WO2023135980A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2023135980A1
WO2023135980A1 PCT/JP2022/044851 JP2022044851W WO2023135980A1 WO 2023135980 A1 WO2023135980 A1 WO 2023135980A1 JP 2022044851 W JP2022044851 W JP 2022044851W WO 2023135980 A1 WO2023135980 A1 WO 2023135980A1
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WO
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less
steel sheet
temperature
bainite
strength steel
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PCT/JP2022/044851
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English (en)
French (fr)
Inventor
涼平 森本
霊玲 楊
勇樹 田路
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
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Publication date
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C18/00—Alloys based on zinc

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet and its manufacturing method.
  • TS tensile strength
  • delayed fracture may occur in parts obtained by, for example, cold-pressing a high-strength steel sheet having a tensile strength of 1320 MPa or more. Delayed fracture means that when a part to which stress is applied is placed in an environment where hydrogen penetrates, hydrogen penetrates into the interior of the part, reducing the interatomic bonding force and causing local deformation. This is a phenomenon in which microcracks are generated due to the cracking and progress of the microcracks causes the parts to break.
  • the present invention has been made in view of the above points, and an object of the present invention is to provide a high-strength steel sheet that has a tensile strength of 1320 MPa or more and is excellent in hole expansibility and delayed fracture resistance.
  • the present invention provides the following [1] to [7].
  • the iron-based carbides present in the tempered martensite and the bainite have an average equivalent circle radius of 0.10 ⁇ m or less and an average aspect ratio of 4.5 or less, and the tempered martensite and the bainite Among them, the proportion p of tempered martensite and bainite containing iron-based carbides with a number density of 7 to 35 pieces / ⁇ m 2 with the long axis orientation in the same direction within the range of 0 to 10 ° is 25 to 70% A high-strength steel plate.
  • the above component composition in terms of % by mass, is Ti: 0.100% or less, Nb: 0.100% or less, V: 0.500% or less, W: 0.500% or less, B: 0.5% or less. 0100% or less, Ni: 2.000% or less, Co: 2.000% or less, Cr: 1.000% or less, Mo: 1.000% or less, Cu: 1.000% or less, Sn: 0.500% Below, Sb: 0.500% or less, Ta: 0.100% or less, Zr: 0.200% or less, Hf: 0.020% or less, Ca: 0.0100% or less, Mg: 0.0100% or less, and REM: the high-strength steel sheet according to [1] above, containing at least one element selected from the group consisting of 0.0100% or less.
  • [3] The high-strength steel sheet according to [1] or [2] above, which has a plating layer on its surface.
  • [4] The high-strength steel sheet according to [3] above, wherein the plating layer is an alloying plating layer.
  • [5] A method for producing a high-strength steel sheet according to [1] or [2] above, wherein a steel slab having the chemical composition according to [1] or [2] above is heated to 1100°C or higher. , hot rolling at a finish rolling finish temperature of 850 to 950 ° C. to obtain a hot rolled steel plate, coiling the hot rolled steel plate at a coiling temperature of 700 ° C.
  • the steel plate is primarily cooled to a temperature T at an average cooling rate R 1 of 10.0 to 50.0 ° C./s under the conditions that satisfy the following formulas 1 and 2, and then the cooling is stopped at an average cooling rate R 2 .
  • Formula 1 0.10 ⁇ ( R2 / R1 ) ⁇ 0.70 Equation 2: (21.52 ⁇ T+5630) ⁇ R 2 ⁇ 0.022 ⁇ 12200
  • the plating treatment includes an alloying plating treatment for alloying the plating layer.
  • a high-strength steel sheet that has a tensile strength of 1320 MPa or more and is excellent in hole expansibility and delayed fracture resistance.
  • High-strength steel plate The high-strength steel sheet of the present invention has the chemical composition and microstructure described later, and satisfies the amount of diffusible hydrogen in steel described later.
  • high-strength steel sheet is also simply referred to as “steel sheet”.
  • the plate thickness of the steel plate is not particularly limited, and is, for example, 0.3 to 3.0 mm, preferably 0.5 to 2.8 mm.
  • High strength means that the tensile strength (TS) is 1320 MPa or more.
  • the high-strength steel sheet of the present invention has a tensile strength of 1320 MPa or more, and is also excellent in hole expandability and delayed fracture resistance. Therefore, the high-strength steel sheet of the present invention is extremely useful in industrial fields such as automobiles and electrical equipment, and is particularly useful for reducing the weight of frame parts for automobile bodies.
  • composition of the high-strength steel sheet of the present invention (hereinafter also referred to as “chemical composition of the present invention” for convenience) will be described.
  • “%” in the component composition of the present invention means “% by mass” unless otherwise specified.
  • C increases the strength of tempered martensite, bainite and fresh martensite. Furthermore, C precipitates fine carbides that act as hydrogen trap sites inside tempered martensite and bainite, thereby improving delayed fracture resistance. In order to sufficiently obtain these effects, the amount of C is 0.130% or more, preferably 0.150% or more, and more preferably 0.170% or more.
  • the C content is 0.350% or less, preferably 0.330% or less, and more preferably 0.310% or less.
  • Si 0.50% to 2.50%>> Si suppresses excessive formation and growth of carbides. Therefore, when reheating in the heat treatment described later, the formed carbides (iron-based carbides) tend to face in the same direction, improving the delayed fracture resistance. Furthermore, the deterioration of the hole expansibility due to the difference in hardness between the carbide and each structure is suppressed. From the viewpoint of obtaining such effects, the Si content is 0.50% or more, preferably 0.55% or more, and more preferably 0.60% or more.
  • the Si content is 2.50% or less, preferably 2.30% or less, and more preferably 2.00% or less.
  • Mn forms a microstructure mainly composed of tempered martensite and bainite, thereby suppressing the difference in hardness between the structures and improving the hole expandability. If the amount of Mn is too small, a soft phase such as ferrite is formed, and a non-negligible difference in hardness occurs between the structures, resulting in insufficient hole expansibility. Therefore, the Mn content is 2.00% or more, preferably 2.20% or more, and more preferably 2.50% or more.
  • the Mn content is 4.00% or less, preferably 3.70% or less, and more preferably 3.50% or less.
  • the P content is 0.100% or less, preferably 0.080% or less, more preferably 0.070% or less, even more preferably 0.030% or less, and particularly preferably 0.010% or less.
  • Al reduces inclusions in the steel sheet by acting as a deoxidizing agent. Therefore, the Al content is 0.001% or more, preferably 0.005% or more, more preferably 0.010% or more, and even more preferably 0.015% or more. On the other hand, too much Al increases the risk of cracks occurring in the steel slab when casting the steel slab, which lowers the manufacturability. Therefore, the Al content is 2.000% or less, preferably 1.500% or less, more preferably 1.000% or less, even more preferably 0.500% or less, and particularly preferably 0.100% or less.
  • N has a detrimental effect on delayed fracture resistance due to the formation of nitrides. If the amount of N is too large, coarse nitrides are formed, resulting in significant deterioration in delayed fracture resistance. Therefore, the smaller the amount of N, the better. Specifically, the N content is 0.0100% or less, preferably 0.0080% or less, and more preferably 0.0070% or less.
  • the component composition of the present invention may further contain at least one element selected from the group consisting of the elements described below in mass %.
  • Ti, Nb and V contribute to precipitation strengthening and are effective in increasing the strength of steel sheets. Furthermore, Ti, Nb, and V refine the grain size of the prior austenite, refine tempered martensite and bainite accordingly, and form fine precipitates that act as hydrogen trap sites, resulting in delay resistance. Better breaking properties. On the other hand, if Ti, Nb, and V are too much, when the steel slab is heated in hot rolling, Ti, Nb, and V remain undissolved, and coarse precipitates increase, resulting in delayed fracture characteristics. It may deteriorate.
  • the amount of Ti and the amount of Nb are each preferably 0.100% or less, more preferably 0.080% or less, and still more preferably 0.050% or less.
  • the V content is preferably 0.500% or less, more preferably 0.450% or less, and even more preferably 0.400% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, from the viewpoint of obtaining the effect of adding these elements, the amount of Ti, the amount of Nb, and the amount of V are each preferably 0.001% or more, more preferably 0.003% or more, and 0.005%. % or more is more preferable.
  • W improves the hardenability of the steel sheet. Furthermore, W forms fine carbides containing W that act as hydrogen trap sites and refines tempered martensite and bainite, thereby improving delayed fracture resistance. However, if W is too much, coarse precipitates such as WN and WS that remain undissolved increase when the steel slab is heated in hot rolling, and the delayed fracture resistance deteriorates. Therefore, the W content is preferably 0.500% or less, more preferably 0.300% or less, and even more preferably 0.150% or less. Although the lower limit of the W amount is not particularly limited, it is, for example, 0.010%, preferably 0.050%, from the viewpoint of obtaining the effect of adding W.
  • B (B: 0.0100% or less) B is effective in improving hardenability. Furthermore, B forms a microstructure mainly composed of tempered martensite and bainite, and prevents deterioration of hole expansibility. However, if B is too much, moldability may deteriorate. Therefore, the B content is preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0070% or less, and even more preferably 0.0050% or less. Although the lower limit of the amount of B is not particularly limited, it is, for example, 0.0005%, preferably 0.0010%, from the viewpoint of obtaining the effect of adding B.
  • Ni 2.000% or less
  • Ni increases the strength of steel through solid-solution strengthening.
  • the Ni content is preferably 2.000% or less, more preferably 1.000% or less, and even more preferably 0.500% or less.
  • the lower limit of the Ni amount is not particularly limited, it is, for example, 0.010%, preferably 0.050%, from the viewpoint of obtaining the effect of Ni addition.
  • Co (Co: 2.000% or less) Co is an element effective in improving hardenability and is effective in strengthening the steel sheet. Too much Co, however, causes deterioration of formability. Therefore, the Co content is preferably 2.000% or less, more preferably 1.000% or less, and even more preferably 0.500% or less. Although the lower limit of the amount of Co is not particularly limited, it is, for example, 0.010%, preferably 0.050%, from the viewpoint of obtaining the effect of Co addition.
  • Cr 1.000% or less
  • the Cr content is preferably 1.000% or less, more preferably 0.800% or less, and even more preferably 0.500% or less.
  • the lower limit of the amount of Cr is not particularly limited, but from the viewpoint of obtaining the effect of adding Cr, it is, for example, 0.030%, preferably 0.050%.
  • Mo Mo improves the balance between strength and ductility. Furthermore, Mo forms fine carbides containing Mo that act as hydrogen trap sites and refines tempered martensite and bainite, thereby improving delayed fracture resistance. However, if Mo is too much, the chemical conversion treatability is significantly deteriorated. Therefore, the Mo content is preferably 1.000% or less, more preferably 0.800% or less, and even more preferably 0.500% or less. Although the lower limit of the Mo amount is not particularly limited, it is, for example, 0.010%, preferably 0.050%, from the viewpoint of obtaining the effect of adding Mo.
  • Cu (Cu: 1.000% or less)
  • Cu is an element effective in strengthening steel. Furthermore, since Cu suppresses penetration of hydrogen into the steel sheet, the delayed fracture resistance is more excellent. However, if Cu is too much, the area ratio of fresh martensite becomes excessively large, and the hole expandability deteriorates. Therefore, the Cu content is preferably 1.000% or less, more preferably 0.500% or less, and even more preferably 0.200% or less.
  • the lower limit of the amount of Cu is not particularly limited, it is, for example, 0.010%, preferably 0.050%, from the viewpoint of obtaining the effect of adding Cu.
  • Sn and Sb suppress decarburization of the surface layer region of the steel plate (region of about several tens of ⁇ m deep from the surface of the steel plate) caused by nitridation or oxidation of the surface of the steel plate, and reduce the area ratio of tempered martensite on the surface of the steel plate. prevent the decrease in However, too much of these elements leads to a decrease in toughness. Therefore, the Sn content and the Sb content are each preferably 0.500% or less, more preferably 0.100% or less, and still more preferably 0.050% or less. Although the lower limits of the Sn content and the Sb content are not particularly limited, they are, for example, 0.001% and preferably 0.003%, respectively, from the viewpoint of obtaining the effect of adding Sn and Sb.
  • Ta forms alloy carbides or alloy carbonitrides and contributes to high strength. Furthermore, Ta partially dissolves in Nb carbide or Nb carbonitride and forms composite precipitates such as (Nb, Ta) (C, N), thereby significantly suppressing coarsening of the precipitates, Stabilizes the contribution of precipitation strengthening to strength.
  • the Ta content is preferably 0.100% or less, more preferably 0.080% or less, and even more preferably 0.070% or less.
  • the lower limit of the Ta amount is not particularly limited, it is, for example, 0.005%, preferably 0.010%, from the viewpoint of obtaining the effect of adding Ta.
  • Zr 0.200% or less
  • Zr improves the hardenability of the steel sheet. Furthermore, Zr produces fine carbides containing Zr that act as hydrogen trap sites, and refines tempered martensite and bainite, thereby improving delayed fracture resistance.
  • the Zr content is preferably 0.200% or less, more preferably 0.150% or less, and even more preferably 0.100% or less.
  • the lower limit of the Zr amount is not particularly limited, it is, for example, 0.005%, preferably 0.010%, from the viewpoint of obtaining the effect of adding Zr.
  • Hf Hf affects the distribution state of oxides and makes the delayed fracture resistance better. However, too much Hf degrades the formability of the steel sheet. Therefore, the Hf content is preferably 0.020% or less, more preferably 0.015% or less, and even more preferably 0.010% or less. Although the lower limit of the Hf amount is not particularly limited, it is, for example, 0.001%, preferably 0.003%, from the viewpoint of obtaining the effect of adding Hf.
  • each of the Ca content, Mg content and REM content is preferably 0.0090% or less, more preferably 0.0080% or less, and still more preferably 0.0070% or less.
  • the lower limits of the amount of Ca, the amount of Mg and the amount of REM are not particularly limited, but from the viewpoint of obtaining the effect of adding Ca, Mg and REM, they are, for example, 0.0005%, preferably 0.0010%.
  • the balance in the component composition of the present invention consists of Fe and unavoidable impurities.
  • the microstructure of the high-strength steel sheet of the present invention (hereinafter also referred to as "the microstructure of the present invention” for convenience) will be described.
  • the area ratio is the area ratio to the entire microstructure. The area ratio of each structure is obtained by the method described in [Examples] below.
  • ⁇ Total area ratio of tempered martensite and bainite 70.0% or more>> Tempered martensite and bainite contribute to tensile strength.
  • using tempered martensite and bainite as main constituents is effective in improving the hole expansibility while maintaining high strength.
  • the total area ratio of bainite and tempered martensite is 70.0% or more, preferably 72.0% or more, and more preferably 74.0% or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but considering the production conditions, the total area ratio of tempered martensite and bainite is preferably 95.0% or less, more preferably 93.0% or less, and 90.0% or less. More preferred.
  • the area ratio of fresh martensite is 15.0% or less, preferably 14.0% or less, and more preferably 13.0% or less.
  • ⁇ Remaining organization Examples of structures (residual structures) other than tempered martensite, bainite and fresh martensite include retained austenite, ferrite and pearlite.
  • the area ratio of the residual structure in the microstructure of the present invention is preferably 15.0% or less for the reason that the effect of the present invention is not impaired.
  • Iron-based carbides are present in tempered martensite and bainite.
  • Iron-based carbides are carbides mainly composed of Fe and C, such as cementite ( ⁇ carbides), ⁇ carbides, and ⁇ carbides, and mainly refer to cementite.
  • a part of Fe contained in the iron-based carbide may be substituted with other elements such as Mn, Si, and Cr.
  • the average equivalent circle radius of the iron-based carbide is 0.10 ⁇ m or less, preferably 0.08 ⁇ m or less, and more preferably 0.06 ⁇ m or less.
  • the average aspect ratio of the iron-based carbide is 4.5 or less, preferably 4.3 or less, more preferably 4.5 or less.
  • the average circle-equivalent radius and average aspect ratio of the iron-based carbide are obtained by the method described in [Example] below.
  • iron-based carbides are present in tempered martensite and bainite.
  • the total area occupied by grains of tempered martensite and bainite in the microstructure, regardless of whether iron-based carbides are present or not, is assumed to be area SA1.
  • grains (tempered martensite and bainite) in which iron-based carbides are present attention is paid to grains containing an appropriate amount of aligned iron-based carbides. More specifically, by focusing on grains containing iron-based carbides with a number density of 7 to 35 pieces/ ⁇ m 2 with long axes pointing in the same direction within the range of 0 to 10°, the area occupied by the grains is Let the area be SA2.
  • the delayed fracture resistance can be improved without impairing the hole expansibility.
  • Coarse iron-based carbides which are usually present at lath boundaries and/or block boundaries, are sources of voids during deformation. However, since the iron-based carbides aligned in the same direction are fine and are not extremely elongated, they have little adverse effect on the hole expansibility. In addition, a structure in which the orientation of the iron-based carbides is aligned tends to have a larger number of iron-based carbides than a structure in which the direction is not aligned. can be increased and the delayed fracture resistance can be improved. Therefore, the value of the ratio p is 25% or more, preferably 26% or more, more preferably 29% or more, even more preferably 30% or more, particularly preferably 35% or more, and most preferably 39% or more.
  • the value of the ratio p is 70% or less, preferably 65% or less, and more preferably 60% or less.
  • the ratio p is obtained by the method described in [Example] below.
  • the amount of diffusible hydrogen in steel is 0.50 mass ppm or less, preferably 0.40 mass ppm or less, and more preferably 0.30 mass ppm or less.
  • the lower limit of the amount of diffusible hydrogen in steel is not particularly limited, it is, for example, 0.01 ppm by mass due to production technology restrictions.
  • the amount of diffusible hydrogen in steel is determined by the method described in [Examples] below.
  • the high-strength steel sheet of the present invention may have a plating layer on its surface.
  • the plated layer is formed by a plating process which will be described later.
  • Examples of the plated layer include a zinc plated layer (Zn plated layer), an Al plated layer, etc. Among them, a zinc plated layer is preferable.
  • the galvanized layer may contain elements such as Al and Mg.
  • the plated layer may be an alloyed plated layer (alloyed plated layer).
  • the coating amount of the plating layer (coating amount per side) is preferably 20 g/m 2 or more, more preferably 25 g/m 2 or more , more preferably 30 g/m 2 or more, from the viewpoint of controlling the coating amount of the plating layer and corrosion resistance. 2 or more is more preferable.
  • the adhesion amount of the plating layer is preferably 120 g/m 2 or less, more preferably 100 g/m 2 or less, and even more preferably 70 g/m 2 or less.
  • a steel slab (steel material) having the chemical composition of the present invention is prepared.
  • Steel slabs are cast from molten steel by known methods such as, for example, continuous casting.
  • a method for producing molten steel is not particularly limited, and a known method using a converter, an electric furnace, or the like can be employed.
  • a hot-rolled steel sheet is obtained by hot-rolling the prepared steel slab under the conditions (heating temperature and finish rolling end temperature) described below.
  • ⁇ Heating temperature 1100°C or higher>>>
  • the precipitates present during the heating of the steel slab exist as coarse precipitates in the steel plate finally obtained, and not only do they not contribute to the strength, but they also adversely affect the delayed fracture resistance. Since the presence of coarse precipitates suppresses the formation of iron-based carbides, after the heat treatment described later, the ratio p becomes too small and the delayed fracture resistance deteriorates. For this reason, coarse precipitates deposited during casting of steel slabs must be re-dissolved as much as possible. If the heating temperature of the steel slab is too low, the remelting will be insufficient and the strength or delayed fracture resistance will be poor. Therefore, the heating temperature of the steel slab is 1100° C. or higher, preferably 1150° C. or higher.
  • the heating temperature of the steel slab is within the above range from the viewpoint of reducing the rolling load and also from the viewpoint of smoothing the surface of the obtained steel plate by scaling off the surface layer defects (bubbles, segregation, etc.) of the steel slab. Preferably.
  • the upper limit of the heating temperature of the steel slab is not particularly limited, but if it is too high, scale loss increases as the amount of oxidation increases. For this reason, the heating temperature of the steel slab is preferably 1400° C. or lower, more preferably 1350° C. or lower.
  • the finish rolling end temperature is 850° C. or higher, preferably 855° C. or higher, and more preferably 860° C. or higher.
  • the finish rolling end temperature is 950° C. or lower, preferably 940° C. or lower, and more preferably 930° C. or lower.
  • a hot-rolled steel sheet obtained by hot rolling is coiled at a coiling temperature described below.
  • ⁇ Winding temperature 700°C or less>> If the coiling temperature is too high, ferrite or pearlite is excessively formed in the microstructure of the hot-rolled steel sheet, and in the microstructure after heat treatment, which will be described later, the total area ratio of tempered martensite and bainite becomes too small, and the strength (tensile strength) can be the cause of the decline. Furthermore, an oxide film that is difficult to remove by pickling is formed on the surface of the hot-rolled steel sheet, which impairs the appearance of the surface after cold rolling and may cause deterioration of the hole expansibility. Therefore, the winding temperature T is 700° C. or lower, preferably 680° C. or lower, and more preferably 670° C. or lower.
  • the winding temperature may be low, but from the viewpoint of productivity, it is preferably 400°C or higher, more preferably 420°C or higher, and even more preferably 430°C or higher. If the coiling temperature is within this range, the rolling load in cold rolling can be easily reduced, and the shape of the cold-rolled steel sheet obtained by cold rolling can be easily improved.
  • the wound hot-rolled steel sheet may be pickled, if necessary, before the cold rolling described later.
  • the method of pickling should just follow a conventional method. Skin pass rolling may be performed for shape correction and pickling property improvement.
  • Cold rolling> The wound hot-rolled steel sheet is pickled as necessary, and then cold-rolled to form a cold-rolled steel sheet.
  • the rolling reduction in cold rolling is preferably 25% or more, more preferably 30% or more.
  • the draft is preferably 75% or less, more preferably 70% or less.
  • ⁇ Heat treatment> A cold-rolled steel sheet obtained by cold rolling is subjected to heat treatment under the conditions described below. Schematically, the cold-rolled steel sheet is held (heated) in the temperature zone T1, then cooled to the cooling stop temperature T2, and then held (reheated) in the temperature zone T2.
  • the temperature in the temperature region T1 is too high, the grain size of the prior austenite increases, and the direction of the iron-based carbides that precipitate during the subsequent holding in the temperature region T3 is not aligned, and the ratio p becomes too small, so the delayed fracture characteristics deteriorates. Therefore, the temperature is 950° C. or lower, preferably 940° C. or lower, and more preferably 920° C. or lower.
