WO2018062380A1 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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義彦 小野
真平 吉岡
中村　展之
長谷川　寛
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • Y10T428/12972—Containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate and a manufacturing method thereof.
  • the present invention relates to a steel plate suitable for manufacturing parts such as automobiles and home appliances formed by cold pressing.
  • TS from 1320 to body frame parts such as center pillar R / F (reinforcement), bumpers, impact beam parts (hereinafter also referred to as parts)
  • body frame parts such as center pillar R / F (reinforcement), bumpers, impact beam parts (hereinafter also referred to as parts)
  • delayed fracture may occur due to an increase in residual stress in the part or deterioration of delayed fracture resistance due to the steel sheet itself. is there.
  • 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 a technique for preventing hydrogen-induced cracking resistance by reducing the amount of S in steel to a certain level and adding Ca.
  • Patent Document 5 C: 0.1 to 0.5%, Si: 0.10 to 2%, Mn: 0.44 to 3%, N ⁇ 0.008%, Al: 0.005 to Containing 0.1%, V: 0.05-2.82%, Mo: 0.1% or more and less than 3.0%, Ti: 0.03-1.24%, Nb: 0.05- There is disclosed a technique for improving delayed fracture resistance by containing 0.95% of one kind or two or more kinds and dispersing fine alloy carbides serving as hydrogen trap sites.
  • Japanese Patent No. 3514276 Japanese Patent No. 5428705 JP 54-31019 A JP 2013-213242 A 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 work is hardened and hardened in the vicinity of the strain-affected zone (that is, the proportional limit is”
  • 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 in the manufacturing process, microstructure (steel structure), material strength, and workability by pressing.
  • the present invention has been developed in view of the above situation, and has a plate thickness of 0.5 to 2.6 mm and a high tensile strength (TS) of 1320 MPa or more, delayed fracture resistance,
  • TS tensile strength
  • steel plates with excellent delayed fracture resistance at the shear end face more specifically, when cold press forming is performed after blanking or punching by shearing or slitting, or parts by shearing after cold press forming.
  • An object of the present invention is to provide a steel sheet that has excellent delayed fracture resistance even in a press-molded product obtained when performing drilling by cutting or punching, together with its advantageous manufacturing method.
  • the inventors of the present invention have made extensive studies in order to solve the above problems, and have obtained the following knowledge.
  • Delayed fracture resistance at the shear end face is governed by the degree of damage to the shear end face (surface hardening amount and residual stress) and the ease of crack propagation to the inside.
  • TS ⁇ 1320 MPa class In high-strength steel sheets, a large inclusion group (inclusion group A) with a major axis length of 100 ⁇ m or more increases local strain and residual stress inside the shear end face, and the origin and propagation path of delayed fracture And adversely affects its characteristics.
  • This inclusion group A is an inclusion group mainly composed of MnS, Al 2 O 3 , and (Al, Ca) —O. Since there are many inclusions at the center of the plate thickness, it is not sufficient to treat only the surface layer. It is necessary to reduce the inclusion group A including the central part of the plate thickness. In particular, in the case of a thin steel plate having a thickness of 0.5 to 2.6 mm, there are many inclusion groups A arranged in a dotted line over 300 ⁇ m or more at the Mn center segregation portion in the center of the thickness, which is a delayed fracture. Have a great negative impact. For this reason, reduction of such inclusion group A is important. The inclusion group A is reduced by reducing Mn as much as possible and reducing S to at least less than 10 ppm by mass, preferably 6 ppm by mass or less.
  • This inclusion group B is an inclusion in which MnS is complex-precipitated with Nb (C, N), (Nb, Ti) (C, N), Ti (C, S) distributed in a cluster form, and the core. .
  • Mn ⁇ 1.8%, a certain amount of microsegregation and macrosegregation of Mn is generated, and these are likely to be combined and generated at the segregation site, combined with the adverse effects of Mn segregation itself and combined precipitation of MnS, Compared with the case where Nb (C, N), (Nb, Ti) (C, N), and Ti (C, S) are simply deposited, the adverse effect of the inclusion group B is significantly increased.
  • Nb and Ti contents were controlled to a specific range, slab heating temperature and time were strictly controlled, and Nb and Ti were added to reduce the N and S contents to the limit. Even steel, the adverse effects of inclusions are reduced, and the delayed fracture resistance is greatly improved. In addition, the delayed fracture resistance is improved by growing the ⁇ grains by high-temperature annealing the steel sheet to which Nb and Ti are added in a continuous annealing process such as CAL and CGL.
  • the present invention has been completed after further studies based on the above findings. That is, the gist configuration of the present invention is as follows.
  • One or two of 002% or more and less than 0.035% and Ti: 0.002% or more and less than 0.040% are contained so as to satisfy the formulas (1) and (2), and the balance is Fe and inevitable Inclusion group A having a component composition consisting of impurities, an area ratio of 90% to 100% in total with respect to the entire structure of martensite and bainite, an average old ⁇ particle size of 6 to 15 ⁇ m, and satisfying the following condition A
  • the component composition further contains, by mass%, one or two selected from Cu: 0.005 to 1% and Ni: 0.01 to 1% [1] to [3]
  • the steel plate in any one of.
  • the above component composition is further mass%, Cr: 0.01 to 1.0%, Mo: 0.01 to 0.5%, V: 0.003 to 0.5%, Zr: 0.00.
  • the component composition further includes, by mass%, Ca: 0.0002 to 0.0030%, Ce: 0.0002 to 0.0030%, La: 0.0002 to 0.0030%, and Mg: 0.00.
  • the steel sheet according to any one of [1] to [5], containing one or more selected from 0002 to 0.0030%.
  • the component composition further contains one or two selected from Sb: 0.002 to 0.1% and Sn: 0.002 to 0.1% by mass% [1]
  • the steel sheet according to any one of [6].
  • a steel slab having the composition according to any one of [1] and [4] to [7] is hot-rolled after being held at a soaking temperature of more than 100 minutes at a slab heating temperature of over 1220 ° C.
  • the hot-rolled steel sheet is cold-rolled by cold-rolling the hot-rolled steel sheet at a reduction ratio of 20 to 75% so that the plate thickness is 0.5 to 2.6 mm.
  • the manufacturing method of the steel plate which performs annealing which cools with the average cooling rate of / s or more.
  • TS tensile strength
  • the unit of element content in the component composition is “mass%”, but hereinafter, it is simply indicated by “%” unless otherwise specified.
  • C 0.13% to 0.40% (0.13 to 0.40%)
  • C is an element that improves the hardenability, and is necessary from the viewpoint of ensuring the area ratio of predetermined martensite and / or bainite, increasing the strength of these structures, and ensuring TS ⁇ 1320 MPa. Moreover, it has the effect
  • the C content is less than 0.13%, it becomes impossible to obtain a predetermined strength while maintaining excellent delayed fracture resistance.
  • it is 0.14% or more, more preferably 0.16% or more.
  • the C content exceeds 0.40%, the strength becomes too high, and it becomes difficult to obtain sufficient delayed fracture resistance.
  • it is 0.30% or less, More preferably, it is 0.25% or less. Accordingly, the C content is set to 0.13 to 0.40%. From the viewpoint of obtaining TS ⁇ 1470 MPa while maintaining excellent delayed fracture resistance, the C content is preferably more than 0.17%.
  • Si 1.5% or less
  • Si is a strengthening element by solid solution strengthening.
  • Si when tempering a steel sheet in a temperature range of 200 ° C. or higher, Si suppresses the formation of film-like carbides and contributes to the improvement of delayed fracture resistance. Furthermore, it contributes to the suppression of the formation of MnS by reducing Mn segregation at the center of the plate thickness. In addition, it contributes to the decarburization by oxidation of the steel sheet surface layer during continuous annealing, and further to the suppression of de-B.
  • the lower limit of the Si content is not particularly limited, but it is desirable to contain 0.02% or more of Si in order to sufficiently obtain the above effects. Preferably it is 0.10% or more, more preferably 0.20% or more.
  • the Si content is 1.5% or less. Preferably it is 1.2% or less, More preferably, it is 1.0% or less.
  • the Si content may be 0%.
  • Mn 1.8-4% Mn is contained in order to improve the hardenability of the steel and to secure a predetermined martensite and / or bainite area ratio. Further, Mn has an effect of fixing S in steel as MnS and reducing hot brittleness. If the Mn content is less than 1.8%, in the annealing line cooled by gas or mist, ferrite is generated during cooling and the delayed fracture resistance of the shear end face is greatly deteriorated. In order to suppress the formation of ferrite, Mn needs to be contained by 1.8% or more. On the other hand, Mn is an element that particularly promotes the generation and coarsening of MnS in the central portion of the plate thickness.
  • the Mn content exceeds 4%, the Mn is large in the central portion of the plate thickness even if S is reduced to the limit.
  • the number and size of the inclusion groups A and B are increased, and the delayed fracture resistance characteristics of the shear end face are remarkably deteriorated. Therefore, the Mn content is 1.8 to 4%.
  • the Mn content is preferably 1.8% or more and 3.2% or less. % To 2.8% is more preferable.
  • Mn is preferably 1.9% or more, and more preferably 2.3% or more.
  • P 0.02% or less
  • P is an element that strengthens steel, but if its content is large, delayed fracture resistance and spot weldability are significantly deteriorated. Therefore, the P content is 0.02% or less. Preferably it is 0.010% or less. From the viewpoint of improving the delayed fracture resistance of the welded portion, P is more preferably 0.005% or less.
  • the minimum of P content is not specifically limited, The minimum which can be implemented industrially is about 0.002% now.
  • inclusion group B inclusion groups having a length of 20 ⁇ m or more and less than 100 ⁇ m is promoted, and MnS covers the periphery compared to Nb (C, N) or the like, so that the peel strength from the parent phase is increased. This causes a decrease in the delayed destruction significantly.
  • 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, so the cumulative reduction amount is about 99%.
  • the elongation of the steel plate in the rolling direction reaches 5 to 10 times that in the case of the thick steel plate, so that the adverse effect of MnS becomes even greater, and the adverse effect becomes significant at the shear end face.
  • a huge inclusion group A is formed in the Mn segregation portion at the center of the thickness.
  • the delayed fracture resistance is particularly adversely affected.
  • the S content needs to be less than 0.0010%. Preferably it is 0.0006% or less, More preferably, it is 0.0004% or less.
  • the lower limit of the S content 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 Al content is preferably 0.01% or more.
  • sol. When the Al content exceeds 0.2%, carbides containing Fe as a main component, such as cementite, generated during winding after hot rolling are hard to be dissolved by annealing, and the delayed fracture resistance is deteriorated. Therefore, sol.
  • the Al content is 0.2% or less. Preferably it is 0.10% or less, More preferably, it is 0.05% or less.
  • N less than 0.0060%
  • N is an element that forms nitrides such as TiN, (Nb, Ti) (C, N), AlN, and carbonitride inclusions in steel, and through these generations Deteriorates delayed fracture resistance. Although these inclusions alone have a small influence on delayed fracture, some of them become MnS precipitation nuclei and are distributed in a sequence of dots with MnS to form a huge inclusion group (inclusion group B). Deteriorates delayed fracture resistance.
  • the N content needs to be less than 0.0060%. Preferably it is 0.0045% or less, More preferably, it is 0.0040% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited, but the lower limit that can be industrially implemented is currently about 0.0006%.
  • B 0.0003% or more and less than 0.0035%
  • B is an element that improves the hardenability of steel, and generates martensite and / or bainite having a predetermined area ratio even when the amount of Mn is small. Have advantages. Further, the delayed fracture resistance is improved by the solute B remaining. In order to obtain such an effect of B, it is necessary to contain 0.0003% or more of B. Moreover, it is more preferable to make it contain 0.0005% or more. More preferably, it is 0.0010% or more.
  • the B content is 0.0035% or more, not only the effect is saturated, but also the slow dissolution rate of cementite at the time of annealing, and carbides mainly composed of Fe, such as undissolved cementite, are obtained. As a result, the delayed fracture resistance of the shear end face is deteriorated.
  • the B content is set to 0.0003% or more and less than 0.0035%.
  • O is an element that forms oxide inclusions such as Al 2 O 3 , SiO 2 , CaO, MgO, (Al, Ca) —O having a diameter of 1 to 20 ⁇ m in steel.
  • the O content needs to be less than 0.0020%. Preferably it is 0.0015% or less, More preferably, it is 0.0010% or less.
  • the lower limit of the O content is not particularly limited, but the lower limit that can be industrially implemented is about 0.0005%.
