JP7226673B1 - 鋼板、部材およびそれらの製造方法 - Google Patents
鋼板、部材およびそれらの製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP7226673B1 JP7226673B1 JP2022559511A JP2022559511A JP7226673B1 JP 7226673 B1 JP7226673 B1 JP 7226673B1 JP 2022559511 A JP2022559511 A JP 2022559511A JP 2022559511 A JP2022559511 A JP 2022559511A JP 7226673 B1 JP7226673 B1 JP 7226673B1
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel sheet
- temperature
- content
- delayed fracture
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 140
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 140
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 17
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 claims abstract description 50
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 41
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 32
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 32
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 10
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 52
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 45
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 43
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 38
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims description 28
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 18
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 14
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 claims description 14
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims description 12
- 230000009467 reduction Effects 0.000 claims description 11
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 claims description 10
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 10
- 238000007747 plating Methods 0.000 claims description 10
- 229910052746 lanthanum Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052684 Cerium Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 238000005304 joining Methods 0.000 claims description 7
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 abstract description 97
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 abstract description 7
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 abstract description 5
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 22
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 21
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 17
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 17
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 14
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 14
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 13
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 11
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 description 10
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 9
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 8
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 8
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 8
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 8
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 8
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 8
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 8
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 7
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 7
- MUBZPKHOEPUJKR-UHFFFAOYSA-N Oxalic acid Chemical compound OC(=O)C(O)=O MUBZPKHOEPUJKR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 6
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 5
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 5
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 5
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 5
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 5
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 5
- 238000010008 shearing Methods 0.000 description 5
- 238000002791 soaking Methods 0.000 description 5
- 239000007864 aqueous solution Substances 0.000 description 4
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 4
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 4
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 description 4
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 4
- 238000002149 energy-dispersive X-ray emission spectroscopy Methods 0.000 description 4
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 4
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 4
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 4
- 150000004763 sulfides Chemical class 0.000 description 4
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 3
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 3
- 230000000593 degrading effect Effects 0.000 description 3
- 230000002542 deteriorative effect Effects 0.000 description 3
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 3
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 3
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 3
- 230000008569 process Effects 0.000 description 3
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 3
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 3
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 3
- 238000004804 winding Methods 0.000 description 3
- 229910021578 Iron(III) chloride Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000006169 McIlvaine's buffer solution Substances 0.000 description 2
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 2
- 230000001133 acceleration Effects 0.000 description 2
- SOIFLUNRINLCBN-UHFFFAOYSA-N ammonium thiocyanate Chemical compound [NH4+].[S-]C#N SOIFLUNRINLCBN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 2
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 2
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 2
- 238000000921 elemental analysis Methods 0.000 description 2
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 2
- 230000001747 exhibiting effect Effects 0.000 description 2
- RBTARNINKXHZNM-UHFFFAOYSA-K iron trichloride Chemical compound Cl[Fe](Cl)Cl RBTARNINKXHZNM-UHFFFAOYSA-K 0.000 description 2
- 238000003754 machining Methods 0.000 description 2
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 2
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 2
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 2
- 235000006408 oxalic acid Nutrition 0.000 description 2
- 230000035515 penetration Effects 0.000 description 2
- 230000002093 peripheral effect Effects 0.000 description 2
- OXNIZHLAWKMVMX-UHFFFAOYSA-N picric acid Chemical class OC1=C([N+]([O-])=O)C=C([N+]([O-])=O)C=C1[N+]([O-])=O OXNIZHLAWKMVMX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 2
- 239000013585 weight reducing agent Substances 0.000 description 2
- 229910052765 Lutetium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000012512 characterization method Methods 0.000 description 1
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 description 1
- 238000000576 coating method Methods 0.000 description 1
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 1
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 1
- 230000006378 damage Effects 0.000 description 1
- 238000010502 deborylation reaction Methods 0.000 description 1
- 238000005261 decarburization Methods 0.000 description 1
- 238000009713 electroplating Methods 0.000 description 1
- 230000000977 initiatory effect Effects 0.000 description 1
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052747 lanthanoid Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000002602 lanthanoids Chemical class 0.000 description 1
- FZLIPJUXYLNCLC-UHFFFAOYSA-N lanthanum atom Chemical compound [La] FZLIPJUXYLNCLC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- OHSVLFRHMCKCQY-UHFFFAOYSA-N lutetium atom Chemical compound [Lu] OHSVLFRHMCKCQY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000000463 material Substances 0.000 description 1
- 238000000691 measurement method Methods 0.000 description 1
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 1
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 1
- 238000002156 mixing Methods 0.000 description 1
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 238000003825 pressing Methods 0.000 description 1
- 238000003672 processing method Methods 0.000 description 1
- 239000000047 product Substances 0.000 description 1
- 230000002035 prolonged effect Effects 0.000 description 1
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 230000005855 radiation Effects 0.000 description 1
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 1
- 238000000988 reflection electron microscopy Methods 0.000 description 1
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 1
- 229910052706 scandium Inorganic materials 0.000 description 1
- SIXSYDAISGFNSX-UHFFFAOYSA-N scandium atom Chemical compound [Sc] SIXSYDAISGFNSX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 1
- 230000001629 suppression Effects 0.000 description 1
- 230000003746 surface roughness Effects 0.000 description 1
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 1
- 230000000007 visual effect Effects 0.000 description 1
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 description 1
- VWQVUPCCIRVNHF-UHFFFAOYSA-N yttrium atom Chemical compound [Y] VWQVUPCCIRVNHF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
- C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
- C21D1/22—Martempering
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0236—Cold rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
- C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
- C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
- C25D3/00—Electroplating: Baths therefor
- C25D3/02—Electroplating: Baths therefor from solutions
- C25D3/22—Electroplating: Baths therefor from solutions of zinc
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
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。質量％で、Ｃ：０．１５～０．４５％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．７％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００２０％未満、ｓｏｌ．Ａｌ：０．２０％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｂ：０．００１５～０．０１００％、ＮｂとＴｉのうち一種以上を合計で０．００５～０．０８０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、マルテンサイトの組織全体に対する面積率が９５～１００％であり、旧γ粒径が１１．０μｍ未満であり、円相当径５００ｎｍ以上の析出物の数密度Ａが式：Ａ（個／ｍｍ２）≦ ８．５×１０５×［Ｂ］を満たす。
Description
本発明は、自動車等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高強度鋼板等の鋼板、該鋼板を用いた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。また、バンパーやインパクトビーム部品等へは引張強度ＴＳが１４７０ＭＰａ級以上である鋼板の適用が進んでいる。
引張強度ＴＳが１４７０ＭＰａ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。
このような遅れ破壊特性を改善する技術として、例えば、遅れ破壊破壊の起点となる粗大な析出物を低減することにより耐遅れ破壊特性が改善するという知見に基づき、特許文献１には、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／ｍｍ２以下で存在する鋼組織と、を有し、引張強度が１３２０ＭＰａ以上であることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板が開示されている。
