JP6460238B2 - 鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法 - Google Patents

鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法

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Description

本発明は、自動車、建造物、家電製品等の構造部材として好適な、引張強度が７８０ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性に優れた鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及び、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法に関する。
近年、自動車、建造物、家電製品等の構造部材として用いられる鋼板には、所要の強度および成型性の他、優れた耐遅れ破壊特性が求められる。遅れ破壊は、鋼材へ侵入した水素が応力集中部に集積して、鋼材を破壊する現象である。
遅れ破壊は、高強度ボルト、ＰＣ鋼線、およびラインパイプ等の高強度鋼材において発生することが従来から知られている。これら高強度鋼材に関する、各種の耐遅れ破壊特性の向上策が提案されている。
例えば、非特許文献１には、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶ等の元素が耐遅れ破壊特性の向上に有効であることが開示されている。これは、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶ等の炭化物を結晶粒内に析出させ、これら炭化物を、水素をトラップするサイト（水素トラップサイト）として活用することにより、粒界の脆化を抑制する技術である。
高強度材料は、塑性変形し難く、さらに破断し難いので、高い応力が作用する環境で使用される場合が多い。また、自動車用鋼板のように、成型後に部材として使用する鋼材においては、成型加工後に残留応力が発生する。この残留応力も、鋼板強度が高くなるほど大きくなるので、高強度鋼板では遅れ破壊の懸念が高まる。
そのため、高強度鋼板を自動車部品に適用するためには、鋼板を成型して部品を得るために鋼板の成型性を高め、なおかつ、高い応力が作用する環境での使用に耐えるために、鋼板の耐遅れ破壊特性も高めることが必須である。
また、上述のＣｒ、Ｍｏ、及びＶ等の元素の炭化物の、水素トラップサイトとしての機能は、母相と炭化物との界面での整合性（整合歪）に由来し、上記機能は、冷間圧延及び熱処理を経ると低減する。それ故、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶ等の元素の炭化物を水素トラップサイトとして用いることは、冷間圧延および熱処理が必要とされる種類の鋼板には適用できない。
特許文献１には、主にＴｉ、およびＭｇからなる酸化物が水素性欠陥の抑制（耐遅れ破壊特性の向上）のために有効であることが開示されている。特許文献１に開示の水素脆性対策は、特に、大入熱溶接後の水素脆性を改善するためのものであるが、特許文献１の対象は厚鋼板であり、薄鋼板に要求される高い成型性と耐遅れ破壊特性との両立については考慮されていない。
薄鋼板の水素脆性に関しては、例えば、非特許文献２に、残留オーステナイト量の加工誘起変態に起因して薄鋼板の水素脆性が助長されることが開示されている。即ち、薄鋼板において、耐遅れ破壊特性を劣化させないためには、残留オーステナイトの量を規制する必要があることが開示されている。
しかし、非特許文献２に開示の耐遅れ破壊特性向上策は、特定の組織を持つ高強度薄鋼板に関するものであり、根本的な耐遅れ破壊特性向上策とはいえないものである。
耐遅れ破壊特性と成型性との両方の改善を目的とする薄鋼板として、特許文献２に、耐つまとび性に優れたホウロウ容器用鋼板が開示されている。この鋼板は、製造時に鋼板中に侵入する水素を鋼板内の酸化物でトラップして、ホウロウがけの後に発生する「つまとび」（表面欠陥）を抑制するものである。
それ故、特許文献２に開示の鋼板は、内部に多量の酸化物を含む。しかし、酸化物を鋼板内に高密度で分散させると、成型性が劣化する。従って、特許文献２に開示の技術を、高い成型性を必要とする自動車用鋼板に適用することはできない。
一方、鋼板の成型性を向上させる手法として、鋼板中に残留オーステナイトを分散させ、鋼板の加工時（成型時）に、残留オーステナイトをマルテンサイトへ変態させる変態誘起塑性（ＴＲＩＰ効果）を用いる手法が知られている（特許文献３及び４、参照）。しかし、成型後に生成したマルテンサイトが遅れ破壊の発生を助長するので、成型性と耐遅れ破壊特性との向上を図る鋼板において、ＴＲＩＰ効果を活用することは難しい（非特許文献２、参照）。このように、鋼板において、成型性と耐遅れ破壊特性との両方を高めることは困難である。
日本国特開平１１−２９３３８３号公報 日本国特開平１１−１００６３８号公報 日本国特開平０１−２３０７１５号公報 日本国特開平０２−２１７４２５号公報
「遅れ破壊解明の新展開」（日本鉄鋼協会、１９９７年１月発行） ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ Ｖｏｌ．５ ＮＯ．６ １８３９〜１８４２頁、山崎ら、１９９２年１０月、日本鉄鋼協会発行
前述したように、鋼板において、成型性と耐遅れ破壊特性との両方を高めることは困難である。本発明は、引張強度が７８０ＭＰａ以上の鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及び、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、成型性を確保しつつ、耐遅れ破壊特性の向上を図ることを課題とする。本発明は、該課題を解決する鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及び、合金化溶融亜鉛めっき鋼板と、それらの製造方法とを提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意研究した。その結果、Ｃ含有量が０．０５〜０．４０％であり、引張強度が７８０ＭＰａ以上である鋼板において、主相である焼戻しマルテンサイトを所要の体積分率で含有し、好ましくは第二相であるフェライト及びベイナイトの１種又は２種を所要の体積分率で含有し、且つその他の相の体積分率が制限された組織を形成し、焼戻しマルテンサイト中に鉄系炭化物を所要の個数密度以上で析出させ、かつ、鉄系炭化物の２０％以上をε系炭化物とすることにより、鋼板の成型性を確保しつつ、耐遅れ破壊特性を向上させることができることを本発明者らは見出した。
本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係る鋼板は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４０％、Ｓｉ：０．０５〜３．００％、Ｍｎ：１．５０％以上３．５０％未満、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．００６％以下、Ａｌ：０〜２．００％、Ｃｒ：０〜１．００％、Ｍｏ：０〜１．００％、Ｎｉ：０〜１．００％、Ｃｕ：０〜１．００％Ｎｂ：０〜０．３０％、Ｔｉ：０〜０．３０％、Ｖ：０〜０．５０％Ｂ：０〜０．０１％Ｃａ：０〜０．０４％、Ｍｇ：０〜０．０４％、及び、ＲＥＭ：０〜０．０４％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、板厚１／４部の組織が、体積分率で、焼戻しマルテンサイト：７０％以上、およびフェライト及びベイナイトの１種又は２種：合計で２０％未満を含有し、前記板厚１／４部の組織において、体積分率で、残留オーステナイトが１０％未満であり、フレッシュマルテンサイトが１０％以下であり、パーライトが１０％以下であり、且つ前記残留オーステナイト、前記フレッシュマルテンサイト、および前記パーライトの合計体積分率が１５％以下であり、前記板厚１／４部における前記焼戻しマルテンサイト中の、長径５ｎｍ以上の鉄系炭化物の個数密度が５×１０７個／ｍｍ２以上であり、前記板厚１／４部における長径５ｎｍ以上の前記鉄系炭化物の個数に対する、ε系炭化物の個数の割合が２０％以上であり、引張強度が７８０ＭＰａ以上である。（２）上記（１）に記載の鋼板において、前記化学成分が、質量％で、Ｃｒ：０．０５〜１．００％、Ｍｏ：０．０１〜１．００％、Ｎｉ：０．０５〜１．００％、及び、Ｃｕ：０．０５〜１．００％の１種又は２種以上を含有してもよい。（３）上記（１）または（２）に記載の鋼板において、前記化学成分が、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．３０％、及び、Ｖ：０．００５〜０．５０％の１種又は２種以上を含有してもよい。
（４）上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載の鋼板において、前記化学成分が、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．０１％を含有してもよい。
（５）上記（１）〜（４）のいずれか一項に記載の鋼板において、前記化学成分が、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０４％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０４％、及び、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０４％の１種又は２種以上を含有してもよい。
（６）上記（１）〜（５）のいずれか一項に記載の鋼板において、前記鉄系炭化物の平均長径が３５０ｎｍ以下であってもよい。
（７）本発明の別の態様に係る溶融亜鉛めっき鋼板では、上記（１）〜（６）のいずれか一項に記載の鋼板の表面に、Ｆｅが１５質量％以下で、残部がＺｎ、Ａｌ、及び不純物からなる溶融亜鉛めっき層が形成されている。
（８）本発明の別の態様に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、上記（１）〜（６）のいずれか一項に記載の鋼板の表面に、Ｆｅが１５質量％以下で、残部がＺｎ、Ａｌ、及び不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき層が形成されている。
本発明によれば、自動車、建造物、家電製品等の構造部材として好適な、引張強度が７８０ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性に優れた鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及び、合金化溶融亜鉛めっき鋼板と、それらの製造方法とを提供することができる。
