WO2023135983A1 - 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

Info

Publication number
WO2023135983A1
WO2023135983A1 PCT/JP2022/044900 JP2022044900W WO2023135983A1 WO 2023135983 A1 WO2023135983 A1 WO 2023135983A1 JP 2022044900 W JP2022044900 W JP 2022044900W WO 2023135983 A1 WO2023135983 A1 WO 2023135983A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel sheet
precipitates
temperature
strength steel
Prior art date
Application number
PCT/JP2022/044900
Other languages
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
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 JP2023521548A priority Critical patent/JP7359331B1/ja
Publication of WO2023135983A1 publication Critical patent/WO2023135983A1/ja

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • 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.
  • Patent Literatures 1 and 2 disclose techniques for achieving both strength and ductility of steel sheets.
  • 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. Therefore, high-strength steel sheets are required to have sufficient formability (ductility and hole expansibility) as well as good delayed fracture resistance.
  • the present invention has been made in view of the above points, and aims to provide a high-strength steel sheet that has a tensile strength of 1320 MPa or more and is excellent in formability (ductility and hole expansibility) and delayed fracture resistance. aim.
  • the present invention provides the following [1] to [8].
  • the above component composition in terms of % by mass, is W: 0.500% or less, B: 0.0100% or less, Ni: 2.000% or less, Co: 2.000% or less, Cr: 1.0% or less.
  • 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-rolled at a finish rolling end temperature of 850 to 950°C to obtain a hot-rolled steel sheet, the hot-rolled steel sheet is coiled at a coiling temperature T of 400 to 700°C, retained, and then cooled.
  • a cold-rolled steel sheet is obtained by inter-rolling, the cold-rolled steel sheet is heat-treated, and the temperature of the coiled hot-rolled steel sheet is the coiling temperature T-50 ° C. or higher in the residence.
  • the cold-rolled steel sheet is held in a temperature range T1 of 800 to 950 ° C. for 30 seconds or more, and then cooled to 150 to 250 ° C.
  • a method for producing a high-strength steel sheet comprising cooling to a stop temperature T2 and then maintaining the temperature in a temperature range T3 of 250 to 400° C. for 30 seconds or longer.
  • Formula 1 0.001 ⁇ [1.17 ⁇ 10 ⁇ 6 ⁇ t/(T+273.15) ⁇ ] 1/3 ⁇ 0.050 [6]
  • the steel slab is cast and then cooled, and in the cooling of the steel slab, the average cooling rate v1 at 700 to 600 ° C.
  • 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 formability (ductility and hole expandability) 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 formability (ductility and 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. Also, C improves the stability of retained austenite and improves the ductility of the steel sheet. Furthermore, C precipitates fine precipitates (precipitates A s described later) that act as hydrogen trap sites inside the tempered martensite and bainite, thereby improving the delayed fracture resistance. To sufficiently obtain these effects, the C content is 0.130% or more, preferably 0.150% or more, more preferably 0.160% or more, and even 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 the deterioration of hole expansibility caused by the difference in hardness between the carbides and each structure. Furthermore, Si provides stable retained austenite and ensures good ductility. From the viewpoint of obtaining these 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.
  • Mn is an element that contributes to stabilization of retained austenite and is effective in ensuring good ductility. From the viewpoint of obtaining these effects, 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 0.070% or less, more preferably 0.050% 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 0.010% or more, preferably 0.015% or more, and more preferably 0.020% 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 0.0100% or less>>
  • the N content is 0.0100% or less, preferably 0.0090% or less, and more preferably 0.0080% or less.
  • 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 prior austenite, refine tempered martensite and bainite accordingly, and form fine precipitates (precipitates AS described later) that serve as hydrogen trap sites. formed to improve delayed fracture resistance. From the viewpoint of obtaining these effects, the amount of Ti, the amount of Nb, and the amount of V are each 0.001% or more, preferably 0.003% or more, and more preferably 0.005% or more.
  • the amount of Ti and the amount of Nb are each 0.100% or less, preferably 0.080% or less, and more preferably 0.050% or less.
  • the V content is 0.500% or less, preferably 0.450% or less, and more preferably 0.400% 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 %.
  • 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 is an element that stabilizes retained austenite and is effective in ensuring good ductility. Furthermore, Ni increases the strength of steel through solid-solution strengthening. However, if the amount of Ni is too large, the area ratio of fresh martensite becomes excessively large, and the hole expansibility deteriorates. Therefore, the Ni 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 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 to 95.0%>> 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 total area ratio of bainite and tempered martensite is 95.0% or less, preferably 93.0% or less, and more preferably 90.0% or less.
  • the area ratio of fresh martensite is 15.0% or less, preferably 14.0% or less, and more preferably 13.0% or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but from the viewpoint of tensile strength, the area ratio of fresh martensite is preferably 1.0% or more, more preferably 3.0% or more, and even more preferably 5.0% or more.
  • ⁇ Area ratio of retained austenite 5.0 to 15.0%>> Retained austenite transforms into martensite due to the TRIP (Transformation Induced Plasticity) effect during working, and at the same time as promoting high strength, it improves ductility by increasing strain dispersion ability. Therefore, the area ratio of retained austenite is 5.0% or more, preferably 6.0% or more, and more preferably 7.0% or more.
  • the area ratio of retained austenite is 15.0% or less, preferably 14.0% or less, more preferably 13.0% or less, and even more preferably 12.0% or less.
  • ⁇ Remaining organization Examples of the structure (residual structure) other than tempered martensite, bainite, fresh martensite and retained austenite include ferrite and pearlite.
  • the area ratio of the residual structure in the microstructure of the present invention is preferably 5.0% or less for the reason that the effect of the present invention is not impaired.
  • Precipitates A are carbides, nitrides or carbonitrides containing at least one element selected from the group consisting of Ti, Nb and V.
  • the average particle size of the precipitate A is 0.001 ⁇ m or more, preferably 0.005 ⁇ m or more, and more preferably 0.010 ⁇ m or more.
  • the average particle size of the precipitate A is 0.050 ⁇ m or less, preferably 0.040 ⁇ m or less, more preferably less than 0.040 ⁇ m, still more preferably 0.035 ⁇ m or less, particularly preferably 0.030 ⁇ m or less, 0.020 ⁇ m or less is most preferable.
  • the average particle diameter of the precipitate A is determined by the method described in [Example] below.
  • Precipitates AS are precipitates A having a major axis of 0.050 ⁇ m or less.
  • the number density (the number per unit area) N S of the precipitates A S is 10/ ⁇ m 2 or more. This increases the strength of the steel sheet by precipitation strengthening. Furthermore, the fine precipitates A 2 S act as hydrogen trap sites to improve delayed fracture resistance.
  • the N S is preferably more than 125/ ⁇ m 2 , more preferably 200/ ⁇ m 2 or more, and even more preferably 310/ ⁇ m 2 or more, because the delayed fracture resistance is more excellent.
  • NS is not particularly limited. However, when the absolute amount of fine precipitates AS increases, the rolling load increases, which may make it difficult to manufacture the steel sheet. Therefore, NS is preferably 1,000/ ⁇ m 2 or less, more preferably 800/ ⁇ m 2 or less.
  • Precipitates AL are precipitates A having a major axis of more than 0.050 ⁇ m.
  • the ratio (NS /NL ) of the number density NS (unit: pieces/ ⁇ m 2 ) of the precipitates AS to the number density NL (unit: pieces/ ⁇ m 2 ) of the precipitates AL is 10. 0 or more. This provides good delayed fracture resistance. The reason is presumed as follows.
  • fine precipitates AS have a small grain size, it is considered that they are less likely to accumulate strain and stress. Further, since the fine precipitates A 2 S are circular, the surface is understood to be a curved surface, and it is considered that strain and stress are likely to escape along the curved surface. On the other hand, coarse precipitates A 2 L have a larger strain and stress migration distance than fine precipitates A 2 S , and therefore strain and stress are likely to accumulate.
  • coarse precipitates AL include precipitates A having a square shape, and the surface thereof is considered to be flat, and strain and stress are considered to accumulate more easily. In this case, it is presumed that the local strain and residual stress inside the sheared edge become high.
  • the delayed fracture resistance of the steel sheet can be improved.
  • NS / NL is preferably 11.0 or more, more preferably 12.0 or more, still more preferably more than 12.1, particularly preferably 12.2 or more, because the delayed fracture resistance is more excellent, and 13 0.0 or more is most preferred.
  • the upper limit of N S /N L is not particularly limited, it is preferably 100.0 or less, more preferably 80.0 or less, even more preferably 50.0 or less, and particularly preferably 30.0 or less.
  • NL is not particularly limited. However, when the absolute amount of coarse precipitates AL increases, the local strain and residual stress inside the sheared edge increase, and initial cracks are likely to occur on the sheared edge. Therefore, NL is preferably 50/ ⁇ m 2 or less, more preferably 35/ ⁇ m 2 or less.
  • NS and NL are determined by the method described in [Examples] below.
  • the amount of diffusible hydrogen in the steel is 0.50 mass ppm or less, preferably 0.40 mass ppm or less, more preferably 0.30 mass ppm or less, and 0.30 mass ppm or less. 25 mass ppm or less is more preferable.
  • 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.
  • the steel slab may be cooled, for example by resting, before being subjected to hot rolling as described below.
  • the average cooling rate v1 at 700 to 600° C. is preferably 5.0° C./h or more, more preferably 10.0° C./h or more, and even more preferably 15.0° C./h or more.
  • the average cooling rate v2 at 600 to 500°C is preferably 2.5°C/h or more, more preferably 5.0°C/h or more, and even more preferably 10.0°C/h or more.
  • coarse precipitates AL may precipitate during casting.
  • the upper limit of the average cooling rate v1 is not particularly limited, and is, for example, 150.0° C./h, preferably 100.0° C./h.
  • the upper limit of the average cooling rate v2 is not particularly limited, and is, for example, 200.0° C./h or less, preferably 150.0° C./h.
  • 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 more>>>
  • 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 wound under the conditions (winding temperature T) described below.
  • ⁇ Winding temperature T 400 to 700°C>> If the coiling temperature T is too low, the precipitates A are not sufficiently formed, and the number density NS of fine precipitates AS becomes too small, or the value of NS / NL becomes too small. Moreover, the strength of the hot-rolled steel sheet is increased, the rolling load in cold rolling is increased, and the cold-rolled steel sheet obtained by cold rolling is defective in shape, resulting in a decrease in productivity. Therefore, the winding temperature T is 400° C. or higher, preferably 420° C. or higher, and more preferably 430° C. or higher.
  • the winding temperature T is 700° C. or lower, preferably 680° C. or lower, and more preferably 670° C. or lower.
  • the coiling temperature T is the end surface temperature of the coiled hot-rolled steel sheet (that is, the coil).
  • a method for controlling the heat history of the wound hot-rolled steel sheet (coil) is not particularly limited, and examples thereof include a method of covering the coil, a method of applying hot air and/or cold air to the coil, and the like.
  • the temperature of the wound hot-rolled steel sheet (coil) is the temperature of the coil surface measured using a radiation thermometer if there is no cover, and the cover measured using a thermocouple if there is a cover. internal temperature.
  • the coils retained under the conditions satisfying the formula 1 above 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.
  • the wound hot-rolled steel sheet is retained under the conditions satisfying the above formula 1, pickled as necessary, and 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 T3.
  • the temperature in the temperature range T1 is 950° C. or lower, preferably 940° C. or lower, and more preferably 930° C. or lower.
  • ⁇ Holding time in temperature range T1 30 seconds or longer>> If the holding time in the temperature range T1 is too short, sufficient recrystallization will not be carried out. In addition, the generation of austenite becomes insufficient, and the area ratio of retained austenite becomes too small. Therefore, 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 150 to 250°C>> If the cooling stop temperature T2 is too low, a small amount of untransformed austenite remains when cooling is stopped, and finally the area ratio of retained austenite becomes too small. Therefore, the cooling stop temperature T2 is 150° C. or higher, preferably 160° C. or higher, and more preferably 170° C. or higher.
  • the cooling stop temperature T2 is 250° C. or lower, preferably 240° C. or lower, and more preferably 230° C. or lower.
  • ⁇ Temperature range T3 250 to 400°C>> If the temperature of the temperature range T3 is too low, C will not be sufficiently concentrated in the untransformed austenite, and the area ratio of retained austenite will be too small. 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.
  • ⁇ Holding time in temperature range T3 30 seconds or longer>> If the holding time in the temperature range T3 is too short, the area ratio of fresh martensite in the finally obtained microstructure is excessive, or the area ratio of retained austenite is insufficient due to insufficient C enrichment in retained austenite. become too small. Therefore, 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 area ratio (unit: %) of retained austenite was determined by the X-ray diffraction method. Specifically, first, the observation surface of the observation sample was polished by 0.1 mm in the thickness direction, and then chemically polished by 0.1 mm to obtain a polished surface. Diffraction of the ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 220 ⁇ and ⁇ 311 ⁇ planes of fcc iron and the ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 211 ⁇ and ⁇ 220 ⁇ planes of bcc iron for this polished surface using CoK ⁇ radiation The integrated intensity of the peak was measured.
  • a replica sample was collected from the observation surface of the observation sample by the replica method.
  • the sampled replica sample was observed with a transmission electron microscope (TEM) at an acceleration voltage of 200 kV and a magnification of 20,000 times for 10 fields of view to obtain a TEM image.
  • the size of one visual field was 0.5 ⁇ m ⁇ 0.5 ⁇ m.
  • the presence of precipitates was confirmed by observing the obtained TEM image.
  • energy dispersive X-ray spectroscopy (EDS) was performed in the same field of view as the TEM image to confirm the elements contained in the precipitate.
  • a precipitate containing at least one selected from the group consisting of Ti, Nb and V was identified as the precipitate A.
  • the circle-equivalent diameter of each precipitate identified as Precipitate A was obtained, and the average value for 10 fields of view was taken as the average grain size of Precipitate A (unit: ⁇ m).
  • the major axis of the precipitate A was measured. Specifically, for each precipitate particle identified as Precipitate A, the longest length passing through the particle was measured, and this was taken as the major diameter of Precipitate A. Then, by measuring the number of precipitates A (that is, precipitates AS ) having a major axis of 0.050 ⁇ m or less and dividing the measured number by the area of 10 fields of view, the number density N of precipitates AS S (unit: number/ ⁇ m 2 ) was determined.
  • 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.
  • ⁇ Tensile test ⁇ A JIS No. 5 test piece was taken from the obtained steel plate with the direction perpendicular to the rolling direction as the tensile direction. Using the sampled test piece, a tensile test was performed according to JIS Z 2241 (2011) to measure tensile strength (TS) and total elongation (EL). If TS was 1320 MPa or more, it was evaluated as having high strength. If EL was 10.0% or more, it was evaluated as being excellent in ductility.
  • TS tensile strength
  • EL total elongation
  • 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.
  • No. 2, 6 to 7, 10, 14, 18 to 20, 23 to 25, 27 to 29, 32 to 38 and 40 to 45 steel plates all have a tensile strength of 1320 MPa or more, and ductility, hole It was found to be excellent in spreadability and delayed fracture resistance.

Landscapes

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

Abstract

１３２０ＭＰａ以上の引張強さを有し、延性、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、Ｔｉ等を含有する特定の成分組成を有し、鋼中拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ以下、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトが７０．０～９５．０％、フレッシュマルテンサイトが１５．０％以下、残留オーステナイトが５．０～１５．０％、Ｔｉ、ＮｂおよびＶ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炭化物、窒化物または炭窒化物である析出物Ａの平均粒径が０．００１～０．０５０μｍ、長径０．０５０μｍ以下の析出物Ａの個数密度ＮＳが１０個／μｍ２以上、個数密度ＮＳと長径０．０５０μｍ超の析出物Ａの個数密度ＮＬとの比が１０．０以上である。

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、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、鋼板の延性が低下する傾向にある。この場合、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等が難しい。
　そこで、例えば、特許文献１～２には、鋼板の強度および延性を両立する技術が開示されている。
特開２０１９－２０７８号公報 特開２０１１－１８４７５６号公報
　従来、高強度鋼板を部品等に加工する際には、熱間プレスが適用されるが、最近では、生産性を考慮し、冷間プレスの適用が検討されつつある。
　しかし、引張強さが１３２０ＭＰａ以上である高強度鋼板を冷間プレスして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、十分な成形性（延性および穴広げ性）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、成形性（延性および穴広げ性）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］～［８］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：０．０１０～２．０００％、Ｎ：０．０１００％以下、ならびに、Ｔｉ：０．００１～０．１００％、Ｎｂ：０．００１～０．１００％およびＶ：０．００１～０．５００％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、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、鋼中拡散性水素量が、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、７０．０～９５．０％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、残留オーステナイトの面積率が、５．０～１５．０％であり、Ｔｉ、ＮｂおよびＶ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炭化物、窒化物または炭窒化物である析出物Ａの平均粒径が０．００１～０．０５０μｍであり、長径が０．０５０μｍ以下の上記析出物Ａである析出物ＡＳの個数密度ＮＳが、１０個／μｍ２以上であり、上記析出物ＡＳの個数密度ＮＳと、長径が０．０５０μｍ超の上記析出物Ａである析出物ＡＬの個数密度ＮＬとの比ＮＳ／ＮＬが、１０．０以上である、高強度鋼板。
［２］上記成分組成は、更に、質量％で、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、４００～７００℃の巻取温度Ｔで巻き取り、滞留させ、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、上記滞留において、上記巻き取りされた上記熱延鋼板の温度が上記巻取温度Ｔ－５０℃以上である時間の合計を単位ｓでｔとするとき、下記式１を満たし、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、１５０～２５０℃の冷却停止温度Ｔ２まで冷却し、次いで、２５０～４００℃の温度域Ｔ３で３０秒以上保持する、高強度鋼板の製造方法。
式１：０．００１＜［１．１７×１０－６×｛ｔ／（Ｔ＋２７３．１５）｝］１／３＜０．０５０
［６］上記熱間圧延の前に、上記鋼スラブを鋳造してから冷却し、上記鋼スラブの上記冷却において、７００～６００℃における平均冷却速度ｖ１が５．０℃／ｈ以上であり、６００～５００℃における平均冷却速度ｖ２が２．５℃／ｈ以上である、上記［５］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［７］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］または［６］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［８］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［７］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、成形性（延性および穴広げ性）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、成形性（延性および穴広げ性）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。
　また、Ｃは、残留オーステナイトの安定性を向上させ、鋼板の延性を向上させる。
　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析出物（後述する析出物ＡＳ）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、０．１６０％以上がより好ましく、０．１７０％以上が更に好ましい。
　一方、Ｃ量が多すぎると、後述する熱処理において再加熱する際にオーステナイトへのＣ分配が進行し、熱処理後に冷却される際のマルテンサイト変態やベイナイト変態が抑制され、残留オーステナイトの面積率が過剰になる。また、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、炭化物の形成を抑制することにより、炭化物と各組織との硬度差に起因する穴広げ性の低下を抑制する。更に、Ｓｉにより、安定な残留オーステナイトが得られ、良好な延性が確保される。
　これらの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の過剰な含有は、鋼板の脆化により穴広げ性が劣るため、所望の成形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。
　また、Ｍｎは、残留オーステナイトの安定化に資する元素であり、良好な延性の確保に有効である。
　これらの効果を得る観点から、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、穴広げ性が劣り、所望の成形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、０．０７０％以下が好ましく、０．０５０％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、０．０１００％以下が好ましく、０．００５０％以下がより好ましい。
 《Ａｌ：０．０１０～２．０００％》
　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、０．０１０％以上であり、０．０１５％以上が好ましく、０．０２０％以上がより好ましい。
　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》
　鋼板に粗大な窒化物が存在すると、鋼板をせん断する際にボイドが形成され、これを起点とする遅れ破壊が発生しやすくなり、鋼板の耐遅れ破壊特性が劣化する。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、０．００９０％以下が好ましく、０．００８０％以下がより好ましい。
 《Ｔｉ：０．００１～０．１００％、Ｎｂ：０．００１～０．１００％およびＶ：０．００１～０．５００％からなる群から選ばれる少なくとも１種の元素》
　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（後述する析出物ＡＳ）を形成したりして、耐遅れ破壊特性をより良好にする。
　これらの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％以上であり、０．００３％以上が好ましく、０．００５％以上がより好ましい。
　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（後述する析出物ＡＬ）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％以下であり、０．０８０％以下が好ましく、０．０５０％以下がより好ましい。
　Ｖ量は、０．５００％以下であり、０．４５０％以下が好ましく、０．４００％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％で、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。
　（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、残留オーステナイトを安定化させる元素であり、良好な延性の確保に有効である。更に、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：７０．０～９５．０％》
　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、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトが多すぎると、残留オーステナイトが過小になる。
　このため、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、９５．０％以下であり、９３．０％以下が好ましく、９０．０％以下がより好ましい。
 《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。
　一方、下限は特に限定されないが、引張強さの観点から、フレッシュマルテンサイトの面積率は、１．０％以上が好ましく、３．０％以上がより好ましく、５．０％以上が更に好ましい。
 《残留オーステナイトの面積率：５．０～１５．０％》
　残留オーステナイトは、加工時に、ＴＲＩＰ（Transformation Induced plasticity）効果によりマルテンサイト変態し、高強度化を進めると同時に、歪分散能を高めることにより延性を向上させる。
　このため、残留オーステナイトの面積率は、５．０％以上であり、６．０％以上が好ましく、７．０％以上がより好ましい。
　一方、残留オーステナイトが多すぎると、加工時に、残留オーステナイトと焼戻しマルテンサイトとの界面にボイドが発生しやすくなり、そのボイドを起点として水素脆化が生じるため、鋼板の耐遅れ破壊特性が劣化する。
　また、プレス成型時に残留オーステナイトが応力誘起マルテンサイト変態するため、穴広げ性が低下する。
　このため、残留オーステナイトの面積率は、１５．０％以下であり、１４．０％以下が好ましく、１３．０％以下がより好ましく、１２．０％以下が更に好ましい。
 《残部組織》
　焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトを除く組織（残部組織）としては、例えば、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、５．０％以下が好ましい。
 《析出物Ａ》
　次に、析出物Ａについて説明する。
　析出物Ａは、Ｔｉ、ＮｂおよびＶ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炭化物、窒化物または炭窒化物である。
　（析出物Ａの平均粒径：０．００１～０．０５０μｍ）
　析出物Ａが小さすぎると、析出強化による効果が得られず、強度が不足する。
　このため、析出物Ａの平均粒径は、０．００１μｍ以上であり、０．００５μｍ以上が好ましく、０．０１０μｍ以上がより好ましい。
　一方、析出物Ａが大きすぎると、せん断端面の耐遅れ破壊特性に悪影響を及ぼす。
　このため、析出物Ａの平均粒径は、０．０５０μｍ以下であり、０．０４０μｍ以下が好ましく、０．０４０μｍ未満がより好ましく、０．０３５μｍ以下が更に好ましく、０．０３０μｍ以下が特に好ましく、０．０２０μｍ以下が最も好ましい。
　析出物Ａの平均粒径は、後述する［実施例］に記載の方法により求める。
　（ＮＳ：１０個／μｍ２以上）
　析出物ＡＳは、長径が０．０５０μｍ以下の析出物Ａである。
　析出物ＡＳの個数密度（単位面積あたりの個数）ＮＳは、１０個／μｍ２以上である。
　これにより、析出強化により鋼板の強度が増す。更に、微細な析出物ＡＳが水素のトラップサイトとして働くことにより、耐遅れ破壊特性が向上する。
　耐遅れ破壊特性がより優れるという理由から、ＮＳは、１２５個／μｍ２超が好ましく、２００個／μｍ２以上がより好ましく、３１０個／μｍ２以上が更に好ましい。
　ＮＳの上限は、特に限定されない。もっとも、微細な析出物ＡＳの絶対量が多くなると、圧延荷重が高くなり、鋼板の製造が困難になる場合がある。このため、ＮＳは、１，０００個／μｍ２以下が好ましく、８００個／μｍ２以下がより好ましい。
　（ＮＳ／ＮＬ：１０．０以上）
　析出物ＡＬは、長径が０．０５０μｍ超の析出物Ａである。
　析出物ＡＳの個数密度ＮＳ（単位：個／μｍ２）と、析出物ＡＬの個数密度ＮＬ（単位：個／μｍ２）との比（ＮＳ／ＮＬ）は、１０．０以上である。これにより、良好な耐遅れ破壊特性が得られる。その理由は、以下のように推測される。
　微細な析出物ＡＳは、粒径が小さいため、ひずみや応力を溜め込みにくいと考えられる。更に、微細な析出物ＡＳは、円形状であるため、その表面は曲面であると解され、曲面に沿ってひずみや応力が逃げやすいと考えられる。
　一方、粗大な析出物ＡＬは、微細な析出物ＡＳと比較して、ひずみや応力の移動距離が大きいことから、ひずみや応力が溜まりやすいと考えられる。
　特に、粗大な析出物ＡＬは、四角形状である析出物Ａを含み、その表面は平面であると解され、よりひずみや応力が溜まりやすいと考えられる。この場合、せん断端面の内部での局所的なひずみや残留応力が高くなると推察される。せん断端面の内部での局所的なひずみや残留応力が高くなると、せん断端面に初期亀裂が生じやすくなり、せん断端面の耐遅れ破壊特性が劣化する。
　このため、粗大な析出物ＡＬの存在比を低減することで、鋼板の耐遅れ破壊特性を改善できる。
　耐遅れ破壊特性がより優れるという理由から、ＮＳ／ＮＬは、１１．０以上が好ましく、１２．０以上がより好ましく、１２．１超が更に好ましく、１２．２以上が特に好ましく、１３．０以上が最も好ましい。
　ＮＳ／ＮＬの上限は特に限定されないが、１００．０以下が好ましく、８０．０以下がより好ましく、５０．０以下が更に好ましく、３０．０以下が特に好ましい。
　ＮＬの上限は、特に限定されない。もっとも、粗大な析出物ＡＬの絶対量が多くなると、せん断端面の内部での局所的なひずみや残留応力が高くなり、せん断端面に初期亀裂が生じやすくなると考えられる。このため、ＮＬは、５０個／μｍ２以下が好ましく、３５個／μｍ２以下がより好ましい。
　ＮＳおよびＮＬ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以下がより好ましく、０．２５質量ｐｐｍ以下が更に好ましい。
　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。
 《平均冷却速度ｖ１：５．０℃／ｈ以上および平均冷却速度ｖ２：２．５℃／ｈ以上》
　鋼スラブは、その鋳造後、後述する熱間圧延が施される前に、例えば安置されることにより、冷却されてもよい。
　この冷却において、７００～６００℃における平均冷却速度ｖ１は、５．０℃／ｈ以上が好ましく、１０．０℃／ｈ以上がより好ましく、１５．０℃／ｈ以上が更に好ましい。
　６００～５００℃における平均冷却速度ｖ２は、２．５℃／ｈ以上が好ましく、５．０℃／ｈ以上がより好ましく、１０．０℃／ｈ以上が更に好ましい。
　鋼スラブには、鋳造の際に、粗大な析出物ＡＬが析出する場合がある。平均冷却速度ｖ１および平均冷却速度ｖ２が上記範囲を満たす場合、鋼スラブ中の析出物の分布状態が均一となり、鋳造の際に析出した粗大な析出物ＡＬが、後述する熱間圧延において鋼スラブを加熱する際に、再溶解しやすくなる。すなわち、ＮＳ／ＮＬの値が大きくなりやすい。
　平均冷却速度ｖ１の上限は、特に限定されず、例えば、１５０．０℃／ｈであり、１００．０℃／ｈが好ましい。
　平均冷却速度ｖ２の上限は、特に限定されず、例えば、２００．０℃／ｈ以下であり、１５０．０℃／ｈが好ましい。
 〈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》
　熱間圧延に際しては、鋼スラブを加熱する。
　鋼スラブの加熱温度が低すぎると、Ｔｉ、ＮｂおよびＶからなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を十分に固溶させることが困難になる。そのうえ、析出物Ａの過度な成長が起こるため、微細な析出物ＡＳの個数密度ＮＳが過小になったり、粗大な析出物ＡＬの個数密度ＮＬが過大になったりする。すなわち、ＮＳ／ＮＬの値が過小になりやすい。このため、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、圧延荷重が増大して、圧延負荷が大きくなる。更に、析出物Ａの平均粒径が過大になったり、ＮＳ／ＮＬの値が過小になったりする。また、得られる熱延鋼板の各組織が粗大となり、続く熱処理中の各組織も粗大になる場合がある。この場合、例えば、冷却を停止させたときに、マルテンサイト変態しにくい機械的に安定である微細な残留オーステナイトを安定して得ることが難しくなり、残留オーステナイトが十分に得られず、延性が低下する。
　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、熱延鋼板のオーステナイトが粗大化し、結果として冷延鋼板のオーステナイト粒が粗大となる。その場合、Ｃの拡散距離が長距離化するため、後述する熱処理において、安定なオーステナイトを得るための十分なＣ濃化が引き起こされない。その結果、最終的なミクロ組織中に残留オーステナイトが十分に得られず、延性が低下する。
　そのうえ、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、延性および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、以下に説明する条件（巻取温度Ｔ）で巻き取りされる。
 《巻取温度Ｔ：４００～７００℃》
　巻取温度Ｔが低すぎると、析出物Ａが十分に形成されず、微細な析出物ＡＳの個数密度ＮＳが過小になったり、ＮＳ／ＮＬの値が過小になったりする。
　そのうえ、熱延鋼板の強度が上昇し、冷間圧延における圧延負荷が増大したり、冷間圧延によって得られる冷延鋼板の形状不良が発生したりするため、生産性が低下する。
　このため、巻取温度Ｔは、４００℃以上であり、４２０℃以上が好ましく、４３０℃以上がより好ましい。
　一方、巻取温度Ｔが高すぎると、析出物Ａの成長が進行して、析出物Ａの平均粒径が過大になったり、ＮＳ／ＮＬの値が過小になったりする。
　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。
　巻取温度Ｔは、巻き取りされた熱延鋼板（つまり、コイル）の端面温度である。
 〈滞留〉
　巻き取りされた熱延鋼板（コイル）は、後述する冷間圧延の実施まで、滞留される。
　この滞留において、巻き取りされた熱延鋼板の温度が巻取温度Ｔ－５０℃以上である時間（単位：ｓ）の合計をｔ（「滞留時間ｔ」ともいう）とするとき、下記式１を満たす。
式１：０．００１＜［１．１７×１０－６×｛ｔ／（Ｔ＋２７３．１５）｝］１／３＜０．０５０
　以下、便宜的に、上記式１中の「［１．１７×１０－６×｛ｔ／（Ｔ＋２７３．１５）｝］１／３」を、「Ｘ」と表記する。
　上記式１中のＸが下限値を下回る場合、十分な核生成が生じていない状態または核成長が不十分な状態でコイルの滞留を止めることになり、析出物Ａの平均粒径が過小になったり、ＮＳ／ＮＬの値が過小になったりする。
　一方、上記式１中のＸが上限値を超える場合、Ｔｉ、ＮｂまたはＶ、および、ＣまたはＮの拡散によって、析出物Ａが過度にオストワルド成長し、析出物Ａの平均粒径が過大になったり、ＮＳ／ＮＬの値が過小になったりする。
　巻き取りされた熱延鋼板（コイル）の熱履歴を制御する方法としては、特に限定されず、例えば、コイルにカバーをかける方法、コイルに熱風および／または冷風を与える方法などが挙げられる。
　巻き取りされた熱延鋼板（コイル）の温度は、カバーが無い場合は、放射温度計を用いて測定されるコイル表面の温度とし、カバーが有る場合は、熱電対を用いて測定されるカバー内部の温度とする。
　上記式１を満たす条件で滞留されたコイルに対しては、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、上記式１を満たす条件で滞留され、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Ｔ３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、８３０℃以上が好ましく、８５０℃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、熱間圧延の際に形成された析出物Ａが粗大化し、析出物Ａの平均粒径が過大になったり、ＮＳ／ＮＬの値が過小になったりする。
　このため、温度域Ｔ１の温度は、９５０℃以下であり、９４０℃以下が好ましく、９３０℃以下がより好ましい。
 《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、残留オーステナイト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Ｔ２：１５０～２５０℃》
　冷却停止温度Ｔ２が低すぎると、冷却を停止させたときに残存する未変態オーステナイトの少量となり、最終的に、残留オーステナイトの面積率が過小になる。
　このため、冷却停止温度Ｔ２は、１５０℃以上であり、１６０℃以上が好ましく、１７０℃以上がより好ましい。
　一方、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、残留オーステナ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。
 《温度域Ｔ３：２５０～４００℃》
　温度域Ｔ３の温度が低すぎる場合、未変態オーステナイト中にＣが十分に濃化せず、残留オーステナイトの面積率が過小になる。
　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、未変態オーステナイトの分解が過度に進み、残留オーステナイトの面積率が過小になるため、延性が劣る。
　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ったり、残留オーステナイトへのＣ濃化が不足して残留オーステナイトの面積率が過小になったりする。
　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。
　得られた鋼スラブを、下記表２に示す条件で冷却した。
　次いで、冷却し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、滞留、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」、残留オーステナイトを「γＲ」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。
 《残留オーステナイトの面積率》
　残留オーステナイトの面積率（単位：％）は、Ｘ線回折法により求めた。
　具体的には、まず、観察試料の観察面を、板厚方向に０．１ｍｍ研磨し、更に、化学研磨によって０．１ｍｍ研磨して、研磨面を得た。
　この研磨面について、ＣｏＫα線を用いて、ｆｃｃ鉄の｛２００｝、｛２２０｝および｛３１１｝の各面、ならびに、ｂｃｃ鉄の｛２００｝、｛２１１｝および｛２２０｝の各面の回折ピークの積分強度を測定した。
　そのうえで、ｂｃｃ鉄の｛２００｝、｛２１１｝および｛２２０｝の各面の積分強度に対する、ｆｃｃ鉄の｛２００｝、｛２２０｝および｛３１１｝の各面の積分強度の比（積分強度）を求めた。
　求めた９つの積分強度比を平均化した値を、残留オーステナイトの体積率とし、この体積率を、残留オーステナイトの面積率（単位：％）とみなした。
 《析出物Ａの平均粒径、ＮＳおよびＮＬ》
　観察試料の観察面から、レプリカ法によって、レプリカ試料を採取した。
　採取したレプリカ試料について、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて、加速電圧を２００ｋＶとして、２０，０００倍の倍率で、１０視野分を観察し、ＴＥＭ像を得た。１視野のサイズは、０．５μｍ×０．５μｍとした。
　得られたＴＥＭ像を見ることにより、析出物の存在を確認した。
　更に、ＴＥＭ像と同じ視野のエネルギー分散型Ｘ線分光分析（ＥＤＳ）を実施して、析出物に含まれる元素を確認した。
　ＴＥＭ像において確認された析出物のうち、Ｔｉ、ＮｂおよびＶからなる群から選ばれる少なくとも１種を含む析出物を、析出物Ａであると同定した。
　析出物Ａであると同定した各析出物の円相当直径を求め、１０視野分の平均値を、析出物Ａの平均粒径（単位：μｍ）とした。
　更に、析出物Ａの長径を測定した。
　具体的には、析出物Ａであると同定した各析出物の粒子について、粒子を通る最長の長さを測定し、これを析出物Ａの長径とした。
　そのうえで、長径が０．０５０μｍ以下である析出物Ａ（つまり、析出物ＡＳ）の個数を測定し、測定した個数を１０視野分の面積で除することにより、析出物ＡＳの個数密度ＮＳ（単位：個／μｍ２）を求めた。
　同様に、長径が０．０５０μｍ超である析出物Ａ（つまり、析出物ＡＬ）の個数を測定し、測定した個数を１０視野分の面積で除することにより、析出物ＡＬの個数密度ＮＬ（単位：個／μｍ２）を求めた。
　更に、ＮＳとＮＬとの比（ＮＳ／ＮＬ）を求めた。
 〈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）および全伸び（ＥＬ）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。
　ＥＬが１０．０％以上であれば、延性に優れると評価した。
 《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２５％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、Ｎｏ．１、３～５、８～９、１１～１３、１５～１７、２１～２２、２６、３０～３１および３９の鋼板は、引張強さ、延性、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、Ｎｏ．２、６～７、１０、１４、１８～２０、２３～２５、２７～２９、３２～３８および４０～４５の鋼板は、いずれも、引張強さが１３２０ＭＰａ以上であり、かつ、延性、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。
　これらの鋼板のうち、下記（ｉ）～（ｖ）を全て満たす鋼板は、耐遅れ破壊特性の評価結果は「◎」であった。
（ｉ）残留オーステナイトの面積率：１２．０％以下
（ii）析出物Ａの平均粒径：０．０２０μｍ以下
（iii）ＮＳ：３１０個／μｍ２以上
（iv）ＮＳ／ＮＬ：１３．０以上
（ｖ）鋼中拡散性水素量：０．２５質量ｐｐｍ以下
　上記（ｉ）～（ｖ）の少なくともいずれかを満たさない鋼板は、耐遅れ破壊特性の評価結果は「○」であった。
　なお、Ｎｏ．４４の鋼板（鋼記号：Ｔ）は、上記（ｉ）～（ｖ）を全て満たすが、Ｃ量がやや少ないため、耐遅れ破壊特性の評価結果は「○」であったと推測される。
　ＮＳ／ＮＬが１２．１以下である、または、析出物Ａの平均粒径が０．０４０μｍ以上である鋼板は、耐遅れ破壊特性の評価結果は「△」であった。

