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

Info

Publication number
WO2020129403A1
WO2020129403A1 PCT/JP2019/041818 JP2019041818W WO2020129403A1 WO 2020129403 A1 WO2020129403 A1 WO 2020129403A1 JP 2019041818 W JP2019041818 W JP 2019041818W WO 2020129403 A1 WO2020129403 A1 WO 2020129403A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel sheet
temperature
content
delayed fracture
Prior art date
Application number
PCT/JP2019/041818
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
真平 吉岡
義彦 小野
佑馬 本田
中村　展之
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to CN201980083868.3A priority Critical patent/CN113227415B/zh
Priority to KR1020217018592A priority patent/KR102547460B1/ko
Priority to MX2021007325A priority patent/MX2021007325A/es
Priority to JP2020506831A priority patent/JP6801818B2/ja
Priority to EP19899406.3A priority patent/EP3875616B1/en
Priority to US17/415,462 priority patent/US20220090247A1/en
Publication of WO2020129403A1 publication Critical patent/WO2020129403A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/12—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ
    • B22D11/124—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ for cooling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/16—Controlling or regulating processes or operations
    • B22D11/22—Controlling or regulating processes or operations for cooling cast stock or mould
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/22—Martempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/041—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

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.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Continuous Casting (AREA)

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／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、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／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：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／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／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］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 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１．２ｍｍ２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 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／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。
PCT/JP2019/041818 2018-12-21 2019-10-25 鋼板、部材およびこれらの製造方法 WO2020129403A1 (ja)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201980083868.3A CN113227415B (zh) 2018-12-21 2019-10-25 钢板、构件和它们的制造方法
KR1020217018592A KR102547460B1 (ko) 2018-12-21 2019-10-25 강판, 부재 및 이것들의 제조 방법
MX2021007325A MX2021007325A (es) 2018-12-21 2019-10-25 Chapa de acero, miembro y metodos para producirlos.
JP2020506831A JP6801818B2 (ja) 2018-12-21 2019-10-25 鋼板、部材およびこれらの製造方法
EP19899406.3A EP3875616B1 (en) 2018-12-21 2019-10-25 Steel sheet, member, and methods for producing them
US17/415,462 US20220090247A1 (en) 2018-12-21 2019-10-25 Steel sheet, member, and methods for producing them

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2018238964 2018-12-21
JP2018-238964 2018-12-21

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2020129403A1 true WO2020129403A1 (ja) 2020-06-25

Family

ID=71101122

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2019/041818 WO2020129403A1 (ja) 2018-12-21 2019-10-25 鋼板、部材およびこれらの製造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20220090247A1 (ja)
EP (1) EP3875616B1 (ja)
JP (1) JP6801818B2 (ja)
KR (1) KR102547460B1 (ja)
CN (1) CN113227415B (ja)
MX (1) MX2021007325A (ja)
WO (1) WO2020129403A1 (ja)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2022521604A (ja) * 2019-05-03 2022-04-11 ポスコ せん断加工性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法
WO2023281939A1 (ja) * 2021-07-09 2023-01-12 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板、高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法並びに部材
WO2023008003A1 (ja) * 2021-07-28 2023-02-02 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2023063288A1 (ja) * 2021-10-13 2023-04-20 日本製鉄株式会社 冷延鋼板及びその製造方法、並びに溶接継手

Citations (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5431019A (en) 1977-08-12 1979-03-07 Kawasaki Steel Co Steel material having good resistance to hydrogenninduceddcracking
JP3514276B2 (ja) 1995-10-19 2004-03-31 Ｊｆｅスチール株式会社 耐遅れ破壊特性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法
JP4427010B2 (ja) 2004-07-05 2010-03-03 新日本製鐵株式会社 耐遅れ破壊特性に優れた高強度調質鋼およびその製造方法
JP2014008513A (ja) * 2012-06-28 2014-01-20 Jfe Steel Corp 連続鋳造スラブの製造方法および高強度冷延鋼板の製造方法
JP5428705B2 (ja) 2009-09-25 2014-02-26 新日鐵住金株式会社 高靭性鋼板
JP2015155572A (ja) 2014-01-14 2015-08-27 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
JP5824401B2 (ja) 2012-03-30 2015-11-25 株式会社神戸製鋼所 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板およびその製造方法
JP2016153524A (ja) 2015-02-13 2016-08-25 株式会社神戸製鋼所 切断端部での耐遅れ破壊特性に優れた超高強度鋼板
WO2016163469A1 (ja) * 2015-04-08 2016-10-13 新日鐵住金株式会社 熱処理鋼板部材およびその製造方法
JP6112261B2 (ja) 2015-03-25 2017-04-12 Ｊｆｅスチール株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
WO2017138504A1 (ja) * 2016-02-10 2017-08-17 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
WO2017168958A1 (ja) * 2016-03-31 2017-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
WO2018062380A1 (ja) * 2016-09-28 2018-04-05 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS514276B1 (ja) 1971-03-26 1976-02-10
JPS5428705U (ja) 1977-07-30 1979-02-24
JPS5824401U (ja) 1981-08-11 1983-02-16 日産自動車株式会社 内燃機関の吸排気弁駆動装置
JPS6112261U (ja) 1984-06-27 1986-01-24 日本電気株式会社 半導体レ−ザ装置
KR101909356B1 (ko) * 2013-12-11 2018-10-17 아르셀러미탈 지연 파괴 저항을 갖는 마텐자이트 강 및 제조 방법
JP6005234B1 (ja) * 2015-09-29 2016-10-12 日新製鋼株式会社 疲労特性に優れた高強度ステンレス鋼板およびその製造方法
US10941471B2 (en) * 2015-12-28 2021-03-09 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet, high-strength galvanized steel sheet, method for manufacturing high-strength steel sheet, and method for manufacturing high-strength galvanized steel sheet