［％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。
［％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。
また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．０５％～０．３０％、Ｓｉ：２．０％以下（０％を含む）、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％以下を含むとともに、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。
しかしながら、従来技術は、１４７０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳ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１４７０ＭＰａ以上（ＴＳ≧１４７０ＭＰａ）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、以下の評価により優れた耐遅れ破壊特性を有すると判断することを指す。
（１）まず、得られた鋼板（コイル）の幅方向端部からコイル幅の１／４位置より圧延直角方向：１００ｍｍ、圧延方向：３０ｍｍとなる短冊試験片を採取する。
（２）長さが１００ｍｍとなる長辺側の端面の切り出しはせん断加工とし、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、その曲げ成形時の試験片形状を維持して、ボルトで試験片を固定する。
せん断加工のクリアランスは１３％とし、レーキ角は１°とした。曲げ加工は、先端曲げ半径１０ｍｍで、曲げ頂点内側の角度が９０度（Ｖ曲げ）となるように行う。
ポンチは、先端半径が上記の先端曲げ半径Ｒと同じありＵ字形状（先端Ｒ部分が半円形状でポンチ胴部の厚さが２Ｒ）のものを用い、ダイは、コーナーＲが３０ｍｍのものを用いる。そして、ポンチが鋼板を押し込む深さを調整し、先端の曲げ角度（曲げ頂点内側の角度）が９０度（Ｖ字形状）となる様に成形する。
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する。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）の穴に通して固定する。
（３）得られたボルト締め後の試験片を、０．１質量％のチオシアン酸アンモニウム水溶液と、ＭｃＩｌｖａｉｎｅ緩衝液を１：１で混合し、ｐＨを８．０に調整した溶液に浸漬して耐遅れ破壊特性評価試験を実施する。このとき、溶液の温度は２０℃とし、試験片の表面積１ｃｍ３あたりの液量は２０ｍｌとする。
（４）２４時間経過後に目視で確認できるレベル（長さ１ｍｍ以上）の亀裂の有無を確認し、亀裂が観察されなかったものは、耐遅れ破壊特性が優れると判断する。
（１）まず、得られた鋼板（コイル）の幅方向端部からコイル幅の１／４位置より圧延直角方向：１００ｍｍ、圧延方向：３０ｍｍとなる短冊試験片を採取する。
（２）長さが１００ｍｍとなる長辺側の端面の切り出しはせん断加工とし、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、その曲げ成形時の試験片形状を維持して、ボルトで試験片を固定する。
せん断加工のクリアランスは１３％とし、レーキ角は１°とした。曲げ加工は、先端曲げ半径１０ｍｍで、曲げ頂点内側の角度が９０度（Ｖ曲げ）となるように行う。
ポンチは、先端半径が上記の先端曲げ半径Ｒと同じありＵ字形状（先端Ｒ部分が半円形状でポンチ胴部の厚さが２Ｒ）のものを用い、ダイは、コーナーＲが３０ｍｍのものを用いる。そして、ポンチが鋼板を押し込む深さを調整し、先端の曲げ角度（曲げ頂点内側の角度）が９０度（Ｖ字形状）となる様に成形する。
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する。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）の穴に通して固定する。
（３）得られたボルト締め後の試験片を、０．１質量％のチオシアン酸アンモニウム水溶液と、ＭｃＩｌｖａｉｎｅ緩衝液を１：１で混合し、ｐＨを８．０に調整した溶液に浸漬して耐遅れ破壊特性評価試験を実施する。このとき、溶液の温度は２０℃とし、試験片の表面積１ｃｍ３あたりの液量は２０ｍｌとする。
（４）２４時間経過後に目視で確認できるレベル（長さ１ｍｍ以上）の亀裂の有無を確認し、亀裂が観察されなかったものは、耐遅れ破壊特性が優れると判断する。
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、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１１．０μｍ未満であること。
ｉｉｉ）円相当径５００ｎｍ以上の析出物の数密度Ａが下記の条件を満たすこと。
Ａ（個／ｍｍ２）≦ ８．５×１０５×［Ｂ］
ここで、［Ｂ］はＢの含有量（質量％）を表す。
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１１．０μｍ未満であること。
ｉｉｉ）円相当径５００ｎｍ以上の析出物の数密度Ａが下記の条件を満たすこと。
Ａ（個／ｍｍ２）≦ ８．５×１０５×［Ｂ］
ここで、［Ｂ］はＢの含有量（質量％）を表す。
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：０．１５％以上０．４５％以下、
Ｓｉ：１．５％以下、
Ｍｎ：１．７％以下、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００２０％未満、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．２０％以下、
Ｎ：０．００５％以下、
Ｂ：０．００１５％以上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、
マルテンサイトが組織全体の面積に対して９５％以上１００％以下である組織を有し、
旧オーステナイト粒の平均粒径が１１．０μｍ未満であり、
円相当径５００ｎｍ以上である析出物の数密度Ａが下記の式（１）を満たす鋼板。
Ａ（個／ｍｍ２）≦ ８．５×１０５×［Ｂ］ ・・・式（１）
ここで、［Ｂ］はＢの含有量（質量％）を表す。
［２］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］に記載の鋼板。
［３］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］または［２］に記載の鋼板。
［４］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］～［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、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］～［４］のいずれかに記載の鋼板。
［６］鋼板表面にめっき層を有する、［１］～［５］のいずれかに記載の鋼板。
［７］［１］～［６］のいずれかに記載の鋼板を用いてなる部材。
［８］［１］～［５］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、
９００～１０００℃での滞留時間を２０秒以上１５０秒以下で、仕上げ圧延温度を８５０℃以上とした条件で熱間仕上げ圧延を行い、
前記仕上げ圧延温度から６５０℃まで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、６５０℃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８３０～９５０℃とし、前記冷延鋼板を、４００℃から前記焼鈍温度まで１．０℃／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、
６８０℃以上の冷却開始温度から２６０℃以下の冷却停止温度まで７０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、
その後、１５０～２６０℃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。
［９］前記連続焼鈍の後、鋼板表面にめっき処理を行う、［８］に記載の鋼板の製造方法。
［１０］［１］～［６］のいずれかに記載の鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
［１］質量％で、
Ｃ：０．１５％以上０．４５％以下、
Ｓｉ：１．５％以下、
Ｍｎ：１．７％以下、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００２０％未満、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．２０％以下、
Ｎ：０．００５％以下、
Ｂ：０．００１５％以上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、
マルテンサイトが組織全体の面積に対して９５％以上１００％以下である組織を有し、
旧オーステナイト粒の平均粒径が１１．０μｍ未満であり、
円相当径５００ｎｍ以上である析出物の数密度Ａが下記の式（１）を満たす鋼板。
Ａ（個／ｍｍ２）≦ ８．５×１０５×［Ｂ］ ・・・式（１）
ここで、［Ｂ］はＢの含有量（質量％）を表す。
［２］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］に記載の鋼板。
［３］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］または［２］に記載の鋼板。
［４］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］～［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、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］～［４］のいずれかに記載の鋼板。
［６］鋼板表面にめっき層を有する、［１］～［５］のいずれかに記載の鋼板。
［７］［１］～［６］のいずれかに記載の鋼板を用いてなる部材。
［８］［１］～［５］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、
９００～１０００℃での滞留時間を２０秒以上１５０秒以下で、仕上げ圧延温度を８５０℃以上とした条件で熱間仕上げ圧延を行い、
前記仕上げ圧延温度から６５０℃まで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、６５０℃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８３０～９５０℃とし、前記冷延鋼板を、４００℃から前記焼鈍温度まで１．０℃／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、
６８０℃以上の冷却開始温度から２６０℃以下の冷却停止温度まで７０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、
その後、１５０～２６０℃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。
［９］前記連続焼鈍の後、鋼板表面にめっき処理を行う、［８］に記載の鋼板の製造方法。
［１０］［１］～［６］のいずれかに記載の鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、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：０．１５％以上０．４５％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．７％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００２０％未満、ｓｏｌ．Ａｌ：０．２０％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｂ：０．００１５％以上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１１．０μｍ未満であり、円相当径５００ｎｍ以上である析出物の数密度Ａが下記の式（１）を満たす。
Ａ（個／ｍｍ２）≦ ８．５×１０５×［Ｂ］ ・・・式（１）
ここで、［Ｂ］はＢの含有量（質量％）を表す。
Ａ（個／ｍｍ２）≦ ８．５×１０５×［Ｂ］ ・・・式（１）
ここで、［Ｂ］はＢの含有量（質量％）を表す。
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：０．１５％以上０．４５％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るために含有する。１４７０ＭＰａ以上である引張強度（以下、ＴＳ≧１４７０ＭＰａとも記す。）を確保するために、Ｃ含有量は０．１５％以上とする。引張強度の増加による自動車用骨格部品の軽量化の観点から、Ｃ含有量は好ましくは０．２０％以上であり、より好ましくは０．２７％以上である。一方、過剰に添加したＣは鉄炭化物の生成や粒界への偏析により耐遅れ破壊特性を悪化させる要因となる。これらの観点から、Ｃ含有量は０．４５％以下の範囲に限定される。Ｃ含有量は、好ましくは０．４０％以下であり、より好ましくは０．３７％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るために含有する。１４７０ＭＰａ以上である引張強度（以下、ＴＳ≧１４７０ＭＰａとも記す。）を確保するために、Ｃ含有量は０．１５％以上とする。引張強度の増加による自動車用骨格部品の軽量化の観点から、Ｃ含有量は好ましくは０．２０％以上であり、より好ましくは０．２７％以上である。一方、過剰に添加したＣは鉄炭化物の生成や粒界への偏析により耐遅れ破壊特性を悪化させる要因となる。これらの観点から、Ｃ含有量は０．４５％以下の範囲に限定される。Ｃ含有量は、好ましくは０．４０％以下であり、より好ましくは０．３７％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、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。これらの観点から、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、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。これらの観点から、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：１．７％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。一方、Ｍｎ含有量が多くなりすぎると、Ｍｎの偏析が増加し、加工性や溶接性を低下させる。したがって、Ｍｎは１．７％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは、１．５％以下であり、より好ましくは１．３％以下である。Ｍｎ含有量の下限値は規定しないが、工業的に安定して所定のマルテンサイトの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。
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。一方、Ｍｎ含有量が多くなりすぎると、Ｍｎの偏析が増加し、加工性や溶接性を低下させる。したがって、Ｍｎは１．７％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは、１．５％以下であり、より好ましくは１．３％以下である。Ｍｎ含有量の下限値は規定しないが、工業的に安定して所定のマルテンサイトの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。
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、粒界に偏析し粒界強度を低下させ、耐遅れ破壊特性やスポット溶接性は著しい劣化を招く。上記の観点からＰ含有量は０．０３％以下とする。Ｐ含有量は好ましくは０．０２％以下であり、より好ましくは０．０１％以下である。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、粒界に偏析し粒界強度を低下させ、耐遅れ破壊特性やスポット溶接性は著しい劣化を招く。上記の観点からＰ含有量は０．０３％以下とする。Ｐ含有量は好ましくは０．０２％以下であり、より好ましくは０．０１％以下である。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：０．００２０％未満
Ｓは、粗大なＭｎＳを形成し、遅れ破壊の起点となることで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０．００２０％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含有量は、好ましくは０．００１０％未満であり、より好ましくは０．０００８％以下であり、さらに好ましくは０．０００６％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、０．０００２％とする。
Ｓは、粗大なＭｎＳを形成し、遅れ破壊の起点となることで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０．００２０％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含有量は、好ましくは０．００１０％未満であり、より好ましくは０．０００８％以下であり、さらに好ましくは０．０００６％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、０．０００２％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含有量を０．００５％以上とすることが望ましい。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、より好ましくは０．０１％以上であり、更に好ましくは０．０２％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が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含有量は０．２０％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、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含有量を０．００５％以上とすることが望ましい。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、より好ましくは０．０１％以上であり、更に好ましくは０．０２％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が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含有量は０．２０％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、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）等の析出物を形成し、これらの生成を通じて旧オーステナイト粒径の微細化に有効なＮｂＣ、ＴｉＣ、（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｃを減少させる。これらは、本発明で求める鋼組織に調整されるのを妨げ、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）等の析出物を形成し、これらの生成を通じて旧オーステナイト粒径の微細化に有効なＮｂＣ、ＴｉＣ、（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｃを減少させる。これらは、本発明で求める鋼組織に調整されるのを妨げ、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：０．００１５％以上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。また、Ｂは、粒界に偏析することで粒界の結合力を増加させることや、粒界強度を低下させるＰの偏析を抑制することで、耐遅れ破壊特性を向上させる。一方で、過剰なＢの添加は、Ｆｅ２３（Ｃ，Ｂ）６やＢＮを増加させ、遅れ破壊の起点となることで耐遅れ破壊特性をむしろ低下させるという結果が得られた。したがって、Ｂの添加による耐遅れ破壊特性の向上の効果を得るためには、粒界固溶Ｂの増加とＢ系析出物の抑制を両立することが必要である。旧γ粒径が１０μｍ以下の鋼において、十分な粒界固溶Ｂ量を得るために、Ｂ含有量は０．００１５％以上とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００２５％以上であり、より好ましくは０．００４０％以上である。一方、０．０１００％超のＢを含有する場合には、熱延条件および焼鈍条件の制御によってもＢ系析出物の低減が困難となる。そのため、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００９０％以下であり、より好ましくは０．００８０％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。また、Ｂは、粒界に偏析することで粒界の結合力を増加させることや、粒界強度を低下させるＰの偏析を抑制することで、耐遅れ破壊特性を向上させる。一方で、過剰なＢの添加は、Ｆｅ２３（Ｃ，Ｂ）６やＢＮを増加させ、遅れ破壊の起点となることで耐遅れ破壊特性をむしろ低下させるという結果が得られた。したがって、Ｂの添加による耐遅れ破壊特性の向上の効果を得るためには、粒界固溶Ｂの増加とＢ系析出物の抑制を両立することが必要である。旧γ粒径が１０μｍ以下の鋼において、十分な粒界固溶Ｂ量を得るために、Ｂ含有量は０．００１５％以上とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００２５％以上であり、より好ましくは０．００４０％以上である。一方、０．０１００％超のＢを含有する場合には、熱延条件および焼鈍条件の制御によってもＢ系析出物の低減が困難となる。そのため、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００９０％以下であり、より好ましくは０．００８０％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）等の円相当径５００ｎｍ以上の析出物が増加し、遅れ破壊の起点となるため、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（Ｔｉ＋Ｎｂ）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）等の円相当径５００ｎｍ以上の析出物が増加し、遅れ破壊の起点となるため、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（Ｔｉ＋Ｎｂ）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。
