JP7140301B1 - 鋼板、部材およびそれらの製造方法 - Google Patents
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Abstract
高強度であり、優れた耐遅れ破壊特性を有する鋼板およびその製造方法の提供。特定の成分組成を有し、マルテンサイトの面積率が９５～１００％であり、残部がベイナイト、フェライトおよび残留オーステナイトの１種以上からなる組織を有し、旧オーステナイト粒の平均粒径が１８μｍ以下であり、含有するＮｂおよびＴｉの合計の含有量の９０質量％以上が円相当径１００ｎｍ以上の炭窒化物として存在し、円相当径１．０μｍ以上のＮｂ炭窒化物およびＴｉ炭窒化物が合計で８００個／ｍｍ２以下で存在し、引張強度が１３１０ＭＰａ以上である。
Description
本発明は、自動車などにおいて冷間プレス成形を経て使用される冷間プレス成型用の高強度鋼板、部材およびそれらの製造方法に関する。
近年、自動車の軽量化や衝突安全性を目的として、自動車用骨格部品に引張強度ＴＳが１３１０ＭＰａ級以上である鋼板の適用が進んでいる。バンパーやインパクトビーム部品等へは引張強度ＴＳが１．８ＧＰａ級以上である鋼板の適用が検討されている。
従来、引張強度ＴＳが１３１０ＭＰａ級以上である鋼板には、熱間プレス成形による高強度鋼板の適用が進められてきたが、コストや生産性の観点から、冷間プレスによる高強度鋼板の適用が検討されつつある。
引張強度ＴＳが１３１０ＭＰａ級以上である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鋼板そのものによる耐遅れ破壊特性の劣化により、遅れ破壊が生じるおそれがある。
ここで、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。
このような耐遅れ破壊特性を改善する技術として、例えば、水素トラップサイトとなる微細炭化物の析出により耐遅れ破壊特性が改善するという結果に基づき、特許文献１にはＣ：０．０５％～０．３０％、Ｓｉ：０％～２．０％、Ｍｎ：０．１％超２．８％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１～０．５０％以下を含有するとともに、Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒの１種または２種以上を、合わせて０．０１％以上で、かつ、［％Ｃ］－［％Ｎｂ］／９２．９×１２－［％Ｔｉ］／４７．９×１２－［％Ｚｒ］／９１．２×１２＞０．０３を満足するように含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、焼戻しマルテンサイトが面積率で５０％以上（１００％を含む）を含み、残部がフェライトからなる組織を有し、焼戻しマルテンサイト中における析出物の分布状態が、円相当直径１～１０ｎｍの析出物は、焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり２０個以上で、円相当直径２０ｎｍ以上の析出物であって、Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒの１種または２種以上を含む析出物は、焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり１０個以下であり、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれたフェライトの平均粒径が５μｍ以下であることを特徴とする耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板が開示されている。
また、特許文献２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、Ｃとの質量％比が、０．５≦（０．１８Ｖ＋０．０６Ｍｏ＋０．２５Ｔｉ＋０．１３Ｎｂ）／Ｃであり、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、引張強さが１２００～１６００ＭＰａであることを特徴とする、耐遅れ破壊特性に優れた高強度調質鋼が開示されている。
しかしながら、従来技術では、高強度を確保すると共に、優れた耐遅れ破壊特性を有する技術としてはまだ十分であるとは言えなかった。
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、引張強度が１３１０ＭＰａ以上（ＴＳ≧１３１０ＭＰａ）であり、優れた耐遅れ破壊特性を有する鋼板、部材およびそれらの製造方法を提供することを目的とする。
優れた耐遅れ破壊特性とは、鋼板の幅方向に１／４位置より圧延直角方向が長手方向になるように通常速度法（ＣＳＲＴ）用試験片（平行部幅が１２．５ｍｍ、平行部長さが２５ｍｍである引張試験片の平行部の両端に、半径３ｍｍの半円形状の切欠きを施した試験片）を切り出し、１０質量％のチオシアン酸アンモニウム水溶液と、ｐＨ３のＭｃＩｌｖａｉｎｅ緩衝液を体積比で１：１で混合し、試験片の表面積１ｃｍ２あたりの液量が２０ｍｌとなるように調整した２０℃の溶液（ｐＨ３）に、ＣＳＲＴ用試験片を２４時間浸漬することで水素を試験片内に侵入・拡散させ、２４時間経過後、直ちにクロスヘッドスピード１ｍｍ／ｍｉｎで引張試験を行い破断応力を測定し、浸漬をしない時の破断応力をσ0とし、浸漬により水素を侵入拡散させた後の破断応力σ1とした際、ＴＳ：１３１０ＭＰａ以上１５００ＭＰａ未満である場合にσ1／σ0が０．８０以上であること、ＴＳ：１５００ＭＰａ以上１８００ＭＰａ未満である場合にσ1／σ0が０．５０以上であること、ＴＳ：１８００ＭＰａ以上である場合にσ1／σ0が０．３５以上であることを指す。
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、引張強度が１３１０ＭＰａ以上（ＴＳ≧１３１０ＭＰａ）であり、優れた耐遅れ破壊特性を有する鋼板、部材およびそれらの製造方法を提供することを目的とする。
優れた耐遅れ破壊特性とは、鋼板の幅方向に１／４位置より圧延直角方向が長手方向になるように通常速度法（ＣＳＲＴ）用試験片（平行部幅が１２．５ｍｍ、平行部長さが２５ｍｍである引張試験片の平行部の両端に、半径３ｍｍの半円形状の切欠きを施した試験片）を切り出し、１０質量％のチオシアン酸アンモニウム水溶液と、ｐＨ３のＭｃＩｌｖａｉｎｅ緩衝液を体積比で１：１で混合し、試験片の表面積１ｃｍ２あたりの液量が２０ｍｌとなるように調整した２０℃の溶液（ｐＨ３）に、ＣＳＲＴ用試験片を２４時間浸漬することで水素を試験片内に侵入・拡散させ、２４時間経過後、直ちにクロスヘッドスピード１ｍｍ／ｍｉｎで引張試験を行い破断応力を測定し、浸漬をしない時の破断応力をσ0とし、浸漬により水素を侵入拡散させた後の破断応力σ1とした際、ＴＳ：１３１０ＭＰａ以上１５００ＭＰａ未満である場合にσ1／σ0が０．８０以上であること、ＴＳ：１５００ＭＰａ以上１８００ＭＰａ未満である場合にσ1／σ0が０．５０以上であること、ＴＳ：１８００ＭＰａ以上である場合にσ1／σ0が０．３５以上であることを指す。
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、以下の条件を全て満たすことで耐遅れ破壊特性を大幅に向上させることができることを見出した。
ｉ）マルテンサイトの面積率が９５％以上であること。
ｉｉ）旧オーステナイト粒の平均粒径（旧γ粒径）が１８μｍ以下であること。
ｉｉｉ）含有するＮｂ、Ｔｉのうち９０質量％以上が円相当径１００ｎｍ以上の析出物として存在すること。
ｉｖ）円相当径１．０μｍ以上のＮｂ炭窒化物およびＴｉ炭窒化物が８００個／ｍｍ２以下であること。
ｉ）マルテンサイトの面積率が９５％以上であること。
ｉｉ）旧オーステナイト粒の平均粒径（旧γ粒径）が１８μｍ以下であること。
ｉｉｉ）含有するＮｂ、Ｔｉのうち９０質量％以上が円相当径１００ｎｍ以上の析出物として存在すること。
ｉｖ）円相当径１．０μｍ以上のＮｂ炭窒化物およびＴｉ炭窒化物が８００個／ｍｍ２以下であること。
本発明は、上記の知見に基づいて、更なる検討により完成されたものであり、その要旨は以下の通りである。
［１］質量％で、
Ｃ：０．１２％以上０．４０％以下、
Ｓｉ：１．５％以下、
Ｍｎ：１．８％以上４．０％以下
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００２３％未満、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．２０％以下、
Ｎ：０．００５％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
ＮｂとＴｉのうち一種以上を合計で０．００５％以上０．０８０％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
マルテンサイトの組織全体に対する面積率が９５％以上１００％以下であり、残部がベイナイト、フェライトおよび残留オーステナイトの１種以上からなる組織を有し、
旧オーステナイト粒の平均粒径が１８μｍ以下であり、
含有するＮｂおよびＴｉの合計の含有量の９０質量％以上が円相当径１００ｎｍ以上の炭窒化物として存在し、
円相当径１．０μｍ以上のＮｂ炭窒化物およびＴｉ炭窒化物が合計で８００個／ｍｍ２以下で存在し、
引張強度が１３１０ＭＰａ以上である鋼板。
［２］前記旧オーステナイト粒の平均粒径が１０μｍ以下である、［１］に記載の鋼板。
［３］１０質量％のチオシアン酸アンモニウム水溶液とｐＨ３のＭｃＩｌｖａｉｎｅ緩衝液とを含有する溶液中に浸漬する前の破断応力σ0、
前記溶液中に浸漬させた後の破断応力σ1、および
前記引張強度が、以下の（Ａ）、（Ｂ）または（Ｃ）を満たす、［１］または［２］に記載の鋼板。
（Ａ）引張強度：１３１０ＭＰａ以上１５００ＭＰａ未満であって、σ1／σ0が０．８０以上である、
（Ｂ）引張強度：１５００ＭＰａ以上１８００ＭＰａ未満であって、σ1／σ0が０．５０以上である、
（Ｃ）引張強度：１８００ＭＰａ以上であってσ1／σ0が０．３５以上である。
［４］前記成分組成として、質量％で、Ｓ：０．００１０％未満を含有する、［１］～［３］のいずれかに記載の鋼板。
［５］前記成分組成として、さらに質量％で、Ｃｕ：１．０％以下およびＮｉ：１．０％以下のうちから選んだ１種または２種を含有する、［１］～［４］のいずれかに記載の鋼板。
［６］前記成分組成として、さらに質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．３％未満、Ｖ：０．５％以下、Ｚｒ：０．２％以下およびＷ：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］～［５］のいずれかに記載の鋼板。
［７］前記成分組成として、さらに質量％で、Ｃａ：０．００３０％以下、Ｃｅ：０．００３０％以下、Ｌａ：０．００３０％以下、ＲＥＭ（Ｃｅ、Ｌａを除く）：０．００３０％以下およびＭｇ：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］～［６］のいずれかに記載の鋼板。
［８］前記成分組成として、さらに質量％で、Ｓｂ：０．１％以下およびＳｎ：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］～［７］のいずれかに記載の鋼板。
［９］鋼板表面にめっき層を有する、［１］～［８］のいずれかに記載の鋼板。
［１０］［１］～［９］のいずれかに記載の鋼板に対して、成形加工および溶接の少なくとも一方を施してなる部材。
［１１］［１］、［４］～［８］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、スラブ表面温度で１０００℃から１２５０℃以上の加熱保持温度までを１０℃／分以下の平均加熱速度で加熱し、前記加熱保持温度で３０分以上保持した後、
仕上げ圧延温度をＡｒ３点以上とする熱間仕上げ圧延を行い、
前記仕上げ圧延温度から６５０℃の範囲における平均冷却速度を４０℃／秒以上とする冷却を行い、
その後、冷却して６００℃以下の巻取り温度で巻取ることで熱延鋼板とし、
該熱延鋼板を４０％以上の圧下率で冷間圧延することで冷延鋼板とし、
焼鈍温度を８００～９５０℃とし、該冷延鋼板を、７００℃から前記焼鈍温度まで０．４℃／秒以上の平均加熱速度で加熱し、
前記焼鈍温度で６００秒以下保持し、
前記焼鈍温度から４２０℃までを２℃／秒以上の第１平均冷却速度で冷却し、
４２０℃から２８０℃以下の冷却停止温度までを１０℃／秒以上の第２平均冷却速度で冷却し、
その後、１２０～２６０℃の保持温度で２０～１５００秒保持する連続焼鈍を行う、鋼板の製造方法。
［１２］前記連続焼鈍の後、鋼板表面にめっき処理を行う、［１１］に記載の鋼板の製造方法。
［１３］［１１］または［１２］に記載の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、成形加工および溶接の少なくとも一方を施す工程を有する部材の製造方法。
［１］質量％で、
Ｃ：０．１２％以上０．４０％以下、
Ｓｉ：１．５％以下、
Ｍｎ：１．８％以上４．０％以下
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００２３％未満、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．２０％以下、
Ｎ：０．００５％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
ＮｂとＴｉのうち一種以上を合計で０．００５％以上０．０８０％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