焼戻しマルテンサイト中の鉄系炭化物の個数密度（個／ｍｍ２）と耐遅れ破壊特性の関係を示す図である。 鉄系炭化物中のε系炭化物の割合と耐遅れ破壊特性の関係を示す図である。
Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶ等の炭化物が水素トラップサイトとして機能し、水素脆性に起因する耐遅れ破壊特性が向上することは周知である（非特許文献１、参照）。しかし、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶ等の炭化物を析出させるための熱処理には長時間を要するので、熱処理を短時間で行う必要がある製造ライン（連続焼鈍ラインや連続めっきライン等）を用いて製造する必要がある鋼板において、耐遅れ破壊特性の向上のためにＣｒ、Ｍｏ、及びＶ等の炭化物の析出を活用することは難しい。
水素をトラップする機能は、母材と炭化物との界面での整合性（整合歪）に由来するが、熱間圧延の際に析出させたＣｒ、Ｍｏ、及びＶ等の炭化物の水素トラップ能力は、冷間圧延および熱処理を経ることで低下するので、冷間圧延および熱処理が必要とされる種類の鋼板において、耐遅れ破壊特性の向上のためにＣｒ、Ｍｏ、及び、Ｖ等の炭化物の析出を用いることは難しい。
本発明者らは、引張強度が７８０ＭＰａ以上の鋼板において、組織及び鉄系炭化物（特に、ε系炭化物）を好適に制御することにより、成型性を維持しつつ、耐遅れ破壊特性を向上させられることを知見した。
以下、本発明の一実施形態に係る耐遅れ破壊特性に優れた鋼板（以下「本実施形態に係る鋼板」ということがある）について説明する。
本実施形態に係る鋼板は、引張強度が７８０ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性に優れた鋼板、溶融めっき鋼板、及び、合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、組織の主相を焼戻しマルテンサイトとし焼戻しマルテンサイト中に微細な鉄系炭化物（セメンタイト、およびε系炭化物）を析出させて、これら鉄系炭化物を水素トラップサイトとして活用することにより、成型性を維持しつつ、耐遅れ破壊特性の向上を図ることを基本思想とする。
具体的に、本発明の一実施形態に係る耐遅れ破壊特性に優れた鋼板（以下「本実施形態に係る鋼板」ということがある）は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４０％、Ｓｉ：０．０５〜３．００％、Ｍｎ：１．５０％以上３．５０％未満、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．００６％以下、Ａｌ：０〜２．００％、Ｃｒ：０〜１．００％、Ｍｏ：０〜１．００％、Ｎｉ：０〜１．００％、Ｃｕ：０〜１．００％Ｎｂ：０〜０．３０％、Ｔｉ：０〜０．３０％、Ｖ：０〜０．５０％Ｂ：０〜０．０１％Ｃａ：０〜０．０４％、Ｍｇ：０〜０．０４％、及び、ＲＥＭ：０〜０．０４％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、板厚１／４部の組織が、体積分率で、焼戻しマルテンサイト：７０％以上、およびフェライト及びベイナイトの１種又は２種：合計で２０％未満を含有し、前記板厚１／４部の組織において、体積分率で、残留オーステナイトが１０％未満であり、フレッシュマルテンサイトが１０％以下であり、パーライトが１０％以下であり、且つ前記残留オーステナイト、前記フレッシュマルテンサイト、および前記パーライトの合計体積分率が１５％以下であり、前記板厚１／４部における前記焼戻しマルテンサイト中の、長径５ｎｍ以上の鉄系炭化物の個数密度が５×１０７個／ｍｍ２以上であり、前記板厚１／４部における長径５ｎｍ以上の前記鉄系炭化物の個数に対する、ε系炭化物の個数の割合が２０％以上であり、引張強度が７８０ＭＰａ以上である。
本実施形態に係る耐遅れ破壊特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板（以下「本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板」ということがある。）は、本実施形態に係る鋼板の表面に、Ｆｅが１５質量％以下で、残部がＺｎ、Ａｌ、及び、不純物からなる溶融亜鉛めっき層が形成されている。
本実施形態に係る耐遅れ破壊特性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下「本実施形態に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板」ということがある。）は、本実施形態に係る鋼板の表面に、Ｆｅが１５質量％以下で、残部がＺｎ、Ａｌ、及び、不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき層が形成されている。
まず、本実施形態に係る鋼板の化学成分について説明する。化学成分に含まれる各元素の含有量の単位「質量％」は、以下「％」と記載する。
Ｃ：０．０５〜０．４０％
本実施形態に係る鋼板は、Ｃを０．０５〜０．４０％含有する、引張強度が７８０ＭＰａ以上の鋼板である。Ｃは、鋼板の強度上昇、および水素トラップサイトとして機能する鉄系炭化物（セメンタイト、ε系炭化物等）の析出のために必要な元素である。Ｃ含有量が０．０５％未満であると、引張強度７８０ＭＰａ以上を得るのが難しい。また、Ｃ含有量が０．０５％未満であると、析出する鉄系炭化物の量が不十分となり、耐遅れ破壊特性が向上しない。
一方、Ｃ含有量が０．４０％を超えると、マルテンサイト変態開始温度が低下し、十分な量のマルテンサイトを確保することができず、従って７０体積％以上の焼戻しマルテンサイトを確保することが難しくなる。
それ故、本実施形態に係る鋼板のＣ含有量は０．０５〜０．４０％とする。Ｃ含有量の好ましい下限値は０．１０％である。Ｃ含有量の好ましい上限値は０．２５％である。
Ｓｉ：０．０５〜３．００％
Ｓｉは、強度の向上のために有効な元素である。さらに、Ｓｉは、オーステナイト中での鉄系炭化物の析出を抑制する作用、および、マルテンサイト中に生成した鉄系炭化物の粗大化を抑制する作用を有する元素である。マルテンサイト中の鉄系炭化物が微細であるほど、耐遅れ破壊特性は向上するので、Ｓｉは耐遅れ破壊特性を向上させる効果を有する。
Ｓｉ含有量が０．０５％未満では、上述の効果が十分に得られないので、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする必要がある。好ましくは、Ｓｉ含有量は０．１０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が３．００％を超えると、鋼板の強度が上昇しすぎて、鋼板の成型性が低下するので、Ｓｉ含有量は３．００％以下とする必要がある。Ｓｉ含有量は、好ましくは２．００％以下である。
Ｍｎ：１．５０〜３．５０％未満
Ｍｎは、鋼板の強度の向上のために有効な元素である。また、Ｍｎは、焼鈍又は溶融亜鉛めっきのための熱処理時に、冷却途中で生じるフェライト変態を抑制する作用を有する元素である。この作用は、本実施形態に係る鋼板の焼戻しマルテンサイト量を所定の範囲内とするために必要とされる。
Ｍｎ含有量が１．５０％未満では、上述の効果が十分に得られないので、所要の体積分率の焼戻しマルテンサイトが得られなくなる。従って、Ｍｎ含有量は１．５０％以上とする必要がある。好ましくは、Ｍｎ含有量は１．７０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３．５０％以上になると、スラブや熱延板の強度が過度に上昇し、鋼板の製造性が低下するので、Ｍｎ含有量は３．５０％未満とする必要がある。好ましくは、Ｍｎ含有量は３．００％以下である。
Ｐ：０．０４％以下
Ｐは、不純物元素であり、鋼板の板厚中央部に偏析して靭性を阻害し、また、溶接部を脆化させる元素である。Ｐ含有量が０．０４％を超えると、靭性の低下と溶接部の脆化とが顕著になるので、Ｐ含有量を０．０４％以下とする必要がある。好ましくは、Ｐ含有量は０．０２％以下である。Ｐ含有量は、少ないほど好ましいので、Ｐ含有量の下限は特に限定しないが、Ｐ含有量を０．０００１％未満とすることは経済的に不利であるので、０．０００１％がＰ含有量の実質的な下限である。
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、不純物元素で、溶接性を阻害し、また、鋳造時および熱延時の製造性を阻害する元素である。また、Ｓは、粗大なＭｎＳを形成して、穴拡げ性を阻害する元素である。Ｓ含有量が０．０１％を超えると、溶接性の低下、製造性の低下、及び、穴拡げ性の低下が顕著になるので、Ｓ含有量は０．０１％以下とする必要がある。好ましくは、Ｓ含有量は０．００５％以下である。Ｓ含有量は、少ないほど好ましいので、Ｓ含有量の下限は特に限定しないが、Ｓ含有量を０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であるので、０．０００１％がＳ含有量の実質的な下限である。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、粗大な窒化物を形成することにより、曲げ性および穴拡げ性を阻害する元素であり、また、溶接時のブローホールの発生原因となる元素である。Ｎ含有量が０．０１％を超えると、曲げ性および穴拡げ性の低下、並びにブローホールの発生が顕著となるので、Ｎ含有量は０．０１％以下とする必要がある。Ｎ含有量は、少ないほど好ましいので、Ｎ含有量の下限は特に限定しないが、Ｎ含有量を０．０００５％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を招くので、０．０００５％がＮ含有量の実質的な下限である。
Ｏ：０．００６％以下
Ｏは、酸化物を形成し、成型性を阻害する元素である。Ｏ含有量が０．００６％を超えると、成型性の低下が顕著となるので、Ｏ含有量を０．００６％以下とする必要がある。Ｏ含有量は、少ないほど好ましいので、下限は特に限定しないが、Ｏ含有量を０．００１％未満とすることは、過度のコスト高を招き経済的に好ましくないので、０．００１％がＯ含有量の実質的な下限である。
本実施形態に係る鋼板は、上記元素の他、Ａｌ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、及び、Ｃｕの１種又は２種以上、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの１種又は２種以上、Ｂ、及び／又は、Ｃａ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭの１種又は２種以上を、適宜含有してもよい。ただし、本実施形態に係る鋼板がこれら元素を含有することは必須ではないので、これら元素の含有量の下限値は０％である。
Ａｌ：０〜２．００％
Ａｌは、脱酸材として有効な元素であり、また、Ｓｉと同様に、オーステナイト中での鉄系炭化物の析出を抑制する作用を有する元素である。さらに、Ａｌ酸化物は、耐遅れ破壊特性の向上に寄与するので、Ａｌを本実施形態に係る鋼板に含有させてもよい。しかし、Ａｌ含有量が２．００％を超えると、Ａｌ酸化物が過剰に生成し、製造性が劣化するので、Ａｌ含有量は２．００％以下とする必要がある。好ましくは、Ａｌ含有量は１．００％以下である。Ａｌが本実施形態に係る鋼板に含まれる必要は無いので、Ａｌ含有量の下限は０％である。しかし、鋼板の原材料に不純物として含まれるＡｌを完全に除去することは困難であるので、Ａｌ含有量の下限値を０．００１％としてもよい。
Ｃｒ：０〜１．００％
Ｃｒは、鋼板の引張強度等を向上させる元素であるとともに、焼鈍設備または溶融亜鉛めっき設備での焼鈍後の冷却時に、フェライト変態を抑制し、これにより焼戻しマルテンサイトの量を増大させる作用を有する元素である。Ｃｒが本実施形態に係る鋼板に含まれる必要は無いので、Ｃｒ含有量の下限は０％である。しかし、上述の効果を得るために、Ｃｒ含有量を０．０５％以上としてもよい。より好ましくは、Ｃｒ含有量は０．１０％以上である。一方、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると、製造時及び熱延時の製造性を阻害するので、Ｃｒ含有量は１．００％以下が好ましい。より好ましくは、Ｃｒ含有量は０．７０％以下である。
Ｍｏ：０〜１．００％
Ｍｏは、鋼板の引張強度等を向上させる元素であるとともに、焼鈍設備または連続溶融亜鉛めっき設備での焼鈍後の冷却時に、フェライト変態を抑制し、これにより焼戻しマルテンサイトの量を増大させる作用を有する元素である。Ｍｏが本実施形態に係る鋼板に含まれる必要は無いので、Ｍｏ含有量の下限は０％である。しかし、上述の効果を得るために、Ｍｏ含有量は０．０１％以上としてもよい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると、製造時及び熱延時の製造性を阻害するので、Ｍｏ含有量は１．００％以下が好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．７０％以下である。
Ｎｉ：０〜１．００％
Ｎｉは、鋼板の引張強度等を向上させる元素であるとともに、焼鈍設備または連続溶融亜鉛めっき設備での焼鈍後の冷却時に、フェライト変態を抑制し、これにより焼戻しマルテンサイトの量を増大させる作用を有する元素である。Ｎｉが本実施形態に係る鋼板に含まれる必要は無いので、Ｎｉ含有量の下限は０％である。しかし、上述の効果を得るために、Ｎｉ含有量は０．０５％以上としてもよい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｎｉ含有量が１．００％を超えると、製造時及び熱延時の製造性を阻害するので、Ｎｉ含有量は１．００％以下が好ましい。Ｎｉ含有量はより好ましくは０．７０％以下である。
Ｃｕ：０〜１．００％
Ｃｕは、鋼板の引張強度等を向上させる元素であるとともに、焼鈍設備または連続溶融亜鉛めっき設備での焼鈍後の冷却時に、フェライト変態を抑制し、これにより焼戻しマルテンサイトの量を増大させる作用を有する元素である。Ｃｕが本実施形態に係る鋼板に含まれる必要は無いので、Ｃｕ含有量の下限は０％である。しかし、上述の効果を得るために、Ｃｕ含有量は０．０５％以上としてもよい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、製造時及び熱延時の製造性を阻害するので、Ｃｕ含有量は１．００％以下が好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．７０％以下である。
Ｎｂ：０〜０．３０％
Ｎｂは、析出物強化、細粒強化、および転位強化によって、鋼板の強度の上昇に寄与する元素である。Ｎｂが本実施形態に係る鋼板に含まれる必要は無いので、Ｎｂ含有量の下限は０％である。しかし、上述の効果を得るために、Ｎｂ含有量は０．００５％以上としてもよい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｎｂ含有量が０．３０％を超えると、炭窒化物の析出量が増えて成型性が劣化するので、Ｎｂ含有量は０．３０％以下が好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．２０％以下である。
Ｔｉ：０〜０．３０％
Ｔｉは、析出物強化、細粒強化、および転位強化によって、鋼板の強度の上昇に寄与する元素である。Ｔｉが本実施形態に係る鋼板に含まれる必要は無いので、Ｔｉ含有量の下限は０％である。しかし、上述の効果を得るために、Ｔｉ含有量は０．００５％以上としてもよい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．３０％を超えると、炭窒化物の析出量が増えて成型性が劣化するので、Ｔｉ含有量は０．３０％以下が好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．１５％以下である。
Ｖ：０〜０．５０％
Ｖは、析出物強化、細粒強化、および転位強化によって、鋼板の強度の上昇に寄与する元素である。Ｖが本実施形態に係る鋼板に含まれる必要は無いので、Ｖ含有量の下限は０％である。しかし、上述の効果を得るために、Ｖ含有量を０．００５％以上としてもよい。Ｖ含有量はより好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｖ含有量が０．５０％を超えると、炭窒化物の析出量が増えて成型性が劣化するので、Ｖ含有量は０．５０％以下が好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．３５％以下である。
Ｂ：０〜０．０１％
Ｂは、粒界を強化する元素であり、また、焼鈍設備または連続溶融亜鉛めっき設備での焼鈍後の冷却時に、フェライト変態を抑制し、これにより焼戻しマルテンサイトの量を増大させる作用を有する元素である。Ｂが本実施形態に係る鋼板に含まれる必要は無いので、Ｂ含有量の下限は０％である。しかし、上述の効果を得るために、Ｂ含有量を０．０００１％以上としてもよい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上である。一方、Ｂ含有量が０．０１％を超えると、熱延時の製造性が低下するので、Ｂ含有量は０．０１％以下が好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００５％以下である。
Ｃａ：０〜０．０４％
Ｍｇ：０〜０．０４％
ＲＥＭ：０〜０．０４％
Ｃａ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭは、酸化物および硫化物の形態を制御し、鋼板の穴拡げ性の向上に寄与する元素である。Ｃａ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭが本実施形態に係る鋼板に含まれる必要は無いので、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量、及び、ＲＥＭ含有量それぞれの下限は０％である。しかし、上述の効果を得るために、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量、およびＲＥＭ含有量それぞれは０．０００５％以上としてもよい。Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量、およびＲＥＭ含有量それぞれは、より好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量、およびＲＥＭ含有量それぞれが０．０４％を超えると、鋳造性が劣化するので、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量、およびＲＥＭ含有量それぞれは０．０４％以下が好ましい。Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量、およびＲＥＭ含有量それぞれは、より好ましくは０．０１％以下である。
なお、「ＲＥＭ」とは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドのからなる合計１７元素を指し、上記「ＲＥＭ含有量」とは、これらの１７元素の合計含有量を意味する。ランタノイドをＲＥＭとして用いる場合、工業的には、ＲＥＭはミッシュメタルの形で添加する場合が多い。この場合も、本実施形態に係る鋼板は、本実施形態に係る鋼板の効果を発揮する。また、金属Ｌａや金属Ｃｅなどの金属ＲＥＭを含有させても、本実施形態に係る鋼板は、本実施形態に係る鋼板の効果を発揮する。
本実施形態に係る鋼板は、上記元素の他、残部が鉄及び不純物からなるものである。不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料、又は製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
引張強度：７８０ＭＰａ以上
本実施形態に係る鋼板の引張強度は７８０ＭＰａ以上とする。この引張強度は、鋼板の化学成分を上述した範囲内に制御し、且つ、鋼板の組織を以下に説明するような形態とすることにより得られる。
次に、本実施形態に係る鋼板の板厚１／４部の組織（以下、「組織」と略す場合がある）について説明する。板厚１／４部とは、鋼板表面（鋼板の上面および下面）から鋼板厚さｔの１／８の深さの面と、鋼板表面から鋼板厚さｔの３／８の深さの面との間の領域である。鋼板表面から鋼板厚さｔの１／４の深さの面が、板厚１／４部の中心面である。板厚１／４部は、鋼板の中心面と板の表面との中間に位置するので、平均的な組織を有している。従って、本実施形態に係る鋼板では、板厚１／４部における組織が規定される。
本実施形態に係る鋼板の板厚１／４部の組織を、体積分率で、
（組織Ａ）焼戻しマルテンサイト：７０％以上、
（組織Ｂ）フェライト及びベイナイトの１種又は２種：合計で２０％未満、および
（組織Ｃ）残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、およびパーライト：それぞれ１０％未満
と規定する。組織Ａは、ε系炭化物を有することにより本実施形態に係る鋼板の引張強度および耐遅れ破壊特性に最も大きく影響する組織、すなわち主相である。組織Ｂは、本実施形態に係る鋼板の諸特性を向上させる働きを有するが、組織Ｂが含まれない場合であっても本実施形態に係る鋼板は課題を解決することができるので、組織Ｂの含有量の下限値は０体積％である。組織Ｃは、本実施形態に係る鋼板の諸特性を向上させる働きを有しないので、含まれる必要が無い組織であり、その含有量の下限値は０体積％である。
（組織Ａ）板厚１／４部の焼戻しマルテンサイト（主相）：７０％以上
組織において、焼戻しマルテンサイトは、鋼板の強度及び耐遅れ破壊特性を確保するうえで重要な組織である。
焼戻しマルテンサイトは、ラス状の結晶粒の集合体であり、内部に鉄系炭化物を含有する。その鉄系炭化物は、異なる方向に伸長する複数の鉄系炭化物群に属し、水素トラップサイトとして機能する。鉄系炭化物の長径は、例えば５ｎｍ以上である。焼戻しマルテンサイト中の鉄系炭化物の一部は、適切な条件で行われる熱処理によって、後述するε系炭化物とすることができる。
焼入れされたマルテンサイトに焼戻しを施すことにより、焼戻しマルテンサイトが得られる。この焼戻しマルテンサイトの体積分率が７０％以上であると、鋼板の引張強度を確実に７８０ＭＰａ以上とすることができるので、焼戻しマルテンサイトの体積分率は７０％以上とする。焼戻しマルテンサイトの体積分率は、好ましくは７５％以上である。
焼戻しマルテンサイトの体積分率の上限は、特に制限されないので、１００％でもよい。しかし、焼戻しマルテンサイトの体積分率が９０％を超えると、鋼板の引張強度が上昇しすぎて、鋼板の成型性が低下する場合があるので、焼戻しマルテンサイトの体積分率は、９０％以下とすることが好ましい。焼戻しマルテンサイトの体積分率は、さらに好ましくは８５％以下である。
（組織Ｂ）フェライト及びベイナイトの１種又は２種（第二相）：合計で２０％未満
本実施形態に係る鋼板において、上述の焼戻しマルテンサイト以外の組織は、主にフェライトおよびベイナイトの１種又は２種から構成される組織Ｂである。
フェライトは軟質な組織であり、鋼板の強度低下を招く。フェライト量が過剰である場合、鋼板の引張強度が７８０ＭＰａ未満となる場合がある。従って、本実施形態に係る鋼板は、フェライトを含有しなくても良い。ただし、焼戻しマルテンサイトよりも軟質なフェライトは、焼戻しマルテンサイトの一部に代えて含有させた場合、鋼板の成型性を高める効果を有するので、本実施形態に係る鋼板はフェライトを含有してもよい。
ベイナイトも、マルテンサイトと同様に、ラス状の結晶粒の集合体であり、内部に、例えば長径５ｎｍ以上の、鉄系炭化物を含む組織である。この鉄系炭化物が水素トラップサイトとして機能して、鋼板の耐遅れ破壊特性が向上する。一方、ベイナイトの引張強度向上効果は、マルテンサイトの引張強度向上効果よりも小さい。本実施形態に係る鋼板は、体積分率が７０％以上のマルテンサイトによって７８０ＭＰａ以上の引張強度を有している。ベイナイト量が過剰である場合、鋼板の引張強度が７８０ＭＰａ未満となる場合がある。従って本実施形態に係る鋼板はベイナイトを含有する必要が無い。ただし、焼戻しマルテンサイトよりも軟質なベイナイトは、焼戻しマルテンサイトの一部に代えて含有させた場合、鋼板の成型性を高める効果を有するので、上述の焼戻しマルテンサイト量が損なわれない限り、本実施形態に係る鋼板はベイナイトを含有してもよい。
なお、鉄系炭化物を含むベイナイトも、耐遅れ破壊特性の向上に寄与する組織である。しかしベイナイトは、マルテンサイト生成後の熱処理によって炭化物の析出を制御できるマルテンサイトと異なり、所要の温度に長時間保持して生成する組織であるので、その鉄系炭化物の一部をε系炭化物のまま留めることができない。
本発明者らは、本実施形態に係る鋼板に含まれる組織を、ε系炭化物を含む必須組織Ａ（すなわち焼戻しマルテンサイト）と、ε系炭化物を含まず、且つ本実施形態に係る鋼板にとって必須ではないが、成型性向上等の好ましい効果をもたらす場合がある組織Ｂ（すなわちフェライトおよびベイナイト）と、本実施形態に係る鋼板に含まれる必要が無い組織Ｃとに分類し、それぞれのグループの含有量を規定することが、耐遅れ破壊特性、成型性、および引張強度の全てを好ましく制御するために必要であると判断した。従って、本実施形態に係る鋼板では、フェライトとベイナイトとの合計の体積分率が規定される。本実施形態に係る鋼板では、鋼板の引張強度を確実に７８０ＭＰａ以上とするために、フェライトとベイナイトとの合計体積分率を２０％未満とする。フェライトとベイナイトとの合計体積分率は、好ましくは１０％以下である。
フェライトとベイナイトとの合計体積分率の下限値は０％であるが、フェライトおよびベイナイトを用いて鋼板の成型性を向上させる場合、フェライトとベイナイトとの合計体積分率の下限値を５％以上としてもよい。
（組織Ｃ）残留オーステナイト：１０体積％未満
（組織Ｃ）フレッシュマルテンサイト：１０体積％以下
（組織Ｃ）パーライト：１０体積％以下
（組織Ｃ）残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、およびパーライトの合計量：１５体積％以下
本実施形態に係る鋼板は、焼戻しマルテンサイト、フェライト、およびベイナイトの他に、残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、およびパーライトを含有する場合がある。
残留オーステナイトは、ＴＲＩＰ効果による成型性の向上に寄与する。しかし、残留オーステナイトの体積分率が増加すると、自動車用部材として成型する際に硬質なフレッシュマルテンサイトへ変態し、加工特性が低下する懸念がある。
本発明者らは、鋼板の組織中の残留オーステナイトの体積分率が１０％以上になると、加工特性が劣化することを実験により確認した。それ故、本実施形態に係る鋼板において、残留オーステナイトの体積分率を１０％未満とする。残留オーステナイトの体積分率は好ましくは７％以下である。一方、残留オーステナイトの体積分率が０％であっても、本実施形態に係る鋼板は、十分な成型性を有する。従って、本実施形態に係る鋼板は残留オーステナイトを含む必要が無いので、残留オーステナイトの体積分率の下限値は０％である。
フレッシュマルテンサイトは、Ｆｅ炭化物を含まないマルテンサイトである。フレッシュマルテンサイトを含む鋼板は高強度であるが、加工特性が劣るので、本実施形態に係る鋼板のフレッシュマルテンサイトの体積分率を１０％以下に制限する。一方、フレッシュマルテンサイトの体積分率が０％であっても、本実施形態に係る鋼板は十分な強度を有する。従って、本実施形態に係る鋼板はフレッシュマルテンサイトを含む必要が無いので、フレッシュマルテンサイトの体積分率の下限値は０％である。
パーライトは、鋼板の加工特性を低下させる。従って、本実施形態に係る鋼板のパーライトの体積分率を１０％以下に制限する。一方、パーライトはＦｅ炭化物であるセメンタイトを含む組織であるが、このセメンタイトをε系炭化物に変化させることはできないので、パーライトは耐遅れ破壊特性を向上させる効果を十分に有しない。従って、本実施形態に係る鋼板はパーライトを含む必要が無いので、パーライトの体積分率の下限値は０％である。
さらに、本実施形態に係る鋼板の、残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、およびパーライトの合計の体積分率は１５％以下とする必要があり、１２％以下とされることが好ましい。合計の体積分率が１５％超である残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、およびパーライトは、鋼板の加工特性を損なうおそれがある。
焼戻しマルテンサイト、フェライト、ベイナイト、及び、残留オーステナイト、さらに、フレッシュマルテンサイト、パーライト、及び、その他の組織の同定、存在位置の確認、及び、体積分率の測定は、ナイタール試薬、及び、特開昭５９−２１９４７３号公報に開示の試薬を用い、鋼板圧延方向断面又は圧延方向直角方向断面を腐食させて、１０００〜１０００００倍の走査型電子顕微鏡及び透過型電子顕微鏡で断面を観察することで行うことができる。
また、ＦＥ−ＳＥＭ（電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）に付属のＥＢＳＤ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ−Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎを用いた結晶方位解析法）による結晶方位解析、またはマイクロビッカース硬度測定等の微小領域の硬度測定からも、組織の判別が可能である。
例えば、前述したように、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトでは、炭化物の形成サイトおよび結晶方位関係（伸長方向）等が異なるので、ＦＥ−ＳＥＭを用いて、ラス状結晶粒の内部の鉄系炭化物の伸長方向を観察することにより、焼戻しマルテンサイトとベイナイトとを容易に区別することができる。
鋼板の板厚１／４部における焼戻しマルテンサイト、フェライト、及び、ベイナイトの体積分率、及び／又はパーライトの体積分率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、ナイタール液でエッチングし、板厚１／４部（板厚の１／４の箇所を中心とする板厚の１／８〜３／８の範囲）を、ＦＥ−ＳＥＭで観察することにより求められる、各組織の面積分率を測定し、これら面積分率を体積分率とみなすことにより得られる。なお、各組織の面積分率とは、５０００倍の倍率で、１０視野測定することにより得られる各視野での各組織の面積分率の平均値である。
フレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトは、鋼板の断面をレペラ液でエッチングし、板厚１／４部をＦＥ−ＳＥＭで観察することにより、上記組織（焼戻しマルテンサイト、フェライト、ベイナイト）と明瞭に区別することができる。それ故、フレッシュマルテンサイトの体積分率は、ＦＥ−ＳＥＭで観察した腐食されていない領域の面積分率と、Ｘ線で測定した残留オーステナイトの面積分率との差分として求めることができる。
次に、焼戻しマルテンサイト中の鉄系炭化物の個数密度を５×１０７（個／ｍｍ２）以上と規定し、かつ、全ての鉄系炭化物中の個数に対するε系炭化物の個数の割合を２０％以上と規定する理由について説明する。
板厚１／４部における焼戻しマルテンサイト中の、長径５ｎｍ以上の鉄系炭化物の個数密度：５×１０７（個／ｍｍ２）以上
本実施形態に係る鋼板において、耐遅れ破壊特性と成型性との両方を高めるために、板厚１／４部の組織において主相である焼戻しマルテンサイト中の、長径５ｎｍ以上の鉄系炭化物の個数密度を５×１０７（個／ｍｍ２）以上と規定する。本実施形態において、「焼戻しマルテンサイト中の鉄系炭化物の個数密度」とは、観察面中の焼戻しマルテンサイトが含む鉄系炭化物の個数を、観察面中の焼戻しマルテンサイトの面積で除すことにより得られる値である。
焼入れ直後のマルテンサイトは、高強度であるが、耐遅れ破壊特性が低いので、その改善が必要である。そこで、マルテンサイトを焼戻して焼戻しマルテンサイトとし、板厚１／４部において、この焼戻しマルテンサイト中に、長径５ｎｍ以上の鉄系炭化物を５×１０７（個／ｍｍ２）以上析出させる。焼戻しマルテンサイト（主相）の耐遅れ破壊特性は、焼戻しされていないマルテンサイトよりも優れている。