Patent Citations (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5431019A (en) 1977-08-12 1979-03-07 Kawasaki Steel Co Steel material having good resistance to hydrogenninduceddcracking
JP3514276B2 (ja) 1995-10-19 2004-03-31 Ｊｆｅスチール株式会社 耐遅れ破壊特性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法
JP4427010B2 (ja) 2004-07-05 2010-03-03 新日本製鐵株式会社 耐遅れ破壊特性に優れた高強度調質鋼およびその製造方法
JP5428705B2 (ja) 2009-09-25 2014-02-26 新日鐵住金株式会社 高靭性鋼板
JP5824401B2 (ja) 2012-03-30 2015-11-25 株式会社神戸製鋼所 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板およびその製造方法
JP2014008513A (ja) * 2012-06-28 2014-01-20 Jfe Steel Corp 連続鋳造スラブの製造方法および高強度冷延鋼板の製造方法
JP2015155572A (ja) 2014-01-14 2015-08-27 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
JP2016153524A (ja) 2015-02-13 2016-08-25 株式会社神戸製鋼所 切断端部での耐遅れ破壊特性に優れた超高強度鋼板
JP6112261B2 (ja) 2015-03-25 2017-04-12 Ｊｆｅスチール株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
WO2016163469A1 (ja) * 2015-04-08 2016-10-13 新日鐵住金株式会社 熱処理鋼板部材およびその製造方法
WO2017138504A1 (ja) * 2016-02-10 2017-08-17 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
WO2017168958A1 (ja) * 2016-03-31 2017-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
WO2018062380A1 (ja) * 2016-09-28 2018-04-05 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2022521604A (ja) * 2019-05-03 2022-04-11 ポスコ せん断加工性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法
JP7508469B2 (ja) 2019-05-03 2024-07-01 ポスコ カンパニー リミテッド せん断加工性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法
WO2023281939A1 (ja) * 2021-07-09 2023-01-12 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板、高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法並びに部材
JP7239078B1 (ja) * 2021-07-09 2023-03-14 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板、高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法並びに部材
WO2023008003A1 (ja) * 2021-07-28 2023-02-02 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2023063288A1 (ja) * 2021-10-13 2023-04-20 日本製鉄株式会社 冷延鋼板及びその製造方法、並びに溶接継手

Also Published As

Publication number Publication date
EP3875616B1 (en) 2023-12-06
JPWO2020129403A1 (ja) 2021-02-15
KR102547460B1 (ko) 2023-06-26
EP3875616A1 (en) 2021-09-08
EP3875616A4 (en) 2021-10-13
KR20210092278A (ko) 2021-07-23
JP6801818B2 (ja) 2020-12-16
CN113227415B (zh) 2023-05-05
MX2021007325A (es) 2021-07-07
US20220090247A1 (en) 2022-03-24
CN113227415A (zh) 2021-08-06

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN109642295B (zh) 钢板及其制造方法
JP6801819B2 (ja) 鋼板、部材およびこれらの製造方法
JP6354921B1 (ja) 鋼板およびその製造方法
US10745775B2 (en) Galvannealed steel sheet and method for producing the same
JP2017048412A (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法
JP6801818B2 (ja) 鋼板、部材およびこれらの製造方法
JP6296214B1 (ja) 薄鋼板およびその製造方法
CN115715332B (zh) 镀锌钢板、构件和它们的制造方法
WO2020079925A1 (ja) 高降伏比高強度電気亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法
JP7140302B1 (ja) 鋼板、部材およびそれらの製造方法
CN115768915B (zh) 镀锌钢板、构件和它们的制造方法
JP7028379B1 (ja) 鋼板、部材及びそれらの製造方法
CN115151673B (zh) 钢板、构件和它们的制造方法
CN116897215A (zh) 钢板、构件和它们的制造方法
JP7226672B1 (ja) 鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2023162190A1 (ja) 鋼板、部材、それらの製造方法、冷延鋼板用熱延鋼板の製造方法及び冷延鋼板の製造方法
JP7140301B1 (ja) 鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2023162381A1 (ja) 鋼板、部材、それらの製造方法、冷延鋼板用熱延鋼板の製造方法及び冷延鋼板の製造方法
JP7226673B1 (ja) 鋼板、部材およびそれらの製造方法
CN116897217A (zh) 钢板、构件和它们的制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2020506831

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 19899406

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2019899406

Country of ref document: EP

Effective date: 20210601

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20217018592

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE