが多い。

以上の本発明の鋼板は、表面にめっき層を有してもよい。めっき層の種類は特に限定されず、Ｚｎめっき層、Ｚｎ以外の金属のめっき層のいずれでもよい。また、めっき層はＺｎ等の主となる成分以外の成分を含んでもよい。本発明では、めっき層は、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層であることが好ましい。

次いで、本発明の鋼板の製造方法について説明する。本発明の鋼板の製造方法は、上記成分組成を有する鋼スラブを、スラブ表面温度１２２０℃以上で１００分以上保持した後、熱間圧延することで熱延鋼板とし、該熱延鋼板を、４０％以上の冷間圧延率で冷間圧延することで冷延鋼板とし、該冷延鋼板を、８５０℃超えの焼鈍温度で２４０秒以上処理し、６８０℃以上の温度から２６０℃以下の温度まで７０℃／s以上の平均冷却速度で冷却し、必要に応じて再加熱を行い、その後、１５０〜２６０℃の温度域で２０〜１５００秒保持する連続焼鈍を行う方法である。

熱間圧延
鋼スラブを熱間圧延する方法として、スラブを加熱後圧延する方法、連続鋳造後のスラブを加熱することなく直接圧延する方法、連続鋳造後のスラブに短時間加熱処理を施して圧延する方法などがある。熱間圧延では、スラブ表面温度を１２２０℃以上とし、保持時間を１００分以上とすることが重要である。これにより、硫化物の固溶促進が図られ、介在物群の大きさや個数低減が図られる。上記スラブ表面温度は１３５０℃以下が好ましい。また、保持時間は２５０分以下が好ましい。常法どおり、スラブ加熱時の平均加熱速度は５〜１５℃／ｍｉｎとし、仕上げ圧延温度ＦＴは８４０〜９５０℃とし、巻取温度ＣＴは４００〜７００℃とすればよい。

鋼板表面に生成した1次、２次スケールを除去するためにデスケーリングは十分行うことが望ましい。デスケーリングは衝突圧：５００ＭＰａ以上の高圧で施すことが好ましい。これにより赤スケールの残存と２次スケール生成厚を低減することができ、巻取でスケール中の酸素が鋼板内に取り込まれることによる鋼板の表面酸化を軽減できる。その結果、最終製品での表層の酸化層の厚さが低減でき、耐食性の向上に寄与する。また、表層のＣ、Ｂの酸化によるこれらの表層付近での低減を防止することができ、ＣＡＬ焼鈍時の表層のフェライト生成を抑制することができる。その結果、せん断端面の耐遅れ破壊特性が改善する。また、熱延コイルを冷間圧延する前に十分酸洗してスケールの残存を軽減するのがよい。また、冷間圧延荷重低減の観点から必要に応じて熱延鋼板に焼鈍を施してもよい。

冷間圧延
冷間圧延で、圧下率（冷間圧延率）を４０％以上とすれば、その後の連続焼鈍における再結晶挙動、集合組織配向を安定化させることができる。４０％に満たない場合、焼鈍時のオーステナイト粒が一部粗大となり、強度が低下する恐れがある。また、冷間圧延率は、８０％以下が好ましい。

連続焼鈍
冷間圧延後の鋼板には、ＣＡＬで焼鈍と必要に応じて焼き戻し処理、調質圧延が施される。

旧γ粒径を粗大化するためには焼鈍温度の高温化が有効であり、本発明成分を有した鋼の場合、旧γ粒径を５μｍ超えとするためには最低でも焼鈍温度は８５０℃超えとし、均熱時間は２４０秒以上とする必要がある。一方、旧γ粒径が２０μｍを超えると靱性が劣化する恐れがあるため、焼鈍温度は９４０℃以下、均熱時間は９００秒以下とすることが好ましい。均熱時間についてより好ましくは６００秒以下である。

フェライト、残留γを低減し、マルテンサイトまたはベイナイトの面積率を９５％以上にするためには６８０℃以上の高温から２６０℃以下の温度まで７０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却（急冷）する必要がある。７００℃／ｓ以上が好ましい。急冷開始温度がこれより低いとフェライトが多く生成するとともに炭素がγに濃化してＭｓ点が低下することで焼き戻し処理の施されないマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）が増加する。冷却速度が遅いと上部・下部ベイナイトが生成し、残留γ、フレッシュマルテンサイトが増加する。冷却停止温度が２６０℃を超えると上部・下部ベイナイトが生成し、残留γ、フレッシュマルテンサイトが増加するという問題がある。マルテンサイト中のフレッシュマルテンサイトはマルテンサイトを１００としたときに面積率で５％まで許容でき、上記の条件を採用すればフレッシュマルテンサイト量を上記範囲に抑えられる。なお、冷却開始温度の上限については、９４０℃以下が好ましい。冷却停止温度の下限については１５０℃以上が好ましい。平均冷却速度の上限については１０００℃／ｓ以下が好ましい。

