WO2016152163A1 - 冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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steel sheet
cold
rolled steel
rolling
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義彦 小野
船川　義正
竜介 山口
中村　展之
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a cold-rolled steel sheet, and more particularly, to a high-strength cold-rolled steel sheet suitable for manufacturing parts such as automobiles and home appliances formed by cold pressing. Moreover, this invention relates to the manufacturing method of an above-described cold-rolled steel plate.
  • TS from 1320 to body frame parts such as center pillar R / F (reinforcement), bumpers and impact beam parts (hereinafter also referred to as parts)
  • the application of high-strength steel of 1470 MPa class is progressing.
  • studies have also started on the application of steel sheets having a strength of TS: 1800 MPa class (1.8 GPa class) and higher.
  • delayed fracture means that when a component is placed in a hydrogen intrusion environment with a high stress applied to the component, hydrogen penetrates into the steel plate constituting the component, reducing the interatomic bonding force. This is a phenomenon in which a microcrack is generated by causing local deformation, and breakage is caused by the progress of the microcrack.
  • Patent Documents 2, 3 and 4 disclose techniques for preventing hydrogen-induced cracking resistance by reducing the S content in steel to a certain level and adding Ca.
  • Patent Document 5 contains C: 0.1 to 0.5%, Si: 0.10 to 2%, Mn: 0.44 to 3%, N ⁇ 0.008%, Al: 0.005 to 0.1%, and V: 0.05 to 2.82. %, Mo: 0.1% or more and less than 3.0%, Ti: 0.03 to 1.24%, Nb: 0.05 to 0.95%, or one or two or more kinds, and by dispersing fine alloy carbides that serve as hydrogen trap sites A technique for improving the delayed fracture resistance is disclosed.
  • Japanese Patent No. 3514276 Japanese Patent No. 5428705 JP 54-31019 A JP 2013-213242 Japanese Patent No. 4427010
  • the delayed fracture described above is mostly caused from the end face of a steel sheet (hereinafter, also referred to as a shear end face) that is cut by shearing or punching in an actual pressed part.
  • a shear end face a steel sheet
  • the delayed fracture limit stress of the steel sheet with the shear end face is about 1/3 to 1/20 of the delayed fracture limit stress when the strain-affected zone is removed by reaming. That is, it is considered that delayed fracture resistance against delayed fracture generated from the shear end face (hereinafter also referred to as delayed fracture resistance of the shear end face) is one of the main factors that determine the delayed fracture resistance of actual parts.
  • Patent Documents 1 to 5 are intended to improve the delayed fracture resistance of the steel sheet itself, and do not fully consider the existence of the strain-affected zone on the shear end face. For this reason, the steel sheets according to the techniques of Patent Documents 1 to 5 are not necessarily sufficient in improving the delayed fracture resistance of the shear end face.
  • Patent Documents 2 to 4 are originally intended for so-called thick steel plates having a thickness of 10 mm or more, and are not intended for so-called thin steel plates formed on automobile parts. Moreover, such a thick steel plate and a thin steel plate are greatly different from each other in sheet thickness, cumulative rolling reduction ratio in the manufacturing process, microstructure, material strength, and workability by pressing.
  • the present invention has been developed in view of the above situation, and has a thickness of 0.5 to 2.6 mm and a tensile strength (TS) of 1320 MPa or more, delayed fracture resistance, particularly shearing It aims at providing the steel plate which is excellent in the delayed fracture resistance of an end surface with the advantageous manufacturing method.
  • excellent delayed fracture resistance of the shear end face means more specifically when performing cold press forming after blanking or punching by shearing or slitting, or cold pressing. This means that excellent delayed fracture resistance can also be obtained in a press-molded product obtained when punching is performed by cutting or punching a part after shearing.
  • Delayed fracture resistance at the shear end face is governed by the degree of damage to the shear end face (surface hardening and residual stress) and the ease of crack propagation to the inside.
  • MnS, Al 2 O 3 , (Nb, Ti) (C, N) which are distributed in the form of a point sequence extending in the rolling direction over a length of more than 120 ⁇ m , TiS and other huge inclusions adversely affect delayed fracture resistance at the shear end face.
  • Such inclusions increase local strain and residual stress inside the shear end face, and also increase the roughness of the shear end face, thereby causing scratches due to contact between the shear end faces or with the mold, resulting in a delay. Causes the starting point of destruction. Moreover, the progress of a crack is produced by forming the inclusion group located in a line with the rolling direction. Since there are many inclusion groups in the central part of the plate thickness, it is not sufficient to treat only the surface layer, and it is necessary to reduce the inclusion group including the central part of the plate thickness.
  • a steel plate (coil) may be continuously cut out by a shearing machine or the like and press formed, and all the actual parts manufactured through such a forming process are stable.
  • the quality of the shear end face deteriorates. Accordingly, in order to obtain stable and excellent delayed fracture resistance in actual parts obtained by cold press forming a steel plate, the above-mentioned coarse inclusion group and the above-mentioned cementite remaining in an undissolved state can be obtained. In addition to the reduction, it is also important to ensure the quality of the shear end face by precisely controlling the thickness of the steel sheet.
  • the present invention was completed after further studies based on the above findings.
  • the gist configuration of the present invention is as follows. 1. In mass%, C: 0.15% to 0.40%, Si: 1.5% or less, Mn: 0.9 to 1.7%, P: 0.03% or less, S: Less than 0.0020%, sol.Al: 0.2% or less, N: 0.0055% Less than and O: 0.0025% or less, satisfying the relationship of the following formula (1), the balance is a component composition consisting of Fe and inevitable impurities, The total area ratio of the tempered martensite and bainite structure is 95% or more and 100% or less, One or more long axes that are extended in the rolling direction and / or distributed in the form of a sequence of dots: composed of inclusion particles of 0.3 ⁇ m or more, and when the inclusion particles are composed of two or more inclusion particles The distance between them is 30 ⁇ m or less, the inclusion group whose total length in the rolling direction is more than 120 ⁇ m is 0.8 pieces / mm 2 or less, The aspect ratio is 2.5 or less, the major axis.
  • the component composition is further selected by mass% from Cr: 0.01 to 1.0%, Mo: 0.01% to less than 0.3%, V: 0.003 to 0.5%, Zr: 0.005 to 0.2%, and W: 0.005 to 0.2%. 6.
  • the component composition further includes one or more selected from Ca: 0.0002 to 0.0030%, Ce: 0.0002 to 0.0030%, La: 0.0002 to 0.0030%, and Mg: 0.0002 to 0.0030% by mass%.
  • the cold-rolled steel sheet according to any one of 1 to 6 above.
  • the hot-rolled steel sheet is cold-rolled by cold rolling so that the reduction ratio is 20 to 75% and the sheet thickness is 0.5 to 2.6 mm.
  • the cold rolled steel sheet is soaked at an annealing temperature of more than 850 ° C. and not more than 910 ° C.
  • finish rolling is performed at a finish rolling temperature of 840 to 950 ° C., and then cooled to a temperature of 700 ° C. or less at a cooling rate of 40 ° C./s or more, and 4 in a temperature range of 600 to 700 ° C. 10.
  • a cold-rolled steel sheet having a high thickness of 0.5 to 2.6 mm and a tensile strength (TS) of 1320 MPa or more and excellent delayed fracture resistance, particularly delayed fracture resistance at the shear end face. Is obtained. Moreover, since the cold-rolled steel sheet of the present invention is suitable for cold press forming applications involving shearing and punching, it is advantageous in terms of improving the strength of parts, reducing weight, and cost.
  • TS tensile strength
  • C 0.15% ⁇ 0.40%
  • C is an element that improves hardenability, from the viewpoint of securing the area ratio of tempered martensite and / or bainite, increasing the strength of tempered martensite and bainite, and securing TS ⁇ 1320 MPa. , To be included. Moreover, it has the effect of producing fine carbides that become hydrogen trap sites inside tempered martensite and bainite.
  • the C content is less than 0.15%, it is impossible to obtain a predetermined strength while maintaining excellent delayed fracture resistance.
  • the C content exceeds 0.40%, the strength becomes too high, and it becomes difficult to obtain sufficient delayed fracture resistance. Therefore, the C content is 0.15 to 0.40%. From the viewpoint of obtaining TS ⁇ 1470 MPa while maintaining excellent delayed fracture resistance, the C content is desirably more than 0.18%.
  • Si 1.5% or less
  • Si is a strengthening element by solid solution strengthening.
  • Si also contributes to the improvement of delayed fracture resistance by suppressing the formation of film-like carbides when tempering a steel sheet in a temperature range of 200 ° C. or higher.
  • it contributes to the suppression of MnS generation by reducing Mn segregation at the center of the plate thickness.
  • it contributes to decarburization by oxidation of the steel sheet surface layer during continuous annealing, and further to suppression of de-B.
  • the lower limit of the amount of Si is not particularly limited, but it is desirable to add 0.02% or more of Si in order to sufficiently obtain the above effects.
  • the Si content is 1.5% or less. Note that the Si content may be 0%.
  • Mn 0.9-1.7% Mn is contained in order to improve the hardenability of the steel and to secure a predetermined area ratio of tempered martensite and / or bainite. Further, Mn has an effect of fixing S in steel as MnS and reducing hot brittleness. If the Mn content is less than 0.9%, ferrite is generated in the surface layer portion of the steel sheet and the delayed fracture resistance of the shear end face is greatly deteriorated. Further, in order to suppress the formation of ferrite from the 1/4 position of the plate thickness of the steel plate to the central portion of the plate thickness, it is necessary to contain Mn at 0.9% or more.
  • Mn is an element that particularly promotes the formation and coarsening of MnS at the center of the plate thickness. If the amount of Mn exceeds 1.7%, the number and size of large inclusion groups at the center of the plate thickness. Increases the delayed fracture resistance of the shear end face significantly. Therefore, the Mn content is set to 0.9 to 1.7%. From the viewpoint of further reducing coarse MnS at the center of the plate thickness and improving delayed fracture resistance, the Mn content is preferably 0.9% or more and 1.4% or less.
  • P 0.03% or less
  • P is an element that strengthens steel, but if its content is large, the delayed fracture resistance and spot weldability are significantly deteriorated. Therefore, the P content is 0.03% or less. Preferably it is 0.01% or less.
  • the lower limit of the amount of P is not particularly limited, but currently the lower limit that can be industrially implemented is about 0.003%.
  • S Less than 0.0020% S has a great adverse effect on the delayed fracture resistance of the shear end face through the formation of MnS, TiS, Ti (C, S), etc., and therefore must be strictly controlled.
  • MnS is stretched along with rolling in the hot rolling process, and is stretched while being crushed in the cold rolling process. In the final product, the length reaches 80-400 ⁇ m.
  • the thickness of the cast slab is about 180 to 250 mm, and the thickness of the final product plate is 0.5 to 2.6 mm. Also become.
  • the elongation of the steel sheet in the rolling direction reaches 5 to 10 times that in the case of thick steel sheets, so that the adverse effect of MnS becomes even greater, and the adverse effect becomes significant at the shear end face. Also, especially in the shear end face, all the region in the plate thickness direction is exposed, so if coarse MnS that is present in the Mn segregation part at the center of the plate thickness forms a huge inclusion group, delayed fracture resistance Especially adversely affects the properties. Furthermore, TiS and Ti (C, S) often precipitate in combination with MnS or in the vicinity of MnS, and form an extremely coarse inclusion group together with MnS. In order to reduce the harmful effects caused by the inclusion group, the S amount needs to be less than 0.0020%.
  • the lower limit of the amount of S is not particularly limited, but the lower limit that can be industrially implemented is currently about 0.0002%.
  • sol.Al 0.2% or less sol.Al is added to perform sufficient deoxidation and reduce inclusions in the steel.
  • the amount of sol.Al is desirably 0.01% or more.
  • the amount of sol.Al exceeds 0.2%, carbides mainly composed of Fe, such as cementite, produced during coiling after hot rolling become difficult to dissolve in the annealing process, and delayed fracture resistance deteriorates. . Therefore, the amount of sol.Al is 0.2% or less.
  • N Less than 0.0055% N is an element that forms nitrides such as TiN, (Nb, Ti) (C, N), AlN, and carbonitride inclusions in steel, and is resistant to delay through their formation. Destructive properties are degraded. Usually, these inclusions have an aspect ratio of about 1 to 5 and a low degree of extension compared to MnS, and a long axis length of 1 to 15 ⁇ m, which is shorter than that of MnS. For this reason, these inclusions alone have a small influence on delayed fracture, but some of them are formed in a dot sequence together with MnS, forming a huge inclusion group, which promotes the adverse effects of MnS, Deteriorating delayed fracture characteristics.
  • nitrides such as TiN, (Nb, Ti) (C, N), AlN, and carbonitride inclusions in steel, and is resistant to delay through their formation. Destructive properties are degraded. Usually, these inclusions have an aspect ratio of about 1 to 5 and
  • the N content needs to be less than 0.0055%. Preferably it is less than 0.0045%.
  • the lower limit of the N amount is not particularly limited, but the lower limit that can be industrially implemented is currently about 0.0006%.
  • O 0.0025% or less
  • O is an element that forms oxide inclusions such as Al 2 O 3 , SiO 2 , CaO, and MgO with a diameter of 1 to 20 ⁇ m in steel. Deteriorate. These inclusions adversely affect delayed fracture resistance by themselves through deterioration of the smoothness of the fracture surface formed by shearing and increase in local residual stress. In order to reduce such an adverse effect on the delayed fracture resistance, O needs to be 0.0025% or less.
  • the lower limit of the amount of O is not particularly limited, but the lower limit that can be industrially implemented is currently about 0.0005%.
  • the cold-rolled steel plate of this invention can contain the following elements suitably.
  • B 0.0002% or more and less than 0.0035%
  • B is an element that improves the hardenability of steel, and has an advantage of generating tempered martensite and bainite having a predetermined area ratio even when the amount of Mn is small.
  • the content of B is preferably 0.0002% or more, and more preferably 0.0005% or more.
  • the amount of B becomes 0.0035% or more, not only the effect is saturated, but also the solid solution rate of cementite during annealing is delayed, and carbides mainly composed of Fe such as unsolidified cementite remain.
  • the delayed fracture resistance of the shear end face is deteriorated. Therefore, the B content is preferably 0.0002% or more and less than 0.0035%.
  • Nb 0.002 to 0.08% Nb contributes to increasing the strength and improving the delayed fracture resistance through refinement of the old ⁇ grains and the reduction of the size of the internal structural units of tempered martensite and bainite and the same vane variant region. To do. In addition, through the formation of fine Nb-based carbides and carbonitrides that will serve as hydrogen trap sites, it will contribute to improving the delayed fracture resistance as well as increasing the strength. From such a viewpoint, Nb is preferably contained at 0.002% or more.
  • Nb is contained in a large amount, Nb-based coarse grains such as NbN, Nb (C, N), (Nb, Ti) (C, N) that remain undissolved during slab heating in the hot rolling process Precipitates increase and deteriorate the delayed fracture resistance of the shear end face. Therefore, Nb is desirably contained at 0.08% or less.