  • the holding time in the temperature range T1 is 30 seconds or longer, preferably 65 seconds or longer, and more preferably 100 seconds or longer.
  • the upper limit of the retention time in the temperature range T1 is not particularly limited, and is, for example, 800 seconds, preferably 500 seconds, and more preferably 200 seconds.
  • the cooling stop temperature T2 is 250° C. or lower, preferably 240° C. or lower, and more preferably 230° C. or lower.
  • the lower limit of the cooling stop temperature T2 is not particularly limited, and is, for example, 100°C, preferably 120°C.
  • Cooling In the cooling from the temperature range T1 to the cooling stop temperature T2, primary cooling is performed to the temperature T at an average cooling rate R 1 of 10.0 to 50.0 ° C./s under the conditions satisfying the following formulas 1 and 2, and then , secondary cooling to the cooling stop temperature T2 at an average cooling rate R2.
  • R 1 0.10 ⁇ ( R2 / R1 ) ⁇ 0.70 Equation 2: (21.52 ⁇ T+5630) ⁇ R 2 ⁇ 0.022 ⁇ 12200
  • the average cooling rate R2 of the secondary cooling is determined by the average cooling rate R1 of the primary cooling and the end temperature (temperature T) of the primary cooling.
  • Equation 1 the average cooling rate R2 of the secondary cooling is made slower than the average cooling rate R1 of the primary cooling.
  • the reason for this is that during secondary cooling, nucleation of iron-based carbides is promoted, and fine iron-based carbides are present over a wide range in the finally obtained microstructure. That is, when (R 2 /R 1 ) in Formula 1 is less than 0.70, the ratio p is prevented from becoming too small.
  • (Formula 2) Satisfying the above formula 2 promotes appropriate nucleation of iron-based carbides, so that iron-based carbides having an excessively large average aspect ratio are formed in holding (reheating) in the temperature range T3 described later. is suppressed. Further, by satisfying the above formula 2, nucleation of iron-based carbide occurs in the secondary cooling, and in the finally obtained microstructure, the proportion p is suppressed from becoming too small. Therefore, the value of the left side of Equation 2 is 12,200 or more, preferably 12,250 or more, and even more preferably 12,290 or more. Although the upper limit is not particularly limited, the value of the left side of Equation 2 is preferably 14,500 or less, more preferably 14,250 or less, and even more preferably 14,200 or less.
  • Equation 2 above is derived from the calculation results of tempering parameters when temperature fluctuations occur. According to Non-Patent Document 1, when calculating tempering parameters when temperature fluctuations occur, it is necessary to convert the entire process of heat treatment to equivalent tempering in which a certain constant temperature is maintained for a certain period of time.
  • Non-Patent Document 1 Toshihiro Tsuchiyama, "Interpretation of physical meaning of tempering parameters and application to continuous heating/cooling heat treatment process", Heat Treatment, Japan Heat Treatment Technology Association, June 2002, Vol. 42, No. 3, p. 163-168
  • the time from the start temperature of the secondary cooling to the cooling stop temperature is divided by, for example, ⁇ t, and the initial temperatures of each section obtained from the average cooling rate are T 1 , T 2 , T 3 , . . . Tn .
  • the tempering parameter at the time when ⁇ t has elapsed from the start of cooling is T 1 ⁇ (log ( ⁇ t) + 20)
  • the tempering parameters from the first to the end of the second section are obtained as follows: T2 *(log([Delta]t'+[Delta]t)+20) becomes.
  • ⁇ Temperature range T3 250 to 400°C>> If the temperature in the temperature range T3 is too low, the growth of iron-based carbides by tempering does not occur, the ratio p becomes too small, and the delayed fracture resistance is poor. Therefore, the temperature in the temperature range T3 is 250° C. or higher, preferably 260° C. or higher, and more preferably 270° C. or higher.
  • the temperature in the temperature range T3 is 400° C. or lower, preferably 380° C. or lower, and more preferably 360° C. or lower.
  • ⁇ Temperature increase rate up to temperature range T3 6.0 to 14.0° C./s>> If the heating rate up to the temperature region T3 is too low, the iron-based carbides in the tempered martensite and bainite coarsen, the average circle-equivalent radius of the iron-based carbides becomes excessive, and initial cracks are likely to occur on the sheared edge surface. The hole expansibility of the steel plate deteriorates. Therefore, the rate of temperature increase up to temperature region T3 is 6.0° C./s or higher, preferably 6.5° C./s or higher, and more preferably 7.0° C./s or higher.
  • the rate of temperature increase up to the temperature range T3 is 14.0° C./s or less, preferably 13.0° C./s or less, and more preferably 12.0° C./s or less.
  • the holding time in the temperature range T3 is 30 seconds or longer, preferably 100 seconds or longer, and more preferably 180 seconds or longer.
  • the upper limit of the retention time in the temperature range T3 is not particularly limited, and is, for example, 800 seconds, preferably 500 seconds, and more preferably 300 seconds.
  • a plating treatment for forming a plating layer may be applied to the cold-rolled steel sheet that has been subjected to the heat treatment described above.
  • Examples of the plating treatment include hot dip galvanizing treatment.
  • a zinc plating layer is formed as the plating layer.
  • the hot-dip galvanizing treatment is performed, for example, the cold-rolled steel sheet subjected to the heat treatment described above is immersed in a hot-dip galvanizing bath at 440 to 500°C. After immersion, the coating weight of the plating layer is adjusted by gas wiping or the like.
  • Elements such as Al, Mg, and Si may be mixed in the hot-dip galvanizing bath. Elements may be mixed.
  • the amount of Al in the hot dip galvanizing bath is preferably 0.08 to 0.30%.
  • the plating treatment may include an alloying treatment for alloying the formed plating layer.
  • the alloying treatment is performed after the hot-dip galvanizing treatment, the galvanized layer is alloyed at a temperature of 450 to 600° C. (alloying temperature). If the alloying temperature is too high, the untransformed austenite transforms into pearlite and the area ratio of retained austenite becomes too small.
  • the Fe concentration of the alloyed galvanized layer is preferably 8 to 17% by mass.
  • the heat-treated and plated cold-rolled steel sheet corresponds to the high-strength steel sheet of the present invention.
  • the heat-treated cold-rolled steel sheet corresponds to the high-strength steel sheet of the present invention.
  • Some cold-rolled steel sheets were subjected to hot-dip galvanizing treatment to form galvanized layers on both sides to obtain hot-dip galvanized steel sheets (GI).
  • the coating weight of the galvanized layer (the coating weight per side) was set to 45 g/m 2 .
  • some of the hot-dip galvanized steel sheets (GI) were subjected to an alloying treatment to alloy the formed galvanized layers to obtain alloyed hot-dip galvanized steel sheets (GA).
  • the alloying treatment was adjusted so that the Fe concentration of the alloyed galvanized layer was in the range of 9 to 12% by mass.
  • a hot dip galvanizing bath containing 0.19% by mass of Al was used for the hot dip galvanized steel sheet (GI).
  • a hot dip galvanizing bath containing 0.14% by mass of Al was used for the alloyed hot dip galvanized steel sheet (GA).
  • the bath temperature was 465°C in all cases.
  • cold-rolled steel sheets CR
  • hot-dip galvanized steel sheets GI
  • alloyed hot-dip galvanized steel sheets G
  • the iron-based carbides whose long axis direction is within 10° clockwise or counterclockwise are defined as “within the range of 0 to 10° iron-based carbides pointing in the same direction”.
  • a test piece having a size of 5 mm ⁇ 30 mm was cut out from the obtained steel plate.
  • a plating layer (zinc plating layer or alloyed zinc plating layer) was formed, the plating layer was removed using a router (precision grinder).
  • the test piece was placed in a quartz tube, and the inside of the quartz tube was replaced with argon gas (Ar). After that, the inside of the quartz tube was heated to 400° C. at a rate of 200° C./hr, and the amount of hydrogen generated from inside the quartz tube during the temperature rise was measured by temperature programmed analysis using a gas chromatograph.
  • the cumulative amount of hydrogen detected in the temperature range from room temperature (25°C) to less than 250°C was determined as the amount of diffusible hydrogen in the steel (unit: % by mass). The results are shown in Table 3 below.
  • TS tensile strength
  • a test piece was taken from the obtained steel plate. When a plating layer was formed, it was dissolved and removed using diluted hydrochloric acid, and after being stored at room temperature for one day (dehydrogenation treatment), a test piece was sampled.
  • the size of the test piece the length of the long side (the length in the direction perpendicular to the rolling direction) was 100 mm, and the length of the short side (the length in the rolling direction) was 30 mm.
  • the end face on the long side was used as the evaluation end face, and the end face on the short side was used as the non-evaluation end face. Cutting of the evaluation end face was performed by shearing.
  • the shearing clearance was 10% and the rake angle was 0.5 degrees.
  • the evaluation end face was in the state of being sheared. That is, no machining was performed to remove burrs. On the other hand, the non-evaluation end faces were machined to remove burrs.
  • a bending process was performed on such a test piece.
  • the bending was performed under conditions such that the ratio (R/t) of the bending radius R to the plate thickness t of the test piece was 4.0 and the bending angle was 90 degrees (V-shaped bending).
  • the plate thickness t was 2.0 mm
  • a punch with a tip radius of 8.0 mm was used. More specifically, a punch having a tip radius as described above and having a U shape (the tip portion is semicircular and the thickness of the trunk portion is 2R) was used.
  • a die with a corner bending radius of 30 mm was used for bending.
  • Residual stress S1 Residual stress of 1300 MPa or more and 1500 MPa or less
  • Residual stress S2 Residual stress of over 1500 MPa and 1700 MPa or less
  • Residual stress S3 Residual stress of over 1700 MPa and 1900 MPa or less
  • a test piece was set to two.
  • the necessary tightening amount was calculated by CAE (Computer Aided Engineering) analysis. Bolting was carried out by passing a bolt through an elliptical hole (short axis: 10 mm, long axis: 15 mm) previously provided 10 mm inside from the non-evaluation end face of the test piece.
  • the bolted test piece was immersed in hydrochloric acid (hydrogen chloride aqueous solution) having a pH of 4, and the pH was kept constant at 25°C.
  • the amount of hydrochloric acid was 1 L or more per test piece. After 48 hours of immersion, the specimens in hydrochloric acid were checked for visible microcracks (having a length of about 1 mm). This microcrack represents the initial state of delayed fracture.
  • the results according to the presence or absence of microcracks ("X", " ⁇ ", " ⁇ ” or " ⁇ ” shown below) are shown in Table 3 below.
  • x One or more microcracks were observed in the test piece to which the residual stress S1 was applied.
  • ⁇ No microcracks were found in the test piece loaded with the residual stress S1, but one or more microcracks were found in the test piece loaded with the residual stress S2.
  • Good No microcracks were observed in the specimens loaded with residual stress S1 and residual stress S2, but one or more microcracks were observed in the specimen loaded with residual stress S3.
  • steel sheets with a ratio p of 26% or more are " ⁇ "
  • steel sheets with a ratio p of 29% or more are “ ⁇ ”
  • steel sheets with a ratio p of 39% or more were marked with “ ⁇ ”.

Abstract

１３２０ＭＰａ以上の引張強さを有し、穴広げ性および耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼板を提供する。上記高強度鋼板は、特定の成分組成を有し、鋼中拡散性水素が０．５０質量ｐｐｍ以下であり、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトが７０．０％以上であり、フレッシュマルテンサイトが１５．０％以下であり、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトに存在する鉄基炭化物は、平均円相当半径が０．１０μｍ以下、平均アスペクト比が４．５以下であり、長軸の向きが０～１０°の範囲内で同じ方向を向く鉄基炭化物を７～３５個／μｍ２の個数密度で含む焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの割合ｐが２５～７０％である。

Description

高強度鋼板およびその製造方法
　本発明は、高強度鋼板およびその製造方法に関する。
　近年、地球環境保全の観点から、自動車の燃費向上のため、自動車の車体を軽量化するニーズが高まっている。
　このとき、車体の強度を維持しつつ、車体を軽量化する。例えば、従来、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上である高強度鋼板が使用されている（特許文献１）。
国際公開第２０２０／０４５２１９号
　近年、車体のキャビン周辺の骨格部品に、引張強さ（ＴＳ）が１３２０ＭＰａ以上である高強度鋼板を使用することが望まれている。
　ところで、鋼板の高強度化に伴い、鋼板の成形性が不十分となり、鋼板を複雑な形状にプレス加工することが難しくなる場合がある。成形性の指標の１つとして、穴広げ試験によって評価される穴広げ性が挙げられる。
　また、引張強さが１３２０ＭＰａ以上である高強度鋼板を例えば冷間プレスすることにより得られた部品については、遅れ破壊が生じるおそれがある。
　遅れ破壊とは、応力が付加された部品が水素侵入環境下に置かれたとき、その内部に水素が侵入して、原子間結合力を低下させたり、局所的な変形を生じさせたりすることにより、微小亀裂が生じ、その微小亀裂が進展することで部品が破壊する現象である。
　このため、高強度鋼板には、十分な穴広げ性のほか、良好な耐遅れ破壊特性も要求される。
　本発明は、以上の点を鑑みてなされたものであり、１３２０ＭＰａ以上の引張強さを有し、穴広げ性および耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは、鋭意検討した結果、下記構成を採用することにより、上記目的が達成されることを見出し、本発明を完成させた。
　すなわち、本発明は、以下の［１］～［７］を提供する。
［１］質量％で、Ｃ：０．１３０～０．３５０％、Ｓｉ：０．５０～２．５０％、Ｍｎ：２．００～４．００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０５００％以下、Ａｌ：０．００１～２．０００％、Ｎ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、ミクロ組織と、を有し、鋼中拡散性水素が、０．５０質量ｐｐｍ以下であり、上記ミクロ組織においては、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率が、７０．０％以上であり、フレッシュマルテンサイトの面積率が、１５．０％以下であり、上記焼戻しマルテンサイトおよび上記ベイナイトに存在する鉄基炭化物は、平均円相当半径が０．１０μｍ以下、平均アスペクト比が４．５以下であり、上記焼戻しマルテンサイトおよび上記ベイナイトのうち、長軸の向きが０～１０°の範囲内で同じ方向を向く鉄基炭化物を７～３５個／μｍ２の個数密度で含む焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの割合ｐが、２５～７０％である、高強度鋼板。
［２］上記成分組成は、更に、質量％で、Ｔｉ：０．１００％以下、Ｎｂ：０．１００％以下、Ｖ：０．５００％以下、Ｗ：０．５００％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｎｉ：２．０００％以下、Ｃо：２．０００％以下、Ｃｒ：１．０００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下、Ｃｕ：１．０００％以下、Ｓｎ：０．５００％以下、Ｓｂ：０．５００％以下、Ｔａ：０．１００％以下、Ｚｒ：０．２００％以下、Ｈｆ：０．０２０％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、および、ＲＥＭ：０．０１００％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、上記［１］に記載の高強度鋼板。
［３］表面にめっき層を有する、上記［１］または［２］に記載の高強度鋼板。
［４］上記めっき層が、合金化めっき層である、上記［３］に記載の高強度鋼板。
［５］上記［１］または［２］に記載の高強度鋼板を製造する方法であって、上記［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼スラブを、１１００℃以上に加熱し、８５０～９５０℃の仕上げ圧延終了温度で熱間圧延することにより、熱延鋼板を得て、上記熱延鋼板を、７００℃以下の巻取温度で巻き取り、次いで、冷間圧延することにより、冷延鋼板を得て、上記冷延鋼板に熱処理を施し、上記熱処理では、上記冷延鋼板を、８００～９５０℃の温度域Ｔ１で３０秒以上保持し、その後、２５０℃以下の冷却停止温度Ｔ２まで冷却し、次いで、６．０～１４．０℃／ｓの昇温速度で２５０～４００℃の温度域Ｔ３まで昇温させてから３０秒以上保持し、上記冷却では、上記冷延鋼板を、下記式１および式２を満たす条件で、１０．０～５０．０℃／ｓの平均冷却速度Ｒ１で温度Ｔまで１次冷却し、次いで、平均冷却速度Ｒ２で上記冷却停止温度Ｔ２まで２次冷却する、高強度鋼板の製造方法。
式１：０．１０＜（Ｒ２／Ｒ１）＜０．７０
式２：（２１．５２×Ｔ＋５６３０）×Ｒ２ －０．０２２≧１２２００
［６］上記熱処理の後、上記冷延鋼板に対して、めっき層を形成するめっき処理を施す、上記［５］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［７］上記めっき処理が、上記めっき層を合金化する合金化めっき処理を含む、上記［６］に記載の高強度鋼板の製造方法。
　本発明によれば、１３２０ＭＰａ以上の引張強さを有し、穴広げ性および耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼板を提供できる。
［高強度鋼板］
　本発明の高強度鋼板は、後述する成分組成およびミクロ組織を有し、かつ、後述する鋼中拡散性水素量を満足する。
　以下、「高強度鋼板」を、単に、「鋼板」ともいう。
　鋼板の板厚は、特に限定されず、例えば、０．３～３．０ｍｍであり、０．５～２．８ｍｍが好ましい。
　高強度とは、引張強さ（ＴＳ）が１３２０ＭＰａ以上であることを意味する。
　本発明の高強度鋼板は、１３２０ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ、穴広げ性および耐遅れ破壊特性にも優れる。このため、本発明の高強度鋼板は、自動車、電気機器などの産業分野での利用価値が非常に大きく、特に、自動車の車体の骨格部品の軽量化に対して極めて有用である。
 〈成分組成〉
　本発明の高強度鋼板の成分組成（以下、便宜的に、「本発明の成分組成」ともいう）について説明する。
　本発明の成分組成における「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
 《Ｃ：０．１３０％～０．３５０％》
　Ｃは、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトおよびフレッシュマルテンサイトの強度を上昇させる。
　更に、Ｃは、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの内部に水素のトラップサイトとなる微細な炭化物を析出させ、耐遅れ破壊特性を向上させる。
　これらの効果を十分に得るため、Ｃ量は、０．１３０％以上であり、０．１５０％以上が好ましく、０．１７０％以上がより好ましい。
　一方、Ｃ量が多すぎると、鋼板の強度が過度に高くなることで、鋼の水素脆化感受性が高くなり、十分な耐遅れ破壊特性を得ることができない。更に、自動車部品を接合する際に重要となる溶接性が劣化する。
　このため、Ｃ量は、０．３５０％以下であり、０．３３０％以下が好ましく、０．３１０％以下がより好ましい。
 《Ｓｉ：０．５０％～２．５０％》
　Ｓｉは、炭化物の過度な形成および成長を抑制する。このため、後述する熱処理において再加熱する際に、形成される炭化物（鉄基炭化物）が同じ向きを向きやすくなり、耐遅れ破壊特性が向上する。更に、炭化物と各組織との硬度差に起因する穴広げ性の低下が抑制される。
　このような効果を得る観点から、Ｓｉ量は、０．５０％以上であり、０．５５％以上が好ましく、０．６０％以上がより好ましい。
　一方、Ｓｉ量が多すぎると鋼板が脆化して、良好な穴広げ性を得ることが困難となる。
　このため、Ｓｉ量は、２．５０％以下であり、２．３０％以下が好ましく、２．００％以下がより好ましい。
 《Ｍｎ：２．００％～４．００％》
　Ｍｎは、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトを主体とするミクロ組織を形成し、これにより、各組織間の硬度差を抑制し、穴広げ性を向上させる。Ｍｎ量が過小であると、フェライトなどの軟質相が生成し、各組織間に無視できないほどの硬度差が発生して、十分な穴広げ性が得られない。
　このため、Ｍｎ量は、２．００％以上であり、２．２０％以上が好ましく、２．５０％以上がより好ましい。
　一方、Ｍｎ量が多すぎると鋼板が脆化して、良好な穴広げ性を得ることが困難となる。
　このため、Ｍｎ量は、４．００％以下であり、３．７０％以下が好ましく、３．５０％以下がより好ましい。
 《Ｐ：０．１００％以下》
　Ｐは、粒界偏析により鋼板を脆化させ、耐遅れ破壊特性および溶接性に対して悪影響を及ぼす。このため、Ｐ量は、０．１００％以下であり、０．０８０％以下が好ましく、０．０７０％以下がより好ましく、０．０３０％以下が更に好ましく、０．０１０％以下が特に好ましい。
 《Ｓ：０．０５００％以下》
　Ｓは、粒界に偏析して、熱間加工の際に、鋼板を脆化させる。更に、Ｓは、硫化物を形成することにより、耐遅れ破壊特性に悪影響を及ぼす。このため、Ｓ量は、０．０５００％以下であり、０．０４００％以下が好ましく、０．０３００％以下がより好ましく、０．０１００％以下が更に好ましく、０．００５０％以下が特に好ましい。
 《Ａｌ：０．００１～２．０００％》
　Ａｌは、脱酸剤として作用することにより、鋼板中の介在物を低減する。このため、Ａｌ量は、０．００１％以上であり、０．００５％以上が好ましく、０．０１０％以上がより好ましく、０．０１５％以上が更に好ましい。
　一方、Ａｌが多すぎると、鋼スラブを鋳造する際に鋼スラブに割れが発生する危険性が高まり、製造性を低下させる。このため、Ａｌ量は、２．０００％以下であり、１．５００％以下が好ましく、１．０００％以下がより好ましく、０．５００％以下が更に好ましく、０．１００％以下が特に好ましい。
 《Ｎ：０．０１００％以下》
　Ｎは、窒化物の形成により耐遅れ破壊特性に対し悪影響を及ぼす。Ｎ量が多すぎると、粗大な窒化物が形成され、耐遅れ破壊特性の劣化が顕著となる。このため、Ｎ量は、少ないほど好ましい。具体的には、Ｎ量は、０．０１００％以下であり、０．００８０％以下が好ましく、０．００７０％以下がより好ましい。
