WO2020129403A1 - 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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真平 吉岡
義彦 小野
佑馬 本田
中村 展之
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Jfeスチール株式会社
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    • C22C38/08Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel plate for cold press forming used in automobiles, home appliances, etc. after a cold press forming process, a member, and a manufacturing method thereof.
  • delayed fracture means that when a component is placed in a hydrogen-penetrating environment with a high stress applied to the component, hydrogen penetrates into the steel sheet, reducing the interatomic bond strength and causing local deformation. It is a phenomenon in which a microcrack is generated by the generation of a crack, and the microcrack is propagated to cause destruction. In most cases, such breakage occurs from the end surface of the steel sheet that is cut by shearing or punching in actual parts.
  • Patent Documents 2, 3, and 4 disclose a technique of reducing S in steel to a certain level and preventing hydrogen-induced cracking by adding Ca.
  • Patent Document 5 C: 0.1 to 0.5%, Si: 0.10 to 2%, Mn: 0.44 to 3%, N: 0.008% or less, Al: 0.005 to 0%.
  • Patent Document 6 C: 0.15% or more and 0.40% or less, Si: 1.5% or less, Mn: 0.9 to 1.7%, P: 0.03% or less, S: 0.0. Less than 0020%, sol.
  • a technique is disclosed that contains Al: 0.2% or less, N: less than 0.0055%, and O: 0.0025% or less, and improves delayed fracture resistance by reducing coarse inclusions and finely dispersing carbides. ..
  • Patent Document 7 discloses a technique in which residual stress is reduced by performing leveler processing on a steel sheet having a martensitic single-phase structure to suppress delayed fracture occurring at the cut end face.
  • Patent Document 8 discloses an ultrahigh-strength steel sheet having TS ⁇ 1470 MPa, which has an area ratio of 90% or more martensite and 0.5% or more retained austenite, and is excellent in delayed fracture resistance of a cut end surface. There is.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2005-155572 JP, 2016-153524, A
  • the present invention has been made in order to solve such a problem, has TS ⁇ 1320 MPa, and is excellent in not only delayed fracture that occurs in the steel sheet base material but also delayed fracture that occurs in the cut end surface itself. It is an object of the present invention to provide a steel plate, a member and a method for producing them, which can impart the effect.
  • the present inventors have conducted the sincerity study to solve the above-mentioned problems, and have obtained the following findings.
  • 1) The delayed fracture resistance of the punched end face of the ultra high strength steel sheet with TS ⁇ 1320 MPa is not sufficient only by reducing the inclusions having a diameter of 100 ⁇ m or more, which has been conventionally considered to adversely affect bendability, and individual particles are It has been found that, even if they are fine, a group of inclusions composed of one or more inclusion particles and having a major axis length of 20 to 80 ⁇ m significantly affects the delayed fracture resistance of the punched end face. ..
  • the individual inclusion particles constituting this inclusion group are mainly Mn, Ti, Zr, Ca, REM-based sulfides, Al, Ca, Mg, Si, Na-based oxides, Ti, Zr, Nb, Al. It is a system-based nitride, Ti, Nb, Zr, and Mo-based carbide, and inclusions in which these are compounded and precipitated, and does not include iron-based carbide. 2) In order to properly control the group of inclusions with a length of 20 to 80 ⁇ m, it is necessary to optimize the contents of N, S, O, Mn, Nb, and Ti in the steel, the slab heating temperature, and the heating holding time.
  • the present invention was made based on the above findings, and specifically provides the following. [1]% by mass, C: 0.13% or more and 0.40% or less, Si: 1.5% or less, Mn: 1.7% or more and 3.5% or less, P: 0.010% or less, S : 0.0020% or less, sol. Al: 0.20% or less, N: less than 0.0055%, O: 0.0025% or less, Nb: 0.002% or more and 0.035% or less, Ti: 0.002% or more and 0.10% or less, B: 0.0002% or more and 0.0035% or less is contained, the following formulas (1) and (2) are satisfied, and the balance consists of Fe and inevitable impurities, and the total composition of martensite and bainite.
  • the area ratio is 92% or more and 100% or less, the balance is one or more selected from ferrite and retained austenite, and the shortest distance between inclusion particles is 10 ⁇ m or more and the major axis length is 20 ⁇ m or more and 80 ⁇ m or less.
  • Density of inclusion particles and major axis of an inclusion particle group consisting of two or more inclusion particles having a major axis length of 0.3 ⁇ m or more and a shortest distance between inclusion particles of 10 ⁇ m or less
  • [%Nb] and [%Ti] in the above formulas (1) and (2) are the contents (%) of Nb and Ti in the steel.
  • the component composition further contains, in mass%, one or more selected from Cu: 0.01% or more and 1% or less and Ni: 0.01% or more and 1% or less. The steel sheet described.
  • the composition of the components is further% by mass: Cr: 0.01% or more and 1.0% or less, Mo: 0.01% or more and less than 0.3%, V: 0.003% or more and 0.45%.
  • the component composition further contains, in mass%, one or more selected from Sb: 0.002% or more and 0.1% or less and Sn: 0.002% or more and 0.1% or less.
  • the composition of the components is, in mass %, Ca: 0.0002% or more and 0.0050% or less, Mg: 0.0002% or more and 0.01% or less, REM: 0.0002% or more and 0.01%.
  • the difference between the casting temperature and the solidification temperature is set to 10°C or more and 40°C or less, and the secondary The solidified shell in the cooling zone is cooled to a specific water amount of 0.5 L/kg or more and 2.5 L/kg or less until the temperature of the surface layer of the solidified shell reaches 900° C.
  • the surface temperature of the slab is kept at 1220° C. or higher and held for 30 minutes or longer, and then hot rolling is performed to obtain a hot rolled steel sheet, and the hot rolled steel sheet is cold rolled at a cold rolling rate of 40% or more.
  • a method for producing a steel sheet which comprises reheating according to the above, and then performing continuous annealing in a temperature range of 150 to 260° C. for 20 to 1500 seconds.
  • the present invention it is possible to obtain a high-strength steel sheet which is excellent not only in delayed fracture occurring in the steel sheet base metal but also in delayed fracture resistance of the cut end surface itself.