  • Ti 0.002-0.12% Ti contributes to higher strength and improved delayed fracture resistance through the refinement of prior ⁇ grains and the reduction of the size of tempered martensite and bainite internal structural units such as blocks and the same vane variant region. To do. In addition, through the formation of fine Ti-based carbides and carbonitrides that serve as hydrogen trap sites, it contributes to improving the delayed fracture resistance as well as increasing the strength. Furthermore, it contributes to improvement of castability. From such a viewpoint, Ti is preferably contained in an amount of 0.002% or more. However, if Ti is contained in large quantities, Ti-based coarse precipitates such as TiN, Ti (C, N), Ti (C, S), and TiS that remain undissolved during slab heating in the hot rolling process. Increases the delayed fracture resistance of the shear end face. For this reason, it is desirable to contain Ti at 0.12% or less.
  • Cu 0.005 to 1%
  • Cu has the effect of improving the corrosion resistance in the environment of use of automobiles and inhibiting the hydrogen intrusion into the steel sheet by the corrosion product covering the steel sheet surface. Moreover, it is an element mixed when scrap is used as a raw material, and by permitting the mixing of Cu, recycled materials can be used as raw materials and manufacturing costs can be reduced. From such a viewpoint, Cu is preferably contained in an amount of 0.005% or more, and more preferably 0.05% or more in terms of improving delayed fracture resistance. However, since an excessive amount of Cu causes surface defects, the Cu amount is preferably 1% or less.
  • Ni 0.01-1% Ni, like Cu, is an element that has the effect of improving corrosion resistance. Moreover, Ni has the effect
  • Cr 0.01-1.0% Cr has the effect of improving the hardenability of steel. In order to obtain such an effect, it is preferable to contain 0.01% or more of Cr. However, if the Cr content exceeds 1.0%, the solid solution rate of cementite during annealing is delayed, and the carbides mainly composed of Fe such as undissolved cementite remain, thereby providing delayed fracture resistance of the shear end face. Deteriorate. Moreover, pitting corrosion resistance and also chemical conversion treatment property are deteriorated. Therefore, the Cr content is desirably 0.01 to 1.0%. Note that if the Cr content exceeds 0.2%, delayed fracture resistance, pitting corrosion resistance, and chemical conversion processability may deteriorate.From the viewpoint of preventing these, the Cr content should be 0.2% or less. preferable.
  • Mo 0.01% or more and less than 0.3%
  • Mo improves the hardenability of steel and further improves delayed fracture resistance due to the generation of fine carbides containing Mo that become hydrogen trap sites and refinement of tempered martensite. It can be contained for the purpose of obtaining an effect. In order to obtain such an effect, it is desirable to contain Mo by 0.01% or more. However, when Mo is contained in an amount of 0.3% or more, the chemical conversion treatment performance is significantly deteriorated. Therefore, the Mo content is desirably 0.01% or more and less than 0.3%.
  • V 0.003-0.5%
  • V is included for the purpose of obtaining the effect of improving hardenability of steel, and further improving the resistance to delayed fracture due to the formation of fine carbides containing V that become hydrogen trap sites and the refinement of tempered martensite. be able to.
  • V is desirably contained in an amount of 0.003% or more. However, if V is contained in excess of 0.5%, the castability deteriorates remarkably. Therefore, the V amount is preferably 0.003% to 0.5%.
  • Zr 0.005-0.2%
  • Zr contributes to the improvement of delayed fracture resistance as well as higher strength through the refinement of old ⁇ grains and the reduction of the size of blocks and the same vane variant region, which are the internal structural units of tempered martensite and bainite. To do.
  • fine Zr-based carbides and carbonitrides that serve as hydrogen trap sites, it contributes to increasing the strength and improving delayed fracture resistance.
  • coarse precipitates such as ZrN and ZrS that remain undissolved during slab heating in the hot rolling process increase, and the delayed fracture resistance of the shear end face is deteriorated. For this reason, it is desirable to contain Zr at 0.2% or less.
  • W 0.005-0.2% W contributes to higher strength and improved delayed fracture resistance through the refinement of prior ⁇ grains and the reduction of the size of blocks and the same vane variant region, which are the internal structural units of tempered martensite and bainite. To do.
  • W is preferably contained in an amount of 0.005% or more.
  • W is desirably contained at 0.2% or less.
  • Ca 0.0002 to 0.0030% Ca fixes S as CaS and contributes to the improvement of delayed fracture resistance. For this reason, the Ca content is preferably 0.0002% or more. However, if Ca is added in a large amount, the surface quality and bendability deteriorate, so the Ca content is preferably 0.0030% or less.
  • Ce 0.0002-0.0030% Ce, like Ca, fixes S and contributes to improved delayed fracture resistance. For this reason, the Ce content is preferably 0.0002% or more. However, if Ce is added in a large amount, the surface quality and bendability deteriorate, so the Ce content is preferably 0.0030% or less.
  • La 0.0002-0.0030% La, like Ca, fixes S and contributes to improved delayed fracture resistance. For this reason, the amount of La is preferably 0.0002% or more. However, if La is added in a large amount, the surface quality and bendability are deteriorated, so the La amount is preferably 0.0030% or less.
  • Mg 0.0002-0.0030% Mg fixes O as MgO and contributes to the improvement of delayed fracture resistance. For this reason, the Mg content is preferably 0.0002% or more. However, if Mg is added in a large amount, the surface quality and bendability deteriorate, so the Mg content is preferably 0.0030% or less.
  • Sb 0.002 to 0.1%
  • Sb suppresses oxidation and nitridation of the steel sheet surface layer portion, thereby suppressing reduction of C and B.
  • C and B by suppressing the reduction of C and B, it suppresses the generation of ferrite in the surface layer portion of the steel sheet, contributes to the improvement of delayed fracture resistance as well as higher strength.
  • Sb is contained in an amount exceeding 0.1%, the castability deteriorates and segregates at the old ⁇ grain boundary to deteriorate the delayed fracture resistance of the shear end face. For this reason, it is desirable to contain Sb at 0.1% or less.
  • Sn 0.002-0.1% Sn suppresses oxidation and nitridation of the steel plate surface layer portion, and suppresses reduction of C and B due to oxidation and nitridation of the steel plate surface layer portion. In addition, by suppressing the reduction of C and B, it suppresses the generation of ferrite in the surface layer portion of the steel sheet, contributes to the improvement of delayed fracture resistance as well as higher strength. From such a viewpoint, it is desirable that Sn is contained in an amount of 0.002% or more. However, if Sn is contained in an amount exceeding 0.1%, the castability deteriorates, and segregates at the old ⁇ grain boundary to deteriorate the delayed fracture resistance of the shear end face. For this reason, it is desirable to contain Sn at 0.1% or less.
  • the cold-rolled steel sheet of the present invention has the basic components described above, and further, if necessary, B, Nb, Ti, Cu, Ni, Cr, Mo, V, Zr, W, Ca, Ce, La, A predetermined amount of the above-mentioned optional additive elements such as Mg, Sb and Sn are contained, and the balance has a component composition composed of Fe and inevitable impurities.
  • Total area ratio of the entire tempered martensite and bainite structures 95% or more (including 100%)
  • the total area ratio of the tempered martensite and bainite to the entire structure should be 95% or more. If it is less than this, any of ferrite, residual ⁇ (residual austenite) and martensite will increase, and the delayed fracture resistance will deteriorate.
  • the total area ratio of the tempered martensite and bainite to the entire structure may be 100%.
  • the remaining structure other than tempered martensite and bainite is ferrite, residual ⁇ , martensite, etc., and the total amount is acceptable if it is 5% or less. It may be O%.
  • One or more long axes that are extended in the rolling direction and / or distributed in the form of a sequence of dots composed of inclusion particles of 0.3 ⁇ m or more, and when the inclusion particles are composed of two or more inclusion particles Inclusions with a distance of 30 ⁇ m or less between them and a total length in the rolling direction of more than 120 ⁇ m: 0.8 pieces / mm 2 or less Consists of MnS, oxide, and nitride to improve delayed fracture resistance of the shear end face It is necessary to sufficiently reduce the inclusion group as described above in the region from the plate thickness surface layer portion to the plate thickness central portion, particularly in the plate thickness central portion.
  • carbides such as cementite which are mainly composed of Fe, do not completely dissolve and remain in a certain amount under the annealing conditions that have been generally practiced so far.
  • carbides mainly composed of undissolved Fe specifically, coarse carbides mainly composed of Fe having an aspect ratio of 2.5 or less and a major axis of 0.20 ⁇ m or more and 2 ⁇ m or less are resistant to the shear end face.
  • this coarse carbide has an aspect ratio of 2.5 or less, a major axis of 0.20 ⁇ m or more and 2 ⁇ m or less, fine carbide in the grains precipitated in the tempering process, and film-like coarse precipitation in the grain boundaries. It is clearly different from the thing. Therefore, it is necessary to reduce such carbides mainly composed of Fe to 3500 pieces / mm 2 or less. Preferably it is 2000 pieces / mm 2 or less. Note that the number of such carbides containing Fe as a main component may be 0 / mm 2 . In addition, as will be described later, fine carbides in grains precipitated in the tempering process and film-like coarse precipitates at grain boundaries do not exhibit black in the SEM reflected electron image, so black Fe is the main component. Can be distinguished from carbide.
  • Average particle diameter of old ⁇ grains 18 ⁇ m or less
  • the old ⁇ grains need to be refined.
  • the grain boundaries are easily broken, and the structure inside the tempered martensite and bainite is also coarsened, so that pseudo-cleavage breakage is also likely to occur.
  • the strength decreases.
  • the average particle diameter of the old ⁇ grains is 18 ⁇ m or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but is preferably about 2 ⁇ m.
  • Carbide with a diameter of 10 to 50 nm distributed inside tempered martensite and / or bainite 0.7 ⁇ 10 7 pieces / mm 2 or more
  • Fine carbides distributed inside tempered martensite and / or bainite are mainly tempered.
  • Is a carbide mainly composed of Fe precipitated in These carbides can improve the smoothness of the fracture surface in the shearing process, and can be used as a hydrogen trap site in a hydrogen intrusion environment.
  • the carbide having a diameter of 10 to 50 nm distributed in the tempered martensite and / or bainite is set to 0.7 ⁇ 10 7 pieces / mm 2 or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but is preferably about 7 ⁇ 10 7 pieces / mm 2 . Above this, the strength becomes too high and the delayed fracture resistance deteriorates.
  • it can be measured by observing four fields of view at a magnification of 2000 times with a SEM at a 1/4 position of the thickness of the steel sheet, and analyzing the photographed tissue photograph.
  • tempered martensite and bainite are gray in SEM and indicate a structure accompanied by precipitation of fine carbides inside. Also, depending on the plane orientation of the block grains and the degree of etching, internal carbides may be difficult to appear.
  • Ferrite is a region that exhibits black contrast in SEM. Site) is a gray structure close to white. In these, almost no carbide of a size that can be observed by SEM is observed.
  • the tempered martensite and bainite contain trace amounts of carbides, nitrides, sulfides and oxides, but it is difficult to exclude them. Therefore, the area ratio of the region including these is tempered. It is set as the area ratio of return martensite and bainite.
  • inclusion particles having a size of 0.3 ⁇ m or more.
  • the number of inclusions per 1 mm 2 (distribution density) with a distance between product particles of 30 ⁇ m or less and a total length in the rolling direction of more than 120 ⁇ m is the L section of the steel sheet (vertical section parallel to the rolling direction).
  • the area of the steel sheet thickness from 1/5 position to 4/5 position that is, from the steel sheet surface to 1/5 position relative to the sheet thickness, sandwiching the center of the sheet thickness up to 4/5 position
  • at least 2 mm 2 , preferably 8 mm 2 region can be continuously photographed with SEM, and the number of such inclusion groups can be determined from the photographed SEM photograph.
  • the reason why the above region is measured is that the inclusion group is hardly present near the surface of the steel plate. That is, there is little segregation of Mn and S near the surface of the steel sheet, that is, the temperature is sufficiently high during slab heating, so that solid solution of Mn and S progresses and these precipitates are less likely to occur.
  • the SEM image is preferably a reflected electron image.
  • the magnification for photographing may be 500 to 2000 times. However, if it is difficult to accurately grasp the size of the inclusion particles and the distance between the inclusion particles at a magnification of 500 to 2000 times, the individual inclusion particles may be enlarged to 3000 to 10000 times as appropriate. What is necessary is just to define a group.
  • the distance between the inclusion particles is the distance between the surfaces of the closest inclusion particles having a major axis of 0.3 ⁇ m or more.
  • the measurement direction of the interparticle distance is limited to the rolling direction or in the range of ⁇ 30 degrees in the rolling direction.
  • the total length in the rolling direction of the inclusion group is the outer end in the rolling direction between the inclusion group particles located at both ends of the inclusion group in the rolling direction. It becomes the length in the rolling direction.
  • the inclusion group is composed of one inclusion particle, the total length of the inclusion group in the rolling direction is the length of the inclusion particle in the rolling direction.
  • the individual inclusion particles forming this inclusion group are mainly Mn, Ti, Zr, Ca, REM type sulfide, Al, Ca, Mg, Si, Na type oxide, Ti, Zr, Nb, Al nitrides, Ti, Nb, Zr, Mo carbides.
  • the number (distribution density) per 1 mm 2 of carbides mainly composed of Fe having an aspect ratio of 2.5 or less and a major axis of 0.20 ⁇ m or more and 2 ⁇ m or less (hereinafter also referred to as carbide A) is L of the steel sheet.
  • the cross section vertical cross section parallel to the rolling direction
  • the SEM image is preferably a reflected electron image
  • the carbide A is a particle that exhibits a black color in the reflected electron image.
  • carbides having a diameter of 10 to 50 nm (hereinafter also referred to as carbide B) distributed in the tempered martensite and / or bainite described later do not exhibit black in the reflected electron image, and therefore can be measured separately.
  • the magnification may be appropriately increased to 3000 to 10,000 times to check the size of the carbide A.
  • it can confirm that it is a carbide
  • the average grain size of the former ⁇ grains is determined by polishing the L section of the steel sheet (vertical section parallel to the rolling direction), and then adding a chemical solution that corrodes the old ⁇ grain boundary (for example, a saturated picric acid aqueous solution or ferric chloride added thereto)
  • the old ⁇ grain size can be measured by observing four fields of view at a magnification of 400 times with an optical microscope at 1/4 position of the thickness of the steel sheet.
  • the number (distribution density) of carbides having a diameter of 10 to 50 nm (hereinafter also referred to as carbide B) distributed inside the tempered martensite and / or bainite was corroded by the nital used in the measurement of the area ratio of each phase.
  • carbide B is present in martensite and bainite grains and is white particles.
  • the diameter of the carbide B can be obtained as (a ⁇ b) 0.5 , which is a circle-equivalent diameter when the major axis is a and the uniaxial axis is b.
  • the sheet thickness and the tensile strength TS are set in the following ranges. Thickness: 0.5-2.6mm
  • Thickness 0.5-2.6mm
  • the plate thickness increases, it becomes difficult to perform bending forming required for automobile parts. For example, if the plate thickness exceeds 2.6 mm, it becomes impossible to obtain a bending angle of 90 degrees or more with a bending radius of 5 mm or less, making it difficult to apply to automobile parts.