本発明者らは、耐遅れ破壊特性と、板厚１／４部における焼戻しマルテンサイト中の鉄系炭化物の個数密度との関係を調査した。その結果を図１に示す。
鉄系炭化物の個数密度は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、ナイタール液でエッチングし、板厚１／４部における１０視野をＦＥ−ＳＥＭで、倍率５０００倍で観察し、各視野中の焼戻しマルテンサイトに含まれる、長径５ｎｍ以上の鉄系炭化物の個数を、視野中の焼戻しマルテンサイトの面積で除することにより得られる値を平均することにより測定した。なお、長径が５ｎｍ未満の鉄系炭化物の個数は測定しなかった。長径が５ｎｍ未満の鉄系炭化物は、鋼板の耐遅れ破壊特性に大きな影響を及ぼさないからである。以降、長径５ｎｍ以上の鉄系炭化物を単に「鉄系炭化物」と称する場合がある。
鋼板の耐遅れ破壊特性は、鋼板の圧延方向に直角に切り出した長さ１００ｍｍ、幅３０ｍｍ、および厚さ１．３ｍｍまたは１．６ｍｍの短冊状試験片を３点曲げ加工し、この短冊状試験片の表面に耐水性の歪みゲージを装着した後、短冊状試験片をチオシアンアンモニウム水溶液中に浸漬し、電流密度０．１ｍＡ／ｃｍ２でチオシアンアンモニウム水溶液を電気分解することにより短冊状試験片内に水素を侵入させ、２時間後、割れの発生の有無を確認することにより評価した。
短冊状試験片の曲げ加工の半径は１０ｍｍとした。厚さ１．３ｍｍの短冊状試験片に与える負荷応力は、鋼板の引張強度（ＴＳ）の６０％とし、厚さ１．６ｍｍの短冊状試験片に与える負荷応力は、鋼板の引張強度（ＴＳ）の９０％とした。引張強度（ＴＳ）の６０％の負荷応力で破断した短冊状試験片を「ＶＥＲＹ ＢＡＤ」、引張強度（ＴＳ）の６０％の負荷応力で破断せず、引張強度（ＴＳ）の９０％の負荷応力で破断した短冊状試験片を「ＢＡＤ」、両方の負荷応力で破断しなかった短冊状試験片を「ＧＯＯＤ」と評価した。
本発明者らは、図１に示すように、板厚１／４部における焼戻しマルテンサイト中の鉄系炭化物の個数密度が少なくとも５×１０７（個／ｍｍ２）以上となると、耐遅れ破壊特性が著しく向上することも知見した。
このことから、板厚１／４部における焼戻しマルテンサイト中の鉄系炭化物の個数密度は５×１０７（個／ｍｍ２）以上と規定した。板厚１／４部における焼戻しマルテンサイト中の鉄系炭化物の個数密度は、好ましくは１×１０８（個／ｍｍ２）以上であり、より好ましくは３×１０８（個／ｍｍ２）以上である。
焼戻しマルテンサイト中の鉄系炭化物による耐遅れ破壊特性向上効果は、鉄系炭化物が小さいほど顕著である。そして、鉄系炭化物の殆どは、マルテンサイトのラス内に析出しているので、延性および成型性などの鋼板に必要な機械特性を阻害しない。それ故、焼戻しマルテンサイト中の鉄系炭化物の長径は小さいほど好ましく、３５０ｎｍ以下が好ましい。焼戻しマルテンサイト中の鉄系炭化物の長径は、より好ましくは２５０ｎｍ以下であり、さらに、より好ましくは２００ｎｍ以下である。一方、長径が小さすぎる鉄系炭化物は耐遅れ破壊特性向上効果を有しないので、本実施形態に係る鋼板において、長径が５ｎｍ未満である鉄系炭化物は考慮されない。
なお、上述のように、板厚１／４部は、鋼板の中心面と板の表面との中間に位置するので、平均的な組織を有している。従って、本実施形態に係る鋼板では、板厚１／４部における焼戻しマルテンサイト中の鉄系炭化物の個数密度を好適な範囲内とすれば、鋼板全体にわたり良好な特性が得られる。
全ての鉄系炭化物の個数に対するε系炭化物の個数の割合：２０％以上
本実施形態に係る焼戻しマルテンサイト中の全ての鉄系炭化物の個数に対して、ε系炭化物の個数が占める割合（以下、「ε系炭化物の割合」と略す場合がある）を２０％以上とする。これにより、成型性、特に穴拡げ性を阻害することなく、耐遅れ破壊特性を向上させることができる。
焼戻しマルテンサイト中の鉄系炭化物は、主として、セメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）である。通常、母相の鉄（ｂｃｃ構造）とセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）との界面が水素をトラップするトラップサイトとして機能すると考えられている。それ故、セメンタイトの存在は、耐遅れ破壊特性の向上に寄与するといわれている。
しかし、セメンタイトは、延性破壊の起点となるので、セメンタイトだけを用いて成型性と耐遅れ破壊特性との両方を向上させることは難しい。
本発明者らは、鋭意検討の結果、種々の鉄系炭化物のうちε系炭化物（Ｆｅ２．４Ｃ）を用いれば、耐遅れ破壊特性と成型性との両方を向上させることができると発想した。
ＦｅとＣよりなる鉄系炭化物には、結晶構造の異なるε系炭化物、χ系炭化物、およびセメンタイト（θ系炭化物）等が存在する。これらの鉄系炭化物は、マルテンサイト中で、母相のｂｃｃ構造の鉄と特定の結晶方位関係を有した状態で析出する。
上述の種々の鉄系炭化物のうち、ε系炭化物（Ｆｅ２．４Ｃ）と、ｂｃｃ構造の鉄とは、整合界面（Ｃｏｈｅｒｅｎｔ ｉｎｔｅｒｆａｃｅ、二つの相の界面で、全ての原子について各相における最隣接原子の関係が満足されている界面）に近い界面を形成する。ε系炭化物（Ｆｅ２．４Ｃ）と鉄（ｂｃｃ構造）との界面は、セメンタイトと鉄（ｂｃｃ構造）との界面より、整合性が優れているので、水素トラップ能力が、セメンタイトより高いと推測される。また、ε系炭化物は、セメンタイトより微細であるので、延性破壊の起点となり難い。
そこで、本発明者らは、ε系炭化物（Ｆｅ２．４Ｃ）に着目し、鉄系炭化物中のε系炭化物の割合と耐遅れ破壊特性との関係を調査した。その結果を図２に示す。
ε系炭化物（六方晶）とセメンタイト（斜方晶）とは、結晶構造が異なるので、Ｘ線回折又は電子線回折の回折パターンが異なり、容易に区別できる。本発明者らは、電子顕微鏡で薄膜試料を観察して、鉄系炭化物の種類を同定した。鉄系炭化物に電子線を照射し、得られた回折パターンを解析して、ε系炭化物（Ｆｅ２．４Ｃ）を同定した。
各試料の鉄系炭化物中のε系炭化物（Ｆｅ２．４Ｃ）の割合は、観察倍率を１００００倍として、１０視野で測定して得られた各視野に係るε系炭化物（Ｆｅ２．４Ｃ）の割合を平均することにより算出した。耐遅れ破壊特性の評価は、前述した評価方法で行った。
図２から、鉄系炭化物中のε系炭化物（Ｆｅ２．４Ｃ）の割合を２０％以上とすることにより、優れた加工特性および耐遅れ破壊特性を確保できることが解る。加工特性および耐遅れ破壊特性をさらに向上させるために、鉄系炭化物中のε系炭化物（Ｆｅ２．４Ｃ）の割合は、３０％以上が好ましく、４０％以上がさらに好ましい。
なお、鉄系炭化物中のε系炭化物の割合が２０％未満であると、耐遅れ破壊特性が劣るだけでなく、良好な加工特性が得られない。
上述のように、板厚１／４部は、鋼板の中心面と板の表面との中間に位置するので、平均的な組織を有している。従って、本実施形態に係る鋼板では、板厚１／４部における焼戻しマルテンサイト中の鉄系炭化物中のε系炭化物の割合を好適な範囲内とすれば、鋼板全体にわたり良好な特性が得られる。
本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板は、本実施形態に係る鋼板の表面に、Ｆｅが１５質量％以下で、残部がＺｎ、Ａｌ、及び、不純物からなる溶融亜鉛めっき層が形成されていることを特徴とする。通常、溶融亜鉛めっき層内のＦｅ濃度は７質量％未満とされることが多い。溶融亜鉛めっき中のＦｅ濃度の下限値は、特に限定されないが、１．０質量％とすることが好ましい。
本実施形態に係る合金化亜鉛めっき鋼板は、本実施形態に係る鋼板の表面に、Ｆｅが１５質量％以下で、残部がＺｎ、Ａｌ、及び、不純物からなる溶融亜鉛めっき層が形成され合金化されていることを特徴とする。合金化溶融亜鉛めっき中のＦｅ濃度の下限値は特に限定されないが、通常、７質量％とされる場合が多い。
次に、本実施形態に係る鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
まず、本発明鋼板の製造方法について説明する。
本発明鋼板の製造方法は、
（ａ）本実施形態に係る鋼板と同じ組成を有する鋳造スラブを、（ａ１）直接、熱間圧延に供し、次いで巻取り、又は、（ａ２）一旦冷却した後加熱して、熱間圧延に供し、次いで巻取り、
（ｂ）酸洗後、冷間圧延に供し、次いで、焼鈍し、その後、
（ｃ）焼鈍された鋼板を冷却し、次いで、焼戻しを行い、その後、
（ｄ）焼戻された鋼板を二段階冷却する
ことを特徴とする。（ｄ）が、鉄系炭化物中のε系炭化物の割合を２０％以上とするために重要な工程である。
熱間圧延に供する鋳造スラブは、鋳造したスラブであればよく、特定の鋳造スラブに限定されない。例えば、連続鋳造スラブや、薄スラブキャスターで製造したスラブであればよい。鋳造スラブは、熱間圧延に供する。この場合、鋳造スラブを鋳造後、直接熱間圧延に供しても良いし、一旦冷却した後に再加熱してから熱間圧延に供しても良い。
鋳造スラブを、直接、連続鋳造−直接圧延（ＣＣ−ＤＲ）又は熱間圧延に供する場合、Ａｒ３変態点（鋼の冷却時にフェライト変態が始まる温度）以上の温度域で熱間圧延を完了することができる温度まで、熱間圧延開始の際に鋳造スラブを加熱しておく必要がある。仕上げ圧延温度が（オーステナイト＋フェライト）の２相温度域にあると、熱延鋼板の組織の不均一性が大きくなり、最終的に得られる鋼板の成型性が劣化するからである。
引張最大強度が７８０ＭＰａ以上である、本実施形態に係る鋼板は、合金元素を多量に含む場合がある。この場合、鋳造スラブを熱間圧延する際の圧延荷重が大きくなるので、高温で熱間圧延することが好ましい。以上のことから、仕上げ圧延温度は、Ａｒ３変態点以上とする。
本発明者らが実験を行った結果、例えば熱間圧延前の加熱温度を約１１５０℃とし、仕上圧延終了温度を９２０℃とした場合、最終的に得られる鋼板が良好な成型性を有することを確認した。
なお、熱間圧延時、粗圧延板同士を接合して連続的に熱間圧延を行ってもよいし、また、粗圧延板を一旦巻取って、次の熱間圧延に供してもよい。
熱間圧延完了後の巻取り温度は、鋼板表面に生成する酸化物の厚さが過度に増大して、酸洗性が低下することがない温度とする必要がある。また、熱間圧延完了後の巻取り温度は、熱延組織中に粗大なフェライトやパーライトが生成して、焼鈍後の組織不均一が大きくなり、最終製品の成型性が劣化することがない温度とする必要がある。
本発明者らが実験を行った結果、例えば巻取温度を約５９０℃とした場合、焼鈍後の組織を微細化して、強度−延性バランスを向上させ、さらに、第二相を均一に分散させることにより、最終的に得られる鋼板の成型性を向上させられることを確認した。
巻取った熱延鋼板を巻戻し、酸洗を施し、冷間圧延に供し、これにより冷延鋼板を得る。酸洗で、熱延鋼板の表面の酸化物を除去することにより、冷延鋼板の化成処理性およびめっき性が向上する。酸洗は、一回でもよいし、複数回に分けて行ってもよい。