  • This improvement in properties makes it possible to apply high-strength steel sheets to cold press forming applications involving shearing and punching, contributing to improved member strength and weight reduction.
  • FIG. 1 is a schematic diagram illustrating shearing processing of an end surface.
  • C 0.13% or more and 0.40% or less C is contained in order to improve hardenability and to obtain a structure in which 92% or more is martensite or bainite.
  • C is contained in order to increase the strength of martensite or bainite and secure TS ⁇ 1320 MPa.
  • C is contained in the interior of martensite and bainite in order to generate fine carbides that serve as hydrogen trap sites. If the C content is less than 0.13%, excellent delayed fracture resistance cannot be maintained and a predetermined strength cannot be obtained. Therefore, the C content needs to be 0.13% or more.
  • the C content is preferably 0.18% or more, and more preferably 0.19 or more.
  • the C content needs to be 0.40% or less.
  • the content of C is preferably 0.38% or less, and more preferably 0.34% or less.
  • Si 1.5% or less Si is contained as a strengthening element by solid solution strengthening. Si is contained in order to suppress the formation of film-shaped carbides when tempering in a temperature range of 200° C. or higher and improve delayed fracture resistance. Si is contained in order to reduce Mn segregation in the central portion of the plate thickness and suppress the generation of MnS.
  • the lower limit of Si does not have to be specified, but the content of Si is preferably 0.02% or more, and more preferably 0.1% or more in order to obtain the above effects.
  • the Si content exceeds 1.5% the segregation amount of Si increases and the delayed fracture resistance deteriorates. When the Si content exceeds 1.5%, the rolling load in hot rolling and cold rolling remarkably increases. Further, if the Si content exceeds 1.5%, the toughness of the steel sheet also decreases. Therefore, the Si content needs to be 1.5% or less.
  • the Si content is preferably 0.9% or less, more preferably 0.7% or less.
  • Mn more than 1.7% and 3.5% or less Mn is contained in order to improve the hardenability of steel and to keep the total area ratio of martensite and bainite within a predetermined range. It is contained in order to ensure the industrially stable total area ratio of martensite and bainite. In order to obtain these effects, the Mn content needs to be more than 1.7%.
  • the Mn content is preferably 1.9% or more, more preferably 2.1% or more.
  • the Mn content needs to be 3.5% or less.
  • the Mn content is preferably 3.2% or less, and more preferably 2.8% or less.
  • P 0.010% or less
  • P is an element that strengthens steel, but if its content is large, delayed fracture resistance and spot weldability deteriorate. Therefore, the P content needs to be 0.010% or less.
  • the P content is preferably 0.008% or less, and more preferably 0.006% or less.
  • the lower limit of P does not have to be specified, but if the P content of the steel sheet is less than 0.002%, a large load will occur in refining, and the production efficiency will decrease. Therefore, the P content is preferably 0.002% or more.
  • S 0.0020% or less S has a great influence on delayed fracture resistance through the formation of MnS, TiS, Ti(C, S), etc., and therefore needs to be precisely controlled. It is not enough to reduce the coarse MnS exceeding 80 ⁇ m, which has been conventionally considered to adversely affect the bendability, and MnS may be Al 2 O 3 , (Nb,Ti)(C,N), TiN, TiS, etc. It is necessary to adjust the microstructure of the steel sheet by also reducing the inclusion particles precipitated in combination with the inclusion particles of No. 1. By this adjustment, excellent delayed fracture resistance can be obtained. Thus, in order to reduce the harmful effects of the inclusion group, the S content needs to be 0.0020% or less.
  • the S content is preferably 0.0010% or less, and more preferably 0.0006% or less.
  • the lower limit of S does not have to be specified, but if the S content of the steel sheet is less than 0.0002%, a large load will occur in refining and the production efficiency will decrease. Therefore, the S content is preferably 0.0002% or more.
  • sol. Al 0.20% or less Al is added to perform sufficient deoxidation and reduce inclusions in steel.
  • the lower limit of Al need not be specified, but in order to perform stable deoxidation, sol.
  • the Al content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.02% or more.
  • the Al content needs to be 0.20% or less. sol.
  • the Al content is preferably 0.10% or less, and more preferably 0.05% or less.
  • N less than 0.0055%
  • N is an element that forms nitrides such as TiN, (Nb, Ti)(C, N), and AlN in the steel, and carbonitride-based inclusions, and these inclusions When the cracks are formed, the target structure cannot be adjusted, and the delayed fracture resistance deteriorates. Therefore, the content of N needs to be less than 0.0055%.
  • the N content is preferably 0.0050% or less, and more preferably 0.0045% or less.
  • the lower limit of N does not have to be specified, but the N content is preferably 0.0005% or more in order to suppress a decrease in the production efficiency of the steel sheet.
  • O forms granular oxide inclusions such as Al 2 O 3 , SiO 2 , CaO, and MgO having a diameter of 1 to 20 ⁇ m in steel, and Al, Si, Mn, and Na. , Ca, Mg, etc. are compounded to form an inclusion having a low melting point.
  • the formation of these inclusions deteriorates the delayed fracture resistance. Since these inclusions deteriorate the smoothness of the shear fracture surface and increase the local residual stress, the inclusion alone deteriorates the delayed fracture resistance.
  • the O content needs to be 0.0025% or less.
  • the O content is preferably 0.0018% or less, more preferably 0.0010% or less.
  • the lower limit of O need not be specified, but the O content is preferably 0.0005% or more in order to suppress a decrease in production efficiency.
  • Nb 0.002% or more and 0.035% or less Nb contributes to high strength through refinement of the internal structure of martensite and bainite, and improves delayed fracture resistance.
  • the Nb content needs to be 0.002% or more.
  • the Nb content is preferably 0.004% or more, more preferably 0.006% or more.
  • the Nb content exceeds 0.035%, a large amount of Nb-based inclusions distributed in a row in the rolling direction may be generated, which may adversely affect the delayed fracture resistance.
  • the Nb content needs to be 0.035% or less.
  • the Nb content is preferably 0.025% or less, more preferably 0.020% or less.
