WO2023032424A1 - 高強度鋼板，高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法，並びに部材 - Google Patents

高強度鋼板，高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法，並びに部材 Download PDF

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WO2023032424A1
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裕二 田中
一輝 遠藤
秀和 南
潤也 戸畑
勇樹 田路
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to high-strength steel sheets and their manufacturing methods.
  • Patent Document 1 discloses a high-strength steel sheet with high reliability in resistance to hydrogen embrittlement and a method for manufacturing the same.
  • Patent Document 2 discloses a high-strength hot-dip galvanized steel sheet and a high-strength galvannealed steel sheet having excellent ductility and low-temperature impact properties, and a method for producing the same.
  • Patent Document 3 discloses a high-strength steel sheet having a maximum tensile strength of 900 MPa or more, which is excellent in resistance to hydrogen embrittlement, and a method for producing the same.
  • Patent Document 1 considers resistance to hydrogen embrittlement as a delayed fracture characteristic, it is not possible to obtain a steel sheet with a tensile strength of 1180 MPa or more. Also, no consideration is given to toughness. Patent Document 2 does not consider delayed fracture resistance. Patent Document 3 does not consider toughness.
  • the present invention has been made in view of these circumstances, and aims to provide a high-strength steel sheet with a tensile strength of 1180 MPa or more and excellent delayed fracture resistance and toughness, and a method for manufacturing the same.
  • high strength means that the tensile strength TS measured according to JIS Z2201 is 1180 MPa or more.
  • excellent delayed fracture resistance means that cracks do not occur even if the test piece is subjected to a constant load test with a tensile stress of 1800 MPa on the surface layer and electrolytically charged for 100 hours.
  • excellent toughness means that the brittle-ductile transition temperature is -40°C or less in a Charpy impact test conducted in accordance with JIS Z2242.
  • Delayed fracture is promoted by the accumulation of hydrogen in the steel sheet at dislocations. Since the martensite structure contains a large amount of dislocations, sufficient delayed fracture resistance cannot be obtained only by refining the prior austenite grain size and segregating B at the grain boundaries. However, when carbon clusters are formed on the dislocations of the tempered steel sheet, the interaction between the carbon clusters and hydrogen traps hydrogen more strongly in the clusters than in the dislocations, rendering hydrogen harmless. In addition, carbon segregates at the prior austenite grain boundaries due to diffusion of carbon during tempering to strengthen the grain boundaries, thereby further improving delayed fracture resistance and toughness. At the initial stage of tempering, carbon segregation or sticking to dislocations occurs before carbon clusters are formed.
  • the segregated or fixed carbon has a low hydrogen trapping ability, and the effect of improving the delayed fracture resistance is small.
  • carbon transitions from segregating and sticking to dislocations to carbon clusters As tempering progresses, carbon transitions from segregating and sticking to dislocations to carbon clusters.
  • 3DAP 3 Dimensional Atom Probe
  • carbon segregated/fixed on dislocations or segregated at grain boundaries is detected as monomer ions (mass-to-charge ratio of 6 or 12).
  • the carbon transitioned to the cluster is often detected as a form with a mass-to-charge ratio of 24 in which multiple carbon ions are combined. Therefore, by using 3DAP, it is possible to distinguish whether the carbon present on dislocations is in a cluster form, which is effective for improving delayed fracture resistance, or in a segregated/anchored state, which is less effective in improving delayed fracture resistance. can.
  • the present invention has been made based on the above findings. That is, the gist and configuration of the present invention are as follows.
  • the component composition is further mass%, V: 0.100 or less, Mo: 0.500% or less, Cr: 1.00% or less, Cu: 1.00% or less, Ni: 0.50% or less, Sb: 0.200% or less, Sn: 0.200% or less, Ta: 0.200% or less, W: 0.400% or less, Zr: 0.0200% or less, Ca: 0.0200% or less, Mg: 0.0200% or less, Co: 0.020% or less, REM: 0.0200% or less, Te: 0.020% or less,
  • a steel slab having the chemical composition of [1] or [2] is hot-rolled to form a hot-rolled sheet, cold-rolling the hot-rolled sheet to obtain a cold-rolled sheet;
  • the cold-rolled sheet is heated to a first heating temperature of 850° C. or higher and 920° C. or lower and held for 10 s or longer, and then heated to a second heating temperature of 1000° C. or higher and 1200° C. or lower at an average heating rate of 50° C./s or higher.
  • An annealing step is performed in which the temperature is raised and cooled to 500 ° C.
  • a method for producing a high-strength steel sheet wherein after the annealing step, the cold-rolled steel sheet is held at a reheating temperature of 70° C. to 200° C. for 600 seconds or more to obtain a high-strength steel sheet.
  • FIG. 3 is a diagram for explaining an example of a three-dimensional atom map obtained by a three-dimensional atom probe;
  • FIG. 3 is a diagram showing an example of mass-to-charge ratio spectra on dislocations and prior austenite grain boundaries obtained by a three-dimensional atom probe;
  • C 0.10% or more and 0.30% or less C strengthens the martensite/bainite structure, segregates to dislocations accumulated in the vicinity of the prior austenite grain boundaries, strengthens the grain boundaries, and increases the resistance to delayed fracture. have an effect. In addition, C forms clusters on dislocations, becomes strong trap sites for hydrogen, and has the effect of improving delayed fracture resistance. If the C content is less than 0.10%, the area ratios of martensite and bainite decrease, and a TS of 1180 MPa or more cannot be obtained. If the C content exceeds 0.30%, carbonborides of B and iron are formed during annealing, and a sufficient amount of B cannot be segregated on grain boundaries.
  • the C content is preferably 0.11% or more. Also, the C content is preferably 0.28% or less.
  • Si 0.20% or more and 1.20% or less Si is an element effective for solid solution strengthening and needs to be added in an amount of 0.20% or more.
  • Si has the effect of suppressing the formation of carbides and carbon clusters, and if it exceeds 1.20%, carbon clusters do not form on dislocations.
  • the Si content is preferably 0.50% or more.
  • the Si content is preferably 1.10% or less.
  • Mn 2.5% to 4.0% Mn is effective in improving hardenability. If the Mn content is less than 2.5%, the area ratios of martensite and bainite are lowered, and the strength is lowered. On the other hand, if the Mn content exceeds 4.0%, the segregation part becomes excessively hardened and the bendability decreases.
  • the Mn content is preferably 2.8% or more.
  • the Mn content is preferably 3.5% or less.
  • P content is set to 0.050% or less because P segregates at prior austenite grain boundaries and lowers toughness and delayed fracture resistance.
  • the lower limit of the P content is not particularly set, and it may be 0%, but if it is less than 0.001%, the manufacturing cost increases, so 0.001% or more is preferable.
  • the P content is preferably 0.025% or less.
  • S 0.020% or less S segregates at prior austenite grain boundaries and lowers toughness and delayed fracture resistance, so the content is made 0.020% or less. There is no particular lower limit for the S content, but if it is less than 0.0001%, the manufacturing cost increases, so it is preferable to make it 0.0001% or more.
  • the S content is preferably 0.018% or less.
  • Al 0.10% or less
  • Al is an element that acts as a deoxidizer, and in order to obtain such an effect, the Al content is preferably 0.005% or more.
  • the Al content is preferably 0.05% or less.
  • N 0.01% or less N forms nitrides with Nb and B, lowering the effect of adding Nb and B. Therefore, the N content is made 0.01% or less.
  • the N content is preferably 0.006% or less.
  • the lower limit is not set, it is preferably 0.0001% or more from the viewpoint of manufacturing cost.
  • Ti 0.100% or less Ti has the effect of fixing N in the steel as TiN, suppressing the formation of BN and NbN, improving the effect of adding Nb and B, and improving the delayed fracture resistance.
  • the Ti content is preferably 0.005% or more.
  • the Ti content exceeds 0.100%, coarse Ti carbides are formed on grain boundaries, resulting in a decrease in toughness.
  • the Ti content is preferably 0.05% or less.
  • Nb 0.002% or more and 0.050% or less Nb precipitates as a solid solution or as fine carbides and suppresses the growth of austenite grains during annealing.
  • the grain size can be refined to complicate the fracture path and improve toughness and delayed fracture resistance.
  • the Nb content is made 0.002% or more.
  • the Nb content exceeds 0.050%, not only is the effect saturated, but also coarse Nb carbides are precipitated to lower the toughness.
  • the Nb content is preferably 0.005% or more. Also, the Nb content is preferably 0.040% or less.
  • B 0.0005% or more and 0.0050% or less B segregates at prior austenite grain boundaries and has the effect of increasing grain boundary strength and improving delayed fracture resistance. In order to obtain such an effect, the B content should be 0.0005% or more. On the other hand, if the B content exceeds 0.0050%, carbon borides are formed and the toughness decreases.
  • the B content is preferably 0.0010% or more. Also, the B content is preferably 0.0030% or less.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet according to the present embodiment further has V: 0.100% or less, Mo: 0.500% or less, Cr: 1.00% or less, Cu: 1.00% or less, Ni: 0.50% or less, Sb: 0.200% or less, Sn: 0.200% or less, Ta: 0.200% or less, W: 0.400% or less, Zr: 0.5% or less.
  • 0200% or less Ca: 0.0200% or less, Mg: 0.0200% or less, Co: 0.020% or less, REM: 0.0200% or less, Te: 0.020% or less, Hf: 0.10% and Bi: 0.200% or less.
  • V 0.100 or less V has the effect of forming fine carbides and increasing the strength. If the V content exceeds 0.100%, coarse V carbide precipitates and the toughness decreases.
  • the lower limit of the V content is not particularly limited, and may be 0.000%, but is preferably 0.001% or more because it has the effect of forming fine carbides and increasing strength.
  • Mo 0.500% or less Mo has the effect of improving hardenability and increasing the area ratio of bainite and martensite. If the Mo content exceeds 0.500%, the effect saturates. There is no particular lower limit to the Mo content, and it may be 0.000%. preferable.
  • Cr 1.00% or less Cr has the effect of improving hardenability and increasing the area ratio of bainite and martensite. If the Cr content exceeds 1.00%, the effect saturates. There is no particular lower limit to the Cr content, and it may be 0.000%. preferable.
  • Cu 1.00% or less Cu has the effect of increasing the strength by solid solution. Also, Cu has the effect of improving the delayed fracture resistance. If the Cu content exceeds 1.00%, intergranular cracking is likely to occur. There is no particular lower limit to the Cu content, and it may be 0.000%, but it is preferably 0.01% or more because it has the effect of increasing the strength by solid solution.
  • Ni 0.50% or less Ni has the effect of improving hardenability, but if the Ni content exceeds 0.50%, the effect saturates.
  • the lower limit of the Ni content is not particularly limited, and may be 0.000%, but is preferably 0.01% or more because it has the effect of improving the hardenability.
  • Sb 0.200% or less Sb has the effect of suppressing surface oxidation, nitriding and decarburization of the steel sheet, but if the Sb content exceeds 0.200%, the effect saturates.
  • Sb content There is no particular lower limit for the Sb content, and it may be 0.000%, but it is preferably 0.001% or more because it has the effect of suppressing surface oxidation, nitriding, and decarburization of the steel sheet.