Claims (8)

  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：０．０１０～２．０００％、
    　Ｎ：０．０１００％以下、ならびに、
    　Ｔｉ：０．００１～０．１００％、Ｎｂ：０．００１～０．１００％およびＶ：０．００１～０．５００％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、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、
    　鋼中拡散性水素量が、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、７０．０～９５．０％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、
    　残留オーステナイトの面積率が、５．０～１５．０％であり、
    　Ｔｉ、ＮｂおよびＶ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炭化物、窒化物または炭窒化物である析出物Ａの平均粒径が０．００１～０．０５０μｍであり、
    　長径が０．０５０μｍ以下の前記析出物Ａである析出物ＡＳの個数密度ＮＳが、１０個／μｍ２以上であり、
    　前記析出物ＡＳの個数密度ＮＳと、長径が０．０５０μｍ超の前記析出物Ａである析出物ＡＬの個数密度ＮＬとの比ＮＳ／ＮＬが、１０．０以上である、高強度鋼板。
  2. 　前記成分組成は、更に、質量％で、
    　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、４００～７００℃の巻取温度Ｔで巻き取り、滞留させ、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、
    　前記滞留において、前記巻き取りされた前記熱延鋼板の温度が前記巻取温度Ｔ－５０℃以上である時間の合計を単位ｓでｔとするとき、下記式１を満たし、
    　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、１５０～２５０℃の冷却停止温度Ｔ２まで冷却し、次いで、２５０～４００℃の温度域Ｔ３で３０秒以上保持する、高強度鋼板の製造方法。
    式１：０．００１＜［１．１７×１０－６×｛ｔ／（Ｔ＋２７３．１５）｝］１／３＜０．０５０
  6. 　前記熱間圧延の前に、前記鋼スラブを鋳造してから冷却し、
    　前記鋼スラブの前記冷却において、７００～６００℃における平均冷却速度ｖ１が５．０℃／ｈ以上であり、６００～５００℃における平均冷却速度ｖ２が２．５℃／ｈ以上である、請求項５に記載の高強度鋼板の製造方法。
  7. 　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または６に記載の高強度鋼板の製造方法。
  8. 　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７に記載の高強度鋼板の製造方法。
PCT/JP2022/044900 2022-01-14 2022-12-06 高強度鋼板およびその製造方法 WO2023135983A1 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2023521548A JP7359331B1 (ja) 2022-01-14 2022-12-06 高強度鋼板およびその製造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2022-004265 2022-01-14
JP2022004265 2022-01-14