  • Tensile strength TS 1320 MPa or more Degradation of the delayed fracture resistance of the shear end face becomes particularly apparent when the tensile strength of the steel sheet is 1320 MPa or more. For this reason, here, steel sheets having a tensile strength of 1320 MPa or more are targeted.
  • the thickness variation ⁇ t in the rolling direction it is preferable to control the thickness variation ⁇ t in the rolling direction within a predetermined range.
  • Sheet thickness variation ⁇ t in the rolling direction 300 ⁇ m or less
  • a steel plate may be continuously cut out by a shearing machine, etc., and cold press formed, and manufactured through such a forming process. In actual parts, there is a risk that delayed fracture will occur at a certain rate.
  • the stability of delayed fracture resistance of parts manufactured by cold-pressing by continuously cutting such a steel plate (coil) with a shearing machine is that the thickness variation ⁇ t in the rolling direction of the steel plate is 300 ⁇ m or less. By controlling it to a great extent, it will be greatly improved. For this reason, ⁇ t is preferably 300 ⁇ m or less. More preferably, it is 250 ⁇ m or less. In addition, ⁇ t is the thickness of the steel plate (coil) in the width direction (direction perpendicular to the rolling direction) or at the 1/4 position of the coil width in the width direction and continuously in the rolling direction (coil longitudinal direction). It is the difference between the maximum value and the minimum value in the total coil length when measured.
  • the entire length of the coil after division is targeted. Variations in sheet thickness usually appear in a sawtooth pattern with a period of about 10-15m, so measuring the sheet thickness in a 30m section measures the amount of variation in the thickness of each part (difference between maximum and minimum values). I can do it. ⁇ t over the entire length of the coil substantially coincides with the maximum value of the thickness variation of each part.
  • the plate thickness may be measured using a non-contact measuring instrument such as an X-ray or a laser or a contact measuring instrument such as a micrometer. If it is difficult to measure continuously, it can be measured at 1-70mm pitch.
  • the method for producing a cold-rolled steel sheet of the present invention is a hot-rolled steel sheet obtained by hot rolling a steel slab having the above component composition at a slab heating temperature of more than 1200 ° C.
  • Cold-rolled steel sheet is cold-rolled by cold rolling so that the sheet thickness becomes 0.5-2.6 mm at 75%, and then the cold-rolled steel sheet is annealed at 850 ° C. to 910 ° C.
  • finish rolling is performed at a finish rolling temperature of 840 to 950 ° C., and then cooled to a temperature of 700 ° C. or lower at a cooling rate of 40 ° C./s or higher to a temperature of 600 to 700 ° C. It is preferable that the film is held in the region for 4 seconds or more and then cooled to 500 to 630 ° C. and wound up.
  • these conditions will be described.
  • Hot rolling of steel slabs includes rolling the slab after heating, rolling directly without heating the slab after continuous casting, and heating the slab after continuous casting for a short time
  • the method of rolling by processing is mentioned, in the manufacturing method of the present invention, it is extremely important that the slab heating temperature is higher than 1200 ° C. This is because when the slab heating temperature is higher than 1200 ° C., the solid solution of sulfide is promoted and Mn segregation is reduced, and the size and number of inclusions described above are reduced. For this reason, a slab heating temperature shall be over 1200 degreeC. Further, the heating rate during slab heating may be 5 to 15 ° C./min, and the slab soaking time may be 30 to 100 minutes.
  • the elongation strain of steel calculated from the rolling ratio: ⁇ 1 (true strain when assuming no change in the width direction) as the inclusion group of MnS inclusions: ⁇ 2 (when crushed)
  • the ratio ⁇ 2 / ⁇ 1 of the increase in the major axis including the increase in the distance between inclusions is 0.60 and 0.65 in the hot rolling process and the cold rolling process, respectively. It was. This can reduce the extension of inclusions by reducing the reduction ratio in the cold rolling process compared to the reduction ratio in the hot rolling process, but the effect of adjusting the distribution of the reduction ratio is small. It means that the rolling reduction is dominant. That is, it is important to reduce the cast thickness of the slab relative to the thickness of the final product plate.
  • the slab casting thickness is preferably in the range of 100 to 250 mm, particularly preferably 150 to 200 mm.
  • the cumulative rolling reduction in the temperature range of 950 ° C. or higher may be 90 to 98%, and the cumulative rolling reduction at 950 ° C. or lower including cold rolling may be 50 to 92%.
  • Final rolling temperature Finish rolling at 840-950 ° C, then cooling to a temperature of 700 ° C or less at a cooling rate of 40 ° C / s or more, holding at a temperature range of 600-700 ° C for 4 seconds or more, then 500 Cooling and winding up to a temperature range of ⁇ 630 ° C
  • the hot rolling finish rolling temperature is set to 840 to 950 ° C, and after finish rolling, 40 ° C / It is preferable to cool to a temperature of 700 ° C. or less at a cooling rate of s or more, hold it in the temperature range of 600 to 700 ° C.
  • the steel sheet is cooled to a temperature of 700 ° C. or lower at a cooling rate of 40 ° C./s or higher after finish rolling in hot rolling, and then transformed to 600 to 700 ° C. It is effective to stay for 4 seconds or more in the nose temperature range.
  • a more preferable cooling rate is 50 ° C./s or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but is usually about 250 ° C./s.
  • the upper limit of the holding time in the temperature range of 600 to 700 ° C. is not particularly limited, but is usually about 10 seconds.
  • a uniform structure mainly composed of ferrite + pearlite or ferrite + bainite can be obtained over the entire length of the coil.
  • a hot-rolled coil having a small variation in rolling deformation resistance is obtained over the entire length of the coil, and the thickness accuracy after cold rolling is significantly improved.
  • the lower the coiling temperature (CT) is more preferable, specifically 600 ° C. The following is preferable.
  • the finish rolling temperature FT is preferably in the range of 840 to 950 ° C. from the viewpoint of promoting transformation, and is preferably lowered in a range not lower than the Ar 3 transformation point. Further, the rapid cooling after rolling is preferably started within 2 seconds after the finish rolling is finished, and the cumulative reduction amount in the temperature range of 930 ° C. or less which has an effect of promoting transformation is preferably 20% or more.
  • the wound coil is cooled with water while being rotated and taken out from the coiler. At this time, it is preferable to shorten the water cooling time as much as possible, and it is more preferable not to carry out water cooling.
  • a coil wound in a temperature range of 500 to 630 ° C. transformation is almost completed by holding for 60 seconds or more. From the viewpoint of suppressing subsequent surface oxidation, the coil is cooled with water or unwound to remove water or You may cool with gas.
  • finish rolling is performed at a finish rolling temperature of 840 to 950 ° C., and then cooled to a temperature of 700 ° C.
  • the sheet thickness variation ⁇ t in the rolling direction can be reduced to 300 ⁇ m or less by cooling to a temperature range of 500 to 630 ° C. and winding up.
  • Descaling is preferably performed at a collision pressure of 500 MPa or higher.
  • the remaining red scale and the thickness of the secondary scale can be reduced, and the surface oxidation of the steel sheet due to the oxygen in the scale being taken into the steel sheet during winding in the hot rolling process can be reduced.
  • the thickness of the surface oxide layer in the final product can be reduced, which contributes to the improvement of corrosion resistance.
  • the hot rolled coil is sufficiently pickled before cold rolling to reduce the remaining scale.
  • Cold rolling process In cold rolling, the rolling reduction may be 20 to 75%, and the thickness of the steel sheet after cold rolling may be 0.5 to 2.6 mm. Other conditions may be in accordance with a regular method.
  • Continuous annealing (CAL) process The steel sheet after cold rolling is subjected to annealing and tempering treatment by continuous annealing (CAL), and then subjected to temper rolling as necessary.
  • CAL Continuous annealing
  • the important thing here is (1) Securing the area ratio of predetermined tempered martensite and bainite, (2) Reduction of undissolved carbide (carbide mainly composed of Fe having an aspect ratio of 2.5 or less and a major axis of 0.20 ⁇ m to 2 ⁇ m) (acceleration of solid solution of carbide during annealing), (3) maintenance of fine old ⁇ grains, (4) Fine dispersion of carbide in tempered martensite and / or bainite, Is to adjust the steel structure so that is achieved.
  • the points for achieving (1) to (4) are as follows. High-temperature annealing for a long time (corresponding to (1) and (2)), avoiding excessively high-temperature and long-time annealing (corresponding to (3)), after annealing, quenching from high temperature ((1 )), And tempering for a predetermined time in a specific temperature range (corresponding to (4)).
  • a carbide mainly composed of Fe having an aspect ratio of 2.5 or less and a major axis of 0.20 ⁇ m to 2 ⁇ m are carbides such as cementite particles that remain undissolved after annealing.
  • high-temperature and long-term annealing is required. Specifically, it is necessary to soak at an annealing temperature of over 850 ° C. for over 300 seconds. On the other hand, when the annealing temperature exceeds 910 ° C.
  • the old ⁇ grains become coarse, and the delayed fracture resistance is deteriorated. For this reason, it is soaked for more than 300 seconds and not more than 900 seconds at an annealing temperature exceeding 850 ° C. and not exceeding 910 ° C. More preferably, soaking is performed at an annealing temperature of 870 to 900 ° C. for 350 to 600 seconds.
  • the remaining structure such as ferrite, residual ⁇ and martensite is reduced, and the total area ratio of tempered martensite and bainite is reduced.
  • the cooling rate is preferably 100 ° C./s or higher, more preferably 500 ° C./s or higher.
  • the upper limit is not particularly limited, but is usually about 2000 ° C./s.
  • the holding time is preferably 120 seconds or longer and 1200 seconds or shorter.
  • the steel plate obtained by holding for 20 to 1500 seconds in the temperature range of 150 to 260 ° C and then cooling to room temperature has stable press formability such as adjusting the surface roughness and flattening the plate shape as necessary.
  • temper rolling skin pass rolling
  • the skin pass elongation rate is preferably 0.1 to 0.6%.
  • the obtained hot-rolled sheet was pickled and cold-rolled at a rolling rate of 44 to 72% to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 0.5 to 2.0 mm.
  • the obtained cold-rolled steel sheet was annealed in the continuous annealing line under the conditions shown in Table 2, with the annealing temperature (AT): 850 to 910 ° C., the soaking time: 120 to 960 seconds, and then the cooling start temperature: 675 Cool down to 820 ° C, average cooling rate between cooling start temperature to cooling stop temperature: 40 to 2000 ° C / s, cooling stop temperature: room temperature (RT) to 200 ° C, reheat as necessary, hold Tempering was performed at a temperature of 20 to 480 ° C. and a holding time of 60 to 1500 seconds. Thereafter, temper rolling with an elongation of 0.1% was performed to obtain a final cold-rolled steel sheet.
  • the steel sheet thus obtained was analyzed and measured for the steel structure by the above-described method.
  • the delayed fracture resistance was evaluated as follows. That is, strip specimens having a rolling right angle direction of 100 mm and a rolling direction of 30 mm from the 1/4 position of the coil width in the width direction of the obtained steel sheet (coil) were collected and carried out. Cutting the end face on the long side with a length of 100 mm is a shearing process, and in the state of the shearing process (without machining to remove the burr), the bending process is performed so that the burr is on the bending outer side. The test piece shape during the bending was maintained, and the test piece was fixed with a bolt. Shearing clearance was 13% and rake angle was 2 degrees.
  • the punch has the same tip radius as the tip bending radius R, and uses a U-shape (the tip R is semicircular and the punch body is 2R thick), and the die has a corner R of 30 mm. Was used.
  • the obtained specimens after bolting are immersed in 1L or more of pH 1 hydrochloric acid (aqueous hydrogen chloride solution), and the delayed fracture resistance is evaluated by maintaining the pH at a constant temperature of 20 ° C.
  • the test was conducted.
  • the presence or absence of a microcrack (initial state of delayed fracture) that can be visually confirmed by visual inspection or a camera is confirmed, and the time from the start of immersion of the specimen to the start of microcracking is delayed. As measured. However, if no microcracks were observed even after 200 hours from the start of immersion of the test piece, it was judged as “no fracture”.
  • TS is 1320MPa or more and less than 1530MPa
  • "No destruction” when TS is 1530MPa or more and less than 1550MPa, delayed destruction time is 24hr or more, when TS is 1550MPa or more and less than 1570MPa, delayed destruction time is 12hr or more, and when TS is 1570MPa or more but less than 1610MPa
  • the delayed fracture time is 9 hr or more, TS: 1610 MPa or more and less than 1960 MPa
  • the delayed fracture time is 1.0 hr or more
  • TS: 1960 MPa or more the delayed fracture time is 0.2 hr or more, it is judged that the delayed fracture resistance is excellent.
  • the stability of delayed fracture resistance was evaluated as follows. That is, a 760 mm wide coil is split into 380 mm widths by slits and further sheared continuously to a length of 1350 mm in the longitudinal direction of the coil to form a blank material, which is then applied to the coil top, coil middle, and coil end. Three corresponding blanks were taken out and cold press-molded into side sill R / F part shapes (mainly 90 degree bending main molding) to obtain nine press-molded products. The press-molded product thus obtained is immersed in 150 L of pH 1 hydrochloric acid and checked for microcracks (initial state of delayed fracture) at a level (approximately 1 mm length) that can be visually confirmed by visual or camera.
  • the time from the start of immersion of the test piece to the start of the occurrence of microcracks was measured. And the stability of the delayed fracture resistance was evaluated by the crack initiation start time of the nine press-formed products that cracked earliest. In addition, the evaluation criteria for the stability of the delayed fracture resistance are the same as the evaluation criteria for the delayed fracture resistance of the steel sheet.