マルテンサイトの組織全体に対する面積率が９５％以上１００％以下であり、残部がベイナイト、フェライトおよび残留オーステナイトの１種以上からなる組織を有し、
旧オーステナイト粒の平均粒径が１８μｍ以下であり、
含有するＮｂおよびＴｉの合計の含有量の９０質量％以上が円相当径１００ｎｍ以上の炭窒化物として存在し、
円相当径１．０μｍ以上のＮｂ炭窒化物およびＴｉ炭窒化物が合計で８００個／ｍｍ２以下で存在し、
引張強度が１３１０ＭＰａ以上である鋼板。
［２］前記旧オーステナイト粒の平均粒径が１０μｍ以下である、［１］に記載の鋼板。
［３］１０質量％のチオシアン酸アンモニウム水溶液とｐＨ３のＭｃＩｌｖａｉｎｅ緩衝液とを含有する溶液中に浸漬する前の破断応力σ0、
前記溶液中に浸漬させた後の破断応力σ1、および
前記引張強度が、以下の（Ａ）、（Ｂ）または（Ｃ）を満たす、［１］または［２］に記載の鋼板。
（Ａ）引張強度：１３１０ＭＰａ以上１５００ＭＰａ未満であって、σ1／σ0が０．８０以上である、
（Ｂ）引張強度：１５００ＭＰａ以上１８００ＭＰａ未満であって、σ1／σ0が０．５０以上である、
（Ｃ）引張強度：１８００ＭＰａ以上であってσ1／σ0が０．３５以上である。
［４］前記成分組成として、質量％で、Ｓ：０．００１０％未満を含有する、［１］～［３］のいずれかに記載の鋼板。
［５］前記成分組成として、さらに質量％で、Ｃｕ：１．０％以下およびＮｉ：１．０％以下のうちから選んだ１種または２種を含有する、［１］～［４］のいずれかに記載の鋼板。
［６］前記成分組成として、さらに質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．３％未満、Ｖ：０．５％以下、Ｚｒ：０．２％以下およびＷ：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］～［５］のいずれかに記載の鋼板。
［７］前記成分組成として、さらに質量％で、Ｃａ：０．００３０％以下、Ｃｅ：０．００３０％以下、Ｌａ：０．００３０％以下、ＲＥＭ（Ｃｅ、Ｌａを除く）：０．００３０％以下およびＭｇ：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］～［６］のいずれかに記載の鋼板。
［８］前記成分組成として、さらに質量％で、Ｓｂ：０．１％以下およびＳｎ：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］～［７］のいずれかに記載の鋼板。
［９］鋼板表面にめっき層を有する、［１］～［８］のいずれかに記載の鋼板。
［１０］［１］～［９］のいずれかに記載の鋼板に対して、成形加工および溶接の少なくとも一方を施してなる部材。
［１１］［１］、［４］～［８］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、スラブ表面温度で１０００℃から１２５０℃以上の加熱保持温度までを１０℃／分以下の平均加熱速度で加熱し、前記加熱保持温度で３０分以上保持した後、
仕上げ圧延温度をＡｒ３点以上とする熱間仕上げ圧延を行い、
前記仕上げ圧延温度から６５０℃の範囲における平均冷却速度を４０℃／秒以上とする冷却を行い、
その後、冷却して６００℃以下の巻取り温度で巻取ることで熱延鋼板とし、
該熱延鋼板を４０％以上の圧下率で冷間圧延することで冷延鋼板とし、
焼鈍温度を８００～９５０℃とし、該冷延鋼板を、７００℃から前記焼鈍温度まで０．４℃／秒以上の平均加熱速度で加熱し、
前記焼鈍温度で６００秒以下保持し、
前記焼鈍温度から４２０℃までを２℃／秒以上の第１平均冷却速度で冷却し、
４２０℃から２８０℃以下の冷却停止温度までを１０℃／秒以上の第２平均冷却速度で冷却し、
その後、１２０～２６０℃の保持温度で２０～１５００秒保持する連続焼鈍を行う、鋼板の製造方法。
［１２］前記連続焼鈍の後、鋼板表面にめっき処理を行う、［１１］に記載の鋼板の製造方法。
［１３］［１１］または［１２］に記載の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、成形加工および溶接の少なくとも一方を施す工程を有する部材の製造方法。
本発明によれば、高強度であり、耐遅れ破壊特性に優れる鋼板、部材およびそれらの製造方法が提供される。
以下、本発明の実施形態について説明する。
本発明の鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１２％以上０．４０％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．８％以上、４．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００２３％未満、ｓｏｌ．Ａｌ：０．２０％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｂ：０．０１００％以下、ＮｂとＴｉのうち一種以上を合計で０．００５％以上０．０８０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、マルテンサイトの組織全体に対する面積率が９５％以上１００％以下であり、残部がベイナイト、フェライトおよび残留オーステナイトの１種以上からなる組織を有し、旧オーステナイト粒（以下、旧γ粒とも記す。）の平均粒径（旧γ粒径）が１８μｍ以下であり、含有するＮｂおよびＴｉの合計の含有量の９０質量％以上が円相当径１００ｎｍ以上の炭窒化物として存在し、円相当径１．０μｍ以上のＮｂ炭窒化物およびＴｉ炭窒化物が合計で８００個／ｍｍ２以下で存在し、引張強度が１３１０ＭＰａ以上である。
成分組成
以下に本発明の鋼板が有する成分組成の範囲の限定理由を説明する。なお、成分含有量に関する％は「質量％」である。
以下に本発明の鋼板が有する成分組成の範囲の限定理由を説明する。なお、成分含有量に関する％は「質量％」である。
Ｃ：０．１２％以上０．４０％以下
Ｃは、焼入れ性を向上させてマルテンサイトである鋼組織を得るため、またマルテンサイトの強度を上昇させ、１３１０ＭＰａ以上である引張強度（以下、ＴＳ≧１３１０ＭＰａとも記す。）を確保する観点から含有する。過剰に添加したＣは鉄炭化物を生成し粒界に偏析し、耐遅れ破壊特性の悪化の要因となる。したがって、Ｃ含有量は鋼の強度を得るために必要な０．１２％以上０．４０％以下の範囲に限定される。Ｃ含有量は、好ましくは０．３７％以下である。より好ましくは０．３４％以下である。
Ｃは、焼入れ性を向上させてマルテンサイトである鋼組織を得るため、またマルテンサイトの強度を上昇させ、１３１０ＭＰａ以上である引張強度（以下、ＴＳ≧１３１０ＭＰａとも記す。）を確保する観点から含有する。過剰に添加したＣは鉄炭化物を生成し粒界に偏析し、耐遅れ破壊特性の悪化の要因となる。したがって、Ｃ含有量は鋼の強度を得るために必要な０．１２％以上０．４０％以下の範囲に限定される。Ｃ含有量は、好ましくは０．３７％以下である。より好ましくは０．３４％以下である。
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、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）での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。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．２０％以上である。一方、Ｓｉ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や靭性の低下を招く。したがって、Ｓｉ含有量は１．５％以下（０％を含む）とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．２％以下であり、より好ましくは１．０％以下である。
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、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）での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。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．２０％以上である。一方、Ｓｉ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や靭性の低下を招く。したがって、Ｓｉ含有量は１．５％以下（０％を含む）とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．２％以下であり、より好ましくは１．０％以下である。
Ｍｎ：１．８％以上４．０％以下
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させ、所望の強度を得るべく、マルテンサイトの面積率を所定範囲にするために含有する。フェライトの生成を抑制するために、Ｍｎは１．８％以上含有する。一方で、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、Ｍｎ含有量が４．０％を超えるとＳを極限まで低減しても板厚中央部での巨大なＭｎＳの数と大きさが増加し、耐遅れ破壊特性を著しく劣化させる。したがって、Ｍｎは４．０％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という観点から、Ｍｎ含有量は３．２％以下とすることが好ましい。Ｍｎ含有量は、より好ましくは２．８％以下である。
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させ、所望の強度を得るべく、マルテンサイトの面積率を所定範囲にするために含有する。フェライトの生成を抑制するために、Ｍｎは１．８％以上含有する。一方で、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、Ｍｎ含有量が４．０％を超えるとＳを極限まで低減しても板厚中央部での巨大なＭｎＳの数と大きさが増加し、耐遅れ破壊特性を著しく劣化させる。したがって、Ｍｎは４．０％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という観点から、Ｍｎ含有量は３．２％以下とすることが好ましい。Ｍｎ含有量は、より好ましくは２．８％以下である。
Ｐ：０．０３％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０．０３％以下とする。上記の観点からＰ含有量は０．００４％以下とすることが好ましい。Ｐ含有量の下限は規定しないが、現在工業的に実施可能な下限として、０．００２％とする。
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０．０３％以下とする。上記の観点からＰ含有量は０．００４％以下とすることが好ましい。Ｐ含有量の下限は規定しないが、現在工業的に実施可能な下限として、０．００２％とする。
Ｓ：０．００２３％未満
Ｓは、ＭｎＳを形成し、せん断端面の耐遅れ破壊特性を大幅に低下させる。したがって、ＭｎＳを低減するためにＳ含有量は少なくとも０．００２３％未満とする必要がある。Ｓは、この観点から、０．００１０％未満とすることが好ましい。耐遅れ破壊特性改善の観点からＳは０．０００４％以下とすることがより好ましい。下限は規定しないが、現在工業的に実施可能な下限として、０．０００２％とする。
Ｓは、ＭｎＳを形成し、せん断端面の耐遅れ破壊特性を大幅に低下させる。したがって、ＭｎＳを低減するためにＳ含有量は少なくとも０．００２３％未満とする必要がある。Ｓは、この観点から、０．００１０％未満とすることが好ましい。耐遅れ破壊特性改善の観点からＳは０．０００４％以下とすることがより好ましい。下限は規定しないが、現在工業的に実施可能な下限として、０．０００２％とする。
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、ｓｏｌ．Ａｌを０．００５％以上とすることが望ましい。また、ｓｏｌ．Ａｌを０．０１％以上とすることがより望ましい。ｓｏｌ．Ａｌは、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、ｓｏｌ．Ａｌは０．２０％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌは、好ましくは０．１０％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。
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、ｓｏｌ．Ａｌを０．００５％以上とすることが望ましい。また、ｓｏｌ．Ａｌを０．０１％以上とすることがより望ましい。ｓｏｌ．Ａｌは、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、ｓｏｌ．Ａｌは０．２０％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌは、好ましくは０．１０％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。
Ｎ：０．００５％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含有量は０．００５％以下とする。Ｎ含有量は、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として、０．０００６％とする。