 《その他の元素》
　本発明の成分組成は、更に、質量％、以下に記載する元素からなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有してもよい。
　（Ｔｉ：０．１００％以下、Ｎｂ：０．１００％以下、Ｖ：０．５００％以下）
　Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、析出強化に寄与するので、鋼板の高強度化に有効である。更に、Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、旧オーステナイト粒径を微細化したり、それに伴い、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトを微細化したり、水素のトラップサイトとなる微細な析出物を形成したりして、耐遅れ破壊特性をより良好にする。
　一方、Ｔｉ、ＮｂおよびＶが多すぎると、熱間圧延において鋼スラブを加熱する際に、Ｔｉ、ＮｂおよびＶが未固溶で残存し、粗大な析出物が増加して、遅れ破壊特性が劣化する場合がある。
　このため、Ｔｉ量およびＮｂ量は、それぞれ、０．１００％以下が好ましく、０．０８０％以下がより好ましく、０．０５０％以下が更に好ましい。Ｖ量は、０．５００％以下が好ましく、０．４５０％以下がより好ましく、０．４００％以下が更に好ましい。
　下限は特に限定されないが、これらの元素の添加効果を得る観点から、Ｔｉ量、Ｎｂ量およびＶ量は、それぞれ、０．００１％以上が好ましく、０．００３％以上がより好ましく、０．００５％以上が更に好ましい。
　（Ｗ：０．５００％以下）
　Ｗは、鋼板の焼入れ性を向上させる。更に、Ｗは、水素のトラップサイトとなるＷを含む微細な炭化物を生成したり、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトを微細化したりして、耐遅れ破壊特性をより良好にする。
　もっとも、Ｗが多すぎると、熱間圧延において鋼スラブを加熱する際に、未固溶で残存するＷＮやＷＳなどの粗大な析出物が増加し、耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、Ｗ量は、０．５００％以下が好ましく、０．３００％以下がより好ましく、０．１５０％以下が更に好ましい。
　Ｗ量の下限は、特に限定されないが、Ｗの添加効果を得る観点からは、例えば、０．０１０％であり、０．０５０％が好ましい。
　（Ｂ：０．０１００％以下）
　Ｂは、焼入れ性の向上に有効である。更に、Ｂは、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトを主体とするミクロ組織を形成し、穴広げ性の低下を防ぐ。
　もっとも、Ｂが多すぎると、成形性が低下する場合がある。このため、Ｂ量は、０．０１００％以下が好ましく、０．００７０％以下がより好ましく、０．００５０％以下が更に好ましい。
　Ｂ量の下限は、特に限定されないが、Ｂの添加効果を得る観点からは、例えば、０．０００５％であり、０．００１０％が好ましい。
　（Ｎｉ：２．０００％以下）
　Ｎｉは、固溶強化により鋼の強度を上昇させる。
　もっとも、Ｎｉ量が多すぎると、フレッシュマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ性が低下する。このため、Ｎｉ量は、２．０００％以下が好ましく、１．０００％以下がより好ましく、０．５００％以下が更に好ましい。
　Ｎｉ量の下限は、特に限定されないが、Ｎｉの添加効果を得る観点から、例えば、０．０１０％であり、０．０５０％が好ましい。
　（Ｃо：２．０００％以下）
　Ｃｏは、焼入れ性の向上に有効な元素であり、鋼板の強化に有効である。
　もっとも、Ｃｏが多すぎると、成形性の劣化を引き起こす。このため、Ｃｏ量は、２．０００％以下が好ましく、１．０００％以下がより好ましく、０．５００％以下が更に好ましい。
　Ｃｏ量の下限は、特に限定されないが、Ｃｏの添加効果を得る観点から、例えば、０．０１０％であり、０．０５０％が好ましい。
　（Ｃｒ：１．０００％以下）
　Ｃｒは、強度と延性とのバランスを向上させる。
　もっとも、Ｃｒが多すぎると、後述する熱処理において再加熱する際に、セメンタイト固溶速度が遅延され、セメンタイトなどのＦｅを主成分とする比較的粗大な炭化物が未固溶のまま残存し、耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、Ｃｒ量は、１．０００％以下が好ましく、０．８００％以下がより好ましく、０．５００％以下が更に好ましい。
　Ｃｒ量の下限は、特に限定されないが、Ｃｒの添加効果を得る観点から、例えば、０．０３０％であり、０．０５０％が好ましい。
　（Ｍｏ：１．０００％以下）
　Ｍｏは、強度と延性とのバランスを向上させる。更に、Ｍｏは、水素のトラップサイトとなるＭｏを含む微細な炭化物を生成したり、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトを微細化したりして、耐遅れ破壊特性をより良好にする。
　もっとも、Ｍｏが多すぎると、化成処理性が著しく劣化する。このため、Ｍｏ量は、１．０００％以下が好ましく、０．８００％以下がより好ましく、０．５００％以下が更に好ましい。
　Ｍｏ量の下限は、特に限定されないが、Ｍｏの添加効果を得る観点から、例えば、０．０１０％であり、０．０５０％が好ましい。
　（Ｃｕ：１．０００％以下）
　Ｃｕは、鋼の強化に有効な元素である。更に、Ｃｕは、鋼板に水素が侵入することを抑制するため、耐遅れ破壊特性がより優れる。
　もっとも、Ｃｕが多すぎると、フレッシュマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ性が劣化する。このため、Ｃｕ量は、１．０００％以下が好ましく、０．５００％以下がより好ましく、０．２００％以下が更に好ましい。
　Ｃｕ量の下限は、特に限定されないが、Ｃｕの添加効果を得る観点から、例えば、０．０１０％であり、０．０５０％が好ましい。
　（Ｓｎ：０．５００％以下、Ｓｂ：０．５００％以下）
　ＳｎおよびＳｂは、鋼板の表面の窒化または酸化によって生じる、鋼板の表層領域（鋼板の表面から深さ数十μｍ程度の領域）の脱炭を抑制し、鋼板の表面において焼戻しマルテンサイトの面積率が減少することを防止する。
　もっとも、これらの元素が多すぎると、靭性の低下を招く。このため、Ｓｎ量およびＳｂ量は、それぞれ、０．５００％以下が好ましく、０．１００％以下がより好ましく、０．０５０％以下が更に好ましい。
　Ｓｎ量およびＳｂ量の下限は、特に限定されないが、ＳｎおよびＳｂの添加効果を得る観点から、それぞれ、例えば、０．００１％であり、０．００３％が好ましい。
　（Ｔａ：０．１００％以下）
　Ｔａは、合金炭化物または合金炭窒化物を生成して、高強度化に寄与する。更に、Ｔａは、Ｎｂ炭化物またはＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）などの複合析出物を生成することで、析出物の粗大化を著しく抑制し、析出強化による強度への寄与を安定化させる。
　もっとも、Ｔａを過剰に添加しても、これらの効果が飽和するうえ、コストも増加する。このため、Ｔａ量は、０．１００％以下が好ましく、０．０８０％以下がより好ましく、０．０７０％以下が更に好ましい。
　Ｔａ量の下限は、特に限定されないが、Ｔａの添加効果を得る観点から、例えば、０．００５％であり、０．０１０％が好ましい。
　（Ｚｒ：０．２００％以下）
　Ｚｒは、鋼板の焼入れ性を向上させる。更に、Ｚｒは、水素のトラップサイトとなるＺｒを含む微細な炭化物を生成したり、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトを微細化したりして、耐遅れ破壊特性をより良好にする。
　もっとも、Ｚｒが多すぎると、介在物等の増加を引き起こして、鋼板の表面および内部の欠陥を引き起こし、耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｚｒ量は、０．２００％以下が好ましく、０．１５０％以下がより好ましく、０．１００％以下が更に好ましい。
　Ｚｒ量の下限は、特に限定されないが、Ｚｒの添加効果を得る観点から、例えば、０．００５％であり、０．０１０％が好ましい。
　（Ｈｆ：０．０２０％以下）
　Ｈｆは、酸化物の分布状態に影響を及ぼし、耐遅れ破壊特性をより良好にする。
　もっとも、Ｈｆが多すぎると、鋼板の成形性を劣化させる。このため、Ｈｆ量は、０．０２０％以下が好ましく、０．０１５％以下がより好ましく、０．０１０％以下が更に好ましい。
　Ｈｆ量の下限は、特に限定されないが、Ｈｆの添加効果を得る観点から、例えば、０．００１％であり、０．００３％が好ましい。
　（Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下）
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭ（希土類金属）は、硫化物の形状を球状化し、穴広げ性に対する硫化物の悪影響を改善する。
　もっとも、これらの元素が多すぎると、介在物等の増加を引き起こして、鋼板の表面および内部の欠陥などを引き起こし、耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｃａ量、Ｍｇ量およびＲＥＭ量は、それぞれ、０．００９０％以下が好ましく、０．００８０％以下がより好ましく、０．００７０％以下が更に好ましい。
　Ｃａ量、Ｍｇ量およびＲＥＭ量の下限は、特に限定されないが、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの添加効果を得る観点から、それぞれ、例えば、０．０００５％であり、０．００１０％が好ましい。
 《残部：Ｆｅおよび不可避的不純物》
　本発明の成分組成における残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
 〈ミクロ組織〉
　次に、本発明の高強度鋼板のミクロ組織（以下、便宜的に、「本発明のミクロ組織」ともいう）を説明する。
　本発明の効果を得るためには、上述した本発明の成分組成を満足するだけでは不十分であり、以下に説明する本発明のミクロ組織を満足することを要する。
　以下、面積率は、ミクロ組織全体に対する面積率である。各組織の面積率は、後述する［実施例］に記載の方法により求める。
 《焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率：７０．０％以上》
　焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトは、引張強さに寄与する。
　また、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトを主体とすることは、高強度を保ちつつ穴広げ性を高めるのに有効である。
　これらの効果を十分に得るため、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計の面積率は、７０．０％以上であり、７２．０％以上が好ましく、７４．０％以上がより好ましい。
　一方、上限は特に限定されないが、製造条件を鑑みると、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率は、９５．０％以下が好ましく、９３．０％以下がより好ましく、９０．０％以下が更に好ましい。
 《フレッシュマルテンサイトの面積率：１５．０％以下》
　フレッシュマルテンサイトは、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトとの間に大きな硬度差を生じるため、打ち抜き時に、その硬度差に起因して穴広げ性を低下させる。このため、フレッシュマルテンサイトが鋼板に過剰に存在することを避ける必要がある。
　具体的には、良好な穴広げ性を得る観点から、フレッシュマルテンサイトの面積率は、１５．０％以下であり、１４．０％以下が好ましく、１３．０％以下がより好ましい。
 《残部組織》
　焼戻しマルテンサイト、ベイナイトおよびフレッシュマルテンサイトを除く組織（残部組織）としては、例えば、残留オーステナイト、フェライト、パーライトなどが挙げられる。本発明の効果を阻害しないという理由から、本発明のミクロ組織における残部組織の面積率は、１５．０％以下が好ましい。
 《鉄基炭化物》
　次に、鉄基炭化物を説明する。
　鉄基炭化物は、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの中に存在する。
　鉄基炭化物は、セメンタイト（θ炭化物）、ε炭化物、χ炭化物などの主にＦｅおよびＣからなる炭化物であり、主として、セメンタイトを指す。
　鉄基炭化物に含まれるＦｅの一部は、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒなどの他の元素で置換されていてもよい。
　（平均円相当半径：０．１０μｍ以下）
　鉄基炭化物の平均円相当半径が大きすぎると、鉄基炭化物は過度に粗大であるため、プレス加工時に鉄基炭化物を起点としたボイドが発生しやすくなり、穴広げ性が劣化する。
　このため、鉄基炭化物の平均円相当半径は、０．１０μｍ以下であり、０．０８μｍ以下が好ましく、０．０６μｍ以下がより好ましい。
　（平均アスペクト比：４．５以下）
　鉄基炭化物の平均アスペクト比が大きすぎると、プレス加工時に応力が集中し、特にせん断端面において鉄基炭化物の割れによるボイドが発生しやすくなり、良好な穴広げ性が得られない。
　このため、鉄基炭化物の平均アスペクト比は、４．５以下であり、４．３以下が好ましく、４．５以下がより好ましい。
　鉄基炭化物の平均円相当半径および平均アスペクト比は、後述する［実施例］に記載の方法により求める。
 《割合ｐ：２５～７０％》
　次に、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトのうち、長軸の向きが０～１０°の範囲内で同じ方向を向く鉄基炭化物を７～３５個／μｍ２の個数密度で含む焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの割合ｐ（便宜的に、単に「割合ｐ」ともいう）を説明する。
　上述したように、鉄基炭化物は、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトに存在する。
　まず、鉄基炭化物が存在する／しないにかかわらず、ミクロ組織において、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの粒が占める全面積を、仮に、面積ＳＡ１とする。
　次いで、鉄基炭化物が存在する粒（焼戻しマルテンサイトおよびベイナイト）のうち、向きが揃った鉄基炭化物を適度に含む粒に着目する。より詳細には、長軸の向きが０～１０°の範囲内で同じ方向を向く鉄基炭化物を７～３５個／μｍ２の個数密度で含む粒に着目し、その粒が占める面積を、仮に、面積ＳＡ２とする。
　割合ｐ（単位：％）は、面積ＳＡ１に対する面積ＳＡ２の割合（＝１００×ＳＡ２／ＳＡ１）である。
　割合ｐが一定値以上であることにより、穴広げ性を損なうことなく、耐遅れ破壊特性を向上できる。
　通常、ラス境界および／またはブロック境界に存在する粗大な鉄基炭化物は、変形中にボイドの発生源となる。しかし、向きが揃った鉄基炭化物は、微細かつ極端に伸長していないため、穴広げ性に及ぼす悪影響が小さい。
　また、鉄基炭化物の向きが揃っている組織は、そうでない組織と比較して、鉄基炭化物の個数が多い傾向にあり、そのような組織を鋼板に含ませることで、水素のトラップサイト数を増やし、耐遅れ破壊特性を向上できる。
　したがって、割合ｐの値は、２５％以上であり、２６％以上が好ましく、２９％以上がより好ましく、３０％以上が更に好ましく、３５％以上が特に好ましく、３９％以上が最も好ましい。
　一方、鉄基炭化物の向きが揃っている組織が鋼板に過剰に含まれると、鋼板の加工時に、セメンタイトを起点とするボイドが形成される可能性が高まり、穴広げ性に悪影響を及ぼす。
　このため、良好な穴広げ性を得る観点から、割合ｐの値は、７０％以下であり、６５％以下が好ましく、６０％以下がより好ましい。
　割合ｐは、後述する［実施例］に記載の方法により求める。
 〈鋼中拡散性水素量：０．５０質量ｐｐｍ以下〉
　良好な耐遅れ破壊特性を確保する観点から、鋼中拡散性水素量は、０．５０質量ｐｐｍ以下であり、０．４０質量ｐｐｍ以下が好ましく、０．３０質量ｐｐｍ以下がより好ましい。
　鋼中拡散性水素量の下限は、特に限定されないが、生産技術上の制約から、例えば、０．０１質量ｐｐｍである。
　鋼中拡散性水素量は、後述する［実施例］に記載の方法により求める。
 〈めっき層〉
　本発明の高強度鋼板は、その表面上に、めっき層を備えてもよい。めっき層は、後述するめっき処理によって形成される。
　めっき層としては、亜鉛めっき層（Ｚｎめっき層）、Ａｌめっき層などが挙げられ、なかでも、亜鉛めっき層が好ましい。亜鉛めっき層は、Ａｌ、Ｍｇなどの元素を含有していてもよい。めっき層は、合金化されためっき層（合金化めっき層）であってもよい。
　めっき層の付着量（片面あたりの付着量）は、めっき層の付着量の制御上の観点および耐食性の観点から、２０ｇ／ｍ２以上が好ましく、２５ｇ／ｍ２以上がより好ましく、３０ｇ／ｍ２以上が更に好ましい。
　一方、密着性の観点から、めっき層の付着量は、１２０ｇ／ｍ２以下が好ましく、１００ｇ／ｍ２以下がより好ましく、７０ｇ／ｍ２以下が更に好ましい。
［高強度鋼板の製造方法］
　次に、本発明の高強度鋼板の製造方法（以下、便宜的に、「本発明の製造方法」ともいう）を説明する。
 〈鋼スラブ〉
　本発明の製造方法においては、まず、上述した本発明の成分組成を有する鋼スラブ（鋼素材）を準備する。
　鋼スラブは、例えば、連続鋳造法などの公知の方法によって、溶鋼から鋳造される。
　溶鋼を製造する方法は、特に限定されず、転炉、電気炉などを用いた公知の方法を採用できる。
 〈熱間圧延〉
　本発明の製造方法においては、準備された鋼スラブを、以下に説明する条件（加熱温度および仕上げ圧延終了温度）で熱間圧延することにより、熱延鋼板を得る。
 《加熱温度：１１００℃以上》
　熱間圧延においては、鋼スラブを加熱する。
　鋼スラブを加熱する段階で存在する析出物は、最終的に得られる鋼板においては、粗大な析出物として存在し、強度に寄与しないばかりか、耐遅れ破壊特性に悪影響を及ぼす。
　粗大な析出物の存在は、鉄基炭化物の形成を抑制するため、後述する熱処理後において、割合ｐが過小になり、耐遅れ破壊特性が劣化する。
　このため、鋼スラブの鋳造の際に析出した粗大な析出物は、可能な限り再溶解させる必要がある。鋼スラブの加熱温度が低すぎる場合、再溶解が不十分となり、強度または耐遅れ破壊特性が劣る。
　したがって、鋼スラブの加熱温度は、１１００℃以上であり、１１５０℃以上が好ましい。
　圧延荷重を減少させる観点、および、鋼スラブの表層欠陥（気泡、偏析など）をスケールオフして、得られる鋼板の表面を平滑にする観点からも、鋼スラブの加熱温度は、上記範囲内であることが好ましい。
　鋼スラブの加熱温度の上限は、特に限定されないが、高すぎると、酸化量の増加に伴いスケールロスが増大する。このため、鋼スラブの加熱温度は、１４００℃以下が好ましく、１３５０℃以下がより好ましい。
 《仕上げ圧延終了温度：８５０～９５０℃》
　上述した加熱温度に加熱された鋼スラブは、仕上げ圧延を含む熱間圧延が施されて、熱延鋼板となる。
　仕上げ圧延終了温度が低すぎると、熱延鋼板のミクロ組織にフェライトまたはパーライトが過剰に生成し、後述する熱処理後のミクロ組織において、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率が過小となり、強度（引張強さ）が低下する。更に、圧延荷重が増大して、圧延負荷が大きくなる。
　このため、仕上げ圧延終了温度は、８５０℃以上であり、８５５℃以上が好ましく、８６０℃以上がより好ましい。
　一方、仕上げ圧延終了温度が高すぎると、鋼スラブを加熱する段階で存在する析出物の過度な成長および新たな粗大な析出物の生成が促進される。粗大な析出物の存在は、鉄基炭化物の形成を抑制するため、後述する熱処理後において、割合ｐが過小になり、耐遅れ破壊特性が劣化する。
　なお、酸化物（スケール）の生成量が急激に増大し、後述する酸洗および冷間圧延の後に、表面品質が劣化する傾向にある。
　また、酸洗によって十分にスケールを取り除くことができない場合、穴広げ性に悪影響を及ぼす。
　更に、結晶粒径が過度に粗大となり、プレス加工時に表面荒れを生じる場合がある。
　このため、仕上げ圧延終了温度は、９５０℃以下であり、９４０℃以下が好ましく、９３０℃以下がより好ましい。
 〈巻き取り〉
　熱間圧延により得られた熱延鋼板は、以下に説明する巻取温度で巻き取りされる。
 《巻取温度：７００℃以下》
　巻取温度が高すぎると、熱延鋼板のミクロ組織にフェライトまたはパーライトが過剰に生成し、後述する熱処理後のミクロ組織において、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率が過小となり、強度（引張強さ）が低下する原因となり得る。更に、熱延鋼板の表面に酸洗によって除去することが困難な酸化被膜が生成し、冷間圧延後の表面外観を損ねるほか、穴広げ性を劣化させる原因となり得る。
　このため、巻取温度Ｔは、７００℃以下であり、６８０℃以下が好ましく、６７０℃以下がより好ましい。
　一方、巻取温度は、低くてもよいが、生産性の観点から、４００℃以上が好ましく、４２０℃以上がより好ましく、４３０℃以上が更に好ましい。巻取温度が、この範囲であれば、冷間圧延での圧延負荷を低減しやすく、また、冷間圧延によって得られる冷延鋼板の形状を良好にしやすい。
　巻き取りされた熱延鋼板（コイル）に対しては、後述する冷間圧延の前に、必要に応じて、酸洗を実施してもよい。酸洗の方法は常法に従えばよい。形状矯正および酸洗性の向上のために、スキンパス圧延を実施してもよい。
 〈冷間圧延〉
　巻き取りされた熱延鋼板は、必要に応じて酸洗が実施された後、冷間圧延が施されて、冷延鋼板となる。
　冷間圧延における圧下率は、２５％以上が好ましく、３０％以上がより好ましい。
　一方、過度の圧下は、圧延加重が過大となり、冷間圧延に用いるミルの負荷増大を招く。このため、圧下率は、７５％以下が好ましく、７０％以下がより好ましい。
 〈熱処理〉
　冷間圧延によって得られた冷延鋼板は、以下に説明する条件で、熱処理が施される。
　概略的には、冷延鋼板を、温度域Ｔ１で保持（加熱）し、その後、冷却停止温度Ｔ２まで冷却し、次いで、温度域Ｔ２で保持（再加熱）する。
 《温度域Ｔ１：８００～９５０℃》
　温度域Ｔ１の温度が低すぎる場合、二相域での保持となるため、最終的に得られるミクロ組織において、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率が過小になる。
　このため、温度域Ｔ１の温度は、８００℃以上であり、８２０℃以上が好ましく、８４０℃以上がより好ましい。
　一方、温度域Ｔ１の温度が高すぎる場合、旧オーステナイト粒径が増大し、続く温度域Ｔ３での保持において析出する鉄基炭化物の向きが揃わなくなり、割合ｐが過小になるため、遅れ破壊特性が劣化する。
　このため、９５０℃以下であり、９４０℃以下が好ましく、９２０℃以下がより好ましい。
 《温度域Ｔ１での保持時間：３０秒以上》
　温度域Ｔ１での保持時間が短すぎる場合、十分な再結晶が実施されない。また、オーステナイトの生成が不十分となり、最終的に得られるミクロ組織において、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率が過小になる。
　このため、温度域Ｔ１での保持時間は、３０秒以上であり、６５秒以上が好ましく、１００秒以上がより好ましい。
　温度域Ｔ１での保持時間の上限は、特に限定されず、例えば、８００秒であり、５００秒が好ましく、２００秒がより好ましい。
 《冷却停止温度Ｔ２：２５０℃以下》
　冷却停止温度Ｔ２が高すぎる場合、冷却を停止させたときに残存するオーステナイトが多量となり、最終的に得られるミクロ組織において、フレッシュマルテンサイトの面積率が過大となる。
　このため、冷却停止温度Ｔ２は、２５０℃以下であり、２４０℃以下が好ましく、２３０℃以下がより好ましい。
　冷却停止温度Ｔ２の下限は、特に限定されず、例えば、１００℃であり、１２０℃が好ましい。
 《冷却》
　温度域Ｔ１から冷却停止温度Ｔ２までの冷却では、下記式１および式２を満たす条件で、１０．０～５０．０℃／ｓの平均冷却速度Ｒ１で温度Ｔまで１次冷却し、次いで、平均冷却速度Ｒ２で冷却停止温度Ｔ２まで２次冷却する。
式１：０．１０＜（Ｒ２／Ｒ１）＜０．７０
式２：（２１．５２×Ｔ＋５６３０）×Ｒ２ －０．０２２≧１２２００
　２次冷却の平均冷却速度Ｒ２を、１次冷却の平均冷却速度Ｒ１と、１次冷却の終了温度（温度Ｔ）とによって決定する。
　（式１）
　上記式１に示すように、２次冷却の平均冷却速度Ｒ２を、１次冷却の平均冷却速度Ｒ１よりも緩やかにする。その理由は、２次冷却中に、鉄基炭化物の核生成を促し、最終的に得られるミクロ組織において、微細な鉄基炭化物を広範囲に存在させるためである。
　すなわち、上記式１中の（Ｒ２／Ｒ１）が０．７０未満であることにより、割合ｐの値が過小になることが抑制される。
　（式２）
　上記式２を満たすことにより、鉄基炭化物の適切な核生成が促進されるので、後述する温度域Ｔ３での保持（再加熱）において、平均アスペクト比が過大な鉄基炭化物が形成されることが抑制される。
　また、上記式２を満たすことにより、二次冷却において鉄基炭化物の核生成が起こり、最終的に得られるミクロ組織において、割合ｐが過小になることが抑制される。
　このため、上記式２の左辺の値は、１２２００以上であり、１２２５０以上がより好ましく、１２２９０以上が更に好ましい。
　上限は特に限定されないが、上記式２の左辺の値は、１４５００以下が好ましく、１４２５０以下がより好ましく、１４２００以下が更に好ましい。
　上記式２は、温度変動が生じる場合の焼戻しパラメータの算出結果から導かれる。
　非特許文献１によると、温度変動が生じる場合の焼戻しパラメータを算出する場合、熱処理の全過程を、それと等価な、ある一定温度である時間だけ保持を実施する焼戻しに変換する必要がある。
　・非特許文献１：土山聡宏、「焼戻しパラメータの物理的意味の解釈と連続加熱・冷却熱処理過程への応用」、熱処理、一般社団法人日本熱処理技術協会、２００２年６月、第４２巻、第３号、ｐ．１６３－１６８
　２次冷却の開始温度から冷却停止温度までの時間を、例えばΔｔで分割し、平均冷却速度から求められる各区間の初期温度をＴ１、Ｔ２、Ｔ３、…Ｔｎとする。冷却開始からΔｔ経過時点での焼戻しパラメータをＴ１×（ｌｏｇ（Δｔ）＋２０）とするとき、この値と同等の焼戻しを次区間の温度Ｔ２で実施するための換算時間Δｔ′は、
Ｔ１×（ｌｏｇ（Δｔ）＋２０）＝Ｔ２×（ｌｏｇ（Δｔ′）＋２０）
であり、１番目から２番目の区間終了までの焼戻しパラメータを求めると、
Ｔ２×（ｌｏｇ（Δｔ′＋Δｔ）＋２０）
となる。
　ここで、ｔ２＝Δｔ′＋Δｔとし、この操作をｎ番目の区間まで実施し、２次冷却による焼戻しを冷却停止温度で保持する焼戻しに換算すると、相当恒温保持時間ｔｎは、
ｌｏｇ（ｔｎ）＝（Ｔｎ－１／Ｔｎ）×（（ｌｏｇｔｎ－１＋２０）－２０）
となる。この相当恒温保持時間ｔｎと２次冷却の停止温度Ｔｓｑとを用い、次の式を用いることにより、連続冷却する際の焼戻しパラメータを算出できる。
Ｔｓｑ×（ｌｏｇ（ｔｎ）＋２０）
　この式に種々の冷却停止温度Ｔｓｑおよび相当恒温保持時間ｔｎを代入して得られる値から近似式を求め、目的とするミクロ組織が得られる焼戻しパラメータの最小値を勘案すると、上記式２が得られる。
 《温度域Ｔ３：２５０～４００℃》
　温度域Ｔ３の温度が低すぎる場合、焼戻しによる鉄基炭化物の成長が起こらず、割合ｐが過小となり、耐遅れ破壊特性が劣る。
　このため、温度域Ｔ３の温度は、２５０℃以上であり、２６０℃以上が好ましく、２７０℃以上がより好ましい。
　一方、温度域Ｔ３の温度が高すぎると、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイト中の鉄基炭化物が粗大化して、鉄基炭化物の平均円相当半径が過大となり、せん断端面に初期亀裂が生じやすくなり、鋼板の穴広げ性が劣化する。
　このため、温度域Ｔ３の温度は、４００℃以下であり、３８０℃以下が好ましく、３６０℃以下がより好ましい。
 《温度域Ｔ３までの昇温速度：６．０～１４．０℃／ｓ》
　温度域Ｔ３までの昇温速度が低すぎると、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイト中の鉄基炭化物が粗大化して、鉄基炭化物の平均円相当半径が過大となり、せん断端面に初期亀裂が生じやすくなり、鋼板の穴広げ性が劣化する。
　このため、温度域Ｔ３までの昇温速度は、６．０℃／ｓ以上であり、６．５℃／ｓ以上が好ましく、７．０℃／ｓ以上がより好ましい。
　一方、温度域Ｔ３までの昇温速度が高すぎると、焼戻しによる鉄基炭化物の成長が起こらず、割合ｐが過小となり、耐遅れ破壊特性が劣る。
　このため、温度域Ｔ３までの昇温速度は、１４．０℃／ｓ以下であり、１３．０℃／ｓ以下が好ましく、１２．０℃／ｓ以下がより好ましい。
 《温度域Ｔ３での保持時間：３０秒以上》
　温度域Ｔ３での保持時間が短すぎる場合、最終的に得られるミクロ組織において、フレッシュマルテンサイトの面積率が過大となる。
　このため、温度域Ｔ３での保持時間は、３０秒以上であり、１００秒以上が好ましく、１８０秒以上がより好ましい。
　温度域Ｔ３での保持時間の上限は、特に限定されず、例えば、８００秒であり、５００秒が好ましく、３００秒がより好ましい。
 〈めっき処理〉
　上述した熱処理が施された冷延鋼板に対して、めっき層を形成するめっき処理を施してもよい。めっき処理としては、例えば、溶融亜鉛めっき処理が挙げられる。この場合、めっき層として、亜鉛めっき層が形成される。
　溶融亜鉛めっき処理を実施する場合、例えば、上述した熱処理が施された冷延鋼板を、４４０～５００℃の溶融亜鉛めっき浴中に浸漬する。浸漬後、ガスワイピング等によって、めっき層の付着量を調整する。
　溶融亜鉛めっき浴には、Ａｌ、Ｍｇ、Ｓｉ等の元素が混入していてもよく、更に、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｓｎ等の元素が混入していてもよい。溶融亜鉛めっき浴のＡｌ量は、０．０８～０．３０％が好ましい。
　めっき処理は、形成されためっき層を合金化する合金化処理を含んでいてもよい。
　溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を実施する場合、４５０～６００℃の温度（合金化温度）で亜鉛めっき層を合金化する。合金化温度が高すぎると、未変態オーステナイトがパーライトに変態し、残留オーステナイトの面積率が過小になる。
　合金化された亜鉛めっき層のＦｅ濃度は、８～１７質量％が好ましい。
　めっき処理を施す場合は、熱処理およびめっき処理が施された冷延鋼板が、本発明の高強度鋼板に相当する。
　一方、めっき処理を施さない場合は、熱処理が施された冷延鋼板が、本発明の高強度鋼板に相当する。
　以下に、実施例を挙げて本発明を具体的に説明する。ただし、本発明は、以下に説明する実施例に限定されない。
 〈鋼板の製造〉
　下記表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる溶鋼を転炉にて製造し、連続鋳造法によって鋼スラブを得た。
　得られた鋼スラブに対して、下記表２に示す条件で、熱間圧延、巻き取り、冷間圧延および熱処理を施して、板厚が１．４ｍｍである冷延鋼板（ＣＲ）を得た。冷間圧延の圧下率は、５０％とした。
　幾つかの冷延鋼板に対しては、溶融亜鉛めっき処理を施すことにより、両面に亜鉛めっき層を形成して、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）を得た。亜鉛めっき層の付着量（片面あたりの付着量）は、４５ｇ／ｍ２とした。
　更に、幾つかの溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）に対しては、合金化処理を施すことにより、形成した亜鉛めっき層を合金化して、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を得た。合金化処理では、合金化された亜鉛めっき層のＦｅ濃度が９～１２質量％の範囲内になるように、調整した。
　溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）には、Ａｌ量が０．１９質量％である溶融亜鉛めっき浴を使用した。合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）には、Ａｌ量が０．１４質量％である溶融亜鉛めっき浴を使用した。浴温は、いずれも、４６５℃とした。
　以下、便宜的に、冷延鋼板（ＣＲ）、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を、いずれも、単に、「鋼板」と呼ぶ。
　下記表２中の「種類」の欄には、得られた鋼板に応じて、「ＣＲ」、「ＧＩ」および「ＧＡ」のいずれかを記載した。
 〈ミクロ組織の観察〉
　得られた鋼板を、圧延方向に平行な板厚１／４位置（鋼板の表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）の断面（Ｌ断面）が観察面となるように、研磨して、観察試料を作製した。
　作製した観察試料を用いて、以下のようにして、ミクロ組織を観察し、各組織の面積率などを求めた。結果を下記表３に示す。
　下記表３では、焼戻しマルテンサイトを「ＴＭ」、ベイナイトを「Ｂ」、フレッシュマルテンサイトを「ＦＭ」と表記する。
 《焼戻しマルテンサイト、ベイナイトおよびフレッシュマルテンサイトの面積率》
　観察試料の観察面を、ナイタールを用いて腐食させてから、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて２０００倍の倍率で、１０視野分を観察し、ＳＥＭ画像を得た。
　得られたＳＥＭ画像について、各組織の面積率（単位：％）を求めた。１０視野の平均面積率を、各組織の面積率とした。
　ＳＥＭ画像において、明灰色の領域をフレッシュマルテンサイトと判定し、炭化物が析出している暗灰色の領域を焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトと判定した。
　フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトとは、ＳＥＭ画像中で明瞭に判別がつかないため、フレッシュマルテンサイトの面積率は、明灰色の領域の面積率から、後述する方法により求めた残留オーステナイトの面積率を差し引いた値とした。
 《鉄基炭化物の平均円相当半径および平均アスペクト比》
　観察試料の観察面を、ナイタールを用いて腐食させてから、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて５０００倍の倍率で、１０視野分を観察し、ＳＥＭ画像を得た。