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Abstract

所定の成分組成とし、焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの組織全体に対する面積率が合計で95%以上100%以下であり、圧延方向に伸展および／または点列状に分布した１個以上の長軸：0.3μm以上の介在物粒子により構成される所定の介在物群が0.8個/mm2以下であり、Feを主成分とする所定サイズの炭化物が3500個/mm2以下であり、前記焼き戻しマルテンサイトおよび／または前記ベイナイトの内部に分布する直径10～50nmの炭化物が0.7×107個/mm2以上であり、旧γ粒の平均粒径が18μm以下である組織とする。

Description

冷延鋼板およびその製造方法
　本発明は、冷延鋼板に関し、特には、冷間プレスにより成形される自動車、家電等の部品の製造に適した高強度冷延鋼板に関する。また、本発明は、上記した冷延鋼板の製造方法に関する。
　近年、自動車車体への軽量化ニーズのさらなる高まりから、センターピラーR/F（レインフォースメント）等の車体骨格部品や、バンパー、インパクトビーム部品等（以下、部品ともいう）へのTS:1320～1470MPa級の高強度鋼板の適用が進みつつある。また、自動車車体の一層の軽量化の観点から、TS:1800MPa級（1.8GPa級）、さらにはそれ以上の強度を有する鋼板の適用ついても、検討が開始されている。
　従来、熱間でプレスする熱間プレス成形による高強度鋼板の適用の検討が精力的に進められてきたが、最近では、コスト・生産性の観点から、改めて冷間プレス成形による高強度鋼板の適用が検討されつつある。
　しかしながら、TS:1320MPa級以上の高強度鋼板を冷間プレスにより成形して部品とした場合、部品内での残留応力の増加や鋼板そのものによる耐遅れ破壊特性の劣化により、遅れ破壊が生じるおそれがある。
　ここで、遅れ破壊とは、部品に高い応力が加わった状態で部品が水素侵入環境下に置かれたとき、水素が部品を構成する鋼板内に侵入し、原子間結合力を低下させることや局所的な変形を生じさせることで微小亀裂が生じ、その微小亀裂が進展することで破壊に至る現象である。
　このような耐遅れ破壊特性を改善する技術として、例えば、特許文献１には、重量%または重量ppmで、C：0.08～0.18%、Si：1%以下、Mn：1.2 ～1.8%、P：0.03%以下、S：0.01％以下、sol.Al：0.01～0.1%、N：0.005%以下、O：0.005%以下、B：5～25ppmに加えて、Nb：0.005～0.04%、Ti：0.005～0.04%、Zr：0.005～0.04%のうち１種または２種以上をを含み、CeqとTSの関係がTS≧2270×Ceq+260、Ceq≦0.5、Ceq=C+Si/24+Mn/6を満たし、ミクロ組織について、体積率で80%以上のマルテンサイトを含有させることで、耐遅れ破壊特性を改善する技術が開示されている。
　また、特許文献２、３および４には、鋼中のS量を一定水準まで低減するとともに、Caを添加することで、耐水素誘起割れを防止する技術が開示されている。
　さらに、特許文献５には、C:0.1～0.5%、Si:0.10～2%、Mn:0.44～3%、N≦0.008%、Al:0.005～0.1%を含有するとともに、V:0.05～2.82％、Mo:0.1%以上3.0%未満、Ti:0.03～1.24%、Nb:0.05～0.95%の１種または２種以上を含有させ、水素のトラップサイトとなる微細な合金炭化物を分散させることで、耐遅れ破壊特性を改善する技術が開示されている。
特許第3514276号公報 特許第5428705号公報 特開昭54-31019号公報 特開2013-213242号公報 特許第4427010号公報
　ここで、上記した遅れ破壊は、プレス加工した実際の部品では、せん断や打ち抜き加工により切断される鋼板の端面（以下、せん断端面ともいう）から生じることがほとんどである。これは、せん断端面ではすでに破断限界歪に達した領域（以下、歪影響部ともいう）が存在していることや、また歪影響部の近傍では大きく加工硬化している（すなわち、比例限が増加している）ため、引き続くプレス加工後に残留する応力も高くなることが原因と考えられる。実際、せん断端面ままの鋼板の遅れ破壊限界応力は、歪影響部をリーマ加工で除去した場合の遅れ破壊限界応力の1/3～1/20程度である。つまり、せん断端面から生じる遅れ破壊に対する耐遅れ破壊特性（以下、せん断端面の耐遅れ破壊特性ともいう）が、実際の部品の耐遅れ破壊特性を決定付ける主因子の一つであると考えられる。
　しかしながら、特許文献１～５の技術はいずれも、鋼板そのものの耐遅れ破壊特性を改善しようとするものであり、せん断端面の歪影響部の存在を十分に考慮したものではない。このため、特許文献１～５の技術に従う鋼板では、せん断端面の耐遅れ破壊特性の改善効果が必ずしも十分なものとは言えなかった。
　また、特許文献２～４は、そもそも板厚10mm以上のいわゆる厚鋼板を対象とするものであり、自動車部品などに成形されるいわゆる薄鋼板を対象とするものではない。また、かような厚鋼板と薄鋼板は、板厚をはじめ、製造過程での累積圧下率、ミクロ組織、材料強度、さらにはプレスによる加工度も大きく異なるものとなる。
　本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであって、板厚：0.5～2.6mmでかつ引張強さ（TS）：1320MPa以上の高強度を有し、耐遅れ破壊特性、特にはせん断端面の耐遅れ破壊特性に優れる鋼板を、その有利な製造方法とともに提供することを目的とする。
　また、ここでいう「せん断端面の耐遅れ破壊特性に優れる」とは、より具体的には、せん断やスリットによるブランク加工もしくは打ち抜きによる穴あけ加工後に冷間プレス成形を行う場合、または、冷間プレス成形後にせん断による部品の切断もしくは打ち抜きによる穴あけ加工を行う場合に得られるプレス成形品においても、優れた耐遅れ破壊特性が得られることを意味する。
　本発明者らは、上記の課題を解決するために鋭意検討を重ねたところ、以下の知見を得た。
i）せん断端面における耐遅れ破壊特性は、せん断端面の損傷度合い（表層の硬化量および残留応力）と、内部への亀裂の進展のし易さが支配している。特に、TS≧1320MPa級の高強度鋼板においては、120μm超の長さにわたり圧延方向に伸展して点列状に分布したMnS、Al2O3、(Nb,Ti)(C,N), TiN, TiS等からなる巨大な介在物群が、せん断端面における耐遅れ破壊特性に悪影響を及ぼす。
　かような介在物は、せん断端面内部での局所的な歪や残留応力を増加させるとともに、せん断端面の粗さを粗くするため、せん断端面同士あるいは金型との接触による擦り傷を生じさせ、遅れ破壊の起点を生じさせる。また、圧延方向に並んだ介在物群を形成していることで、亀裂の進展を生じさせる。この介在物群は、板厚中央部に多く存在するので表層のみの処理だけでは不十分であり、板厚中央部まで含めた介在物群の低減が必要である。特に、板厚が0.5～2.6mmの冷延鋼板（薄鋼板）では、板厚中央部で300μm以上にわたり点列状に並んだ介在物群が多く認められる場合があり、これが遅れ破壊に多大な悪影響を及ぼす。このため、かような介在物群の低減が重要である。
ii）また、上記した特許文献２～４の厚鋼板とは異なり冷間圧延後に焼鈍が施される冷延鋼板では、焼鈍工程でセメンタイトなどのFeを主成分とする炭化物が凝集・粗大化して一部がそのまま未固溶の状態で残存し、せん断端面の遅れ破壊に悪影響を及ぼす。このため、かようなFeを主成分とする炭化物の低減も重要となる。
iii）上記した粗大な介在物群の低減には、鋼中のN,S,OおよびMnの含有量（Nb、Tiを含有する場合には、これらの含有量を含む）と、スラブ加熱温度の適正化が重要である。また、上記した未固溶の状態で残存するFeを主成分とする炭化物の低減には、連続焼鈍（CAL）工程での焼鈍条件の適正化が重要である。
iv）さらに、プレス成形工程では、鋼板（コイル）をせん断機などにより連続的に切り出してプレス成形されることがあり、かような成形工程を経て製造された実際の部品全てにおいて、安定して優れた耐遅れ破壊特性を得るには、鋼板の板厚の変動量Δtを低減することが重要である。
　すなわち、鋼板（コイル）を連続的に切り出してプレス成形する場合、一定の割合で遅れ破壊が生じる部品が発生する場合がある。その原因は、鋼板の板厚が大きく変動すると、せん断機の隙間を一定に保っても、鋼板の板厚に対する隙間の比率（クリアランス）の変動を招き、２次せん断面の発生やバリの発生を通じて、せん断端面の品質が劣化するためである。したがって、鋼板を冷間プレス成形して得た実部品において、安定して優れた耐遅れ破壊特性を得るには、上記した粗大な介在物群および上記した未固溶の状態で残存するセメンタイトの低減に加え、鋼板の板厚を精密に制御して、せん断端面の品質を確保することも重要となる。
　本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えた末に完成されたものである。
　すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量%で、C:0.15%以上0.40%以下、Si:1.5%以下、Mn:0.9～1.7%、P:0.03%以下、S:0.0020%未満、sol.Al:0.2%以下、N:0.0055%未満およびO:0.0025%以下を含有するとともに、次式(1)の関係を満足し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
　焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの組織全体に対する面積率が合計で95%以上100%以下であり、
　圧延方向に伸展および／または点列状に分布した１個以上の長軸：0.3μm以上の介在物粒子により構成され、該介在物粒子が２個以上で構成される場合には該介在物粒子間の距離が30μm以下であり、圧延方向における全長が120μm超である介在物群が0.8個/mm2以下であり、
　アスペクト比が2.5以下であり、長軸が0.20μm以上2μm以下である、Feを主成分とする炭化物が3500個/mm2以下であり、
　前記焼き戻しマルテンサイトおよび／または前記ベイナイトの内部に分布する直径10～50nmの炭化物が0.7×107個/mm2以上であり、
　旧γ粒の平均粒径が18μm以下である組織とを有し、
　板厚が0.5～2.6mmであり、引張強度が1320MPa以上である、冷延鋼板。
　　　　　5[%S]＋[%N]＜0.0115・・・(1)
　　　　　ここで、[%S]、[%N]は、それぞれS、Nの鋼中含有量（質量％）である。
２．圧延方向における板厚の変動量が300μm以下である、前記１に記載の冷延鋼板。
３．前記成分組成が、さらに質量％で、B:0.0002%以上0.0035%未満を含有する、前記１または２に記載の冷延鋼板。
４．前記成分組成が、さらに質量％で、Nb:0.002～0.08%およびTi:0.002～0.12%のうちから選んだ１種または２種を含有する、前記１～３のいずれか一項に記載の冷延鋼板。
５．前記成分組成が、さらに質量％で、Cu:0.005～1%およびNi:0.01～1%のうちから選んだ１種または２種を含有する、前記１～４のいずれか一項に記載の冷延鋼板。
６．前記成分組成が、さらに質量％で、Cr:0.01～1.0%、Mo:0.01%以上0.3%未満、V:0.003～0.5%、Zr:0.005～0.2%およびW:0.005～0.2%のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、前記１～５のいずれか一項に記載の冷延鋼板。
７．前記成分組成が、さらに質量％で、Ca:0.0002～0.0030%、Ce:0.0002～0.0030%、La:0.0002～0.0030%およびMg:0.0002～0.0030%のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、前記１～６のいずれか一項に記載の冷延鋼板。
８．前記成分組成が、さらに質量％で、Sb:0.002～0.1%およびSn:0.002～0.1%のうちから選んだ１種または２種を含有する、前記１～７のいずれか一項に記載の冷延鋼板。
９．前記１、３～８のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼スラブを、スラブ加熱温度：1200℃超として熱間圧延することで熱延鋼板とし、
　該熱延鋼板を、圧下率：20～75%として板厚が0.5～2.6mmとなるように冷間圧延することで冷延鋼板とし、
　ついで、該冷延鋼板を、850℃超910℃以下の焼鈍温度で300秒超900秒以下均熱し、
　680℃以上の温度から260℃以下の温度まで70℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、
　必要に応じて再加熱を行い、その後、150～260℃の温度域で20～1500秒保持する、連続焼鈍を行う、冷延鋼板の製造方法。
１０．前記熱間圧延工程では、仕上げ圧延温度：840～950℃として仕上げ圧延を行い、その後、40℃/s以上の冷却速度で700℃以下の温度まで冷却し、600～700℃の温度域で4秒以上保持した後、500～630℃の温度域まで冷却して巻き取る、前記９に記載の冷延鋼板の製造方法。
　本発明によれば、板厚：0.5～2.6mmでかつ引張強さ（TS）：1320MPa以上の高強度を有し、耐遅れ破壊特性、特にはせん断端面の耐遅れ破壊特性に優れる冷延鋼板が得られる。また、本発明の冷延鋼板は、せん断や打ち抜き加工を伴う冷間プレス成形用途に好適であるため、部品強度の向上や軽量化、さらにはコスト面でも有利になる。
　以下、本発明を具体的に説明する。
　まず、本発明の冷延鋼板における成分組成について説明する。なお、成分組成における元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。
C:0.15%～0.40%
　Cは、焼入れ性を向上させる元素であり、所定の焼き戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイトの面積率を確保するとともに、焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの強度を上昇させ、TS≧1320MPaを確保する観点から、含有させる。また、焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイト内部に水素のトラップサイトとなる微細な炭化物を生成させる効果を有する。ここで、C量が0.15%未満では優れた耐遅れ破壊特性を維持して所定の強度を得ることができなくなる。一方、C量が0.40%を超えると強度が高くなり過ぎ、十分な耐遅れ破壊特性を得ることが難しくなる。したがって、C量は0.15～0.40%とする。なお、優れた耐遅れ破壊特性を維持しつつTS≧1470MPaを得る観点からは、C量は0.18%超とすることが望ましい。
Si:1.5%以下
　Siは固溶強化による強化元素である。また、Siは、200℃以上の温度域で鋼板を焼き戻す場合に、フィルム状の炭化物の生成を抑制して耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。さらに、板厚中央部でのMn偏析を軽減してMnSの生成の抑制にも寄与する。加えて、連続焼鈍時の鋼板表層部の酸化による脱炭、さらには脱Bの抑制にも寄与する。ここで、Si量の下限は特に限定されるものではないが、上記のような効果を十分に得るには、Siを0.02%以上添加することが望ましい。一方、Si量が多くなりすぎると、その偏析量が多くなり耐遅れ破壊特性を劣化させる。また、熱間圧延および冷間圧延での圧延荷重の増加や靭性の低下を招くおそれがある。したがって、Si量は1.5%以下とする。なお、Si量は0%であってもよい。
Mn:0.9～1.7%
　Mnは、鋼の焼入れ性を向上させ、所定の焼き戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイトの面積率を確保するために含有させる。また、Mnは、鋼中のSをMnSとして固定し、熱間脆性を軽減する効果を有する。Mn量が0.9%未満では、鋼板表層部にフェライトが生成してせん断端面の耐遅れ破壊特性が大きく劣化する。また、鋼板の板厚の1/4位置～板厚中央部でのフェライト生成を抑制するためにも、Mnは0.9%以上の含有させる必要がある。一方、Mnは、板厚中央部でのMnSの生成・粗大化を特に助長する元素であり、Mn量が1.7%を超えると、板厚中央部での巨大な介在物群の数と大きさが増加し、せん断端面の耐遅れ破壊特性を著しく劣化させる。したがって、Mn量は0.9～1.7%とする。なお、板厚中央部の粗大なMnSをより一層低減し、耐遅れ破壊特性を改善する観点からは、Mn量は0.9%以上、1.4%以下とすることが好ましい。
P:0.03%以下
　Pは、鋼を強化する元素であるが、その含有量が多いと耐遅れ破壊特性やスポット溶接性を著しく劣化させる。したがって、P量は0.03%以下とする。好ましくは0.01%以下である。なお、P量の下限は特に限定されるものではないが、現在、工業的に実施可能な下限は0.003%程度である。
S:0.0020%未満