  • Sn 0.200% or less Sn, like Sb, has the effect of suppressing surface oxidation, nitriding and decarburization of the steel sheet. If the Sn content exceeds 0.200%, the effect saturates. There is no particular lower limit to the Sn content, and it may be 0.000%.
  • Ta 0.200% or less Ta has the effect of forming fine carbides and increasing the strength. If the Ta content exceeds 0.200%, coarse Ta carbides precipitate and the toughness decreases. There is no particular lower limit to the Ta content, and it may be 0.000%.
  • W 0.400% or less W has the effect of forming fine carbides and increasing the strength. If the W content exceeds 0.400%, coarse W carbide precipitates and the toughness decreases. There is no particular lower limit for the W content, and it may be 0.000%.
  • Zr 0.0200% or less Zr has the effect of spheroidizing inclusions, suppressing stress concentration, and improving toughness. If the Zr content exceeds 0.0200%, a large amount of inclusions is formed and the toughness is lowered. There is no particular lower limit for the Zr content, and it may be 0.000%. is preferred.
  • Ca 0.0200% or less Ca can be used as a deoxidizer. If the Ca content exceeds 0.0200%, a large amount of Ca-based inclusions are formed, resulting in a decrease in toughness. There is no particular lower limit to the Ca content, and it may be 0.000%, but it is preferably 0.0001% or more because it can be used as a deoxidizer.
  • Mg 0.0200% or less Mg can be used as a deoxidizer. If the Mg content exceeds 0.0200%, a large amount of Mg-based inclusions are formed, resulting in a decrease in toughness. There is no particular lower limit to the Mg content, and although it may be 0.000%, it is preferably 0.0001% or more because it can be used as a deoxidizer.
  • Co 0.020% or less Co has the effect of increasing strength through solid-solution strengthening. If the Co content exceeds 0.020%, the effect saturates. There is no particular lower limit to the Co content, and it may be 0.000%.
  • REM 0.0200% or less REM has the effect of spheroidizing inclusions, suppressing stress concentration, and improving toughness. If the REM content exceeds 0.0200%, a large amount of inclusions is formed and the toughness is lowered. There is no particular lower limit to the REM content, and it may be 0.000%. is preferred.
  • Te 0.020% or less Te has the effect of making inclusions spherical to suppress stress concentration and improving toughness. If the Te content exceeds 0.020%, a large amount of inclusions is formed and the toughness is lowered. There is no particular lower limit for the Te content, and it may be 0.000%. is preferred.
  • Hf 0.10% or less Hf has the effect of spheroidizing inclusions, suppressing stress concentration, and improving toughness. If the Hf content exceeds 0.10%, a large amount of inclusions is formed and the toughness is lowered. There is no particular lower limit for the Hf content, and it may be 0.000%. is preferred.
  • Bi 0.200% or less Bi has the effect of reducing segregation and improving bendability. If the Bi content exceeds 0.200%, a large amount of inclusions is formed and the bendability is lowered. There is no particular lower limit to the Bi content, and it may be 0.000%.
  • the balance other than the above components is Fe and unavoidable impurities. If the content of any of the above optional elements is less than the lower limit, the effect of the present invention will not be impaired.
  • Martensite and Bainite Total Area Ratio of 95% or More Both martensite and bainite are hard phases and are necessary to achieve a TS of 1180 MPa or more. Therefore, the total area ratio of martensite and bainite should be 95% or more.
  • the total area ratio of martensite and bainite is preferably 96% or more.
  • the upper limit of the total area ratio of martensite and bainite is not particularly limited, and may be 100%.
  • the steel structure may contain residual structures other than martensite and bainite.
  • the residual structure includes ferrite, retained austenite and cementite.
  • the total area ratio of the residual structure shall be 5% or less.
  • the area ratio of each tissue is measured as follows.
  • the area ratio of retained austenite was obtained by chemically polishing the rolled surface of a test piece taken from each steel plate to the position of 1/4t of the thickness of the steel plate, and examining the polished surface with an X-ray diffraction (XRD).
  • XRD X-ray diffraction
  • the diffraction intensity and the diffraction peak position are measured to calculate the volume fraction, and the number is taken as the area fraction of retained austenite.
  • SEM images of 3 fields of view are taken at a magnification of 2000 for the observation surface.
  • the total area ratio of martensite, bainite, and retained austenite and the area ratio of structures other than martensite, bainite, and retained austenite are determined by image analysis.
  • the area ratio of retained austenite obtained by XRD is obtained.
  • the average value of the three fields of view is taken as the area ratio of the tissue.
  • prior austenite grain size 10 ⁇ m or less
  • Prior austenite is preferably 9 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the average crystal grain size of the prior austenite grains is not particularly limited, it is preferably 1 ⁇ m or more from the viewpoint of production technology.
  • the average grain size of prior austenite grains is measured as follows. After polishing the thickness cross-section of each steel plate parallel to the rolling direction, it is etched with Picral to make the observation surface. On the observation surface, the microstructure at the position of 1/4 t of plate thickness is photographed by SEM at a magnification of 2000 times for 3 fields of view to obtain SEM images. The grain size of each prior austenite grain is obtained by image analysis from the obtained structure image, and the average value of the three fields of view is taken as the average crystal grain size of the prior austenite grain.
  • B concentration at prior austenite grain boundaries 0.10% or more by mass B segregates at prior austenite grain boundaries to strengthen the grain boundaries and improve toughness and delayed fracture resistance. This effect can be obtained if the concentration of B in the prior austenite grain boundary is 0.10% or more in terms of mass %.
  • the concentration of B in the prior austenite grain boundaries is preferably 0.15% or more, more preferably 0.20% or more in mass %.
  • no upper limit is set for the B concentration at the prior austenite grain boundaries, it is preferably less than 20% in order to suitably prevent hard carbide borides from precipitating on the grain boundaries and further improve toughness.
  • C concentration at prior austenite grain boundaries 1.5 times or more the C content in steel
  • This effect can be obtained if the C concentration at the prior austenite grain boundaries is 1.5 times or more the C content in the steel. That is, the C concentration at the prior austenite grain boundary satisfies the following formula (3).
  • the C concentration at the prior austenite grain boundaries is preferably 2.0 times or more, more preferably 2.5 times or more, the C content in the steel.
  • there is no upper limit for the C concentration of the prior austenite grain boundary it is preferably less than 20% by mass in order to suitably prevent hard carbides or carboborides from precipitating on the grain boundary and further improve toughness. be.
  • the B concentration and C concentration of the prior austenite grain boundary are measured as follows.
  • a needle-shaped sample is produced from a region containing prior austenite grain boundaries by a SEM-FIB (Focused Ion Beam) method.
  • a 3DAP analysis is performed on the obtained acicular sample using a 3DAP device (LEAP4000XSi, manufactured by AMETEK). Measurement is performed in laser mode. The sample temperature should be 80K or less. From the number of B and C ions detected from the prior austenite grain boundary and the number of other ions, the concentration of B and C at the prior austenite grain boundary is obtained.
  • Precipitation amount of Fe 200 ppm by mass or less It is effective to disperse carbon clusters on dislocations in order to improve delayed fracture resistance.
  • cementite since cementite has a lower hydrogen trapping ability than carbon clusters, it is necessary to form carbon clusters to suppress cementite precipitation during steel sheet tempering. Since carbon clusters are not included in the amount of precipitated Fe, only cementite can be evaluated based on the amount of precipitated Fe.
  • the precipitation amount of Fe is preferably 180 mass ppm or less.
  • the lower limit of the precipitation amount of Fe is not particularly limited, it is preferably 5 ppm by mass or more from the viewpoint of production technology.
  • the precipitation amount of Fe is measured as follows. Cut the steel plate into 15 x 15 mm test pieces. Using a 10% acetylacetone-based electrolytic solution (10 vol% acetylacetone-1 mass% tetramethylammonium chloride-methanol), the test piece is subjected to constant current electrolysis. Thereafter, the electrolytic solution is sampled and filtered through a filter having a filter pore size of 0.1 ⁇ m to collect precipitates. A solution is prepared by dissolving the collected precipitate together with the filter in a mixed acid. This solution is analyzed using an inductively coupled plasma (ICP) emission spectrometer to measure the amount of precipitated Fe.
  • ICP inductively coupled plasma
  • C 2 + Ion intensity with a mass-to-charge ratio of 24 Da analyzed with the three-dimensional atom probe
  • C 2+ Ion intensity with a mass-to-charge ratio of 6 Da analyzed with the three-dimensional atom probe C + :
  • Mass-charge analyzed with the three-dimensional atom probe The ionic strength at a ratio of 12 Da is shown. This is one of the important constituent requirements of this high-strength steel sheet.
  • the delayed fracture resistance can be improved by transitioning carbon to carbon clusters by tempering the steel sheet.
  • the formation of carbon clusters can be determined by analyzing the high-strength steel sheet with 3DAP.
  • An example of a three-dimensional atom map obtained by a three-dimensional atom probe will be described with reference to FIG.
  • FIG. 1(a) is a three-dimensional atomic map of B
  • FIG. 1(b) is a three-dimensional atomic map of C of the same sample.
  • B segregates at prior austenite grain boundaries.
  • the portion where B is segregated in a planar shape corresponds to the prior austenite grain boundary.
  • FIG. 1(b) C segregates not only on prior austenite grain boundaries but also on dislocations.
  • the area where C is segregated in a plane corresponds to the prior austenite grain boundary.
  • the regions where C is linearly segregated correspond to dislocations.
  • FIG. 2 shows an example of mass-to-charge ratio spectra obtained on prior austenite grain boundaries and on dislocations.
  • FIG. 2(a) is an example of a mass-to-charge ratio spectrum obtained on a dislocation.
  • FIG. 2(b) is an example of the spectrum of the mass-to-charge ratio obtained on the prior austenite grain boundary.
  • the ion intensities at mass-to-charge ratios of 6 Da, 12 Da, and 24 Da are shown in FIG. From the comparison of FIGS. 2(a) and 2(b), it can be seen that the proportion of ion intensity with a mass-to-charge ratio of 24 Da is higher at the location corresponding to the dislocation than at the location corresponding to the prior austenite grain boundary.
  • the peak with a mass-to-charge ratio of 24 Da corresponds to a combination of two or more carbon ions, specifically a peak corresponding to C 2 + or C 4 2+ .
  • C 2 + and C 4 2+ are collectively referred to as C 2 + in this specification for convenience.
  • This peak at a mass-to-charge ratio of 24 Da originates from locally concentrated carbon deposits or carbon clusters.
  • the peak with a mass-to-charge ratio of 6 Da corresponds to C 2+
  • the peak with a mass-to-charge ratio of 12 Da corresponds to C + .
  • These peaks are carbon in solid solution, carbon segregated at prior austenite grain boundaries, or carbon segregated or stuck on dislocations.
  • the carbon that is considered to be on the dislocation as a result of thermodynamic interaction with the dislocation is in the “segregated” state
  • the carbon that is thought to be on the dislocation as a result of the elastic interaction with the dislocation is in the “segregation” state. This is referred to as the "stuck" state. Therefore, by examining these ratios a defined by the above formula (2), it is possible to identify whether the carbon in the region of interest is in a precipitated or clustered state, or in a solid solution or segregated state. is possible.