本発明における鋼板の成分組成は、上記の成分元素を基本成分として含有し、残部は鉄（Ｆｅ）及び不可避的不純物を含む。ここで、本発明の鋼板は上記の基本成分を含有し、残部は鉄（Ｆｅ）及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。
本発明では、成分組成として、以下の（Ａ）～（Ｄ）から選んだ１つまたは２つ以上を含有してもよい。
（Ａ）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、
（Ｂ）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、
（Ｃ）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、
（Ｄ）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
（Ａ）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、
（Ｂ）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、
（Ｃ）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、
（Ｄ）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
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、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、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系炭化物や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系炭化物や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。
なお、上記任意元素を好適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。
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％以下である。
（構成２）旧オーステナイト粒の平均粒径が１１．０μｍ未満である。
（構成３）円相当径５００ｎｍ以上である析出物の数密度Ａが下記の式（１）を満たす。
Ａ（個／ｍｍ２）≦ ８．５×１０５×［Ｂ］ ・・・式（１）
ここで、［Ｂ］はＢの含有量（質量％）を表す。
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％以下である。
（構成２）旧オーステナイト粒の平均粒径が１１．０μｍ未満である。
（構成３）円相当径５００ｎｍ以上である析出物の数密度Ａが下記の式（１）を満たす。
Ａ（個／ｍｍ２）≦ ８．５×１０５×［Ｂ］ ・・・式（１）
ここで、［Ｂ］はＢの含有量（質量％）を表す。
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％以下である。
ＴＳ≧１４７０ＭＰａ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、マルテンサイト以外を含む場合、残部はベイナイト、フェライト、残留オーステナイト（残留γ）が挙げられる。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。残部組織は、５％以下であり、好ましくは１％以下である。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≧１４７０ＭＰａ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、マルテンサイト以外を含む場合、残部はベイナイト、フェライト、残留オーステナイト（残留γ）が挙げられる。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。残部組織は、５％以下であり、好ましくは１％以下である。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１１．０μｍ未満である。
鋼組織におけるマルテンサイトの面積率が９５％以上の鋼では、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オーステナイト粒界上と考えられる。粒界破壊の抑制には旧オーステナイト粒の微細化が有効であり、旧オーステナイト粒の微細化により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オーステナイト粒の微細化により旧オーステナイト粒界の面積率が増加し、粒界脆化元素であるＰ等の不純物元素の旧オーステナイト粒界上での濃度が低下することが考えられる。また、旧オーステナイト粒の微細化は、引張強度の向上にも寄与する。耐遅れ破壊特性および強度の観点から、旧オーステナイト粒の平均粒径（旧γ粒径）は、１１．０μｍ未満である。この平均粒径は、好ましくは１０μｍ以下であり、より好ましくは７．０μｍ以下であり、さらに好ましくは５．０μｍ以下である。
鋼組織におけるマルテンサイトの面積率が９５％以上の鋼では、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オーステナイト粒界上と考えられる。粒界破壊の抑制には旧オーステナイト粒の微細化が有効であり、旧オーステナイト粒の微細化により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オーステナイト粒の微細化により旧オーステナイト粒界の面積率が増加し、粒界脆化元素であるＰ等の不純物元素の旧オーステナイト粒界上での濃度が低下することが考えられる。また、旧オーステナイト粒の微細化は、引張強度の向上にも寄与する。耐遅れ破壊特性および強度の観点から、旧オーステナイト粒の平均粒径（旧γ粒径）は、１１．０μｍ未満である。この平均粒径は、好ましくは１０μｍ以下であり、より好ましくは７．０μｍ以下であり、さらに好ましくは５．０μｍ以下である。
（構成３）円相当径５００ｎｍ以上である析出物の数密度Ａが下記の式を満たす。
Ａ（個／ｍｍ２）≦ ８．５×１０５×［Ｂ］ ・・・式（１）
ここで、［Ｂ］はＢの含有量（質量％）を表す。
ＴＳ≧１４７０ＭＰａの高い強度を有する鋼において粒界破壊を抑制するためには、旧オーステナイト粒の微細化に加えて、Ｂを粒界に偏析させて粒界を強化することが有効である。ただし、単なるＢ添加量の増加は、粒界偏析Ｂだけでなく遅れ破壊の起点となるＦｅ２３（Ｃ，Ｂ）６を主体としたＢ系析出物も増加させるため、耐遅れ破壊特性をむしろ低下させる。本発明者らは、熱間圧延条件の制御により円相当径５００ｎｍ以上の析出物の数密度Ａを低減し、下記の条件を満たすことでＢの粒界強化による耐遅れ破壊特性の向上と析出物起点の破壊の抑制を両立することが可能であることを見出した。
Ａ（個／ｍｍ２）≦ ８．５×１０５×［Ｂ］
好ましくは、Ａ（個／ｍｍ２）≦ ５．０×１０５×［Ｂ］であり、より好ましくは、Ａ（個／ｍｍ２）≦ ２．０×１０５×［Ｂ］である。
Ａ（個／ｍｍ２）≦ ８．５×１０５×［Ｂ］ ・・・式（１）
ここで、［Ｂ］はＢの含有量（質量％）を表す。
ＴＳ≧１４７０ＭＰａの高い強度を有する鋼において粒界破壊を抑制するためには、旧オーステナイト粒の微細化に加えて、Ｂを粒界に偏析させて粒界を強化することが有効である。ただし、単なるＢ添加量の増加は、粒界偏析Ｂだけでなく遅れ破壊の起点となるＦｅ２３（Ｃ，Ｂ）６を主体としたＢ系析出物も増加させるため、耐遅れ破壊特性をむしろ低下させる。本発明者らは、熱間圧延条件の制御により円相当径５００ｎｍ以上の析出物の数密度Ａを低減し、下記の条件を満たすことでＢの粒界強化による耐遅れ破壊特性の向上と析出物起点の破壊の抑制を両立することが可能であることを見出した。
Ａ（個／ｍｍ２）≦ ８．５×１０５×［Ｂ］
好ましくは、Ａ（個／ｍｍ２）≦ ５．０×１０５×［Ｂ］であり、より好ましくは、Ａ（個／ｍｍ２）≦ ２．０×１０５×［Ｂ］である。
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（圧延方向に平行であり、鋼板表面に垂直である断面（以下、圧延方向に平行な垂直断面とも記す。））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。
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（圧延方向に平行であり、鋼板表面に垂直である断面（以下、圧延方向に平行な垂直断面とも記す。））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。
円相当径５００ｎｍ以上である析出物の数密度Ａは、鋼板のＬ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を研磨後、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、このような析出物の個数を計測することで求めた。また、撮影する倍率は２０００倍である。また、個々の介在物粒子の成分分析を行う場合は、個々の介在物粒子を１００００倍に拡大して、上記の析出物を分析する。ここで、円相当径５００ｎｍ以上である析出物はＦｅ２３（Ｃ，Ｂ）６等のＢを含む析出物であり、加速電圧が３ｋＶのエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）による元素分析でＢのピークの有無を調べ、Ｂのピークがあるときは、上記の析出物が存在していると評価した。
なお、スラブ再加熱が十分でない場合、ＮｂやＴiを含有する析出物も増加し、これらの析出物も遅れ破壊特性に対して悪影響を及ぼす。
なお、円相当径とは、ＳＥＭ写真から算出される各析出物の面積を有する真円の直径のことを指す。
なお、スラブ再加熱が十分でない場合、ＮｂやＴiを含有する析出物も増加し、これらの析出物も遅れ破壊特性に対して悪影響を及ぼす。
なお、円相当径とは、ＳＥＭ写真から算出される各析出物の面積を有する真円の直径のことを指す。
引張強度（ＴＳ）：１４７０ＭＰａ以上
耐遅れ破壊特性の劣化は、鋼板の引張強度が１４７０ＭＰａ以上であると著しく顕在化する。引張強度が１４７０ＭＰａ以上であっても、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１４７０ＭＰａ以上であることが必要である。自動車用骨格部品の軽量化の観点から、１７００ＭＰａ以上であることが好ましい。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、鋼板の引張強度が１４７０ＭＰａ以上であると著しく顕在化する。引張強度が１４７０ＭＰａ以上であっても、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１４７０ＭＰａ以上であることが必要である。自動車用骨格部品の軽量化の観点から、１７００ＭＰａ以上であることが好ましい。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。