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2023135983A1 true WO2023135983A1 (ja) 2023-07-20

Family

ID=87278792

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2022/044900 WO2023135983A1 (ja) 2022-01-14 2022-12-06 高強度鋼板およびその製造方法

Country Status (2)

Country Link
JP (1) JP7359331B1 (ja)
WO (1) WO2023135983A1 (ja)

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2014156187A1 (ja) * 2013-03-29 2014-10-02 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼材および水素用容器ならびにそれらの製造方法
WO2018055695A1 (ja) * 2016-09-21 2018-03-29 新日鐵住金株式会社 鋼板
WO2021019947A1 (ja) * 2019-07-30 2021-02-04 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP2021025094A (ja) * 2019-08-06 2021-02-22 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度薄鋼板およびその製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2014156187A1 (ja) * 2013-03-29 2014-10-02 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼材および水素用容器ならびにそれらの製造方法
WO2018055695A1 (ja) * 2016-09-21 2018-03-29 新日鐵住金株式会社 鋼板
WO2021019947A1 (ja) * 2019-07-30 2021-02-04 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP2021025094A (ja) * 2019-08-06 2021-02-22 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度薄鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2023135983A1 (ja) 2023-07-20
JP7359331B1 (ja) 2023-10-11

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP3486346B1 (en) Steel sheet and method of producing the same
JP6354921B1 (ja) 鋼板およびその製造方法
EP3309273B1 (en) Galvannealed steel sheet and method for manufacturing same
JP6901050B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP6791371B2 (ja) 高強度冷延鋼板及びその製造方法
EP2243852A1 (en) High-strength hot-dip zinc coated steel sheet excellent in workability and process for production thereof
CN114981457B (zh) 高强度镀锌钢板及其制造方法
KR102544884B1 (ko) 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법
JP6787535B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
WO2020262652A1 (ja) 鋼板
EP3889283A1 (en) High-strength steel sheet and method for manufacturing same
JPWO2021079756A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP7280537B2 (ja) 熱延鋼板
JP7136335B2 (ja) 高強度鋼板及びその製造方法
EP4123045A1 (en) Steel plate
WO2021079754A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
WO2022210396A1 (ja) 鋼板、鋼板の製造方法、および中間鋼板の製造方法
EP4043593B1 (en) High strength steel sheet, impact absorbing member, and method for manufacturing high strength steel sheet
JP6947334B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP7359331B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP2021147646A (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP2021147645A (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP7359332B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP7401826B2 (ja) 鋼板、及び鋼板の製造方法
JP7226672B1 (ja) 鋼板、部材およびそれらの製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2023521548

Country of ref document: JP

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

Ref document number: 22920503

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1