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含有量は０．００５％以下とする。Ｎ含有量は、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として、０．０００６％とする。
Ｂ：０．０１００％以下
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０．０００３％以上とすることが好ましい。また、Ｂ含有量は、０．０００８％以上とすることがより好ましい。Ｂ含有量は、さらに好ましくは０．００１０％以上である。Ｂは、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０．０１００％超えで含有すると、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場合がある。以上より、Ｂ含有量は０．０１００％以下である。Ｂ含有量は、好ましくは０．００６５％以下であり、より好ましくは０．００３０％以下であり、さらに好ましくは０．００２５％以下である。
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０．０００３％以上とすることが好ましい。また、Ｂ含有量は、０．０００８％以上とすることがより好ましい。Ｂ含有量は、さらに好ましくは０．００１０％以上である。Ｂは、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０．０１００％超えで含有すると、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場合がある。以上より、Ｂ含有量は０．０１００％以下である。Ｂ含有量は、好ましくは０．００６５％以下であり、より好ましくは０．００３０％以下であり、さらに好ましくは０．００２５％以下である。
ＮｂとＴｉのうち一種以上を合計で０．００５％以上０．０８０％以下
ＮｂおよびＴｉは、マルテンサ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、旧γ粒径の微細化により耐遅れ破壊特性を改善する。このような観点からＮｂおよびＴｉのうち一種以上を合計で０．００５％以上含有する。ＮｂとＴｉの合計の含有量は、好ましくは０．０１０％以上であり、より好ましくは０．０２０％以上である。一方、ＮｂとＴｉのうち一種以上が合計で０．０８０％超えとなると、スラブ再加熱でＮｂとＴｉが完全に固溶せず、ＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、ＮｂＮ、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）、（Ｎｂ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）等の粗大な介在物粒子が増加し、むしろ耐遅れ破壊特性は劣化する。したがってＮｂとＴｉの合計の含有量の上限は０．０８０％である。ＮｂとＴｉの合計の含有量は、好ましくは０．０７％以下であり、より好ましくは０．０６％以下である。
ＮｂおよびＴｉは、マルテンサ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、旧γ粒径の微細化により耐遅れ破壊特性を改善する。このような観点からＮｂおよびＴｉのうち一種以上を合計で０．００５％以上含有する。ＮｂとＴｉの合計の含有量は、好ましくは０．０１０％以上であり、より好ましくは０．０２０％以上である。一方、ＮｂとＴｉのうち一種以上が合計で０．０８０％超えとなると、スラブ再加熱でＮｂとＴｉが完全に固溶せず、ＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、ＮｂＮ、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）、（Ｎｂ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）等の粗大な介在物粒子が増加し、むしろ耐遅れ破壊特性は劣化する。したがってＮｂとＴｉの合計の含有量の上限は０．０８０％である。ＮｂとＴｉの合計の含有量は、好ましくは０．０７％以下であり、より好ましくは０．０６％以下である。
本発明の鋼板は、上記の成分を含有し、残部のＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む成分組成を有する。特に、本発明の一実施形態に係る鋼板は、上記の成分を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。
上記の基本成分以外に、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。
なお、本発明において、これらの任意成分を、後述する各好適下限値未満で含む場合、その元素は不可避的不純物として含まれるものとする。
なお、本発明において、これらの任意成分を、後述する各好適下限値未満で含む場合、その元素は不可避的不純物として含まれるものとする。
Ｃｕ：１．０％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の含有により、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０．０１％以上含有することが好ましく、さらに耐遅れ破壊特性向上の観点からはＣｕは０．０５％以上含有することが望ましい。Ｃｕ含有量は、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１．０％以下とすることが望ましい。以上より、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は１．０％以下とする。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．５０％以下であり、さらに好ましくは０．３０％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る。また、Ｃｕの含有により、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０．０１％以上含有することが好ましく、さらに耐遅れ破壊特性向上の観点からはＣｕは０．０５％以上含有することが望ましい。Ｃｕ含有量は、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１．０％以下とすることが望ましい。以上より、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は１．０％以下とする。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．５０％以下であり、さらに好ましくは０．３０％以下である。
Ｎｉ：１．０％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％以上含有することが望ましい。Ｎｉ含有量は、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を含有する場合、Ｎｉ含有量は１．０％以下とする。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．５０％以下であり、さらに好ましくは０．３０％以下である。
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％以上含有することが望ましい。Ｎｉ含有量は、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を含有する場合、Ｎｉ含有量は１．０％以下とする。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．５０％以下であり、さらに好ましくは０．３０％以下である。
Ｃｒ：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できる。その効果を得るにはＣｒを０．０１％以上含有することが好ましい。Ｃｒ含有量は、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。そのため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量は１．０％以下とする。耐遅れ破壊特性、耐孔食性、化成処理性は、いずれもＣｒ含有量が０．２％超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％以下とすることがより好ましい。
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できる。その効果を得るにはＣｒを０．０１％以上含有することが好ましい。Ｃｒ含有量は、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。そのため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量は１．０％以下とする。耐遅れ破壊特性、耐孔食性、化成処理性は、いずれもＣｒ含有量が０．２％超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％以下とすることがより好ましい。
Ｍｏ：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できる。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。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．０３％以上であり、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。そのため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は０．３％未満とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．２％以下である。
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できる。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。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．０３％以上であり、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。そのため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は０．３％未満とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．２％以下である。
Ｖ：０．５％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。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０３％以上であり、さらに好ましくは０．０５％以上である。しかしながら、Ｖを０．５％を超えて含有すると鋳造性が著しく劣化する。そのため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は０．５％以下とする。Ｖ含有量は、より好ましくは０．３％以下であり、さらに好ましくは０．２％以下である。Ｖ含有量は、さらには０．１％以下であることが好ましい。
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。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０３％以上であり、さらに好ましくは０．０５％以上である。しかしながら、Ｖを０．５％を超えて含有すると鋳造性が著しく劣化する。そのため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は０．５％以下とする。Ｖ含有量は、より好ましくは０．３％以下であり、さらに好ましくは０．２％以下である。Ｖ含有量は、さらには０．１％以下であることが好ましい。
Ｚｒ：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、Ｚｒは鋳造性を改善する。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。Ｚｒ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上であり、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。そのため、Ｚｒを含有する場合、Ｚｒ含有量は０．２％以下とする。Ｚｒ含有量は、より好ましくは０．１％以下であり、さらに好ましくは０．０４％以下である。
Ｚｒは、旧γ粒径の微細化やそれによるマルテンサ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、Ｚｒは鋳造性を改善する。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。Ｚｒ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上であり、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。そのため、Ｚｒを含有する場合、Ｚｒ含有量は０．２％以下とする。Ｚｒ含有量は、より好ましくは０．１％以下であり、さらに好ましくは０．０４％以下である。