  • Nb and Ti are included. Even if the Nb content is less than the following lower limit (less than 0.002%), Nb is an inevitable impurity when Ti is within the scope of the present invention below and satisfies the formulas (1) and (2). Shall be included. Even if the Ti content is less than the following lower limit (less than 0.002%), if Nb is within the scope of the present invention below and satisfies the formulas (1) and (2), Ti is an unavoidable impurity. Shall be included. Therefore, these are all within the scope of the present invention.
  • Nb 0.002% or more and less than 0.035%
  • Nb is a refinement of prior ⁇ grains, resulting in a refinement of the internal structure of martensite and bainite, formation of fine precipitates that serve as hydrogen trap sites, Through formation, even a small amount of addition significantly contributes to the improvement in delayed fracture resistance as well as the increase in strength.
  • Nb is desirably contained at 0.002% or more. More preferably it is 0.004% or more, and still more preferably 0.010% or more.
  • Nb-based coarse particles such as NbN, Nb (C, N), (Nb, Ti) (C, N), which remain undissolved during slab heating in the hot rolling process, are included.
  • Nb needs to be less than 0.035%.
  • it is 0.030% or less, More preferably, it is 0.020% or less.
  • Ti 0.002% or more and less than 0.040%
  • Ti is refined of old ⁇ grains, thereby refined internal structure of martensite and bainite, formation of fine precipitates that become hydrogen trap sites, Through formation, even a small amount of addition contributes significantly to increasing strength and improving delayed fracture resistance. Furthermore, it contributes to improvement of castability. From such a viewpoint, Ti is desirably contained in an amount of 0.002% or more. More preferably it is 0.004% or more, and still more preferably 0.010% or more. However, when Ti is contained in a large amount, 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 are present.
  • Ti at less than 0.040%. Preferably it is 0.030% or less, More preferably, it is 0.020% or less.
  • [% Ti] + [% Nb]: more than 0.007% Nb and Ti are elements that improve delayed fracture resistance. To obtain these effects, at least the total content of these elements is 0.007. It is necessary to be over%. Preferably it is 0.010% or more, More preferably, it is 0.015% or more. The upper limit is preferably 0.060% or less, more preferably 0.050% or less, and still more preferably 0.040% or less. Note that [% Nb] and [% Ti] represent the contents (% by mass) of Nb and Ti.
  • [% Ti] ⁇ [% Nb] 2 ⁇ 5.0 ⁇ 10 ⁇ 6 is preferable, and [% Ti] ⁇ [% Nb] 2 ⁇ 3.0 ⁇ 10 ⁇ 6 is more preferable. In many cases, [% Ti] ⁇ [% Nb] 2 ⁇ 0.05 ⁇ 10 ⁇ 6 . Note that [% Nb] and [% Ti] represent the contents (% by mass) of Nb and Ti.
  • the steel plate of this invention can contain the following arbitrary elements suitably.
  • it may contain one or two selected from Cu: 0.005 to 1% and Ni: 0.01 to 1% by mass%.
  • Cu 0.005 to 1%
  • Cu is an element mixed when scrap is used as a raw material. By allowing Cu to be mixed, recycled material can be used as a raw material 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. More preferably, it is 0.10% or more. However, if the Cu content is excessively large, surface defects are caused, so the Cu content is preferably 1% or less. More preferably, it is 0.50% or less, More preferably, it is 0.30% or less.
  • Ni 0.01 to 1% Ni, like Cu, is an element that has the effect of improving corrosion resistance. Moreover, Ni has the effect
  • Cr 0.01 to 1.0%
  • Mo 0.01 to 0.5%
  • V 0.003 to 0.5%
  • Zr 0.005 to 0.2%
  • W One or more selected from 0.005 to 0.2% may be contained.
  • Cr 0.01 to 1.0% Cr has the effect of improving the hardenability of the steel. In order to obtain such an effect, it is preferable to contain 0.01% or more of Cr. More preferably, it is 0.05% or more, More preferably, it is 0.10% or more. However, if the Cr content exceeds 1.0%, the solid solution rate of cementite during annealing is delayed, and carbides mainly composed of Fe such as undissolved cementite remain, thereby delaying the resistance of the shear end face. Destructive properties deteriorate. Moreover, pitting corrosion resistance and also chemical conversion processability deteriorate. Therefore, the Cr content is desirably 0.01 to 1.0%. If the Cr content exceeds 0.2%, delayed fracture resistance, pitting corrosion resistance, and chemical conversion processability may be deteriorated. From the viewpoint of preventing these, the Cr content is 0.2%. More preferably, it is as follows.
  • Mo 0.01% or more and 0.5% or less
  • Mo is an effect of improving the hardenability of steel, the formation of fine carbides containing Mo that become hydrogen trap sites, and the delayed fracture resistance due to the refinement of martensite and bainite.
  • the Mo content exceeds 0.5%, the chemical conversion processability is remarkably deteriorated. Preferably it is 0.2% or less. From the above, the Mo content is desirably 0.01% or more and 0.5% or less.
  • V 0.003-0.5%
  • V is an object of improving the hardenability of steel, producing fine carbides containing V that become hydrogen trap sites, and further improving the delayed fracture resistance due to refinement of martensite and bainite. It is desirable to make it contain 0.003% or more. More preferably, it is 0.005% or more, More preferably, it is 0.007% or more. However, if the V content exceeds 0.5%, the castability is significantly deteriorated. More preferably, it is 0.20% or less, More preferably, it is 0.09% or less. Most preferably, it is 0.01% or less. From the above, the V content is preferably 0.003 to 0.5%.
  • Zr 0.005 to 0.2%
  • Zr is 0. It is desirable to make it contain at 005% or more. More preferably, it is 0.010% or more, More preferably, it is 0.020% or more.
  • the Zr content is desirably 0.2% or less. More preferably, it is 0.1% or less, More preferably, it is 0.05% or less.
  • W 0.005 to 0.2%
  • it is desirable to make it contain at 005% or more. More preferably, it is 0.010% or more, More preferably, it is 0.030% or more.
  • the W content is desirably 0.2% or less. More preferably, it is 0.1% or less.
  • Ca 0.0002 to 0.0030%
  • Ce 0.0002 to 0.0030%
  • La 0.0002 to 0.0030%
  • Mg 0.0002 to 0.0030% You may contain 1 type, or 2 or more types selected from.
  • Ca 0.0002 to 0.0030% Ca fixes S as CaS and contributes to the improvement of delayed fracture resistance. For this reason, it is preferable that Ca content shall be 0.0002% or more. More preferably, it is 0.0005% or more, More preferably, it is 0.0008% or more. However, if Ca is added in a large amount, the surface quality and bendability are deteriorated, so the Ca content is preferably 0.0030% or less. More preferably, it is 0.0020% or less, More preferably, it is 0.0015% or less.
  • Ce 0.0002 to 0.0030% Ce, like Ca, fixes S and contributes to the improvement of delayed fracture resistance. For this reason, it is preferable that Ce content shall be 0.0002% or more. More preferably, it is 0.0003% or more, More preferably, it is 0.0005% or more. However, since the surface quality and bendability deteriorate when a large amount of Ce is added, the Ce content is preferably 0.0030% or less. More preferably, it is 0.0020% or less, More preferably, it is 0.0015% or less.
  • La 0.0002 to 0.0030%
  • La like Ca, fixes S and contributes to improved delayed fracture resistance.
  • the La content is preferably 0.0030% or less. More preferably, it is 0.0020% or less, More preferably, it is 0.0015% or less.
  • Mg 0.0002 to 0.0030% Mg fixes O as MgO and contributes to the improvement of delayed fracture resistance. For this reason, it is preferable that Mg content shall be 0.0002% or more. More preferably, it is 0.0010% or more, More preferably, it is 0.0015% or more. However, since the surface quality and bendability deteriorate when a large amount of Mg is added, the Mg content is preferably 0.0030% or less. More preferably, it is 0.0025% or less, More preferably, it is 0.0020% or less.
  • it may contain one or two selected from Sb: 0.002 to 0.1% and Sn: 0.002 to 0.1% by mass%.
  • Sb 0.002 to 0.1%
  • Sb suppresses the oxidation and nitridation of the steel sheet surface layer portion, and thereby suppresses the reduction of the content of the C and B surface layers. Moreover, by suppressing the said reduction
  • Sn 0.002 to 0.1% Sn suppresses oxidation and nitridation of the steel sheet surface layer portion, and thereby suppresses a reduction in the content of the C and B surface layers. Moreover, by suppressing the said reduction
  • components other than the above are Fe and inevitable impurities.
  • the said arbitrary element when included below a lower limit, the said arbitrary element shall be included as an unavoidable impurity.
  • Total area ratio of martensite and bainite more than 90% and 100% or less
  • the total area ratio of martensite and bainite exceeds 90% in total. To do. If it is less than this, either ferrite or residual ⁇ (residual austenite) increases, and the delayed fracture resistance deteriorates. Preferably it is 92% or more, More preferably, it is 94% or more, More preferably, it is 96% or more.
  • tissue of a martensite and a bainite is 100% in total.
  • the steel structure of the present invention includes both martensite and bainite. Since bainite contributes to the improvement of ductility, it is preferably contained in an amount of 1 to 25%.
  • the remainder other than martensite and bainite is ferrite, residual ⁇ , and the like.
  • non-metallic inclusions and cementite are also included as constituent structures, but since these area ratios are very small, these area ratios are excluded and evaluated.
  • the area ratio of the residual ⁇ is not particularly defined, but since the residual ⁇ deteriorates the delayed fracture resistance, the area ratio is preferably less than 5%.
  • the inclusion group A satisfies the following condition A.
  • the length of the long axis of the inclusion group is 100 ⁇ m or more.
  • the length of the long axis of the inclusion group A is 100 ⁇ m or more. Inclusion groups having a major axis length of 100 ⁇ m or more have a large adverse effect on delayed fracture resistance, and therefore need to be considered separately from inclusion group B described later.
  • the length of the long axis of the inclusion particles constituting the inclusion group A is 0.3 ⁇ m or more.
  • the reason why the length of the major axis is 0.3 ⁇ m or more is because inclusion particles of less than 0.3 ⁇ m have a small adverse effect on delayed fracture resistance even if they are aggregated. This is because the inclusion group A is not frequently present, and if the size is less than that, cracks are connected and are difficult to extend.
  • the length of the long axis means the length of inclusion particles in the rolling direction.
  • the shortest distance between the inclusion particles is 30 ⁇ m or less.
  • the inclusion group affecting the delayed fracture resistance is appropriately expressed, and the unit area of the inclusion group based on this definition
  • the shortest distance is for inclusion particles in a fan-shaped region of ⁇ 10 ° with respect to the rolling direction centered on the longitudinal end of the inclusion particles (when a part is included in the region) Is the target.)
  • the shortest distance between particles is the shortest distance between points on the outer periphery of each particle.
  • inclusion particles constituting the inclusion group A are not particularly limited, but in the present invention, the inclusion particles are usually expanded in the rolling direction, or distributed in a dotted line in the rolling direction. Or inclusions. “Inclusion particles distributed in a dot sequence in the rolling direction” refers to those composed of two or more inclusion particles distributed in a dot sequence in the rolling direction.
  • the distribution in the form of dots in the rolling direction is, for example, the same distribution as that in which inclusions extending in the rolling direction are divided during cold rolling and distributed in the form of dots. In addition, this is description of a distribution state, and it is not the meaning limited to what was divided
  • the number density (distribution density) of the inclusion group A satisfying the above conditions is 2 pieces / mm 2 or less.
  • inclusions such as MnS, oxides and nitrides as described above should be placed in the plate thickness surface layer to plate thickness center region, particularly in the plate thickness center portion. Need to be reduced sufficiently.
  • it is necessary to reduce the number of inclusions to 2 / mm 2 or less in order to suppress the occurrence of cracks from the shear end face.
  • it is 0 / mm 2 .
  • the number of inclusion groups per 1 mm 2 is measured with the inclusion particle having a major axis length of 100 ⁇ m or more as one inclusion particle group. To do.
  • Inclusion group B The inclusion group B specifically satisfies the following condition B.
  • Condition B The length of the long axis of the inclusion group is 20 ⁇ m or more and less than 100 ⁇ m.
  • the length of the long axis of the inclusion group B is 20 ⁇ m or more and less than 100 ⁇ m.
  • the length of the long axis is set to 20 ⁇ m or more.
  • Those whose major axis length exceeds 100 ⁇ m are considered as inclusion group A because they have a particularly large influence on the delayed fracture resistance.
  • the length of the long axis means the length of the inclusion group in the rolling direction.
  • the length of the long axis of the inclusion particles is 0.3 ⁇ m or more.
  • the reason why the length of the major axis is 0.3 ⁇ m or more is because inclusions of less than 0.3 ⁇ m have a small influence on the delayed fracture resistance even if they are aggregated.
  • the length of the long axis means the length of inclusion particles in the rolling direction.
  • the inclusion group B is composed of two or more inclusion particles, the shortest distance between the inclusion particles is 10 ⁇ m or less.
  • inclusion particles in a fan-shaped region of ⁇ 10 ° with respect to the rolling direction with the longitudinal end portion of the inclusion group as the center point are targeted (partly in the above region). If it is included, it is a target.)
  • the shortest distance between the particles is the shortest distance between the points on the outer periphery of each particle, and the shortest distance between the particles is the shortest distance between the outer peripheral points of the particles and the particles constituting the particles.
  • the shortest distance between the particle groups is the shortest distance between the particles of each particle group.
  • grains which comprise the inclusion group B and an existing state
  • the number density of the inclusion group B that satisfies the above conditions is 5 pieces / mm 2 or less.
  • the amount of the inclusion group B composed of MnS, oxides and nitrides is changed from the surface thickness layer portion to the thickness center portion, particularly the plate thickness. In the central part, it is necessary to reduce sufficiently.
  • the number density of such inclusion groups needs to be reduced to 5 pieces / mm 2 or less in order to suppress the occurrence of cracks from the shear end face.
  • it is 4 pieces / mm ⁇ 2 > or less.
  • inclusion group B is preferably 0 / mm 2 .
  • the number of inclusion groups per mm 2 is defined as one inclusion particle group having inclusions having a major axis length of 20 ⁇ m or more and less than 100 ⁇ m. Measure.
  • the relationship between delayed fracture resistance of shear end faces and inclusion particles As a result of detailed investigations, it has been found that, under annealing conditions that have been generally implemented so far, carbides mainly composed of Fe such as cementite are not completely dissolved, and a certain amount may remain. . Moreover, this carbide mainly composed of undissolved Fe, specifically, a coarse carbide mainly composed of Fe having an aspect ratio of 2.0 or less and a major axis length of 0.30 ⁇ m or more and 2 ⁇ m or less.
  • the reason why the aspect ratio is 2.0 or less and the length of the major axis is 0.30 ⁇ m or more and 2 ⁇ m or less is because the aspect ratio is 2.0 or less and the length of the major axis is 0.00. This is because it has been found that a coarse carbide mainly composed of Fe of 30 ⁇ m or more and 2 ⁇ m or less adversely affects the delayed fracture resistance of the shear end face.
  • carbides mainly composed of Fe are specifically Fe—C based carbides such as cementite ( ⁇ ), ⁇ , ⁇ , ⁇ , etc., and Mn, Si, B, Cr, Mo, etc. are included in these. Slightly dissolved.
  • main component refers to an element other than carbon, such as Fe, Mn, Si, B, Cr, and Mo, that contains 50 at% or more of Fe in the ratio.
  • Such carbide containing Fe as a main component needs to be reduced to 4000 pieces / mm 2 or less. Preferably it is 2000 pieces / mm ⁇ 2 > or less. More preferably, it is 1500 pieces / mm 2 or less. In addition, it is preferable that the carbide
  • fine carbides in the grains precipitated in the tempering process and film-like precipitates at the grain boundaries do not show black in the SEM reflected electron image, and thus are distinguished from carbides mainly composed of black Fe. Is possible.
  • Average old ⁇ particle size 6-15 ⁇ m
  • high-temperature annealing and appropriately coarsening the ⁇ grains are effective in improving delayed fracture resistance.
  • the average old ⁇ particle size is 6 to 15 ⁇ m.
  • the lower limit is preferably 7 ⁇ m or more, more preferably 8 ⁇ m or more, and further preferably 9 ⁇ m or more.
  • About an upper limit, 12 micrometers or less are preferable, More preferably, it is 10 micrometers or less.
  • the average old ⁇ particle size means the average particle size.
  • Carbides with a diameter of 10 to 200 nm distributed inside martensite and / or bainite 0.3 ⁇ 10 7 pieces / mm 2 or more Fine carbides distributed inside martensite and / or bainite precipitate mainly during the tempering process. It is a carbide mainly composed of Fe. 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. For this reason, it is preferable that the carbide having a diameter of 10 to 200 nm distributed inside the tempered martensite and / or bainite is 0.3 ⁇ 10 7 pieces / mm 2 or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but the upper limit is preferably about 0.7 to 10 ⁇ 10 7 pieces / mm 2 . Above this, the strength becomes too high and the delayed fracture resistance may deteriorate.
  • both martensite and bainite contain carbides having a diameter of 10 to 200 nm, the number of carbides is measured for both martensite and bainite.
  • the number of carbides having a diameter of 10 to 200 nm distributed inside the structure containing the carbide is measured, and the total area of martensite and bainite is measured. Calculate the density for.
  • carbides mainly composed of Fe are specifically Fe—C based carbides such as cementite ( ⁇ ), ⁇ , ⁇ , ⁇ , etc., and Mn, Si, B, Cr, Mo, etc. are included in these. Slightly dissolved.
  • main component refers to an element other than carbon, such as Fe, Mn, Si, B, Cr, and Mo, that contains 50 at% or more of Fe in the ratio.
  • the total area ratio of martensite and bainite and the area ratio of ferrite as the balance are determined by corroding the L cross section (vertical cross section parallel to the rolling direction) of the steel sheet with nital after polishing, and from the surface of the steel sheet to the thickness direction. In addition, it can be measured by observing four visual fields at a magnification of 2000 times with a SEM at a 1/4 thickness position, and analyzing the photographed tissue photograph.
  • martensite and bainite exhibit gray or white in the SEM
  • ferrite exhibits black contrast in the SEM. It should be noted that bainitic ferrite produced in a temperature range of more than 400 ° C.
  • martensite and bainite contain trace amounts of carbides, nitrides, sulfides and oxides, but it is difficult to exclude them, so the area ratio of the region including these is determined as martensite and bainite.
  • the area ratio of bainite is used. If residual ⁇ is present, the area ratio of martensite and bainite is obtained by subtracting the area ratio of residual ⁇ determined by X-ray diffraction from the area ratio of martensite and bainite determined by the above SEM observation. Determined by
  • bainite has the following characteristics. That is, it has a plate-like form with an aspect ratio of 2.5 or more, and has a slightly black structure as compared with martensite.
  • the width of the plate is 0.3 to 1.7 ⁇ m.
  • the distribution density of carbide having a diameter of 10 to 200 nm inside the bainite (hereinafter also referred to as carbide B) is 0 to 3 / ⁇ m 2 .
  • the area ratio of residual ⁇ was assumed to be equal to the volume ratio of residual ⁇ obtained by X-ray, and the value was used.
  • the volume ratio of the residual ⁇ is, for example, (200) (211) (220) plane of ⁇ and (200) of ⁇ by X-ray diffraction at a steel plate 1/4 thickness position using a K ⁇ X-ray source targeting Co. It can be obtained from the integrated intensity ratio of the (220) (311) plane.
  • the number density per 1 mm 2 of inclusion group A and inclusion group B is 1 / 5t to 4 from the surface layer of the steel sheet without corroding after polishing the L section (vertical section parallel to the rolling direction) of the steel sheet.
  • 5 mm area (t is the thickness of the steel sheet) that is, 1 mm 2 area in the area from the 1/5 thickness position to the plate thickness from the surface to the 1/5 thickness position on the back surface side can be obtained by measuring the number of such inclusion groups from the taken SEM photographs.
  • the measurement in the region of 1 / 5t to 4 / 5t from the surface layer of the steel sheet is that the inclusion groups A and B are less frequently present on the surface layer of the steel sheet, and especially in the vicinity of the center of the plate thickness.
  • the photograph is preferably measured by stretching it 2000 times. Since the inclusion group A is thinly formed in a film shape, it is difficult to identify when observing on a plane parallel to the rolling surface or when observing with an optical microscope, and the length is accurately determined similarly. It is also difficult to measure.
  • the SEM image is preferably a reflected electron image.
  • the magnification for photographing is preferably 1000 times.
  • the individual inclusion particles may be magnified 5000 times as appropriate, and the above inclusion group image may be determined.
  • the shortest distance between inclusion particles is the distance between surfaces as described above, and means the distance between surfaces that can be obtained from this image. Further, the measurement direction of the shortest distance is limited to the case where the rolling direction or the rolling direction is within ⁇ 10 degrees as described above.
  • the total length in the rolling direction of the inclusion group (the length of the long axis) is the inclusion particles located at both ends of the inclusion group in the rolling direction. It becomes the length in the rolling direction between the outer ends in the rolling direction.
  • 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 sulfides, Al, Ca, Mg, Si, Na oxides, Ti, Zr, Nb, Al nitrides, Ti, Nb, Zr, and Mo carbides. Many of these inclusions were formed in the casting process and then existed in an insoluble state during slab heating, and the rest were combined or close to them by subsequent hot rolling, winding and annealing. It is a deposit. Note that the inclusion particles do not include carbides mainly composed of Fe.
  • the number (distribution density) per 1 mm 2 of a carbide mainly composed of Fe having an aspect ratio of 2.0 or less and a major axis of 0.30 ⁇ m or more and 2 ⁇ m or less (hereinafter also referred to as carbide A) is After polishing the L cross-section (vertical cross-section parallel to the rolling direction) of the steel sheet, it is corroded without being corroded or very lightly with nital, and 15 times 5000 times using SEM at the 1/4 thickness position of the steel sheet thickness. Field of view can be taken and measured.
  • the aspect ratio is “major axis length / minor axis length”, and the minor axis direction and the major axis direction are orthogonal to each other on the observation surface.
  • the SEM image is preferably a reflected electron image
  • the carbide A is a black particle in the reflected electron image.
  • carbides having a diameter of 10 to 200 nm hereinafter also referred to as carbide B
  • carbide B distributed inside martensite and / or bainite, which will be described later, do not exhibit black in the reflected electron image, and therefore can be measured separately.
  • the carbide is mainly composed of Fe.
  • the average grain size of the prior ⁇ grains is determined by adding a chemical solution (for example, a saturated picric acid aqueous solution or ferric chloride to this) that corrodes the old ⁇ grain boundaries after polishing the L section (vertical section parallel to the rolling direction) of the steel sheet.
  • a chemical solution for example, a saturated picric acid aqueous solution or ferric chloride to this
  • the old ⁇ grain size can be measured by arbitrarily observing four fields of view at a magnification of 400 times with an optical microscope at a 1/4 thickness position of the thickness of the steel sheet.
  • the particle diameter can be measured by a cutting method using the obtained photograph.
  • the number (distribution density) of carbides having a diameter of 10 to 200 nm (hereinafter also referred to as carbide B) distributed inside martensite and / or bainite is determined by the sample corroded with nital used in the measurement of the area ratio of each phase. It can be measured using a photograph taken at 4 times the magnification of 10000 times with a secondary electron image of SEM at a 1/4 thickness position of the plate thickness of the steel plate and enlarged to a magnification of 25000 times. .
  • the carbide B is present in martensite and bainite grains and is white particles. Further, 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 plate thickness and the tensile strength TS are set to the following ranges.
  • Plate 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, and application to automobile parts becomes difficult.
  • the plate thickness is in the range of 0.5 to 2.6 mm.
  • the lower limit is preferably 0.6 mm or more, more preferably 0.8 mm or more.
  • the upper limit is preferably 2.0 mm or less, more preferably 1.8 mm or less.
  • Tensile strength TS 1320 MPa or more
  • the deterioration 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.
  • One of the features of the present invention is that the delayed fracture resistance of the shear end face is good even at 1320 MPa or more. For this reason, a steel sheet having a tensile strength of 1320 MPa or more is used here.
  • the steel plate of the present invention often has 2000 MPa or less or 1900 MPa or less.
  • the excellent delayed fracture resistance of the steel sheet of the present invention means “no fracture” when the delayed fracture characteristics evaluated in the examples are TS: 1320 MPa or more and less than 1500 MPa, and when TS: 1500 MPa or more and less than 1550 MPa, the delayed fracture time. If it is 24 hr or more, TS: 1550 MPa or more and less than 1670 MPa, the delayed fracture time is 6 hr or more, and if TS: 1670 MPa or more, the delayed fracture time is 1.0 hr or more.
  • the yield strength (YP) is often 800 MPa or more and 1500 MPa or less.
  • the total elongation (El) is often in the range of 5% to 15%.
  • the steel plate of the present invention may be a steel plate having a plating layer on the surface.
  • the plating layer may be Zn plating or other metal plating.
  • a hot dipped layer or an electroplated layer may be used.
  • a hot dip galvanized layer and an alloyed hot dip galvanized layer are preferable.
  • Slab heating temperature More than 1220 ° C
  • Hot rolling of steel slabs includes a method of rolling the slab after heating, a method of rolling directly without heating the slab after continuous casting, and heating the slab after continuous casting for a short time Examples of the method include rolling by applying a treatment.
  • the slab heating temperature is higher than 1220 ° C.
  • slab heating temperature surface temperature
  • slab heating temperature shall be over 1220 degreeC.
  • the upper limit of slab heating temperature is not specifically limited, Usually, it is 1400 degrees C or less.
  • the average heating rate during slab heating may be 5 to 15 ° C./min.
  • Slab soaking hold time 100 min or more Hold so that the holding time (soaking time) at a slab surface temperature of more than 1220 ° C. is 100 min or more.
  • the main cause of the inclusion group B remaining is that even if the slab heating temperature reaches the melting temperature of the inclusion, sufficient time cannot be secured and the dissolved state has reached equilibrium. It became clear that there was no cause.
  • Ensuring sufficient soaking time promotes solid solution of sulfides and carbonitrides and improves delayed fracture resistance. If it is less than 100 min, solid solution of Nb and Ti-based carbonitrides becomes insufficient, and they remain, and MnS precipitates with them as nuclei, so that delayed fracture resistance is deteriorated.
  • the upper limit of the holding time is not particularly limited, but is 250 min or less, more preferably 200 min or less. More preferably, it is 175 min or less.
  • the slab casting thickness is preferably in the range of 100 to 250 mm, particularly preferably 150 to 200 mm.
  • the cumulative rolling reduction at a 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%.
  • Finish rolling is preferably performed at a finish rolling temperature of 840 to 950 ° C., and then cooled to a temperature range of more than 450 ° C. to 630 ° C. at a cooling rate of 10 ° C./s to 200 ° C./s.
  • 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.
  • the coiling temperature is set to more than 450 ° C.
  • the coiling temperature (CT) is preferably as low as possible. Is preferably 530 ° C. or lower.
  • the wound coil is cooled with water while rotating 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. From the viewpoint of suppressing subsequent surface oxidation and non-uniform transformation after winding the coil in the temperature range from 450 ° C. to 630 ° C., the coil may be cooled with water or unwound and cooled with water or gas. . Such rapid cooling can reduce carbides mainly composed of Fe having an aspect ratio of 2.0 or less and a major axis of 0.30 ⁇ m to 2 ⁇ m.
  • 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 hot rolling 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 rolling reduction may be set to 20 to 75%, and the thickness of the steel sheet after cold rolling may be set to 0.5 to 2.6 mm.
  • the lower limit of the rolling reduction is preferably 30% or more, more preferably 40% or more.
  • the upper limit of the rolling reduction is preferably 72% or less, more preferably 70% or less.
  • the lower limit of the plate thickness is preferably 0.6 mm or more, more preferably 0.8 mm or more, and further preferably 1.0 mm or more.
  • the upper limit of the plate thickness is preferably 2.4 mm or less, more preferably 2.1 mm or less, and even more preferably 1.8 mm or less.
  • Annealing The steel sheet after the cold rolling is subjected to annealing and tempering treatment (including treatment for self-tempering) by continuous annealing (CAL), and then subjected to temper rolling as necessary.
  • the important thing here is (1) Ensuring the area ratio of predetermined martensite and bainite, (2) Reduction of undissolved carbides (carbides mainly composed of Fe having an aspect ratio of 2.0 or less and a major axis of 0.30 ⁇ m or more and 2 ⁇ m or less) (acceleration of solid solution of carbides during annealing), (3) maintenance of old ⁇ grains of appropriate diameter, (4) Fine dispersion of carbide in 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 2.0 or less and a major axis of 0.30 ⁇ m or more and 2 ⁇ m or less (The carbide A) is a carbide such as cementite particles remaining in an insoluble solution after annealing, and in order to sufficiently reduce such carbide, annealing is performed at a high temperature for a long time. Specifically, the annealing temperature: 860 It is necessary to soak at 150 ° C for 150 seconds or more. On the other hand, if the annealing temperature exceeds 910 ° C.
  • the old ⁇ grains become coarse, and the delayed fracture resistance is deteriorated.
  • it is soaked at an annealing temperature of 860 ° C. or more and 910 ° C. or less for 150 to 600 seconds. More preferably, it is soaked at an annealing temperature of 870 to 900 ° C. for 300 to 600 seconds.
  • the said annealing temperature and soaking time contribute to making the total area ratio of a martensite and a bainite into a desired range with the cooling conditions from the following annealing temperature.
  • the upper limit is not particularly limited, but is usually about 100 ° C./s.
  • Average cooling rate from 420 ° C. to 280 ° C. or lower 10 ° C./s or more Bainitic ferrite and fine lower bainite are formed when the cooling rate is slow in the temperature range of 420 ° C. to 280 ° C. and lowers strength. Further, the delayed fracture resistance is deteriorated due to an increase in residual ⁇ . Further, coarse carbides may be formed inside martensite and bainite. For this reason, the delayed fracture resistance may deteriorate. It is desirable to quickly cool this temperature range. Therefore, the average cooling rate from 420 ° C. to 280 ° C. or lower is set to 10 ° C./s or higher.
  • the average cooling rate is preferably 20 ° C./s or more, more preferably 70 ° C./s or more. Although an upper limit is not specifically limited, Usually, it is about 2000 degrees C / s. From the viewpoint of producing 1% or more of bainite, the average cooling rate from 420 ° C. to 280 ° C. is preferably 1000 ° C./s or less, or it is desirable to hold it in the temperature range of 280 ° C. to 230 ° C. for 5 seconds or more.
  • a reheating treatment is performed as necessary, and then the temperature is maintained at 120 to 280 ° C. for 15 seconds to 3 days.
  • a carbide having a diameter of 10 to 200 nm distributed inside martensite and / or bainite is a carbide generated during holding in a low temperature range after quenching, and this distribution density is 0.2 ⁇ 10 7 pieces / mm 2 or more.
  • reheat to 120 to 280 ° C and hold for 15 seconds to 3 days, or set the cooling stop temperature to 120 to 280 ° C and control the holding time to 15 seconds to 3 days It is advantageous to do so. It is also possible to reduce the cooling rate in the temperature range where the holding temperature is 280 ° C. or lower, or to achieve the above heat history by performing batch annealing after cooling to room temperature.
  • the holding temperature is less than 120 ° C. or the holding time is less than 15 seconds, the distribution density of carbide in martensite or bainite is reduced, and the effect of improving delayed fracture resistance is reduced.
  • the holding temperature exceeds 280 ° C., carbides are coarsened in the old ⁇ grains and in the old ⁇ grain boundaries, and the distribution density of carbides in martensite or bainite becomes insufficient.
  • the holding time is preferably 30 seconds or more and 5 hours or less.
  • temper rolling skin pass rolling
  • the skin pass elongation rate is preferably 0.05 to 0.6%.
  • the present steel sheet can be formed into a plated steel sheet by performing a hot dipping process during cooling after soaking in annealing, or by performing electroplating after soaking in annealing.
  • the plating type include Zn-based plating (Zn-based, Zn-Ni-based, Zn-Fe-based, etc.) and Al plating. After hot dip plating or electroplating, it is desirable to perform heat treatment in a temperature range of 280 ° C. or lower in order to reduce hydrogen that has entered the steel.
  • the obtained cold-rolled steel sheet was annealed in the continuous annealing line as the conditions shown in Table 2 (annealing temperature (AT), soaking time at a temperature of 860 ° C. to 910 ° C. (holding time 1)), The conditions shown in Table 2 for the average cooling rate from the annealing temperature to 420 ° C (primary cooling rate), and the conditions shown in Table 2 for the average cooling rate (secondary cooling rate) to the cooling stop temperature of 420 ° C to 280 ° C or lower. Cooled with. Tempering treatment was performed under the conditions of the cooling stop temperature shown in Table 2, or the holding temperature after reheating as necessary (holding temperature 2), and the holding time (holding time 2) shown in Table 2 at that temperature. (However, No.
  • 10 is an example of cooling to 100 ° C. without holding.
  • the time required for cooling is described in the item of holding time.
  • the temperature at which the cooling rate was less than 10 ° C./s was defined as the cooling stop temperature.
  • temper rolling with an elongation of 0.1% was performed to obtain a final steel plate.
  • the thickness of the obtained steel plate was in the range of 0.5 to 2.6 mm.
  • the steel sheet was immersed in a molten zinc plating bath at 480 ° C. in the cooling process to 420 ° C., then heated to 540 ° C. and held for 15 seconds to perform alloying treatment, and then alloyed and melted A galvanized steel sheet was obtained.
  • the steel sheet thus obtained was analyzed and measured for the steel structure by the method described above.
  • Tensile test The tensile test was performed by cutting out a JIS No. 5 tensile test piece in the width direction at 1/4 position of the coil width so that the direction perpendicular to the rolling direction was the longitudinal direction, and conducting the tensile test in accordance with JIS Z2241. Yield strength (YP), tensile strength (TS), and elongation (El) were evaluated.
  • the delayed fracture resistance was evaluated as follows. That is, strip specimens having a rolling perpendicular direction: 100 mm and a rolling direction: 30 mm were collected from a 1/4 position of the coil width in the width direction of the obtained steel plate (coil). The end face on the long side with a length of 100 mm is cut out by shearing, and in the state of shearing (without machining to remove burrs), bending is performed so that the burrs are on the bending outer side. did. Shearing clearance was 13% and rake angle was 2 degrees.
  • the bending angle was 90 degrees (V-bending).
  • the punch has a U-shape (the tip R portion is semicircular and the punch body has a thickness of 2R), and the die has a corner R of 30 mm. The depth at which the punch pushed the steel plate was adjusted, and the tip was bent so that the bending angle was 90 degrees (V-shaped).
  • test piece Tighten the test piece with a hydraulic jack so that it has the same shape as in bending (to cancel out the opening of the straight piece by springback) And tightened with bolts in that state.
  • the bolt was fixed in advance through an elliptical hole (short axis 10 mm, long axis 15 mm) provided 10 mm inside from the short side edge of the strip test piece.
  • the obtained specimens after bolting are immersed in 1 L or more of hydrochloric acid (hydrogen chloride aqueous solution) having a pH of 1 L or more, and the delayed fracture resistance is evaluated by controlling the pH at a constant temperature under the condition of aqueous solution temperature: 20 ° C. The test was conducted.
  • hydrochloric acid hydrogen chloride aqueous solution
  • microcrack initial state of delayed fracture
  • the time from the start of immersion of the test piece to the start of microcracking is delayed.
  • no microcracks were observed after 200 hours from the start of immersion of the test piece, it was judged as “no breakage”.
  • a plate having a rolling direction of 300 mm ⁇ a perpendicular direction of rolling of 300 mm is collected, the surface Zn layer is dissolved and removed with diluted hydrochloric acid, and stored at room temperature for 1 day (dehydrogenation treatment). Samples were collected and prepared for delayed fracture evaluation.
  • TS when TS is 1320 MPa or more and less than 1500 MPa, “no fracture”, when TS is 1500 MPa or more and less than 1550 MPa, delayed fracture time is 24 hours or more, when TS is 1550 MPa or more and less than 1670 MPa, delayed fracture time is 6 hours or more, and when TS is 1670 MPa or more, delayed fracture If the time was 1.0 hr or more, it was judged that the delayed fracture resistance was excellent.
  • inclusion group A and inclusion group B including inclusion particles having a major axis length of less than 0.3 ⁇ m
  • inclusion group A also includes those in which the shortest distance between inclusion particles exceeds 30 ⁇ m.
  • the minimum distance between inclusion particles exceeds 10 ⁇ m is also defined as inclusion group B, the relationship between the number density of inclusion groups and the delayed fracture resistance improvement effect was not clear. .

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Abstract

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。　特定の成分組成と、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９０％超１００％以下であり、特定の条件を満たす介在物群Ａが２個／ｍｍ２以下および特定の条件を満たす介在物群Ｂが５個／ｍｍ２以下で存在し、アスペクト比が２．０以下であり、長軸が０．３０μm以上２μm以下である、Ｆｅを主成分とする炭化物が４０００個／ｍｍ２以下で存在し、平均旧γ粒径が６～１５μｍである鋼組織と、を有する鋼板とする。

Description

鋼板およびその製造方法
　本発明は、鋼板およびその製造方法に関する。特に、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鋼板に関する。
　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、質量％または質量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（鋼組織）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壊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引張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い。
　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（鋼組織）、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、せん断端面の耐遅れ破壊特性に優れる鋼板、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。
　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に支配されており、特に、ＴＳ≧１３２０ＭＰａ級の高強度鋼板においては、長軸長さが１００μｍ以上の巨大な介在物群（介在物群Ａ）が、せん断端面内部での局所的な歪や残留応力を増加させ、遅れ破壊の起点・伝播経路となり、その特性に悪影響を及ぼす。
　この介在物群Ａは、ＭｎＳ、Ａｌ２Ｏ３、（Ａｌ，Ｃａ）－Ｏを主とした介在物群であり、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Ａの低減が必要である。特に、板厚が０．５～２．６ｍｍの薄鋼板では、板厚中央のＭｎ中心偏析部で３００μｍ以上にわたり点列状に並んだ介在物群Ａ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Ａの低減が重要である。この介在物群Ａは、Ｍｎを極力低減した上でＳを少なくとも１０質量ｐｐｍ未満、好ましくは６質量ｐｐｍ以下に低減することで低減される。
　ｉｉ）Ｎｂ、Ｔｉの微量添加で耐遅れ破壊特性は顕著に改善する。しかしながら、Ｃ≧０．１３％の鋼では、これらの添加量が多い場合や複合して添加される場合に耐遅れ破壊特性が顕著に劣化する場合が認められた。Ｃ≧０．１３％の鋼では、長軸長さが２０μｍ以上１００μｍ未満の比較的大きな介在物群（介在物群Ｂ）が残存し、介在物群Ｂも介在物群Ａと同様に、悪影響を及ぼすと考えられる。この介在物群Ｂは、クラスター状に分布したＮｂ（Ｃ，Ｎ）、（Ｎｂ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）、Ｔｉ（Ｃ，Ｓ）やそれを核にＭｎＳが複合析出した介在物である。Ｍｎ≧１．８％では、Ｍｎのミクロ偏析およびマクロ偏析が一定量生じており、その偏析箇所でこれらが複合して生成しやすくなるので、Ｍｎ偏析そのものの悪影響やＭｎＳの複合析出と相まって、単純にＮｂ（Ｃ，Ｎ）、（Ｎｂ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）、Ｔｉ（Ｃ，Ｓ）が析出した場合と比べて、この介在物群Ｂによる悪影響は著しく大きくなる。
　これに対して、Ｎｂ、Ｔｉの含有量を特定の範囲に制御し、スラブ加熱温度と時間を厳密に制御すること、さらにＮ、Ｓ含有量を極限まで低減することでＮｂ、Ｔｉを添加した鋼であっても介在物の悪影響が軽減され、耐遅れ破壊特性が大幅に向上する。また、Ｎｂ、Ｔｉを添加した鋼板をＣＡＬ、ＣＧＬ等の連続焼鈍工程で高温焼鈍してγ粒を成長させることで耐遅れ破壊特性が改善される。
　ｉｉｉ）固溶Ｂの残存により、耐遅れ破壊特性は顕著に改善する。しかしながら、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、とりわけ固溶Ｂを残存させた鋼では、焼鈍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。この炭化物の低減には、連続焼鈍（ＣＡＬ）工程で高温・長時間焼鈍することが有効である。
　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：０．１３～０．４０％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．８～４％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００１０％未満、ｓｏｌ.Ａｌ：０．２％以下、Ｎ：０．００６０％未満、Ｂ：０．０００３％以上０．００３５％未満、Ｏ：０．００２０％未満を含有するとともに、さらに、Ｎｂ：０．００２％以上０．０３５％未満、Ｔｉ：０．００２％以上０．０４０％未満の１種または２種を（１）式、（２）式を満たすように含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、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９０％超１００％以下であり、平均旧γ粒径が６～１５μｍであり、下記条件Ａを満たす介在物群Ａが２個／ｍｍ２以下および下記条件Ｂを満たす介在物群Ｂが５個／ｍｍ２以下で存在し、アスペクト比が２．０以下であり、長軸が０．３０μｍ以上２μｍ以下である、Ｆｅを主成分とする炭化物が４０００個／ｍｍ２以下で存在する鋼組織と、を有し、板厚が０．５～２．６ｍｍであり、引張強度が１３２０ＭＰａ以上である鋼板。
［％Ｔｉ］＋［％Ｎｂ］＞０．００７・・・（１）式
［％Ｔｉ］×［％Ｎｂ］２＜７．５×１０－６・・・（２）式
ここで、［％Ｎｂ］、［％Ｔｉ］はＮｂ、Ｔｉの含有量（質量％）を表す。
（条件Ａ）
（ｉ）介在物群の長軸の長さが１００μｍ以上である。
（ｉｉ）１個以上の介在物粒子から構成され、介在物粒子の長軸長さは０．３μｍ以上であり、２個以上の介在物粒子から構成される場合に介在物粒子間の最短距離が３０μｍ以下である。
（条件Ｂ）
（ｉ）介在物群の長軸の長さが２０μｍ以上１００μｍ未満である。
（ｉｉ）１個以上の介在物粒子から構成され、介在物粒子の長軸長さは０．３μｍ以上であり、２個以上の介在物粒子から構成される場合介在物粒子間の最短距離が１０μｍ以下である。
　［２］前記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１０～２００ｎｍの炭化物が、０．３×１０７個／ｍｍ2以上で存在する［１］に記載の鋼板。
　［３］残留γの組織全体に対する面積率が５％未満である［１］または［２］に記載の鋼板。
　［４］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［１］～［３］のいずれかに記載の鋼板。
　［５］前記成分組成が、さらに質量％で、Ｃｒ：０．０１～１．０％、Ｍｏ：０．０１～０．５％、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［１］～［４］のいずれかに記載の鋼板。
　［６］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、［１］～［５］のいずれかに記載の鋼板。
　［７］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［１］～［６］のいずれかに記載の鋼板。
　［８］表面にめっき層を有する［１］～［７］のいずれかに記載の鋼板。
　［９］［１］、［４］～［７］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：１２２０℃超として１００ｍｉｎ以上均熱時保持した後に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、該冷延鋼板を、８６０℃以上９１０℃以下の焼鈍温度で１５０～６００秒均熱し、焼鈍温度から４２０℃まで２℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却したのち、４２０℃から２８０℃以下の温度まで１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する焼鈍を行う鋼板の製造方法。
　［１０］前記焼鈍は、２８０℃以下の温度まで冷却する前記冷却をした後に、必要に応じて再加熱を行い１２０～２８０℃の温度域で１５秒～３日間保持し、その後室温まで冷却する焼鈍である［９］に記載の鋼板の製造方法。
　［１１］前記焼鈍の焼鈍温度から４２０℃まで２℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する過程でめっき浴に浸漬してめっき処理を行う［９］または［１０］に記載の鋼板の製造方法。
　［１２］前記めっき処理のめっき浴浸漬後に４８０～６００℃に加熱して合金化処理する［１１］に記載の鋼板の製造方法。
　本発明によれば、板厚：０．５～２．６ｍｍでかつ引張強度（ＴＳ）：１３２０ＭＰａ以上の高強度を有し、耐遅れ破壊特性、特に、せん断端面の耐遅れ破壊特性に優れる鋼板が得られる。また、本発明の鋼板は、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に寄与し、さらにはコスト削減にも寄与する。
　以下、本発明の実施形態を具体的に説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　まず、本発明の鋼板における成分組成について説明する。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：０．１３％以上０．４０％以下（０．１３～０．４０％）
　Ｃは、焼入れ性を向上させる元素であり、所定の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、これらの組織の強度を上昇させ、ＴＳ≧１３２０ＭＰａを確保する観点から、必要である。また、マルテンサイトおよびベイナイトの内部に水素のトラップサイトとなる微細な炭化物を生成させ、耐遅れ破壊特性を向上させる作用を有する。ここで、Ｃ含有量が０．１３％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。好ましくは０．１４％以上、より好ましくは０．１６％以上である。一方、Ｃ含有量が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。好ましくは０．３０％以下、より好ましくは０．２５％以下である。以上より、Ｃ含有量は０．１３～０．４０％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含有量は０．１７％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含有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％以上含有することが望ましい。好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．２０％以上である。一方、Ｓｉ含有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が劣化する。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含有量は１．５％以下とする。好ましくは１．２％以下、より好ましくは１．０％以下である。なお、Ｓｉ含有量は０％であってもよい。
　Ｍｎ：１．８～４％
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させ、所定の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含有量が１．８％未満では、ガスやミストで冷却する焼鈍ラインにおいて、冷却中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。フェライト生成を抑制するためにＭｎは１．８％以上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含有量が４％を超えると、Ｓを極限まで低減しても板厚中央部での巨大な介在物群ＡおよびＢの数と大きさが増加し、せん断端面の耐遅れ破壊特性が著しく劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は１．８～４％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含有量は１．８％以上３．２％以下とすることが好ましく、１．８％以上２．８％以下とすることがさらに好ましい。
　また、フェライトの生成を抑制して耐遅れ破壊特性を改善する観点からは、Ｍｎは１．９％以上、さらに２．３％以上とすることが好ましい。
　Ｐ：０．０２％以下
　Ｐは、鋼を強化する元素であるが、その含有量が多いと耐遅れ破壊特性やスポット溶接性が著しく劣化する。したがって、Ｐ含有量は０．０２％以下とする。好ましくは０．０１０％以下である。溶接部の耐遅れ破壊特性を改善する観点からはＰは０．００５％以下とすることがさらに好ましい。なお、Ｐ含有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０．００２％程度である。
　Ｓ：０．００１０％未満
　Ｓ含有量は、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、熱間圧延で圧延とともに伸ばされ、また冷間圧延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もの長さに達する介在物群（介在物群Ａ、Ｂ）を形成する。また、Ｎｂ、Ｔｉを添加した鋼でＮｂ（Ｃ，Ｎ）、（Ｎｂ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）等がスラブ加熱時に残存していると、その周囲に複合してＭｎＳが生成するので、その結果、２０μｍ以上１００μｍ未満の長さの介在物群（介在物群Ｂ）の形成を助長し、しかもＮｂ（Ｃ，Ｎ）等と比べてＭｎＳが周囲を覆うことで母相との剥離強度の低下をもたらして遅れ破壊を著しく悪化させる。本発明の薄鋼板の場合、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偏析部に巨大な介在物群Ａが形成される。その結果、Ｍｎ偏析と相まって耐遅れ破壊特性に特に悪影響を与える。この介在物群Ａによる弊害を軽減するために、Ｓ含有量は０．００１０％未満とする必要がある。好ましくは０．０００６％以下、さらに好ましくは０．０００４％以下である。なお、Ｓ含有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含有量は０．０１％以上とすることが望ましい。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が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含有量は０．２％以下とする。好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０５％以下である。
　Ｎ：０．００６０％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。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の析出核となりＭｎＳとともに点列状に分布して巨大な介在物群（介在物群Ｂ）を形成することで、耐遅れ破壊特性を劣化させる。このような介在物群の生成を抑制するため、Ｎ含有量は０．００６０％未満とする必要がある。好ましくは０．００４５％以下、より好ましくは０．００４０％以下である。なお、Ｎ含有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。
　Ｂ：０．０００３％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、所定の面積率のマルテンサイトおよび／またはベイナイトを生成させる利点を有する。また、固溶Ｂの残存により耐遅れ破壊特性は向上する。このようなＢの効果を得るには、Ｂを０．０００３％以上含有させる必要がある。また、０．０００５％以上含有させることがより好ましい。さらに好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｂ含有量が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。好ましくは０．００３０％以下、さらに好ましくは０．００２５％以下である。以上より、Ｂ含有量は０．０００３％以上０．００３５％未満とする。
　Ｏ：０．００２０％未満
　Ｏは、鋼中で直径１～２０μｍのＡｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２、ＣａＯ、ＭｇＯ、（Ａｌ,Ｃａ）－Ｏ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含有量は０．００２０％未満とする必要がある。好ましくは０．００１５％以下、より好ましくは０．００１０％以下である。なお、Ｏ含有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。
　本発明ではＮｂおよびＴｉの少なくとも１種を含む。Ｎｂ含有量が下記の下限値未満（０．００２％未満）であっても、Ｔｉが下記の本発明範囲内にあり、（１）式および（２）式を満たす場合、Ｎｂを不可避的不純物として含むものとする。Ｔｉ含有量が下記の下限値未満（０．００２％未満）であっても、Ｎｂが下記の本発明範囲内にあり、（１）式および（２）式を満たす場合、Ｔｉを不可避的不純物として含むものとする。したがって、これらはいずれも本発明範囲である。
　Ｎｂ：０．００２％以上０．０３５％未満
　Ｎｂは、旧γ粒の微細化や、それによるマルテンサイトおよびベイナイトの内部構造の微細化、水素トラップサイトとなる微細析出物の形成、集合組織の形成を通じて、微量添加であっても高強度化とともに耐遅れ破壊特性の改善に顕著に寄与する。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。より好ましくは０．００４％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。しかし、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、それにＭｎＳが複合析出することで、著しくせん断端面の耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、Ｎｂは０．０３５％未満とする必要がある。好ましくは０．０３０％以下、さらに好ましくは０．０２０％以下である。
　Ｔｉ：０．００２％以上０．０４０％未満
　Ｔｉは、旧γ粒の微細化や、それによるマルテンサイトおよびベイナイトの内部構造の微細化、水素トラップサイトとなる微細析出物の形成、集合組織の形成を通じて、微量添加であっても高強度化かつ耐遅れ破壊特性の改善に顕著に寄与する。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％以上含有させることが望ましい。より好ましくは０．００４％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。ただし、Ｔｉを多量に含有すると、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、それにＭｎＳが複合析出することで、せん断端面の耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、Ｔｉを０．０４０％未満で含有することが望ましい。好ましくは０．０３０％以下、さらに好ましくは０．０２０％以下である。
　［％Ｔｉ］＋［％Ｎｂ］：０．００７％超
　Ｎｂ、Ｔｉは耐遅れ破壊特性を改善する元素であり、これらの効果を得るためには、少なくともこれらの含有量を合計で０．００７％超とする必要がある。好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０１５％以上である。上限については０．０６０％以下が好ましく、より好ましくは０．０５０％以下、さらに好ましくは０．０４０％以下である。なお、［％Ｎｂ］、［％Ｔｉ］はＮｂ、Ｔｉの含有量（質量％）を表す。
　［％Ｔｉ］×［％Ｎｂ］２：７．５×１０－６未満
　Ｎｂ、Ｔｉの含有量が過剰になると、介在物群Ｂの形成を通じて耐遅れ破壊特性が著しく劣化する。特に、ＮｂとＴｉが複合して添加される場合は析出物が安定化して粗大な介在物として残存しやすく耐遅れ破壊特性が著しく劣化する。したがって、これらの添加量は厳密に制御されなければならない。その悪影響を低減するには、これらの含有量を［％Ｔｉ］×［％Ｎｂ］２＜７．５×１０－６の範囲に制御する必要がある。［％Ｔｉ］×［％Ｎｂ］２≦５．０×１０－６が好ましく、より好ましくは［％Ｔｉ］×［％Ｎｂ］２≦３．０×１０－６である。また、［％Ｔｉ］×［％Ｎｂ］２≧０．０５×１０－６であることが多い。なお、［％Ｎｂ］、［％Ｔｉ］はＮｂ、Ｔｉの含有量（質量％）を表す。
　以上、基本成分について説明したが、本発明の鋼板は、以下の任意元素を適宜含有することができる。
　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種を含有してもよい。
　Ｃｕ：０．００５～１％
　Ｃｕは、自動車の使用環境での耐食性を向上させる。また、Ｃｕの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。Ｃｕは、スクラップを原料として活用するときに混入する元素であり、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。より好ましくは０．１０％以上である。しかしながら、Ｃｕ含有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含有量は１％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．５０％以下、さらに好ましくは０．３０％以下である。
　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。より好ましくは０．０２％以上であり、さらに好ましくは０．０４％以上である。しかし、Ｎｉ含有量が多くなりすぎると、加熱炉内でのスケール生成が不均一になり、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含有量は１％以下とする。より好ましくは０．５０％以下、さらに好ましくは０．２０％以下である。
　さらに質量％で、Ｃｒ：０．０１～１．０％、Ｍｏ：０．０１～０．５％、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種以上を含有してもよい。
　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。より好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。しかしながら、Ｃｒ含有量が１．０％を超えると、焼鈍時のセメンタイトの固溶速度を遅延させ、未固溶のセメンタイトなどのＦｅを主成分とする炭化物が残存することでせん断端面の耐遅れ破壊特性が劣化する。また、耐孔食性、さらには化成処理性が劣化する。したがって、Ｃｒ含有量は０．０１～１．０％とすることが望ましい。なお、Ｃｒ含有量が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含有量は０．２％以下とすることがより好ましい。
　Ｍｏ：０．０１％以上０．５％以下
　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並びにマルテンサイトおよびベイナ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、０．０１％以上含有させることが望ましい。より好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．０５％以上である。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．５％を超えると、化成処理性が著しく劣化する。好ましくは０．２％以下である。以上より、Ｍｏ含有量は０．０１％以上０．５％以下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マルテンサイトやベイナ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、０．００３％以上含有させることが望ましい。より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．００７％以上である。しかしながら、Ｖ含有量が０．５％を超えると、鋳造性が著しく劣化する。より好ましくは０．２０％以下、さらに好ましくは０．０９％以下である。最も好ましくは０．０１％以下である。以上より、Ｖ含有量は０．００３～０．５％とすることが望ましい。
　Ｚｒ：０．００５～０．２％
　Ｚｒ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マルテンサイトやベイナ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、０．００５％以上で含有させることが望ましい。より好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０２０％以上である。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が劣化する。このため、Ｚｒ含有量は０．２％以下が望ましい。より好ましくは０．１％以下、さらに好ましくは０．０５％以下である。
　Ｗ：０．００５～０．２％
　Ｗ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マルテンサイトやベイナ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、０．００５％以上で含有させることが望ましい。より好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０３０％以上である。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ＷＮやＷＳ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が劣化する。このため、Ｗ含有量は０．２％以下で含有させることが望ましい。より好ましくは０．１％以下である。
　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種以上を含有してもよい。
　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含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．０００８％以上である。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含有量は０．００３０％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．００２０％以下、さらに好ましくは０．００１５％以下である。
　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含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００３％以上、さらに好ましくは０．０００５％以上である。ただし、Ｃｅを多量に添加すると表面品質や曲げ性が劣化するので、Ｃｅ含有量は０．００３０％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．００２０％以下、さらに好ましくは０．００１５％以下である。
　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含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上である。ただし、Ｌａを多量に添加すると表面品質や曲げ性が劣化するので、Ｌａ含有量は０．００３０％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．００２０％以下、さらに好ましくは０．００１５％以下である。
　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含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．００１０％以上、さらに好ましくは０．００１５％以上である。ただし、Ｍｇを多量に添加すると表面品質や曲げ性が劣化するので、Ｍｇ含有量は０．００３０％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．００２５％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。
　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種を含有してもよい。
　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の表層における含有量の低減を抑制する。また、ＣやＢの含有量の上記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、高強度化するとともに、耐遅れ破壊特性が改善する。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。より好ましくは０．００４％以上、さらに好ましくは０．００６％以上である。ただし、Ｓｂを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。より好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０２％以下である。
　Ｓｎ：０．００２～０．１％
　Ｓｎは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、それによるＣやＢの表層における含有量の低減を抑制する。また、ＣやＢの含有量の上記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、高強度化するとともに、耐遅れ破壊特性が改善する。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。好ましくは０．００３％以上である。ただし、Ｓｎを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。より好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０１％以下である。
　なお、上記以外の成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。また、上記任意元素を下限値未満で含む場合、上記任意元素を不可避的不純物として含むものとする。
　　次に、本発明の鋼板における鋼組織について、説明する。
　　マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率：９０％超１００％以下
　ＴＳ≧１３２０ＭＰａの高強度と優れた耐遅れ破壊特性を両立するため、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９０％超とする。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）のいずれかが多くなり、耐遅れ破壊特性が劣化する。好ましくは９２％以上、より好ましくは９４％以上、さらに好ましくは９６％以上である。なお、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％であることが好ましい。なお、本発明の鋼組織は、マルテンサイトおよびベイナイトの両者を含む。ベイナイトは、延性向上に寄与するので、１～２５％含有するのが好ましい。
　なお、マルテンサイトおよびベイナイト以外の残部は、フェライト、残留γなどとなる。上記以外に非金属介在物、セメンタイトも構成組織として含まれるが、これらの面積率は非常に少ないので、これらの面積率は除外して評価する。残留γの面積率は特に規定しないが、残留γは耐遅れ破壊特性を劣化させるため、その面積率は５％未満とすることが望ましい。
　介在物群Ａ
　介在物群Ａは、具体的には以下の条件Ａを満たす。
（条件Ａ）
（ｉ）介在物群の長軸の長さが１００μｍ以上である。
（ｉｉ）１個以上の介在物粒子から構成され、介在物粒子の長軸長さは０．３μｍ以上であり、２個以上の介在物粒子から構成される場合に介在物粒子間の最短距離が３０μｍ以下である。
　条件（ｉ）
　介在物群Ａの長軸の長さは１００μｍ以上である。長軸の長さが１００μｍ以上の介在物群は、耐遅れ破壊特性に大きな悪影響を与えるため、後述する介在物群Ｂとは区別して考慮する必要がある。
　条件（ｉｉ）
　介在物群Ａを構成する介在物粒子の長軸の長さは、０．３μｍ以上である。上記長軸の長さが０．３μｍ以上であるものに着目するのは、０．３μｍ未満の介在物粒子は、それらが集合したとしても耐遅れ破壊特性への悪影響が小さいためである。これは、介在物群Ａの存在頻度が少なく、それ未満の大きさでは亀裂が連結して伸展しにくいためである。また、長軸の長さは、圧延方向における介在物粒子の長さを意味する。
　介在物群Ａが２個以上の介在物粒子から構成される場合、介在物粒子間の最短距離が３０μｍ以下である。条件（ｉ）を満たす介在物群について、このように介在物群を定義することで、耐遅れ破壊特性に影響を与える介在物群が適切に表現され、この定義に基づく介在物群の単位面積（ｍｍ２）当たりの個数を調整することで、耐遅れ破壊特性を改善できる。最短距離は、介在物粒子の長手方向端部を中心点とした圧延方向に対して±１０°の扇形状の領域にある介在物粒子を対象とする（一部が上記領域に含まれる場合には対象とする。）。なお、粒子間の最短距離は各粒子の外周上の点同士の最短距離である。
　介在物群Ａを構成する介在物粒子の形状、存在状態については、特に限定されないが、本発明においては、通常、圧延方向に伸展した介在物粒子であったり、圧延方向に点列状に分布した介在物であったりする。「圧延方向に点列状に分布した介在物粒子」とは、圧延方向に点列状に分布した２個以上の介在物粒子から構成されるものを指す。圧延方向に点列状に分布とは、例えば、圧延方向に延びる介在物が、冷間圧延の際に分割されて点列状に分布したものと同様の分布状態である。なお、これは分布状態の説明であり、冷間圧延で分割されて点列状に分布したものに限定する意味ではない。
　本発明では、以上の条件を満たす介在物群Ａの個数密度（分布密度）が、２個／ｍｍ２以下である。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２個／ｍｍ２以下に低減する必要がある。好ましくは０個／ｍｍ２とすることである。なお、１個の介在物粒子から構成される場合には、長軸の長さが１００μｍ以上である介在物粒子を１個の介在物粒子群として、１ｍｍ２当たりの介在物群の個数を測定する。
　介在物群Ｂ
　介在物群Ｂは、具体的には以下の条件Ｂを満たす。
（条件Ｂ）
（ｉ）介在物群の長軸の長さが２０μｍ以上１００μｍ未満である。
（ｉｉ）１個以上の介在物粒子から構成され、介在物粒子の長軸長さは０．３μｍ以上であり、２個以上の介在物粒子から構成される場合介在物粒子間の最短距離が１０μｍ以下である。
　条件（ｉ）
　介在物群Ｂの長軸の長さは２０μｍ以上１００μｍ未満である。長軸の長さが２０μｍ未満の場合、耐遅れ破壊特性への悪影響が小さいので、２０μｍ以上とする。長軸長さが１００μｍを超えるものは、耐遅れ破壊特性への影響が特に大きいため、介在物群Ａとして考慮する。長軸の長さは、圧延方向における介在物群の長さを意味する。
　条件（ｉｉ）
　介在物粒子の長軸の長さが０．３μｍ以上である。上記長軸の長さが０．３μｍ以上であるものに着目するのは、０．３μｍ未満の介在物は、それらが集合したとしても耐遅れ破壊特性への影響が小さいためである。また、長軸の長さは、圧延方向における介在物粒子の長さを意味する。介在物群Ｂが２個以上の介在物粒子から構成される場合には、介在物粒子間の最短距離が１０μｍ以下である。条件（ｉ）を満たす介在物群について、このように介在物群を定義することで、耐遅れ破壊特性に影響を与える介在物群が適切に表現され、この定義に基づく介在物群の単位面積（ｍｍ２）当たりの個数を調整することで、耐遅れ破壊特性を改善できる。なお、最短距離の測定においては、介在物群の長手方向端部を中心点とした圧延方向に対して±１０°の扇形状の領域にある介在物粒子を対象とする（一部が上記領域に含まれる場合には対象とする。）。粒子間の最短距離は各粒子の外周上の点同士の最短距離であり、粒子群と粒子との間の最短距離は粒子の外周状の点と粒子群を構成する粒子との間の最短距離であり、粒子群間の最短距離は各粒子群の粒子同士の最短距離である。
　なお、介在物群Ｂを構成する介在物粒子の形状、存在状態については、特に限定されないが、本発明においては、通常、介在物群Ａの場合と同様に、圧延方向に伸展した介在物粒子であったり、圧延方向に点列状に分布した介在物であったりする。
　本発明では、以上の条件を満たす介在物群Ｂの個数密度が、５個／ｍｍ２以下である。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Ｂの量を板厚表層部～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、かような介在物群の個数密度は５個／ｍｍ２以下に低減する必要がある。好ましくは４個／ｍｍ２以下である。さらに好ましくは３個／ｍｍ２以下である。なお、このような介在物群Ｂは、０個／ｍｍ２とするのが好ましい。また、１個の介在物粒子から構成される場合には、長軸の長さが２０μｍ以上１００μｍ未満である介在物粒子を１個の介在物粒子群として、１ｍｍ２当たりの介在物群の個数を測定する。
　アスペクト比が２．０以下であり、長軸が０．３０μｍ以上２μｍ以下である、Ｆｅを主成分とする炭化物：４０００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２．０以下、長軸の長さが０．３０μｍ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、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形態を呈するものである。
　ここで、アスペクト比が２．０以下のもの、長軸の長さが０．３０μｍ以上２μｍ以下であるものに着目する理由は、アスペクト比が２．０以下、長軸の長さが０．３０μｍ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からである。
　また、Ｆｅを主成分とする炭化物とは、具体的にはセメンタイト（θ）、η、χ、ε等のＦｅ－Ｃ系の炭化物であり、これらにＭｎ、Ｓｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ等がわずかに固溶したものである。また、「主成分」とは炭素以外のＦｅ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ等の元素に関し、それらの割合においてＦｅを５０ａｔ％以上含むことを意味する。
　かようなＦｅを主成分とする炭化物は、４０００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。さらに好ましくは１５００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とするのが好ましい。
　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。
　平均旧γ粒径：６～１５μｍ
　ＮｂやＴｉを添加した鋼では、高温焼鈍を行い、γ粒を適度に粗大化することが耐遅れ破壊特性の改善に有効である。このメカニズムは明らかではないが、高温焼鈍してγ粒を成長させることで耐遅れ破壊特性の改善に有利な集合組織が発達することが考えられる。耐遅れ破壊特性改善の観点から、平均旧γ粒径は、６～１５μｍとする。下限について好ましくは７μｍ以上、より好ましくは８μｍ以上、さらに好ましくは９μｍ以上である。上限については１２μｍ以下が好ましく、より好ましくは１０μｍ以下である。なお、平均旧γ粒径は平均粒径を意味する。
　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１０～２００ｎｍの炭化物：０．３×１０７個／ｍｍ２以上
　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１０～２００ｎｍの炭化物は０．３×１０７個／ｍｍ２以上とすることが好ましい。より好ましくは０．５×１０７個／ｍｍ２以上、さらに好ましくは０．７×１０７個／ｍｍ２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、上限を０．７～１０×１０７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場合がある。また、マルテンサイトおよびベイナイトのいずれにも、直径１０～２００ｎｍの炭化物が含まれる場合には、マルテンサイトおよびベイナイトの両方について上記炭化物の個数を測定する。マルテンサイトおよびベイナイトのいずれかにしか上記炭化物が含まれない場合には、炭化物が含まれる組織の内部に分布する直径１０～２００ｎｍの炭化物の個数を測定し、これについてマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積に対する密度を計算する。
　また、Ｆｅを主成分とする炭化物とは、具体的にはセメンタイト（θ）、η、χ、ε等のＦｅ－Ｃ系の炭化物であり、これらにＭｎ、Ｓｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ等がわずかに固溶したものである。また、「主成分」とは炭素以外のＦｅ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｂ、Ｃｒ、Ｍｏ等の元素に関し、それらの割合においてＦｅを５０ａｔ％以上含むことを意味する。
　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、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、鋼板の表面から板厚方向に１／４厚み位置においてＳＥＭで２０００倍の倍率にて４視野観察し、撮影した組織写真を画像解析して測定することができる。ここで、マルテンサイトおよびベイナイトはＳＥＭでは灰色もしくは白色を呈し、フェライトは、ＳＥＭで黒色のコントラストを呈する。なお、４００℃超の温度域で生成するベイニティックフェライトはその内部に転位を僅かしか含まず、特性はフェライトとほぼ等しいので、これはフェライトとして計測する。また、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、マルテンサイトおよびベイナイトの面積率とする。また、残留γが存在する場合は、マルテンサイトおよびベイナイトの面積率は、上記のＳＥＭ観察により求められたマルテンサイトおよびベイナイトの面積率からＸ線回折により求められた残留γの面積率を差し引くことにより求めた。
　ここで、ベイナイトは以下の特徴を有する。すなわち、アスペクト比が２．５以上でプレート状の形態を呈しており、マルテンサイトとくらべるとやや黒色の組織である。プレートの幅は０．３～１．７μｍである。ベイナイトの内部の直径１０～２００ｎｍの炭化物（以下、炭化物Ｂともいう）の分布密度は０～３個／μｍ２である。
　残留γの面積率は、Ｘ線で求めた残留γの体積率と等しいと仮定し、その値を用いた。残留γの体積率は、例えば、ＣｏをターゲットとしたＫαＸ線源を用い、鋼板１／４厚み位置でのＸ線回折によるαの（２００）（２１１）（２２０）面、γの（２００）（２２０）（３１１）面の積分強度比から求めることができる。
　また、介在物群Ａ、介在物群Ｂの１ｍｍ２あたりの個数密度は、鋼板のＬ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を研磨後、腐食せずに鋼板の表層から１／５ｔ～４／５ｔの領域（ｔは鋼板の厚み）、すなわち表面より板厚に対して１／５厚み位置から、板厚中心を挟み、裏側表面側の１／５厚み位置までの領域において１ｍｍ２の領域を連続してＳＥＭで約１００視野撮影し、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。鋼板の表層から１／５ｔ～４／５ｔの領域で測定するのは、鋼板表層には介在物群Ａ、Ｂとも存在頻度が少なく、板厚中央付近で特に多いこと、その結果板厚中央付近から初期亀裂が発生するためである。写真は２０００倍に引き延ばして測定することが好ましい。介在物群Ａはフィルム状に薄く生成しているので、圧延面と平行な面で観察する場合や、光学顕微鏡で観察する場合には識別する事が困難であり、同様にその長さを正確に計測することも困難である。
　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１０００倍が好ましい。ただし、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５０００倍に拡大して、上記の介在物群を画像判定すればよい。
　なお、介在物粒子間の最短距離は、上記の通り、表面間距離であり、本画像から求めることができる表面間距離を意味する。また、最短距離の測定方向は、上記の通り、圧延方向または圧延方向±１０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から構成される場合、介在物群の圧延方向における全長（長軸の長さ）は、介在物群の圧延方向両端に位置する介在物粒子同士の圧延方向外端部間の、圧延方向の長さとなる。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、この介在物粒子には、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２．０以下であり、長軸が０．３０μｍ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厚み位置でＳＥＭを用いて５０００倍で１５視野撮影して計測することができる。なお、アスペクト比は「長軸長さ／短軸長さ」であり、観察面上で、短軸方向と長軸方向は直交する。
　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１０～２００ｎｍ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、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厚み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。なお、粒径は得られた写真を用いて切断法にて測定することが出来る。つまり、写真上に圧延方向、圧延方向と直角方向（板厚方向）それぞれに２０本の直線をひき、それらと交差する粒界の数を計測し、さらに合計線長を交差した粒界の合計数で除した値に１．１３を乗じることで測定できる。
　また、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１０～２００ｎｍ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厚み位置で、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。下限について好ましくは０．６ｍｍ以上、より好ましくは０．８ｍｍ以上である。上限について好ましくは２．０ｍｍ以下、より好ましくは１．８ｍｍ以下である。
　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。１３２０ＭＰａ以上でも、せん断端面の耐遅れ破壊特性が良好な点が本発明の特徴の一つである。このため、ここでは、引張強度：１３２０ＭＰａ以上の鋼板を対象とする。引張強度の上限について、本発明の鋼板では、２０００ＭＰａ以下や１９００ＭＰａ以下になることが多い。
　また、本発明の鋼板が有する優れた耐遅れ破壊特性とは、実施例において評価される遅れ破壊特性がＴＳ：１３２０ＭＰａ以上１５００ＭＰａ未満では「破壊なし」、ＴＳ：１５００ＭＰａ以上１５５０ＭＰａ未満では遅れ破壊時間が２４ｈｒ以上、ＴＳ：１５５０ＭＰａ以上１６７０ＭＰａ未満では遅れ破壊時間が６ｈｒ以上、ＴＳ：１６７０ＭＰａ以上では遅れ破壊時間が１．０ｈｒ以上である。
　また、本発明の課題を解決するために必須ではないが、降伏強度（ＹＰ）は８００ＭＰａ以上１５００ＭＰａ以下である場合が多い。また、全伸び（Ｅｌ）は５％以上１５％以下の範囲にあることが多い。
　以上の本発明の鋼板は、表面にめっき層を有する鋼板であってもよい。めっき層はＺｎめっきでも他の金属のめっきでもよい。また、溶融めっき層、電気めっき層のいずれでもよい。本発明では溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層が好ましい。
　次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
　スラブ加熱温度：１２２０℃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。本発明の製造方法においては、スラブ加熱温度を１２２０℃超とすることが極めて重要である。スラブ加熱温度（表面温度）を１２２０℃超とすることで、硫化物、炭窒化物の固溶促進と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１２２０℃超とする。スラブ加熱温度の上限は特に限定されないが、通常、１４００℃以下である。また、スラブ加熱時の平均加熱速度は５～１５℃／分とすればよい。
　スラブ均熱保持時間：１００ｍｉｎ以上
　１２２０℃超のスラブ表面温度での保持時間（均熱時間）が１００ｍｉｎ以上となるように保持する。発明者らの調査の結果、介在物群Ｂが残存する主な原因は、スラブ加熱温度が介在物の溶解温度に達していても十分な時間が確保できておらず溶解状態が平衡に達していないことが原因であることが明らかになった。均熱時間を十分確保することで硫化物、炭窒化物の固溶促進が図られ、耐遅れ破壊特性が改善する。１００ｍｉｎ未満ではＮｂ、Ｔｉ系の炭窒化物の固溶が不十分となり、それらが残存するとともに、それらを核としてＭｎＳが析出するので耐遅れ破壊特性が劣化する。保持時間の上限は特に限定されないが２５０ｍｉｎ以下、より好ましくは２００ｍｉｎ以下である。さらに好ましくは１７５ｍｉｎ以下である。
　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、熱間圧延および冷間圧延でそれぞれ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、熱間圧延での圧下率と比べて、冷間圧延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非常に小さく、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、１０℃／ｓ以上２００℃／ｓ以下の冷却速度で４５０℃超～６３０℃の温度域まで冷却して巻き取ることが好ましい。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。本発明においては５６０℃以下の巻取温度にすることで所望の組織にしやすくなる。なお、平均旧γ粒径を６μｍ以上にするために４５０℃超の巻取温度にする。
　また、鋼板（コイル）の板厚変動を抑制するためには、仕上げ圧延後、３０℃／ｓ以上２００℃／ｓ以下の冷却速度で６００℃以下の温度まで冷却し、５３０℃以下で巻き取ることが好ましい。なお、アスペクト比が２．０以下、長軸が０．３０μｍ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５３０℃以下とすることが好ましい。
　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。４５０℃超～６３０℃の温度域でコイルを巻き取った後、その後の表面酸化や不均一な変態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。このような急冷によりアスペクト比が２．０以下、長軸が０．３０μｍ以上２μｍ以下のＦｅを主成分とする炭化物を低減することもできる。
　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。
　冷間圧延の圧下率：２０～７５％
　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。圧下率の下限について好ましくは３０％以上、より好ましくは４０％以上である。圧下率の上限について好ましくは７２％以下、より好ましくは７０％以下である。板厚の下限について好ましくは０．６ｍｍ以上、より好ましくは０．８ｍｍ以上、さらに好ましくは１．０ｍｍ以上である。板厚の上限について好ましくは２．４ｍｍ以下、より好ましくは２．１ｍｍ以下、さらに好ましくは１．８ｍｍ以下である。
　焼鈍
　上記冷間圧延後の鋼板に、連続焼鈍（ＣＡＬ）で、焼鈍と焼き戻し処理（自己焼戻しのための処理も含む）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２．０以下であり、長軸が０．３０μｍ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）適切な直径の旧γ粒の維持、
（４）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。
　８６０℃以上９１０℃以下の焼鈍温度で１５０～６００秒均熱
　上述したように、アスペクト比が２．０以下であり、長軸が０．３０μｍ以上２μｍ以下であるＦｅを主成分とする炭化物（炭化物Ａ）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：８６０℃以上で１５０秒以上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６００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、８６０℃以上９１０℃以下の焼鈍温度で１５０～６００秒均熱する。より好ましくは８７０～９００℃の焼鈍温度で３００～６００秒均熱する。また、上記焼鈍温度と均熱時間は、下記焼鈍温度からの冷却条件とともに、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率を所望の範囲にすることに寄与する。
　焼鈍温度から４２０℃まで２℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却
　フェライト、残留γといった残部組織を低減し、マルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率を９０％以上にするためには、焼鈍温度から４２０℃まで２℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する必要がある。平均冷却速度が２℃／ｓより小さいとフェライトが多く生成するとともに、炭素がγに濃化してマルテンサイトが硬質化して耐遅れ破壊特性が劣化する。上限は特に限定されるものではないが、通常１００℃／ｓ程度である。
　４２０℃から２８０℃以下の温度までの平均冷却速度：１０℃／ｓ以上
　４２０℃から２８０℃以下の温度域での冷却速度が遅いとベイニティックフェライトや微細な下部ベイナイトが生成し、強度低下や残留γの残留γの増加による耐遅れ破壊特性の劣化を招く。また、マルテンサイト、ベイナイト内部に粗大な炭化物を形成する場合がある。このため、耐遅れ破壊特性が劣化することがある。この温度域は速やかに冷却することが望ましい。そこで、４２０℃から２８０℃以下の温度までの平均冷却速度を１０℃／ｓ以上とする。なお、平均冷却速度は、好ましくは２０℃／ｓ以上、より好ましくは７０℃／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。ベイナイトを１％以上生成させる観点からは、４２０℃から２８０℃までの平均冷却速度は１０００℃／ｓ以下とするか、あるいは２８０℃～２３０℃の温度域で５秒以上保持することが望ましい。
　鋼板に溶融めっき処理を行う場合は、焼鈍温度から４２０℃まで冷却する過程でめっき浴に浸漬してめっき処理を行うことが望ましく、必要に応じてめっき浴浸漬後に４８０～６００℃に加熱して合金化処理することが可能である。
　また、２８０℃以下の温度まで冷却する上記冷却後、必要に応じて再加熱処理を施し、その後、１２０～２８０℃の温度域で１５秒～３日間保持する。
　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１０～２００ｎｍ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０．２×１０７個／ｍｍ２以上とするには、室温付近まで急冷した後に１２０～２８０℃に再加熱して１５秒～３日保持するか、または冷却停止温度を１２０～２８０℃とし、保持時間を１５秒～３日に制御することが有利である。保持温度が２８０℃以下の温度域で冷却速度を低下させることや、室温まで冷却した後にバッチ焼鈍することで上記の熱履歴とすることも可能である。
　なお、保持温度が１２０℃未満、または保持時間が１５秒未満になると、マルテンサイトまたはベイナイト内部の炭化物の分布密度が少なくなり耐遅れ破壊特性の改善効果が小さくなる。一方、保持温度が２８０℃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、マルテンサイト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。ここで、保持時間は、好ましくは３０秒以上５ｈｒ以下である。
　４２０℃から２８０℃以下の温度まで冷却された鋼板、上記した１２０～２８０℃の温度域で１５秒～３日間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０．０５～０．６％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。
　本鋼板においては、上記の通り、焼鈍での均熱後の冷却中に溶融めっき処理を施す、また、焼鈍での均熱後に電気めっきを施す等により、めっき鋼板とすることができる。めっき種はＺｎ系めっき（Ｚｎ系、Ｚｎ－Ｎｉ系、Ｚｎ－Ｆｅ系等）、Ａｌめっきが挙げられる。溶融めっき、電気めっきを施した後は鋼中に侵入した水素を低減するために、２８０℃以下の温度域で熱処理を施すことが望ましい。
　表１に示す鋼番Ａ～Ｗ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（表２－１と表２－２を合わせて表２とする）に示す条件（スラブ加熱温度（ＳＲＴ）、スラブ表面温度が１２２０℃以上の時間（均熱時間）、仕上圧延温度（ＦＴ））として、熱間圧延を施し、その後、平均冷却速度（冷却速度）：３０～２００℃／ｓとして冷却し、表２に示す巻取温度（ＣＴ）にて巻き取った。得られた熱延鋼板を、酸洗し、表２に示す圧延率にて冷間圧延を施し、表２に示す板厚の冷延鋼板とした。なお、表１の「［％Ｔｉ］×［％Ｎｂ］２」の単位は（質量％）３である。
　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（焼鈍温度（ＡＴ）、８６０℃以上９１０℃以下の温度での均熱時間（保持時間１））として焼鈍し、その後、焼鈍温度～４２０℃までの平均冷却速度（１次冷却速度）を表２に示す条件、４２０℃～２８０℃以下の冷却停止温度までの平均冷却速度（２次冷却速度）を表２に示す条件で冷却した。表２に示す冷却停止温度、または、必要に応じて再加熱した後の保持温度（保持温度２）、該温度での表２に示す保持時間（保持時間２）の条件で焼き戻し処理を行った（ただし、Ｎｏ１０は、保持を行わずに１００℃まで冷やしきった例である。保持時間の項目には冷却に要した時間を記載した。）。なお、ここでは冷却速度が１０℃／ｓ未満となった温度を冷却停止温度とした。また、その後、伸長率：０．１％の調質圧延を行い、最終的な鋼板を得た。得られた鋼板の厚みは０．５～２．６ｍｍの範囲内であった。
　鋼Ｃについては、焼鈍後、４２０℃までの冷却過程で４８０℃の溶融亜鉛鍍金浴に鋼板を浸漬し、その後、５４０℃に加熱して１５秒保持して合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　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を行った。
　なお、これらの結果を表２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方向となるように、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＝４．０となる曲げ半径（例えば、板厚が２．０ｍｍなら、先端半径：８．０ｍｍ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。ポンチは先端が上記の半径でありＵ字形状（先端Ｒ部分が半円形状でポンチ胴部は厚さが２Ｒ）のものを用い、ダイのコーナーＲは３０ｍｍのものを用いた。ポンチが鋼板を押し込む深さを調整し、先端の曲げ角度が９０度（Ｖ字形状）となる様に成形した。曲げ成形時と同じ形状となるように（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（曲げ成形最大押し込み時と同じフランジ端部距離となるように締め込み）、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。めっき鋼板については、圧延方向３００ｍｍ×圧延直角方向３００ｍｍの板を採取して、希釈塩酸で表面のＺｎ層を溶解除去し、室温で１日保管（脱水素処理）した後に、上記と同じ工程で試験片採取・作製を行い、遅れ破壊評価に供した。
　ここで、ＴＳ：１３２０ＭＰａ以上１５００ＭＰａ未満では「破壊なし」、ＴＳ：１５００ＭＰａ以上１５５０ＭＰａ未満では遅れ破壊時間が２４ｈｒ以上、ＴＳ：１５５０ＭＰａ以上１６７０ＭＰａ未満では遅れ破壊時間が６ｈｒ以上、ＴＳ：１６７０ＭＰａ以上では遅れ破壊時間が１．０ｈｒ以上であれば、耐遅れ破壊特性が優れると判断した。
　表２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鋼板が得られていることがわかる。
　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。
　また、長軸長さが０．３μｍ未満の介在物粒子も含めて介在物群Ａや介在物群Ｂを定義する場合、介在物粒子の間の最短距離が３０μｍを超えるものも介在物群Ａと定義する場合、介在物粒子の間の最短距離が１０μｍを超えるものも介在物群Ｂと定義する場合については、介在物群の個数密度と耐遅れ破壊改善効果との関係が明瞭ではなかった。

Claims (12)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．１３～０．４０％、
    Ｓｉ：１．５％以下、
    Ｍｎ：１．８～４％、
    Ｐ：０．０２％以下、
    Ｓ：０．００１０％未満、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．２％以下、
    Ｎ：０．００６０％未満、
    Ｂ：０．０００３％以上０．００３５％未満、
    Ｏ：０．００２０％未満を含有するとともに、
    さらに、Ｎｂ：０．００２％以上０．０３５％未満、
    Ｔｉ：０．００２％以上０．０４０％未満の１種または２種を（１）式、（２）式を満たすように含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    　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９０％超１００％以下であり、
    　平均旧γ粒径が６～１５μｍであり、
    　下記条件Ａを満たす介在物群Ａが２個／ｍｍ２以下および下記条件Ｂを満たす介在物群Ｂが５個／ｍｍ２以下で存在し、
    　アスペクト比が２．０以下であり、長軸が０．３０μｍ以上２μｍ以下である、Ｆｅを主成分とする炭化物が４０００個／ｍｍ２以下で存在する鋼組織と、を有し、
    　板厚が０．５～２．６ｍｍであり、
    　引張強度が１３２０ＭＰａ以上である鋼板。
    ［％Ｔｉ］＋［％Ｎｂ］＞０．００７・・・（１）式
    ［％Ｔｉ］×［％Ｎｂ］２＜７．５×１０－６・・・（２）式
    ここで、［％Ｎｂ］、［％Ｔｉ］はＮｂ、Ｔｉの含有量（質量％）を表す。
    （条件Ａ）
    （ｉ）介在物群の長軸の長さが１００μｍ以上である。
    （ｉｉ）１個以上の介在物粒子から構成され、介在物粒子の長軸長さは０．３μｍ以上であり、２個以上の介在物粒子から構成される場合に介在物粒子間の最短距離が３０μｍ以下である。
    （条件Ｂ）
    （ｉ）介在物群の長軸の長さが２０μｍ以上１００μｍ未満である。
    （ｉｉ）１個以上の介在物粒子から構成され、介在物粒子の長軸長さは０．３μｍ以上であり、２個以上の介在物粒子から構成される場合介在物粒子間の最短距離が１０μｍ以下である。
  2. 　前記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１０～２００ｎｍの炭化物が、０．３×１０７個／ｍｍ2以上で存在する請求項１に記載の鋼板。
  3. 　残留γの組織全体に対する面積率が５％未満である請求項１または２に記載の鋼板。
  4. 　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１～３のいずれかに記載の鋼板。
  5. 　前記成分組成が、さらに質量％で、
    Ｃｒ：０．０１～１．０％、
    Ｍｏ：０．０１～０．５％、
    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１～４のいずれかに記載の鋼板。
  6. 　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１～５のいずれかに記載の鋼板。
  7. 　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１～６のいずれかに記載の鋼板。
  8. 　表面にめっき層を有する請求項１～７のいずれかに記載の鋼板。
  9. 　請求項１、４～７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：１２２０℃超として１００ｍｉｎ以上均熱時保持した後に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、
    　該冷延鋼板を、８６０℃以上９１０℃以下の焼鈍温度で１５０～６００秒均熱し、焼鈍温度から４２０℃まで２℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却したのち、４２０℃から２８０℃以下の温度まで１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する焼鈍を行う鋼板の製造方法。
  10. 　前記焼鈍は、２８０℃以下の温度まで冷却する前記冷却をした後に、必要に応じて再加熱を行い１２０～２８０℃の温度域で１５秒～３日間保持し、その後室温まで冷却する焼鈍である請求項９に記載の鋼板の製造方法。
  11. 　前記焼鈍の焼鈍温度から４２０℃まで２℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する過程でめっき浴に浸漬してめっき処理を行う請求項９または１０に記載の鋼板の製造方法。
  12. 　前記めっき処理のめっき浴浸漬後に４８０～６００℃に加熱して合金化処理する請求項１１に記載の鋼板の製造方法。
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