マルテンサイトもしくはベイナイト内部に分布する炭化物は、焼き入れ後の低温域保持中に生成する炭化物である。耐遅れ破壊特性とＴＳ≧１３２０ＭＰａ確保するため上記炭化物の生成を適正に制御する必要がある。つまり、室温付近まで焼入れた後に再加熱保持する温度もしくは急冷後の冷却停止温度を１５０〜２６０℃とし、保持時間を２０〜１５００秒に制御する必要があり、これより低温、短時間では変態相内部の炭化物分布密度が不十分となり、耐遅れ破壊特性が劣化し、これより高温では粒内およびブロック粒界での炭化物の粗大化が顕著になって、耐遅れ破壊特性が劣化する恐れがある。

得られた鋼板に、表面粗度の調整、板形状の平坦化などプレス成形性を安定化させる観点からスキンパス圧延を施すことができる。その場合は、スキンパス伸長率は０．１〜０．６％とするのが好ましい。この場合、スキンパスロールはダルロールとし、鋼板の粗さＲａを０．８〜１．８μｍに調整することが形状平坦化の観点からは好ましい。

また、得られた鋼板に、めっき処理を施してもよい。めっき処理を施すことで表面にめっき層を有する鋼板が得られる。めっき処理の種類は特に限定されず、溶融めっき、電気めっきのいずれでもよい。また、溶融めっき後に合金化を施すめっき処理でもよい。なお、めっき処理を行う場合において、上記スキンパス圧延を行う場合は、めっき処理後にスキンパス圧延を行う。

表1に示す成分組成の鋼を溶製後、スラブに鋳造した。なお、表１の［％Ｔｉ］×［％Ｎｂ］^２の項目における「Ｅ−数字」は１０の−数字乗を意味する。例えば、Ｅ−０７は、１０^−７を意味する。また、表１の「［％Ｔｉ］×［％Ｎｂ］^２」の単位は、（質量％）^３である。

このスラブを、表２に示すように、後述する一部の比較鋼以外は、スラブ加熱温度（ＳＲＴ）：１２２０℃以上、保持時間：１００分以上、仕上げ圧延温度（ＦＴ）：８４０〜９５０℃、巻取温度（ＣＴ）：４００〜７００℃にて巻き取った。得られた熱延板（熱延鋼板）は、酸洗後、４０％以上の圧下率にて冷間圧延を施し、冷延板（冷延鋼板）とした。Ｎｏ．４１はスラブ加熱温度、Ｎｏ．４２は加熱時間、Ｎｏ．４３は冷間圧延の圧下率が上記範囲外である。

得られた冷延板を連続焼鈍工程において、表２に示すように、後述する一部の比較鋼以外は、８５０℃超えの焼鈍温度（ＡＴ）で２４０ｓｅｃ以上の均熱処理を施し、６８０℃以上の温度から２６０℃以下の温度まで７０℃／s以上の平均冷却速度で冷却し、その後、１５０〜２６０℃の温度域で２０〜１５００秒保持する処理（再加熱するものと、冷却停止温度を１５０〜２６０℃として保持したものがある）を施した。その後、０．１％の調質圧延を行い、板厚１．４ｍｍの鋼板を得た。Ｎｏ．４４は焼鈍温度、Ｎｏ．４８は均熱時間、Ｎｏ．４９は冷却開始温度、Ｎｏ．５１は冷却停止温度が上記範囲外である。

得られた鋼板について、先に記した手法にて金属組織の定量化を行い、さらに引張り試験、耐遅れ破壊特性評価試験を行った。

引張試験はコイル幅１／４位置において圧延直角方向が長手方向となるようにＪＩＳ５号引張試験片を切り出し、引張試験(ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠)を実施してＹＰ、ＴＳ、Ｅｌを評価した。