Ｗ：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％以上含有することが望ましい。Ｗ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上であり、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。そのため、Ｗを含有する場合、Ｗ含有量は０．２％以下とする。Ｗ含有量は、より好ましくは０．１％以下である。
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％以上含有することが望ましい。Ｗ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上であり、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。そのため、Ｗを含有する場合、Ｗ含有量は０．２％以下とする。Ｗ含有量は、より好ましくは０．１％以下である。
Ｃａ：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、Ｃａを０．０００２％以上含有することが望ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上であり、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％以下であることが望ましい。以上より、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は０．００３０％以下とする。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．００２５％以下であり、さらに好ましくは０．００２０％以下である。
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、Ｃａを０．０００２％以上含有することが望ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上であり、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％以下であることが望ましい。以上より、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は０．００３０％以下とする。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．００２５％以下であり、さらに好ましくは０．００２０％以下である。
Ｃｅ：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。Ｃｅ含有量は、より好ましくは０．０００３％以上であり、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％以下であることが望ましい。以上より、Ｃｅを含有する場合、Ｃｅ含有量は０．００３０％以下とする。Ｃｅ含有量は、より好ましくは０．００２０％以下であり、さらに好ましくは０．００１５％以下である。
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。Ｃｅ含有量は、より好ましくは０．０００３％以上であり、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％以下であることが望ましい。以上より、Ｃｅを含有する場合、Ｃｅ含有量は０．００３０％以下とする。Ｃｅ含有量は、より好ましくは０．００２０％以下であり、さらに好ましくは０．００１５％以下である。
Ｌａ：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Ｌａを０．０００２％以上含有することが望ましい。Ｌａ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上であり、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％以下であることが望ましい。以上より、Ｌａを含有する場合、Ｌａ含有量は、０．００３０％以下とする。Ｌａ含有量は、より好ましくは０．００２０％以下であり、さらに好ましくは０．００１５％以下である。
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Ｌａを０．０００２％以上含有することが望ましい。Ｌａ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上であり、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％以下であることが望ましい。以上より、Ｌａを含有する場合、Ｌａ含有量は、０．００３０％以下とする。Ｌａ含有量は、より好ましくは０．００２０％以下であり、さらに好ましくは０．００１５％以下である。
ＲＥＭ：０．００３０％以下
ＲＥＭ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ＲＥＭを０．０００２％以上含有することが望ましい。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．０００３％以上であり、さらに好ましくは０．０００５％以上である。ただし、ＲＥＭ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、ＲＥＭ含有量は０．００３０％以下であることが望ましい。以上より、ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ含有量は、０．００３０％以下とする。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．００２０％以下であり、さらに好ましくは０．００１５％以下である。
なお、本発明でいうＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）と原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）及び、原子番号５７番のランタン（Ｌａ）から７１番のルテチウム（Ｌｕ）までのランタノイドのうち、ＣｅとＬａを除いた元素のことを指す。本発明におけるＲＥＭ濃度とは、上述のＲＥＭから選択された１種または２種以上の元素の総含有量である。
ＲＥＭ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ＲＥＭを０．０００２％以上含有することが望ましい。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．０００３％以上であり、さらに好ましくは０．０００５％以上である。ただし、ＲＥＭ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、ＲＥＭ含有量は０．００３０％以下であることが望ましい。以上より、ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ含有量は、０．００３０％以下とする。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．００２０％以下であり、さらに好ましくは０．００１５％以下である。
なお、本発明でいうＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）と原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）及び、原子番号５７番のランタン（Ｌａ）から７１番のルテチウム（Ｌｕ）までのランタノイドのうち、ＣｅとＬａを除いた元素のことを指す。本発明におけるＲＥＭ濃度とは、上述のＲＥＭから選択された１種または２種以上の元素の総含有量である。
Ｍｇ：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Ｍｇを０．０００２％以上含有することが望ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上であり、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％以下であることが望ましい。以上より、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は、０．００３０％以下とする。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．００２０％以下であり、さらに好ましくは０．００１５％以下である。
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Ｍｇを０．０００２％以上含有することが望ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上であり、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％以下であることが望ましい。以上より、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は、０．００３０％以下とする。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．００２０％以下であり、さらに好ましくは０．００１５％以下である。
Ｓｂ：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％以上とすることが望ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．００４％以上であり、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％以下であることが望ましい。以上より、Ｓｂを含有する場合、Ｓｂ含有量は、０．１％以下とする。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．０５％以下であり、さらに好ましくは０．０２％以下である。
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％以上とすることが望ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．００４％以上であり、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％以下であることが望ましい。以上より、Ｓｂを含有する場合、Ｓｂ含有量は、０．１％以下とする。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．０５％以下であり、さらに好ましくは０．０２％以下である。
Ｓｎ：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％以上とすることが望ましい。Ｓｎ含有量は、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を含有する場合、Ｓｎ含有量は、０．１％以下とする。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．０５％以下であり、さらに好ましくは０．０１％以下である。
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％以上とすることが望ましい。Ｓｎ含有量は、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を含有する場合、Ｓｎ含有量は、０．１％以下とする。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．０５％以下であり、さらに好ましくは０．０１％以下である。
鋼組織
本発明の鋼板の鋼組織は、以下の構成を備える。
（構成１）マルテンサイトの組織全体に対する面積率が９５％以上１００％以下であり、残部がベイナイト、フェライトおよび残留オーステナイトの１種以上からなる。
（構成２）旧オーステナイト粒の平均粒径が１８μｍ以下である。
（構成３）含有するＮｂおよびＴｉの合計の含有量の９０質量％以上が円相当径１００ｎｍ以上の炭窒化物として存在する。
（構成４）円相当径１．０μｍ以上のＮｂ炭窒化物およびＴｉ炭窒化物が８００個／ｍｍ２以下で存在する。
本発明の鋼板の鋼組織は、以下の構成を備える。
（構成１）マルテンサイトの組織全体に対する面積率が９５％以上１００％以下であり、残部がベイナイト、フェライトおよび残留オーステナイトの１種以上からなる。
（構成２）旧オーステナイト粒の平均粒径が１８μｍ以下である。
（構成３）含有するＮｂおよびＴｉの合計の含有量の９０質量％以上が円相当径１００ｎｍ以上の炭窒化物として存在する。
（構成４）円相当径１．０μｍ以上のＮｂ炭窒化物およびＴｉ炭窒化物が８００個／ｍｍ２以下で存在する。
以下、各構成について説明する。
（構成１）マルテンサイトの組織全体に対する面積率が９５％以上１００％以下であり、残部がベイナイト、フェライトおよび残留オーステナイトの１種以上からなる。
ＴＳ≧１３１０ＭＰａ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の合計面積率を９５％以上とする。より好ましくは９９％以上、さらに好ましくは１００％である。なお、マルテンサイトとベイナイト以外を含む場合、残部はフェライト、残留オーステナイト（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、マルテンサイトの面積率が１００％でもよい。
ＴＳ≧１３１０ＭＰａ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の合計面積率を９５％以上とする。より好ましくは９９％以上、さらに好ましくは１００％である。なお、マルテンサイトとベイナイト以外を含む場合、残部はフェライト、残留オーステナイト（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、マルテンサイトの面積率が１００％でもよい。
（構成２）旧オーステナイト粒の平均粒径が１８μｍ以下である。
母相がマルテンサイトである鋼の遅れ破壊破面は粒界破面を呈することが多く、遅れ破壊の起点および遅れ破壊初期の亀裂進展経路は旧γ粒界上であると考えられる。旧γ粒径を微細化することにより粒界破壊が抑制され、耐遅れ破壊特性は顕著に改善する。メカニズムとしては旧γ粒径の微細化により旧γ粒界の体積率が増加し、Ｐ等の粒界脆化元素の粒界上での濃度が低下することが考えられる。耐遅れ破壊特性の観点から、旧オーステナイト粒の平均粒径（平均旧γ粒径）は、１８μｍ以下である。この平均粒径は、好ましくは１５μｍ以下であり、より好ましくは１０μｍ以下であり、また、より好ましくは７μｍ以下であり、さらにより好ましくは５μｍ以下である。
母相がマルテンサイトである鋼の遅れ破壊破面は粒界破面を呈することが多く、遅れ破壊の起点および遅れ破壊初期の亀裂進展経路は旧γ粒界上であると考えられる。旧γ粒径を微細化することにより粒界破壊が抑制され、耐遅れ破壊特性は顕著に改善する。メカニズムとしては旧γ粒径の微細化により旧γ粒界の体積率が増加し、Ｐ等の粒界脆化元素の粒界上での濃度が低下することが考えられる。耐遅れ破壊特性の観点から、旧オーステナイト粒の平均粒径（平均旧γ粒径）は、１８μｍ以下である。この平均粒径は、好ましくは１５μｍ以下であり、より好ましくは１０μｍ以下であり、また、より好ましくは７μｍ以下であり、さらにより好ましくは５μｍ以下である。
（構成３）含有するＮｂおよびＴｉの合計の含有量の９０質量％以上が円相当径１００ｎｍ以上の炭窒化物として存在する。
ＮｂおよびＴｉは熱間圧延工程や巻取り工程で析出し、巻取り工程および焼鈍工程において、ピン止め効果により旧γ粒径を微細化させることや、５０ｎｍ以下の微細な析出物を形成し、析出物と母相界面に鋼中の水素を非拡散性トラップすることで遅れ破壊の抑制に有効に作用すると考えられている。しかし、連続焼鈍工程を有する冷間プレス用鋼板ではＮｂ系析出物、Ｔｉ系析出物が粗大化するため、遅れ破壊の抑制に十分な水素量をトラップするためには多量のＮｂ、Ｔｉの添加が必要である。また、水素トラップ能を有する析出物は鋼中に侵入する水素量を増加させ、遅れ破壊特性をむしろ悪化させる可能性がある。
一方で、本発明者らは、水素トラップ能を有さず遅れ破壊の抑制に有効でないと考えられてきた、１００ｎｍ以上のＮｂ系析出物、Ｔｉ系析出物によって、遅れ破壊特性が顕著に改善することを見出した。この効果は、鋼中のＮｂ、Ｔｉの含有量の合計の含有量の９０質量％以上を、１００ｎｍ以上の炭窒化物を形成するＮｂ、Ｔｉとすることで顕在化する。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、鋼中に分散した１００ｎｍ以上のＮｂ、Ｔｉ系炭窒化物が遅れ破壊の亀裂進展に影響を及ぼし遅れ破壊を抑制していると考えている。
以上より、本発明の鋼板では、含有するＮｂおよびＴｉの合計の含有量の９０質量％以上が円相当径１００ｎｍ以上の炭窒化物として存在する。
また、炭窒化物サイズの上限は特に規定しないが、熱間圧延工程や巻取り工程で新たに析出したＮｂ、Ｔｉ系析出物は５００ｎｍ以下になることが多い。よって、本発明では、上述したＮｂおよびＴｉの炭窒化物は、円相当径１００ｎｍ以上５００ｎｍ以下の炭窒化物とすることが好ましい。
ＮｂおよびＴｉは熱間圧延工程や巻取り工程で析出し、巻取り工程および焼鈍工程において、ピン止め効果により旧γ粒径を微細化させることや、５０ｎｍ以下の微細な析出物を形成し、析出物と母相界面に鋼中の水素を非拡散性トラップすることで遅れ破壊の抑制に有効に作用すると考えられている。しかし、連続焼鈍工程を有する冷間プレス用鋼板ではＮｂ系析出物、Ｔｉ系析出物が粗大化するため、遅れ破壊の抑制に十分な水素量をトラップするためには多量のＮｂ、Ｔｉの添加が必要である。また、水素トラップ能を有する析出物は鋼中に侵入する水素量を増加させ、遅れ破壊特性をむしろ悪化させる可能性がある。
一方で、本発明者らは、水素トラップ能を有さず遅れ破壊の抑制に有効でないと考えられてきた、１００ｎｍ以上のＮｂ系析出物、Ｔｉ系析出物によって、遅れ破壊特性が顕著に改善することを見出した。この効果は、鋼中のＮｂ、Ｔｉの含有量の合計の含有量の９０質量％以上を、１００ｎｍ以上の炭窒化物を形成するＮｂ、Ｔｉとすることで顕在化する。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、鋼中に分散した１００ｎｍ以上のＮｂ、Ｔｉ系炭窒化物が遅れ破壊の亀裂進展に影響を及ぼし遅れ破壊を抑制していると考えている。
以上より、本発明の鋼板では、含有するＮｂおよびＴｉの合計の含有量の９０質量％以上が円相当径１００ｎｍ以上の炭窒化物として存在する。
また、炭窒化物サイズの上限は特に規定しないが、熱間圧延工程や巻取り工程で新たに析出したＮｂ、Ｔｉ系析出物は５００ｎｍ以下になることが多い。よって、本発明では、上述したＮｂおよびＴｉの炭窒化物は、円相当径１００ｎｍ以上５００ｎｍ以下の炭窒化物とすることが好ましい。
（構成４）円相当径１．０μｍ以上のＮｂ炭窒化物およびＴｉ炭窒化物が合計で８００個／ｍｍ２以下で存在する。
旧γ粒径が十分に微細で粒界破壊が抑制された鋼では、１．０μｍ以上となる鋼中介在物が遅れ破壊の破壊起点となるため、１．０μｍ以上の介在物を低減することが重要である。Ｎｂ、Ｔｉ系析出物は溶解温度が高く、１．０μｍ以上の介在物に占める割合が特に高い。そこで、本発明では、耐遅れ破壊特性を改善させるために、円相当径１．０μｍ以上のＮｂ炭窒化物およびＴｉ炭窒化物を合計で８００個／ｍｍ２以下とする。より好ましくは、１００個／ｍｍ２以下であり、さらに好ましくは５０個／ｍｍ２以下である。なお、本発明では、円相当径１．０μｍ以上のＮｂ炭窒化物およびＴｉ炭窒化物を合計で５個／ｍｍ２以上であることが多い。
旧γ粒径が十分に微細で粒界破壊が抑制された鋼では、１．０μｍ以上となる鋼中介在物が遅れ破壊の破壊起点となるため、１．０μｍ以上の介在物を低減することが重要である。Ｎｂ、Ｔｉ系析出物は溶解温度が高く、１．０μｍ以上の介在物に占める割合が特に高い。そこで、本発明では、耐遅れ破壊特性を改善させるために、円相当径１．０μｍ以上のＮｂ炭窒化物およびＴｉ炭窒化物を合計で８００個／ｍｍ２以下とする。より好ましくは、１００個／ｍｍ２以下であり、さらに好ましくは５０個／ｍｍ２以下である。なお、本発明では、円相当径１．０μｍ以上のＮｂ炭窒化物およびＴｉ炭窒化物を合計で５個／ｍｍ２以上であることが多い。
以上の鋼組織における各構成の測定方法を説明する。
マルテンサイト、ベイナイト、フェライトの面積率は、鋼板のＬ断面（圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面）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する。ここで、マルテンサイト、ベイナイトはＳＥＭでは灰色もしくは白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する。
ここで、ベイナイトは以下の特徴を有する。すなわち、アスペクト比が２．５以上でプレート状の形態を呈しており、マルテンサイトとくらべるとやや黒色の組織である。上記のプレートの幅（短径）は０．３～１．７μｍである。ベイナイトの内部の直径１０～２００ｎｍの炭化物の分布密度は０～３個／μｍ２である。
残留オーステナイト（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る。Ｍo－Ｋα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する。
マルテンサイト、ベイナイト、フェライトの面積率は、鋼板のＬ断面（圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面）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する。ここで、マルテンサイト、ベイナイトはＳＥＭでは灰色もしくは白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する。
ここで、ベイナイトは以下の特徴を有する。すなわち、アスペクト比が２．５以上でプレート状の形態を呈しており、マルテンサイトとくらべるとやや黒色の組織である。上記のプレートの幅（短径）は０．３～１．７μｍである。ベイナイトの内部の直径１０～２００ｎｍの炭化物の分布密度は０～３個／μｍ２である。
残留オーステナイト（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る。Ｍo－Ｋα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する。
旧オーステナイト粒の平均粒径（旧γ粒径）の測定は、鋼板のＬ断面（圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面）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る。さらに、全線長を交点の数で除した値に１．１３を乗じることで旧γ粒径（旧オーステナイト粒の平均粒径）を測定できる。
含有するＮｂおよびＴｉのうち円相当径１００ｎｍ以上の炭窒化物を形成するＮｂ、Ｔｉ量の比率は、以下の方法により測定することができる。
試料を電解液中で所定量電解した後、試料片を電解液から取り出して分散性を有する溶液中に浸漬する。次いで、この溶液中に含まれる析出物を、孔径１００ｎｍのフィルタを用いてろ過する。この孔径１００ｎｍのフィルタに捕集された析出物が、径（円相当径）が１００ｎｍ以上の炭窒化物である。ろ過後のフィルタ上の残渣と、ろ液に対してＮｂ量およびＴｉ量を分析し、径が１００ｎｍ以上の炭窒化物と径が１００ｎｍ未満での炭窒化物とにおけるＮｂとＴｉの含有量を求める。分析には、誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）発光分光分析法を用いることができる。そして、鋼中のＮｂとＴｉ量の合計に占める、径が１００ｎｍ以上の炭窒化物におけるＮｂとＴｉ量の合計の比率を算出する。
試料を電解液中で所定量電解した後、試料片を電解液から取り出して分散性を有する溶液中に浸漬する。次いで、この溶液中に含まれる析出物を、孔径１００ｎｍのフィルタを用いてろ過する。この孔径１００ｎｍのフィルタに捕集された析出物が、径（円相当径）が１００ｎｍ以上の炭窒化物である。ろ過後のフィルタ上の残渣と、ろ液に対してＮｂ量およびＴｉ量を分析し、径が１００ｎｍ以上の炭窒化物と径が１００ｎｍ未満での炭窒化物とにおけるＮｂとＴｉの含有量を求める。分析には、誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）発光分光分析法を用いることができる。そして、鋼中のＮｂとＴｉ量の合計に占める、径が１００ｎｍ以上の炭窒化物におけるＮｂとＴｉ量の合計の比率を算出する。
Ｎｂ炭窒化物およびＴｉ炭窒化物の１ｍｍ２あたりの個数（分布密度）は、鋼板のＬ断面（圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面）を研磨後、腐食せずに鋼板の板厚１／５位置～４／５位置の領域、すなわち鋼板表面より板厚に対して１／５位置から、板厚中央を挟み、４／５位置までの領域において、２ｍｍ２以上の領域を連続してＳＥＭで撮影し、撮影したＳＥＭ写真から、このような炭窒化物の個数を計測することで求めることができる。ここで、ＳＥＭ像は反射電子像とすることが好ましい。また、撮影する倍率は２０００倍とすればよい。ただし、倍率：２０００倍で析出物のサイズが正確に把握しにくい場合は適宜、個々の介在物粒子を１００００倍に拡大して、上記の炭窒化物を画定すればよい。
引張強度（ＴＳ）：１３１０ＭＰａ以上
耐遅れ破壊特性の劣化は素材の引張強度が１３１０ＭＰａ以上で著しく顕在化する。１３１０ＭＰａ以上でも、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１３１０ＭＰａ以上とする。本発明の鋼板の引張強度は２１００ＭＰａ以下としてよい。
耐遅れ破壊特性の劣化は素材の引張強度が１３１０ＭＰａ以上で著しく顕在化する。１３１０ＭＰａ以上でも、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１３１０ＭＰａ以上とする。本発明の鋼板の引張強度は２１００ＭＰａ以下としてよい。
引張強度は、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、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠した引張試験により測定できる。
本発明の鋼板は、１０質量％のチオシアン酸アンモニウム水溶液とｐＨ３のＭｃＩｌｖａｉｎｅ緩衝液とを含有する溶液中に浸漬する前の破断応力σ0、上記溶液中に浸漬させた後の破断応力σ1、および引張強度が、以下の（Ａ）、（Ｂ）または（Ｃ）を満たすことが好ましい。