　Sは、MnS、TiS、Ti(C,S)等の形成を通じてせん断端面の耐遅れ破壊特性に大きな悪影響を及ぼすので、厳密に制御する必要がある。特に、MnSは熱間圧延工程では圧延とともに伸ばされ、また冷間圧延工程では破砕されながら伸ばされていく。そして、最終製品では80～400μmもの長さに達する。本発明の冷延鋼板のような薄鋼板の場合、例えば、鋳造スラブの厚さは約180～250mm、最終製品板の板厚は0.5～2.6mmとなるので、累積圧下量は約99%にもなる。薄鋼板では、圧延方向への鋼板の伸び率が厚鋼板の場合の5～10倍に達するので、MnSの弊害はより一層大きくなり、せん断端面ではその悪影響が顕著となる。また、特にせん断端面では、板厚方向の全ての領域が露出しているので、板厚中央部のMn偏析部に多く存在する粗大なMnSが巨大な介在物群を形成する場合、耐遅れ破壊特性に特に悪影響を与える。さらに、TiSやTi(C,S)はMnSと複合して析出したり、MnSに近接して析出する場合が多く、MnSとともに極めて粗大な介在物群を形成する。この介在物群による弊害を軽減するために、S量は0.0020%未満とする必要がある。好ましくは0.0014%以下、より好ましくは0.0009%以下、さらに好ましくは0.0004%以下である。なお、S量の下限は特に限定されるものではないが、現在、工業的に実施可能な下限は0.0002%程度である。
sol.Al:0.2%以下
　sol.Alは十分な脱酸を行い、鋼中介在物を低減するために添加される。ここで、安定して脱酸を行うためには、sol.Al量は0.01%以上とすることが望ましい。一方、sol.Al量が0.2%超となると、熱間圧延後の巻取り時に生成したセメンタイトなどのFeを主成分とする炭化物が焼鈍工程で固溶しにくくなり、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、sol.Al量は0.2%以下とする。
N:0.0055%未満
　Nは、鋼中でTiN、(Nb,Ti)(C,N)、AlN等の窒化物、炭窒化物系の介在物を形成する元素であり、これらの生成を通じて耐遅れ破壊特性を劣化させる。通常、これらの介在物のアスペクト比は1～5程度であり、MnSと比べると伸展度は低く、また長軸長さも1～15μmでありMnSと比べると短い。このため、これらの介在物単体では遅れ破壊に対する影響度は小さいが、その一部がMnSとともに点列状に生成し、巨大な介在物群を形成することで、MnSの悪影響を助長し、耐遅れ破壊特性を劣化させる。このようなMnSの悪影響による耐遅れ破壊特性の劣化を防止するため、N量は0.0055%未満とする必要がある。好ましくは0.0045%未満である。なお、N量の下限は特に限定されるものではないが、現在、工業的に実施可能な下限は0.0006%程度である。
O:0.0025%以下
　Oは、鋼中で直径1～20μmのAl2O3、SiO2、CaO、MgO等の酸化物系介在物を形成する元素であり、これらの生成を通じて耐遅れ破壊特性を劣化させる。これらの介在物は、せん断により形成された破面の平滑度の劣化、局所的な残留応力の増加を通じて、単体で耐遅れ破壊特性に悪影響を及ぼす。このような耐遅れ破壊特性への悪影響を小さくするため、Oは0.0025%以下とする必要がある。なお、O量の下限は特に限定されるものではないが、現在、工業的に実施可能な下限は0.0005%程度である。
5[%S]＋[%N]：0.0115%未満
　上記したとおり、SはMnS等、NはTiN、(Nb,Ti)(C,N)、AlN等の窒化物、炭窒化物といった介在物を形成し、これらが圧延方向に伸展され、点列状に整列することで大きな介在物群が形成される。せん断端面の耐遅れ破壊特性の劣化を防止するには、このような介在物群を低減する必要があり、そのためには、5[%S]＋[%N]を0.0115%未満に制御する必要がある。好ましくは0.0100%未満、さらに好ましくは0.0080%未満である。下限については、特に限定されるものではないが、工業的に実施可能な下限は0.0010%程度である。ここで、[%S]および[%N]はそれぞれ、SおよびNの鋼中含有量（質量%）である。
　以上、基本成分について説明したが、本発明の冷延鋼板は、以下の元素を適宜含有することができる。
B:0.0002%以上0.0035%未満
　Bは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、Mn量が少ない場合であっても、所定の面積率の焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトを生成させる利点を有する。このようなBの効果を得るには、Bを0.0002%以上含有させることが好ましく、0.0005%以上含有させることがより好ましい。また、Nを固定する観点から、0.002%以上のTiと複合添加することが望ましい。一方、B量が0.0035%以上になると、その効果が飽和するだけでなく、焼鈍時のセメンタイトの固溶速度を遅延させ、未固溶のセメンタイトなどのFeを主成分とする炭化物が残存することとなり、これにより、せん断端面の耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、B量は0.0002%以上0.0035%未満とすることが好ましい。
Nb:0.002～0.08%
　Nbは、旧γ粒の微細化や、それによる焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの内部構造単位であるブロックや同一ベインバリアント領域等のサイズの低減を通じて、高強度化とともに耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。また、水素トラップサイトとなる微細なNb系炭化物・炭窒化物の形成を通じて、高強度化とともに耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このような観点から、Nbは0.002%以上で含有させることが望ましい。ただし、Nbを多量に含有させると、熱間圧延工程のスラブ加熱時に未固溶で残存するNbN, Nb(C,N), (Nb,Ti)(C,N)等のNb系の粗大な析出物が増加し、せん断端面の耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Nbは0.08%以下で含有させることが望ましい。
Ti:0.002～0.12%
　Tiは、旧γ粒の微細化や、それによる焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの内部構造単位であるブロックや同一ベインバリアント領域等のサイズの低減を通じて、高強度化とともに耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。また、水素トラップサイトとなる微細なTi系炭化物・炭窒化物の形成を通じて、高強度化とともに耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。さらに、鋳造性の改善にも寄与する。このような観点から、Tiは0.002%以上で含有させることが望ましい。ただし、Tiは多量に含有させると、熱間圧延工程のスラブ加熱時に未固溶で残存するTiN, Ti(C,N), Ti(C,S), TiS等のTi系の粗大な析出物が増加し、せん断端面の耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Tiは0.12%以下で含有させることが望ましい。
Cu:0.005～1%
　Cuは、自動車の使用環境での耐食性を向上させ、かつ腐食生成物が鋼板表面を被覆して鋼板への水素侵入を抑制する効果がある。また、スクラップを原料として活用するときに混入する元素であり、Cuの混入を許容することでリサイクル資材を原料資材として活用でき、製造コストを低減することができる。このような観点からCuは0.005%以上含有させることが好ましく、さらに耐遅れ破壊特性向上の観点からは、Cuは0.05%以上含有させることがより望ましい。しかしながら、Cu量が多くなりすぎると表面欠陥の発生を招来するので、Cu量は1%以下とすることが望ましい。
Ni:0.01～1%
　Niも、Cuと同様、耐食性を向上する作用のある元素である。また、Niは、Cuを含有させる場合に生じやすい、表面欠陥の発生を抑制する作用がある。このため、Niは0.01%以上含有させることが望ましい。しかし、Ni量が多くなりすぎると、加熱炉内でのスケール生成が不均一になり、却って表面欠陥を発生させる原因になる。また、コスト増も招く。このため、Ni量は1%以下とする。
Cr:0.01～1.0%
　Crは、鋼の焼入れ性を向上させる効果がある。このような効果を得るには、Crを0.01%以上含有させることが好ましい。しかしながら、Cr量が1.0%を超えると、焼鈍時のセメンタイトの固溶速度を遅延させ、未固溶のセメンタイトなどのFeを主成分とする炭化物を残存させることでせん断端面の耐遅れ破壊特性を劣化させる。また、耐孔食性、さらには化成処理性を劣化させる。したがって、Cr量は0.01～1.0%とすることが望ましい。なお、Cr量が0.2%を超えると、耐遅れ破壊特性や耐孔食性、化成処理性が劣化するおそれが生じるので、これらを防止する観点からは、Cr量は0.2%以下とすることがより好ましい。
Mo:0.01%以上0.3%未満
　Moは、鋼の焼入れ性の向上効果や、水素のトラップサイトとなるMoを含む微細な炭化物の生成および焼き戻しマルテンサイトの微細化による耐遅れ破壊特性のさらなる改善効果を得る目的で、含有させることができる。このような効果を得るには、Moは0.01%以上含有させることが望ましい。しかしながら、Moは0.3%以上含有させると、化成処理性が著しく劣化する。したがって、Mo量は0.01%以上0.3%未満とすることが望ましい。
V:0.003～0.5%
　Vは、鋼の焼入れ性の向上効果や、水素のトラップサイトとなるVを含む微細な炭化物の生成および焼き戻しマルテンサイトの微細化による耐遅れ破壊特性のさらなる改善効果を得る目的で、含有させることができる。このような効果を得るには、Vは0.003%以上含有させることが望ましい。しかしながら、Vは0.5%を超えて含有させると、鋳造性が著しく劣化する。したがって、V量は0.003%～0.5%とすることが望ましい。
Zr:0.005～0.2%
　Zrは、旧γ粒の微細化や、それによる焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの内部構造単位であるブロックや同一ベインバリアント領域等のサイズの低減を通じて、高強度化とともに耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。また、水素のトラップサイトとなる微細なZr系炭化物・炭窒化物の形成を通じて、高強度化とともに耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このような観点から、Zrは0.005%以上で含有させることが望ましい。ただし、Zrを多量に含有させると、熱間圧延工程のスラブ加熱時に未固溶で残存するZrNやZrSといった粗大な析出物が増加し、せん断端面の耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Zrは0.2%以下で含有させることが望ましい。
W:0.005～0.2%
　Wは、旧γ粒の微細化や、それによる焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの内部構造単位であるブロックや同一ベインバリアント領域等のサイズの低減を通じて、高強度化とともに耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。また、水素のトラップサイトとなる微細なW系炭化物・炭窒化物の形成を通じて、高強度化とともに耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このような観点から、Wは0.005%以上で含有させることが望ましい。ただし、Wを多量に含有させると、熱間圧延工程のスラブ加熱時に未固溶で残存する粗大な析出物が増加し、せん断端面の耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Wは0.2%以下で含有させることが望ましい。
Ca:0.0002～0.0030%
　Caは、SをCaSとして固定し、耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ca量は0.0002％以上とすることが好ましい。ただし、Caは多量に添加すると表面品質や曲げ性を劣化させるので、Ca量は0.0030%以下とすることが望ましい。
Ce:0.0002～0.0030%
　Ceも、Caと同様、Sを固定し、耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ce量は0.0002％以上とすることが好ましい。ただし、Ceは多量に添加すると表面品質や曲げ性を劣化させるので、Ce量は0.0030%以下とすることが望ましい。
La:0.0002～0.0030%
　Laも、Caと同様、Sを固定し、耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、La量は0.0002％以上とすることが好ましい。ただし、Laは多量に添加すると表面品質や曲げ性を劣化させるので、La量は0.0030%以下とすることが望ましい。
Mg:0.0002～0.0030%
　MgはMgOとしてOを固定し、耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Mg量は0.0002％以上とすることが好ましい。ただし、Mgは多量に添加すると表面品質や曲げ性を劣化させるので、Mg量は0.0030%以下とすることが望ましい。
Sb:0.002～0.1%
　Sbは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、それによるCやBの低減を抑制する。また、CやBの低減が抑制されることで、鋼板表層部のフェライト生成を抑制し、高強度化とともに、耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このような観点から、Sbは0.002%以上含有させることが望ましい。ただし、Sbは0.1%を超えて含有させると、鋳造性が劣化し、また、旧γ粒界に偏析して、せん断端面の耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Sbは0.1%以下で含有させることが望ましい。
Sn:0.002～0.1%
　Snは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、鋼板表層部の酸化や窒化によるCやBの低減を抑制する。また、CやBの低減が抑制されることで、鋼板表層部のフェライト生成を抑制し、高強度化とともに、耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このような観点から、Snは0.002%以上含有させることが望ましい。ただし、Snは0.1%を超えて含有させると、鋳造性が劣化し、また、旧γ粒界に偏析して、せん断端面の耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Snは0.1%以下で含有させることが望ましい。
　なお、上記以外の成分は、Feおよび不可避的不純物である。
　このように、本発明の冷延鋼板は、上記した基本成分、さらには必要に応じて、B、Nb、Ti、Cu、Ni、Cr、Mo、V、Zr、W、Ca、Ce、La、Mg、SbおよびSnといった上記の任意添加元素を所定量含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するものとなる。
　次に、本発明の冷延鋼板における組織について、説明する。
焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの組織全体に対する合計の面積率：95%以上（100%を含む）
　TS≧1320MPaの高強度と優れた耐遅れ破壊特性を両立するため、焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの組織全体に対する面積率は合計で95%以上とする。これより少ないと、フェライト、残留γ（残留オーステナイト）およびマルテンサイトのいずれかが多くなり、耐遅れ破壊特性が劣化する。なお、焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの組織全体に対する面積率は合計で100%であってもよい。
　なお、焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイト以外の残部組織は、フェライト、残留γ、マルテンサイトなどであり、その合計量は5%以下であれば許容できる。O%であってもよい。
圧延方向に伸展および／または点列状に分布した１個以上の長軸：0.3μm以上の介在物粒子により構成され、該介在物粒子が２個以上で構成される場合には該介在物粒子間の距離が30μm以下であり、圧延方向における全長が120μm超である介在物群：0.8個/mm2以下