　得られたＳＥＭ画像について、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの中に存在する各鉄基炭化物の長軸ａおよび短軸ｂを測定した。
　各鉄基炭化物の円相当半径（単位：μｍ）を、√（ａ×ｂ）／２の式からを求めた。更に、各鉄基炭化物のアスペクト比（ａ／ｂ）を求めた。
　１０視野分の円相当半径およびアスペクト比の平均値を、それぞれ、鉄基炭化物の平均円相当半径および平均アスペクト比とした。
 《割合ｐ》
　観察試料の観察面を、ナイタールを用いて腐食させてから、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて５０００倍の倍率で、３視野分を観察し、ＳＥＭ画像を得た。
　得られたＳＥＭ画像について、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの粒が占める面積ＳＡ１を測定した。
　次いで、長軸の向きが０～１０°の範囲内で同じ方向を向く鉄基炭化物を７～３５個／μｍ２の個数密度で含む粒（焼戻しマルテンサイトおよびベイナイト）が占める面積ＳＡ２を測定した。
　そのうえで、面積ＳＡ１に対する面積ＳＡ２の割合ｐ（単位：％）を算出した。
　このとき、粒内に存在する鉄基炭化物のうち、長軸の軸方向が右回りまたは左回りで１０°以内である鉄基炭化物どうしを「長軸の向きが０～１０°の範囲内で同じ方向を向く鉄基炭化物」であると判定した。
 〈鋼中拡散性水素量の測定〉
　得られる鋼板から、５ｍｍ×３０ｍｍのサイズの試験片を切り出した。めっき層（亜鉛めっき層または合金化された亜鉛めっき層）が形成されている場合は、ルータ（精密グラインダ）を用いて、めっき層を除去した。
　試験片を石英管内に入れ、石英管内をアルゴンガス（Ａｒ）で置換した。その後、石英管内を２００℃／ｈｒの速度で４００℃まで昇温させ、昇温中に石英管内から発生した水素量を、ガスクロマトグラフを用いた昇温分析法によって測定した。
　室温（２５℃）以上２５０℃未満の温度域で検出された水素量の累積値を、鋼中拡散性水素量（単位：質量％）として求めた。結果を下記表３に示す。
 〈評価〉
　得られた鋼板を、以下の試験により評価した。結果を下記表３に示す。
 《引張試験》
　得られた鋼板から、圧延方向に対して直角の方向を引張方向とするＪＩＳ５号試験片を採取した。採取した試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１年）に準拠して、引張試験を実施して、引張強さ（ＴＳ）を測定した。
　ＴＳが１３２０ＭＰａ以上であれば、高強度であると評価した。
 《穴広げ試験》
　得られた鋼板について、ＪＩＳ Ｚ ２２５６（２０１０年）に準拠して、穴広げ試験を実施した。
　具体的には、得られた鋼板を切断して、１００ｍｍ×１００ｍｍのサイズの試験片を採取した。採取した試験片に、クリアランス１２±１％で直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた。その後、内径７５ｍｍのダイスを用いて、しわ押さえ力９ｔｏｎで抑えた状態で、頂角６０°の円錐ポンチを穴に押し込み、亀裂発生限界における穴径Ｄｆ（単位：ｍｍ）を測定した。初期の穴径をＤ０（単位：ｍｍ）として、下記式から、穴広げ率λ（単位：％）を求めた。λが３５％以上であれば、穴広げ性に優れると評価した。
　λ＝｛（Ｄｆ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
 《耐遅れ破壊特性評価試験》
　得られた鋼板から、試験片を採取した。めっき層が形成されている場合は、希釈塩酸を用いて溶解除去し、室温で１日保管（脱水素処理）してから、試験片を採取した。
　試験片のサイズは、長辺の長さ（圧延直角方向の長さ）を１００ｍｍ、短辺の長さ（圧延方向の長さ）を３０ｍｍとした。
　試験片において、長辺側の端面を評価端面とし、短辺側の端面を非評価端面とした。
　評価端面の切り出しは、せん断加工とした。せん断加工のクリアランスは１０％、レーキ角は０．５度とした。評価端面は、せん断加工ままの状態とした。つまり、バリを除去する機械加工を施さなかった。一方、非評価端面に対しては、バリを除去する機械加工を施した。
　このような試験片に対して、曲げ加工を実施した。曲げ加工は、曲げ半径Ｒと試験片の板厚ｔとの比（Ｒ／ｔ）が４．０となり、かつ、曲げ角度が９０度（Ｖ字曲げ）となる条件で実施した。
　例えば、板厚ｔが２．０ｍｍである場合、先端半径が８．０ｍｍであるポンチを用いた。より詳細には、上述した先端半径を有し、かつ、Ｕ字形状（先端部分が半円形状、かつ、胴部の厚さが２Ｒ）であるポンチを用いた。
　更に、曲げ加工には、コーナーの曲げ半径が３０ｍｍのダイを用いた。
　曲げ加工では、ポンチが試験片を押し込む深さを調整することにより、曲げ角度が９０度である曲げ加工部を、試験片に形成した。
　曲げ加工部が形成された試験片を、油圧ジャッキを用いて挟んで締め込み、曲げ加工部の最表層に、以下の残留応力Ｓ１、Ｓ２またはＳ３が負荷された状態でボルト締めした。
　・残留応力Ｓ１：１３００ＭＰａ以上１５００ＭＰａ以下の残留応力
　・残留応力Ｓ２：１５００ＭＰａ超１７００ＭＰａ以下の残留応力
　・残留応力Ｓ３：１７００ＭＰａ超１９００ＭＰａ以下の残留応力
　負荷する残留応力Ｓ１、Ｓ２およびＳ３ごとに、試験片の数は、２個とした。
　必要な締め込み量は、ＣＡＥ（Computer Aided Engineering）解析によって算出した。
　ボルト締めは、あらかじめ試験片の非評価端面から１０ｍｍ内側に設けた楕円形状（短軸：１０ｍｍ、長軸：１５ｍｍ）の穴にボルトを通すことにより実施した。
　ボルト締め後の試験片を、ｐＨが４である塩酸（塩化水素水溶液）中に浸漬させ、２５℃の条件で、ｐＨを一定に管理した。塩酸の量は、試験片１個あたり、１Ｌ以上とした。
　浸漬後、４８時間経過してから、塩酸中の試験片について、目視できる（約１ｍｍの長さを有する）微小亀裂の有無を確認した。この微小亀裂は、遅れ破壊の初期状態を示す。
　微小亀裂の有無に応じた結果（以下に示す「×」、「△」、「○」または「◎」）を下記表３に記載した。
　×：残留応力Ｓ１が負荷された試験片において、１つ以上の微小亀裂が認められた。
　△：残留応力Ｓ１が負荷された試験片においては、微小亀裂は認められなかったが、残留応力Ｓ２が負荷された試験片においては、１つ以上の微小亀裂が認められた。
　○：残留応力Ｓ１および残留応力Ｓ２が負荷された試験片においては、微小亀裂は認められなかったが、残留応力Ｓ３が負荷された試験片においては、１つ以上の微小亀裂が認められた。
　◎：いずれの試験片においても、微小亀裂は認められなかった。
　「△」、「○」または「◎」であれば、耐遅れ破壊特性に優れると評価した。
　耐遅れ破壊特性がより優れるという理由から「○」または「◎」が好ましく、耐遅れ破壊特性が更に優れるという理由から「◎」がより好ましい。
　下記表１～表３中の下線は、本発明の範囲外を意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
 〈評価結果まとめ〉
　上記表３に示すように、１、３、５～６、９～１２、１５、１９～２１、２４～２６、２９～３０および３４の鋼板は、引張強さ、穴広げ性および耐遅れ破壊特性の少なくともいずれかが不十分であった。
　これに対して、２、４、７～８、１３～１４、１６～１８、２２～２３、２７～２８、
３１～３３および３５～３９の鋼板は、いずれも、引張強さが１３２０ＭＰａ以上であり、かつ、穴広げ性および耐遅れ破壊特性に優れることが分かった。
　これらの鋼板について、耐遅れ破壊特性の評価結果を見ると、割合ｐが２６％以上（２８％未満）の鋼板は「△」、割合ｐが２９％以上（３８％未満）の鋼板は「○」、割合ｐが３９％以上の鋼板は「◎」であった。

Claims (7)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．１３０～０．３５０％、
    　Ｓｉ：０．５０～２．５０％、
    　Ｍｎ：２．００～４．００％、
    　Ｐ：０．１００％以下、
    　Ｓ：０．０５００％以下、
    　Ａｌ：０．００１～２．０００％、
    　Ｎ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、ミクロ組織と、を有し、
    　鋼中拡散性水素が、０．５０質量ｐｐｍ以下であり、
    　前記ミクロ組織においては、
    　焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率が、７０．０％以上であり、
    　フレッシュマルテンサイトの面積率が、１５．０％以下であり、
    　前記焼戻しマルテンサイトおよび前記ベイナイトに存在する鉄基炭化物は、平均円相当半径が０．１０μｍ以下、平均アスペクト比が４．５以下であり、
    　前記焼戻しマルテンサイトおよび前記ベイナイトのうち、長軸の向きが０～１０°の範囲内で同じ方向を向く鉄基炭化物を７～３５個／μｍ２の個数密度で含む焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの割合ｐが、２５～７０％である、高強度鋼板。
  2. 　前記成分組成は、更に、質量％で、
    　Ｔｉ：０．１００％以下、
    　Ｎｂ：０．１００％以下、
    　Ｖ：０．５００％以下、
    　Ｗ：０．５００％以下、
    　Ｂ：０．０１００％以下、
    　Ｎｉ：２．０００％以下、
    　Ｃо：２．０００％以下、
    　Ｃｒ：１．０００％以下、
    　Ｍｏ：１．０００％以下、
    　Ｃｕ：１．０００％以下、
    　Ｓｎ：０．５００％以下、
    　Ｓｂ：０．５００％以下、
    　Ｔａ：０．１００％以下、
    　Ｚｒ：０．２００％以下、
    　Ｈｆ：０．０２０％以下、
    　Ｃａ：０．０１００％以下、
    　Ｍｇ：０．０１００％以下、および、
    　ＲＥＭ：０．０１００％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 　表面にめっき層を有する、請求項１または２に記載の高強度鋼板。
  4. 　前記めっき層が、合金化めっき層である、請求項３に記載の高強度鋼板。
  5. 　請求項１または２に記載の高強度鋼板を製造する方法であって、
    　請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブを、１１００℃以上に加熱し、８５０～９５０℃の仕上げ圧延終了温度で熱間圧延することにより、熱延鋼板を得て、
    　前記熱延鋼板を、７００℃以下の巻取温度で巻き取り、次いで、冷間圧延することにより、冷延鋼板を得て、
    　前記冷延鋼板に熱処理を施し、
    　前記熱処理では、前記冷延鋼板を、８００～９５０℃の温度域Ｔ１で３０秒以上保持し、その後、２５０℃以下の冷却停止温度Ｔ２まで冷却し、次いで、６．０～１４．０℃／ｓの昇温速度で２５０～４００℃の温度域Ｔ３まで昇温させてから３０秒以上保持し、
    　前記冷却では、前記冷延鋼板を、下記式１および式２を満たす条件で、１０．０～５０．０℃／ｓの平均冷却速度Ｒ１で温度Ｔまで１次冷却し、次いで、平均冷却速度Ｒ２で前記冷却停止温度Ｔ２まで２次冷却する、高強度鋼板の製造方法。
    式１：０．１０＜（Ｒ２／Ｒ１）＜０．７０
    式２：（２１．５２×Ｔ＋５６３０）×Ｒ２ －０．０２２≧１２２００
  6. 　前記熱処理の後、前記冷延鋼板に対して、めっき層を形成するめっき処理を施す、請求項５に記載の高強度鋼板の製造方法。
  7. 　前記めっき処理が、前記めっき層を合金化する合金化めっき処理を含む、請求項６に記載の高強度鋼板の製造方法。
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