JPWO2020129402A1 - 鋼板、部材およびこれらの製造方法 - Google Patents

鋼板、部材およびこれらの製造方法 Download PDF

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Abstract

ＴＳ≧１３２０ＭＰａを有し、切断端面そのものに生じる遅れ破壊に対しても優れた抑制効果を付与できる鋼板、部材およびこれらの製造方法を提供する。鋼板であって、特定の成分組成と、マルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率が９５％以上１００％以下であり、残部がフェライトおよび残留オーステナイトのうちから選ばれる１種以上であり、介在物粒子間の最短距離が１０μｍより長い長軸長さが２０μｍ以上８０μｍ以下の介在物粒子および長軸長さが０．３μｍ以上である介在物粒子であって介在物粒子間の最短距離が１０μｍ以下である２以上の介在物からなる介在物粒子群の長軸長さが２０μｍ以上８０μｍ以下の介在物粒子群の密度が５個／ｍｍ２以下である組織と、を有し、鋼板表面から板厚方向に１／４位置から３／４位置までにおける局所Ｐ濃度が０．０６０質量％以下であり、前記位置範囲におけるＭｎ偏析度が１．５０以下であり、引張強度が１３２０ＭＰａ以上である。［％Ｔｉ］＋［％Ｎｂ］＞０．００７・・・（１）［％Ｔｉ］×［％Ｎｂ］２≦７．５×１０−６・・・（２）上記（１）、（２）式の［％Ｎｂ］、［％Ｔｉ］は鋼中のＮｂ、Ｔｉの含有量（％）である。

Description

本発明は、自動車、家電等において冷間プレス成形工程を経て使用される冷間プレス成形用高強度鋼板、部材およびこれらの製造方法に関する。
近年、自動車車体軽量化ニーズの更なる高まりから、センターピラーＲ／Ｆ（レインフォースメント）等の車体骨格部品やバンパー、インパクトビーム部品等へのＴＳが１３２０〜１４７０ＭＰａ級の高強度鋼板の適用が進みつつある。さらなる軽量化の観点から１．８ＧＰａ級もしくはそれ以上の高強度化の検討も開始されつつある。従来は、熱間でプレスするホットプレスによる高強度化が検討されてきたが、最近ではコストおよび生産性の観点から改めて冷間プレスでの高強度鋼の適用が検討されつつある。
しかしながら、ＴＳが１３２０ＭＰａ級以上の高強度鋼板を冷間プレスで成形して部品とした場合、部品内での残留応力の増加や、素材そのものの耐遅れ破壊特性の悪化により、遅れ破壊が顕在化する。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、水素が鋼板内に侵入し、原子間結合力を低下させることや局所的な変形を生じさせることで微小亀裂が生じ、それが進展することで破壊に至る現象である。このような破壊は、実部品においてはせん断や打抜きにより切断される鋼板の端面から生じることがほとんどである。このため、実部品における目視可能な１ｍｍ以上の割れを伴う鋼板母材の耐遅れ破壊特性を改善する試みが多くなされてきた。一方、切断端面に生じる数１００μｍの微小な遅れ破壊についてはこれまで問題視されていなかった。しかし、こうした微小な遅れ破壊についても疲労特性や塗装密着性を低下させ、これにより、部品性能に悪影響を与える恐れがある。このため、鋼板母材だけでなく切断端面の耐遅れ破壊特性に優れた鋼板が求められている。
鋼板の耐遅れ破壊特性を改善する技術については種々開示されている。例えば、同一強度であれば添加元素が多いほど耐遅れ破壊特性が低下するという結果に基づき、特許文献１には、Ｃ：０．００８〜０．１８％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１．２〜１．８％、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｏ：０．００５％以下を含み、ＣｅｑとＴＳの関係がＴＳ≧２２７０×Ｃｅｑ＋２６０、Ｃｅｑ≦０．５、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６を満たし、ミクロ組織が体積率８０％以上のマルテンサイトで構成される耐遅れ破壊特性に優れた超高強度鋼板が開示されている。
特許文献２、３、４には、鋼中のＳを一定水準まで低減させ、Ｃａを添加することで耐水素誘起割れを防止する技術が開示されている。
特許文献５には、Ｃ：０．１〜０．５％、Ｓｉ：０．１０〜２％、Ｍｎ：０．４４〜３％、Ｎ：０．００８％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有する鋼において、Ｖ：０．０５〜２．８２％、Ｍｏ：０．１％以上３．０％未満、Ｔｉ：０．０３〜１．２４％、Ｎｂ：０．０５〜０．９５％の１種または２種以上を含有させ水素のトラップサイトとなる微細な合金炭化物を分散させることで耐遅れ破壊特性を改善させる技術が開示されている。
特許文献６には、Ｃ：０．１５％以上０．４０％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：０．９〜１．７％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００２０％未満、ｓｏｌ．Ａｌ：０．２％以下、Ｎ：０．００５５％未満およびＯ：０．００２５％以下を含有し、粗大介在物低減と炭化物の微細分散により耐遅れ破壊特性を改善させる技術が開示されている。
特許文献７には、マルテンサイト単相組織を有した鋼板にレベラー加工を施すことで残留応力を低減し切断端面に生じる遅れ破壊を抑制する技術が開示されている。
特許文献８には、面積率で９０％以上のマルテンサイトおよび０．５％以上の残留オーステナイトを有したＴＳ≧１４７０ＭＰａであって切断端面の耐遅れ破壊特性に優れる超高強度鋼板が開示されている。
特許第３５１４２７６号公報 特許第５４２８７０５号公報 特開昭５４−３１０１９号公報 特許第５８２４４０１号公報 特許第４４２７０１０号公報 特許第６１１２２６１号公報 特開２０１５−１５５５７２号公報 特開２０１６−１５３５２４号公報
しかしながら、特許文献１〜６に開示された技術は、いずれも鋼板母材に生じる数ｍｍの大きな遅れ破壊に起因した亀裂を抑制するものであり、切断端面そのものに生じる数１００μｍの微小な遅れ破壊に起因した亀裂を十分に抑制できるものではない。また、特許文献７に開示された技術では鋼板母材にレベラー加工を施す必要があり、レベラーによって導入された加工歪によって曲げ性が低下することを通じて、鋼板母材に生じる遅れ破壊特性を悪化させる恐れがある。さらに、切断後に厳しい冷間加工がなされる自動車部品において、特許文献８に開示された残留オーステナイトを分散させた鋼は、部品成形後に残留オーステナイトが硬質なマルテンサイトに変態し鋼板母材の耐遅れ破壊特性を悪化させる恐れがある。本発明は、このような課題を解決するためになされたものであり、ＴＳ≧１３２０ＭＰａを有し、鋼板母材に生じる遅れ破壊だけでなく切断端面そのものに生じる遅れ破壊に対しても優れた抑制効果を付与できる鋼板、部材およびこれらの製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記の課題を解決するために誠意検討を重ねたところ、以下の知見を得た。
１）ＴＳ≧１３２０ＭＰａの超高強度鋼板の打ち抜き端面の耐遅れ破壊特性は、従来曲げ性に悪影響を与えるとされてきた直径１００μｍ以上の介在物の低減だけでは不十分であり、個々の粒子は微細であっても、１個以上の介在物粒子から構成され、長軸の長さが２０〜８０μｍである介在物群が、打ち抜き端面の耐遅れ破壊特性に顕著に悪影響を与えることが判明した。この介在物群を構成する個々の介在物粒子は主にＭｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃａ、ＲＥＭ系の硫化物、Ａｌ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｎａ系の酸化物、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、Ａｌ系の窒化物、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｍｏ系の炭化物、これらが複合析出した介在物であり、鉄系の炭化物は含まれない。
２）２０〜８０μｍの長さの介在物群を適切に制御するには、鋼中のＮ、Ｓ、Ｏ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉの含有量とスラブ加熱温度、加熱保持時間の適正化が必要であることが判明した。
３）切断端面に生じる遅れ破壊は、旧オーステナイト粒界に偏析したＰによる粒界強度の低下が主要因の一つであり、Ｐの含有量そのものを低減するだけでなくその濃度分布を制御することが重要である。