　せん断端面の耐遅れ破壊特性を向上させるために、MnSや酸化物、窒化物から構成される上記のような介在物群を板厚表層部～板厚中央部の領域、特に板厚中央部において、十分に低減する必要がある。TS≧1320MPaの高強度鋼を使用した部品においてもせん断端面からの亀裂発生を抑制するために、かような介在物群は0.8個/mm2以下に低減する必要がある。好ましくは0.6個/mm2未満である。なお、このような介在物群は、0個/mm2であってもよい。
アスペクト比が2.5以下であり、長軸が0.20μm以上2μm以下である、Feを主成分とする炭化物：3500個/mm2以下
　せん断端面の耐遅れ破壊特性と介在物粒子の関係を詳細に調査した結果、これまで一般的に実施されてきた焼鈍条件では、セメンタイトなどのFeを主成分とする炭化物が完全には固溶せず、ある一定量残存する場合があることが判明した。しかもこの未固溶のFeを主成分とする炭化物、具体的には、アスペクト比が2.5以下、長軸が0.20μm以上2μm以下であるFeを主成分とする粗大な炭化物が、せん断端面の耐遅れ破壊特性に悪影響を及ぼすことが判明した。なお、この粗大な炭化物は、上述したように、アスペクト比が2.5以下、長軸が0.20μm以上2μm以下であり、焼き戻し過程で析出する粒内の微細炭化物や粒界におけるフィルム状の粗大析出物とは明らかに異なるものである。
　したがって、かようなFeを主成分とする炭化物は、3500個/mm2以下に低減する必要がある。好ましくは2000個/mm2以下である。なお、このようなFeを主成分とする炭化物は、0個/mm2であってもよい。
　なお、後述するように、焼き戻し過程で析出する粒内の微細炭化物や粒界におけるフィルム状の粗大析出物は、SEM反射電子像で黒色を呈さないので、黒色を呈するFeを主成分とする炭化物と識別が可能である。
旧γ粒の平均粒径：18μm以下
　TS≧1320MPaの高い強度と優れた耐遅れ破壊特性を両立するためには、旧γ粒は微細化する必要がある。旧γ粒が粗大化すると、粒界破壊しやすくなるとともに、焼き戻しマルテンサイトやベイナイト内部の構造も粗大化して擬へき開破壊もしやすくなる。また、強度も低下する。このため、旧γ粒の平均粒径は18μm以下とする。なお、下限については特に限定されるものではないが、2μm程度とすることが好ましい。
焼き戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイトの内部に分布する直径10～50nmの炭化物：0.7×107個/mm2以上
　焼き戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイトの内部に分布する微細炭化物は主に焼き戻し過程で析出したFeを主体とする炭化物である。これらの炭化物は、せん断加工における破面の平滑度を向上させ、また、水素侵入環境下での水素トラップサイトとして活用できる。このため、焼き戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイトの内部に分布する直径10～50nmの炭化物は0.7×107個/mm2以上とする。なお、上限については特に限定されるものではないが、7×107個/mm2程度とすることが好ましい。これ以上では強度が高くなりすぎ耐遅れ破壊特性が劣化する。
　次に、上記した組織の分析・測定方法について、説明する。
　まず、焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率、ならびに残部となるフェライト、残留γおよびマルテンサイトなどの面積率は、鋼板のL断面(圧延方向に平行な垂直断面)を研磨後ナイタールで腐食し、鋼板の板厚の1/4位置においてSEMで2000倍の倍率にて4視野観察し、撮影した組織写真を画像解析して測定することができる。ここで、焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトはSEMでは灰色を呈し、内部に微細な炭化物の析出を伴う組織を指す。また、ブロック粒の面方位とエッチングの程度によっては、内部の炭化物が現出しにくい場合もあるので、その場合はエッチングを十分に行い確認する必要がある。
　一方、フェライトは、SEMで黒色のコントラストを呈する領域であり、残留γおよびマルテンサイト（連続冷却中の自己焼き戻しも含めておよそ150℃以上で一定時間滞留することによる焼き戻しが生じていないマルテンサイト）は白色に近い灰色の組織である。これらの内部にはSEMで観察できるサイズの炭化物はほとんど観察されない。なお、焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの内部には、微量の炭化物、窒化物、硫化物および酸化物が含まれるが、これらを除外することは困難なので、これらを含めた領域の面積率を、焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの面積率とする。
　また、圧延方向に伸展および／または点列状に分布した１個以上の長軸：0.3μm以上の介在物粒子により構成され、該介在物粒子が２個以上で構成される場合には該介在物粒子間の距離が30μm以下であり、圧延方向における全長が120μm超である、介在物群の1mm2あたりの個数（分布密度）は、鋼板のL断面（圧延方向に平行な垂直断面）を研磨後、腐食せずに鋼板の板厚1/5位置～4/5位置の領域、すなわち鋼板表面より板厚に対して1/5位置から、板厚中央を挟み、4/5位置までの領域において、少なくとも2mm2、好ましくは8mm2の領域を連続してSEMで撮影し、撮影したSEM写真から、このような介在物群の個数を計測することで求めることができる。
　なお、上記の領域を測定するのは、鋼板表面付近には上記の介在物群はほとんど存在しないためである。すなわち、鋼板表面付近では、MnやSの偏析が少ない、すなわち、スラブ加熱時に十分温度が高くなるため、MnやSの固溶が進み、これらの析出が生じにくくなるためである。
　ここで、SEM像は反射電子像とすることが好ましい。また、撮影する倍率は500～2000倍とすればよい。ただし、倍率：500～2000倍で介在物粒子のサイズや介在物粒子間の距離が正確に把握しにくい場合は適宜、個々の介在物粒子を3000～10000倍に拡大して、上記の介在物群を画定すればよい。
　なお、介在物粒子間の距離は、長軸：0.3μm以上の最近接の介在物粒子同士の表面間距離である。また、ここでは、圧延方向に伸展した介在物を対象とするので、粒子間距離の測定方向は、圧延方向または圧延方向±30度の範囲にある場合に限定する。
　また、介在物群が２個以上の介在物粒子で構成される場合、介在物群の圧延方向における全長は、介在物群の圧延方向両端に位置する介在物群粒子同士の圧延方向外端部間の、圧延方向の長さとなる。また、介在物群が１個の介在物粒子で構成される場合、介在物群の圧延方向における全長は、この介在物粒子の圧延方向における長さとなる。
　さらに、この介在物群を形成する個々の介在物粒子は、主にMn,Ti,Zr,Ca,REM系の硫化物、Al,Ca,Mg,Si,Na系の酸化物、Ti,Zr,Nb,Al系の窒化物、Ti,Nb,Zr,Mo系の炭化物である。これら介在物群の多くは鋳造工程で生成し、その後、スラブ加熱時に未固溶で存在していたものであり、残りは、その後の熱延・巻取り・焼鈍工程でそれに複合あるいは近接して再析出したものである。なお、この介在物には、Feを主成分とする炭化物は含まない。
　また、アスペクト比が2.5以下であり、長軸が0.20μm以上2μm以下であるFeを主成分とする炭化物（以下、炭化物Ａともいう）の1mm2あたりの個数（分布密度）は、鋼板のL断面（圧延方向に平行な垂直断面）を研磨後、腐食せずにあるいはナイタールにて極軽微に腐食させ、鋼板の板厚の1/4位置でSEMを用いて2000倍で5視野撮影して計測することができる。
　ここで、SEM像は反射電子像とすることが好ましく、炭化物Ａは反射電子像で黒色を呈する粒子である。なお、後述する焼き戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイト内部に分布する直径10～50nmの炭化物（以下、炭化物Ｂともいう）は反射電子像では黒色を呈さないので、これらは分離して測定可能である。
　また、倍率：2000倍で炭化物Ａのサイズが正確に把握しにくい場合は、適宜、倍率を3000～10000倍に拡大して、炭化物Ａのサイズを確認すればよい。また、Feを主体とする炭化物であることは、EDXにて当該粒子の元素分析を行うことで、確認することができる。
　旧γ粒の平均粒径は、鋼板のL断面（圧延方向に平行な垂直断面）を研磨後、旧γ粒界を腐食する薬液（例えば飽和ピクリン酸水溶液やこれに塩化第2鉄を添加したもの）で腐食し、鋼板の板厚の1/4位置において光学顕微鏡で400倍の倍率にて任意に4視野観察して旧γ粒径を測定することができる。
　また、焼き戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイト内部に分布する直径10～50nmの炭化物（以下、炭化物Ｂともいう）の個数（分布密度）は、各相の面積率の測定で使用したナイタールで腐食した試料を用いて、鋼板の板厚の1/4位置で、SEMの2次電子像で10000倍の倍率にて4視野撮影し、25000倍の倍率まで引き伸ばした写真を用いて、測定することができる。
　なお、炭化物Ｂはマルテンサイトやベイナイト粒内に存在しており、白色を呈する粒子である。また、炭化物Ｂの直径は、長軸をa、単軸をbとしたとき、円換算相当直径である (a×b)0.5として求めることができる。
　また、本発明の冷延鋼板では、板厚および引張強度TSを以下の範囲とする。
板厚：0.5～2.6mm
　板厚が厚くなると、自動車部品で必要な曲げ成形が困難となる。例えば、板厚が2.6mmを超えると、5mm以下の曲げ半径で90度以上の曲げ角度を得ることができなくなり、自動車用部品への適用が困難となる。一方、TS≧1320MPa以上の高強度鋼板を板厚：0.5mm未満にまで薄くして製造することは、圧延荷重増大の問題から極めて困難である。したがって、板厚は0.5～2.6mmの範囲とする。
引張強度TS：1320MPa以上
　せん断端面の耐遅れ破壊特性の劣化は、鋼板の引張強度が1320MPa以上で特に顕在化する。このため、ここでは、引張強度：1320MPa以上の鋼板を対象とする。
　また、本発明の冷延鋼板では、圧延方向における板厚の変動量Δtを所定の範囲に制御することが好適である。
圧延方向における板厚の変動量Δt：300μm以下
　プレス成形工程では、鋼板（コイル）をせん断機などにより連続的に切り出して冷間プレス成形されることがあり、かような成形工程を経て製造された実際の部品では、一定の割合で遅れ破壊が生じるおそれがある。これを詳細に調査した結果、１日で数百～数千個のプレスが実施されるプレス成形工程では、鋼板の板厚が大きく変動すると、せん断機の隙間を一定に保っても、鋼板の板厚に対する隙間の比率（クリアランス）の変動を招き、２次せん断面の発生やバリの発生を通じて、さらには金型の損耗が早まることで、せん断端面の耐遅れ破壊特性が劣化することが判明した。また、プレス金型のクリアランスの変化を通じて、スプリングバック量に変化が生じ、これが部品内の残留応力を増加させて、プレス成形後の部品の耐遅れ破壊特性を劣化させることも判明した。
　このような鋼板（コイル）をせん断機などにより連続的に切り出して冷間プレス成形により製造される部品の耐遅れ破壊特性の安定性は、鋼板の圧延方向における板厚の変動量Δtを300μm以下に制御することで格段に向上する。このため、Δtは300μm以下とすることが好ましい。より好ましくは250μm以下である。
　なお、Δtは、鋼板（コイル）の幅方向（圧延方向に直角の方向）の中央部または幅方向にコイル幅の1/4位置で、圧延方向（コイル長手方向）に連続的に板厚を測定したときのコイル全長における最大値と最小値の差である。コイルが圧延方向に分割された場合は、分割後のコイル全長を対象とする。板厚の変動は、通常、約10～15m周期で鋸歯状に現れるので、30mの区間で板厚を測定することで個々の部位の板厚変動量（最大値と最小値の差）を測定することが出来る。コイル全長でのΔtは個々の部位の板厚変動量の最大値と概ね一致する。板厚の測定は、Ｘ線やレーザ等の非接触式測定器を用いてもマイクロメータ等のような接触式測定器を用いてもよい。連続的に測定することが困難な場合は、1～70mmピッチで測定しても差し支えない。
　次に、本発明の冷延鋼板の製造方法について説明する。
　本発明の冷延鋼板の製造方法は、上記の成分組成を有する鋼スラブを、スラブ加熱温度：1200℃超として熱間圧延することで熱延鋼板とし、該熱延鋼板を、圧下率：20～75%として板厚が0.5～2.6mmとなるように冷間圧延することで冷延鋼板とし、ついで、該冷延鋼板を、850℃超910℃以下の焼鈍温度で300秒超900秒以下均熱し、680℃以上の温度から260℃以下の温度まで70℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、必要に応じて再加熱を行い、その後、150～260℃の温度域で20～1500秒保持する、連続焼鈍を行うものである。
　また、上記した熱間圧延工程では、仕上げ圧延温度：840～950℃として仕上げ圧延を行い、その後、40℃/s以上の冷却速度で700℃以下の温度まで冷却し、600～700℃の温度域で4秒以上保持した後、500～630℃まで冷却して巻き取ることが好適である。
　以下、これらの条件について、説明する。
（熱間圧延工程）
スラブ加熱温度：1200℃超
　鋼スラブを熱間圧延する方法としては、スラブを加熱後圧延する方法、連続鋳造後のスラブを加熱することなく直接圧延する方法、連続鋳造後のスラブに短時間加熱処理を施して圧延する方法などが挙げられるが、本発明の製造方法においては、スラブ加熱温度を1200℃超とすることが極めて重要である。というのは、スラブ加熱温度を1200℃超とすることで、硫化物の固溶促進とMn偏析の軽減が図られ、上記した介在物群の大きさや個数低減が図られる。このため、スラブ加熱温度は1200℃超とする。
　また、スラブ加熱時の加熱速度は5～15℃/分とし、スラブ均熱時間は30～100分とすればよい。
　なお、圧延率から算出した鋼の伸び歪：ε1（幅方向の変化が無いと仮定した場合の真歪）に対するMnS系介在物の介在物群としての長軸の伸び歪：ε2（破砕した場合はそれによる介在物間距離の増加を含めた長径の増加量）の比率ε2/ε1は、熱間圧延工程および冷間圧延工程でそれぞれ0.60、0.65であり、いずれの工程でも伸ばされることが判った。
　このことは、熱間圧延工程での圧下率と比べて、冷間圧延工程での圧下率を小さくすることで介在物の伸展度を低減できるが、圧下率の配分調整による効果は小さく、累積圧下率が支配的であることを意味する。つまり、最終製品板の板厚に対してスラブの鋳造厚さを薄くすることが重要である。しかし、実際にはスラブを薄くすると生産性を阻害するので、スラブ鋳造厚は100～250mmの範囲とし、特に150～200mmとすることが好ましい。なお、定法に従い、950℃以上の温度域での累積圧下率は90～98%、冷間圧延も含めた950℃以下の累積圧下率は50～92%とすればよい。
仕上げ圧延温度：840～950℃として仕上げ圧延を行い、その後、40℃/s以上の冷却速度で700℃以下の温度まで冷却し、600～700℃の温度域で4秒以上保持した後、500～630℃の温度域まで冷却して巻き取る
　また、鋼板（コイル）の板厚変動を抑制するためには、熱間圧延の仕上げ圧延温度を840～950℃とし、仕上げ圧延後、40℃/s以上の冷却速度で700℃以下の温度まで冷却し、600～700℃の温度域で4秒以上保持した後、500～630℃の温度域まで冷却して巻き取ることが好ましい。
　C量が0.15質量%以上になると、熱間圧延での変態開始が遅くなるため、一般的な熱間圧延条件では未変態γを一定量保持したまま巻き取られる。その結果、熱間圧延での冷却ムラによるコイル内温度変動や巻取り後のコイル各位置での冷却速度の相違によりコイル長手方向、すなわち圧延方向に変態組織の不均一を生じ、熱延コイル内での強度変動を引き起こす。これが、コイル長手方向における板厚変動を引き起こし、部品の耐遅れ破壊特性を劣化させる。
　このようなコイル長手方向における板厚変動を低減するには、熱間圧延の仕上げ圧延後に40℃/s以上の冷却速度で700℃以下の温度まで鋼板を冷却し、その後600～700℃の変態ノーズ温度域で4秒以上滞留させることが効果的である。これにより、冷却水の衝突面圧が高くなり、コイル内の部分的な温度低下の原因となる鋼板表面の水乗りが抑制できるとともにフェライト変態が促進してコイル内で均一にフェライト変態を進行させることができる。
　なお、より好適な冷却速度は50℃/s以上である。なお、上限については、特に限定されるものではないが、通常250℃/s程度である。
　また、600～700℃の温度域での保持時間の上限は、特に限定されるものではないが、通常10秒程度である。
　また、その後、500～630℃の温度域で巻き取ることで、コイル全長にわたりフェライト＋パーライトもしくはフェライト＋ベイナイト主体の均一な組織が得られる。その結果、コイル全長にわたり圧延変形抵抗の変動の小さい熱延コイルが得られ、冷間圧延後の板厚精度が格段に向上する。なお、アスペクト比が2.5以下、長軸が0.20μm以上2μm以下のFeを主成分とする炭化物の量を低減する観点からも、巻き取り温度（CT）は低いほど好ましく、具体的には600℃以下とすることが好ましい。
　さらに、仕上げ圧延温度FTは、変態を促進する観点から、840～950℃の範囲とし、Ar3変態点を下回らない範囲で低温化することが好ましい。