  • Ti 0.002% or more and 0.10% or less Ti contributes to high strength through refinement of the internal structure of martensite and bainite. Ti improves delayed fracture resistance through the formation of fine Ti-based carbides/carbonitrides that serve as hydrogen trap sites. In addition, Ti improves castability. In order to obtain such effects, the Ti content needs to be 0.002% or more. The content of Ti is preferably 0.006% or more, more preferably 0.010% or more. On the other hand, if the Ti content is excessive, a large amount of Ti-based inclusion particle groups distributed in a row in the rolling direction may be generated, which may adversely affect the delayed fracture resistance. In order to reduce such adverse effects, the Ti content needs to be 0.10% or less. The content of Ti is preferably 0.06% or less, more preferably 0.03% or less.
  • B 0.0002% or more and 0.0035% or less
  • B is an element that improves the hardenability of steel, and produces martensite and bainite with a predetermined area ratio even with a small Mn content.
  • the B content needs to be 0.0002% or more.
  • the content of B is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0010% or more.
  • B is preferably added in combination with 0.002% or more of Ti.
  • the content of B needs to be 0.0035% or less.
  • the content of B is preferably 0.0030% or less, more preferably 0.0025% or less.
  • the content of Ti and Nb should be within a predetermined range. Need to control.
  • Nb and Ti In order to obtain the effect of texture control by adding Ti and Nb and the effect of hydrogen trap by fine precipitates, Nb and Ti must satisfy the above formula (1).
  • steel containing 0.21% or more of C has a small solid solution limit amount of Nb, and when Nb and Ti are added in combination, it is very stable even at a high temperature of 1200° C. or more (Nb,Ti)(C,N). , (Nb,Ti)(C,S) are easily generated, so that the solid solution limit amount of Nb and Ti becomes extremely small.
  • Nb and Ti In order to reduce undissolved precipitates caused by such a decrease in the solid solution limit amount, Nb and Ti must satisfy the above formula (2).
  • the steel sheet according to the present embodiment may contain one or more selected from the following elements, if necessary.
  • Cu 0.01% or more and 1% or less
  • Cu is an element that improves the corrosion resistance in the use environment of an automobile.
  • the corrosion product has an effect of covering the surface of the steel sheet and suppressing hydrogen intrusion into the steel sheet.
  • the content of Cu is preferably 0.01% or more.
  • the content of Cu is more preferably 0.05% or more, further preferably 0.08% or more.
  • the Cu content is preferably 1% or less.
  • the content of Cu is more preferably 0.6% or less, further preferably 0.3% or less.
  • Ni 0.01% or more and 1% or less
  • Ni is an element that improves corrosion resistance. Ni also has the effect of reducing surface defects that are likely to occur when Cu is contained. Therefore, the Ni content is preferably 0.01% or more.
  • the content of Ni is more preferably 0.04% or more, further preferably 0.06% or more.
  • the Ni content is preferably 1% or less.
  • the content of Ni is more preferably 0.6% or less, further preferably 0.3% or less.
  • the steel sheet according to the present embodiment may further contain one or more selected from the following elements, if necessary.
  • Cr 0.01% or more and 1.0% or less Cr is an element that improves the hardenability of steel.
  • the Cr content is preferably 0.01% or more.
  • the content of Cr is more preferably 0.04% or more, further preferably 0.08% or more.
  • the Cr content exceeds 1.0%, the solid solution rate of cementite during annealing may be delayed, and the undissolved cementite may remain to deteriorate the delayed fracture resistance.
  • the Cr content exceeds 1.0%, the pitting corrosion resistance may be deteriorated and the chemical conversion treatment property may be deteriorated. Therefore, the Cr content is preferably 1.0% or less.
  • the Cr content exceeds 0.2%, the delayed fracture resistance, pitting corrosion resistance and chemical conversion treatability tend to start to deteriorate. Therefore, the Cr content is more preferably 0.2% or less, further preferably 0.15% or less.
  • Mo 0.01% or more and less than 0.3%
  • Mo is an element that improves the hardenability of steel and is also an element that generates fine carbide containing Mo that serves as a hydrogen trap site, and refines martensite. It is also an element that improves delayed fracture resistance. When Ti and Nb are contained in a large amount, these coarse precipitates are generated, and the delayed fracture resistance is rather deteriorated.
  • the solid solution limit amount of Mo is larger than that of Nb and Ti, and when Mo, Ti and Nb are contained in a complex form, the precipitate is refined and a fine precipitate in which Mo and these are combined is formed.
  • the Mo content is preferably 0.01% or more.
  • the content of Mo is more preferably 0.04% or more, further preferably 0.08% or more.
  • the Mo content is preferably less than 0.3%.
  • the content of Mo is more preferably 0.2% or less, further preferably 0.15% or less.
  • V 0.003% or more and 0.45% or less
  • V is an element that improves the hardenability of steel and is an element that forms fine carbide containing V that becomes a hydrogen trap site, and refines martensite. It is also an element that improves delayed fracture resistance. Therefore, the V content is preferably 0.003% or more.
  • the content of V is more preferably 0.006% or more, further preferably 0.010% or more.
  • the V content is preferably 0.45% or less.
  • the V content is more preferably 0.30% or less, still more preferably 0.15% or less.
  • Zr 0.005% or more and 0.2% or less Zr contributes to higher strength by refining the former austenite grain size and thereby reducing the block size, which is an internal structural unit of martensite and bainite, and the vane grain size. In addition, it is an element that improves delayed fracture resistance. Through the formation of fine Zr-based carbides/carbonitrides that become hydrogen trap sites, it is an element that improves strength and improves delayed fracture resistance, and also an element that improves castability. In order to obtain these effects, the Zr content is preferably 0.005% or more. The content of Zr is more preferably 0.008% or more, still more preferably 0.010% or more.
  • the Zr content is preferably 0.2% or less.
  • the content of Zr is more preferably 0.15% or less, further preferably 0.10% or less.
  • W 0.005% or more and 0.2% or less W is an element that contributes to high strength and improvement of delayed fracture resistance through the formation of fine W-based carbides/carbonitrides serving as hydrogen trap sites. .. Therefore, the W content is preferably 0.005% or more.
  • the content of W is more preferably 0.008% or more, further preferably 0.010% or more.
  • the W content is preferably 0.2% or less.
  • the content of W is more preferably 0.15% or less, and even more preferably 0.10% or less.
  • the steel sheet according to the present embodiment may further contain one or more selected from the following elements, if necessary.
  • Sb 0.002% or more and 0.1% or less
  • Sb is an element that suppresses the oxidation and nitridation of the surface layer and thereby suppresses the reduction of the content of C and B in the surface layer.
  • the Sb content is preferably 0.002% or more.
  • the Sb content is more preferably 0.004% or more, and further preferably 0.006% or more.
  • the Sb content is preferably 0.1% or less.
  • the content of Sb is more preferably 0.08% or less, further preferably 0.04% or less.
  • Sn 0.002% or more and 0.1% or less
  • Sn is an element that suppresses the oxidation and nitridation of the surface layer, and thereby suppresses the reduction of the content of C and B in the surface layer.
  • the Sn content is preferably 0.002% or more.
  • the content of Sn is more preferably 0.004% or more, further preferably 0.006% or more.
  • the Sn content is preferably 0.1% or less.
  • the content of Sn is more preferably 0.08% or less, further preferably 0.04% or less.
  • the steel sheet according to the present embodiment may further contain one or more selected from the following elements, if necessary.
  • Ca 0.0002% or more and 0.0050% or less
  • Ca is an element that fixes S as CaS and improves delayed fracture resistance. Therefore, the Ca content is preferably 0.0002% or more.
  • the content of Ca is more preferably 0.0006% or more, further preferably 0.0010% or more.
  • the Ca content is preferably 0.0050% or less.
  • the content of Ca is more preferably 0.0045% or less, further preferably 0.0035% or less.
  • Mg 0.0002% to 0.01%
  • Mg is an element that fixes O as MgO and improves delayed fracture resistance. Therefore, the content of Mg is preferably 0.0002% or more.
  • the content of Mg is more preferably 0.0004% or more, further preferably 0.0006% or more.
  • the Mg content is preferably 0.01% or less.
  • the content of Mg is more preferably 0.008% or less, further preferably 0.006% or less.
  • REM 0.0002% or more and 0.01% or less REM is an element that improves bendability and delayed fracture resistance by refining inclusions and reducing the starting point of fracture. Therefore, the content of REM is preferably 0.0002% or more. The content of REM is more preferably 0.0004% or more, further preferably 0.0006% or more. On the other hand, when the content of REM exceeds 0.01%, inclusions are coarsened and bendability and delayed fracture resistance deteriorate. Therefore, the REM content is preferably 0.01% or less. The content of REM is more preferably 0.008% or less, further preferably 0.006% or less.
  • the steel sheet according to the present embodiment contains the above component composition, and the balance other than the above component composition contains Fe (iron) and inevitable impurities.
  • the balance is preferably Fe and inevitable impurities.
  • the structure of the steel sheet according to the present embodiment has an area ratio in which the total of martensite and bainite is 92% or more and 100% or less, the balance is one or more selected from ferrite and retained austenite, and
  • the shortest distance between the object particles is longer than 10 ⁇ m
  • the major axis length is 20 ⁇ m or more and 80 ⁇ m or less
  • the shortest distance between the inclusion particles is 0.3 ⁇ m or more.
  • the density of the inclusion particle groups having a major axis length of 20 ⁇ m or more and 80 ⁇ m or less and consisting of two or more inclusions is 10 particles/mm 2 or less.
  • Total area ratio of martensite and bainite 92% or more and 100% or less
  • Remainder One or more selected from ferrite and retained austenite
  • the total area ratio of the site and bainite must be 92% or more.
  • the total area ratio of martensite and bainite is preferably 94% or more, and more preferably 97% or more.
  • the balance other than martensite and bainite having an area ratio of 8% or less is one or more selected from ferrite and retained austenite. Except for these structures, they are trace amounts of carbides, sulfides, nitrides and oxides.
  • Martensite also includes martensite that has not been tempered by staying at a temperature of about 150° C. or higher for a certain time, including self-tempering during continuous cooling.
  • the total area ratio of martensite and bainite may be 100% without the balance, and may be 100% martensite (0% bainite) or 100% bainite (0% martensite).
  • the shortest distance between the inclusion particles is longer than 10 ⁇ m, the density of the inclusion particles having a major axis length of 20 ⁇ m or more and 80 ⁇ m or less, and the inclusion particles having a major axis length of 0.3 ⁇ m or more.
  • the total length of the inclusion particle group consisting of two or more inclusions having a shortest distance between particles of 10 ⁇ m or less and the major axis length of 20 ⁇ m or more and 80 ⁇ m or less is 10 particles/mm 2 or less.
  • the reason for paying attention to inclusion particles having a major axis length of 0.3 ⁇ m or more is that inclusion particles of less than 0.3 ⁇ m do not deteriorate delayed fracture resistance even when they are aggregated.
  • the major axis length of the inclusion particles means the length of the inclusion particles in the rolling direction.
  • the delayed fracture resistance of the steel sheet can be improved by adjusting the number of Since the inclusion particles in the fan-shaped region of ⁇ 10° with respect to the longitudinal direction end of the inclusion as a center point affect the delayed fracture resistance, the shortest distance should be measured in the region.
  • the object particles are targeted (the target particles are included when a part of the inclusion particles or the group of inclusion particles defined in the present embodiment is included in the region).
  • the shortest distance between particles means the shortest distance between points on the outer circumference of each particle.
  • the shape and state of the inclusion particles constituting the group of inclusions are not particularly limited, but the inclusion particles of the steel sheet according to the present embodiment are usually the inclusion particles extended in the rolling direction, or the point sequence in the rolling direction. It is an inclusion distributed in a shape.
  • the "inclusion particles distributed in the rolling direction in a dot array” means particles composed of two or more inclusion particles distributed in a dot array in the rolling direction.
  • the distribution density of the inclusion group needs to be 10 pieces/mm 2 or less. Accordingly, it is possible to suppress the occurrence of cracks from the sheared end surface of the steel sheet according to this embodiment.
  • the inclusion and the inclusion group have almost no effect on the delayed fracture resistance, so it is not necessary to pay attention to them. It is not necessary to pay attention to the inclusions and the group of inclusions having the major axis length of more than 80 ⁇ m, since they are hardly formed when the S content is less than 0.0010%.
  • the local P concentration from 1/4 position to 3/4 position of plate thickness 0.060 mass% or less
  • Mn segregation degree from 1/4 position to 3/4 position of plate thickness 1.50 or less
  • the local P concentration means the P concentration in the P concentrated region in the plate thickness cross section parallel to the rolling direction of the steel plate.
  • the P-enriched region has a distribution extending in the rolling direction, and is often found near the center of the plate thickness due to solidification segregation that occurs when casting molten steel.
  • the grain boundary strength of the steel is remarkably reduced, and the delayed fracture resistance is deteriorated. Delayed fracture that occurs in the shear end face itself occurs from the vicinity of the plate thickness center of the shear end face, and since the fracture surface indicates intergranular fracture, reducing P enrichment at the plate thickness center occurs in the shear end face itself. It is important to suppress delayed fracture.
  • the P concentration in the P concentration region was measured by using EPMA (Electron Probe Micro Analyzer) to measure the P concentration distribution from the plate thickness 1/4 position to the 3/4 position of the plate thickness cross section parallel to the rolling direction of the steel plate. taking measurement.
  • EPMA Electro Probe Micro Analyzer
  • the maximum concentration of P changes depending on the EPMA measurement conditions. Therefore, in the present embodiment, the measurement visual field is evaluated as 10 visual fields under the fixed conditions of the acceleration voltage of 15 kV, the irradiation current of 2.5 ⁇ A, the integration time of 0.02 s/point, the probe diameter of 1 ⁇ m, and the measurement pitch of 1 ⁇ m.
  • Quantification of local P concentration is processed as follows for the purpose of excluding the variation of P concentration and evaluating.
  • the average P concentration in a region of 1 ⁇ m in the plate thickness direction and 50 ⁇ m in the rolling direction is calculated, and a line profile of the average P concentration in the plate thickness direction is obtained.
  • the maximum concentration of P in this line profile is the local concentration of P in the visual field.
  • the same process is performed in any 10 visual fields to find the maximum value of the local P concentration.
  • the size of the area for averaging the P concentration is determined as follows. Since the thickness of the P concentrated region is as thin as several ⁇ m, the averaging range in the plate thickness direction is set to 1 ⁇ m in order to obtain sufficient resolution.
  • the averaging range in the rolling direction is as long as possible. However, if the averaging range is longer than 50 ⁇ m, the influence of variations in P concentration in the plate thickness direction becomes apparent. Therefore, the averaging range in the rolling direction is set to 50 ⁇ m. By setting the averaging range in the rolling direction to 50 ⁇ m, it is possible to capture the representativeness of fluctuations in the P concentration region.
  • the local P concentration is preferably 0.040 mass% or less, and more preferably 0.030 mass% or less. Since it is preferable that the local P concentration is small, the lower limit need not be specified, but in practice, the local P concentration is often 0.010 mass% or more.
  • the Mn segregation degree means the ratio of the local Mn concentration to the average Mn concentration in the plate thickness cross section parallel to the rolling direction of the steel plate. Similar to P, Mn is also an element that tends to segregate near the center of the plate thickness, and the Mn-enriched portion where Mn segregates causes the delayed fracture characteristics of the shear end face itself through the formation of inclusions mainly of MnS and the increase in material strength. make worse.
  • the Mn segregation degree is measured using EPMA under the same measurement conditions as P concentration.
  • the maximum Mn segregation degree apparently increases in the presence of inclusions such as MnS, when the inclusions hit, the value is excluded from the evaluation.
  • the average Mn concentration in a region of 1 ⁇ m in the plate thickness direction and 50 ⁇ m in the rolling direction is calculated, and a line profile of the average Mn concentration in the plate thickness direction is obtained.
  • the average value of the line profile is the average Mn concentration
  • the maximum value is the local Mn concentration
  • the ratio of the local Mn concentration to the average Mn concentration is the Mn segregation degree.
  • the segregation degree of Mn needs to be 1.50 or less.
  • the Mn segregation degree is preferably 1.30 or less, and more preferably 1.25 or less. Since it is preferable that the Mn segregation degree is small, the lower limit of the Mn segregation degree is not particularly specified, but the Mn segregation degree is often substantially 1.00 or more.
  • TS Tensile strength
  • One of the features of the steel sheet according to the present embodiment is that the delayed fracture resistance is good even at 1320 MPa or more. Therefore, the tensile strength of the steel sheet according to this embodiment is 1320 MPa or more.
  • the steel sheet according to this embodiment may have a plating layer on the surface.
  • the type of plating layer is not particularly limited, and may be a Zn plating layer or a plating layer of a metal other than Zn.
  • the plating layer may contain a component other than the main component such as Zn.
  • the galvanized layer is, for example, a hot-dip galvanized layer or an electrogalvanized layer.
  • the hot-dip galvanized layer may be an alloyed hot-dip galvanized layer.
  • the steel sheet according to the present embodiment sets the difference between the casting temperature and the solidification temperature to 10°C or higher and 40°C or lower, and the solidified shell surface layer temperature in the secondary cooling zone is After cooling to a specific water content of 0.5 L/kg or more and 2.5 L/kg or less until it reaches 900° C., passing through the bending part and the straightening part at 600° C. or more and 1100° C. or less, and directly or once cooling The surface temperature of the slab is maintained at 1220° C.
  • the hot rolled steel sheet is cold rolled at a cold rolling rate of 40% or more and cold rolled.
  • the cold-rolled steel sheet is soaked at 800° C. or more for 240 seconds or more, cooled from a temperature of 680° C. or more to a temperature of 300° C. or less at an average cooling rate of 10° C./s or more, and reheated as necessary. After that, it is manufactured by performing continuous annealing in the temperature range of 150 to 260° C. for 20 to 1500 seconds.
  • Difference between casting temperature and solidification temperature 10° C. or higher and 40° C. or lower
  • the difference between the casting temperature and the solidification temperature needs to be 40° C. or less.
  • the difference between the casting temperature and the solidification temperature is preferably 35°C or lower, and more preferably 30°C or lower.
  • the difference between the casting temperature and the solidification temperature is less than 10° C., there is a concern that defects due to inclusion of powder, slag, or the like during casting may increase.
  • the difference between the casting temperature and the solidification temperature needs to be 10° C. or more.
  • the difference between the casting temperature and the solidification temperature is preferably 15°C or higher, more preferably 20°C or higher.
  • the casting temperature is obtained by measuring the molten steel temperature in the tundish.
  • the solidification temperature is determined by the following equation (3) by actually measuring the composition of the steel.
  • Solidification temperature (° C.) 1539 ⁇ (70 ⁇ [%C]+8 ⁇ [%Si]+5 ⁇ [%Mn]+30 ⁇ [%P]+25 ⁇ [%S]+5 ⁇ [%Cu]+4 ⁇ [%Ni ]+1.5 ⁇ [%Cr])...(3) In the above formula (3), [%C], [%Si], [%Mn], [%P], [%S], [%Cu], [%Ni] and [%Cr] are in the steel. It means the content (mass %) of each element.
  • Specific water content until the solidified shell surface layer temperature in the secondary cooling zone reaches 900°C 0.5 L/kg or more and 2.5 L/kg or less
  • Specific water content until the solidified shell surface layer temperature reaches 900°C is 2.5 L/ If it exceeds kg, the corner portion of the slab is excessively cooled, and tensile stress due to the difference in thermal expansion amount from the surrounding high temperature portion acts to increase lateral cracking. Therefore, the specific amount of water until the surface temperature of the solidified shell reaches 900° C. needs to be 2.5 L/kg or less.
  • the specific water amount until the surface layer temperature of the solidified shell reaches 900° C. is preferably 2.2 L/kg or less, more preferably 1.8 L/kg or less.
  • the specific water amount until the solidified shell surface layer temperature reaches 900° C. needs to be 0.5 L/kg or more.
  • the specific water amount until the surface temperature of the solidified shell reaches 900° C. is preferably 0.8 L/kg or more, more preferably 1.0 L/kg or more.
  • the solidified shell surface layer portion means a region from the corner portion of the slab to 150 mm in the width direction from the slab surface to a depth of 2 mm.
  • the specific water amount is calculated by the following equation (4).
  • P Q/(W ⁇ Vc) (4)
  • P is the specific water amount (L/kg)
  • Q is the cooling water amount (L/min)
  • W is the slab unit weight (kg/m)
  • Vc is the casting speed (m /Min).
  • Bending and straightening part passing temperature 600°C or more and 1100°C or less
  • the passing temperature of the bending part and straightening part is set to 1100°C or less.
  • center segregation is reduced by suppressing bulging of the slab, and it occurs on the sheared end surface itself. Delayed destruction is suppressed.
  • the passing temperature of the bending portion and the straightening portion exceeds 1100° C., the above-mentioned effects are reduced.
  • precipitates containing Nb or Ti may be coarsely precipitated and adversely affect inclusions. Therefore, the passing temperature of the bending portion and the straightening portion needs to be 1100° C. or lower.
  • the passing temperature of the bending portion and the straightening portion is preferably 950° C. or lower, and more preferably 900° C. or lower.
  • the passing temperature of the bending portion and the straightening portion is less than 600° C., the slab is hardened, the deformation load of the bending straightening device increases, and the roll life of the straightening portion is shortened. At the end of coagulation, the roll opening is narrowed so that the light reduction does not work sufficiently and the central segregation deteriorates. Therefore, the passing temperature of the bending portion and the straightening portion needs to be 600° C. or higher.
  • the passing temperature of the bending portion and the straightening portion is preferably 650° C. or higher, and more preferably 700° C. or higher.
  • the passing temperature of the bending portion and the straightening portion is the surface temperature of the slab width center portion of the slab passing through the bending portion and the straightening portion.
  • Hot rolling As a method of hot rolling a slab, a method of heating and rolling the slab, a method of directly rolling the slab after continuous casting without heating, and a method of performing a short heat treatment on the slab after continuous casting and rolling There are ways. In the method for manufacturing a steel sheet according to the embodiment, the slab is hot rolled by these methods.
  • the slab surface temperature is preferably 1250°C or higher, more preferably 1280°C or higher.
  • the holding time is preferably 35 minutes or longer, more preferably 40 minutes or longer.
  • the average heating rate at the time of heating the slab may be 5 to 15° C./min
  • the finishing rolling temperature FT may be 840 to 950° C.
  • the winding temperature CT may be 400 to 700° C. as usual.
  • Descaling for removing the primary and secondary scales generated on the steel plate surface may be performed as appropriate. It is preferable to sufficiently pickle the hot rolled coil before cold rolling to reduce the residual scale. From the viewpoint of reducing the cold rolling load, the hot rolled steel sheet may be annealed if necessary. In the steel sheet manufacturing methods described below, the temperature of each steel sheet is the surface temperature of the steel sheet.
  • Cold rolling Cold rolling rate 40% or more In cold rolling, if the reduction rate (cold rolling rate) is 40% or more, recrystallization behavior and texture orientation in subsequent continuous annealing can be stabilized. On the other hand, when the cold rolling ratio is less than 40%, a part of the austenite grains during annealing becomes coarse and the strength of the steel sheet may decrease. Therefore, the cold rolling rate needs to be 40% or more.
  • the cold rolling rate is preferably 45% or more, and more preferably 50 or more.
  • Continuous annealing Annealing temperature 800° C. or more Soaking time: 240 seconds or more
  • the steel sheet after cold rolling is annealed by CAL, tempered if necessary, and temper-rolled.
  • the annealing temperature needs to be 800° C. or higher and the soaking time needs to be 240 seconds or more.
  • the annealing temperature is preferably 820°C or higher, and more preferably 840°C or higher.
  • the soaking time is preferably 300 seconds or more, more preferably 360 seconds or more. On the other hand, if the annealing temperature is lower than 800° C.
  • the annealing temperature is preferably 950°C or lower, and more preferably 920°C or lower.
  • the soaking time is preferably 900 seconds or less, and more preferably 720 seconds or less.
  • Average cooling rate from a temperature of 680° C. or higher to a temperature of 300° C. or lower 10° C./s or more
  • the average cooling rate from a temperature of 680°C or higher to a temperature of 300°C or lower needs to be 10°C/s or higher.
  • the average cooling rate from a temperature of 680° C. or higher to a temperature of 300° C. or lower is preferably 20° C./s or more, more preferably 50° C./s or more.