酸洗した熱延鋼板は、冷延鋼板の形状を平坦に保ち、また、最終製品に十分な延性を付与できる程度に高い圧下率で冷間圧延される必要がある。一方、圧下率が高すぎる場合、圧延荷重が過大になり、圧延が困難となる。本発明者らは、実験を行った結果、例えば冷間圧延時の累積圧下率（冷間圧延率）を５０％とした場合、好適な結果が得られることを確認した。一方、例えば冷間圧延時の累積圧下率を９０％として、本実施形態に係る鋼板の化学成分を有するスラブを冷間圧延した場合、鋼板に割れが生じた。なお、圧延パスの回数、パス毎の圧下率は、特に限定されない。
次に、冷延鋼板を焼鈍する。焼鈍は、製造性を高めるために、好ましくは連続焼鈍である。
焼鈍温度が不十分（例えば７５０℃）である場合、十分なマルテンサイトを焼鈍後の冷延鋼板に生成させることができないので、最終的に得られる鋼板の焼戻しマルテンサイトの体積分率を７０％以上にすることが難しい。
一方、焼鈍温度が過剰である場合、製造コストの上昇を招き、経済的に好ましくなく、さらに、鋼板形状が劣悪になり、例えば連続焼鈍設備において鋼板を運搬するロールの寿命を低下させる等のトラブルを誘発する。
また、焼鈍時間が不十分（例えば約１秒）である場合、熱間圧延で生成した鉄系炭化物を溶解させることができず、また、焼鈍後の冷延鋼板に含まれるマルテンサイトが不足するので、最終的に得られる鋼板の焼戻しマルテンサイトの体積分率を７０％以上にすることができない。一方、焼鈍時間が過剰である場合、製造コストの上昇を招き、経済的に好ましくない。
本発明者らが実験を行った結果、例えば焼鈍温度を約８８０℃とし、焼鈍時間を約１００秒とした場合、最終的に得られる鋼板の焼戻しマルテンサイト量を適切な範囲内とすることが可能であることを確認した。
連続焼鈍の終了後の冷延鋼板は、冷却される。以降、焼鈍後かつ焼戻し前の冷却を、一次冷却と称する場合がある。
一次冷却における冷却停止温度（一次冷却停止温度）が低すぎる（例えば約８０℃）場合、歪を多く含むフレッシュマルテンサイトが後述する焼戻し後に残存しやすくなるので、焼戻しにおいてε系炭化物を２０％以上確保することができない。一方、一次冷却停止温度が高すぎる（例えば約５５０℃）場合、ベイナイト量が２０％超となり、７８０ＭＰa以上の引張強度を確保できなくなる。
なお、冷却方法は、ロール冷却、空冷、水冷、及び、これらの併用のいずれでもよい。
本発明者らが実験を行った結果、例えば焼鈍温度から４００℃までの温度範囲において、約２℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却を行った場合、ε系炭化物およびベイナイトの量が適切な範囲内となることを確認した。
上述の冷却に次いで、冷延鋼板を焼戻し、これにより組織制御を行う。この焼戻しによって、冷延鋼板に含まれるマルテンサイトを焼き戻し、この焼戻しマルテンサイトにおける鉄系炭化物の個数密度を５×１０７（個／ｍｍ２）以上とする。
焼戻しにおいて、鋼板温度は所定の保持温度（等温保持温度）に所定時間（等温保持時間）だけ維持される。焼戻しにおける保持温度が低すぎる（例えば約１５０℃）場合、５×１０７（個／ｍｍ２）以上の鉄系炭化物の個数密度を得ることが難しく、十分な耐遅れ破壊特性を得ることができない。
一方、焼戻しにおける保持温度が過剰である（例えば約５５０℃）場合、マルテンサイトが過度に焼き戻されて、最終的に得られる鋼板の引張強度が７８０ＭＰａ未満となる。また、焼戻しにおける保持温度が過剰であると、析出した鉄系炭化物が粗大化し、耐遅れ破壊特性が向上しない。
焼戻しにおける保持時間が不足する（例えば約１秒）場合、マルテンサイトの焼戻しが不十分となり、かつ、鉄系炭化物の個数密度を５×１０７（個／ｍｍ２）以上とすることが難しい。
本発明者らが実験を行った結果、例えば焼戻しにおける保持温度を約４００℃とし、且つ焼戻しにおける保持時間を約２８０秒とした場合、最終的に得られる鋼板の焼戻しマルテンサイト量、および鉄系炭化物の個数密度を適切な範囲内とすることが可能であることが確認された。
上記温度保持の後、焼戻しマルテンサイトに含まれる鉄系炭化物の２０％以上をε系炭化物とするように、冷却を行う。
前述したように、鉄系炭化物とは、結晶構造の異なるε系炭化物、χ系炭化物、およびセメンタイト（θ系炭化物）等である。これら種々の鉄系炭化物のうち、ε系炭化物（Ｆｅ２．４Ｃ）は、ｂｃｃ構造の鉄と、整合界面に近い界面を形成するので、水素トラップ能力が高い。しかも、ε系炭化物はセメンタイトより微細であるので、延性破壊の起点となり難い。
本発明者らは、ε系介在物の量が、焼戻しにおける冷却条件だけではなく、Ｃ含有量、焼鈍の冷却温度、焼戻しにおける保持温度、焼戻しにおける保持時間にも影響されると推定している。必要とされるε系介在物を得るためには、これらε系介在物量の制御因子の相互作用を考慮して、製造条件を決定する必要がある。
本発明者らは、種々の実験を行った結果、ε系炭化物を多数生成させ、耐遅れ破壊特性を向上させるためには、保持温度〜約３６０℃の温度範囲と、約３６０℃〜１００℃の温度範囲とで冷却速度を異ならせる二段階冷却を行うことが必要であると知見した。以降、保持温度〜約３６０℃の温度範囲の冷却を二次冷却と称し、約３６０℃〜１００℃の温度範囲の冷却を三次冷却と称する場合がある。
本発明者らの実験によれば、二次冷却の範囲において冷却速度が低すぎる（例えば約１℃／ｓｅｃ）場合もしくは高すぎる（例えば約７５℃／ｓｅｃ）場合、または三次冷却の範囲において冷却速度が低すぎる（例えば約１℃／ｓｅｃ）場合もしくは高すぎる（例えば約６５℃／ｓｅｃ）場合、ε系炭化物の量が不足した。
本発明者らの実験によれば、冷却速度を変化させる温度を３６０℃±１０℃とすれば、必要な効果が得られることがわかった。一方、冷却速度を変化させる温度が低すぎる（例えば約２００℃）場合、ε系炭化物の量が不足した。さらに、二段階冷却の終了温度が高すぎる（例えば約２００℃）場合も、ε系炭化物の量が不足した。
本発明者らは、例えばＣ含有量を０．０６％とし、焼鈍条件および焼戻しにおける保持時間および保持温度を上に例示した値とし、且つ保持温度〜３６０℃の温度範囲の冷却速度を約１１℃／ｓｅｃとし、３６０〜１００℃の温度範囲の冷却速度を約１５℃／ｓｅｃとし、且つ二段階冷却の終了温度を１００℃以下とすることにより、鉄系炭化物の個数密度が５×１０７個／ｍｍ２以上であり、板厚１／４部における鉄系炭化物中のε系炭化物の割合が２０％以上である鋼板の製造が実施可能であることを知見した。
そして、前述したように、ε系炭化物（Ｆｅ２．４Ｃ）はセメンタイトより微細で、延性破壊の起点となり難いので、成型性を維持しつつ、耐遅れ破壊特性を著しく高めることができる。
耐遅れ破壊特性が顕著に向上するメカニズムは明確でないが、上述した温度保持の間に、微細なε系炭化物の核が焼戻しマルテンサイト中に生成し、その後の上記の２段階冷却で、微細なε系炭化物が生成すると推測される。
次に、本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の製造方法、及び、本実施形態に係る合金化亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の製造方法は、
（ａ）本実施形態に係る鋼板と同じ組成を有する鋳造スラブを、（ａ１）直接、熱間圧延に供し、次いで巻取り、又は、（ａ２）一旦冷却した後加熱して、熱間圧延に供し、次いで巻取り、
（ｂ）酸洗後、冷間圧延に供し、次いで、焼鈍し、その後、
（ｃ１）焼鈍された鋼板を冷却して、鋼板の温度を溶融亜鉛めっき浴温度付近にしてから溶融亜鉛めっきを施し、又は、
（ｃ２）焼鈍された鋼板を冷却して、さらに室温まで冷却し、その後、溶融亜鉛めっき浴温度付近まで加熱して、溶融亜鉛めっきを施し、
（ｄ）溶融亜鉛めっきされた鋼板を二段階冷却する
ことを特徴とする。
溶融亜鉛めっきは、Ｆｅが１５質量％以下で、残部がＺｎ、Ａｌ、及び、不純物からなる溶融亜鉛めっきである。
鋼板に、Ｆｅが７質量％未満のめっき層を形成した場合、通常、めっき層に合金化処理を施さず、溶融亜鉛めっき鋼板として使用する場合が多い。一方、鋼板に、Ｆｅが７質量％以上のめっき層を形成した場合、通常、めっき層に合金化処理を施して、合金化溶融亜鉛めっき鋼板として使用する場合が多い。
本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の製造方法の（ａ）および（ｂ）は、本実施形態に係る鋼板の製造方法の（ａ）および（ｂ）と同じである。また、本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の製造方法の（ｄ）では、本実施形態に係る鋼板の製造方法と同様に、二段階冷却を行う必要がある。
本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の製造方法においては、焼鈍後、鋼板を冷却して、鋼板の温度を亜鉛めっき浴温度付近としてから、溶融亜鉛めっきを施すか、又は、焼鈍後、鋼板を冷却してからさらに室温まで冷却し、次いで、亜鉛めっき浴温度付近まで加熱してから、溶融亜鉛めっきを施す。焼鈍と、溶融亜鉛めっきとの間に行われる冷却は、上述した本実施形態に係る鋼板の製造方法の（ｃ）に含まれる冷却と同様に行われる。
溶融亜鉛めっきは、鋼板温度を亜鉛めっき浴温度付近としてから、めっき浴に浸漬して行う。鋼板温度を亜鉛めっき浴温度付近としてからめっき浴に浸漬することにより、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を、密着性良く均一に形成することができる。
鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬する際の温度が低すぎる場合、鋼板のめっき浴への侵入時、抜熱が大きく、溶融亜鉛の一部が凝固して、めっき外観を劣化させる場合がある。一方、鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬する際の温度が高すぎる場合、めっき浴温度が上昇して操業トラブルを誘発することがある。なお、めっき浴は、純亜鉛に加え、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒなどを含有してもよい。
本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬することにより、本実施形態に係る鋼板の焼戻しと同様の組織制御を行う。浸漬時の鋼板の熱履歴が、上述した本実施形態に係る鋼板の焼戻しの熱履歴と同様であれば、鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬することは、鋼板の特性を損なわない。
鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成した後は、本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の製造方法の（ｄ）では、本実施形態に係る鋼板の製造方法（ｄ）と同様に、二段階冷却を行う必要がある。
上記めっき浴での保持と、めっき後の上記２段階冷却の組合せにより、所要の組織の主相の焼戻しマルテンサイト中に微細な鉄系炭化物を個数密度で５×１０７（個／ｍｍ２）以上を析出させ、かつ、鉄系炭化物中のε系炭化物の割合を２０％以上とし、成型性を維持しつつ、耐遅れ破壊特性を顕著に高めることができる。
本実施形態に係る合金化亜鉛めっき鋼板の製造方法は、
（ａ）本実施形態に係る鋼板と同じ組成を有する鋳造スラブを、（ａ１）直接、熱間圧延に供し、次いで巻取り、又は、（ａ２）一旦冷却した後加熱して、熱間圧延に供し、次いで巻取り、
（ｂ）酸洗後、冷間圧延に供し、次いで、焼鈍し、その後、
（ｃ−１）焼鈍された鋼板を冷却して、鋼板の温度を亜鉛めっき浴温度付近にしてから溶融亜鉛めっきを施し、次いで合金化処理を施し、又は、
（ｃ−２）焼鈍された鋼板を冷却し、さらに室温まで冷却し、その後、亜鉛めっき浴温度付近まで加熱して、溶融亜鉛めっきを施し、次いで合金化処理を施し、
（ｄ）合金化処理された鋼板を二段階冷却する
ことを特徴とする。
さらに、本実施形態に係る合金化亜鉛めっき鋼板の製造方法は、（ｄ）に続き、（ｅ）再加熱して、熱処理を施した後、室温まで冷却する
ことを含んでも良い。
前記合金化溶融亜鉛めっきは、Ｆｅが１５質量％以下で、残部がＺｎ、Ａｌ、及び、不純物からなる合金化溶融亜鉛めっきである。
本実施形態に係る合金化亜鉛めっき鋼板の製造方法は、本発明亜鉛めっき鋼板の製造方法に、溶融亜鉛めっき層を合金化する工程が加わったものである。合金化温度が不足すると、密着性のよい合金化層が形成されず、一方、過剰であると、合金化層が厚くなりすぎて、めっき層の成型性が低下する。
本発明者らが実験を行った結果、例えば合金化温度を約４８０℃とした場合、良好な合金化層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られることを確認された。
本実施形態に係る合金化亜鉛めっき鋼板の製造方法は、合金化および二段階冷却を行った後に、水素トラップ能力の高い界面を形成する鉄系炭化物中のε系炭化物の割合を増加させるように、再度の熱処理を行っても良い。
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
鋼板の実施例の製造方法は、（ａ）表に開示された組成を有する鋳造スラブを、（ａ１）直接、熱間圧延に供し、次いで巻取り、又は、（ａ２）一旦冷却した後加熱して、熱間圧延に供し、次いで巻取り、（ｂ）酸洗後、冷間圧延に供し、次いで、焼鈍し、その後、（ｃ）焼鈍された鋼板を冷却し、次いで、焼戻しを行い、その後、（ｄ）焼戻された鋼板を二段階冷却することを備えていた。
溶融亜鉛めっき鋼板の実施例の製造方法は、（ａ）表に開示された組成を有する鋳造スラブを、（ａ１）直接、熱間圧延に供し、次いで巻取り、又は、（ａ２）一旦冷却した後加熱して、熱間圧延に供し、次いで巻取り、（ｂ）酸洗後、冷間圧延に供し、次いで、焼鈍し、その後、（ｃ１）焼鈍された鋼板を冷却して、鋼板の温度を溶融亜鉛めっき浴温度付近にしてから溶融亜鉛めっきを施し、又は、（ｃ２）焼鈍された鋼板を冷却して、さらに室温まで冷却し、その後、溶融亜鉛めっき浴温度付近まで加熱して、溶融亜鉛めっきを施し、（ｄ）溶融亜鉛めっきされた鋼板を二段階冷却することを備えていた。
合金化溶融亜鉛めっき鋼板の実施例の製造方法は、（ａ）表に開示された組成を有する鋳造スラブを、（ａ１）直接、熱間圧延に供し、次いで巻取り、又は、（ａ２）一旦冷却した後加熱して、熱間圧延に供し、次いで巻取り、（ｂ）酸洗後、冷間圧延に供し、次いで、焼鈍し、その後、（ｃ−１）焼鈍された鋼板を冷却して、鋼板の温度を亜鉛めっき浴温度付近にしてから溶融亜鉛めっきを施し、次いで合金化処理を施し、又は、（ｃ−２）焼鈍された鋼板を冷却し、さらに室温まで冷却し、その後、亜鉛めっき浴温度付近まで加熱して、溶融亜鉛めっきを施し、次いで合金化処理を施し、（ｄ）合金化処理された鋼板を二段階冷却することを備えていた。
常法に従い、全ての熱延鋼板は酸洗された。全ての実施例および比較例（熱間圧延または冷間圧延中に割れが発生したものを除く）の熱間圧延後の板厚は３．２ｍｍであり、一次冷却速度は２℃／ｓｅｃであった。その他の製造条件は、表に示された通りであった。表中の記号「＊１」は、熱間圧延中に割れが発見されたので、製造が中止されたことを示し、表中の記号「＊２」は、冷間圧延中に割れが発見されたので、製造が中止されたことを示す。記号「＊１」または「＊２」が付された例は、特性評価が行われなかった。めっきに関し「ＮＯ」と記載された例には、めっきが行われなかった。めっきに関し「ＹＥＳ」と記載され、且つ合金化に関し「ＮＯ」と記載された例には溶融亜鉛めっきが行われ、めっきおよび合金化の両方に関し「ＹＥＳ」と記載された例には合金化溶融亜鉛めっきが行われた。
Figure 0006460238
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得られた鋼板において、焼戻しマルテンサイトの体積分率（組織Ａ体積分率）、フェライト及びベイナイトの１種又は２種の合計体積分率（組織Ｂ体積分率）、残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、およびパーライトの合計体積分率（組織Ｃ体積分率）、焼戻しマルテンサイト中の鉄系炭化物の個数密度（炭化物個数密度）、及び、鉄系炭化物の個数に対するε系炭化物の個数の割合（ε系炭化物の割合）を求めた。さらに、得られた鋼板の引張強度（ＴＳ）、全伸び（ＥＬ）、及び、穴拡げ性（λ）を測定し、得られた鋼板の耐遅れ破壊特性を評価した。
引張強度と伸びについては、鋼板の圧延方向に直角にＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）と全伸び（Ｅｌ）を測定した。穴拡げ性については、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ１００１に準拠して穴拡げ率（λ（％））を測定した。
鋼板の耐遅れ破壊特性は、鋼板の圧延方向に直角に切り出した長さ１００ｍｍ、幅３０ｍｍ、および厚さ１．３ｍｍまたは１．６ｍｍの短冊状試験片を３点曲げ加工し、この短冊状試験片の表面に耐水性の歪みゲージを装着した後、短冊状試験片をチオシアンアンモニウム水溶液中に浸漬し、電流密度０．１ｍＡ／ｃｍ２でチオシアンアンモニウム水溶液を電気分解することにより短冊状試験片内に水素を侵入させ、２時間後、割れの発生の有無を確認することにより評価した。
短冊状試験片の曲げ加工の半径は１０ｍｍとした。厚さ１．３ｍｍの短冊状試験片に与える負荷応力は、鋼板の引張強度（ＴＳ）の６０％とし、厚さ１．６ｍｍの短冊状試験片に与える負荷応力は、鋼板の引張強度（ＴＳ）の９０％とした。引張強度（ＴＳ）の６０％の負荷応力で破断した短冊状試験片を「ＶＥＲＹ ＢＡＤ」、引張強度（ＴＳ）の６０％の負荷応力で破断せず、引張強度（ＴＳ）の９０％の負荷応力で破断した短冊状試験片を「ＢＡＤ」、両方の負荷応力で破断しなかった短冊状試験片を「ＧＯＯＤ」と評価した。「ＧＯＯＤ」評価の鋼板は耐遅れ破壊特性に優れる鋼板である。
Figure 0006460238
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表に示される通り、本発明の実施例の鋼板においては、析出した多量の鉄系炭化物が水素トラップサイトとして機能して耐遅れ破壊特性が顕著に優れ、かつ、組織の相構成で成型性にも優れていることが解る。また、比較例の鋼板においては、強度、耐遅れ破壊特性、成型性の少なくともいずれかが劣っていることが解る。
前述したように、本発明によれば、自動車、建造物、家電製品等の構造部材として好適な、引張強度が７８０ＭＰａ以上の耐遅れ破壊特性に優れた鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及び、合金化溶融亜鉛めっき鋼板と、それらの製造方法を提供することができる。よって、本発明は、構造部材製造及び利用産業において利用可能性が高いものである。

Claims (8)

  1. 化学成分が、質量％で、
    Ｃ：０．０５〜０．４０％、
    Ｓｉ：０．０５〜３．００％、
    Ｍｎ：１．５０％以上３．５０％未満、
    Ｐ：０．０４％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ｎ：０．０１％以下、
    Ｏ：０．００６％以下、
    Ａｌ：０〜２．００％、
    Ｃｒ：０〜１．００％、
    Ｍｏ：０〜１．００％、
    Ｎｉ：０〜１．００％、
    Ｃｕ：０〜１．００％
    Ｎｂ：０〜０．３０％、
    Ｔｉ：０〜０．３０％、
    Ｖ：０〜０．５０％
    Ｂ：０〜０．０１％
    Ｃａ：０〜０．０４％、
    Ｍｇ：０〜０．０４％、及び、
    ＲＥＭ：０〜０．０４％
    を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
    板厚１／４部の組織が、体積分率で、
    焼戻しマルテンサイト：７０％以上、および
    フェライト及びベイナイトの１種又は２種：合計で２０％未満
    を含有し、
    前記板厚１／４部の組織において、体積分率で、残留オーステナイトが１０％未満であり、フレッシュマルテンサイトが１０％以下であり、パーライトが１０％以下であり、且つ前記残留オーステナイト、前記フレッシュマルテンサイト、および前記パーライトの合計体積分率が１５％以下であり、
    前記板厚１／４部における前記焼戻しマルテンサイト中の、長径５ｎｍ以上の鉄系炭化物の個数密度が５×１０７個／ｍｍ２以上であり、
    前記板厚１／４部における長径５ｎｍ以上の前記鉄系炭化物の個数に対する、ε系炭化物の個数の割合が２０％以上であり、
    引張強度が７８０ＭＰａ以上である
    ことを特徴とする鋼板。
  2. 前記鋼板の前記化学成分が、質量％で、
    Ｃｒ：０．０５〜１．００％、
    Ｍｏ：０．０１〜１．００％、
    Ｎｉ：０．０５〜１．００％、及び、
    Ｃｕ：０．０５〜１．００％の１種又は２種以上を含有する
    ことを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
  3. 前記鋼板の前記化学成分が、質量％で、
    Ｎｂ：０．００５〜０．３０％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．３０％、及び、
    Ｖ ：０．００５〜０．５０％の１種又は２種以上を含有する
    ことを特徴とする請求項１又は２に記載の鋼板。
  4. 前記鋼板の前記化学成分が、質量％で、
    Ｂ：０．０００１〜０．０１％を含有する
    ことを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の鋼板。
  5. 前記鋼板の前記化学成分が、質量％で、
    Ｃａ：０．０００５〜０．０４％、
    Ｍｇ：０．０００５〜０．０４％、及び、
    ＲＥＭ：０．０００５〜０．０４％の１種又は２種以上を含有する
    ことを特徴とする請求項１〜４のいずれか一項に記載の鋼板。
  6. 前記鉄系炭化物の平均長径が３５０ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか一項に記載の鋼板。
  7. 請求項１〜６のいずれか一項に記載の鋼板の表面に、Ｆｅが１５質量％以下で、残部がＺｎ、Ａｌ、及び不純物からなる溶融亜鉛めっき層が形成されている
    ことを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
  8. 請求項１〜６のいずれか一項に記載の鋼板の表面に、Ｆｅが１５質量％以下で、残部がＺｎ、Ａｌ、及び不純物からなる合金化溶融亜鉛めっき層が形成されている
    ことを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
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Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6635236B1 (ja) * 2018-03-19 2020-01-22 日本製鉄株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
MX2020011439A (es) * 2018-05-01 2020-12-07 Nippon Steel Corp Lamina de acero enchapada con zinc y metodo de fabricacion de la misma.
EP4123045A4 (en) * 2020-03-16 2023-04-26 Nippon Steel Corporation STEEL PLATE
KR20220153038A (ko) * 2020-03-27 2022-11-17 엠오티피 엘엘씨 강재 및 그 제조 방법

Family Cites Families (30)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01230715A (ja) 1987-06-26 1989-09-14 Nippon Steel Corp プレス成形性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JPH0733551B2 (ja) 1989-02-18 1995-04-12 新日本製鐵株式会社 優れた成形性を有する高強度鋼板の製造方法
JP2826058B2 (ja) * 1993-12-29 1998-11-18 株式会社神戸製鋼所 水素脆化の発生しない超高強度薄鋼板及び製造方法
JP3406094B2 (ja) 1994-11-10 2003-05-12 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性にすぐれる超高強度薄鋼板の製造方法
JP3435035B2 (ja) 1997-09-24 2003-08-11 新日本製鐵株式会社 加工性およびほうろう密着性に優れた連続鋳造ほうろう用鋼板およびその製造方法
JP3527092B2 (ja) * 1998-03-27 2004-05-17 新日本製鐵株式会社 加工性の良い高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JPH11293383A (ja) 1998-04-09 1999-10-26 Nippon Steel Corp 水素性欠陥の少ない厚鋼板およびその製造方法
EP1431406A1 (en) 2002-12-20 2004-06-23 Sidmar N.V. A steel composition for the production of cold rolled multiphase steel products
US8257513B2 (en) 2007-08-01 2012-09-04 Kobe Steel, Ltd. High strength steel sheet excellent in bending workability and fatigue strength
JP5365216B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板とその製造方法
US8343288B2 (en) 2008-03-07 2013-01-01 Kobe Steel, Ltd. Cold rolled steel sheet
WO2010109702A1 (ja) * 2009-03-27 2010-09-30 株式会社神戸製鋼所 冷延鋼板
JP4712882B2 (ja) 2008-07-11 2011-06-29 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板
US8128762B2 (en) 2008-08-12 2012-03-06 Kobe Steel, Ltd. High-strength steel sheet superior in formability
JP5359168B2 (ja) 2008-10-08 2013-12-04 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4772927B2 (ja) 2009-05-27 2011-09-14 新日本製鐵株式会社 疲労特性と伸び及び衝突特性に優れた高強度鋼板、溶融めっき鋼板、合金化溶融めっき鋼板およびそれらの製造方法
CN101928875A (zh) 2009-06-22 2010-12-29 鞍钢股份有限公司 具有良好成形性能的高强度冷轧钢板及其制备方法
EP2508640B1 (en) 2009-11-30 2019-09-11 Nippon Steel Corporation High-strength steel sheet having excellent hydrogen embrittlement resistance and ultimate tensile strength of 900 mpa or more, and process for production thereof
EP2530180B1 (en) 2010-01-29 2018-11-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet and method for manufacturing the steel sheet
JP4893844B2 (ja) 2010-04-16 2012-03-07 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
BR112013006143B1 (pt) 2010-09-16 2018-12-18 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation chapa de aço de alta resistência e chapa de aço revestida com zinco de alta resistência que têm excelente ductilidade e capacidade de estiramento-flangeamento e método de fabricação das mesmas
JP5765116B2 (ja) 2010-09-29 2015-08-19 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性および伸びフランジ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
MX366222B (es) * 2011-07-29 2019-07-03 Nippon Steel Corp Star Laminas de acero de alta resistencia y laminas de acero galvanizadas de alta resistencia con capacidad de fijacion de forma excelente, y metodo para la fabricacion de las mismas.
TWI499675B (zh) * 2011-09-30 2015-09-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent resistance to delayed breaking characteristics and a method for manufacturing the same
EP2762589B8 (en) * 2011-09-30 2017-10-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in impact resistance property and manufacturing method thereof, and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet and manufacturing method thereof
WO2013047820A1 (ja) 2011-09-30 2013-04-04 新日鐵住金株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JP5454745B2 (ja) * 2011-10-04 2014-03-26 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
CN103290307B (zh) 2012-02-27 2016-09-21 株式会社神户制钢所 耐冲击性优越的高强度钢板及其制造方法
CN104508163B (zh) * 2012-07-31 2016-11-16 杰富意钢铁株式会社 成形性及定形性优异的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
JP5632947B2 (ja) 2012-12-12 2014-11-26 株式会社神戸製鋼所 加工性と低温靭性に優れた高強度鋼板およびその製造方法

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