４）さらに、板厚中心付近にＭｎの濃化領域が存在する場合、ＭｎＳを主体とした介在物の形成や素材強度の増大を通じて切断端面の遅れ破壊特性が悪化するので、Ｍｎの濃度分布を制御することも重要である。
本発明は以上の知見に基づきなされたものであり、具体的には以下のものを提供する。
［１］質量％で、Ｃ：０．１３％以上０．４０％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．７％以下、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００２０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．２０％以下、Ｎ：０．００５５％未満、Ｏ：０．００２５％以下、Ｎｂ：０．００２％以上０．０３５％以下、Ｔｉ：０．００２％以上０．１０％以下、Ｂ：０．０００２％以上０．００３５％以下を含有するとともに、下記（１）、（２）式を満足し、残部が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合計の面積率が９５％以上１００％以下であり、残部がフェライトおよび残留オーステナイトのうちから選ばれる１種以上であり、介在物粒子間の最短距離が１０μｍより長い長軸長さが２０μｍ以上８０μｍ以下の介在物粒子の密度と、長軸長さが０．３μｍ以上である介在物粒子であって介在物粒子間の最短距離が１０μｍ以下である２以上の介在物からなる介在物粒子群の長軸長さが２０μｍ以上８０μｍ以下の介在物粒子群の密度との合計が５個／ｍｍ２以下である組織と、を有し、鋼板表面から板厚方向に１／４位置から３／４位置までにおける局所Ｐ濃度が０．０６０質量％以下であり、前記位置範囲におけるＭｎ偏析度が１．５０以下であり、引張強度が１３２０ＭＰａ以上である、鋼板。
［％Ｔｉ］＋［％Ｎｂ］＞０．００７・・・（１）
［％Ｔｉ］×［％Ｎｂ］２≦７．５×１０−６・・・（２）
上記（１）、（２）式の［％Ｎｂ］、［％Ｔｉ］は鋼中のＮｂ、Ｔｉの含有量（％）である。
［２］前記成分組成は、さらに質量％で、Ｃｕ：０．０１％以上１％以下、Ｎｉ：０．０１％以上１％以下のうちから選ばれる１種以上を含有する、［１］に記載の鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに質量％で、Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．３％未満、Ｖ：０．００３％以上０．４５％以下、Ｚｒ：０．００５％以上０．２％以下、Ｗ：０．００５％以上０．２％以下のうちから選ばれる１種以上を含有する、［１］または［２］に記載の鋼板。
［４］前記成分組成は、さらに質量％で、Ｓｂ：０．００２％以上０．１％以下、Ｓｎ：０．００２％以上０．１％以下のうちから選ばれる１種以上を含有する、［１］から［３］の何れか１つに記載の鋼板。
［５］前記成分組成は、さらに質量％で、Ｃａ：０．０００２％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００２％以上０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０００２％以上０．０１％以下のうちから選ばれる１種以上を含有する、［１］から［４］の何れか１つに記載の鋼板。
［６］表面に亜鉛めっき層を有する、［１］から［５］の何れか１つに記載の鋼板。
［７］［１］から［５］の何れか１つに記載の成分組成を有する溶鋼からスラブを連続鋳造するに際し、鋳造温度と凝固温度の差を１０℃以上４０℃以下とし、２次冷却帯における凝固シェル表層部温度が９００℃となるまで比水量が０．５Ｌ／ｋｇ以上２．５Ｌ／ｋｇ以下となるように冷却して、曲げ部および矯正部を６００℃以上１１００℃以下で通過させ、その後、スラブの表面温度を１２２０℃以上として３０分以上保持し、その後、熱間圧延することで熱延鋼板とし、該熱延鋼板を４０％以上の冷間圧延率で冷間圧延して冷延鋼板とし、該冷延鋼板を８００℃以上で２４０秒以上均熱処理し、６８０℃以上の温度から２６０℃以下の温度までを７０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、必要に応じて再加熱を行い、その後、１５０〜２６０℃の温度域で２０〜１５００秒保持する連続焼鈍を行う、鋼板の製造方法。
［８］前記連続焼鈍の後、めっき処理を行う、［７］に記載の鋼板の製造方法。
［９］［１］から［６］のいずれか１つに記載の鋼板が、成形加工および溶接の少なくとも一方がされてなる、部材。
［１０］［７］または［８］に記載の鋼板の製造方法によって製造された鋼板を、成形加工および溶接の少なくとも一方を行う工程を有する、部材の製造方法。
本発明によれば、鋼板母材に生じる遅れ破壊だけでなく切断端面そのものの耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板が得られる。この特性の改善により、せん断や打ち抜き加工を伴う冷間プレス成形用途での高強度鋼板の適用が可能になり、部材強度の向上や軽量化に貢献できる。
図１は、端面のせん断加工を説明する模式図である。
以下、本発明の実施形態について説明する。本発明は、以下の実施形態に限定されない。まず、本実施形態に係る鋼板の成分組成について説明する。成分組成の説明における元素の含有量の単位の「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．１３％以上０．４０％以下
Ｃは、焼入れ性を向上させて９５％以上がマルテンサイトもしくはベイナイトである組織を得るために含有される。Ｃは、マルテンサイトもしくはベイナイトの強度を上昇させ、ＴＳ≧１３２０ＭＰａを確保するために含有される。Ｃは、マルテンサイト、ベイナイト内部に水素のトラップサイトとなる微細な炭化物を生成させるために含有される。Ｃの含有量が０．１３％未満となると優れた耐遅れ破壊特性を維持して所定の強度を得ることができない。したがって、Ｃの含有量は０．１３％以上である必要がある。優れた耐遅れ破壊特性を維持してＴＳ≧１４７０ＭＰａを得るために、Ｃの含有量は０．１８％以上であることが好ましく、０．１９％以上であることがより好ましい。一方、Ｃの含有量が０．４０％を超えると強度が高くなり過ぎて十分な耐遅れ破壊特性を得ることが難しくなる。したがって、Ｃの含有量は、０．４０％以下である必要がある。Ｃの含有量は０．３８％以下であることが好ましく、０．３４％以下であることがより好ましい。
Ｓｉ：１．５％以下
Ｓｉは、固溶強化による強化元素として含有される。Ｓｉは、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ために含有される。Ｓｉは、板厚中央部でのＭｎ偏析を軽減してＭｎＳの生成を抑制するために含有される。Ｓｉの下限は規定しなくてよいが、上記効果を得るためにＳｉの含有量は０．０２％以上であることが好ましく、０．１％以上であることがより好ましい。一方、Ｓｉの含有量が１．５％を超えると、Ｓｉの偏析量が多くなり、耐遅れ破壊特性が悪化する。Ｓｉの含有量が１．５％を超えると熱延、冷延での圧延荷重が著しく増加する。さらに、Ｓｉの含有量が１．５％を超えると鋼板の靭性も低下する。したがって、Ｓｉの含有量は１．５％以下である必要がある。Ｓｉの含有量は０．９％以下であることが好ましく、０．７％以下であることがより好ましい。
Ｍｎ：１．７％以下
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させ、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率を所定範囲にするために含有される。また、Ｍｎは、鋼中のＳをＭｎＳとして固定し、熱間脆性を軽減するために含有される。Ｍｎは、板厚中央部でのＭｎＳの生成・粗大化を助長する元素であり、Ａｌ２Ｏ３、（Ｎｂ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）、ＴｉＮ、ＴｉＳ等の介在物粒子と複合して析出するが、Ｍｎの偏析状態を制御することでこれらを回避できる。ただし、溶接の安定性を維持するために、Ｍｎの含有量は１．７％以下である必要がある。Ｍｎの含有量は１．６％以下であることが好ましく、１．５％以下であることがより好ましい。一方、Ｍｎの下限は、特に限定しなくてよいが、工業的に安定して所定のマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率を確保するために、Ｍｎの含有量は０．２％以上であることが好ましく、０．４％以上であることがより好ましい。