鋼板の耐遅れ破壊特性の評価は、得られた鋼板のコイル幅１／４位置より圧延直角方向：１００ｍｍ、圧延方向３０ｍｍの短冊試験片を採取して実施した。１００ｍｍ長さの端面の切り出し加工はせん断加工とし、せん断加工ままの状態で（バリを除去する機械加工を施さずに）、バリが曲げ外周側となるように曲げ加工を施し、その曲げ成形状時の試験片形状を維持してボルトで試験片を固定した。せん断加工のクリアランスは１３％、レーキ角は２度とした。曲げ加工は、先端曲げ半径Ｒと板厚tとしたときにＲ／ｔ＝２．５となる曲げ半径（例えば板厚ｔ：２．０ｍｍならポンチ先端半径：５．０ｍｍのポンチで曲げ成形）で先端内角が９０度（Ｖ曲げ）となるように施した。ポンチは先端が上記の半径でありＵ字形状（先端Ｒ部分が半円形状でポンチ胴部は厚さが２Ｒ）のものを用い、ダイのコーナーＲは３０ｍｍのものを用いた。ポンチが鋼板を押し込む深さを調整し、先端の曲げ角度が９０度（Ｖ字形状）となる様に成形した。ボルト締めは曲げ成形時の直片部のフランジ端部同士の距離が曲げ成形した時と同じ距離になるように（スプリングバックによる直片部の開口をキャンセルアウトするように）油圧ジャッキで試験片を挟んで締め込み、その状態でボルト締結した。ボルトはあらかじめ短冊試験片の短辺エッジから１０ｍｍ内側に設けた楕円形状（短軸１０ｍｍ、長軸１５ｍｍ）の穴に通して固定した。得られたボルト締め後の試験片を１個あたり１Ｌ以上のｐＨが１の塩酸（塩化水素水溶液）に浸漬し、水溶液温度２５℃の条件でｐＨを一定管理して試験を実施した。目視もしくはカメラで、常時、目視で確認できるレベル（およそ１ｍｍ長さ）の微小亀裂（遅れ破壊の初期状態）の有無を確認し、浸漬開始から微小亀裂が生じ始めるまでの時間を遅れ破壊時間として測定した。浸漬開始後、２００ｈｒ経過しても破壊していないものは、破壊なし、と判断した。

その結果を表３に示す。

図１は表３に示したＴＳと遅れ破壊時間の関係を示している。２００時間経過後も割れが発生しなかった鋼には上矢印を表示している。

成分組成、熱延条件、焼鈍条件が適正化された鋼（Ｎｏ.１〜２４、４５〜４７、５０、５２〜５４）では１３２０ＭＰａ以上のＴＳが得られている。またＴＳ＜１５６０ＭＰａにおいて割れ発生せず、１５６０ＭＰａ≦ＴＳ≦１９１０ＭＰａにおいて破壊時間が１０^{（-0.008×（TS-1760）+0.69）}以上であり、１９１０ＭＰａ＜ＴＳにおいて破壊時間が０．３ｈｒ以上である優れた耐遅れ破壊特性が得られている。

Ｎｏ．２５はＣ含有量が不足しているためＴＳが不足しており、Ｎｏ．２６ではＣ含有量が過剰なため、強度が高くなりすぎて十分な耐遅れ破壊特性を得られていない。

Ｎｏ．２７〜３４は鋼成分が本発明で指定している範囲を逸脱しているため、偏析や介在物が多い等の理由により、耐遅れ破壊特性が劣位である。

Ｎｏ.３５、３７、４０ではＮｂまたはＴｉの含有量が不足しているため、耐遅れ破壊特性が劣位であり、Ｎｏ．３６、３８、３９はＮｂまたはＴｉの含有量が過剰なため、介在物が多く、耐遅れ破壊特性が劣位である。

Ｎｏ.４１、４２はスラブ加熱温度または保持時間が不足しているため、介在物が多く、耐遅れ破壊特性が劣位である。

Ｎｏ．４３は冷間圧延率が低いため、焼鈍時のオーステナイト粒が一部粗大となり、強度が不足している。

Ｎｏ．４４、４８は焼鈍温度が低いまたは焼鈍時間が不足しているため、旧オーステナイト粒径が十分に粒成長しておらず、耐遅れ破壊特性が劣位である。

Ｎｏ．４９、５１は冷却開始温度が低いまたは冷却停止温度が高く、マルテンサイトまたはベイナイト以外の組織が過剰に生成したため、耐遅れ破壊特性が劣位である。

なお、長軸長さが０．３μｍ未満の介在物粒子も含めて介在物群を定義する場合、介在物粒子の間の最短距離が１０μｍを超えるものも介在物群と定義する場合については、介在物群の個数密度と耐遅れ破壊改善効果との関係が明瞭ではなかった。

本発明によれば、せん断端面の耐遅れ破壊特性に優れた高強度の鋼板が得られる。このような特性の改善により、従来、遅れ破壊の顕在化が問題でＴＳ≧１３２０ＭＰａの高強度鋼の適用が困難であった用途での超高強度鋼の適用が可能になり、部品強度の向上や軽量化に貢献する。また、成形方法としてホットプレス成形やレーザ加工を導入していた部品において、せん断加工を伴う冷間プレスでの製造が可能となり、部品製造コストの大幅な削減が期待される。

Claims (9)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．１３％以上０．４０％以下、
   Ｓｉ：０．０２％以上１．５％以下、
   Ｍｎ：０．４％以上１．７％以下、
   Ｐ：０．０３０％以下、
   Ｓ：０．０００２％以上０．００１０％未満、
   ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上０．２０％以下、
   Ｎ：０．００５５％以下、
   Ｏ：０．００２５％以下、
   Ｎｂ：０．００２％以上０．０３５％以下およびＴｉ：０．００２％以上０．０４０％以下を（１）式、（２）式を満たすように含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
   マルテンサイトおよびベイナイトの組織全体に対する面積率が合計で９５％以上１００％以下であり、残部がフェライト及び残留オーステナイトの１種もしくは２種からなり、
   旧オーステナイト粒の平均粒径が５μｍ超えであり、
   下記条件を満たし、長軸の長さが２０〜８０μｍである介在物群が５個／ｍｍ^２以下で存在する鋼組織と、を有し、
   引張強度が１３２０ＭＰａ以上である鋼板。
   ［％Ｔｉ］＋［％Ｎｂ］＞０．００７ （１）
   ［％Ｔｉ］×［％Ｎｂ］^２≦７．５×１０^−６ （２）
   ここで、［％Ｎｂ］、［％Ｔｉ］はＮｂ、Ｔｉの含有量（％）を表す。
   （条件）
   １個以上の介在物粒子から構成され、介在物粒子の長軸長さは０．３μｍ以上であり、２個以上の介在物粒子から構成される場合に介在物粒子間の最短距離が１０μｍ以下である。
2. 前記成分組成が、さらに質量％で、Ｂ：０．０００２％以上０．００３５％未満を含有する請求項１に記載の鋼板。
3. 前記成分組成が、さらに質量％で、
   Ｃｕ：０．００５％以上１％以下およびＮｉ：０．０１％以上１％以下のうちから選んだ１種または２種を含有する請求項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：０．０１％以上１．０％以下、
   Ｍｏ：０．０１％以上０．３％未満、
   Ｖ：０．００３％以上０．４５％以下、
   Ｚｒ：０．００５％以上０．２％以下
   およびＷ：０．００５％以上０．２％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の鋼板。
5. 前記成分組成が、さらに質量％で、
   Ｃａ：０．０００２％以上０．００３０％以下、
   Ｃｅ：０．０００２％以上０．００３０％以下、
   Ｌａ：０．０００２％以上０．００３０％以下
   およびＭｇ：０．０００２％以上０．００３０％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の鋼板。
6. 前記成分組成が、さらに質量％で、
   Ｓｂ：０．００２％以上０．１％以下
   およびＳｎ：０．００２％以上０．１％以下のうちから選んだ１種または２種を含有する請求項１〜５のいずれかに記載の鋼板。
7. 表面にめっき層を有する請求項１〜６のいずれかに記載の鋼板。
8. 請求項１〜６のいずれかに記載の鋼板の製造方法であって、
   請求項１〜６のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、スラブ表面温度１２２０℃以上で１００分以上保持した後、熱間圧延することで熱延鋼板とし、
   該熱延鋼板を、４０％以上の冷間圧延率で冷間圧延することで冷延鋼板とし、
   該冷延鋼板を、８５０℃超えの焼鈍温度で２４０秒以上処理し、６８０℃以上の温度から２６０℃以下の温度まで７０℃／s以上の平均冷却速度で冷却し、該冷却の冷却停止温度を１５０〜２６０℃とし、該温度域で２０〜１５００秒保持するか、又は前記冷却後に再加熱を行い、その後、１５０〜２６０℃の温度域で２０〜１５００秒保持する連続焼鈍を行う鋼板の製造方法。
9. 前記連続焼鈍の後、めっき処理を行う請求項８に記載の鋼板の製造方法。

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