（Ａ）引張強度：１３１０ＭＰａ以上１５００ＭＰａ未満であって、σ1／σ0が０．８０以上である、
（Ｂ）引張強度：１５００ＭＰａ以上１８００ＭＰａ未満であって、σ1／σ0が０．５０以上である、
（Ｃ）引張強度：１８００ＭＰａ以上であってσ1／σ0が０．３５以上である。
（Ａ）引張強度：１３１０ＭＰａ以上１５００ＭＰａ未満であって、σ1／σ0が０．８０以上である、
（Ｂ）引張強度：１５００ＭＰａ以上１８００ＭＰａ未満であって、σ1／σ0が０．５０以上である、
（Ｃ）引張強度：１８００ＭＰａ以上であってσ1／σ0が０．３５以上である。
上記の破断応力σ1、破断応力σ1については、鋼板の幅方向に１／４位置より圧延直角方向が長手方向になるように通常速度法（ＣＳＲＴ）用試験片を切り出し、この試験片を用いて得ることができる。ＣＳＲＴ用試験片は、平行部幅が１２．５ｍｍ、平行部長さが２５ｍｍである引張試験片の平行部の両端に、半径３ｍｍの半円形状の切欠きを施した試験片とすることができる。
１０質量％のチオシアン酸アンモニウム水溶液と、ｐＨ３のＭｃＩｌｖａｉｎｅ緩衝液を１：１で混合し、試験片の表面積１ｃｍ２あたりの液量が２０ｍｌとなるように調整した２０℃の溶液に、ＣＳＲＴ用試験片を２４時間浸漬することで水素を試験片内に侵入・拡散させ、２４時間経過後、直ちにクロスヘッドスピード１ｍｍ／ｍｉｎで引張試験を行い、破断応力σ1を測定することができる。また、上記の浸漬をしない以外、同様の条件により得られる破断応力をσ0とすることができる。
１０質量％のチオシアン酸アンモニウム水溶液と、ｐＨ３のＭｃＩｌｖａｉｎｅ緩衝液を１：１で混合し、試験片の表面積１ｃｍ２あたりの液量が２０ｍｌとなるように調整した２０℃の溶液に、ＣＳＲＴ用試験片を２４時間浸漬することで水素を試験片内に侵入・拡散させ、２４時間経過後、直ちにクロスヘッドスピード１ｍｍ／ｍｉｎで引張試験を行い、破断応力σ1を測定することができる。また、上記の浸漬をしない以外、同様の条件により得られる破断応力をσ0とすることができる。
以上の本発明の鋼板は、表面にめっき層を有する鋼板であってもよい。めっき層はＺｎめっきでも他の金属のめっきでもよい。また、溶融めっき層、電気めっき層のいずれでもよい。
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、スラブ表面温度で１０００℃から１２５０℃以上の加熱保持温度までを１０℃／分以下の平均加熱速度で加熱し、この加熱保持温度で３０分以上保持した後、仕上げ圧延温度をＡｒ３点以上とする熱間仕上げ圧延を行い、仕上げ圧延温度から６５０℃の範囲における平均冷却速度を４０℃／秒以上とする冷却を行い、その後、冷却して６００℃以下の巻取り温度で巻取ることで熱延鋼板とし、該熱延鋼板を４０％以上の圧下率で冷間圧延することで冷延鋼板とし、焼鈍温度を８００～９５０℃とし、該冷延鋼板を、７００℃から焼鈍温度まで０．４℃／秒以上の平均加熱速度で加熱し、焼鈍温度で６００秒以下保持し、焼鈍温度から４２０℃までを２℃／秒以上の第１平均冷却速度で冷却し、４２０℃から２８０℃以下の冷却停止温度までを１０℃／秒以上の第２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、１２０～２６０℃の保持温度で２０～１５００秒保持する連続焼鈍を行う、鋼板の製造方法である。
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、スラブ表面温度で１０００℃から１２５０℃以上の加熱保持温度までを１０℃／分以下の平均加熱速度で加熱し、この加熱保持温度で３０分以上保持した後、仕上げ圧延温度をＡｒ３点以上とする熱間仕上げ圧延を行い、仕上げ圧延温度から６５０℃の範囲における平均冷却速度を４０℃／秒以上とする冷却を行い、その後、冷却して６００℃以下の巻取り温度で巻取ることで熱延鋼板とし、該熱延鋼板を４０％以上の圧下率で冷間圧延することで冷延鋼板とし、焼鈍温度を８００～９５０℃とし、該冷延鋼板を、７００℃から焼鈍温度まで０．４℃／秒以上の平均加熱速度で加熱し、焼鈍温度で６００秒以下保持し、焼鈍温度から４２０℃までを２℃／秒以上の第１平均冷却速度で冷却し、４２０℃から２８０℃以下の冷却停止温度までを１０℃／秒以上の第２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、１２０～２６０℃の保持温度で２０～１５００秒保持する連続焼鈍を行う、鋼板の製造方法である。
熱間圧延
熱間圧延前のスラブ加熱では、１０００℃から１２５０℃以上の加熱保持温度まで、平均加熱速度を１０℃／分以下とすることで、硫化物の固溶促進が図られ介在物の大きさや個数低減が図られる。Ｎｂ、Ｔｉは溶解温度が高いため、スラブ表面温度で加熱保持温度を１２５０℃以上とし、保持時間を３０分以上とすることでＮｂ、Ｔiの固溶促進が図られ、介在物の大きさや個数低減が図られる。上記加熱保持温度は１３００℃以上とすることが好ましい。より好ましくは１３５０℃以上である。なお、１０００℃から１２５０℃以上の加熱保持温度までの平均加熱速度は、２℃／分以上が好ましい。また、スラブ表面温度で加熱保持温度は、１３８０℃以下が好ましい。スラブの加熱保持温度での保持時間は、２５０分以下が好ましい。
ここで、平均加熱速度とは、「（スラブ加熱完了時の温度（℃）－スラブ加熱開始時の温度（℃））／加熱開始から加熱完了までの加熱時間（分）」である。
熱間圧延前のスラブ加熱では、１０００℃から１２５０℃以上の加熱保持温度まで、平均加熱速度を１０℃／分以下とすることで、硫化物の固溶促進が図られ介在物の大きさや個数低減が図られる。Ｎｂ、Ｔｉは溶解温度が高いため、スラブ表面温度で加熱保持温度を１２５０℃以上とし、保持時間を３０分以上とすることでＮｂ、Ｔiの固溶促進が図られ、介在物の大きさや個数低減が図られる。上記加熱保持温度は１３００℃以上とすることが好ましい。より好ましくは１３５０℃以上である。なお、１０００℃から１２５０℃以上の加熱保持温度までの平均加熱速度は、２℃／分以上が好ましい。また、スラブ表面温度で加熱保持温度は、１３８０℃以下が好ましい。スラブの加熱保持温度での保持時間は、２５０分以下が好ましい。
ここで、平均加熱速度とは、「（スラブ加熱完了時の温度（℃）－スラブ加熱開始時の温度（℃））／加熱開始から加熱完了までの加熱時間（分）」である。
熱間仕上げ圧延において、仕上げ圧延温度はＡｒ３点未満となると、フェライトが生成し、最終製品のフェライト界面で応力集中するため遅れ破壊が助長される。したがって、仕上げ圧延温度（ＦＴ）はＡｒ３点以上とする。
熱間仕上げ圧延後の冷却において、仕上げ圧延温度から６５０℃の範囲における平均冷却速度を４０℃／秒以上とする冷却を行う。平均冷却速度が４０℃／秒未満であると、Ｎｂ炭窒化物、Ｔｉ炭窒化物の粗大化により、円相当径１．０μｍ以上の炭窒化物が増加し、所望の耐遅れ破壊特性が得られない。好ましくは、平均冷却速度は、２５０℃／秒以下であり、より好ましくは、２００℃／秒以下である。
なお、平均冷却速度とは、「（冷却開始時の温度（仕上げ圧延温度）（℃）－冷却完了時の温度（℃）（６５０℃））／冷却開始から冷却完了までの冷却時間（秒）」である。
巻取り温度が６００℃超えでは微細なオーステナイト域で析出したＮｂ、Ｔｉ系析出物の粗大化のみが進行するため、粗大な析出物が増加し、遅れ破壊特性は低下する。したがって、巻取り温度は６００℃以下とする。
なお、Ａｒ３点は以下の通りに求められる。
Ａｒ３点（℃）＝９１０－３１０×［Ｃ］－８０×［Ｍｎ］－２０×［Ｃｕ］－１５×［Ｃｒ］－５５×［Ｎｉ］－８０×［Ｍｏ］
（上記式中、［Ｍ］は、鋼スラブ中の元素Ｍの含有量（質量％）であり、含有しない元素の値は零（０）とする。）
熱間仕上げ圧延後の冷却において、仕上げ圧延温度から６５０℃の範囲における平均冷却速度を４０℃／秒以上とする冷却を行う。平均冷却速度が４０℃／秒未満であると、Ｎｂ炭窒化物、Ｔｉ炭窒化物の粗大化により、円相当径１．０μｍ以上の炭窒化物が増加し、所望の耐遅れ破壊特性が得られない。好ましくは、平均冷却速度は、２５０℃／秒以下であり、より好ましくは、２００℃／秒以下である。
なお、平均冷却速度とは、「（冷却開始時の温度（仕上げ圧延温度）（℃）－冷却完了時の温度（℃）（６５０℃））／冷却開始から冷却完了までの冷却時間（秒）」である。
巻取り温度が６００℃超えでは微細なオーステナイト域で析出したＮｂ、Ｔｉ系析出物の粗大化のみが進行するため、粗大な析出物が増加し、遅れ破壊特性は低下する。したがって、巻取り温度は６００℃以下とする。
なお、Ａｒ３点は以下の通りに求められる。
Ａｒ３点（℃）＝９１０－３１０×［Ｃ］－８０×［Ｍｎ］－２０×［Ｃｕ］－１５×［Ｃｒ］－５５×［Ｎｉ］－８０×［Ｍｏ］
（上記式中、［Ｍ］は、鋼スラブ中の元素Ｍの含有量（質量％）であり、含有しない元素の値は零（０）とする。）
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、強度が低下するおそれがある。また、冷間圧延率は、８０％以下であることが好ましい。冷間圧延率は、７０％以下であることがより好ましい。
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、強度が低下するおそれがある。また、冷間圧延率は、８０％以下であることが好ましい。冷間圧延率は、７０％以下であることがより好ましい。
連続焼鈍
冷間圧延後の鋼板には、連続焼鈍ライン（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粒径を微細化するためには加熱速度の増加が有効であり、旧γ粒径を１０μｍ以下とするための７００℃以上での平均加熱速度は０．４℃／秒以上である。
なお、ここでの平均加熱速度とは、「後述の焼鈍温度（℃）－７００（℃））／７００℃から焼鈍温度までの加熱時間（秒）」である。
冷間圧延後の鋼板には、連続焼鈍ライン（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粒径を微細化するためには加熱速度の増加が有効であり、旧γ粒径を１０μｍ以下とするための７００℃以上での平均加熱速度は０．４℃／秒以上である。
なお、ここでの平均加熱速度とは、「後述の焼鈍温度（℃）－７００（℃））／７００℃から焼鈍温度までの加熱時間（秒）」である。
焼鈍後に未固溶で残存するセメンタイト粒子などの炭化物を十分に低減するため、焼鈍は高温で長時間行う。具体的には、焼鈍温度を８００℃以上とする必要がある。９５０℃超えの焼鈍では旧γ粒径が粗大になりすぎるため、焼鈍温度は９５０℃以下とする。より好ましくは９００℃以下である。また、均熱時間（保持時間）の長時間化でも旧γ粒径が粗大になりすぎるため、６００秒以下の均熱とする。
フェライト、残留γを低減し、マルテンサイトの面積率を９５％以上にするためには、焼鈍温度から４２０℃までを２℃／秒以上の第１平均冷却速度で冷却する必要がある。第１平均冷却速度が２℃／秒より小さ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、マルテンサイトが硬質化して耐遅れ破壊特性が劣化する。よって、第１平均冷却速度が２℃／秒以上とする。
第１平均冷却速度の上限は特に限定されないが、第１平均冷却速度は１００℃／秒以下とすることが好ましい。
第１平均冷却速度の上限は特に限定されないが、第１平均冷却速度は１００℃／秒以下とすることが好ましい。
ベイニティックフェライトや下部ベイナイトの生成を抑制し、マルテンサイトの面積率を９５％以上にするためには、４２０℃から２８０℃以下の冷却停止温度までを１０℃／秒以上の第２平均冷却速度で冷却しする必要がある。ベイナイトが多く生成した組織では強度が低下するとともに、残留γが増加するため耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、４２０℃から２８０℃以下の冷却停止温度までの第２平均冷却速度は１０℃／秒以上とする。第２平均冷却速度は、好ましくは２０℃／秒以上、より好ましくは７０℃／秒以上である。
なお、ここでの平均冷却速度とは、「（冷却開始温度（℃）－冷却停止温度（℃））／冷却開始から冷却停止までの冷却時間（秒）」である。
より具体的に、第１平均冷却速度とは、「（焼鈍温度（℃）－４２０（℃））／焼鈍温度から４２０℃までの冷却時間（秒）」である。
また、第２平均冷却速度とは、「（４２０（℃）－冷却停止温度（℃））／４２０℃から冷却停止温度の冷却時間（秒）」である。
なお、ここでの平均冷却速度とは、「（冷却開始温度（℃）－冷却停止温度（℃））／冷却開始から冷却停止までの冷却時間（秒）」である。
より具体的に、第１平均冷却速度とは、「（焼鈍温度（℃）－４２０（℃））／焼鈍温度から４２０℃までの冷却時間（秒）」である。
また、第２平均冷却速度とは、「（４２０（℃）－冷却停止温度（℃））／４２０℃から冷却停止温度の冷却時間（秒）」である。
マルテンサイト内部に分布する炭化物は、焼入れ後の低温域保持中に生成し、鋼板中の水素のトラップサイトとなることで優れた耐遅れ破壊特性に寄与する。したがって、引張強度１３１０ＭＰａ以上（ＴＳ≧１３１０ＭＰａ）の確保と上記炭化物の生成のため、保持温度および保持時間を適正に制御する必要がある。そのためには、１２０～２６０℃の保持温度で、２０～１５００秒の保持を行う必要がある。この保持温度の下限の１２０℃よりも低温であったり、保持時間が短時間であったりすると、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する。また、この保持温度の上限の２６０℃よりも高温では、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おそれがある。ここで保持時間は、好ましくは６０秒以上である。