Ｐ：０．０１０％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悪化する。したがって、Ｐの含有量は０．０１０％以下である必要がある。Ｐの含有量は０．００８％以下であることが好ましく、０．００６％以下であることがより好ましい。Ｐの下限は規定しなくてよいが、鋼板のＰの含有量を０．００２％未満とするには精錬に多大な負荷が生じ、生産能率が低下する。したがって、Ｐの含有量は、０．００２％以上であることが好ましい。
Ｓ：０．００２０％以下
Ｓは、ＭｎＳ、ＴｉＳ、Ｔｉ（Ｃ、Ｓ）等の形成を通じて耐遅れ破壊特性に大きな影響を与えるので、精密に制御される必要がある。従来から曲げ性などに悪影響を与えるとされてきた８０μｍ超えの粗大なＭｎＳの低減だけでは不十分であり、ＭｎＳがＡｌ２Ｏ３、（Ｎｂ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｎ）、ＴｉＮ、ＴｉＳ等の介在物粒子と複合して析出した介在物粒子も低減させて、鋼板の組織を調整する必要がある。この調整により、優れた耐遅れ破壊特性が得られる。このように、介在物群による弊害を軽減するために、Ｓの含有量は、０．００２０％以下である必要がある。耐遅れ破壊特性をさらに改善するために、Ｓの含有量は０．００１０％以下であることが好ましく、０．０００６％以下であることがより好ましい。Ｓの下限は規定しなくてよいが、鋼板のＳの含有量を０．０００２％未満にするには精錬に多大な負荷が生じ、生産能率が低下する。したがって、Ｓの含有量は、０．０００２％以上であることが好ましい。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．２０％以下
Ａｌは、十分な脱酸を行い、鋼中の介在物を低減するために添加される。ｓｏｌ．Ａｌの下限は規定しなくてよいが、安定して脱酸を行うために、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は０．０１％以上であることが好ましく、０．０２％以上であることがより好ましい。一方、ｓｏｌ．Ａｌの含有量が０．２０％を超えると、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、耐遅れ破壊特性が悪化する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は０．２０％以下である必要がある。ｓｏｌ．Ａｌの含有量は０．１０％以下であることが好ましく、０．０５％以下であることがより好ましい。
Ｎ：０．００５５％未満
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、これらの介在物が形成されると目標とする組織に調整できなくなり、耐遅れ破壊特性が悪化する。したがって、Ｎの含有量は０．００５５％未満である必要がある。Ｎの含有量は０．００５０％以下であることが好ましく、０．００４５％以下であることがより好ましい。Ｎの下限は規定しなくてよいが、生産能率の低下を抑制するために、Ｎの含有量は０．０００５％以上であることが好ましい。
Ｏ：０．００２５％以下
Ｏは、鋼中で直径１〜２０μｍのＡｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２、ＣａＯ、ＭｇＯ等の粒状の酸化物系介在物を形成したり、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎａ、Ｃａ、Ｍｇ等が複合し低融点化した介在物を形成したりする。これらの介在物が形成されると耐遅れ破壊特性が悪化する。これらの介在物は、せん断破面の平滑度を悪化させ、局所的な残留応力を増加させるので、介在物単体で耐遅れ破壊特性を悪化させる。このような悪影響を小さくするため、Ｏの含有量は０．００２５％以下である必要がある。Ｏの含有量は０．００１８％以下であることが好ましく、０．００１０％以下であることがより好ましい。Ｏの下限は規定しなくてよいが、生産能率の低下を抑制するために、Ｏの含有量は０．０００５％以上であることが好ましい。
Ｎｂ：０．００２％以上０．０３５％以下
Ｎｂは、マルテンサイトやベイナイトの内部構造の微細化を通じて高強度化に寄与するとともに耐遅れ破壊特性を改善する。このような効果を得るために、Ｎｂの含有量は０．００２％以上である必要がある。Ｎｂの含有量は０．００４％以上であることが好ましく、０．００６％以上であることがより好ましい。一方、Ｎｂの含有量が０．０３５％を超えると圧延方向に点列状に分布したＮｂ系の介在物群が多量に生成し、耐遅れ破壊特性に悪影響を及ぼすことが考えられる。このような悪影響を小さくするために、Ｎｂの含有量は０．０３５％以下である必要がある。Ｎｂの含有量は０．０２５％以下であることが好ましく、０．０２０％以下であることがより好ましい。
Ｔｉ：０．００２％以上０．１０％以下
Ｔｉは、マルテンサイトやベイナイトの内部構造の微細化を通じて高強度化に寄与する。Ｔｉは、水素トラップサイトとなる微細なＴｉ系炭化物・炭窒化物の形成を通じて耐遅れ破壊特性を改善する。さらに、Ｔｉは鋳造性を改善する。このような効果を得るために、Ｔｉの含有量は０．００２％以上である必要がある。Ｔｉの含有量は０．００６％以上であることが好ましく、０．０１０％以上であることがより好ましい。一方、Ｔｉの含有量が過剰になると圧延方向に点列状に分布したＴｉ系の介在物粒子群が多量に生成し、耐遅れ破壊特性に悪影響を及ぼすことが考えられる。このような悪影響を小さくするために、Ｔｉの含有量は０．１０％以下である必要がある。Ｔｉの含有量は０．０６％以下であることが好ましく、０．０３％以下であることがより好ましい。
Ｂ：０．０００２％以上０．００３５％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やベイナイトを生成させる。このようなＢの効果を得るために、Ｂの含有量は０．０００２％以上である必要がある。Ｂの含有量は０．０００５％以上であることが好ましく、０．００１０％以上であることがより好ましい。Ｎを固定する観点から、Ｂは０．００２％以上のＴｉと複合添加されることが好ましい。一方、Ｂの含有量が０．００３５％を超えると、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が残存して耐遅れ破壊特性が悪化する。したがって、Ｂの含有量は０．００３５％以下である必要がある。Ｂの含有量は０．００３０％以下であることが好ましく、０．００２５％以下であることがより好ましい。
ＴｉおよびＮｂ：下記（１）（２）式を満足
［％Ｔｉ］＋［％Ｎｂ］＞０．００７・・・（１）
［％Ｔｉ］×［％Ｎｂ］２≦７．５×１０−６・・・（２）
上記（１）、（２）式の［％Ｎｂ］、［％Ｔｉ］は鋼中のＮｂ、Ｔｉの含有量（％）である。
Ｔｉ、Ｎｂ添加による集合組織制御や微細析出物による水素トラップの効果を確保しつつ、これらの粗大析出物による遅れ破壊特性悪化の影響を小さくするには、Ｔｉ、Ｎｂの含有量を所定範囲に制御する必要がある。
Ｔｉ、Ｎｂ添加による集合組織制御の効果や微細析出物による水素トラップの効果を得るために、ＮｂとＴｉは上記（１）式を満足する必要がある。特に０．２１％以上のＣを含有する鋼ではＮｂの固溶限界量が小さく、ＮｂとＴｉを複合で添加すると１２００℃以上の高温でも非常に安定な（Ｎｂ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）、（Ｎｂ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｓ）が生成しやすくなるので、Ｎｂ、Ｔｉの固溶限界量は極めて小さくなる。このような固溶限界量の減少が原因で生じる未固溶析出物を低減させるために、ＮｂとＴｉは上記（２）式を満足する必要がある。
本実施形態に係る鋼板は、必要に応じて以下の元素から選ばれる１種以上を含有してもよい。
Ｃｕ：０．０１％以上１％以下
Ｃｕは、自動車の使用環境での耐食性を向上させる元素である。Ｃｕを含有することにより、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得られる。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るので、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、製造コストを削減できる。これらの効果を得るために、Ｃｕの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。鋼板の耐遅れ破壊特性をさらに向上させるために、Ｃｕの含有量は０．０５％以上であることがより好ましく、０．０８％以上であることがさらに好ましい。一方、Ｃｕの含有量が多くなりすぎると表面欠陥の原因となる場合がある。したがって、Ｃｕの含有量は１％以下であることが好ましい。Ｃｕの含有量は０．６％以下であることがより好ましく、０．３％以下であることがさらに好ましい。