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、９００～１０００℃での滞留時間を２０秒以上１５０秒以下とし、仕上げ圧延温度を８５０℃以上とする条件で熱間仕上げ圧延を行い、仕上げ圧延温度から６５０℃まで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、６５０℃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８３０～９５０℃とし、上記冷延鋼板を、４００℃から上記焼鈍温度まで１．０℃／秒以上の平均加熱速度で加熱し、上記焼鈍温度で６００秒以下保持し、６８０℃以上の冷却開始温度から２６０℃以下の冷却停止温度まで７０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、その後、１５０～２６０℃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、９００～１０００℃での滞留時間を２０秒以上１５０秒以下とし、仕上げ圧延温度を８５０℃以上とする条件で熱間仕上げ圧延を行い、仕上げ圧延温度から６５０℃まで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、６５０℃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８３０～９５０℃とし、上記冷延鋼板を、４００℃から上記焼鈍温度まで１．０℃／秒以上の平均加熱速度で加熱し、上記焼鈍温度で６００秒以下保持し、６８０℃以上の冷却開始温度から２６０℃以下の冷却停止温度まで７０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、その後、１５０～２６０℃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、析出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。
ここで、平均加熱速度とは、「（スラブ加熱完了時の温度（加熱保持温度）（℃）－スラブ加熱開始時の温度（℃）（１０００℃））／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、析出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。
ここで、平均加熱速度とは、「（スラブ加熱完了時の温度（加熱保持温度）（℃）－スラブ加熱開始時の温度（℃）（１０００℃））／加熱開始から加熱完了までの加熱時間（分）」である。
その後、スラブを９００～１０００℃で２０秒以上１５０秒以下滞留させる。９００～１０００℃の温度域における滞留時間の増加は、ＢＮを主体とした析出物を生成・粗大化させる。これらの温度域で生成する析出物は焼鈍加熱によって固溶しにくく、焼鈍後の固溶Ｂ量を低下させる。したがって、滞留時間が１５０秒超えでは、遅れ破壊の抑制に有効な固溶Ｂ量を得ることができない。そのため、滞留時間１５０秒以下であり、好ましくは１２０秒以下、より好ましくは、１００秒以下である。一方、滞留時間が２０秒未満では、組織が不均一となる可能性がある。そのため、滞留時間は２０秒以上であり、好ましくは、３０秒以上であり、より好ましくは、４０秒以上である。
熱間仕上げ圧延において、仕上げ圧延温度（ＦＴ）はＮｂ、Ｔｉ、Ｂ等の析出を抑制するため、８５０℃以上とする。好ましくは、仕上げ圧延温度は９３０℃以下である。
また、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、熱間圧延工程での平均冷却速度とは、「（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。
なお、熱間圧延工程での平均冷却速度とは、「（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。
上記の６５０℃までの冷却後、必要に応じて冷却して巻取りを行う。このとき、巻取り温度が６５０℃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６５０℃以下とする。好ましくは、巻取り温度は５００℃以上である。
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。
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。
Ｆｅ２３（Ｃ，Ｂ）６は焼鈍加熱中のフェライト域で生成し、粗大化するため、Ｆｅ２３（Ｃ，Ｂ）６を低減させ、Ｂによる粒界強化の効果を十分に得るためには４００℃以上での平均加熱速度を増加させることが極めて重要である。また、旧γ粒径を１１．０μｍ未満に微細化する観点からも加熱速度の増加が必要である。以上の観点から、４００℃以上での平均加熱速度は１．０℃／秒以上である。また、好ましくは、４００℃以上での平均加熱速度は１．５℃／秒以上であり、より好ましくは、３．０℃／秒以上である。
また、好ましくは、この平均加熱速度は１０℃／秒以下である。
なお、ここでの平均加熱速度とは、「後述の焼鈍温度（℃）－４００（℃））／４００℃から焼鈍温度までの加熱時間（分）」である。
焼鈍後に未固溶で残存するＦｅ２３（Ｃ，Ｂ）６などの析出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８３０℃以上とする必要がある。
一方、９５０℃超えの焼鈍では旧γ粒径が粗大になり狙いの組織が得られないため、焼鈍温度は９５０℃以下とする。また、９００℃超えの焼鈍ではＢＮが粒界に析出し、耐遅れ破壊特性が劣化することがあるため、より好ましくは９００℃以下である。焼鈍温度での均熱時間（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。好ましくは、この均熱時間は１０秒以上である。
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。
Ｆｅ２３（Ｃ，Ｂ）６は焼鈍加熱中のフェライト域で生成し、粗大化するため、Ｆｅ２３（Ｃ，Ｂ）６を低減させ、Ｂによる粒界強化の効果を十分に得るためには４００℃以上での平均加熱速度を増加させることが極めて重要である。また、旧γ粒径を１１．０μｍ未満に微細化する観点からも加熱速度の増加が必要である。以上の観点から、４００℃以上での平均加熱速度は１．０℃／秒以上である。また、好ましくは、４００℃以上での平均加熱速度は１．５℃／秒以上であり、より好ましくは、３．０℃／秒以上である。
また、好ましくは、この平均加熱速度は１０℃／秒以下である。
なお、ここでの平均加熱速度とは、「後述の焼鈍温度（℃）－４００（℃））／４００℃から焼鈍温度までの加熱時間（分）」である。
焼鈍後に未固溶で残存するＦｅ２３（Ｃ，Ｂ）６などの析出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８３０℃以上とする必要がある。
一方、９５０℃超えの焼鈍では旧γ粒径が粗大になり狙いの組織が得られないため、焼鈍温度は９５０℃以下とする。また、９００℃超えの焼鈍ではＢＮが粒界に析出し、耐遅れ破壊特性が劣化することがあるため、より好ましくは９００℃以下である。焼鈍温度での均熱時間（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。好ましくは、この均熱時間は１０秒以上である。
その後、フェライト、残留オーステナイトを低減し、マルテンサイトの面積率を９５％以上にするために、６８０℃以上の冷却開始温度から２６０℃以下の冷却停止温度までを７０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する。
ここで平均冷却速度とは、「６８０℃以上の冷却開始温度（℃）－２６０℃以下の冷却停止温度（℃））／６８０℃以上の冷却開始温度から２６０℃以下の冷却停止温度までの冷却時間（秒）」である。
冷却開始温度が６８０℃未満であると、マルテンサイトの面積率を９５％以上にすることができない。そのため、冷却開始温度が６８０℃以上とする。好ましくは、この冷却開始温度は、８００℃以下である。
平均冷却速度が７０℃／秒未満であると、フェライトやベイナイトが多量に生成し十分な強度が得られない。そのため、平均冷却速度は７０℃／秒以上とする。平均冷却速度は、好ましくは、７００℃／秒以上である。
また、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、残留オーステナイト、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。そのため、冷却停止温度は２６０℃以下とする。
マルテンサ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。優れた耐遅れ破壊特性と、引張強度１４７０ＭＰａ以上（ＴＳ≧１４７０ＭＰａ）を確保できるように、上記炭化物の生成を適正に制御する必要がある。
そのためには、１５０～２６０℃の保持温度で、保持時間を２０～１５００秒に制御する必要がある。
この保持温度が下限の１５０℃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。一方、この保持温度が上限の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。また、保持時間が１５００秒を超えると、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。したがって、本発明では、連続焼鈍において、１５０～２６０℃の保持温度で、２０～１５００秒保持する。
そのためには、１５０～２６０℃の保持温度で、保持時間を２０～１５００秒に制御する必要がある。
この保持温度が下限の１５０℃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。一方、この保持温度が上限の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。また、保持時間が１５００秒を超えると、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。したがって、本発明では、連続焼鈍において、１５０～２６０℃の保持温度で、２０～１５００秒保持する。
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％以上とするのが好ましい。また、スキンパス伸長率は０．６％以下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０．８μｍ以上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、鋼板の粗さＲａは１．８μｍ以下に調整することが好ましい。
また、得られた鋼板に、めっき処理を施してもよい。すなわち、連続焼鈍の後、鋼板表面にめっき処理を行ってもよい。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。
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、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、接合加工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、本発明の鋼板に対して、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む。
本発明の鋼板は、引張強さが１４７０ＭＰａ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、接合加工は、スポット溶接、アーク溶接等の一般的な溶接や、リベット接合、かしめ接合等を制限なく用いることができる。
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。