　また、圧延後の急冷は、仕上げ圧延終了後、2秒以内に開始することが好ましく、変態の促進効果のある930℃以下の温度域での累積圧下量は20%以上とするのが好ましい。
　ついで、必要に応じ、巻取られたコイルを回転させながら水冷し、コイラーから取り出す。この時、水冷時間は極力短くするのが好ましく、水冷を実施しないのがより好ましい。500～630℃の温度域で巻き取られたコイルでは、60秒以上保持することで変態がほぼ完了するので、その後の表面酸化を抑制する観点から、コイルまま水冷する、または巻きほぐして水もしくはガスで冷却してもよい。
　上記したように、仕上げ圧延温度：840～950℃として仕上げ圧延を行い、その後、40℃/s以上の冷却速度で700℃以下の温度まで冷却し、600～700℃の温度域で4秒以上保持した後、500～630℃の温度域まで冷却して巻き取ることにより、圧延方向における板厚の変動量Δtを300μm以下に低減することが可能となる。
　また、鋼板表面に生成した１次スケールおよび２次スケールを除去するためにデスケーリングを行うことが望ましい。デスケーリングは衝突圧：500MPa以上の高圧で施すことが好ましい。これにより赤スケールの残存と２次スケールの生成厚を低減することができ、熱間圧延工程での巻き取りにおいて、スケール中の酸素が鋼板内に取り込まれることによる鋼板の表面酸化が軽減できる。その結果、最終製品での表層の酸化層の厚さが低減でき、耐食性の向上に寄与する。また、鋼板の表層部におけるC,Bの酸化による、これらの元素の表層部付近での低減を防止することができ、後述する連続焼鈍において、鋼板の表層部でのフェライト生成を抑制することができる。その結果、せん断端面の耐遅れ破壊特性も改善される。
　なお、熱延コイルを冷間圧延する前に十分酸洗してスケールの残存を軽減することが好ましい。また、冷間圧延における荷重低減の観点から、必要に応じて熱延板焼鈍を施してもよい。
（冷間圧延工程）
　冷間圧延では、圧下率を20～75%として、冷間圧延後の鋼板の板厚を0.5～2.6mmにすればよく、それ以外の条件については定法に従えばよい。
（連続焼鈍（CAL）工程）
　冷間圧延後の鋼板に、連続焼鈍（CAL）で、焼鈍と焼き戻し処理を施し、その後必要に応じて調質圧延を施す。ここで重要なのは、
　（１）所定の焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの面積率の確保、
　（２）未固溶炭化物（アスペクト比が2.5以下であり、長軸が0.20μm以上2μm以下であるFeを主成分とする炭化物）の低減（焼鈍時の炭化物の固溶促進）、
　（３）微細な旧γ粒の維持、
　（４）焼き戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイトの内部における炭化物の微細分散、
が達成されるように、鋼組織を調整することである。ここで、（１）～（４）を達成するためのポイントは以下のとおりである。
　高温・長時間焼鈍すること（（１）と（２）に対応）、過度に高温・長時間の焼鈍を避けること（（３）に対応）、焼鈍後、高温から急冷を行うこと（（１）に対応）、特定の温度域で所定時間焼き戻すこと（（４）に対応）である。
850℃超910℃以下の焼鈍温度で300秒超900秒以下均熱する
　上述したように、アスペクト比が2.5以下であり、長軸が0.20μm以上2μm以下であるFeを主成分とする炭化物（SEMの反射電子像で黒色を呈するFe系炭化物粒子）は、焼鈍後にも未固溶で残存するセメンタイト粒子などの炭化物であり、かような炭化物を十分に低減するには、高温・長時間焼鈍する、具体的には、焼鈍温度：850℃超で300秒超均熱する必要がある。一方、焼鈍温度が910℃を超える、または均熱時間が900秒を超えると、旧γ粒の粗大化を招き、却って耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、850℃超910℃以下の焼鈍温度で300秒超900秒以下均熱する。より好ましくは870～900℃の焼鈍温度で350～600秒均熱する。
680℃以上の温度から260℃以下の温度まで70℃/s以上の平均冷却速度で冷却する
　フェライト、残留γ、マルテンサイトといった残部組織を低減し、焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率を95%以上にするためには、680℃以上の温度から260℃以下の温度まで、70℃/s以上の平均冷却速度で冷却する必要がある。冷却開始温度が680℃より低いとフェライトが多く生成するとともに、炭素がγに濃化してMs点が低下することで、焼き戻し処理の施されないマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）が増加する。また、冷却速度が遅いと上部・下部ベイナイトが生成し、残留γやマルテンサイトが増加する。
　なお、冷却速度は、好ましくは100℃/s以上、より好ましくは500℃/s以上である。上限は特に限定されるものではないが、通常2000℃/s程度である。
必要に応じて再加熱処理を施し、その後、150～260℃の温度域で20～1500秒保持する
　焼き戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイト内部に分布する直径10～50nmの炭化物は、焼き入れ後の低温域での保持中に生成する炭化物であり、この分布密度を0.7×107個/mm2以上とするには、室温付近まで焼入れた後に150～260℃に再加熱して保持するか、または冷却停止温度を150～260℃、保持時間を20～1500秒に制御することが有利である。
　保持温度が150℃未満、または保持時間が20秒未満になると、焼き戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイト内部の炭化物の分布密度が不十分となる。一方、保持温度が260℃を超えると、旧γ粒内および旧γ粒界での炭化物の粗大化が生じ、微細な炭化物の個数が減少する。
　なお、保持時間は、好ましくは120秒以上、1200秒以下である。
　上記した150～260℃の温度域で20～1500秒保持後、室温まで冷却して得られた鋼板に、必要に応じて、表面粗度の調整、板形状の平坦化などプレス成形性を安定化させる観点から調質圧延（スキンパス圧延）を施すことができる。その場合、スキンパス伸長率は0.1～0.6%とするのが好ましい。この場合、スキンパスロールはダルロールとし、鋼板の粗さRaを0.8～1.8μmに調整することが、形状平坦化の観点からは好ましい。
　表１に示す鋼番A～AFの鋼を溶製後、130～230mm厚のスラブに鋳造した。鋳造したスラブを、表２に示す条件で、スラブ加熱温度（SRT）：1100～1260℃、均熱時間：60分、仕上圧延温度（FT）：850～910℃として、熱間圧延を施し、その後、700℃までの平均冷却速度（冷却速度）：30～200℃/sとして冷却し、保持温度：620～730℃、保持時間：2～10秒として保持した後、再度、冷却して巻取温度（CT）：490～620℃にて巻き取った。得られた熱延板を、酸洗し、44～72%の圧延率にて冷間圧延を施し、板厚0.5～2.0mmの冷延鋼板とした。
　得られた冷延鋼板を、連続焼鈍ラインにおいて、表２に示す条件で、焼鈍温度（AT）：850～910℃、均熱時間：120～960秒として焼鈍し、その後、冷却開始温度：675～820℃、冷却開始温度～冷却停止温度の間の平均冷却速度：40～2000℃/s、冷却停止温度：室温(R.T.)～200℃として冷却し、必要に応じて再加熱したのち、保持温度：20～480℃、保持時間：60～1500秒として焼き戻し処理を行った。また、その後、伸長率：0.1%の調質圧延を行い、最終的な冷延鋼板を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　かくして得られた鋼板について、上記した手法により鋼組織の分析・測定を行った。
　また、以下のようにして、１）引張試験、２）耐遅れ破壊特性の評価、３）耐遅れ破壊特性の安定性の評価、４）圧延方向における鋼板（コイル）の板厚の変動量の調査、を行った。
　なお、これらの結果を表３に併記する。
１）引張試験
　引張試験は、幅方向にコイル幅の1/4位置において、圧延直角方向が長手となるように、JIS5号引張試験片を切り出し、JIS Z2241に準拠して引張試験を実施し、降伏強度（YP）、引張強度（TS）、伸び（El）を評価した。
２）耐遅れ破壊特性の評価
　耐遅れ破壊特性の評価は次のようにして行った。すなわち、得られた鋼板（コイル）の幅方向にコイル幅の1/4位置より圧延直角方向：100mm、圧延方向：30mmとなる短冊試験片を採取して実施した。長さが100mmとなる長辺側の端面の切り出しはせん断加工とし、せん断加工ままの状態で（バリを除去する機械加工を施さずに）、バリが曲げ外周側となるように曲げ加工を施し、その曲げ成形時の試験片形状を維持して、ボルトで試験片を固定した。せん断加工のクリアランスは13%、レーキ角は2度とした。曲げ加工は、先端曲げ半径をRと鋼板の板厚をtとしたときに、R/t=3.0となる曲げ半径（例えば、板厚が2.0mmなら、先端半径：6.0mmのポンチで曲げ成形）で、曲げ頂点内側の角度が90度（V曲げ）となるように行った。ポンチは、先端半径が上記の先端曲げ半径Rと同じありU字形状（先端R部分が半円形状でポンチ胴部の厚さが2R）のものを用い、ダイは、コーナーRが30mmのものを用いた。そして、ポンチが鋼板を押し込む深さを調整し、先端の曲げ角度（曲げ頂点内側の角度）が90度（V字形状）となる様に成形した。成形下始点における形状と同じとなるように（スプリングバックによる直片部の開口をキャンセルアウトするように）、油圧ジャッキで試験片を挟んで締め込み、その状態でボルト締結した。ボルトはあらかじめ短冊試験片の短辺エッジから10mm内側に設けた楕円形状（短軸10mm、長軸15mm）の穴に通して固定した。得られたボルト締め後の試験片を、１個あたり1L以上のpH1の塩酸（塩化水素水溶液）中に浸漬し、水溶液温度：20℃の条件でpHを一定に管理して耐遅れ破壊特性評価試験を実施した。目視またはカメラで、目視で確認できるレベル（およそ1mm長さ）の微小亀裂（遅れ破壊の初期状態）の有無を確認し、試験片の浸漬開始から微小亀裂が生じ始めるまでの時間を遅れ破壊時間として測定した。ただし、試験片の浸漬開始後、200時間経過しても微小亀裂が観察されなかったものは、「破壊なし」と判断した。
　ここで、TS：1320MPa以上1530MPa未満では「破壊なし」、TS：1530MPa以上1550MPa未満では遅れ破壊時間が24hr以上、TS：1550MPa以上1570MPa未満では遅れ破壊時間が12hr以上、TS：1570MPa以上1610MPa未満では遅れ破壊時間が9hr以上、TS：1610MPa以上1960MPa未満では遅れ破壊時間が1.0hr以上、TS：1960MPa以上では遅れ破壊時間が0.2hr以上であれば、耐遅れ破壊特性が優れると判断した。
３）耐遅れ破壊特性の安定性の評価
　耐遅れ破壊特性の安定性の評価は次のようにして行った。すなわち、760mm幅のコイルをスリットで幅380mmに２分割し、さらにコイル長手方向に1350mmの長さに連続してせん断し、ブランク材とした後、コイルトップ部、コイルミドル部、コイルエンド部に対応するブランク材を各３枚取り出し、それぞれサイドシルR/F部品形状（主に90度曲げ加工主体の成形）に冷間プレス成形して、９個のプレス成形品を得た。かくして得られたプレス成形品を、150L、pH1の塩酸に浸漬して、目視またはカメラで、目視で確認できるレベル（およそ1mm長さ）の微小亀裂（遅れ破壊の初期状態）の有無を確認し、試験片の浸漬開始から微小亀裂が生じ始めるまでの時間を測定した。そして、９個のプレス成形品のうち、最も早期に亀裂が生じたものの亀裂発生開始時間により、耐遅れ破壊特性の安定性を評価した。
　なお、耐遅れ破壊特性の安定性の評価基準も、上記した鋼板の耐遅れ破壊特性の評価基準と同様である。
４）圧延方向における鋼板（コイル）の板厚の変動量の調査
　X線板厚計にて鋼板の全長にわたり計測し、全長における板厚変動量を、圧延方向におけるコイルの板厚の変動量△tとした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３より、発明例ではいずれも、引張強度（TS）：1320MPa以上の高強度を有し、優れた耐遅れ破壊特性を有する冷延鋼板が得られていることがわかる。
　また、圧延方向における鋼板の板厚の変動量を300μm以下に低減した発明例ではいずれも、耐遅れ破壊特性の安定性にも優れていた。
　一方、比較例では、十分な強度が得られないか、耐遅れ破壊特性が十分なものとは言えなかった。

Claims (10)

  1. 　質量%で、C:0.15%以上0.40%以下、Si:1.5%以下、Mn:0.9～1.7%、P:0.03%以下、S:0.0020%未満、sol.Al:0.2%以下、N:0.0055%未満およびO:0.0025%以下を含有するとともに、次式(1)の関係を満足し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    　焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの組織全体に対する面積率が合計で95%以上100%以下であり、
    　圧延方向に伸展および／または点列状に分布した１個以上の長軸：0.3μm以上の介在物粒子により構成され、該介在物粒子が２個以上で構成される場合には該介在物粒子間の距離が30μm以下であり、圧延方向における全長が120μm超である介在物群が0.8個/mm2以下であり、
    　アスペクト比が2.5以下であり、長軸が0.20μm以上2μm以下である、Feを主成分とする炭化物が3500個/mm2以下であり、
    　前記焼き戻しマルテンサイトおよび／または前記ベイナイトの内部に分布する直径10～50nmの炭化物が0.7×107個/mm2以上であり、
    　旧γ粒の平均粒径が18μm以下である組織とを有し、
    　板厚が0.5～2.6mmであり、引張強度が1320MPa以上である、冷延鋼板。
    　　　　　5[%S]＋[%N]＜0.0115・・・(1)
    　　　　　ここで、[%S]、[%N]は、それぞれS、Nの鋼中含有量（質量％）である。
  2. 　圧延方向における板厚の変動量が300μm以下である、請求項１に記載の冷延鋼板。
  3. 　前記成分組成が、さらに質量％で、B:0.0002%以上0.0035%未満を含有する、請求項１または２に記載の冷延鋼板。
  4. 　前記成分組成が、さらに質量％で、Nb:0.002～0.08%およびTi:0.002～0.12%のうちから選んだ１種または２種を含有する、請求項１～３のいずれか一項に記載の冷延鋼板。
  5. 　前記成分組成が、さらに質量％で、Cu:0.005～1%およびNi:0.01～1%のうちから選んだ１種または２種を含有する、請求項１～４のいずれか一項に記載の冷延鋼板。
  6. 　前記成分組成が、さらに質量％で、Cr:0.01～1.0%、Mo:0.01%以上0.3%未満、V:0.003～0.5%、Zr:0.005～0.2%およびW:0.005～0.2%のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、請求項１～５のいずれか一項に記載の冷延鋼板。
  7. 　前記成分組成が、さらに質量％で、Ca:0.0002～0.0030%、Ce:0.0002～0.0030%、La:0.0002～0.0030%およびMg:0.0002～0.0030%のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、請求項１～６のいずれか一項に記載の冷延鋼板。
  8. 　前記成分組成が、さらに質量％で、Sb:0.002～0.1%およびSn:0.002～0.1%のうちから選んだ１種または２種を含有する、請求項１～７のいずれか一項に記載の冷延鋼板。
  9. 　請求項１、３～８のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼スラブを、スラブ加熱温度：1200℃超として熱間圧延することで熱延鋼板とし、
    　該熱延鋼板を、圧下率：20～75%として板厚が0.5～2.6mmとなるように冷間圧延することで冷延鋼板とし、
    　ついで、該冷延鋼板を、850℃超910℃以下の焼鈍温度で300秒超900秒以下均熱し、
    　680℃以上の温度から260℃以下の温度まで70℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、
    　必要に応じて再加熱を行い、その後、150～260℃の温度域で20～1500秒保持する、連続焼鈍を行う、冷延鋼板の製造方法。
  10. 　前記熱間圧延工程では、仕上げ圧延温度：840～950℃として仕上げ圧延を行い、その後、40℃/s以上の冷却速度で700℃以下の温度まで冷却し、600～700℃の温度域で4秒以上保持した後、500～630℃の温度域まで冷却して巻き取る、請求項９に記載の冷延鋼板の製造方法。
     
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MX2017012194A MX2017012194A (es) 2015-03-25 2016-03-23 Lamina de acero laminada en frio y metodo de fabricacion para la misma.