Ｎｉ：０．０１％以上１％以下
Ｎｉは、耐食性を向上させる元素である。Ｎｉは、Ｃｕを含有する場合に生じやすい表面欠陥を低減する作用もある。したがって、Ｎｉの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。Ｎｉの含有量は０．０４％以上であることがより好ましく、０．０６％以上であることがさらに好ましい。一方、Ｎｉの含有量が多くなりすぎると加熱炉内でのスケール生成が不均一になり表面欠陥の原因になるとともに著しいコスト増となる。したがって、Ｎｉの含有量は１％以下であることが好ましい。Ｎｉの含有量は０．６％以下であることがより好ましく、０．３％以下であることがさらに好ましい。
本実施形態に係る鋼板は、さらに、必要に応じて以下の元素から選ばれる１種以上を含有してもよい。
Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。その効果を得るために、Ｃｒの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。Ｃｒの含有量は０．０４％以上であることがより好ましく、０．０８％以上であることがさらに好ましい。一方、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耐遅れ破壊特性を悪化させる場合がある。Ｃｒ含有量が１．０％を超えると耐孔食性を悪化させる場合もあり、化成処理性を悪化させる場合もある。したがって、Ｃｒ含有量は１．０％以下であることが好ましい。なお、Ｃｒの含有量が０．２％を超えると、耐遅れ破壊特性、耐孔食性および化成処理性が悪化し始める傾向にあるので、これらを抑制する観点から、Ｃｒ含有量は０．２％以下であることがより好ましく、０．１５％以下であることがさらに好ましい。
Ｍｏ：０．０１％以上０．３％未満
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、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元素でもあり、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を改善させる元素でもある。Ｔｉ、Ｎｂを多量に含有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悪化する。これに対し、Ｍｏの固溶限界量はＮｂ、Ｔｉと比べると大きく、Ｍｏ、ＴｉおよびＮｂを複合で含有すると析出物が微細化され、Ｍｏとこれらが複合した微細析出物が形成される。このため、少量のＮｂ、ＴｉおよびＭｏを含有することで、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でき、これにより、耐遅れ破壊特性が向上する。したがって、Ｍｏの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。Ｍｏの含有量は０．０４％以上であることがより好ましく、０．０８％以上であることがさらに好ましい。一方、Ｍｏの含有量が０．３％以上となると化成処理性を悪化させる場合がある。したがって、Ｍｏの含有量は０．３％未満であることが好ましい。Ｍｏの含有量は０．２％以下であることがより好ましく、０．１５％以下であることがさらに好ましい。
Ｖ：０．００３％以上０．４５％以下
Ｖは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、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元素でもあり、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を改善させる元素でもある。したがって、Ｖの含有量は０．００３％以上であることが好ましい。Ｖの含有量は０．００６％以上であることがより好ましく、０．０１０％以上であることがさらに好ましい。一方、Ｖの含有量が０．４５％を超えると鋳造性が著しく悪化する場合がある。したがって、Ｖの含有量は０．４５％以下であることが好ましい。Ｖの含有量は０．３０％以下であることがより好ましく、０．１５％以下であることがさらに好ましい。
Ｚｒ：０．００５％以上０．２％以下
Ｚｒは、旧オーステナイト粒径の微細化やそれによるマルテンサイトやベイナイトの内部構造単位であるブロックサイズ、ベイン粒径等の低減を通じて高強度化に寄与するとともに耐遅れ破壊特性を改善する元素である。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元素でもあり、鋳造性を改善する元素でもある。これらの効果を得るために、Ｚｒの含有量は０．００５％以上であることが好ましい。Ｚｒの含有量は０．００８％以上であることがより好ましく、０．０１０％以上であることがさらに好ましい。一方、Ｚｒの含有量が０．２％を超え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、耐遅れ破壊特性が悪化する場合がある。したがって、Ｚｒの含有量は０．２％以下であることが好ましい。Ｚｒの含有量は０．１５％以下であることがより好ましく、０．１０％以下であることがさらに好ましい。
Ｗ：０．００５％以上０．２％以下
Ｗは、水素のトラップサイトとなる微細なＷ系炭化物・炭窒化物の形成を通じて、高強度化とともに耐遅れ破壊特性の改善に寄与する元素である。したがって、Ｗの含有量は０．００５％以上であることが好ましい。Ｗの含有量は０．００８％以上であることがより好ましく、０．０１０％以上であることがさらに好ましい。一方、Ｗの含有量が０．２％を超えると、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、耐遅れ破壊特性が悪化する場合がある。したがって、Ｗの含有量は０．２％以下であることが好ましい。Ｗの含有量は０．１５％以下であることがより好ましく、０．１０％以下であることがより好ましい。
本実施形態に係る鋼板は、さらに、必要に応じて以下の元素から選ばれる１種以上を含有してもよい。
Ｓｂ：０．００２％以上０．１％以下
Ｓｂは、表層の酸化や窒化を抑制し、これによって、表層におけるＣやＢの含有量の低減を抑制する元素である。ＣやＢの含有量の低減が抑制されると表層のフェライト生成が抑制されるので、鋼板の高強度化と耐遅れ破壊特性が改善する。このため、Ｓｂの含有量は０．００２％以上であることが好ましい。Ｓｂの含有量は０．００４％以上であることがより好ましく、０．００６％以上であることがさらに好ましい。一方、Ｓｂの含有量が０．１％を超えると鋳造性が悪化するとともに、旧オーステナイト粒界にＳｂが偏析して耐遅れ破壊特性を悪化させる場合がある。したがって、Ｓｂ含有量は０．１％以下であることが好ましい。Ｓｂの含有量は０．０８％以下であることがより好ましく、０．０４％以下であることがさらに好ましい。
Ｓｎ：０．００２％以上０．１％以下
Ｓｎは、表層の酸化や窒化を抑制し、これによって、表層におけるＣやＢの含有量の低減を抑制する元素である。ＣやＢの含有量の低減が抑制されると表層のフェライト生成が抑制されるので、高強度化と耐遅れ破壊特性が改善する。したがって、Ｓｎの含有量は、０．００２％以上であることが好ましい。Ｓｎの含有量は０．００４％以上であることがより好ましく、０．００６％以上であることがさらに好ましい。一方、Ｓｎの含有量が０．１％を超えると、鋳造性が悪化するとともに、旧オーステナイト粒界にＳｎが偏析して耐遅れ破壊特性を悪化させる場合がある。したがって、Ｓｎの含有量は０．１％以下であることが好ましい。Ｓｎの含有量は０．０８％以下であることがより好ましく、０．０４％以下であることがさらに好ましい。
本実施形態に係る鋼板は、さらに、必要に応じて以下の元素から選ばれる１種以上を含有してもよい。
Ｃａ：０．０００２％以上０．００５０％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元素である。したがって、Ｃａの含有量は０．０００２％以上であることが好ましい。Ｃａの含有量は０．０００６％以上であることがより好ましく、０．００１０％以上であることがさらに好ましい。一方、Ｃａの含有量が０．００５０％を超えると表面品質や曲げ性を悪化させる場合がある。したがって、Ｃａの含有量は０．００５０％以下であることが好ましい。Ｃａの含有量は０．００４５％以下であることがより好ましく、０．００３５％以下であることがさらに好ましい。
Ｍｇ：０．０００２％以上０．０１％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元素である。したがって、Ｍｇの含有量は、０．０００２％以上であることが好ましい。Ｍｇの含有量は０．０００４％以上であることがより好ましく、０．０００６％以上であることがさらに好ましい。一方、Ｍｇの含有量が０．０１％を超えると表面品質や曲げ性を悪化させる場合がある。したがって、Ｍｇ含有量は０．０１％以下であることが好ましい。Ｍｇの含有量は０．００８％以下であることがより好ましく、０．００６％以下であることがさらに好ましい。