  • the cooling start temperature is lower than 680° C.
  • a large amount of ferrite is generated and carbon is concentrated in austenite to lower the Ms point, which increases martensite that is not tempered (fresh martensite).
  • the average cooling rate is less than 10° C./s or the cooling stop temperature exceeds 300° C.
  • upper bainite and lower bainite are formed, and retained austenite and fresh martensite increase.
  • the fresh martensite in the martensite can be up to 5% when the area ratio is set to 100. If the continuous annealing conditions described above are adopted, the area ratio of fresh martensite will be 5% or less.
  • the average cooling rate is calculated by dividing the temperature difference between the cooling start temperature of 680° C. or higher and the cooling stop temperature of 300° C. or lower by the time required for cooling from the cooling start temperature to the cooling stop temperature.
  • Holding time in the temperature range of 150 to 260° C. 20 to 1500 seconds
  • Carbides distributed in the interior of martensite or bainite are carbides generated during holding in the low temperature range after quenching, delayed fracture resistance and TS ⁇ 1320 MPa. In order to ensure this, it is necessary to properly control the formation of the carbide. That is, the temperature for reheating and holding after cooling to near room temperature or the cooling stop temperature after rapid cooling is 150° C. or more and 260° C. or less, and the holding time at the temperature of 150° C. or more and 260° C. or less is 20 seconds or more and 1500 seconds or less. There is a need.
  • the holding time at a temperature of 150° C. or higher and 260° C. or lower is preferably 60 seconds or longer, more preferably 300 seconds or longer.
  • the holding time at a temperature of 150° C. or more and 260° C. or less is preferably 1320 seconds or less, and more preferably 1200 seconds or less.
  • the cooling stop temperature is less than 150° C. or the holding time is less than 20 seconds, the control of carbide formation inside the transformation phase becomes insufficient and the delayed fracture resistance deteriorates. If the cooling stop temperature exceeds 260° C., carbides in the grains and block grain boundaries become coarse, and delayed fracture resistance may deteriorate. If the holding time exceeds 1500 seconds, the generation and growth of carbides will be saturated and the manufacturing cost will be increased.
  • the thus manufactured steel sheet may be subjected to skin pass rolling from the viewpoint of stabilizing press formability such as adjusting surface roughness and flattening the plate shape.
  • the skin pass extension ratio is preferably 0.1 to 0.6%.
  • the skin pass roll is a dull roll, and it is preferable to adjust the roughness Ra of the steel plate to 0.3 to 1.8 ⁇ m from the viewpoint of flattening the shape.
  • the steel plate produced may be plated.
  • a steel sheet having a plating layer on the surface is obtained by performing the plating treatment.
  • the type of plating treatment is not particularly limited and may be either hot dipping or electroplating. You may perform the plating process which alloys after hot dipping. In the case of performing the plating treatment, when performing the above skin pass rolling, it is preferable to perform the skin pass rolling after the plating treatment.
  • the production of the steel sheet according to this embodiment may be performed in a continuous annealing line or may be performed off-line.
  • the member according to this embodiment is formed by at least one of forming and welding the steel plate according to this embodiment.
  • the member manufacturing method according to the present embodiment has a step of performing at least one of forming and welding the steel plate manufactured by the steel plate manufacturing method according to the present embodiment.
  • the member according to the present embodiment is excellent in delayed fracture characteristics that occur in the sheared end surface itself, and therefore has high structural reliability as a member.
  • a general processing method such as press working can be used without limitation.
  • general welding methods such as spot welding and arc welding can be used without limitation.
  • the member according to the present embodiment can be suitably used for, for example, automobile parts.
  • Example 1 Hereinafter, the present invention will be specifically described based on Examples.
  • the difference between the casting temperature and the solidification temperature was set to 10°C or higher and 40°C or lower and the solidified shell surface layer temperature in the secondary cooling zone was set to 900°C as shown in Table 2.
  • the slab was cast at a specific water content of 0.5 L/kg or more and 2.5 L/kg or less and a passing temperature (T) of the bending portion and the straightening portion of 600 to 1100° C. or less.
  • “E-number” in the item of [%Ti] ⁇ [%Nb] 2 in Table 1 means a power of 10 minus a number.
  • E-07 means 10 ⁇ 7 .
  • this slab has a slab heating temperature (SRT) of 1220° C. or higher, a holding time of 30 minutes or longer, a finish rolling temperature of 840 to 950° C., and a winding temperature of 400 to 700° C. I wound up.
  • SRT slab heating temperature
  • the obtained hot-rolled steel sheet was pickled and cold-rolled at a reduction rate of 40% or more to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the temperature shown as the slab heating temperature is the surface temperature of the slab.
  • the solidified shell surface layer temperature is the slab surface temperature at a position of 100 mm in the width direction from the corner portion of the slab.
  • the obtained cold-rolled steel sheet was subjected to a soaking treatment at an annealing temperature of 800° C. or higher for 240 seconds or longer, and a temperature of 680° C. or higher to 300° C. or lower at 10° C./s. Cooling was performed at the above average cooling rate, and thereafter, a treatment of holding the temperature in the temperature range of 150 to 260° C. for 20 to 1500 seconds (reheating and some holding the cooling stop temperature at 150 to 260° C.) was performed. After that, 0.1% temper rolling was performed to manufacture a steel sheet.
  • the structure of the obtained steel sheet was measured, and a tensile test and a delayed fracture resistance evaluation test were further performed.
  • the microstructure is measured by polishing the L section of the steel sheet (a vertical section parallel to the rolling direction) and then corroding it with Nital, and observing 4 fields of view at a magnification of 2000 times with a SEM at a 1/4 thickness position in the sheet thickness direction from the surface of the steel sheet. Then, the photographed SEM photograph was image-analyzed and measured.
  • martensite and bainite are shown as gray areas in the SEM photograph.
  • ferrite is shown as an area exhibiting black contrast in the SEM photograph.
  • the measurement of the retained austenite was performed by chemically polishing the surface layer of 200 ⁇ m of the steel sheet with oxalic acid and subjecting the sheet surface to the X-ray diffraction intensity method.
  • the volume ratio of retained austenite was calculated from the integrated intensity of diffraction plane peaks of (200) ⁇ , (211) ⁇ , (220) ⁇ , (200) ⁇ , (220) ⁇ , and (311) ⁇ measured by Mo-K ⁇ ray. was determined and defined as the area ratio of retained austenite.
  • the group of inclusions sandwiches the center of the plate thickness from the 1/5 thickness position in the plate thickness direction from the surface of the steel plate without corroding, and the back side surface side In the region up to the 1 ⁇ 5 thickness position, an average 1.2 mm 2 region of the distribution density of inclusions was photographed for 30 consecutive visual fields and measured using SEM. This plate thickness range was measured because there is almost no inclusion group defined in the present invention on the surface of the plate thickness.
  • the above-mentioned region was photographed at a magnification of 500 times, and the photograph was appropriately enlarged to measure the major axis length of inclusion particles or a group of inclusions and the distance between inclusion particles.
  • the measuring direction of the interparticle distance is limited to the rolling direction or the rolling direction ⁇ 10°.
  • the group of inclusions is composed of two or more inclusion particles
  • the length of the major axis of the group of inclusions is determined by the distance between the outer ends of the inclusion particles located in the rolling direction. Is the length in the rolling direction.
  • the inclusion group is composed of one inclusion particle
  • the length of the major axis of the inclusion group is the length of the inclusion particle in the rolling direction.
  • the local P concentration and the Mn segregation degree were measured by using the EPMA as described above.
  • JIS No. 5 tensile test pieces were cut out so that the rolling right-angle direction was the longitudinal direction at the coil width 1/4 position, and a tensile test (according to JIS Z2241) was carried out to measure YP, TS, and El, respectively. ..
  • the delayed fracture resistance of the steel sheet was evaluated by evaluating the delayed fracture that occurs in the sheared end face itself.
  • the delayed fracture evaluation occurring on the sheared end face itself was carried out by taking a strip test piece of 30 mm in the direction perpendicular to the rolling direction and 110 mm in the rolling direction from the coil width 1/4 position of the obtained steel sheet.
  • the cutting process of the end face having a length of 110 mm was a shearing process.
  • FIG. 1 is a schematic diagram for explaining the shearing process of the end surface.
  • FIG. 1A is a front view
  • FIG. 1B is a side view.
  • the shearing process was performed with the shear angle shown in FIG. 1(a) being 0 degree and the clearance shown in FIG. 1(b) being 15% of the plate thickness.
  • the evaluation target was the free end side without the plate holder in FIG. The reason for this is that, empirically, delayed fracture of the sheared end face itself tends to occur on the free end side.
  • test pieces for observation were cut out from strip test pieces having a length of 110 mm at intervals of 10 mm.
  • Those with a frequency of occurrence of delayed fracture of 50% or more are designated as “X”, which have poor delayed fracture characteristics, those of less than 50% are designated as “O”, which are excellent in delayed fracture characteristics, and those of 25% or less are particularly designated as delayed fracture characteristics. It was described in the column of "delayed fracture characteristics" as "Excellent".
  • Example 2 Manufacturing condition No. 2 in Table 2 of Example 1. 1 (invention example), a galvanized steel sheet subjected to a galvanizing treatment was press-formed to manufacture a member of the invention example. Further, the manufacturing condition No. 1 in Table 2 of Example 1 was used. Galvanized steel sheet obtained by subjecting No. 1 (Example of the present invention) to galvanizing treatment, and manufacturing condition No. 1 in Table 2 of Example 1.
  • Example 1 the manufacturing condition No. shown in Table 2 of Example 1 was used.
  • the steel sheet according to Example 1 was press-molded to manufacture the member of the invention example.
  • the manufacturing condition No. 1 in Table 2 of Example 1 was used.
  • the steel sheet according to Example 2 of the present invention was joined by spot welding to manufacture the member of the example of the present invention.
  • These members of the examples of the present invention are “ ⁇ ” which are excellent in delayed fracture characteristics by performing delayed fracture evaluation occurring on the sheared end face itself, and therefore, it is understood that these members are suitably used for automobile parts and the like.

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Abstract

Ti及びNbの含有量が特定の関係を満足する特定の成分組成と、マルテンサイト及びベイナイトの合計の面積率が92%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10個/mm2以下である組織と、を含有し、鋼板表面から板厚方向1/4~3/4の位置範囲における局所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、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、部材及びこれらの製造方法。

Description

鋼板、部材およびこれらの製造方法
 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も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。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%超え3.5%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92%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10個/mm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]≦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との差を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300℃以下の温度までを10℃/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92%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%超え3.5%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。工業的に安定して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含有される。これらの効果を得るために、Mnの含有量は1.7%超である必要がある。Mnの含有量は1.9%以上であることが好ましく、2.1%以上であることがより好ましい。一方、Mnの含有量が過剰な場合、粗大なMnSが形成し、耐遅れ破壊特性が悪化するおそれがある。したがって、Mnの含有量は3.5%以下である必要がある。Mnの含有量は3.2%以下であることが好ましく、2.8%以下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Al、(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、鋼板の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Al、SiO、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]≦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がある。このため、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。したがって、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92%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10個/mm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:92%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92%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94%以上であることが好ましく、97%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92%未満となると、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8%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より長く、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10個/mm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(mm)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(本実施形態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10個/mm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未満である場合、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しなくてよい。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との差を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300℃以下の温度まで10℃/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、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等の偏析を軽減できる。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、1.8L/kg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
 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300℃以下の温度までの平均冷却速度:10℃/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組織全体に対する合計の面積率を92%以上にするために、680℃以上の温度から300℃以下の温度までの平均冷却速度は10℃/s以上である必要がある。680℃以上の温度から300℃以下の温度までの平均冷却速度は20℃/s以上であることが好ましく、50℃/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10℃/s未満であったり、または、冷却停止温度が300℃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300℃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。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。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以下とし、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]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 JPOXMLDOC01-appb-T000001
 
 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300℃以下の温度まで10℃/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 JPOXMLDOC01-appb-T000002
 
 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1.2mm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 JPOXMLDOC01-appb-T000003
 
 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%超え3.5%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92%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10個/mm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]≦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との差を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300℃以下の温度までを10℃/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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