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Cited By (30)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20190085025A (ko) * 2017-01-17 2019-07-17 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 핫 스탬프용 강판
WO2020039696A1 (ja) * 2018-08-22 2020-02-27 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
WO2020045219A1 (ja) * 2018-08-31 2020-03-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
WO2020045220A1 (ja) * 2018-08-31 2020-03-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
CN111065755A (zh) * 2017-09-13 2020-04-24 日本制铁株式会社 滚动疲劳特性优异的钢材
WO2020090303A1 (ja) * 2018-10-31 2020-05-07 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2020170667A1 (ja) * 2019-02-21 2020-08-27 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材、熱間プレス用冷延鋼板およびそれらの製造方法
WO2020170530A1 (ja) * 2019-02-22 2020-08-27 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材およびその製造方法、ならびに熱間プレス部材用鋼板の製造方法
WO2020230796A1 (ja) * 2019-05-16 2020-11-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度部材、高強度部材の製造方法及び高強度部材用鋼板の製造方法
WO2021045168A1 (ja) 2019-09-03 2021-03-11 日本製鉄株式会社 鋼板
US10982297B2 (en) * 2016-09-28 2021-04-20 Jfe Steel Corporation Steel sheet and method for producing the same
WO2021193057A1 (ja) * 2020-03-27 2021-09-30 Ｍｏｔｐ合同会社 鋼材及びその製造方法
US20210324504A1 (en) * 2018-10-18 2021-10-21 Jfe Steel Corporation High-ductility, high-strength electrolytic zinc-based coated steel sheet and method for producing the same
JP2022507855A (ja) * 2018-11-23 2022-01-18 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 高降伏比冷間圧延二相鋼及びその製造方法
JP2022508292A (ja) * 2018-11-29 2022-01-19 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 高穴拡げ率と高伸び率を有する９８０ＭＰａ級冷間圧延鋼板及びその製造方法
US20220056549A1 (en) * 2018-12-21 2022-02-24 Jfe Steel Corporation Steel sheet, member, and methods for producing them
US11268164B2 (en) * 2016-09-28 2022-03-08 Jfe Steel Corporation Steel sheet and method for producing the same
US20220090247A1 (en) * 2018-12-21 2022-03-24 Jfe Steel Corporation Steel sheet, member, and methods for producing them
WO2022070636A1 (ja) * 2020-09-30 2022-04-07 日本製鉄株式会社 鋼板、及び鋼板の製造方法
JP7111280B1 (ja) * 2021-03-02 2022-08-02 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
JP7111281B1 (ja) * 2021-03-02 2022-08-02 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2022185805A1 (ja) * 2021-03-02 2022-09-09 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2022185804A1 (ja) * 2021-03-02 2022-09-09 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
JPWO2022209520A1 (ja) * 2021-03-31 2022-10-06
JPWO2022209519A1 (ja) * 2021-03-31 2022-10-06
JP7311070B1 (ja) * 2022-03-30 2023-07-19 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
JP7311067B1 (ja) * 2022-03-30 2023-07-19 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
WO2023188504A1 (ja) * 2022-03-30 2023-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
WO2023188505A1 (ja) * 2022-03-30 2023-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
KR20240032929A (ko) 2021-09-09 2024-03-12 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 냉연 강판 및 그 제조 방법

Families Citing this family (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20150023387A1 (en) * 2008-03-31 2015-01-22 Jfe Steel Corporation Steel plate quality assurance system and equipment thereof
BR112017020004A2 (ja) * 2015-04-08 2018-06-19 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation The steel plate for heat treatment
KR101858852B1 (ko) * 2016-12-16 2018-06-28 주식회사 포스코 항복강도, 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
MX2019015358A (es) * 2017-08-09 2020-02-07 Nippon Steel Corp Lamina de acero laminada en caliente y metodo para fabricar la misma.
WO2020002285A1 (en) * 2018-06-26 2020-01-02 Tata Steel Nederland Technology B.V. Cold-rolled martensite steel with high strength and high bendability and method of producing thereof
EP3875625B1 (en) * 2018-10-31 2024-05-22 JFE Steel Corporation High-strength member and method for manufacturing high-strength member
CN109536851A (zh) * 2019-01-24 2019-03-29 本钢板材股份有限公司 一种冷轧淬火配分钢板及其制备方法
CN110284064B (zh) * 2019-07-18 2021-08-31 西华大学 一种高强度含硼钢及其制备方法
CN112522633B (zh) * 2019-09-19 2022-06-24 宝山钢铁股份有限公司 一种薄规格马氏体钢带及其制造方法
EP4033000A4 (en) * 2019-09-19 2023-03-15 Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. MARTENSITIC STEEL STRIP AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF
JP7425610B2 (ja) 2020-01-21 2024-01-31 株式会社神戸製鋼所 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板
WO2021153392A1 (ja) * 2020-01-31 2021-08-05 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材及びそれらの製造方法
CN114981462B (zh) * 2020-01-31 2023-11-14 杰富意钢铁株式会社 钢板、部件及其制造方法
KR102416966B1 (ko) * 2020-12-23 2022-07-05 현대제철 주식회사 자동차 구조체용 부재
KR102416967B1 (ko) * 2020-12-23 2022-07-05 현대제철 주식회사 자동차 구조체용 부재
US20240052466A1 (en) * 2020-12-25 2024-02-15 Jfe Steel Corporation Steel sheet, member, and methods for manufacturing the same
KR102557845B1 (ko) * 2021-05-28 2023-07-24 현대제철 주식회사 냉연 강판 및 그 제조 방법
EP4332253A1 (en) 2021-06-11 2024-03-06 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and manufacturing method therefor
MX2023014592A (es) 2021-06-11 2023-12-15 Jfe Steel Corp Chapa de acero de alta resistencia y metodo para fabricar la misma.

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010215958A (ja) * 2009-03-16 2010-09-30 Jfe Steel Corp 曲げ加工性および耐遅れ破壊特性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2010275608A (ja) * 2009-05-29 2010-12-09 Kobe Steel Ltd 耐水素脆化特性に優れた高強度鋼板
JP2012237048A (ja) * 2011-05-13 2012-12-06 Nippon Steel Corp 熱間複合成形性及び打抜き部の耐遅れ破壊特性に優れたホットスタンプ用鋼板とその製造方法及び溶製方法

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS514276A (ja) 1974-06-29 1976-01-14 Toyo Kogyo Co
JPS6048597B2 (ja) 1977-08-06 1985-10-28 三井金属鉱業株式会社 電着金属板の積み重ね装置
JPS5431019A (en) 1977-08-12 1979-03-07 Kawasaki Steel Co Steel material having good resistance to hydrogenninduceddcracking
JP3514276B2 (ja) 1995-10-19 2004-03-31 Ｊｆｅスチール株式会社 耐遅れ破壊特性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法
JP3450985B2 (ja) * 1997-04-10 2003-09-29 新日本製鐵株式会社 形状が良好で曲げ性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法
JP4427010B2 (ja) 2004-07-05 2010-03-03 新日本製鐵株式会社 耐遅れ破壊特性に優れた高強度調質鋼およびその製造方法
JP2007023310A (ja) * 2005-07-12 2007-02-01 Kobe Steel Ltd 機械構造用鋼材
JP5359168B2 (ja) 2008-10-08 2013-12-04 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5428705B2 (ja) 2009-09-25 2014-02-26 新日鐵住金株式会社 高靭性鋼板
JP5720208B2 (ja) * 2009-11-30 2015-05-20 新日鐵住金株式会社 高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JP5883211B2 (ja) * 2010-01-29 2016-03-09 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5835558B2 (ja) * 2010-08-31 2015-12-24 Ｊｆｅスチール株式会社 冷延鋼板の製造方法
CN101956133B (zh) * 2010-10-29 2012-09-05 攀钢集团钢铁钒钛股份有限公司 一种低屈服强度耐时效连退冷轧钢板及其生产方法
EP2592168B1 (en) * 2011-11-11 2015-09-16 Tata Steel UK Limited Abrasion resistant steel plate with excellent impact properties and method for producing said steel plate
JP5824401B2 (ja) 2012-03-30 2015-11-25 株式会社神戸製鋼所 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板およびその製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010215958A (ja) * 2009-03-16 2010-09-30 Jfe Steel Corp 曲げ加工性および耐遅れ破壊特性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2010275608A (ja) * 2009-05-29 2010-12-09 Kobe Steel Ltd 耐水素脆化特性に優れた高強度鋼板
JP2012237048A (ja) * 2011-05-13 2012-12-06 Nippon Steel Corp 熱間複合成形性及び打抜き部の耐遅れ破壊特性に優れたホットスタンプ用鋼板とその製造方法及び溶製方法

Cited By (51)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US11268164B2 (en) * 2016-09-28 2022-03-08 Jfe Steel Corporation Steel sheet and method for producing the same
US10982297B2 (en) * 2016-09-28 2021-04-20 Jfe Steel Corporation Steel sheet and method for producing the same
US11027522B2 (en) 2017-01-17 2021-06-08 Nippon Steel Corporation Steel sheet for hot stamping
KR102239115B1 (ko) * 2017-01-17 2021-04-12 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 핫 스탬프용 강판
KR20190085025A (ko) * 2017-01-17 2019-07-17 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 핫 스탬프용 강판
CN111065755A (zh) * 2017-09-13 2020-04-24 日本制铁株式会社 滚动疲劳特性优异的钢材
US11898230B2 (en) 2018-08-22 2024-02-13 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same
JP6683297B1 (ja) * 2018-08-22 2020-04-15 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
WO2020039696A1 (ja) * 2018-08-22 2020-02-27 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
WO2020045219A1 (ja) * 2018-08-31 2020-03-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
JP6680421B1 (ja) * 2018-08-31 2020-04-15 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
US11946112B2 (en) 2018-08-31 2024-04-02 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for producing same
WO2020045220A1 (ja) * 2018-08-31 2020-03-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
JP6680420B1 (ja) * 2018-08-31 2020-04-15 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
US20210324504A1 (en) * 2018-10-18 2021-10-21 Jfe Steel Corporation High-ductility, high-strength electrolytic zinc-based coated steel sheet and method for producing the same
US11846003B2 (en) 2018-10-31 2023-12-19 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing the same
JP6729835B1 (ja) * 2018-10-31 2020-07-22 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2020090303A1 (ja) * 2018-10-31 2020-05-07 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP2022507855A (ja) * 2018-11-23 2022-01-18 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 高降伏比冷間圧延二相鋼及びその製造方法
JP7238129B2 (ja) 2018-11-29 2023-03-13 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 高穴拡げ率と高伸び率を有する９８０ＭＰａ級冷間圧延鋼板及びその製造方法
JP2022508292A (ja) * 2018-11-29 2022-01-19 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 高穴拡げ率と高伸び率を有する９８０ＭＰａ級冷間圧延鋼板及びその製造方法
US20220056549A1 (en) * 2018-12-21 2022-02-24 Jfe Steel Corporation Steel sheet, member, and methods for producing them
US20220090247A1 (en) * 2018-12-21 2022-03-24 Jfe Steel Corporation Steel sheet, member, and methods for producing them
JPWO2020170667A1 (ja) * 2019-02-21 2021-03-11 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材、熱間プレス用冷延鋼板およびそれらの製造方法
WO2020170667A1 (ja) * 2019-02-21 2020-08-27 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材、熱間プレス用冷延鋼板およびそれらの製造方法
JP6801823B1 (ja) * 2019-02-22 2020-12-16 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材およびその製造方法、ならびに熱間プレス部材用鋼板の製造方法
CN113439127A (zh) * 2019-02-22 2021-09-24 杰富意钢铁株式会社 热压部件及其制造方法以及热压部件用钢板的制造方法
WO2020170530A1 (ja) * 2019-02-22 2020-08-27 Ｊｆｅスチール株式会社 熱間プレス部材およびその製造方法、ならびに熱間プレス部材用鋼板の製造方法
US11795520B2 (en) 2019-02-22 2023-10-24 Jfe Steel Corporation Hot-pressed member, method for manufacturing the same, and method for manufacturing steel sheet for hot-pressed member
JPWO2020230796A1 (ja) * 2019-05-16 2021-05-20 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度部材、高強度部材の製造方法及び高強度部材用鋼板の製造方法
WO2020230796A1 (ja) * 2019-05-16 2020-11-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度部材、高強度部材の製造方法及び高強度部材用鋼板の製造方法
KR20220038466A (ko) 2019-09-03 2022-03-28 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판
WO2021045168A1 (ja) 2019-09-03 2021-03-11 日本製鉄株式会社 鋼板
WO2021193057A1 (ja) * 2020-03-27 2021-09-30 Ｍｏｔｐ合同会社 鋼材及びその製造方法
WO2022070636A1 (ja) * 2020-09-30 2022-04-07 日本製鉄株式会社 鋼板、及び鋼板の製造方法
JP7401826B2 (ja) 2020-09-30 2023-12-20 日本製鉄株式会社 鋼板、及び鋼板の製造方法
WO2022185805A1 (ja) * 2021-03-02 2022-09-09 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2022185804A1 (ja) * 2021-03-02 2022-09-09 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
JP7111280B1 (ja) * 2021-03-02 2022-08-02 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
JP7111281B1 (ja) * 2021-03-02 2022-08-02 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
JPWO2022209520A1 (ja) * 2021-03-31 2022-10-06
JPWO2022209519A1 (ja) * 2021-03-31 2022-10-06
WO2022209520A1 (ja) * 2021-03-31 2022-10-06 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
JP7239066B2 (ja) 2021-03-31 2023-03-14 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
JP7239067B2 (ja) 2021-03-31 2023-03-14 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2022209519A1 (ja) * 2021-03-31 2022-10-06 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
KR20240032929A (ko) 2021-09-09 2024-03-12 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 냉연 강판 및 그 제조 방법
JP7311070B1 (ja) * 2022-03-30 2023-07-19 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
JP7311067B1 (ja) * 2022-03-30 2023-07-19 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
WO2023188504A1 (ja) * 2022-03-30 2023-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
WO2023188505A1 (ja) * 2022-03-30 2023-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法

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