ＲＥＭ：０．０００２％以上０．０１％以下
ＲＥＭは、介在物を微細化し、破壊の起点を減少させることで曲げ性や耐遅れ破壊特性を改善する元素である。したがって、ＲＥＭの含有量は０．０００２％以上であることが好ましい。ＲＥＭの含有量は０．０００４％以上であることがより好ましく、０．０００６％以上であることがさらに好ましい。一方、ＲＥＭの含有量が０．０１％を超えると逆に介在物が粗大化し曲げ性や耐遅れ破壊特性が悪化する。したがって、ＲＥＭ含有量は０．０１％以下であることが好ましい。ＲＥＭの含有量は０．００８％以下であることがより好ましく、０．００６％以下であることがさらに好ましい。
本実施形態に係る鋼板は、上記成分組成を含有し、上記成分組成以外の残部はＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む。上記残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物であることが好ましい。
次に、本実施形態に係る鋼板の組織について説明する。本実施形態に係る鋼板の組織は、面積率で、マルテンサイトおよびベイナイトの合計が９５％以上１００％以下であり、残部がフェライトおよび残留オーステナイトのうちから選ばれる１種以上であり、かつ、介在物粒子間の最短距離が１０μｍより長い長軸長さが２０μｍ以上８０μｍ以下の介在物粒子、および、長軸長さが０．３μｍ以上である介在物粒子であって介在物粒子間の最短距離が１０μｍ以下である２以上の介在物からなる介在物粒子群の長軸長さが２０μｍ以上８０μｍ以下の介在物粒子群の密度が５個／ｍｍ２以下である。
マルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率：９５％以上１００％以下
残部：フェライトおよび残留オーステナイトのうちから選ばれる１種以上
ＴＳ≧１３２０ＭＰａの高い強度と優れた耐遅れ破壊特性を両立するために、マルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率は９５％以上である必要がある。マルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率は９７％以上であることが好ましく、９９％以上であることがより好ましい。マルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率がこれより少ないと、フェライトおよび残留オーステナイトのいずれかが多くなり、耐遅れ破壊特性が悪化する。面積率で５％以下となるマルテンサイトおよびベイナイト以外の残部はフェライトおよび残留オーステナイトのうちから選ばれる１種以上である。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。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。残部を含まず、マルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率が１００％であってもよく、マルテンサイト１００％（ベイナイト０％）、もしくはベイナイト１００％（マルテンサイト０％）であってもよい。
さらに、介在物粒子間の最短距離が１０μｍより長い長軸長さが２０μｍ以上８０μｍ以下の介在物粒子、および、長軸長さが０．３μｍ以上である介在物粒子であって介在物粒子間の最短距離が１０μｍ以下である２以上の介在物からなる介在物粒子群の長軸長さが２０μｍ以上８０μｍ以下の介在物粒子群の密度が５個／ｍｍ２以下である必要がある。介在物粒子の長軸の長さが０．３μｍ以上であるものに着目する理由は、０．３μｍ未満の介在物は、それらが集合しても耐遅れ破壊特性を悪化させないからである。なお、介在物粒子の長軸の長さとは、圧延方向における介在物粒子の長さを意味する。
このように介在物および介在物群を定義することで、耐遅れ破壊特性に影響を与える介在物および介在物群が適切に表現され、この定義に基づく介在物群の単位面積（ｍｍ２）当たりの個数を調整することで鋼板の耐遅れ破壊特性を改善できる。介在物の長手方向端部を中心点とした圧延方向に対して±１０°の扇形状の領域にある介在物粒子が耐遅れ破壊に影響するので、最短距離の測定は、当該領域にある介在物粒子を対象とする（本発明で規定する介在物粒子または介在物粒子群の一部が上記領域に含まれる場合には対象とする）。粒子間の最短距離とは、各粒子の外周上の点同士の最短距離を意味する。
介在物群を構成する介在物粒子の形状、状態については特に限定しないが、本実施形態に係る鋼板の介在物粒子は、通常、圧延方向に伸展した介在物粒子、または、圧延方向に点列状に分布した介在物である。ここで、「圧延方向に点列状に分布した介在物粒子」とは、圧延方向に点列状に分布した２個以上の介在物粒子から構成されるものを意味する。耐遅れ破壊特性を向上させるには、ＭｎＳや酸化物、窒化物から構成される介在物群を板厚表層から中央の各領域において十分に低減させる必要がある。ＴＳ≧１３２０ＭＰａの高強度鋼を使用した部品において当該介在物群の分布密度は５個／ｍｍ２以下である必要がある。これにより、本実施形態に係る鋼板のせん断端面からの亀裂発生を抑制できる。
介在物および介在物群の長軸の長さが２０μｍ未満の場合、当該介在物および介在物群は耐遅れ破壊特性にほとんど影響しないので着目する必要がない。長軸の長さが８０μｍ超の介在物および介在物群は、Ｓの含有量を０．００１０％未満とすることでほとんど形成されないので着目しなくてよい。
板厚１／４位置から３／４位置までにおける局所Ｐ濃度：０．０６０質量％以下
板厚１／４位置から３／４位置までにおけるＭｎ偏析度：１．５０以下
本実施形態に係る鋼板の組織において、板厚１／４位置から３／４位置までにおける局所Ｐ濃度を０．０６０質量％以下とし、板厚１／４位置から３／４位置までにおけるＭｎ偏析度を１．５０以下とすることは、せん断端面そのものに生じる遅れ破壊を抑制するために必要である。なお、本実施形態において、局所Ｐ濃度とは、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面におけるＰ濃化領域のＰ濃度を意味する。通常、Ｐ濃化領域は、圧延方向に伸びた分布をしており、溶鋼を鋳造する際に生じる凝固偏析に起因して板厚中心付近に多く見られる。このような、Ｐ濃化領域では、鋼の粒界強度が著しく低下しており、耐遅れ破壊特性が悪化した状態となっている。せん断端面そのものに生じる遅れ破壊は、せん断端面の板厚中心付近を起点として生じ、その破面は粒界破壊を示すことから、板厚中心におけるＰ濃化を軽減することはせん断端面そのものに生じる遅れ破壊を抑制するのに重要である。
Ｐ濃化領域のＰ濃度の測定は、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面の板厚１／４位置から３／４位置におけるＰの濃度分布を測定する。Ｐの最大濃度は、ＥＰＭＡの測定条件によって変化する。このため、本実施形態では、加速電圧１５ｋＶ、照射電流２．５μＡ、積算時間０．０２ｓ／点、プローブ径を１μｍ、測定ピッチ１μｍの一定条件で測定視野を１０視野として評価する。
局所Ｐ濃度の定量化は、Ｐ濃度のばらつきを除外して評価する目的で以下のようにデータ処理する。ＥＰＭＡを用いて測定されるＰ濃度分布において、板厚方向に１μｍ、圧延方向に５０μｍの領域の平均Ｐ濃度を計算し、板厚方向に平均Ｐ濃度のラインプロファイルを得る。このラインプロファイルにおけるＰの最大濃度をその視野における局所Ｐ濃度とする。同様の処理を任意の１０視野で行い局所Ｐ濃度の最大値を求める。ここで、Ｐ濃度を平均化する領域のサイズは以下のように決定する。Ｐ濃化域の厚みが数μｍと薄いので、十分な分解能を得るために板厚方向の平均化範囲は１μｍとする。圧延方向の平均化範囲はなるべく長い方が好ましいが、平均化範囲を５０μｍより長くすると、板厚方向のＰ濃度のばらつきの影響が顕在化する。このため、圧延方向の平均化範囲を５０μｍに設定した。圧延方向の平均化範囲を５０μｍにすることで、Ｐの濃化領域の変動の代表性を捉えることができる。
局所Ｐ濃度が大きいほど鋼板の脆性傾向が増加し、局所Ｐ濃度が０．０６０質量％を超えると、せん断端面そのものに生じる遅れ破壊が発生しやすくなる。したがって、局所Ｐ濃度は０．０６０質量％以下である必要がある。局所Ｐ濃度は０．０４０質量％以下であることが好ましく、０．０３０質量％以下であることがより好ましい。局所Ｐ濃度は小さい方が好ましいので、下限は規定しなくてよいが、実質的に、局所Ｐ濃度は０．０１０質量％以上であることが多い。
本実施形態においてＭｎ偏析度とは、鋼板の圧延方向に並行な板厚断面における平均のＭｎ濃度に対する局所Ｍｎ濃度の比を意味する。Ｐと同様にＭｎも板厚中心付近に偏析しやすい元素であり、Ｍｎが偏析したＭｎ濃化部は、ＭｎＳを主体とした介在物の形成や素材強度の増大を通じてせん断端面そのものの遅れ破壊特性を悪化させる。
Ｍｎ濃度は、ＥＰＭＡを用い、Ｐ濃度と同じ測定条件で測定する。なお、ＭｎＳなどの介在物が存在すると最大Ｍｎ偏析度が見かけ上大きくなるので、介在物が当たった場合にはその値は除いて評価する。ＥＰＭＡで測定されるＭｎ濃度分布において、板厚方向に１μｍ、圧延方向に５０μｍの領域の平均Ｍｎ濃度を計算し、板厚方向に平均Ｍｎ濃度のラインプロファイルを得る。そのラインプロファイルの平均値を平均のＭｎ濃度とし、最大値を局所Ｍｎ濃度とし、平均のＭｎ濃度に対する局所Ｍｎ濃度の比をＭｎ偏析度とする。
このＭｎ偏析度が１．５０を超えると、せん断端面そのものに生じる遅れ破壊が発生しやすくなる。したがって、Ｍｎの偏析度は１．５０以下である必要がある。Ｍｎの偏析度は１．３０以下であることが好ましく、１．２５以下であることがより好ましい。Ｍｎ偏析度の値は小さい方が好ましいので、Ｍｎ偏析度の下限は特に規定しなくてよいが、実質的にＭｎ偏析度は１．００以上であることが多い。
引張強度（ＴＳ）：１３２０ＭＰａ以上
耐遅れ破壊特性の悪化は、鋼板の引張強度が１３２０ＭＰａ以上となると著しく顕在化する。１３２０ＭＰａ以上でも、本実施形態に係る鋼板は、耐遅れ破壊特性が良好である点が特徴の一つである。このため、本実施形態に係る鋼板の引張強度は１３２０ＭＰａ以上である。
本実施形態に係る鋼板は、表面にめっき層を有してもよい。めっき層の種類は特に限定せず、Ｚｎめっき層、Ｚｎ以外の金属のめっき層のいずれであってもよい。めっき層はＺｎ等の主となる成分以外の成分を含んでもよい。亜鉛めっき層は、例えば、溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層である。溶融亜鉛めっき層は、合金化された合金化溶融亜鉛めっき層でもよい。
次いで、本実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。本実施形態に係る鋼板は、上記成分組成を有する溶鋼からスラブを連続鋳造するに際し、鋳造温度と凝固温度の差を１０℃以上４０℃以下とし、２次冷却帯における凝固シェル表層部温度が９００℃となるまで比水量が０．５Ｌ／ｋｇ以上２．５Ｌ／ｋｇ以下となるように冷却して、曲げ部および矯正部を６００℃以上１１００℃以下で通過させ、直接または一旦冷却した後、スラブの表面温度を１２２０℃以上として３０分以上保持し、その後、熱間圧延することで熱延鋼板とし、該熱延鋼板を４０％以上の冷間圧延率で冷間圧延して冷延鋼板とし、該冷延鋼板を８００℃以上で２４０秒以上均熱処理し、６８０℃以上の温度から２６０℃以下の温度まで７０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、必要に応じて再加熱を行い、その後、１５０〜２６０℃の温度域で２０〜１５００秒保持する連続焼鈍を行って製造される。
連続鋳造
溶鋼からスラブを鋳造するに際しては、幅方向の濃度不均一の制御と生産性を両立するため、湾曲型、垂直型または垂直曲げ型の連続鋳造機を使用することが好ましい。本実施形態に係る鋼板では、所定の局所Ｐ濃度およびＭｎ偏析度を得るために、ＰやＭｎの添加量を制限するだけでなく、鋳造温度や鋳造中の二次冷却における鋳型直下から凝固完了までの領域におけるスプレー冷却を制御することが重要である。
鋳造温度と凝固温度との差：１０℃以上４０℃以下
鋳造温度と凝固温度との差を小さくすることで凝固時に等軸晶の生成が促進され、Ｐ、Ｍｎ等の偏析が軽減される。この効果を十分に得るために、鋳造温度と凝固温度との差は４０℃以下である必要がある。鋳造温度と凝固温度との差は３５℃以下であることが好ましく、３０℃以下であることがより好ましい。一方、鋳造温度と凝固温度との差が１０℃未満となると、鋳造時のパウダーやスラグ等の巻込みによる欠陥が増加する懸念がある。したがって、鋳造温度と凝固温度との差は１０℃以上である必要がある。鋳造温度と凝固温度との差は１５℃以上であることが好ましく、２０℃以上であることがより好ましい。鋳造温度は、タンディッシュ内の溶鋼温度を実測することで求められる。凝固温度は、鋼の成分組成を実測して、下記（３）式で求められる。
凝固温度（℃）＝１５３９−（７０×［％Ｃ］＋８×［％Ｓｉ］＋５×［％Ｍｎ］＋３０×［％Ｐ］＋２５×［％Ｓ］＋５×［％Ｃｕ］＋４×［％Ｎｉ］＋１．５×［％Ｃｒ］）・・・（３）
上記（３）式において［％Ｃ］、[％Ｓｉ]、[％Ｍｎ]、[％Ｐ]、[％Ｓ]、[％Ｃｕ]、［％Ｎｉ］および［％Ｃｒ］は、鋼中の各元素の含有量（質量％）を意味する。
２次冷却帯における凝固シェル表層部温度が９００℃となるまで比水量：０．５Ｌ／ｋｇ以上２．５Ｌ／ｋｇ以下
凝固シェル表層部温度が９００℃となるまでの比水量が２．５L／ｋｇを超えると、鋳片のコーナー部が極端に過冷されて、周辺の高温部との熱膨張量の差に起因した引張応力が作用して横割れが増大する。したがって、凝固シェル表層部温度が９００℃となるまでの比水量は２．５Ｌ／ｋｇ以下である必要がある。凝固シェル表層部温度が９００℃となるまでの比水量は２．２Ｌ／ｋｇ以下であることが好ましく、１．８％以下であることがより好ましい。一方、凝固シェル表層部温度が９００℃となるまでの比水量が０．５Ｌ／ｋｇ未満になると、局所Ｐ濃度やＭｎ偏析度が大きくなる。したがって、凝固シェル表層部温度が９００℃となるまでの比水量は０．５Ｌ／ｋｇ以上である必要がある。凝固シェル表層部温度が９００℃となるまでの比水量は０．８Ｌ／ｋｇ以上であることが好ましく、１．０Ｌ／ｋｇ以上であることがより好ましい。ここで、凝固シェル表層部とは、スラブのコーナー部から幅方向へ１５０ｍｍまでの部分における、スラブ表面から２ｍｍ深さまでの領域を意味する。比水量は下記（４）式で求められる。
Ｐ＝Ｑ／（Ｗ×Ｖｃ）・・・（４）
上記（４）式において、Ｐは比水量（Ｌ／ｋｇ）であり、Ｑは冷却水量（Ｌ／ｍｉｎ）であり、Ｗはスラブ単重（ｋｇ／ｍ）であり、Ｖｃは鋳造速度（ｍ／ｍｉｎ）である。
曲げ部および矯正部の通過温度：６００℃以上１１００℃以下
曲げ部および矯正部の通過温度を１１００℃以下とすることで、鋳片のバルジングの抑制を通じて中心偏析が軽減し、せん断端面そのものに生じる遅れ破壊が抑制される。一方、曲げ部および矯正部の通過温度が１１００℃を超えると上述した効果が低減する。さらに、ＮｂやＴｉを含んだ析出物が粗大に析出し、介在物として悪影響する恐れもある。したがって、曲げ部および矯正部の通過温度は１１００℃以下である必要がある。曲げ部および矯正部の通過温度は９５０℃以下であることが好ましく、９００℃以下であることがより好ましい。一方、曲げ部および矯正部の通過温度が６００℃未満となると、鋳片が硬質化し曲げの矯正装置の変形負荷が増大し、矯正部のロール寿命が短くなる。凝固末期のロール開度の狭小化による軽圧下が十分に作用せず、中心偏析が悪化する。したがって、曲げ部および矯正部の通過温度は６００℃以上である必要がある。曲げ部および矯正部の通過温度は６５０℃以上であることが好ましく、７００℃以上であることがより好ましい。曲げ部および矯正部の通過温度とは、曲げ部および矯正部を通過するスラブのスラブ幅中央部の表面温度である。
熱間圧延
鋼スラブを熱間圧延する方法として、スラブを加熱後圧延する方法、連続鋳造後のスラブを加熱することなく直接圧延する方法、連続鋳造後のスラブに短時間加熱処理を施して圧延する方法などがある。実施形態に係る鋼板の製造方法では、これらの方法でスラブを熱間圧延する。
スラブ表面温度：１２２０℃以上
保持時間：３０分以上
硫化物の固溶促進を図り、介在物群の大きさや介在物群の個数を低減させるために、熱間圧延では、スラブ表面温度を１２２０℃以上とし、保持時間を３０分以上とする必要がある。これにより、上述した効果が得られるとともに、ＰやＭｎの偏析も軽減される。スラブ表面温度は１２５０℃以上であることが好ましく、１２８０℃以上であることがより好ましい。保持時間は３５分以上であることが好ましく、４０分以上であることがより好ましい。スラブ加熱時の平均加熱速度は、常法通り、５〜１５℃／ｍｉｎとし、仕上げ圧延温度ＦＴは８４０〜９５０℃とし、巻取温度ＣＴは４００〜７００℃としてよい。
鋼板表面に生成した1次、２次スケールを除去するためのデスケーリングは適宜行ってよい。熱延コイルを冷間圧延する前に十分酸洗してスケールの残存を軽減することが好ましい。冷間圧延荷重低減の観点から必要に応じて熱延鋼板に焼鈍を施してもよい。以下に示す鋼板の製造方法における鋼板の温度はいずれも鋼板の表面温度である。
冷間圧延
冷間圧延率：４０％以上
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できる。一方、冷間圧延率が４０％未満であると、焼鈍時のオーステナイト粒の一部が粗大となり、鋼板強度が低下する恐れがある。したがって、冷間圧延率は４０％以上である必要がある。冷間圧延率は４５％以上であることが好ましく、５０％以上であることがより好ましい。
連続焼鈍
焼鈍温度：８００℃以上
均熱時間：２４０秒以上
冷間圧延後の鋼板には、ＣＡＬで焼鈍と必要に応じて焼き戻し処理、調質圧延が施される。本実施形態において、所定のマルテンサイトまたはベイナイトを得るために、焼鈍温度は８００℃以上であり、均熱時間は２４０秒以上である必要がある。焼鈍温度は８２０℃以上であることが好ましく、８４０℃以上であることがより好ましい。均熱時間は３００秒以上であることが好ましく、３６０秒以上であることがより好ましい。一方、焼鈍温度が８００℃未満または均熱時間が短いと十分なオーステナイトが生成せず、最終製品において所定のマルテンサイトまたはベイナイトが得られず、１３２０ＭＰａ以上の引張強度が得られない。焼鈍温度および均熱時間の上限は規定しなくてよいが、焼鈍温度や均熱時間が一定以上になると、オーステナイト粒径が粗大になり靱性が悪化する恐れがある。したがって、焼鈍温度は９５０℃以下であることが好ましく、９２０℃以下であることがより好ましい。均熱時間は９００秒以下であることが好ましく、７２０秒以下であることがより好ましい。
６８０℃以上の温度から２６０℃以下の温度までの平均冷却速度：７０℃／ｓ以上
フェライトおよび残留オーステナイトを低減し、マルテンサイトまたはベイナイトの合計の面積率を９５％以上にするために、６８０℃以上の温度から２６０℃以下の温度までの平均冷却温度は７０℃／ｓ以上である必要がある。６８０℃以上の温度から２６０℃以下の温度までの平均冷却速度は１５０℃／ｓ以上であることが好ましく、３００℃／ｓ以上であることがより好ましい。一方、冷却開始温度が６８０℃未満となるとフェライトが多く生成するとともに炭素がオーステナイトに濃化してＭｓ点が低下し、これにより焼き戻し処理の施されないマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）が増加する。平均冷却速度が７０℃／ｓ未満であったり、または、冷却停止温度が２６０℃を超えると、上部ベイナイトおよび下部ベイナイトが生成し、残留オーステナイトやフレッシュマルテンサイトが増加する。マルテンサイト中のフレッシュマルテンサイトは、面積率でマルテンサイトを１００としたときに５％まで許容できる。上述した連続焼鈍条件を採用すれば、フレッシュマルテンサイトの面積率は５％以下となる。平均冷却速度は、６８０℃以上の冷却開始温度と２６０℃以下の冷却停止温度との温度差を、冷却開始温度から冷却停止温度までの冷却に要した時間で除することで算出する。
１５０〜２６０℃の温度域での保持時間：２０〜１５００秒
マルテンサイトもしくはベイナイト内部に分布する炭化物は、焼き入れ後の低温域保持中に生成する炭化物であり、耐遅れ破壊特性とＴＳ≧１３２０ＭＰａ確保するため、当該炭化物の生成を適正に制御する必要がある。すなわち、室温付近まで冷却した後に再加熱保持する温度もしくは急冷後の冷却停止温度を１５０℃以上２６０℃以下とし、１５０℃以上２６０℃以下の温度での保持時間を２０秒以上１５００秒以下とする必要がある。１５０℃以上２６０℃以下の温度での保持時間は６０秒以上であることが好ましく、３００秒以上であることがより好ましい。１５０℃以上２６０℃以下の温度での保持時間は１３２０秒以下であることが好ましく、１２００秒以下であることがより好ましい。
一方、冷却停止温度が１５０℃未満であったり、保持時間が２０秒未満であると、変態相内部の炭化物生成の制御が不十分となり、耐遅れ破壊特性が悪化する。冷却停止温度が２６０℃を超えると、粒内およびブロック粒界での炭化物が粗大化し、耐遅れ破壊特性が悪化する恐れがある。保持時間が１５００秒を超えると、炭化物の生成および成長が飽和する上、製造コストの増加を招く。
このようにして製造された鋼板に、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行ってもよい。この場合の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であり、鋼板の粗さＲａを０．３〜１．８μｍに調整することが形状平坦化の観点から好ましい。
製造された鋼板に、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を行ってもよい。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ことが好ましい。
本実施形態に係る鋼板の製造は、連続焼鈍ラインの中で行ってもよく、或いは、オフラインで行ってもよい。
本実施形態に係る部材は、本実施形態に係る鋼板が成形加工および溶接の少なくとも一方がされてなるものである。本実施形態に係る部材の製造方法は、本実施形態に係る鋼板の製造方法によって製造された鋼板を成形加工および溶接の少なくとも一方を行う工程を有する。本実施形態に係る部材は、せん断端面そのものに生じる遅れ破壊特性に優れるので、部材としての構造面での信頼性が高い。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。溶接は、スポット溶接、アーク溶接等の一般的な溶接方法を制限なく用いることができる。本実施形態に係る部材は、例えば、自動車部品に好適に用いることができる。
［実施例１］
以下、本発明を、実施例に基づいて具体的に説明する。表１に示す成分組成の鋼を溶製後、表２に示すように、鋳造温度と凝固温度の差を１０℃以上４０℃以下とし、２次冷却帯における凝固シェル表層部温度が９００℃となるまで比水量を０．５Ｌ／ｋｇ以上２．５Ｌ／ｋｇ以下にし、曲げ部および矯正部の通過温度（Ｔ）を６００〜１１００℃以下としてスラブを鋳造した。なお、表１の［％Ｔｉ］×［％Ｎｂ］２の項目における「Ｅ−数字」は１０の−数字乗を意味する。例えば、Ｅ−０７は、１０−７を意味する。
Figure 2020129402
このスラブを、表２に示すように、スラブ加熱温度（ＳＲＴ）を１２２０℃以上とし、保持時間を３０分以上とし、仕上げ圧延温度を８４０〜９５０℃とし、巻取温度を４００〜７００℃として巻き取った。得られた熱延鋼板は、酸洗後、４０％以上の圧下率にて冷間圧延し、冷延鋼板とした。スラブ加熱温度として示す温度は、スラブの表面温度である。凝固シェル表層部温度は、スラブのコーナー部から幅方向に１００ｍｍの位置のスラブ表面温度である。
得られた冷延鋼板を、連続焼鈍工程において、表２に示すように、８００℃超えの焼鈍温度で２４０秒以上均熱処理し、６８０℃以上の温度から２６０℃以下の温度まで７０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後、１５０〜２６０℃の温度域で２０〜１５００秒保持する処理（再加熱するものと、冷却停止温度を１５０〜２６０℃として保持したものがある）した。その後、０．１％の調質圧延を行い、鋼板を製造した。
Figure 2020129402
得られた鋼板について、組織を測定し、さらに引張試験、耐遅れ破壊特性評価試験を行った。組織の測定は、鋼板のＬ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を研磨後ナイタールで腐食させ、鋼板表面から板厚方向に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ＳＥＭ写真を画像解析して測定した。ここで、マルテンサイトおよびベイナイトは、ＳＥＭ写真における灰色を呈する領域として示される。一方、フェライトは、ＳＥＭ写真における黒色のコントラストを呈する領域として示される。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の回折面ピークの積分強度から残留オーステナイトの体積率を求め、これを残留オーステナイトの面積率とした。
介在物群は、鋼板のＬ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を研磨後、腐食させずに鋼板表面から板厚方向に１／５厚み位置から、板厚中心を挟み、裏側表面側の１／５厚み位置までの領域において、ＳＥＭを用いて介在物分布密度の平均的な１．２ｍｍ２の領域を３０視野連続で撮影して計測した。この板厚範囲を測定したのは、板厚の表面には、本発明で規定する介在物群は殆ど存在しないからである。板厚表面は、ＭｎやＳの偏析が少ないことと、スラブ加熱時に、温度が高い最表面ではこれら介在物の固溶が十分に起こり、これら介在物の析出が生じにくくなるからである。
ＳＥＭを用いて、上述した領域を５００倍の倍率で撮影し、当該写真を適宜拡大して介在物粒子や介在物群の長軸長さや介在物粒子間距離を測定した。長軸長さや粒子間の最短距離の判定測定が困難な場合は、５０００倍の倍率で撮影したＳＥＭ写真を用いて確認した。圧延方向に伸展した介在物等を対象とするので、粒子間距離（最短距離）の測定方向は、圧延方向ないし圧延方向±１０°の範囲にある場合に限定した。介在物群が、２個以上の介在物粒子から構成される場合、介在物群の長軸の長さは、介在物群の圧延方向両端に位置する介在物粒子同士の圧延方向外端部間の圧延方向の長さとした。介在物群が１個の介在物粒子で構成される場合、介在物群の長軸の長さは、この介在物粒子の圧延方向における長さとした。
局所Ｐ濃度およびＭｎ偏析度の測定は、ＥＰＭＡを用いて前述したとおりの方法で測定した。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をそれぞれ測定した。
鋼板の耐遅れ破壊特性の評価は、せん断端面そのものに生じる遅れ破壊を評価した。せん断端面そのものに生じる遅れ破壊評価は、得られた鋼板のコイル幅１／４位置より圧延直角方向に３０ｍｍ、圧延方向に１１０ｍｍの短冊試験片を採取して実施した。１１０ｍｍ長さの端面の切出し加工はせん断加工とした。
図１は、端面のせん断加工を説明する模式図である。図１（ａ）は、正面図であり、図１（ｂ）は側面図である。せん断加工は、図１（ａ）に示すシャー角を０度とし、図１（ｂ）に示すクリアランスを板厚の１５％として行った。評価対象は、図１の板押さえの無い自由端側とした。この理由は、経験上、自由端側の方がせん断端面そのものの遅れ破壊が発生しやすいからである。
せん断端面には高い残留応力が存在しており、酸浸漬等で水素を添加すると、曲げ等で外力を付与しなくてもせん断端面内に微細な遅れ破壊亀裂が生じる。本実施例では、サンプルのｐＨを３に調整した塩酸に１００時間浸漬させた。
遅れ破壊亀裂の頻度や深さが外観から確認しづらかったので、短冊試験片の圧延直角断面を切出し、断面を腐食させずに研磨して光学顕微鏡で観察した。この断面観察で、せん断端面表面から深さ方向に３０μｍ以上進展している亀裂を遅れ破壊亀裂と判定した。３０μｍ未満の微細な亀裂は自動車用部品としての性能に悪影響を及ぼさないので、当該亀裂は遅れ破壊亀裂から除外した。遅れ破壊亀裂が生じる頻度を高精度に評価するために、１つの鋼種に対し短冊試験片を５枚用意し、１つの短冊試験片について１０視野観察して遅れ破壊の発生頻度を算出した。観察用試験片は、１１０ｍｍ長さの短冊試験片より間隔を１０ｍｍずつあけて切出した。この遅れ破壊の発生頻度が５０％以上のものを遅れ破壊特性が悪い「×」とし、５０％未満のものを遅れ破壊特性が優れる「○」とし、２５％以下のものを遅れ破壊特性が特に優れる「◎」として「遅れ破壊特性」の列に記載した。
Figure 2020129402
表３に示すように、成分組成、熱延条件、焼鈍条件が適正化された鋼では、１３２０ＭＰａ以上のＴＳが得られるとともに優れたせん断端面の遅れ破壊特性が得られた。
［実施例２］
実施例１の表２の製造条件Ｎｏ．１（本発明例）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．１（本発明例）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．２（本発明例）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、上述したせん断端面そのものに生じる遅れ破壊評価を行い遅れ破壊特性に優れる「〇」であるので、これらの部材は、自動車部品等に好適に用いれることがわかる。
同様に、実施例１の表２の製造条件Ｎｏ．１（本発明例）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．１（本発明例）による鋼板と、実施例１の表２の製造条件Ｎｏ．２（本発明例）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、上述したせん断端面そのものに生じる遅れ破壊評価を行い遅れ破壊特性に優れる「〇」であるので、これらの部材は、自動車部品等に好適に用いれることがわかる。

Claims (10)

  1. 質量%で、
    Ｃ：０．１３％以上０．４０％以下、
    Ｓｉ：１．５％以下、
    Ｍｎ：１．７％以下、
    Ｐ：０．０１０％以下、
    Ｓ：０．００２０％以下、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．２０％以下、
    Ｎ：０．００５５％未満、
    Ｏ：０．００２５％以下、
    Ｎｂ：０．００２％以上０．０３５％以下、
    Ｔｉ：０．００２％以上０．１０％以下、
    Ｂ：０．０００２％以上０．００３５％以下を含有するとともに、下記（１）、（２）式を満足し、残部が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合計の面積率が９５％以上１００％以下であり、残部がフェライトおよび残留オーステナイトのうちから選ばれる１種以上であり、
    介在物粒子間の最短距離が１０μｍより長い長軸長さが２０μｍ以上８０μｍ以下の介在物粒子の密度と、長軸長さが０．３μｍ以上である介在物粒子であって介在物粒子間の最短距離が１０μｍ以下である２以上の介在物からなる介在物粒子群の長軸長さが２０μｍ以上８０μｍ以下の介在物粒子群の密度との合計が５個／ｍｍ２以下である組織と、を有し、
    鋼板表面から板厚方向に１／４位置から３／４位置までにおける局所Ｐ濃度が０．０６０質量％以下であり、前記位置範囲におけるＭｎ偏析度が１．５０以下であり、引張強度が１３２０ＭＰａ以上である、鋼板。
    ［％Ｔｉ］＋［％Ｎｂ］＞０．００７・・・（１）
    ［％Ｔｉ］×［％Ｎｂ］２≦７．５×１０−６・・・（２）
    上記（１）、（２）式の［％Ｎｂ］、［％Ｔｉ］は鋼中のＮｂ、Ｔｉの含有量（％）である。
  2. 前記成分組成は、さらに質量％で、
    Ｃｕ：０．０１％以上１％以下、
    Ｎｉ：０．０１％以上１％以下のうちから選ばれる１種以上を含有する、請求項１に記載の鋼板。
  3. 前記成分組成は、さらに質量％で、
    Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下、
    Ｍｏ：０．０１％以上０．３％未満、
    Ｖ：０．００３％以上０．４５％以下、
    Ｚｒ：０．００５％以上０．２％以下、
    Ｗ：０．００５％以上０．２％以下のうちから選ばれる１種以上を含有する、請求項１または請求項２に記載の鋼板。
  4. 前記成分組成は、さらに質量％で、
    Ｓｂ：０．００２％以上０．１％以下、
    Ｓｎ：０．００２％以上０．１％以下のうちから選ばれる１種以上を含有する、請求項１から請求項３の何れか一項に記載の鋼板。
  5. 前記成分組成は、さらに質量％で、
    Ｃａ：０．０００２％以上０．００５０％以下、
    Ｍｇ：０．０００２％以上０．０１％以下、
    ＲＥＭ：０．０００２％以上０．０１％以下のうちから選ばれる１種以上を含有する、請求項１から請求項４の何れか一項に記載の鋼板。
  6. 表面に亜鉛めっき層を有する、請求項１から請求項５の何れか一項に記載の鋼板。
  7. 請求項１から請求項５の何れか一項に記載の成分組成を有する溶鋼からスラブを連続鋳造するに際し、鋳造温度と凝固温度の差を１０℃以上４０℃以下とし、２次冷却帯における凝固シェル表層部温度が９００℃となるまで比水量が０．５Ｌ／ｋｇ以上２．５Ｌ／ｋｇ以下となるように冷却して、曲げ部および矯正部を６００℃以上１１００℃以下で通過させ、その後、スラブの表面温度を１２２０℃以上として３０分以上保持し、その後、熱間圧延することで熱延鋼板とし、該熱延鋼板を４０％以上の冷間圧延率で冷間圧延して冷延鋼板とし、該冷延鋼板を８００℃以上で２４０秒以上均熱処理し、６８０℃以上の温度から２６０℃以下の温度までを７０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、必要に応じて再加熱を行い、その後、１５０〜２６０℃の温度域で２０〜１５００秒保持する連続焼鈍を行う、鋼板の製造方法。
  8. 前記連続焼鈍の後、めっき処理を行う、請求項７に記載の鋼板の製造方法。
  9. 請求項１から請求項６のいずれか一項に記載の鋼板が、成形加工および溶接の少なくとも一方がされてなる、部材。
  10. 請求項７または請求項８に記載の鋼板の製造方法によって製造された鋼板を、成形加工および溶接の少なくとも一方を行う工程を有する、部材の製造方法。
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