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９００～１０００℃での滞留時間、スラブを滞留させ、仕上げ圧延温度を８７０℃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、冷却して巻取り温度：５５０℃で巻き取ることで熱延鋼板とし、該熱延鋼板を圧下率（冷間圧延圧下率）：５０％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、４００℃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、表２に示す冷却開始温度から表２に示す冷却停止温度までを表２に示す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、冷却して巻取り温度：５５０℃で巻き取ることで熱延鋼板とし、該熱延鋼板を圧下率（冷間圧延圧下率）：５０％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、４００℃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、表２に示す冷却開始温度から表２に示す冷却停止温度までを表２に示す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。
また、Ｎｏ．１３については、得られた鋼板に対して、電気めっきを施し、Ｚｎめっき層が形成された鋼板を得た。
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。
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。
円相当径５００ｎｍ以上である析出物の数密度Ａは、鋼板のＬ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を研磨後、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、このような析出物の個数を計測することで求めた。また、撮影する倍率は２０００倍である。また、個々の介在物粒子の成分分析を行う場合は、個々の介在物粒子を１００００倍に拡大して、上記の析出物を分析した。ここで、円相当径５００ｎｍ以上である析出物はＦｅ２３（Ｃ，Ｂ）６等のＢを含む析出物であり、加速電圧が３ｋＶのエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）による元素分析でＢのピークの有無を調べ、Ｂのピークがあるときは、上記析出物が存在していると評価した。
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：１００ｍｍ、圧延方向：３０ｍｍとなる短冊試験片を採取して実施した。長さが１００ｍｍとなる長辺側の端面の切り出しはせん断加工とし、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％とし、レーキ角は１°とした。曲げ加工は、先端曲げ半径１０ｍｍで、曲げ頂点内側の角度が９０度（Ｖ曲げ）とした。ポンチは、先端半径が上記の先端曲げ半径Ｒと同じありＵ字形状（先端Ｒ部分が半円形状でポンチ胴部の厚さが２Ｒ）のものを用い、ダイは、コーナーＲが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（曲げ頂点内側の角度）が９０度（Ｖ字形状）となる様に成形した。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、０．１質量％のチオシアン酸アンモニウム水溶液と、ＭｃＩｌｖａｉｎｅ緩衝液を１：１で混合し、ｐＨを８．０に調整した溶液に浸漬して耐遅れ破壊特性評価試験を実施した。このとき、溶液の温度は２０℃とし、試験片の表面積１ｃｍ３あたりの液量は２０ｍｌとした。２４時間経過後に目視で確認できるレベル（長さ１ｍｍ以上）の亀裂の有無を確認し、亀裂が観察されなかったものは、耐遅れ破壊特性が優れると判断した。
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：１００ｍｍ、圧延方向：３０ｍｍとなる短冊試験片を採取して実施した。長さが１００ｍｍとなる長辺側の端面の切り出しはせん断加工とし、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％とし、レーキ角は１°とした。曲げ加工は、先端曲げ半径１０ｍｍで、曲げ頂点内側の角度が９０度（Ｖ曲げ）とした。ポンチは、先端半径が上記の先端曲げ半径Ｒと同じありＵ字形状（先端Ｒ部分が半円形状でポンチ胴部の厚さが２Ｒ）のものを用い、ダイは、コーナーＲが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（曲げ頂点内側の角度）が９０度（Ｖ字形状）となる様に成形した。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、０．１質量％のチオシアン酸アンモニウム水溶液と、ＭｃＩｌｖａｉｎｅ緩衝液を１：１で混合し、ｐＨを８．０に調整した溶液に浸漬して耐遅れ破壊特性評価試験を実施した。このとき、溶液の温度は２０℃とし、試験片の表面積１ｃｍ３あたりの液量は２０ｍｌとした。２４時間経過後に目視で確認できるレベル（長さ１ｍｍ以上）の亀裂の有無を確認し、亀裂が観察されなかったものは、耐遅れ破壊特性が優れると判断した。
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．１４（鋼Ｎ）はＣ含有量が本発明規定値の下限未満であり、ＴＳが不足していた。
Ｎｏ．１５（鋼Ｏ）はＣ含有量が本発明規定値の上限超えであり、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．１６（鋼Ｐ）はＰ含有量が本発明規定値の上限超えであり、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．１７（鋼Ｑ）はＳ含有量が本発明規定値の上限超えであり、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．１８（鋼Ｒ）はｓоｌ．Ａｌ含有量が本発明規定値の上限超えであり、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．１９（鋼Ｓ）はＮ含有量が本発明規定値の上限超えであり、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２０（鋼Ｔ）はＮｂ、Ｔｉ含有量が本発明規定値の下限未満であり、旧γ粒径が大きく、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２１（鋼Ｕ）はＮｂ、Ｔｉ含有量が本発明規定値の上限超えであり、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２２（鋼Ｖ）はＢ含有量が本発明規定値の上限超えであり、粗大な析出物が多く、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２３（鋼Ｗ）はＢ含有量が本発明規定値の下限未満であり、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２４（鋼Ａ）は加熱温度（スラブ表面温度（ＳＲＴ））が本発明規定値の下限未満であり、旧γ粒径が大きく、析出物の数密度Ａが過剰で、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２５（鋼Ａ）はスラブ加熱保持時間が本発明規定値の下限未満であり、旧γ粒径が大きく、析出物の数密度Ａが過剰で、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２６（鋼Ａ）は９００～１０００℃での滞留時間が本発明規定値の上限超えであり、析出物の数密度Ａ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Ａ）は焼鈍時の平均加熱速度が本発明規定値の下限未満であり、旧γ粒径が大きく、析出物の数密度Ａが過剰で、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２８（鋼Ａ）は焼鈍時の均熱時間が本発明規定値の上限超えであり、旧γ粒径が大きく、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２９（鋼Ａ）は焼鈍時の冷却開始温度が本発明規定値の下限未満であり、マルテンサイトの生成が十分でなく、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．３０（鋼Ａ）は焼鈍時の平均冷却速度が本発明規定値の下限未満であり、マルテンサイトの生成が十分でなく、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
一方、Ｎｏ．１４（鋼Ｎ）はＣ含有量が本発明規定値の下限未満であり、ＴＳが不足していた。
Ｎｏ．１５（鋼Ｏ）はＣ含有量が本発明規定値の上限超えであり、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．１６（鋼Ｐ）はＰ含有量が本発明規定値の上限超えであり、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．１７（鋼Ｑ）はＳ含有量が本発明規定値の上限超えであり、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．１８（鋼Ｒ）はｓоｌ．Ａｌ含有量が本発明規定値の上限超えであり、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．１９（鋼Ｓ）はＮ含有量が本発明規定値の上限超えであり、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２０（鋼Ｔ）はＮｂ、Ｔｉ含有量が本発明規定値の下限未満であり、旧γ粒径が大きく、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２１（鋼Ｕ）はＮｂ、Ｔｉ含有量が本発明規定値の上限超えであり、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２２（鋼Ｖ）はＢ含有量が本発明規定値の上限超えであり、粗大な析出物が多く、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２３（鋼Ｗ）はＢ含有量が本発明規定値の下限未満であり、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２４（鋼Ａ）は加熱温度（スラブ表面温度（ＳＲＴ））が本発明規定値の下限未満であり、旧γ粒径が大きく、析出物の数密度Ａが過剰で、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２５（鋼Ａ）はスラブ加熱保持時間が本発明規定値の下限未満であり、旧γ粒径が大きく、析出物の数密度Ａが過剰で、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２６（鋼Ａ）は９００～１０００℃での滞留時間が本発明規定値の上限超えであり、析出物の数密度Ａ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Ａ）は焼鈍時の平均加熱速度が本発明規定値の下限未満であり、旧γ粒径が大きく、析出物の数密度Ａが過剰で、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２８（鋼Ａ）は焼鈍時の均熱時間が本発明規定値の上限超えであり、旧γ粒径が大きく、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．２９（鋼Ａ）は焼鈍時の冷却開始温度が本発明規定値の下限未満であり、マルテンサイトの生成が十分でなく、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
Ｎｏ．３０（鋼Ａ）は焼鈍時の平均冷却速度が本発明規定値の下限未満であり、マルテンサイトの生成が十分でなく、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。
また、本発明例の鋼板を用いて、成形加工を施して得た部材、接合加工を施して得た部材は、本発明例の鋼板が高強度であり、優れた耐遅れ破壊特性を有していることから、本発明例の鋼板と同様に、高強度であり、優れた耐遅れ破壊特性を有することがわかった。