なお、１２０℃～２６０℃での保持は、室温付近まで急冷した後に１２０～２６０℃に再加熱して２０～１５００秒保持するか、または冷却停止温度を１２０～２６０℃とし、保持時間を２０～１５００秒に制御することが可能である。保持温度が２６０℃以下の温度域で冷却速度を低下させることや、室温まで冷却した後にバッチ焼鈍することで上記の熱履歴とすることも可能である。
なお、１２０℃～２６０℃での保持は、室温付近まで急冷した後に１２０～２６０℃に再加熱して２０～１５００秒保持するか、または冷却停止温度を１２０～２６０℃とし、保持時間を２０～１５００秒に制御することが可能である。保持温度が２６０℃以下の温度域で冷却速度を低下させることや、室温まで冷却した後にバッチ焼鈍することで上記の熱履歴とすることも可能である。
このようにして得られた鋼板に、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。
以上、本発明によれば、高強度冷延鋼板の耐遅れ破壊特性を大幅に向上させ、高強度鋼板の適用による部品強度の向上や軽量化に貢献する。本発明の鋼板は、板厚は０．５ｍｍ以上とすることが好ましい。また、本発明の鋼板は、板厚は２．０ｍｍ以下とすることが好ましい。
次に、本発明の部材およびその製造方法について説明する。
本発明の部材は、本発明の鋼板に対して、成形加工および溶接の少なくとも一方を施してなるものである。また、本発明の部材の製造方法は、本発明の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、成形加工および溶接の少なくとも一方を施す工程を有する。
本発明の鋼板は、引張強さが１３１０ＭＰａ以上であり、優れた耐遅れ破壊特性を有している。そのため、本発明の鋼板を用いて得た部材も高強度であり、従来の高強度部材に比べて耐遅れ破壊特性に優れる。また、本発明の部材を用いれば、軽量化可能である。したがって、本発明の部材は、例えば、車体骨格部品に好適に用いることができる。
成形加工は、プレス加工等の一般的な加工方法を制限なく用いることができる。また、溶接は、スポット溶接、アーク溶接等の一般的な溶接を制限なく用いることができる。
［実施例１］
以下、本発明の実施例を説明する。
表１に示す成分組成の鋼を溶製後、スラブに鋳造した。
このスラブに、表２に示す熱処理および圧延を施し板厚１．４ｍｍの鋼板を得た。
以下、本発明の実施例を説明する。
表１に示す成分組成の鋼を溶製後、スラブに鋳造した。
このスラブに、表２に示す熱処理および圧延を施し板厚１．４ｍｍの鋼板を得た。
具体的には、各成分組成を有するスラブを、スラブ表面温度で表２に示す加熱保持温度までを６℃／分の平均加熱速度で加熱し、表２に示す加熱保持時間、保持をした。その後、表２に示す各仕上げ圧延温度とする熱間仕上げ圧延を行い、仕上げ圧延温度から６５０℃の範囲における平均冷却速度を５０℃／秒とする冷却を行った。
その後、冷却して表２に示す巻取り温度で巻き取ることで熱延鋼板とし、該熱延鋼板を表２に示す圧下率（冷間圧延圧下率）で冷間圧延することで冷延鋼板とした。
その後、冷延鋼板を、７００℃から表２に示す焼鈍温度までを表２に示す平均加熱速度で加熱し、上記焼鈍温度で表２に示す均熱時間均熱した。
その後、焼鈍温度から４２０℃まで、表２に示す第１平均冷却速度で冷却し、４２０℃から表２に示す冷却停止温度まで、表２に示す第２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、表２に示す保持温度で表２に示す保持時間保持する連続焼鈍を行った。
その後、冷却して表２に示す巻取り温度で巻き取ることで熱延鋼板とし、該熱延鋼板を表２に示す圧下率（冷間圧延圧下率）で冷間圧延することで冷延鋼板とした。
その後、冷延鋼板を、７００℃から表２に示す焼鈍温度までを表２に示す平均加熱速度で加熱し、上記焼鈍温度で表２に示す均熱時間均熱した。
その後、焼鈍温度から４２０℃まで、表２に示す第１平均冷却速度で冷却し、４２０℃から表２に示す冷却停止温度まで、表２に示す第２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、表２に示す保持温度で表２に示す保持時間保持する連続焼鈍を行った。
表２中、Ｎｏ．６の冷延鋼板（ＣＲ）は電気亜鉛めっき処理を施して、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）とした。表２において、スラブの表面温度は放射温度計により実測し、スラブの中心温度は伝熱計算により求めた。
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、さらに引張試験、耐遅れ破壊特性評価試験を行った。
具体的には、組織の測定方法は以下の通りに行った。
マルテンサイト、ベイナイト、フェライトの面積率は、鋼板のＬ断面（圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面）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では灰色もしくは白色を呈した組織を指す。ここで、ベイナイトは以下の特徴を有する。すなわち、アスペクト比が２．５以上でプレート状の形態を呈しており、マルテンサイトとくらべるとやや黒色の組織である。上記のプレートの幅（短径）は０．３～１．７μｍである。ベイナイトの内部の直径１０～２００ｎｍの炭化物の分布密度は０～３個／μｍ２である。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。残留オーステナイト（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－Ｋα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。
具体的には、組織の測定方法は以下の通りに行った。
マルテンサイト、ベイナイト、フェライトの面積率は、鋼板のＬ断面（圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面）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では灰色もしくは白色を呈した組織を指す。ここで、ベイナイトは以下の特徴を有する。すなわち、アスペクト比が２．５以上でプレート状の形態を呈しており、マルテンサイトとくらべるとやや黒色の組織である。上記のプレートの幅（短径）は０．３～１．７μｍである。ベイナイトの内部の直径１０～２００ｎｍの炭化物の分布密度は０～３個／μｍ２である。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。残留オーステナイト（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－Ｋα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。
旧オーステナイト粒の平均粒径（旧γ粒径）の測定は、鋼板のＬ断面（圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面）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。
含有するＮｂおよびＴｉのうち円相当径１００ｎｍ以上の炭窒化物を形成するＮｂ、Ｔｉ量の比率は、以下の方法により測定することができる。
試料を電解液中で所定量電解した後、試料片を電解液から取り出して分散性を有する溶液中に浸漬する。次いで、この溶液中に含まれる析出物を、孔径１００ｎｍのフィルタを用いてろ過する。この孔径１００ｎｍのフィルタに捕集された析出物が、径（円相当径）が１００ｎｍ以上の炭窒化物である。ろ過後のフィルタ上の残渣と、ろ液に対してＮｂ量およびＴｉ量を分析し、径が１００ｎｍ以上の炭窒化物と径が１００ｎｍ未満での炭窒化物とにおけるＮｂとＴｉの含有量を求める。分析には、誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）発光分光分析法を用いることができる。そして、鋼中のＮｂとＴｉ量の合計に占める、径が１００ｎｍ以上の炭窒化物におけるＮｂとＴｉ量の合計の比率を算出する。
試料を電解液中で所定量電解した後、試料片を電解液から取り出して分散性を有する溶液中に浸漬する。次いで、この溶液中に含まれる析出物を、孔径１００ｎｍのフィルタを用いてろ過する。この孔径１００ｎｍのフィルタに捕集された析出物が、径（円相当径）が１００ｎｍ以上の炭窒化物である。ろ過後のフィルタ上の残渣と、ろ液に対してＮｂ量およびＴｉ量を分析し、径が１００ｎｍ以上の炭窒化物と径が１００ｎｍ未満での炭窒化物とにおけるＮｂとＴｉの含有量を求める。分析には、誘導結合プラズマ（ＩＣＰ）発光分光分析法を用いることができる。そして、鋼中のＮｂとＴｉ量の合計に占める、径が１００ｎｍ以上の炭窒化物におけるＮｂとＴｉ量の合計の比率を算出する。
Ｎｂ炭窒化物およびＴｉ炭窒化物の１ｍｍ２あたりの個数（分布密度）は、鋼板のＬ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を研磨後、腐食せずに鋼板の板厚１／５位置～４／５位置の領域、すなわち鋼板表面より板厚に対して１／５位置から、板厚中央を挟み、４／５位置までの領域において、２ｍｍ２以上の領域を連続してＳＥＭで撮影し、撮影したＳＥＭ写真から、このような炭窒化物の個数を計測することで求めることができる。ここで、ＳＥＭ像は反射電子像とすることが好ましい。また、撮影する倍率は２０００倍とすればよい。ただし、倍率：２０００倍で析出物のサイズが正確に把握しにくい場合は適宜、個々の介在物粒子を１００００倍に拡大して、上記の炭窒化物を画定すればよい。
また、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。
耐遅れ破壊特性の評価は次のようにして行った。得られた鋼板（コイル）の幅方向にコイル幅の１／４位置より圧延直角方向が長手方向になるように通常速度法（ＣＳＲＴ）用試験片を切り出した。ＣＳＲＴ用試験片は、平行部幅が１２．５ｍｍ、平行部長さが２５ｍｍである引張試験片の平行部の両端に、半径３ｍｍの半円形状の切欠きを施した試験片とした。１０質量％のチオシアン酸アンモニウム水溶液と、ｐＨ３のＭｃＩｌｖａｉｎｅ緩衝液を体積比で１：１で混合し、試験片の表面積１ｃｍ２あたりの液量が２０ｍｌとなるように調整した２０℃の溶液（ｐＨ３）に、ＣＳＲＴ用試験片を２４時間浸漬することで水素を試験片内に侵入・拡散させ、２４時間経過後、直ちにクロスヘッドスピード１ｍｍ／ｍｉｎで引張試験を行い破断応力を測定した。耐遅れ破壊特性は、浸漬をしない時の破断応力をσ0とし、浸漬により水素を侵入拡散させた後の破断応力σ1として、σ1／σ0で評価した。ここで、ＴＳ：１３１０ＭＰａ以上１５００ＭＰａ未満ではσ1／σ0が０．８０以上であるもの、ＴＳ：１５００ＭＰａ以上１８００ＭＰａ未満ではσ1／σ0が０．５０以上であるもの、ＴＳ：１８００ＭＰａ以上ではσ1／σ0が０．３５以上であるものを耐遅れ破壊特性に優れていると判断した。
耐遅れ破壊特性の評価は次のようにして行った。得られた鋼板（コイル）の幅方向にコイル幅の１／４位置より圧延直角方向が長手方向になるように通常速度法（ＣＳＲＴ）用試験片を切り出した。ＣＳＲＴ用試験片は、平行部幅が１２．５ｍｍ、平行部長さが２５ｍｍである引張試験片の平行部の両端に、半径３ｍｍの半円形状の切欠きを施した試験片とした。１０質量％のチオシアン酸アンモニウム水溶液と、ｐＨ３のＭｃＩｌｖａｉｎｅ緩衝液を体積比で１：１で混合し、試験片の表面積１ｃｍ２あたりの液量が２０ｍｌとなるように調整した２０℃の溶液（ｐＨ３）に、ＣＳＲＴ用試験片を２４時間浸漬することで水素を試験片内に侵入・拡散させ、２４時間経過後、直ちにクロスヘッドスピード１ｍｍ／ｍｉｎで引張試験を行い破断応力を測定した。耐遅れ破壊特性は、浸漬をしない時の破断応力をσ0とし、浸漬により水素を侵入拡散させた後の破断応力σ1として、σ1／σ0で評価した。ここで、ＴＳ：１３１０ＭＰａ以上１５００ＭＰａ未満ではσ1／σ0が０．８０以上であるもの、ＴＳ：１５００ＭＰａ以上１８００ＭＰａ未満ではσ1／σ0が０．５０以上であるもの、ＴＳ：１８００ＭＰａ以上ではσ1／σ0が０．３５以上であるものを耐遅れ破壊特性に優れていると判断した。
得られた鋼板の組織、特性について表３に示す。
本発明の範囲内の鋼板は、高強度であり、耐遅れ破壊特性に優れていた。
一方、Ｎｏ.１６（鋼種Ｐ）はＣ含有量が過剰であり、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ.１７（鋼種Ｑ）はＣ含有量が不足し、十分なＴＳが得られなかった。
Ｎｏ．１８（鋼種Ｒ）はＳｉ含有量が過剰で、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．１９（鋼種Ｓ）はＭｎ含有量が不足し、フェライトが生成し、マルテンサイトの生成が十分でなかったため、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２０（鋼種Ｔ）はＰ含有量が過剰で、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２１（鋼種Ｕ）はＳ含有量が過剰で、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２２（鋼種Ｖ）はｓｏｌ．Ａｌ含有量が過剰で、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２３（鋼種Ｗ）はＮ含有量が過剰で、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２４（鋼種Ｘ）はＮｂ、Ｔｉの合計の含有量が過剰で、１．０μｍ以上の析出物が過剰に存在し、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２５（鋼種Ｙ）はＮｂ、Ｔｉの合計の含有量が不十分であり、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２６（鋼種Ｚ）はＢ含有量が過剰で、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２７（鋼種Ｃ）は加熱温度（スラブ表面温度（ＳＲＴ））が低く、Ｎｂ、Ｔｉが十分に固溶しなかったため、１．０μｍ以上のＮｂ、Ｔｉ析出物が多量に存在し、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２８（鋼種Ｃ）はスラブ加熱保持時間が過少で、Ｎｂ、Ｔｉが十分に固溶しなかったため、１．０μｍ以上のＮｂ、Ｔｉ析出物が多量に存在し、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２９（鋼種Ｃ）は巻取り温度（ＣＴ）が高く、１．０μｍ以上のＮｂ、Ｔｉ析出物が多量に存在し、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．３０（鋼種Ｃ）は焼鈍時の平均加熱速度が低く、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．３１（鋼種Ｃ）は第１平均冷却速度が低く、フェライトが生成し、マルテンサイトの生成が十分でなかったため、十分な遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．３２（鋼種Ｃ）は第２平均冷却速度が低く、ベイナイトが生成し、マルテンサイトの生成が十分でなかったため、十分な遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．３３（鋼種Ｃ）は保持温度が高く、十分なＴＳが得られなかった。
Ｎｏ．３５（鋼種Ｃ）は焼鈍温度が高く、旧γ粒径が十分微細化しなかったため、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
一方、Ｎｏ.１６（鋼種Ｐ）はＣ含有量が過剰であり、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ.１７（鋼種Ｑ）はＣ含有量が不足し、十分なＴＳが得られなかった。
Ｎｏ．１８（鋼種Ｒ）はＳｉ含有量が過剰で、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．１９（鋼種Ｓ）はＭｎ含有量が不足し、フェライトが生成し、マルテンサイトの生成が十分でなかったため、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２０（鋼種Ｔ）はＰ含有量が過剰で、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２１（鋼種Ｕ）はＳ含有量が過剰で、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２２（鋼種Ｖ）はｓｏｌ．Ａｌ含有量が過剰で、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２３（鋼種Ｗ）はＮ含有量が過剰で、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２４（鋼種Ｘ）はＮｂ、Ｔｉの合計の含有量が過剰で、１．０μｍ以上の析出物が過剰に存在し、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２５（鋼種Ｙ）はＮｂ、Ｔｉの合計の含有量が不十分であり、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２６（鋼種Ｚ）はＢ含有量が過剰で、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２７（鋼種Ｃ）は加熱温度（スラブ表面温度（ＳＲＴ））が低く、Ｎｂ、Ｔｉが十分に固溶しなかったため、１．０μｍ以上のＮｂ、Ｔｉ析出物が多量に存在し、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２８（鋼種Ｃ）はスラブ加熱保持時間が過少で、Ｎｂ、Ｔｉが十分に固溶しなかったため、１．０μｍ以上のＮｂ、Ｔｉ析出物が多量に存在し、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２９（鋼種Ｃ）は巻取り温度（ＣＴ）が高く、１．０μｍ以上のＮｂ、Ｔｉ析出物が多量に存在し、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．３０（鋼種Ｃ）は焼鈍時の平均加熱速度が低く、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．３１（鋼種Ｃ）は第１平均冷却速度が低く、フェライトが生成し、マルテンサイトの生成が十分でなかったため、十分な遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．３２（鋼種Ｃ）は第２平均冷却速度が低く、ベイナイトが生成し、マルテンサイトの生成が十分でなかったため、十分な遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．３３（鋼種Ｃ）は保持温度が高く、十分なＴＳが得られなかった。
Ｎｏ．３５（鋼種Ｃ）は焼鈍温度が高く、旧γ粒径が十分微細化しなかったため、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
［実施例２］
実施例１の表２の製造条件Ｎｏ．６（適合例）に対して、亜鉛めっき処理を行った亜鉛めっき鋼板をプレス成形して、本発明例の部材を製造した。さらに、実施例１の表２の製造条件Ｎｏ．６（適合例）に対して亜鉛めっき処理を行った亜鉛めっき鋼板と、実施例１の表２の製造条件Ｎｏ．７（適合例）に対して亜鉛めっき処理を行った亜鉛めっき鋼板とをスポット溶接により接合して本発明例の部材を製造した。
これら本発明例の部材は、引張強度ＴＳが１８００ＭＰａ以上であり、σ1／σ0が０．４０以上の値で０．３５以上であり、耐遅れ破壊特性に優れているので、これらの部材は、自動車部品等に好適に用いられることがわかる。
実施例１の表２の製造条件Ｎｏ．６（適合例）に対して、亜鉛めっき処理を行った亜鉛めっき鋼板をプレス成形して、本発明例の部材を製造した。さらに、実施例１の表２の製造条件Ｎｏ．６（適合例）に対して亜鉛めっき処理を行った亜鉛めっき鋼板と、実施例１の表２の製造条件Ｎｏ．７（適合例）に対して亜鉛めっき処理を行った亜鉛めっき鋼板とをスポット溶接により接合して本発明例の部材を製造した。
これら本発明例の部材は、引張強度ＴＳが１８００ＭＰａ以上であり、σ1／σ0が０．４０以上の値で０．３５以上であり、耐遅れ破壊特性に優れているので、これらの部材は、自動車部品等に好適に用いられることがわかる。
同様に、実施例１の表２の製造条件Ｎｏ．６（適合例）による鋼板をプレス成形して、本発明例の部材を製造した。さらに、実施例１の表２の製造条件Ｎｏ．６（適合例）による鋼板と、実施例１の表２の製造条件Ｎｏ．７（適合例）による鋼板とをスポット溶接により接合して本発明例の部材を製造した。これら本発明例の部材は、引張強度ＴＳが１８００ＭＰａ以上であり、σ1／σ0が０．４０以上の値で０．３５以上であり、耐遅れ破壊特性に優れているので、これらの部材は、自動車部品等に好適に用いられることがわかる。
Claims (12)
- 質量％で、
Ｃ：０．１２％以上０．４０％以下、
Ｓｉ：１．５％以下、
Ｍｎ：１．８％以上４．０％以下、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００２３％未満、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．２０％以下、
Ｎ：０．００５％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
ＮｂとＴｉのうち一種以上を合計で０．００５％以上０．０８０％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
マルテンサイトの組織全体に対する面積率が９５％以上１００％以下であり、残部がベイナイト、フェライトおよび残留オーステナイトの１種以上からなる組織を有し、
旧オーステナイト粒の平均粒径が１８μｍ以下であり、
含有するＮｂおよびＴｉの合計の含有量の９０質量％以上が円相当径１００ｎｍ以上の炭窒化物として存在し、
円相当径１．０μｍ以上のＮｂ炭窒化物およびＴｉ炭窒化物が合計で８００個／ｍｍ２以下で存在し、
引張強度が１３１０ＭＰａ以上であり、
１０質量％のチオシアン酸アンモニウム水溶液とｐＨ３のＭｃＩｌｖａｉｎｅ緩衝液とを含有する溶液中に浸漬する前の破断応力σ 0 、前記溶液中に浸漬させた後の破断応力σ 1 、および前記引張強度が、以下の（Ａ）、（Ｂ）または（Ｃ）を満たす、鋼板。
（Ａ）引張強度：１３１０ＭＰａ以上１５００ＭＰａ未満であって、σ 1 ／σ 0 が０．８０以上である、
（Ｂ）引張強度：１５００ＭＰａ以上１８００ＭＰａ未満であって、σ 1 ／σ 0 が０．５０以上である、
（Ｃ）引張強度：１８００ＭＰａ以上であってσ 1 ／σ 0 が０．３５以上である。 - 前記旧オーステナイト粒の平均粒径が１０μｍ以下である、請求項１に記載の鋼板。
- 前記成分組成として、質量％で、Ｓ：０．００１０％未満を含有する、請求項１または２に記載の鋼板。
- 前記成分組成として、さらに質量％で、Ｃｕ：１．０％以下およびＮｉ：１．０％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１～３のいずれかに記載の鋼板。
- 前記成分組成として、さらに質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．３％未満、Ｖ：０．５％以下、Ｚｒ：０．２％以下およびＷ：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１～４のいずれかに記載の鋼板。
- 前記成分組成として、さらに質量％で、Ｃａ：０．００３０％以下、Ｃｅ：０．００３０％以下、Ｌａ：０．００３０％以下、ＲＥＭ（Ｃｅ、Ｌａを除く）：０．００３０％以下およびＭｇ：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１～５のいずれかに記載の鋼板。
- 前記成分組成として、さらに質量％で、Ｓｂ：０．１％以下およびＳｎ：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１～６のいずれかに記載の鋼板。
- 鋼板表面にめっき層を有する請求項１～７のいずれかに記載の鋼板。
- 請求項１～８のいずれかに記載の鋼板に対して、成形加工および溶接の少なくとも一方を施してなる部材。
- マルテンサイトの組織全体に対する面積率が９５％以上１００％以下であり、残部がベイナイト、フェライトおよび残留オーステナイトの１種以上からなる組織を有し、
旧オーステナイト粒の平均粒径が１８μｍ以下であり、
含有するＮｂおよびＴｉの合計の含有量の９０質量％以上が円相当径１００ｎｍ以上の炭窒化物として存在し、
円相当径１．０μｍ以上のＮｂ炭窒化物およびＴｉ炭窒化物が合計で８００個／ｍｍ ２ 以下で存在し、
引張強度が１３１０ＭＰａ以上であり、
１０質量％のチオシアン酸アンモニウム水溶液とｐＨ３のＭｃＩｌｖａｉｎｅ緩衝液とを含有する溶液中に浸漬する前の破断応力σ 0 、前記溶液中に浸漬させた後の破断応力σ 1 、および前記引張強度が、以下の（Ａ）、（Ｂ）または（Ｃ）を満たす、鋼板の製造方法であって、
請求項１、３～７のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、スラブ表面温度で１０００℃から１２５０℃以上の加熱保持温度までを１０℃／分以下の平均加熱速度で加熱し、前記加熱保持温度で３０分以上保持した後、
仕上げ圧延温度をＡｒ３点以上とする熱間仕上げ圧延を行い、
前記仕上げ圧延温度から６５０℃の範囲における平均冷却速度を４０℃／秒以上とする冷却を行い、
その後、冷却して６００℃以下の巻取り温度で巻取ることで熱延鋼板とし、
該熱延鋼板を４０％以上の圧下率で冷間圧延することで冷延鋼板とし、
焼鈍温度を８００～９５０℃とし、該冷延鋼板を、７００℃から前記焼鈍温度まで０．４℃／秒以上の平均加熱速度で加熱し、
前記焼鈍温度で６００秒以下保持し、
前記焼鈍温度から４２０℃までを２℃／秒以上の第１平均冷却速度で冷却し、
４２０℃から２８０℃以下の冷却停止温度までを１０℃／秒以上の第２平均冷却速度で冷却し、
その後、１２０～２６０℃の保持温度で２０～１５００秒保持する連続焼鈍を行う、鋼板の製造方法。
（Ａ）引張強度：１３１０ＭＰａ以上１５００ＭＰａ未満であって、σ 1 ／σ 0 が０．８０以上である、
（Ｂ）引張強度：１５００ＭＰａ以上１８００ＭＰａ未満であって、σ 1 ／σ 0 が０．５０以上である、
（Ｃ）引張強度：１８００ＭＰａ以上であってσ 1 ／σ 0 が０．３５以上である。 - 前記連続焼鈍の後、鋼板表面にめっき処理を行う請求項１０に記載の鋼板の製造方法。
- 請求項１０または１１に記載の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、成形加工および溶接の少なくとも一方を施す工程を有する部材の製造方法。
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