  • the height of these peaks in the mass-to-charge ratio spectrum also depends on the analytical conditions of 3DAP.
  • the ratio of the a-dislocations on the dislocations to the a- grain boundaries on the prior austenite grain boundaries was investigated using the area on the prior austenite grain boundaries as a reference region. This makes it possible to identify the state of C independently of analysis conditions. That is, with the a- grain boundary as a reference region, if the a- dislocation /a- grain boundary ratio is less than 1.3, it can be said that the carbon on the dislocation is in a solid solution state, that is, no carbon cluster is formed. If it is greater than 1.3, the carbon on the dislocations is forming clusters or precipitates.
  • the Fe precipitation amount is 200 ppm or less and the a- dislocation /a- grain boundary is 1.3 or more, cementite does not precipitate and carbon clusters are dispersed on the dislocations, resulting in excellent delayed fracture resistance.
  • the a- dislocation /a- grain boundary ratio is preferably 1.4 or more, more preferably 1.5 or more.
  • the upper limit of a- dislocation /a- grain boundary is not particularly limited, if there is a large amount of C 2+ , clusters transition to precipitates and the Fe precipitation amount exceeds 200 ppm, so it is preferably 4.0 or less.
  • a- dislocations /a- grain boundaries is measured as follows.
  • a sharp needle-like sample is prepared from the region containing the prior austenite grain boundary by the SEM-FIB method.
  • 3DAP analysis is performed using a 3DAP device (LEAP4000XSi, manufactured by AMETEK). Measurements are performed in laser mode. The sample temperature should be 80K or lower.
  • the region where carbon is concentrated on the surface is judged to be the location corresponding to the prior austenite grain boundary, and the linear carbon-enriched region is judged to be the location corresponding to the dislocation.
  • B concentration and C concentration of the prior austenite grain boundary are obtained from the number of B and C ions detected from the prior austenite grain boundary and the number of other ions.
  • the mass-to-charge ratio spectrum is obtained for each region where carbon is concentrated on the surface (corresponding to the prior austenite grain boundary) and the region where carbon is linearly concentrated (corresponding to dislocation). Calculate grain boundaries and a- dislocations .
  • a high-strength steel sheet with a tensile strength of 1180 MPa or more can be provided.
  • the tensile strength of the high-strength steel sheet is preferably 1250 MPa or more.
  • the high-strength steel sheet described above may have a coating layer on at least one side.
  • a coating layer any one of a hot-dip galvanized layer, an alloyed hot-dip galvanized layer, and an electro-galvanized layer is preferable.
  • the composition of the plating layer is not particularly limited, and may be a known composition.
  • the composition of the hot-dip galvanized layer is not particularly limited as long as it is a common one.
  • the plating layer contains Fe: 20% by mass or less, Al: 0.001% by mass or more and 1.0% by mass or less, and further Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr , Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, and REM containing one or more selected from the group consisting of 0% by mass or more and 3.5% by mass or less in total, and the balance being Zn and unavoidable It has a composition consisting of organic impurities.
  • the Fe content in the coating layer is less than 7% by mass, and in the case of an alloyed hot-dip galvanizing layer, in one example, the Fe content in the coating layer The amount is 7 mass % or more and 15 mass % or less, more preferably 8 mass % or more and 13 mass % or less.
  • the coating weight is not particularly limited, but the coating weight per side of the high-strength steel sheet is preferably 20 to 80 g/m 2 .
  • a coating layer is formed on both the front and back surfaces of a high-strength cold-rolled steel sheet.
  • a steel slab having the chemical composition described above is manufactured.
  • a steel material is melted to obtain molten steel having the above composition.
  • the smelting method is not particularly limited, and any of known smelting methods such as converter smelting and electric furnace smelting are suitable.
  • the resulting molten steel is solidified to produce a steel slab (slab).
  • the method for producing a steel slab from molten steel is not particularly limited, and a continuous casting method, an ingot casting method, a thin slab casting method, or the like can be used.
  • the steel slab may be cooled once and then heated again before hot rolling, or the cast steel slab may be continuously hot rolled without being cooled to room temperature.
  • the slab heating temperature is preferably 1100° C. or higher and preferably 1300° C. or lower in consideration of the rolling load and scale generation.
  • the method of heating the slab is not particularly limited, but, for example, the slab can be heated in a conventional heating furnace.
  • Hot rolling is not particularly limited and may be carried out according to a conventional method. Cooling after hot rolling is not particularly limited, and the steel is cooled to the coiling temperature. The hot-rolled sheet is then wound into a coil.
  • the winding temperature is preferably 400° C. or higher. This is because, if the coiling temperature is 400° C. or higher, the coiling becomes easy without increasing the strength of the hot-rolled sheet. A winding temperature of 550° C. or higher is more preferable. Moreover, the coiling temperature is preferably 750.degree.
  • the hot-rolled sheet may be heat-treated for the purpose of softening.
  • the method of removing the scale is not particularly limited, but it is preferable to pickle the hot-rolled coil while unwinding it in order to remove the scale completely.
  • the pickling method is not particularly limited, and a conventional method may be used.
  • Cold rolling process After optionally washing the hot-rolled sheet from which scale has been removed, it is cold-rolled to obtain a cold-rolled sheet.
  • the method of cold rolling is not particularly limited, and a conventional method may be followed.
  • the cold-rolled sheet is heated to a first heating temperature of 850°C or higher and 920°C or lower and held for 10 seconds or longer, and then to a second heating temperature of 1000°C or higher and 1200°C or lower at an average heating rate of 50°C/s or higher. and cooling to 500° C. or less at an average cooling rate of 50° C./s or more within 5 seconds after reaching the second heating temperature.
  • the cold-rolled sheet is heated to a first heating temperature of 850° C. or higher and 920° C. or lower and held for 10 seconds or longer.
  • a first heating temperature 850° C. or higher and 920° C. or lower and held for 10 seconds or longer.
  • annealing is performed at the first heating temperature in the austenite single-phase region. If the first heating temperature is lower than 850° C., ferrite is generated and the strength is lowered.
  • the first heating temperature exceeds 920° C., the austenite grain size exceeds 10 ⁇ m and cannot be refined in subsequent steps, resulting in deterioration of delayed fracture resistance and toughness.
  • the first heating temperature is preferably 860° C. or higher. Also, the first heating temperature is preferably 900° C. or lower.
  • Holding time at the first heating temperature 10 s or longer
  • the holding time at the first heating temperature is 10 s or longer.
  • the holding time at the first heating temperature is 10 s or longer.
  • Second heating temperature 1000° C. or more and 1200° C. or less After holding at the first heating temperature, annealing is performed at a high temperature while maintaining the austenite grain boundary at 10 ⁇ m or less, and a sufficient amount of B is segregated at the grain boundary. If the second heating temperature is less than 1000° C., diffusion of B is slow and grain boundary segregation is insufficient. If the second heating temperature exceeds 1200° C., the austenite grains grow rapidly, the austenite grain size exceeds 10 ⁇ m, and the toughness and delayed fracture resistance deteriorate.
  • the second heating temperature is preferably 1020° C. or higher.
  • the second heating temperature is preferably 1150° C. or less.
  • Average heating rate 50°C/s or more
  • the average heating rate from the first heating temperature to the second heating temperature is 50°C/s or more. If the average heating rate from the first heating temperature to the second heating temperature is less than 50° C./s, the austenite grain size exceeds 10 ⁇ m and the toughness and delayed fracture resistance deteriorate.
  • the upper limit of the average heating rate from the first heating temperature to the second heating temperature is not particularly limited, it is preferably 120° C./s or less because excessive rapid heating is difficult to control.
  • the average heating rate from the first heating temperature to the second heating temperature is preferably 80° C./s or higher.
  • the average cooling rate from the second heating temperature to 500°C or lower shall be 50°C/s or higher. If the average cooling rate from the second heating temperature to 500° C. or lower is less than 50° C./s, grain growth occurs during cooling.
  • the upper limit of the average cooling rate from the second heating temperature to 500° C. or lower is not particularly limited, it is preferably 120° C./s or lower in order to facilitate control.
  • the average cooling rate from the second heating temperature to 500°C or lower is preferably 80°C/s or higher.
  • Cooling stop temperature 500°C or less
  • rapid cooling is performed to a cooling stop temperature of 500°C or less.
  • the cooling stop temperature is preferably 450°C or less.
  • the lower limit of the cooling stop temperature is not particularly limited, it is preferably 100° C. or higher.
  • a plating process may be performed in which at least one side of the high-strength steel sheet is plated to obtain a high-strength plated steel sheet.
  • the high-strength plated steel sheet may be heat-treated to alloy the coating layer of the high-strength plated steel sheet to obtain an alloyed plated steel sheet.
  • a reheating step in which the cold-rolled sheet is held at a reheating temperature of 70 ° C. or higher and 200 ° C. or lower for 600 seconds or longer. Temper. In this treatment, part of C segregates to prior austenite grain boundaries. In addition, C in a solid solution forms carbon clusters on dislocations. If the reheating temperature is less than 70° C., diffusion of C is slow, and a sufficient amount of C cannot be segregated at prior austenite grain boundaries, and a sufficient amount of carbon clusters cannot be formed on dislocations. On the other hand, if the reheating temperature exceeds 200° C., the tempering proceeds excessively, cementite precipitates, and the delayed fracture resistance deteriorates.
  • the reheating temperature is preferably 90°C or higher. Also, the reheating temperature is preferably 190° C. or lower.
  • Holding time at reheating temperature 600 s or more If the holding time at reheating temperature is less than 600 s, diffusion of C is slow and a sufficient amount of C cannot be segregated at prior austenite grain boundaries. Also, a sufficient amount of carbon clusters cannot be formed on dislocations.
  • the upper limit of the holding time at the reheating temperature is not particularly limited, it is preferably 43200 seconds or less (0.5 days) or less in order to prevent cementite precipitation.
  • the holding time at the reheating temperature is preferably 800 s or more.
  • the manufacturing conditions other than the above conditions can be according to the usual method.
  • the high-strength steel sheet or high-strength galvanized steel sheet described above can be formed into a desired shape by press working and used as an automobile part.
  • the automobile part may contain a steel sheet other than the high-strength steel sheet or the high-strength plated steel sheet according to the present embodiment as a material.
  • the present high-strength steel sheet or high-strength galvanized steel sheet can be suitably used in general members used as frame structural parts or reinforcing parts, among automobile parts.
  • a steel having the chemical composition shown in Table 1 and the balance being Fe and unavoidable impurities was melted in a converter to obtain a steel slab.
  • the obtained slab was reheated, hot rolled, and coiled to obtain a hot rolled coil.
  • the hot-rolled coil was pickled while being unwound, and cold-rolled.
  • the thickness of the hot-rolled sheet was 3.0 mm, and the thickness of the cold-rolled sheet was 1.2 mm.
  • Annealing was performed in a continuous hot-dip galvanizing line under the conditions shown in Table 2 to obtain a cold-rolled steel sheet, a hot-dip galvanized steel sheet (GI), and an alloyed hot-dip galvanized steel sheet (GA).
  • the hot-dip galvanized steel sheet was immersed in a 460° C. plating bath to obtain a coating weight of 35 g/m 2 per side.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet was manufactured by performing an alloying treatment at 520° C. for 40 seconds after adjusting the coating weight to 45 g/m 2 per side.
  • the obtained steel sheets were reheated under the conditions shown in Table 2.
  • the total area ratio of martensite and bainite, the prior austenite grain size, the B concentration at the prior austenite grain boundary, the C concentration at the prior austenite grain boundary (mass%)/C in the steel The content (mass%), the precipitation amount of Fe, and a- dislocation /a- grain boundary were evaluated.
  • the tensile strength, delayed fracture resistance and toughness were evaluated according to the methods described later. Table 3 shows the results.
  • the Charpy impact test was performed according to JIS Z 2242. From the obtained steel sheet, a 90° A test piece with a V-notch of was taken. After that, a Charpy impact test was performed in a test temperature range of -120 to +120°C. A transition curve was obtained from the obtained brittle fracture surface ratio, and the temperature at which the brittle fracture surface ratio was 50% was determined as the brittle-ductile transition temperature. In addition, when the brittle-ductile transition temperature obtained from the Charpy test was -40°C or less, the toughness was judged to be good. In the table, when the brittle-ductile transition temperature is ⁇ 40° C. or less, the toughness is “excellent”, and when the brittle-ductile transition temperature is over ⁇ 40° C., the toughness is “poor”.
  • This test piece for delayed fracture evaluation was immersed in a hydrochloric acid aqueous solution of pH 3, and the presence or absence of cracks after 100 hours was investigated. Steel sheets in which no cracks occurred after 100 hours were judged to have good resistance to delayed fracture. In the table, the steel sheets in which no cracks occurred after 100 hours are shown as "excellent" in delayed fracture resistance, and the other steel sheets are shown as "poor” in delayed fracture resistance.
  • the TS of the present invention example is 1180 MPa or more, and the delayed fracture resistance and toughness are excellent.
  • the comparative examples are inferior in at least one of TS, delayed fracture resistance and toughness.

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Abstract

本発明は、引張強さ１１８０ＭＰａ以上で、耐遅れ破壊特性と靭性とに優れた高強度鋼板及びその製造方法を提供する。　本発明の高強度鋼板は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下記式（１）を満足する成分組成を有し、マルテンサイト及びベイナイトの面積率の合計が９５％以上であり、旧オーステナイト粒径が１０μｍ以下であり、旧オーステナイト粒界のＢ濃度が質量％で０．１０％以上であり、旧オーステナイト粒界のＣ濃度が鋼中のＣ含有量の１．５倍以上であり、Ｆｅの析出量が２００質量ｐｐｍ以下であり、下記式（２）にて定義されるａについて、転位上のａ転位と旧オーステナイト粒界上のａ粒界との比：ａ転位／ａ粒界が１．３以上のものである。　（［％Ｎ］／１４）／（［％Ｔｉ］／４７．９）＜１.０…（１）　ａ＝Ｃ２ ＋／（Ｃ２＋＋Ｃ＋）…（２）

Description

高強度鋼板，高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法，並びに部材
　本発明は，高強度鋼板及びそれらの製造方法に関する。
　自動車用鋼板では，車体軽量化による燃費向上のため，高強度化が求められている。骨格部品では引張強度１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板が必要となっている。また，鋼板をプレス加工し所望の形状に加工するために，鋼板には高い曲げ性が要求されている。さらに衝突安全性の観点から，強度に加え，衝突時に乗員の居住空間を確保するよう，容易に変形しないことが求められる自動車部品もある。このような自動車部品には高降伏比の鋼板の使用が望まれる。加えて，自動車部品が衝突時に破断しないように，高い靭性も必要である。
　特許文献１では，耐水素脆化性に対する信頼性の高い高強度鋼板及びその製造方法が開示されている。特許文献２では，延性及び低温衝撃特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法が開示されている。特許文献３では，耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板及びその製造方法が開示されている。
特開第２０１７－１４５４４１号公報 特許第６４２１９０３号明細書 特許第４９４９５３６号明細書
　しかしながら，特許文献１では遅れ破壊特性として耐水素脆化性が考慮されているが，引張強度１１８０ＭＰａ以上の鋼板を得ることはできない。また靭性についても考慮されていない。特許文献２では耐遅れ破壊特性が考慮されていない。特許文献３では靭性が考慮されていない。
　上述のように，引張強さ１１８０ＭＰａ以上で，耐遅れ破壊特性と靭性とに優れた高強度鋼板を製造することは，従来技術では困難である。
　本発明は，かかる事情に鑑みてなされたもので，引張強さ１１８０ＭＰａ以上で，耐遅れ破壊特性と靭性とに優れた高強度鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
　なお，本発明において，高強度とは，ＪＩＳ　Ｚ２２０１に準拠して測定した引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上であることを意味する。
　また，耐遅れ破壊特性に優れるとは，試験片を表層の引張応力１８００ＭＰａの定荷重試験に供し，１００時間電解チャージしても割れが生じないことを意味する。
　また，靭性に優れるとは，ＪＩＳ　Ｚ２２４２に準拠して実施したシャルピー衝撃試験において，脆性－延性遷移温度が－４０°Ｃ以下であることを意味する。
　本発明者らは，上記した課題を達成するために，鋭意検討を重ねた結果，以下の知見を得た。
（１）遅れ破壊はマルテンサイト組織の旧オーステナイト粒界に沿って亀裂が進展する。そのため，結晶粒径を微細化して破壊経路を複雑化すること，及び結晶粒界の強度を高めることが耐遅れ破壊特性を向上する上で効果的である。これらは同時に靭性を向上させることにも効果的である。旧オーステナイト粒の微細化には，焼鈍温度をオーステナイト単相域である８５０℃以上で極力小さくすることが有効である。一方で，粒界の強化にはＢを粒界偏析させることが有効であるが，Ｂの粒界偏析量は高温で焼鈍するほど大きくなる。そこで，結晶粒径を微細に保ちながらＢの粒界偏析量を増加させるために，８５０℃近傍で焼鈍して微細なオーステナイト粒を得たのち，急速加熱と急速冷却とを行う。これにより，結晶粒成長を抑制しながら拡散によるＢの粒界偏析を促し，オーステナイト粒径の微細化とＢの粒界偏析とを同時に達成することができる。
（２）遅れ破壊は鋼板に侵入した水素が転位にたまることで助長される。マルテンサイト組織は多量の転位を含むため，旧オーステナイト粒径を微細化しＢを粒界偏析させるだけでは十分な耐遅れ破壊特性が得られない。しかし，鋼板を焼戻し転位上に炭素のクラスターを生成させると，炭素クラスターと水素との相互作用により，水素が転位よりもクラスターの方に強くトラップされ，水素を無害化できる。また，焼戻し時の炭素の拡散により旧オーステナイト粒界に炭素が偏析し粒界を強化することで，耐遅れ破壊特性と靭性とをさらに向上させることができる。焼戻しの初期では，炭素クラスターが形成される前に転位への炭素の偏析もしくは固着が生じる。しかしながら，偏析もしくは固着した炭素は水素トラップ能が小さく，耐遅れ破壊特性を向上する効果が小さい。焼戻しが進むと炭素は転位上への偏析・固着から，炭素クラスターへと遷移する。このとき，３次元アトムプローブ（３　Ｄｉｍｅｎｓｉｏｎａｌ　Ａｔｏｍ　Ｐｒｏｂｅ：３ＤＡＰ）で分析を行うと，転位上に偏析・固着もしくは粒界に偏析した炭素はモノマーイオン（質量電荷比６もしくは１２）として検出されるが，クラスターに遷移した炭素は炭素イオンが複数結合した質量電荷比２４の形態として多く検出される。よって，３ＤＡＰを用いて，転位上に存在する炭素が，耐遅れ破壊特性を向上するために有効なクラスター形態か，耐遅れ破壊特性を向上する効果の小さい偏析・固着状態かを判別することができる。
　本発明は，上記知見に基づいてなされたものである。すなわち，本発明の要旨構成は以下のとおりである。
［１］　質量％で，
Ｃ：　０．１０％以上０．３０以下，
Ｓｉ：　０．２０％以上１．２０％以下，
Ｍｎ：　２．５％以上４．０％以下，
Ｐ：　０．０５０％以下，
Ｓ：　０．０２０％以下，
Ａｌ：　０．１０％以下，
Ｎ：　０．０１％以下，
Ｔｉ：　０．１００％以下，
Ｎｂ：　０．００２％以上０．０５０％以下及び
Ｂ：　０．０００５％以上０．００５０％以下
を含有し，残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり，下記式（１）を満足する成分組成を有し，
　マルテンサイト及びベイナイトの面積率の合計が９５％以上であり，
　旧オーステナイト粒径が１０μｍ以下であり，
　旧オーステナイト粒界のＢ濃度が質量％で０．１０％以上であり，
　旧オーステナイト粒界のＣ濃度が鋼中のＣ含有量の１．５倍以上であり，
　Ｆｅの析出量が２００質量ｐｐｍ以下であり，
　下記式（２）にて定義されるａについて，転位上のａ転位と旧オーステナイト粒界上のａ粒界との比：ａ転位／ａ粒界が１．３以上である，高強度鋼板。
　（［％Ｎ］／１４）／（［％Ｔｉ］／４７．９）＜１.０…（１）
　ａ＝Ｃ２ ＋／（Ｃ２＋＋Ｃ＋）…（２）
　式（１）において，［％Ｎ］及び［％Ｔｉ］はそれぞれＮ及びＴｉの鋼中含有量（質量％）を示し，
　式（２）において，
Ｃ２ ＋：　３次元アトムプローブにて分析した質量電荷比２４Ｄａのイオン強度
Ｃ２＋：　３次元アトムプローブにて分析した質量電荷比６Ｄａのイオン強度
Ｃ＋：　　３次元アトムプローブにて分析した質量電荷比１２Ｄａのイオン強度
を示す。
［２］　前記成分組成が，さらに質量％で，
Ｖ：　０．１００以下，
Ｍｏ：　０．５００％以下，
Ｃｒ：　１．００％以下，
Ｃｕ：　１．００％以下，
Ｎｉ：　０．５０％以下，
Ｓｂ：　０．２００％以下，
Ｓｎ：　０．２００％以下，
Ｔａ：　０．２００％以下，
Ｗ：　０．４００％以下，
Ｚｒ：　０．０２００％以下，
Ｃａ：　０．０２００％以下，
Ｍｇ：　０．０２００％以下，
Ｃｏ：　０．０２０％以下，
ＲＥＭ：　０．０２００％以下，
Ｔｅ：　０．０２０％以下，
Ｈｆ：　０．１０％以下及び
Ｂｉ：　０．２００％以下
のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する，前記［１］に記載の高強度鋼板。
［３］　前記［１］または［２］に記載の高強度鋼板の少なくとも片面にめっき層を有する，高強度めっき鋼板。
［４］　前記［１］または［２］の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して熱延板とし，
　前記熱延板に冷間圧延を施して冷延板とし，
　前記冷延板を，８５０℃以上９２０℃以下の第一加熱温度まで加熱して１０ｓ以上保持し，次いで，１０００℃以上１２００℃以下の第二加熱温度まで５０℃／ｓ以上の平均加熱速度で昇温し，該第二加熱温度に到達後５秒以内に，５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で５００℃以下まで冷却する，焼鈍工程を行い，
　前記焼鈍工程の後，前記冷延板を７０℃以上２００℃以下の再加熱温度に６００ｓ以上保持する再加熱工程を行なって高強度鋼板を得る，高強度鋼板の製造方法。
［５］　前記［４］に記載の焼鈍工程の後，再加熱工程の前に，前記高強度鋼板にめっき処理を施して高強度めっき鋼板を得る，めっき工程を有する，高強度めっき鋼板の製造方法。
［６］　前記［１］または［２］に記載の高強度鋼板を少なくとも一部に用いてなる，部材。
［７］　前記［３］に記載の高強度めっき鋼板を少なくとも一部に用いてなる，部材。
　本発明によれば，引張強さ１１８０ＭＰａ以上で，耐遅れ破壊特性と靭性とに優れた高強度鋼板及びその製造方法を提供することができる。
３次元アトムプローブにより得られた３次元原子マップの一例について説明するための図である。 ３次元アトムプローブにより得られた転位上及び旧オーステナイト粒界における質量電荷比のスペクトルの一例を示す図である。
　以下，本発明の実施形態について説明する。なお，本発明は以下の実施形態に限定されない。先ず，鋼板の成分組成の適正範囲及びその限定理由について説明する。なお，以下の説明において，鋼板の成分元素の含有量を表す「％」は，特に明記しない限り「質量％」を意味する。「ｐｐｍ」は，特に明記しない限り，「質量ｐｐｍ」を意味する。また本明細書中において，「～」を用いて表される数値範囲は，「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
Ｃ：　０．１０％以上０．３０以下
　Ｃはマルテンサイト・ベイナイト組織を強化することに加え，旧オーステナイト粒界近傍に集積した転位に偏析して粒界を強化し，耐遅れ破壊特性を高める効果を有する。また，Ｃは，転位上にクラスターを形成し，水素の強いトラップサイトとなり，耐遅れ破壊特性を向上する効果を有する。Ｃ含有量が０．１０％未満では，マルテンサイト及びベイナイトの面積率が減少し，１１８０ＭＰａ以上のＴＳが得られない。Ｃ含有量が０．３０％超では，焼鈍時にＢと鉄との炭ホウ化物を形成し，粒界上に十分な量のＢを偏析させることができない。Ｃ含有量は，好ましくは０．１１％以上とする。また，Ｃ含有量は，好ましくは０．２８％以下とする。
Ｓｉ：　０．２０％以上１．２０％以下
　Ｓｉは固溶強化に有効な元素であり，０．２０％以上の添加を必要とする。一方，Ｓｉは炭化物や炭素クラスターの形成を抑制する効果があり，１．２０％超では転位上に炭素クラスターが形成しない。Ｓｉ含有量は，好ましくは，０．５０％以上とする。Ｓｉ含有量は，好ましくは，１．１０％以下とする。
Ｍｎ：　２．５％以上４．０％以下
　Ｍｎは焼入れ性向上に有効である。Ｍｎ含有量が２．５％未満では，マルテンサイト及びベイナイト面積率が低下し強度が低下する。一方で，Ｍｎ含有量が４．０％超では偏析部が過度に硬質化し曲げ性が低下する。Ｍｎ含有量は，好ましくは，２．８％以上とする。Ｍｎ含有量は，好ましくは，３．５％以下とする。
Ｐ：　０．０５０％以下
　Ｐは旧オーステナイト粒界に偏析し靭性と耐遅れ破壊特性を低下させるため，Ｐ含有量は０．０５０％以下とする。Ｐ含有量の下限は特に設けず，０％であってもよいが，０．００１％未満とするのは製造コストを増加させるため，０．００１％以上が好ましい。Ｐ含有量は，好ましくは０．０２５％以下とする。
Ｓ：　０．０２０％以下
　Ｓは旧オーステナイト粒界に偏析し靭性と耐遅れ破壊特性とを低下させるため，０．０２０％以下とする。Ｓ含有量の下限は特に設けないが，０．０００１％未満とするのは製造コストを増加させるため，０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｓ含有量は，好ましくは０．０１８％以下とする。
Ａｌ：　０．１０％以下
　Ａｌは脱酸材として作用する元素であり，そのような効果を得るためにＡｌ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。一方，Ａｌ含有量は０．１０％超ではフェライトを生成しやすくなり強度が低下する。Ａｌ含有量は，好ましくは０．０５％以下とすることが好ましい。
Ｎ：　０．０１％以下
　ＮはＮｂやＢと窒化物を形成し，Ｎｂ及びＢの添加効果を下げる。そのため，Ｎ含有量は０．０１％以下とする。Ｎ含有量は，好ましくは０．００６％以下とする。下限は特に設けないが，製造コストの観点から０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｔｉ：　０．１００％以下
　Ｔｉは鋼中のＮをＴｉＮとして固定し，ＢＮやＮｂＮの生成を抑制して，Ｎｂ及びＢの添加効果を向上し，耐遅れ破壊特性を向上する効果を有する。これらの効果を得るために，Ｔｉ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。一方，Ｔｉ含有量が０．１００％超では，粗大なＴｉ炭化物が粒界上に形成し，靭性が低下する。Ｔｉ含有量は好ましくは０．０５％以下とする。
Ｎｂ：　０．００２％以上０．０５０％以下
　Ｎｂは固溶もしくは微細な炭化物として析出し，オーステナイト粒の焼鈍中の成長を抑制する。そして，結晶粒径を微細化して破壊経路を複雑化し，靭性及び耐遅れ破壊特性を向上することができる。このような効果を得るため，Ｎｂ含有量は０．００２％以上とする。一方で，Ｎｂ含有量が０．０５０％超では効果が飽和するばかりか，粗大なＮｂ炭化物が析出し靭性が低下する。Ｎｂ含有量は，好ましくは０．００５％以上とする。また，Ｎｂ含有量は，好ましくは０．０４０％以下である。
Ｂ：　０．０００５％以上０．００５０％以下
　Ｂは旧オーステナイト粒界に偏析し粒界強度を高めて耐遅れ破壊特性を向上する効果を有する。そのような効果をえるためにＢ含有量は０．０００５％以上とする。一方で，Ｂ含有量が０．００５０％超では炭ホウ化物が形成し靭性が低下する。Ｂ含有量は，好ましくは０．００１０％以上とする。また，Ｂ含有量は，好ましくは０．００３０％以下とする。
（［％Ｎ］／１４）／（［％Ｔｉ］／４７．９）＜１.０…（１）
　上述したＢ及びＮｂの添加効果を得るために，これらの元素と容易に結合するＮはＴｉにより固定する必要がある。そのためにＮのモル分率をＴｉのモル分率よりも小さくする。すなわち，上記式（１）を満足するようにＮ及びＴｉの鋼中含有量を調整する。なお，式（１）において，［％Ｎ］及び［％Ｔｉ］はそれぞれＮ及びＴｉの鋼中含有量（質量％）を示す。
　［任意成分］
　本実施形態に係る高強度冷延鋼板は，上記の成分組成に加えて，さらに質量％で，Ｖ：０．１００以下，Ｍｏ：０．５００％以下，Ｃｒ：１．００％以下，Ｃｕ：１．００％以下，Ｎｉ：０．５０％以下，Ｓｂ：０．２００％以下，Ｓｎ：０．２００％以下，Ｔａ：０．２００％以下，Ｗ：０．４００％以下，Ｚｒ：０．０２００％以下，Ｃａ：０．０２００％以下，Ｍｇ：０．０２００％以下，Ｃｏ：０．０２０％以下，ＲＥＭ：０．０２００％以下，Ｔｅ：０．０２０％以下，Ｈｆ：０．１０％以下及びＢｉ：０．２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有してもよい。
Ｖ：　０．１００以下
　Ｖは微細な炭化物を形成し強度を上げる効果を有する。Ｖ含有量が０．１００％超では粗大なＶ炭化物が析出し，靭性が低下する。Ｖ含有量の下限は特に限定されず，０．０００％であってもよいが，微細な炭化物を形成し強度を上げる効果を有することから，０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｍｏ：　０．５００％以下
　Ｍｏは焼入れ性を向上しベイナイト及びマルテンサイトの面積率を高める効果を有する。Ｍｏ含有量が０．５００％超では効果が飽和する。Ｍｏ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，焼入れ性を向上しベイナイト及びマルテンサイトの面積率を高める効果を有することから，０．０１０％以上とすることが好ましい。
Ｃｒ：　１．００％以下
　Ｃｒは焼入れ性を向上しベイナイト及びマルテンサイトの面積率を高める効果を有する。Ｃｒ含有量が１．００％超では効果が飽和する。Ｃｒ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，焼入れ性を向上しベイナイト及びマルテンサイトの面積率を高める効果を有することから，０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｃｕ：　１．００％以下
　Ｃｕは固溶により強度を上昇する効果を有する。また，Ｃｕは耐遅れ破壊特性を向上する効果を有する。Ｃｕ含有量が１．００％超では粒界割れが生じやすくなる。Ｃｕ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，固溶により強度を上昇する効果を有することから，０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｎｉ：　０．５０％以下
　Ｎｉは焼入れ性を向上する効果を有するが，Ｎｉ含有量が０．５０％超では効果が飽和する。Ｎｉ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，焼入れ性を向上する効果を有することから，０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｓｂ：　０．２００％以下
　Ｓｂは鋼板の表面酸化や窒化，脱炭を抑制する効果を有するが，Ｓｂ含有量が０．２００％超では効果が飽和する。Ｓｂ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，鋼板の表面酸化や窒化，脱炭を抑制する効果を有することから，０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓｎ：　０．２００％以下
　ＳｎはＳｂと同様に，鋼板の表面酸化や窒化，脱炭を抑制する効果を有する。Ｓｎ含有量が０．２００％超では効果が飽和する。Ｓｎ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，鋼板の表面酸化や窒化，脱炭を抑制する効果を有することから，０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｔａ：　０．２００％以下
　Ｔａは微細な炭化物を形成し強度を上昇する効果を有する。Ｔａ含有量が０．２００％超では粗大なＴａ炭化物が析出し靭性が低下する。Ｔａ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，微細な炭化物を形成し強度を上昇する効果を有することから，０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｗ：　０．４００％以下
　Ｗは微細な炭化物を形成し強度を上げる効果を有する。Ｗ含有量が０．４００％超では，粗大なＷ炭化物が析出し靭性が低下する。Ｗ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，微細な炭化物を形成し強度を上げる効果を有することから，０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｚｒ：　０．０２００％以下
　Ｚｒは介在物の形状を球状化し応力集中を抑制し靭性を向上させる効果を有する。Ｚｒ含有量が０．０２００％超では介在物が多量に形成し靭性が低下する。Ｚｒ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，介在物の形状を球状化し応力集中を抑制し靭性を向上させる効果を有することから，０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｃａ：　０．０２００％以下
　Ｃａは脱酸材として用いることができる。Ｃａ含有量が０．０２００％超ではＣａ系介在物が多量に生成し靭性が低下する。Ｃａ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，脱酸材として用いることができることから，０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｍｇ：　０．０２００％以下
　Ｍｇは脱酸材として用いることができる。Ｍｇ含有量が０．０２００％超ではＭｇ系介在物が多量に生成し靭性が低下する。Ｍｇ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，脱酸材として用いることができることから，０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｃｏ：　０．０２０％以下
　Ｃｏは固溶強化で強度を上げる効果を有する。Ｃｏ含有量が０．０２０％超では効果が飽和する。Ｃｏ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，固溶強化で強度を上げる効果を有することから，０．００１％以上とすることが好ましい。
ＲＥＭ：　０．０２００％以下
　ＲＥＭは介在物の形状を球状化し応力集中を抑制し靭性を向上させる効果を有する。ＲＥＭ含有量が０．０２００％超では介在物が多量に形成し靭性が低下する。ＲＥＭ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，介在物の形状を球状化し応力集中を抑制し靭性を向上させる効果を有することから，０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｔｅ：　０．０２０％以下
　Ｔｅは介在物の形状を球状化して応力集中を抑制し，靭性を向上させる効果を有する。Ｔｅ含有量が０．０２０％超では介在物が多量に形成し靭性が低下する。Ｔｅ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，介在物の形状を球状化し応力集中を抑制し靭性を向上させる効果を有することから，０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｈｆ：　０．１０％以下
　Ｈｆは介在物の形状を球状化して応力集中を抑制し，靭性を向上させる効果を有する。Ｈｆ含有量が０．１０％超では介在物が多量に形成し靭性が低下する。Ｈｆ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，介在物の形状を球状化し応力集中を抑制し靭性を向上させる効果を有することから，０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｂｉ：　０．２００％以下
　Ｂｉは偏析を軽減して曲げ性を向上させる効果を有する。Ｂｉ含有量が０．２００％超では介在物が多量に形成し曲げ性が低下する。Ｂｉ含有量の下限は特にされず，０．０００％であってもよいが，偏析を軽減し曲げ性を向上させる効果を有することから，０．００１％以上とすることが好ましい。
　上述した成分以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。なお，上記任意成分について，含有量が下限値未満の場合には本発明の効果を害さないため，これら任意元素を下限値未満含む場合は不可避的不純物として扱う。
［鋼組織］
　次に，鋼板の鋼組織について説明する。
　マルテンサイト及びベイナイト：面積率の合計が９５％以上
　マルテンサイト及びベイナイトともに硬質相であり，１１８０ＭＰａ以上のＴＳを達成するために必要である。そのため，マルテンサイ及びベイナイトの面積率の合計は９５％以上とする。マルテンサイ及びベイナイトの面積率の合計は，好ましくは９６％以上である。マルテンサイ及びベイナイトの面積率の合計の上限は特に限定されず，１００％であってもよい。
　鋼組織は，マルテンサイト及びベイナイト以外の残部組織を含んでいてもよい。残部組織としては，フェライト，残留オーステナイト及びセメンタイトが挙げられる。残部組織は，面積率の合計で５％以下とする。
　ここで，各組織の面積率は以下の通り測定する。残留オーステナイトの面積率は，各鋼板から採取した試験片において，鋼板の板厚１／４ｔ位置まで圧延面を化学研磨し，Ｘ線回折装置（Ｘ‐ｒａｙ　ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：ＸＲＤ）で研磨面のＸ線回折強度及び回折ピーク位置を測定して体積率を算出し，その数字を残留オーステナイトの面積率とする。次いで各鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後，３％ナイタールで腐食し，板厚１／４ｔ位置を観察面とする。観察面について，倍率２０００倍で３視野のＳＥＭ像を撮影する。得られたＳＥＭ像について，画像解析によってマルテンサイトとベイナイトと残留オーステナイトとを合計した面積率及びマルテンサイト，ベイナイト及び残留オーステナイト以外の組織（フェライト，セメンタイト）の面積率を求める。画像解析によって得られたマルテンサイト及びベイナイト及び残留オーステナイトの面積率から，ＸＲＤによって得られた残留オーステナイトの面積率を引くことで，マルテンサイト及びベイナイトの面積率を求める。３視野の平均値を組織の面積率とする。
　旧オーステナイト粒径：１０μｍ以下
　亀裂進展経路を複雑化することで靭性及び耐遅れ破壊特性の向上が可能である。これら効果を得るためには旧オーステナイト粒径を１０μｍ以下とする必要がある。旧オーステナイトは好ましくは９μｍ以下である。旧オーステナイト粒の平均結晶粒径の下限は特に限定されないが，生産技術上の観点から，１μｍ以上とすることが好ましい。
　ここで，旧オーステナイト粒の平均結晶粒径は以下の通り測定する。各鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後，ピクラールで腐食して観察面とする。観察面において，板厚１／４ｔ位置のミクロ組織をＳＥＭにより倍率２０００倍で３視野撮影し，ＳＥＭ像を得る。得られた組織画像から画像解析によって各旧オーステナイト粒の粒径を求め，３視野の平均値を旧オーステナイト粒の平均結晶粒径とする。
　旧オーステナイト粒界のＢ濃度：質量％で０．１０％以上
　Ｂは旧オーステナイト粒界に偏析することで粒界を強化し，靭性及び耐遅れ破壊特性を向上させることができる。旧オーステナイト粒界のＢ濃度が質量％で０．１０％以上であれば，該効果が得られる。旧オーステナイト粒界のＢ濃度は，好ましくは，質量％で０．１５％以上，より好ましくは０．２０％以上である。旧オーステナイト粒界のＢ濃度の上限は設けないが，硬質の炭ホウ化物が粒界上に析出することを好適に防ぎ，靭性をより向上させるため，このましくは２０％未満である。
　旧オーステナイト粒界のＣ濃度：鋼中のＣ含有量の１．５倍以上
　ＣもＢと同様旧オーステナイト粒界に偏析することで粒界を強化し，靭性及び耐遅れ破壊特性を向上させる。旧オーステナイト粒界のＣ濃度が鋼中のＣ含有量の１．５倍以上であれば，該効果が得られる。すなわち，旧オーステナイト粒界のＣ濃度は，下記式（３）を満たす。
旧オーステナイト粒界のＣ濃度（質量％）／鋼中のＣ含有量（質量％）≧１．５…（３）
　旧オーステナイト粒界のＣ濃度は，好ましくは，鋼中のＣ含有量の２．０倍以上，より好ましくは２．５倍以上である。旧オーステナイト粒界のＣ濃度の上限は設けないが，硬質の炭化物もしくは炭ホウ化物が粒界上に析出することを好適に防ぎ，靭性をより向上させるため，好ましくは質量％で２０％未満である。
　ここで，旧オーステナイト粒界のＢ濃度及びＣ濃度は以下の通り測定する。旧オーステナイト粒界を含む領域からＳＥＭ－ＦＩＢ（Ｆｏｃｕｓｅｄ　Ｉｏｎ　Ｂｅａｍ：集束イオンビーム）法で針状試料を作製する。得られた針状試料について，３ＤＡＰ装置（ＬＥＡＰ４０００ＸＳｉ，ＡＭＥＴＥＫ製）を用いて３ＤＡＰ分析を行う。測定はレーザーモードにて行う。試料温度は８０Ｋ以下とする。旧オーステナイト粒界から検出したＢ及びＣのイオン数とその他のイオン数とから，旧オーステナイト粒界のＢ濃度及びＣ濃度を求める。
　Ｆｅの析出量：２００質量ｐｐｍ以下
　耐遅れ破壊特性を向上するには転位上に炭素クラスターを分散させることが有効である。一方，セメンタイトは炭素クラスターよりも水素トラップ能が小さいため，鋼板の焼戻しでは，炭素クラスターを形成し，セメンタイトの析出を抑制する必要がある。炭素クラスターはＦｅの析出量には含まれないため，Ｆｅの析出量によってセメンタイトのみを評価可能である。Ｆｅの析出量を２００質量ｐｐｍ以下とすることで，セメンタイトの析出を抑制して，耐遅れ破壊特性を向上することができる。Ｆｅの析出量は，好ましくは１８０質量ｐｐｍ以下である。Ｆｅの析出量の下限は特に限定されないが，生産技術上の観点から，５質量ｐｐｍ以上とすることが好ましい。
　ここで，Ｆｅの析出量は以下の通り測定する。鋼板を切断して，１５×１５ｍｍの試験片とする。１０％アセチルアセトン系電解液（１０ｖｏｌ％アセチルアセトン－１ｍａｓｓ％塩化テトラメチルアンモニウム－メタノール）を用いて，試験片を定電流電解する。その後，電解液を採取して，フィルター孔径０．１μｍのフィルターでろ過し，析出物を捕集する。捕集した析出物をフィルターごと混酸溶解して溶液を作製する。この溶液を高周波誘導結合プラズマ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ：ＩＣＰ）発光分光分析装置を用いて分析し，Ｆｅの析出量を測定する。
　式（２）にて定義される転位上のａ転位と旧オーステナイト粒界上のａ粒界との比：ａ転位／ａ粒界が１．３以上
　ａ＝Ｃ２ ＋／（Ｃ２＋＋Ｃ＋）…（２）
　式（２）において，
Ｃ２ ＋：　３次元アトムプローブにて分析した質量電荷比２４Ｄａのイオン強度
Ｃ２＋：　３次元アトムプローブにて分析した質量電荷比６Ｄａのイオン強度
Ｃ＋：　　３次元アトムプローブにて分析した質量電荷比１２Ｄａのイオン強度
を示す。
　本高強度鋼板の重要な構成要件の一つである。上述したように，鋼板の焼戻しにより炭素を炭素クラスターへと遷移させることで，耐遅れ破壊特性を向上することができる。炭素クラスターの形成は，高強度鋼板を３ＤＡＰで分析することによって判別することができる。図１を参照して，３次元アトムプローブにより得られた３次元原子マップの一例について説明する。図１の（ａ）は，Ｂについての３次元原子マップであり，図１の（ｂ）は，同試料のＣについての３次元原子マップである。図１（ａ）に示すように，Ｂは旧オーステナイト粒界に偏析する。図１（ａ）にて面状にＢが偏析している部分が旧オーステナイト粒界に対応する箇所である。これに対し，図１（ｂ）に示すように，Ｃは旧オーステナイト粒界に加えて転位上にも偏析する。図１（ｂ）において，面状にＣが偏析している領域が旧オーステナイト粒界に対応する箇所である。これに対し，図１（ｂ）において，線状にＣが偏析している領域が転位に対応する箇所である。図２に，旧オーステナイト粒界上，及び転位上について求めた，質量電荷比のスペクトルの一例を示す。図２（ａ）は転位上について求めた，質量電荷比のスペクトルの一例である。図２（ｂ）は旧オーステナイト粒界上について求めた，質量電荷比のスペクトルの一例である。転位上及び旧オーステナイト粒界上の質量電荷比のスペクトルについて，質量電荷比６Ｄａ，１２Ｄａ，２４Ｄａのイオン強度はそれぞれ図２に示す通りである。図２（ａ）及び（ｂ）の比較から，転位に対応する箇所においては，質量電荷比２４Ｄａのイオン強度の割合が，旧オーステナイト粒界に対応する箇所と比較して高いことがわかる。３ＤＡＰの質量電荷比スペクトルにおいて，質量電荷比２４Ｄａのピークは炭素イオンが２個以上結合したものに対応するピークであり，具体的にはＣ２ ＋またはＣ４ ２＋に対応するピークである。Ｃ２ ＋及びＣ４ ２＋を完全に区別することは困難であるため，本明細書では便宜上Ｃ２ ＋及びＣ４ ２＋をまとめてＣ２ ＋とする。この質量電荷比２４Ｄａのピークは，炭素が局所的に濃化した析出物もしくは炭素クラスターに起因する。これに対し，質量電荷比６ＤａのピークはＣ２＋，質量電荷比１２ＤａのピークはＣ＋にそれぞれ対応するピークである。これらのピークは，固溶状態の炭素，旧オーステナイト粒界に偏析した炭素，または転位上に偏析もしくは固着した炭素である。なお，ここでは，転位との熱力学的な相互作用の結果転位上にいると考えられる炭素を「偏析」状態，転位との弾性的な相互作用の結果転位上にいると考えられる炭素を「固着」状態と称している。よって，上記式（２）で定義されるこれらの比ａを調べることで，着目している領域の炭素が，析出またはクラスター状態であるか，あるいは固溶または偏析状態であるかを識別することが可能である。しかしながら，質量電荷比スペクトルにおけるこれらのピークの高さは，３ＤＡＰの分析条件にも依存する。そのため，旧オーステナイト粒界上を参照領域とし，旧オーステナイト粒界上のａ粒界に対する転位上のａ転位の比を調べることとした。これにより，分析条件に依存せず，Ｃの状態を識別することが可能である。すなわち，ａ粒界を参照領域として，ａ転位／ａ粒界が１．３未満であれば，転位上の炭素は固溶状態である，すなわち，炭素クラスターは形成していないと言える。１．３以上であれば，転位上の炭素はクラスターもしくは析出物を形成している。よって，Ｆｅ析出量２００ｐｐｍ以下かつａ転位／ａ粒界が１．３以上であれば，セメンタイトが析出せず，かつ炭素クラスターが転位上に分散し，耐遅れ破壊特性に優れた状態であると言える。ａ転位／ａ粒界は好ましくは１．４以上，より好ましくは１．５以上である。ａ転位／ａ粒界の上限は特に限定されないが，Ｃ２＋が多いとクラスターから析出物に遷移しＦｅ析出量が２００ｐｐｍ超となることから，４．０以下とすることが好ましい。
　転位上のａ転位と旧オーステナイト粒界上のａ粒界との比：ａ転位／ａ粒界は以下の通り測定する。旧オーステナイト粒界を含む領域からＳＥＭ－ＦＩＢ法で先鋭な針状試料を作成する。３ＤＡＰ装置（ＬＥＡＰ４０００ＸＳｉ，ＡＭＥＴＥＫ製）を用いて３ＤＡＰ分析を行う。測定はレーザーモードにて行う。試料温度は８０Ｋ以下とする。得られた３次元原子マップ上にて，面上に炭素が濃化した領域を旧オーステナイト粒界に対応する箇所，線状に炭素が濃化した領域を転位に対応する箇所と判断する。旧オーステナイト粒界から検出したＢ及びＣイオン数とその他のイオン数とから旧オーステナイト粒界のＢ濃度とＣ濃度とを求める。また，面上に炭素が濃化した領域（旧オーステナイト粒界に対応）と，線状に炭素が濃化した領域（転位に対応）とについて，それぞれ質量電荷比スペクトルを求め，各領域についてａ粒界とａ転位とを計算する。
　本発明によれば，引張強さ１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を提供することができる。高強度鋼板の引張強さは，好ましくは１２５０ＭＰａ以上である。
　上述した高強度鋼板は，少なくとも片面にめっき層を有してもよい。めっき層としては溶融亜鉛めっき層，合金化溶融亜鉛めっき層，及び電気亜鉛めっき層のいずれかが好ましい。めっき層の組成は特に限定されず，公知の組成とすることができる。
　溶融亜鉛めっき層の組成は特に限定されず，一般的なものであればよい。一例においては，めっき層は，Ｆｅ：２０質量％以下，Ａｌ：０．００１質量％以上１．０質量％以下を含有し，さらに，Ｐｂ，Ｓｂ，Ｓｉ，Ｓｎ，Ｍｇ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｃｏ，Ｃａ，Ｃｕ，Ｌｉ，Ｔｉ，Ｂｅ，Ｂｉ，及びＲＥＭからなる群から選ばれる１種または２種以上を合計で０質量％以上３．５質量％以下含有し，残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成を有する。めっき層が溶融亜鉛めっき層の場合には，一例においてはめっき層中のＦｅ含有量が７質量％未満であり，合金化溶融亜鉛めっき層の場合には，一例においてはめっき層中のＦｅ含有量は７質量％以上１５質量％以下，より好ましくは８質量％以上１３質量％以下である。
　めっきの付着量は特に限定されないが，高強度鋼板の片面あたりのめっき付着量を２０～８０ｇ／ｍ２とすることが好ましい。一例において，めっき層は，高強度冷延鋼板の表裏両面に形成されている。
　次に，高強度鋼板の製造方法について説明する。
　はじめに，上述した成分組成を有する鋼スラブを製造する。まず鋼素材を溶製して上記成分組成を有する溶鋼とする。溶製方法は特に限定されず，転炉溶製や電気炉溶製等，公知の溶製方法のいずれもが適合する。得られた溶鋼を固めて鋼スラブ（スラブ）を製造する。溶鋼から鋼スラブを製造する方法は特に限定されず，連続鋳造法，造塊法または薄スラブ鋳造法等を用いることができる。鋼スラブは一旦冷却した後再度加熱してから熱間圧延を施してもよいし，鋳造した鋼スラブを室温まで冷却せずに連続的に熱間圧延してもよい。スラブ加熱温度は，圧延負荷及びスケールの発生を考慮して，１１００℃以上とすることが好ましく，また１３００℃以下とすることが好ましい。スラブ加熱方法は特に限定されないが，例えば常法に従い加熱炉で加熱することができる。
［熱間圧延工程］
　次いで，スラブ加熱された鋼スラブを熱間圧延して熱延板とする。熱間圧延は特に制限はなく，常法に従い行えばよい。熱間圧延後の冷却もとくに制限はなく，巻取り温度まで冷却する。次いで，熱延板をコイルに巻取る。巻取り温度は４００℃以上とすることが好ましい。巻取り温度が４００℃以上であれば，熱延板の強度が上昇することなく巻き取りが容易となるからである。巻取り温度は５５０℃以上がより好ましい。また，スケールが厚く生成することを好適に防ぎ，歩留りをより向上するために，巻取り温度は７５０℃以下とすることが好ましい。なお，酸洗前に，軟質化を目的として熱延板に熱処理を行ってもよい。
［酸洗工程］
　任意で，コイルに巻取った熱延板のスケールを除去する。スケールを除去する方法は特に限定されないが，スケール完全に除去するために，熱延コイルを巻戻しながら酸洗を行うことが好ましい。酸洗方法はとくに限定されず，常法に従えばよい。
［冷間圧延工程］
　任意でスケールを除去した熱延板を適宜洗浄した後，冷間圧延して冷延板とする。冷間圧延の方法は特に限定されず常法に従えばよい。
［焼鈍工程］
　次いで，冷延板を，８５０℃以上９２０℃以下の第一加熱温度まで加熱して１０ｓ以上保持し，次いで，１０００℃以上１２００℃以下の第二加熱温度まで５０℃／ｓ以上の平均加熱速度で昇温し，該第二加熱温度に到達後５秒以内に，５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で５００℃以下まで冷却する，焼鈍工程を行う。
　８５０℃以上９２０℃以下の第一加熱温度
　次いで，冷延板を，８５０℃以上９２０℃以下の第一加熱温度まで加熱して１０ｓ以上保持する。マルテンサイト及びベイナイト主体の組織を得るため，オーステナイト単相域の第一加熱温度にて焼鈍を行う。第一加熱温度が８５０℃未満では，フェライトが生成し強度が低下する。一方，第一加熱温度が９２０℃超では，オーステナイト粒径が１０μｍを超え，以降の工程では細粒化できないため，耐遅れ破壊特性及び靭性が低下する。第一加熱温度は，好ましくは８６０℃以上である。また，第一加熱温度は，好ましくは９００℃以下である。
　第一加熱温度での保持時間：１０ｓ以上
　第一加熱温度における保持時間は，１０ｓ以上とする。第一加熱温度にて１０ｓ以上保持することで，オーステナイト粒径の成長と，Ｎｂ炭化物によるピン止めもしくは固溶による成長抑制とが釣り合う。保持時間が１０ｓ未満ではオーステナイト粒が成長途中であり，続く急速加熱中にＮｂ炭化物によるピン止めもしくは固溶による成長抑制の効果が発現せず，旧オーステナイト粒径が１０μｍを超えて，靭性及び耐遅れ破壊特性が低下する。第一加熱温度における保持時間の上限は特に限定しないが，生産性の観点から，第一加熱温度における保持時間は６０ｓ以下とすることが好ましい。第一加熱温度における保持時間は，好ましくは２０ｓ以上である。
　１０００℃以上１２００℃以下の第二加熱温度
　第一加熱温度での保持後，オーステナイト粒界を１０μｍ以下に維持したまま高温で焼鈍し，Ｂを十分な量粒界偏析させる。第二加熱温度が１０００℃未満ではＢの拡散が遅く，粒界偏析が不十分である。第二加熱温度が１２００℃超ではオーステナイト粒の成長が早く，オーステナイト粒径が１０μｍ超となって，靭性及び耐遅れ破壊特性が低下する。第二加熱温度は，好ましくは１０２０℃以上とする。第二加熱温度は，好ましくは１１５０℃以下である。
　平均加熱速度：５０℃／ｓ以上
　第一加熱温度から第二加熱温度までの平均加熱速度は５０℃／ｓ以上とする。第一加熱温度から第二加熱温度までの平均加熱速度が５０℃／ｓ未満では，オーステナイト粒径が１０μｍ超となって靭性及び耐遅れ破壊特性が低下する。第一加熱温度から第二加熱温度までの平均加熱速度の上限は特に限定されないが，過度の急速加熱は制御が困難であるため，好ましくは１２０℃／ｓ以下とする。第一加熱温度から第二加熱温度までの平均加熱速度は，好ましくは８０℃／ｓ以上である。
　第二加熱温度に到達後５秒以内に，５００℃以下まで５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却
　第二加熱温度まで到達後は，該第二加熱温度にて保持することなく，第二加熱温度に到達後５秒以内に急冷を開始し，５０℃／ｓ以上の平均冷却速度にて５００℃以下まで急冷を行なう。これにより，オーステナイト粒径１０μｍ以下でＢが０．１０％以上粒界偏析した鋼組織を得ることができる。第二加熱温度にて保持すると，粒成長が速やかに始まるため，第二加熱温度に到達後ただちに冷却を開始する。
　平均冷却速度：５０℃／ｓ以上
　第二加熱温度に到達後の冷却において，第二加熱温度から５００℃以下までの平均冷却速度は５０℃／ｓ以上とする。第二加熱温度から５００℃以下までの平均冷却速度が５０℃／ｓ未満では，冷却中に粒成長が生じる。第二加熱温度から５００℃以下までの平均冷却速度の上限は特に限定されないが，制御を容易とするため，好ましくは１２０℃／ｓ以下とする。第二加熱温度から５００℃以下までの平均冷却速度は，好ましくは８０℃／ｓ以上とする。
　冷却停止温度：５００℃以下
　また，フェライト変態を抑制するため，５００℃以下の冷却停止温度まで急冷を行う。冷却停止温度は，好ましくは４５０℃以下とする。冷却停止温度の下限は特に限定されないが，１００℃以上とすることが好ましい。
　上述した焼鈍工程の後，再加熱工程の前に，高強度鋼板の少なくとも片面にめっき処理を施して，高強度めっき鋼板を得る，めっき工程を行ってもよい。めっき工程後に高強度めっき鋼板に加熱処理を行なって高強度めっき鋼板のめっき層を合金化し，合金化めっき鋼板を得てもよい。
　前記焼鈍工程の後，冷延板を７０℃以上２００℃以下の再加熱温度に６００ｓ以上保持する再加熱工程
　上述した焼鈍工程後，もしくはめっき工程の後に，セメンタイトが析出しない低温で冷延板を焼戻す。この処理で，Ｃの一部が旧オーステナイト粒界に偏析する。また，固溶状態であったＣが転位上で炭素クラスターを形成する。再加熱温度が７０℃未満ではＣの拡散が遅く，十分な量のＣを旧オーステナイト粒界に偏析させ，また転位上にて十分な量の炭素クラスターを形成することができない。一方，再加熱温度が２００℃超では過度に焼戻しが進み，セメンタイトが析出して，耐遅れ破壊特性が劣化する。再加熱温度は，好ましくは９０℃以上とする。また，再加熱温度は，好ましくは１９０℃以下とする。
　再加熱温度での保持時間：６００ｓ以上
　再加熱温度での保持時間が６００ｓ未満では，Ｃの拡散が遅く，十分な量のＣを旧オーステナイト粒界に偏析させることができない。また，転位上にて十分な量の炭素クラスターを形成することができない。再加熱温度での保持時間の上限は特に限定しないが，セメンタイトの析出を防ぐために，好ましくは４３２００ｓ以下（０．５日）以下である。再加熱温度での保持時間は，好ましくは８００ｓ以上である。
　なお，上記した条件以外の製造条件は，常法によることができる。
［部材］
　上述した高強度鋼板又は高強度めっき鋼板を少なくとも一部に用いてなる部材を提供することができる。上述した高強度鋼板又は高強度めっき鋼板を，一例においてはプレス加工により目的の形状に成形し，自動車部品とすることができる。なお，自動車部品は，本実施形態に係る高強度鋼板または高強度めっき鋼板以外の鋼板を，素材として含んでいてもよい。本実施形態によれば，ＴＳが１１８０ＭＰａ以上であり，耐遅れ破壊性，及び靭性を兼備した高強度鋼板を提供することができる。そのため，車体の軽量化に寄与する自動車部品として好適である。本高強度鋼板又は高強度めっき鋼板は，自動車部品の中でも，特に，骨格構造部品または補強部品として使用される部材全般において好適に用いることができる。
　表１に示す成分組成を有し，残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を転炉にて溶製し，鋼スラブとした。得られたスラブを再加熱して熱間圧延を行い，巻き取って熱延コイルを得た。次いで，熱延コイルを巻き戻しながら酸洗処理を施し，冷間圧延を行った。熱延板の板厚は３．０ｍｍ，冷延板の板厚は１．２ｍｍとした。焼鈍は連続溶融亜鉛めっきラインにて表２に示す条件で行い，冷延鋼板，溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を得た。溶融亜鉛めっき鋼板は４６０℃のめっき浴中に浸漬し，片面あたり３５ｇ／ｍ２のめっき付着量とした。合金化溶融亜鉛めっき鋼板は片面あたり４５ｇ／ｍ２のめっき付着量に調整後，５２０℃で４０ｓ保持する合金化処理を行うことで製造した。得られた鋼板に表２に示す条件で再加熱処理を行った。
　得られた鋼板について，上述した方法に従って，マルテンサイト及びベイナイトの面積率の合計，旧オーステナイト粒径，旧オーステナイト粒界のＢ濃度，旧オーステナイト粒界のＣ濃度（ｍａｓｓ％）／鋼中のＣ含有量（ｍａｓｓ％），Ｆｅの析出量，及びａ転位／ａ粒界を評価した。また，後述する方法に従って，引張強さ，耐遅れ破壊特性及び靭性を評価した。結果を表３に示す。
［引張試験］
　得られた鋼板に対しＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して引張試験を行った。圧延方向と直交方向を長手方向としてＪＩＳ５号引張試験片を採取し，引張試験を行って引張強さ（ＴＳ）と降伏強度（ＹＳ）とを測定した。引張強さＴＳが１１８０ＭＰａ以上であれば引張強さが良好と判断した。
［シャルピー試験］
　シャルピー衝撃試験は，ＪＩＳ　Ｚ　２２４２に準拠して行った。得られた鋼板より，鋼板の圧延方向に対して直角方向がＶノッチ付与方向となるように，幅が１０ｍｍ，長さが５５ｍｍ，長さの中央部にノッチ深さが２ｍｍとなるよう９０°のＶノッチを付与した試験片を採取した。その後，－１２０～＋１２０℃の試験温度域でシャルピー衝撃試験を行なった。得られた脆性破面率より遷移曲線を求め，脆性破面率が５０％となる温度を脆性－延性遷移温度と決定した。なお，シャルピー試験より得られた脆性－延性遷移温度が－４０°Ｃ以下の場合を靱性が良好と判断した。表中では，脆性－延性遷移温度が－４０°Ｃ以下の場合を靭性が「優」，脆性－延性遷移温度が－４０°Ｃ超の場合を靭性が「劣」として示した。
［遅れ破壊試験］
　鋼板の耐遅れ破壊性を以下の通り評価した。得られた鋼板から，圧延方向を長手方向として，３０ｍｍ×１１０ｍｍの試験片を採取した。この試験片にひずみゲージを貼り付け，曲率半径７ｍｍＲで９０度Ｖ曲げ加工を施した（Ｒ／ｔ＝５．０）。対向する板面同士を閉め込み，試験片表層の引張応力１８００ＭＰａとし，遅れ破壊評価用試験片とした。この遅れ破壊評価用試験片をｐＨ３の塩酸水溶液中に浸漬し，１００時間後の割れの発生の有無を調査した。１００時間後に割れが発生しなかった鋼板を耐遅れ破壊が良好と判断した。表中では，１００時間後に割れが発生しなかった鋼板を耐遅れ破壊が「優」，それ以外の鋼板を耐遅れ破壊が「劣」として示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３より，本発明例ではＴＳが１１８０ＭＰａ以上であり，耐遅れ破壊特性及び靭性が優れている。一方，比較例では，ＴＳ，耐遅れ破壊特性及び靭性のいずれか一つ以上が劣っている。

Claims (7)

  1. 　質量％で，
    Ｃ：　０．１０％以上０．３０以下，
    Ｓｉ：　０．２０％以上１．２０％以下，
    Ｍｎ：　２．５％以上４．０％以下，
    Ｐ：　０．０５０％以下，
    Ｓ：　０．０２０％以下，
    Ａｌ：　０．１０％以下，
    Ｎ：　０．０１％以下，
    Ｔｉ：　０．１００％以下，
    Ｎｂ：　０．００２％以上０．０５０％以下及び
    Ｂ：　０．０００５％以上０．００５０％以下
    を含有し，残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり，下記式（１）を満足する成分組成を有し，
    　マルテンサイト及びベイナイトの面積率の合計が９５％以上であり，
    　旧オーステナイト粒径が１０μｍ以下であり，
    　旧オーステナイト粒界のＢ濃度が質量％で０．１０％以上であり，
    　旧オーステナイト粒界のＣ濃度が鋼中のＣ含有量の１．５倍以上であり，
    　Ｆｅの析出量が２００質量ｐｐｍ以下であり，
    　下記式（２）にて定義されるａについて，転位上のａ転位と旧オーステナイト粒界上のａ粒界との比：ａ転位／ａ粒界が１．３以上である，高強度鋼板。
    　（［％Ｎ］／１４）／（［％Ｔｉ］／４７．９）＜１.０…（１）
    　ａ＝Ｃ２ ＋／（Ｃ２＋＋Ｃ＋）…（２）
    　式（１）において，［％Ｎ］及び［％Ｔｉ］はそれぞれＮ及びＴｉの鋼中含有量（質量％）を示し，
    　式（２）において，
    Ｃ２ ＋：　３次元アトムプローブにて分析した質量電荷比２４Ｄａのイオン強度
    Ｃ２＋：　３次元アトムプローブにて分析した質量電荷比６Ｄａのイオン強度
    Ｃ＋：　　３次元アトムプローブにて分析した質量電荷比１２Ｄａのイオン強度
    を示す。
  2. 　前記成分組成が，さらに質量％で，
    Ｖ：　０．１００以下，
    Ｍｏ：　０．５００％以下，
    Ｃｒ：　１．００％以下，
    Ｃｕ：　１．００％以下，
    Ｎｉ：　０．５０％以下，
    Ｓｂ：　０．２００％以下，
    Ｓｎ：　０．２００％以下，
    Ｔａ：　０．２００％以下，
    Ｗ：　０．４００％以下，
    Ｚｒ：　０．０２００％以下，
    Ｃａ：　０．０２００％以下，
    Ｍｇ：　０．０２００％以下，
    Ｃｏ：　０．０２０％以下，
    ＲＥＭ：　０．０２００％以下，
    Ｔｅ：　０．０２０％以下，
    Ｈｆ：　０．１０％以下及び
    Ｂｉ：　０．２００％以下
    のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する，請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 　請求項１または２に記載の高強度鋼板の少なくとも片面にめっき層を有する，高強度めっき鋼板。
  4. 　請求項１または２の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して熱延板とし，
    　前記熱延板に冷間圧延を施して冷延板とし，
    　前記冷延板を，８５０℃以上９２０℃以下の第一加熱温度まで加熱して１０ｓ以上保持し，次いで，１０００℃以上１２００℃以下の第二加熱温度まで５０℃／ｓ以上の平均加熱速度で昇温し，該第二加熱温度に到達後５秒以内に，５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で５００℃以下まで冷却する，焼鈍工程を行い，
    　前記焼鈍工程の後，前記冷延板を７０℃以上２００℃以下の再加熱温度に６００ｓ以上保持する再加熱工程を行なって高強度鋼板を得る，高強度鋼板の製造方法。
  5. 　請求項４に記載の焼鈍工程の後，再加熱工程の前に，前記高強度鋼板にめっき処理を施して高強度めっき鋼板を得る，めっき工程を有する，高強度めっき鋼板の製造方法。
  6. 　請求項１または２に記載の高強度鋼板を少なくとも一部に用いてなる，部材。
  7. 　請求項３に記載の高強度めっき鋼板を少なくとも一部に用いてなる，部材。
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