Claims (9)
- 質量％で、
Ｃ：０．１５％以上０．４５％以下、
Ｓｉ：１．５％以下、
Ｍｎ：１．７％以下、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００２０％未満、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．２０％以下、
Ｎ：０．００５％以下、
Ｂ：０．００１５％以上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％以下である組織を有し、
旧オーステナイト粒の平均粒径が１１．０μｍ未満であり、
円相当径５００ｎｍ以上である析出物の数密度Ａが下記の式（１）を満たす鋼板。
Ａ（個／ｍｍ２）≦ ８．５×１０５×［Ｂ］ ・・・式（１）
ここで、［Ｂ］はＢの含有量（質量％）を表す。 - 前記成分組成として、以下の（Ａ）～（Ｄ）から選んだ１つまたは２つ以上を含有する、請求項１に記載の鋼板。
（Ａ）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、
（Ｂ）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、
（Ｃ）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、
（Ｄ）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 - 鋼板表面にめっき層を有する、請求項１または２に記載の鋼板。
- 請求項１または２に記載の鋼板を用いてなる部材。
- 請求項３に記載の鋼板を用いてなる部材。
- 請求項１または２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、
９００～１０００℃での滞留時間を２０秒以上１５０秒以下で、仕上げ圧延温度を８５０℃以上とした条件で熱間仕上げ圧延を行い、
前記仕上げ圧延温度から６５０℃まで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、６５０℃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８３０～９５０℃とし、前記冷延鋼板を、４００℃から前記焼鈍温度まで１．０℃／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、
６８０℃以上の冷却開始温度から２６０℃以下の冷却停止温度まで７０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、
その後、１５０～２６０℃の保持温度で２０～１５００秒保持する連続焼鈍を行う、マルテンサイトの組織全体に対する面積率が９５％以上１００％以下である組織を有し、旧オーステナイト粒の平均粒径が１１．０μｍ未満であり、円相当径５００ｎｍ以上である析出物の数密度Ａが下記の式（１）を満たす、鋼板の製造方法。
Ａ（個／ｍｍ ２ ）≦ ８．５×１０ ５ ×［Ｂ］ ・・・式（１）
ここで、［Ｂ］はＢの含有量（質量％）を表す。 - 前記連続焼鈍の後、鋼板表面にめっき処理を行う、請求項６に記載の鋼板の製造方法。
- 請求項１または２に記載の鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
- 請求項３に記載の鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2021123189 | 2021-07-28 | ||
| JP2021123189 | 2021-07-28 | ||
| PCT/JP2022/024963 WO2023008002A1 (ja) | 2021-07-28 | 2022-06-22 | 鋼板、部材およびそれらの製造方法 |
Publications (3)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPWO2023008002A1 JPWO2023008002A1 (ja) | 2023-02-02 |
| JP7226673B1 true JP7226673B1 (ja) | 2023-02-21 |
| JPWO2023008002A5 JPWO2023008002A5 (ja) | 2023-07-04 |
Family
ID=85086676
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2022559511A Active JP7226673B1 (ja) | 2021-07-28 | 2022-06-22 | 鋼板、部材およびそれらの製造方法 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP4350015A1 (ja) |
| JP (1) | JP7226673B1 (ja) |
| KR (1) | KR20240024946A (ja) |
| CN (1) | CN117677725A (ja) |
| WO (1) | WO2023008002A1 (ja) |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2018062381A1 (ja) * | 2016-09-28 | 2018-04-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼板およびその製造方法 |
| WO2020170667A1 (ja) * | 2019-02-21 | 2020-08-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 熱間プレス部材、熱間プレス用冷延鋼板およびそれらの製造方法 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4712882Y1 (ja) | 1968-08-13 | 1972-05-12 | ||
| 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 |
-
2022
- 2022-06-22 JP JP2022559511A patent/JP7226673B1/ja active Active
- 2022-06-22 EP EP22849077.7A patent/EP4350015A1/en active Pending
- 2022-06-22 WO PCT/JP2022/024963 patent/WO2023008002A1/ja active Application Filing
- 2022-06-22 KR KR1020247002166A patent/KR20240024946A/ko unknown
- 2022-06-22 CN CN202280050162.9A patent/CN117677725A/zh active Pending
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2018062381A1 (ja) * | 2016-09-28 | 2018-04-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼板およびその製造方法 |
| WO2020170667A1 (ja) * | 2019-02-21 | 2020-08-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 熱間プレス部材、熱間プレス用冷延鋼板およびそれらの製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| WO2023008002A1 (ja) | 2023-02-02 |
| JPWO2023008002A1 (ja) | 2023-02-02 |
| KR20240024946A (ko) | 2024-02-26 |
| EP4350015A1 (en) | 2024-04-10 |
| CN117677725A (zh) | 2024-03-08 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6388085B2 (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
| KR102226643B1 (ko) | 강판 및 그 제조 방법 | |
| EP2243852A1 (en) | High-strength hot-dip zinc coated steel sheet excellent in workability and process for production thereof | |
| US20220056549A1 (en) | Steel sheet, member, and methods for producing them | |
| US20220090247A1 (en) | Steel sheet, member, and methods for producing them | |
| WO2022185804A1 (ja) | 鋼板、部材およびそれらの製造方法 | |
| JP7140302B1 (ja) | 鋼板、部材およびそれらの製造方法 | |
| JP7136335B2 (ja) | 高強度鋼板及びその製造方法 | |
| CN114929918B (zh) | 热轧钢板及其制造方法 | |
| JP7226673B1 (ja) | 鋼板、部材およびそれらの製造方法 | |
| JP7226672B1 (ja) | 鋼板、部材およびそれらの製造方法 | |
| JP7140301B1 (ja) | 鋼板、部材およびそれらの製造方法 | |
| JP7111280B1 (ja) | 鋼板、部材およびそれらの製造方法 | |
| WO2023162190A1 (ja) | 鋼板、部材、それらの製造方法、冷延鋼板用熱延鋼板の製造方法及び冷延鋼板の製造方法 | |
| CN116897217A (zh) | 钢板、构件和它们的制造方法 | |
| US20240132986A1 (en) | Steel sheet, member, and methods for manufacturing the same | |
| KR20240025615A (ko) | 강판 및 그 제조 방법 | |
| WO2021070640A1 (ja) | 高強度鋼板および衝撃吸収部材ならびに高強度鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20221006 |
|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20221006 |
|
| A871 | Explanation of circumstances concerning accelerated examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A871 Effective date: 20221006 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20221101 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20221206 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20230110 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20230123 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 7226673 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |