WO2023181485A1 - 鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法 - Google Patents

鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法 Download PDF

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WO2023181485A1
WO2023181485A1 PCT/JP2022/040837 JP2022040837W WO2023181485A1 WO 2023181485 A1 WO2023181485 A1 WO 2023181485A1 JP 2022040837 W JP2022040837 W JP 2022040837W WO 2023181485 A1 WO2023181485 A1 WO 2023181485A1
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WO
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less
bainite
steel plate
martensite
steel sheet
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Application number
PCT/JP2022/040837
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English (en)
French (fr)
Inventor
真平 吉岡
克弥 秦
英之 木村
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
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Publication date
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to steel plates and members, and methods of manufacturing them.
  • Patent Document 1 describes "In mass %, C: 0.16% or more and 0.72% or less, Si: 3.0% or less, Mn: 0.5% or more and 3.0% or less, P: 0.1% or less, S: 0. 0.07% or less, Al: 3.0% or less and N: 0.010% or less, and Si + Al satisfies 0.7% or more, the remainder is a composition of Fe and inevitable impurities,
  • the area ratio of martensite to the entire steel sheet structure is 10% to 90%
  • the amount of retained austenite is 5% to 50%
  • the area ratio of bainitic ferrite in the upper bainite to the entire steel sheet structure is 5%.
  • the sum of the area ratio of martensite to the entire steel sheet structure, the amount of retained austenite, and the area ratio of bainitic ferrite in the upper bainite to the entire steel sheet structure is 60% or more, and the entire steel sheet structure of polygonal ferrite is above.
  • the area ratio is 10% or less (including 0%), the average C content in the retained austenite is 0.70% or more and 2.00% or less, and the tensile strength is 980 MPa or more.
  • High strength steel plate. is disclosed.
  • Patent Document 2 "In mass %, C: 0.17% or more and 0.73% or less, Si: 3.0% or less, Mn: 0.5% or more and 3.0% or less, P: 0.1% or less, S: 0. 0.07% or less, Al: 3.0% or less and N: 0.010% or less, and Si + Al satisfies 0.7% or more, the remainder is a composition of Fe and inevitable impurities,
  • the area ratio of the total amount of lower bainite and all martensite to the entire steel plate structure is 10% or more and 90% or less
  • the amount of retained austenite is 5% or more and 50% or less
  • the steel plate structure has bainitic ferrite in the upper bainite.
  • the area ratio of polygonal ferrite to the entire steel sheet structure is 5% or more, the as-quenched martensite is 75% or less of the total amount of the lower bainite and all martensite, and the area ratio of polygonal ferrite to the entire steel sheet structure is 10% or less (0% ), the average C content in the retained austenite is 0.70% or more, and the tensile strength is 980 MPa or more. ” is disclosed.
  • Patent Document 3 "In steel plates with a tensile strength of 1180 MPa or more, C: 0.15 to 0.25% (meaning mass %. The same applies to the components below), Si: 1 to 2.5%, Mn: 1.5 to 3 %, P: 0.015% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.01 to 0.1%, N: 0.01% or less, with the remainder consisting of iron and inevitable impurities, Bainite, bainitic ferrite, and tempered martensite: 85 area% or more in total, retained austenite: 1 area% or more, fresh martensite: 5 area% or less (including 0 area%) with respect to the entire metal structure.
  • a high-strength steel plate with excellent hydrogen embrittlement resistance. is disclosed.
  • Patent Document 4 "In mass%, C: more than 0.140%, less than 0.400%, Si: more than 0.35%, less than 1.50%, Mn: more than 1.50%, less than 4.00%, P: 0 .100% or less, S: 0.010% or less, Al: 0.100% or less, N: 0.0100% or less, Ti: 0% or more, less than 0.050%, Nb: 0% or more, 0.050 %, V: 0% or more, 0.50% or less, Cr: 0% or more, 1.00% or less, Mo: 0% or more, 0.50% or less, B: 0% or more, 0.0100% or less , Ca: 0% or more, 0.0100% or less, Mg: 0% or more, 0.0100% or less, REM: 0% or more, 0.0500% or less, Bi: 0% or more, 0.050% or less.
  • the structure at a position 1/4 of the plate thickness from the surface has a volume fraction of tempered martensite of 70.0% or more, retained austenite of more than 3.0% and less than 10.0%, and a total of 25.0%.
  • the structure at a position 25 ⁇ m from the surface contains, in terms of volume fraction, a total of 70% or more of ferrite and bainite, and a total of 30% or less of martensite and tempered martensite, At a position 25 ⁇ m from the surface, the average grain size of the martensite and the tempered martensite is 5.0 ⁇ m or less, The tensile strength is 1310 MPa or more, the uniform elongation is 5.0% or more, and R/t, which is the ratio of the limit bending radius R to the plate thickness t at 90° V bending, is 5.0 or less. High strength cold rolled steel plate. ” is disclosed.
  • delayed fracture becomes apparent due to an increase in residual stress within the part and deterioration of delayed fracture resistance due to the material itself.
  • delayed failure is a phenomenon that leads to failure in the following manner. That is, when the component is placed in a hydrogen intrusion environment with high stress applied to the component, hydrogen infiltrates into the component. This causes a decrease in interatomic bonding force and local deformation, resulting in microcracks, which propagate and lead to destruction.
  • the high-strength steel sheets disclosed in Patent Documents 1 and 2 contain a large amount of retained austenite (hereinafter also referred to as residual ⁇ ) in the steel structure by adding a large amount of Si or Al to suppress the formation of carbides. I'm letting you do it. This improves ductility.
  • residual ⁇ transforms into hard martensite during cold pressing, which may become a stress concentration area and promote delayed fracture.
  • the high-strength steel plate disclosed in Patent Document 3 also utilizes residual ⁇ to improve ductility. Therefore, as described above, the residual ⁇ transforms into hard martensite during cold pressing, which may become a stress concentration area and promote delayed fracture.
  • LME cracking is a phenomenon in which the zinc in the galvanized layer melts during spot welding, and the molten zinc penetrates into the grain boundaries of the steel structure in the weld, and the stress generated when the welding electrode is opened acts on it.
  • LME cracking becomes more likely to occur as the Si content in the composition of the steel sheet increases.
  • the Si content is set to 1 to 2.5% by mass. It is mandatory to do so. Therefore, in the high-strength steel plate disclosed in Patent Document 3, in addition to the occurrence of delayed fracture described above, there is also a strong concern that LME cracking may occur.
  • the present invention was developed to meet the above requirements, and has a strength of TS: 1470 MPa or more in a component composition in which the Si content is 1.0% by mass or less, where there is little concern that LME cracking will occur.
  • the purpose of the present invention is to provide a steel plate that simultaneously achieves excellent formability and delayed fracture resistance, together with an advantageous manufacturing method.
  • Another object of the present invention is to provide a member made of the above-mentioned steel plate, and a method for manufacturing the same.
  • TS In order to simultaneously achieve a strength of 1470 MPa or more, excellent formability, and excellent delayed fracture resistance, the Si content should be 1.0% or less, and [C%] + [Si %]/24+[Mn%]/6 It is effective to reduce the carbon equivalent Ceq as much as possible.
  • a component composition with a low carbon equivalent Ceq (hereinafter also referred to as a low Ceq component composition)
  • a low Ceq component composition in order to obtain a steel sheet with a TS of 1470 MPa or more and excellent formability, especially ductility, it is necessary to It is effective to create a composite structure that utilizes bainite as a phase and martensite as a hard phase.
  • ii) In the above composite structure, it is important to satisfy the following points at the same time. - Suppress the coarsening of carbides present inside martensite, particularly tempered martensite, specifically, the maximum diameter of carbides present inside martensite is set to 400 nm or less.
  • the annealing temperature is set to be relatively low in the austenite single phase range, specifically from point A3 to point A3 + 40°C. - In the cooling process after annealing, hold for a certain period of time in the temperature range of 650°C to 500°C where bainite is generated, and shorten the holding time. iv) Furthermore, in a component composition with a low carbon equivalent Ceq, in order to suppress the coarsening of the carbides existing inside martensite, it is necessary to It is necessary to increase the cooling rate in the temperature range. The present invention was completed based on the above findings and further studies.
  • the gist of the present invention is as follows. 1. In mass%, C: more than 0.20% and less than 0.34%, Si: 1.0% or less, Mn: 1.6% or more and 2.4% or less, P: 0.050% or less, S: 0.0050% or less, sol. Al: 0.10% or less, N: 0.010% or less, Ti: more than 0% and less than or equal to 0.080%, B: more than 0% and less than or equal to 0.0050%, and has a component composition that satisfies the following formula (1), with the remainder being Fe and unavoidable impurities.
  • the maximum diameter of carbides present inside the martensite is 400 nm or less
  • the number density of the island-like regions constituting the bainite is 120 ⁇ 10 ⁇ 4 pieces/ ⁇ m 2 or more, Among the island-like regions forming the bainite, the number of island-like regions having an aspect ratio of 1.8 or more is 60% or more of the total number of island-like regions forming the bainite,
  • the tensile strength is 1470 MPa or more, A steel plate with a uniform elongation of 5.5% or more. [C%]+[Si%]/24+[Mn%]/6 ⁇ 0.70...(1)
  • the steel sheet according to 1, wherein the component composition further contains at least one of the following groups A and B in mass %.
  • groups A and B Cu: 1.00% or less, Ni: 1.00% or less, Mo: 0.50% or less, Cr: 1.00% or less, Zr: 0.100% or less, Ca: 0.0100% or less, Nb: 0.100% or less, V: 0.200% or less, W: 0.200% or less, Sb: 0.100% or less, Sn: 0.100% or less and Mg: 0.0100% or less
  • group B One or two selected from Se, As, Pb, Bi, Zn, Cs, Rb, Co, La, Tl, Nd, Y, In, Be, Hf, Tc, Ta, O, La, Ce, and Pr. More than: 0.02% or less in total
  • the cold rolled steel plate is heated at an average heating rate of 3.5°C/s or more in the temperature range of 50°C to annealing temperature, and then annealed at the annealing temperature: A 3 points to A 3 points + 40°C.
  • a first cooling step in which the cold rolled steel sheet is cooled at an average cooling rate of 10° C./sec or more in the temperature range from the annealing temperature to 650° C.;
  • a holding step of holding the cold-rolled steel plate at a temperature range of 650° C. to 500° C. for a holding time of 10 seconds or more and 200 seconds or less;
  • a method for manufacturing a steel plate comprising:
  • a method for manufacturing a member comprising the step of subjecting the steel plate according to any one of 1 to 3 above to at least one of forming and bonding to produce a member.
  • a strength of TS: 1470 MPa or more, excellent formability, and excellent delayed fracture resistance are achieved in a component composition in which the Si content is 1.0 mass% or less, which is less likely to cause LME cracking.
  • a steel plate that simultaneously achieves the following can be obtained.
  • the steel sheet of the present invention can be applied to parts with more complicated shapes by cold pressing, which is more advantageous in terms of cost and productivity, and improves the strength of parts. It can contribute to improvement and weight reduction.
  • C more than 0.20% and less than 0.34% C is included from the viewpoint of increasing the strength of martensite and ensuring the strength of TS: 1470 MPa or more.
  • the C content is 0.20% or less, it becomes difficult to stably obtain a predetermined strength. Therefore, the C content is set to exceed 0.20%.
  • TS From the viewpoint of stably obtaining a strength of 1470 MPa or more, the C content is preferably 0.24% or more, more preferably 0.27% or more.
  • the C content exceeds 0.34%, martensite becomes too strong and the delayed fracture resistance deteriorates. Therefore, the C content is set to 0.34% or less.
  • Si 1.0% or less
  • the Si content is preferably 0.9% or less, more preferably 0.7% or less.
  • Si is an effective element as a strengthening element through solid solution strengthening and in suppressing the formation of carbides and pearlite during bainite transformation.
  • the lower limit of the Si content is not particularly limited and may be 0%.
  • the Si content is preferably 0.2% or more.
  • Mn 1.6% or more and 2.4% or less Mn is an element that improves the hardenability of steel, and is included to ensure a predetermined area ratio of martensite. From the above viewpoint, the Mn content is set to 1.6% or more. The Mn content is preferably 1.8% or more. On the other hand, if Mn is contained excessively, the delayed fracture resistance may be deteriorated through the formation of coarse MnS and Mn segregation. Therefore, the Mn content is set to 2.4% or less. The Mn content is preferably 2.2% or less, more preferably 2.0% or less.
  • P 0.050% or less
  • P is an element that strengthens steel, but if its content is large, spot weldability and delayed fracture resistance deteriorate. Therefore, the P content is set to 0.050% or less. From the above viewpoint, the P content is preferably 0.020% or less. Note that the lower limit of the P content is not particularly limited. However, reducing the P content to less than 0.002% requires a great deal of cost. Therefore, from the viewpoint of cost, the P content is preferably 0.002% or more.
  • the S content is set to 0.0050% or less. From the above viewpoint, the S content is preferably 0.0030% or less, more preferably 0.0020% or less. Note that the lower limit of the S content is not particularly limited. However, reducing the S content to less than 0.0002% requires a great deal of cost. Therefore, from the viewpoint of cost, the S content is preferably 0.0002% or more.
  • sol. Al 0.10% or less Al can be contained in order to perform sufficient deoxidation and reduce inclusions in the steel.
  • the lower limit of the Al content is not particularly limited and may be 0%. However, from the viewpoint of stably deoxidizing, sol.
  • the Al content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.01% or more.
  • N 0.010% or less N forms coarse nitrides and deteriorates press formability and delayed fracture resistance. Therefore, N should be 0.010% or less.
  • the N content is preferably 0.0080% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited and may be 0%. However, from the viewpoint of industrial implementation, the N content is preferably 0.0005% or more.
  • Ti more than 0% and less than or equal to 0.080% Ti forms TiN before forming BN. Thereby, solid solution B is ensured, and the effect of stabilizing hardenability is obtained. From the viewpoint of obtaining such effects, the Ti content is set to exceed 0%, preferably 0.002% or more, more preferably 0.005% or more, and still more preferably 0.0100% or more. On the other hand, when Ti is contained excessively, a large amount of coarse inclusions such as TiN and TiC are generated, which deteriorates delayed fracture resistance. Therefore, the Ti content is set to 0.080% or less. The Ti content is preferably 0.060% or less, more preferably 0.055% or less.
  • B More than 0% and 0.0050% or less B is an element that improves the hardenability of steel, and has the advantage of increasing the amount of martensite produced even with a small Mn content. From the viewpoint of obtaining such effects, the B content is set to exceed 0%, preferably 0.0002% or more, more preferably 0.0005% or more, and even more preferably 0.0008% or more. On the other hand, when the B content exceeds 0.0050%, the effect is saturated. Therefore, the B content is set to 0.0050% or less. The B content is preferably 0.0040% or less, more preferably 0.0035% or less.
  • the basic components of the steel sheet according to one embodiment of the present invention have been described above.
  • the steel sheet according to one embodiment of the present invention contains the above basic components, and the remainder other than the above basic components is Fe (iron) and inevitable impurities. It has a component composition including.
  • the steel plate according to one embodiment of the present invention has a composition containing the above-mentioned basic components, with the remainder consisting of Fe and unavoidable impurities.
  • the steel plate according to one embodiment of the present invention may contain one or more selected from the following optional additive components.
  • the effects of the present invention can be obtained as long as the optional additive components shown below are contained below the upper limit values shown below, so there is no particular need to set a lower limit value. Moreover, when each optionally added component shown below is contained below the preferable lower limit value described later, the component can also be considered to be included as an unavoidable impurity.
  • Cu 1.00% or less
  • Cu is an element that improves corrosion resistance.
  • Cu also has the effect of coating the surface of the steel plate with corrosion products, suppressing hydrogen penetration into the steel plate, and improving delayed fracture resistance.
  • the Cu content is preferably more than 0%, more preferably 0.01% or more.
  • the Cu content is more preferably 0.05% or more.
  • too much Cu content causes surface defects. Therefore, when Cu is contained, the content is preferably 1.00% or less.
  • Ni 1.00% or less
  • Ni is also an element that improves corrosion resistance.
  • the Ni content is preferably more than 0%, more preferably 0.01% or more.
  • the content is preferably 1.00% or less.
  • Mo 0.50% or less Mo can be contained for the purpose of improving the hardenability of steel and stably ensuring a predetermined strength. From the viewpoint of obtaining the above effects, the Mo content is preferably more than 0%, more preferably 0.001% or more, and still more preferably 0.005% or more. However, when the Mo content exceeds 0.50%, chemical conversion treatment properties deteriorate. Therefore, when Mo is contained, the content is preferably 0.50% or less.
  • Cr 1.00% or less Cr can be contained for the purpose of improving the hardenability of steel. From the viewpoint of obtaining the above effects, the Cr content is preferably more than 0%, more preferably 0.001% or more. However, when the Cr content exceeds 1.00%, chemical conversion treatment properties deteriorate. Therefore, when Cr is contained, the content is preferably 1.00% or less. Note that from the viewpoint of preventing deterioration of chemical conversion treatment properties, the Cr content is more preferably 0.20% or less.
  • Zr 0.100% or less Zr contributes to high strength through the refinement of the prior ⁇ grain size and the resulting refinement of the internal structure of martensite. From this viewpoint, the Zr content is preferably more than 0%, more preferably 0.001% or more. However, when Zr is contained excessively, coarse Zr-based precipitates increase, leading to deterioration of delayed fracture resistance. Therefore, when Zr is contained, the content is preferably 0.100% or less.
  • Ca 0.0100% or less
  • Ca has the effect of fixing S as CaS and improving delayed fracture resistance.
  • the Ca content is preferably more than 0%, more preferably 0.0001% or more.
  • the content is preferably 0.0100% or less.
  • the Ca content is more preferably 0.0050% or less.
  • Nb 0.100% or less Nb contributes to high strength through the refinement of the prior ⁇ grain size and the resulting refinement of the internal structure of martensite. From this viewpoint, the Nb content is preferably more than 0%, more preferably 0.002% or more. However, when Nb is contained excessively, coarse Nb-based precipitates increase, leading to deterioration of delayed fracture resistance. Therefore, when Nb is contained, the content is preferably 0.100% or less.
  • V 0.200% or less
  • V can be contained for the purpose of improving the hardenability of steel and increasing the strength by refining martensite. From the viewpoint of obtaining such effects, the V content is preferably more than 0%, more preferably 0.001% or more. However, when the V content exceeds 0.200%, castability deteriorates. Therefore, when V is contained, the content is preferably 0.200% or less.
  • W 0.200% or less W contributes to high strength through the formation of fine W-based carbides and carbonitrides. From this point of view, the W content is preferably more than 0%, more preferably 0.001% or more. However, when W is contained excessively, coarse precipitates that remain undissolved during slab heating in the hot rolling process increase, leading to deterioration of delayed fracture resistance. Therefore, when W is contained, the content is preferably 0.200% or less.
  • Sb 0.100% or less Sb suppresses oxidation and nitridation in the surface layer of the steel sheet, thereby suppressing reduction of C and B. By suppressing the reduction of C and B, ferrite formation in the surface layer of the steel sheet is suppressed, contributing to higher strength.
  • the Sb content is preferably more than 0%, more preferably 0.001% or more.
  • the content is preferably 0.100% or less.
  • Sn 0.100% or less Sn suppresses oxidation and nitridation in the surface layer of the steel sheet, thereby suppressing reduction of C and B. By suppressing the reduction of C and B, ferrite formation in the surface layer of the steel sheet is suppressed, contributing to increased strength and further improved delayed fracture resistance.
  • the Sn content is preferably more than 0%, more preferably 0.001% or more.
  • the Sn content exceeds 0.100%, castability deteriorates.
  • Sn segregates at prior ⁇ grain boundaries, leading to deterioration of delayed fracture resistance. Therefore, when Sn is contained, the content is preferably 0.100% or less.
  • Mg 0.0100% or less Mg fixes O as MgO and improves delayed fracture resistance. From this point of view, the Mg content is preferably greater than 0%, more preferably 0.0001% or more. However, excessive Mg content causes deterioration of surface quality and delayed fracture resistance. Therefore, when Mg is contained, the content is preferably 0.0100% or less.
  • the structure of the steel plate according to one embodiment of the present invention is Area ratio to the entire organization, Martensite: more than 60% and less than 90%, Bainite: 10% or more and 30% or less, Retained austenite: less than 5% and remainder: 5% or less,
  • the maximum diameter of carbides present inside the martensite is 400 nm or less
  • the number density of the island-like regions constituting the bainite is 120 ⁇ 10 ⁇ 4 pieces/ ⁇ m 2 or more, Among the island-like regions forming the bainite, the number of island-like regions having an aspect ratio of 1.8 or more is 60% or more of the total number of island-like regions forming the bainite. It is an organization. The reasons for each limitation will be explained below.
  • the area ratio of martensite is set to be more than 60%.
  • bainite, ferrite, residual ⁇ , etc. increase, making it difficult to obtain a predetermined strength.
  • the area ratio of martensite is set to exceed 60%.
  • the area ratio of martensite is preferably 62% or more, more preferably 65% or more. On the other hand, if martensite exceeds 90%, excellent ductility cannot be obtained. Therefore, the area ratio of martensite is set to 90% or less. The area ratio of martensite is preferably 88% or less, more preferably 85% or less.
  • the area ratio of bainite 10% to 30% In order to achieve both a predetermined strength and excellent ductility, the area ratio of bainite is set to 10% to 30%. When the area ratio of bainite is outside the range of 10% to 30%, it becomes impossible to achieve both a predetermined strength and excellent ductility.
  • the area ratio of bainite is preferably 12% or more, more preferably 15% or more. Further, the area ratio of bainite is preferably 28% or less, more preferably 25% or less.
  • Area ratio of retained austenite less than 5% Because retained austenite contributes to ductility. Small amounts are allowed. However, as described above, retained austenite transforms into hard martensite during press molding, which may promote delayed fracture. Therefore, the area ratio of retained austenite is made less than 5%.
  • the area ratio of retained austenite is preferably 4% or less, more preferably 3% or less.
  • the area ratio of retained austenite may be 0%.
  • Area ratio of remainder 5% or less Structures constituting the remainder other than martensite, bainite, and retained austenite may reduce strength or promote delayed fracture. Therefore, the area ratio of the remaining portion is set to 5% or less. The area ratio of the remaining portion is preferably 4% or less, more preferably 3% or less. The area ratio of the remaining portion may be 0%. In addition, examples of the structure constituting the remainder other than martensite, bainite, and retained austenite include pearlite.
  • the area ratios of martensite and bainite are measured as follows. That is, after polishing the L cross section (vertical cross section parallel to the rolling direction) of the steel plate, it was corroded with nital, and the L cross section of the steel plate was observed with SEM at 1/4 the thickness of the steel plate in 4 fields at 2000x magnification. do. Next, the photographed tissue photograph is image-analyzed, and martensite and bainite are identified as follows. - Martensite Martensite is a gray contrasting region.
  • martensite is mainly composed of so-called tempered martensite that has been tempered during the manufacturing process.
  • some of the martensite may contain less than 5% area ratio of so-called fresh martensite, which has not undergone tempering (also in the invention examples of the examples described later), The area ratio of fresh martensite was 5% or less in all cases).
  • tempered martensite includes martensite that has self-tempered during continuous cooling. Both tempered martensite and fresh martensite are gray contrasting regions. However, tempered martensite usually contains white contrasting carbides inside. On the other hand, in fresh martensite, no carbide is observed inside. Note that the area occupied by carbides inside the tempered martensite is included in the area of the martensite.
  • ⁇ Bainite Bainite is an area that exhibits a black contrast.
  • ferrite is also a region exhibiting black contrast.
  • bainite is relatively plate-like. Therefore, it is also possible to distinguish between the two based on these forms. However, it may be difficult to distinguish between the two.
  • the area ratio of ferrite is generally small, specifically 10% or less. Further, even if the area ratio of ferrite is large, the ratio of the number of island-like regions having an aspect ratio of 1.8 or more, which will be described later, will be outside the predetermined range. Therefore, here, all regions exhibiting a black contrast are identified as bainite, and the area ratio is measured.
  • martensite fresh martensite
  • pearlite may be included inside bainite.
  • pearlite is a layered structure consisting of ferrite and plate-shaped carbide.
  • martensite and pearlite are treated as different organizations from bainite.
  • the area occupied by martensite and pearlite inside bainite is not included in the area of bainite.
  • bainite may contain carbides, nitrides, sulfides, and oxides inside, the area occupied by these is included in the area of bainite.
  • martensite and bainite can basically be distinguished from the contrast difference in the above-mentioned SEM microstructure photographs. However, if it is difficult to distinguish between the two, it is possible to do so by observing the position and variant of the carbide contained inside using an SEM at a magnification of 10,000 times. That is, in bainite, carbides are generated at the interface of the lath-like structure or within the lath. Moreover, since the crystal orientation relationship between bainitic ferrite and cementite is one type, the generated carbide extends in one direction. On the other hand, in tempered martensite, which mainly constitutes martensite, carbides are generated within the lath.
  • the generated carbide extends in multiple directions. Therefore, it is possible to distinguish between tempered martensite and bainite by observing the position and variant of carbides contained inside using SEM at a magnification of 10,000 times.
  • the total area of the four fields of view of the regions occupied by martensite and bainite identified as above was calculated, and each total area was divided by the total area of the four fields of view and multiplied by 100.
  • island-like regions with an area of less than 1 ⁇ m 2 are excluded to calculate the area ratio of bainite.
  • the area ratio of retained austenite is measured as follows. That is, a steel plate is chemically polished with oxalic acid to a depth of 200 ⁇ m from its surface. Then, using the chemically polished surface as an observation surface, observation is performed using an X-ray diffraction method. MoK ⁇ rays were used for the incident X-rays, and the diffraction intensity of the (200), (211) and (220) planes of BCC iron was compared with the (200), (220) and (311) planes of FCC iron (austenite). Find the ratio of the diffraction intensities. Next, the volume fraction of retained austenite is calculated from the ratio of the diffraction intensities of each surface. Then, assuming that the retained austenite is three-dimensionally homogeneous, the volume fraction of the retained austenite is defined as the area fraction of the retained austenite.
  • the area ratio of the remainder is determined by subtracting the area ratios of martensite, bainite, and retained austenite determined as described above from 100%.
  • [Remaining area ratio (%)] 100 - [Area ratio of martensite (%)] - [Area ratio of bainite (%)] - [Area ratio of retained austenite (%)]
  • Maximum diameter of carbides present inside martensite 400 nm or less
  • the maximum diameter of carbides present inside martensite (hereinafter also referred to as maximum diameter of carbides) is set to 400 nm or less.
  • the martensite region contains prior ⁇ grain boundaries, packet boundaries, and block boundaries, and carbides may precipitate in the form of a film on these grain boundaries and boundaries. It is not included in the carbides that exist inside.
  • the maximum diameter of carbides existing inside martensite is the maximum value of the maximum length of each carbide existing inside martensite in the above tissue image. Specifically, after polishing the L cross section (vertical cross section parallel to the rolling direction) of the steel plate, it was corroded with nital, and the L cross section of the steel plate was examined at 1/4 the thickness of the steel plate using an SEM at a magnification of 15,000 times. Observe 4 fields of view. Next, in the same way as calculating the area ratio, image analysis is performed on the photographed structure to determine the maximum length of each carbide existing inside martensite, and the maximum length is calculated as the maximum length of each carbide existing inside martensite.
  • the maximum diameter of each carbide present inside martensite is essentially the longitudinal direction of each carbide (the extending direction of the carbide). It means the length of Furthermore, since many of the carbides that exist inside martensite usually have an equivalent circle diameter of 50 nm or more, the maximum length of each carbide that exists inside martensite can be measured by, for example, observing the microstructure using photographs. It is sufficient to extract carbides having a circular equivalent diameter of 50 nm or more from among the carbides.
  • Number density of island-like regions constituting bainite 120 ⁇ 10 -4 pieces/ ⁇ m 2 or more
  • the inventors diligently studied the correlation between the distribution state of bainite and delayed fracture resistance, and found that bainite It has been found that the number density of the island-like regions constituting the bainite (hereinafter also referred to as the number density of bainite) is important. Although this mechanism is not necessarily clear, the inventors believe that as the number of different phase interfaces increases, the deformation or stress concentration areas that promote fracture in delayed fracture are dispersed.
  • the heterophase interface means the boundary between bainite and martensite.
  • the number density of bainite was less than 120 ⁇ 10 ⁇ 4 pieces/ ⁇ m 2 , delayed fracture resistance tended to deteriorate.
  • the number density of bainite is set to 120 ⁇ 10 ⁇ 4 pieces/ ⁇ m 2 or more.
  • the number density of bainite is preferably 150 ⁇ 10 ⁇ 4 pieces/ ⁇ m 2 or more, more preferably 200 ⁇ 10 ⁇ 4 pieces/ ⁇ m 2 or more.
  • the upper limit of the number density of bainite is not particularly limited, for example, the number density of bainite is preferably 450 ⁇ 10 ⁇ 4 pieces/ ⁇ m 2 or less.
  • the structure is refined, improving ductility and obtaining the desired strength, that is, improving the balance between strength and ductility. becomes possible. Therefore, among the island-like regions constituting bainite, the number of island-like regions with an aspect ratio of 1.8 or more is calculated as a percentage of the total number of island-like regions constituting bainite (hereinafter, the number of island-like regions with an aspect ratio of 1.8 or more is (also referred to as the number ratio of bainite) is 60% or more.
  • the number ratio of bainite having an aspect ratio of 1.8 or more is preferably 65% or more, more preferably 70% or more.
  • the upper limit of the number ratio of bainite having an aspect ratio of 1.8 or more is not particularly limited, and may be 100%.
  • each island-like region is separated from other bainite island-like regions by a structure other than bainite. That is, the entire circumference of each island-like region is in contact with a phase other than bainite.
  • the specific shape of each island-like region is not particularly limited, and may be, for example, circular, oval, polygonal, amoeba-shaped (a shape extending in a plurality of irregular directions), or the like.
  • the number density of bainite and the number ratio of bainite with an aspect ratio of 1.8 or more are calculated using the structure photographs in the four fields of view used to calculate the area ratio of martensite and bainite described above. Measure according to the procedure. That is, the above-mentioned structure photograph is image-analyzed using ImageJ, and binarized into bainite and other structures. At this time, island-like regions with an area of less than 1 ⁇ m 2 are excluded from the calculation. Next, the aspect ratio of each island-like region is calculated using the particle analysis function of ImageJ.
  • martensite or carbide may exist inside each island-like region that constitutes bainite.
  • the area including martensite and carbide existing inside the island-like area is counted as one island-like area, and the aspect ratio of the island-like area is calculated. do.
  • the threshold values for binarization between bainite and other tissues are determined as follows, for example. That is, by using ImageJ's binarization function, the brightness value of each pixel is expressed as a number from 0 to 255, and a frequency distribution is drawn. At this time, when the distributions of brightness values of bainite and other tissues are compared, the maximum values of the two distributions are clearly separated. The minimum value located between these two maximum values is set as the threshold value. By setting the threshold in this way, the interface between bainite and martensite can be clearly separated.
  • the steel plate according to an embodiment of the present invention is characterized by excellent delayed fracture resistance and formability even when the TS is 1470 MPa or more. Therefore, TS is set to 1470 MPa or more.
  • the upper limit of the TS is not particularly limited, but, for example, it may be suitable that the TS is 2500 MPa or less.
  • TS is measured by a tensile test based on JIS Z 2241. The details are as described in the examples described later.
  • Uniform elongation 5.5% or more Total elongation is often used as an index of ductility, but total elongation also includes local elongation. When actually forming automobile parts, uniform elongation is more important as an index of press formability because the steel sheet is not processed in a way that would cause necking. In particular, if the uniform elongation is 5.5% or more, it can be applied to a wide variety of automobile parts. Therefore, the uniform elongation is set to 5.5% or more. Although the upper limit of the uniform elongation is not particularly limited, for example, the uniform elongation may preferably be 12.0% or less. In addition, uniform elongation is measured by a tensile test based on JIS Z 2241. The details are as described in the examples described later.
  • excellent moldability means that the uniform elongation is 5.5% or more.
  • excellent delayed fracture resistance means that it satisfies the passing criteria in the delayed fracture test according to the examples described later.
  • the steel plate according to an embodiment of the present invention may have a plating layer on its surface (one or both surfaces).
  • the type of the plating layer is not particularly limited, and examples include a galvanized layer and a plating layer of a metal other than zinc. Further, the plating layer may contain components other than the main component such as zinc. Examples of the galvanized layer include a hot-dip galvanized layer, an alloyed hot-dip galvanized layer, and an electrogalvanized layer.
  • the thickness of the steel plate according to an embodiment of the present invention is not particularly limited, but is preferably 0.5 mm or more and 3.0 mm or less.
  • a member according to an embodiment of the present invention is a member made of (made of) the above-mentioned steel plate.
  • a steel plate material is subjected to at least one of forming and bonding, preferably cold pressing, to form a member.
  • the above-mentioned steel plate simultaneously realizes a strength of TS: 1470 MPa or more, excellent formability, and excellent delayed fracture resistance.
  • the above steel sheet can be applied to parts with more complex shapes by cold pressing, which is more advantageous in terms of cost and productivity, and improves the strength of parts. and can contribute to weight reduction. Therefore, the member according to one embodiment of the present invention is particularly suitable for application to members used in automobiles, home appliances, and the like.
  • a method for manufacturing a steel plate according to an embodiment of the present invention includes: A hot rolling process of hot rolling a steel slab having the above-mentioned composition to produce a hot rolled steel plate; A cold rolling step of cold rolling the hot rolled steel sheet to obtain a cold rolled steel sheet; The cold rolled steel plate is heated at an average heating rate of 3.5°C/s or more in the temperature range of 50°C to annealing temperature, and then annealed at the annealing temperature: A 3 points to A 3 points + 40°C.
  • a first cooling step in which the cold rolled steel sheet is cooled at an average cooling rate of 10° C./sec or more in the temperature range from the annealing temperature to 650° C.;
  • a holding step of holding the cold rolled steel plate in a temperature range of 500°C to 650°C for 10 seconds or more and 200 seconds or less;
  • each temperature mentioned above means the surface temperature of a steel slab and a steel plate unless otherwise specified.
  • a steel slab is hot-rolled to produce a hot-rolled steel plate.
  • the preparation method (manufacturing conditions) and hot rolling conditions of the steel slab are not particularly limited, and may be carried out according to conventional methods.
  • the hot-rolled steel sheet after the hot-rolling process may optionally be pickled.
  • the pickling conditions are not particularly limited either, and conventional methods may be followed.
  • Cold rolling process Then, the hot-rolled steel sheet is cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • Cold rolling conditions are not particularly limited and may be carried out according to a conventional method.
  • the cold rolled steel sheet after the cold rolling process may optionally be pickled.
  • the pickling conditions are not particularly limited either, and conventional methods may be followed.
  • Average heating rate in the temperature range from 50°C to annealing temperature 3.5°C/s or more It is important to increase the average heating rate (hereinafter also referred to as heating rate) in the temperature range.
  • heating rate By increasing the heating rate, the frequency of nucleation of austenite grains increases and the austenite grain size can be made finer. As a result, bainite transformation using grain boundaries as nucleation sites is promoted, and the number density of bainite increases.
  • the heating rate is preferably 3.8°C/s or more, more preferably 4.0°C/s or more.
  • the upper limit of the heating rate is not particularly limited, but is preferably 100° C./s or less, for example.
  • Annealing temperature 3 points A to 3 points A + 40°C
  • the annealing temperature must be relatively low within the austenite single phase range, specifically from A 3 points to A 3 points + 40 It is important to keep the temperature at °C. That is, by making the annealing temperature relatively low within the austenite single phase range, the prior austenite grain size can be made fine. This promotes bainite transformation using grain boundaries as nucleation sites, increasing the number density of bainite. In addition, carbides generated during hot rolling remain undissolved during annealing and serve as nucleation sites for bainite transformation. This increases the number density of bainite.
  • the annealing temperature is set to A3 point +40°C or lower.
  • the annealing temperature exceeds the A 3 +40° C. point, a predetermined number density of bainite cannot be obtained, and excellent delayed fracture resistance cannot be obtained.
  • the annealing temperature is set to A3 point or higher. If the annealing temperature is less than the A3 point, sufficient austenite will not be generated during annealing, and the final product will not have a predetermined amount of martensite, and therefore will not have a TS of 1470 MPa or more.
  • the annealing temperature is the highest temperature reached in the annealing process, and the temperature during holding during annealing may be constant or may vary as long as it is within the temperature range of A 3 points to A 3 points + 40 ° C. .
  • the A3 points are determined by the following formula.
  • a 3 points (°C) 910-203 x [C%] 0.5 +44.7 x [Si%] + 31.5 ⁇ [Mo%]-30 ⁇ [Mn%]-11 ⁇ [Cr%]+700 ⁇ [P%]+ 400 ⁇ [Al%]+400 ⁇ [Ti%]
  • Annealing time 30 seconds or more In order to generate a predetermined amount of martensite and obtain TS: 1470 MPa or more, the annealing time is 30 seconds or more. If the annealing time is less than 30 seconds, sufficient austenite will not be generated during annealing, and the final product will not have a predetermined amount of martensite, and therefore will not have a TS of 1470 MPa or more.
  • the annealing time is preferably 60 seconds or more, more preferably 90 seconds or more. Note that the upper limit of the annealing time is not particularly limited, but if the annealing time exceeds a certain value, there is a risk that manufacturing costs will increase. Therefore, the annealing time is preferably 900 seconds or less. Note that the annealing time is the holding time (residence time) in the temperature range from point A3 to point A3 +40°C.
  • the average cooling rate in the temperature range from annealing temperature to 650°C: 10°C/sec or more In order to reduce the formation of ferrite and avoid a decrease in strength, the average cooling rate in the temperature range from annealing temperature to 650°C ( It is necessary to increase the cooling rate (hereinafter also referred to as the first cooling rate), specifically, to 10° C./s or more. When the first cooling rate is less than 10° C./s, ferrite is produced excessively, leading to a decrease in strength. Therefore, the first cooling rate is set to 10° C./s or more.
  • the first cooling rate is preferably 15°C/s or more, more preferably 20°C/s or more. Note that the upper limit of the first cooling rate is not particularly limited, but the first cooling rate is preferably 100° C./s or less.
  • the cold rolled steel plate is held at a temperature range of 650° C. to 500° C. for 10 seconds or more and 200 seconds or less.
  • Holding time in the temperature range of 650°C to 500°C 10 seconds to 200 seconds
  • the holding (residence) time (hereinafter also simply referred to as holding time) in the temperature range of 10 seconds or more and 200 seconds or less.
  • the holding time is set to 10 seconds or more and 200 seconds or less.
  • the holding time is preferably 15 seconds or more, more preferably 20 seconds or more. Further, the holding time is preferably 180 seconds or less, more preferably 160 seconds or less.
  • the reason for specifying the holding time in the temperature range of 650°C to 500°C is as follows. In other words, ferrite is likely to be generated if the temperature is maintained at a higher temperature than this temperature range. On the other hand, when the temperature is lower than this range, a longer holding time is required to obtain a predetermined area ratio of bainite.
  • holding in this temperature range is suitable for achieving the above-mentioned bainite form and distribution state
  • holding in a temperature range other than this temperature range is suitable for achieving the above-mentioned bainite form. This is because it becomes difficult to realize the distribution state.
  • the temperature during holding may be constant or may vary as long as it is within the temperature range of 650°C to 500°C.
  • the cold rolled steel plate is cooled to a cooling stop temperature of 50°C or less at an average cooling rate of 70°C/s or more in the temperature range of 500 to 50°C.
  • the average cooling rate in the temperature range of 500 to 50°C 70°C/s or more
  • the average cooling rate (hereinafter also referred to as second cooling rate) in the temperature range needs to be 70° C./s or more.
  • the second cooling rate is set to 70° C./s or more.
  • the second cooling rate is preferably 100°C/s or more, more preferably 150°C/s or more. Note that the upper limit of the second cooling rate is not particularly limited, but the second cooling rate is preferably 2000° C./s or less.
  • Cooling stop temperature 50°C or less
  • the cooling stop temperature is 50°C from the viewpoint of controlling the second cooling rate described above and suppressing coarsening of carbides contained inside martensite in a component composition with a low carbon equivalent Ceq.
  • the lower limit of the cooling stop temperature is not particularly limited, but the cooling stop temperature is preferably 5° C. or higher.
  • the cold rolled steel sheet is tempered at a tempering temperature of 150 to 250°C and a tempering time of 30 seconds or more.
  • Tempering temperature 150-250°C
  • the tempering temperature is set at 150 to 250°C.
  • the tempering temperature is the highest temperature reached in the tempering process, and the temperature during tempering may be constant or may vary as long as it is within the temperature range of 150 to 250°C.
  • Tempering time 30 seconds or more
  • the tempering time is set to 30 seconds or more.
  • the tempering time is preferably 120 seconds or more, more preferably 300 seconds or more.
  • the upper limit of the tempering time is not particularly limited, but from the viewpoint of avoiding an increase in manufacturing costs, it is preferably 1500 seconds or less.
  • the tempering time is a holding time (residence time) in a temperature range of 150 to 250°C.
  • the obtained steel plate may optionally be subjected to skin pass rolling (temper rolling) or leveler processing from the viewpoint of stabilizing the shape accuracy of press forming, such as adjusting the surface roughness and flattening the plate shape.
  • skin pass rolling and leveler processing are not particularly limited, and conventional methods may be followed.
  • the obtained steel plate may be subjected to plating treatment.
  • plating treatment By performing plating treatment, a steel plate having a plating layer on the surface can be obtained.
  • the plating method is not particularly limited, and examples thereof include hot-dip plating and electroplating.
  • a plating process may be performed in which alloying is performed after hot-dip plating.
  • the type of plating is not particularly limited, and examples thereof include zinc plating and plating of a metal other than zinc.
  • the conditions for the plating treatment are not particularly limited, and any conventional method may be followed.
  • the plating bath may contain components other than the main component such as zinc.
  • each step after the above-mentioned annealing step may be performed by continuous annealing or batch annealing, but from the viewpoint of productivity, it is preferable to perform continuous annealing.
  • Conditions other than the above are not particularly limited and may be according to conventional methods.
  • a method for manufacturing a member according to an embodiment of the present invention preferably includes a step of subjecting the above steel plate (for example, a steel plate manufactured by the above steel plate manufacturing method) to at least one of a forming process and a joining process to form a member.
  • the method includes a step of applying cold pressing to form a member.
  • the molding method is not particularly limited, and for example, a general processing method such as press working can be used.
  • the joining method is not particularly limited, and for example, common welding such as spot welding, laser welding, arc welding, rivet joining, caulking joining, etc. can be used.
  • the molding conditions and bonding conditions are not particularly limited, and conventional methods may be followed.
  • Cold pressing conditions are not particularly limited either, and conventional methods may be followed.
  • the holding temperature shown in Table 2 is the average holding temperature in the temperature range of 650°C to 500°C in the holding process, and the time integral value of the holding temperature in the relevant temperature range is calculated as the holding time in the relevant temperature range ( (residence time).
  • No. No. 31 is an example in which the holding temperature in the holding step is high, and the holding temperature and holding time listed in Table 2 are the average holding temperature and holding time, respectively, from when the temperature drops below 750°C until the start of the second cooling process.
  • No. No. 32 is an example in which the holding temperature in the holding step is low, and the holding temperature and holding time listed in Table 2 are the average holding temperature and holding time from when the temperature drops below 650°C until the start of the second cooling process, respectively.
  • No. 31 and no. In both cases, the holding time in the temperature range of 650°C to 500°C was outside the range of 10 to 200 seconds. Further, the cooling stop temperature in the second cooling step was set to room temperature (25° C.) in both cases. Then, some of the cold-rolled steel sheets were subjected to plating treatment to provide a plating layer on the surface of the steel sheets. Next, the cold-rolled steel plate or the plated steel plate was subjected to 0.1% temper rolling to obtain a final product steel plate (thickness: 1.0 to 1.8 mm). In addition, No. The annealing time of No. 27 is as follows. This is the holding time at an annealing temperature of 27. Conditions other than those specified were in accordance with conventional law.
  • the structure of the steel plate was identified, the maximum diameter of carbides existing inside martensite, the number density of bainite, and the number ratio of bainite with an aspect ratio of 1.8 or more were determined. It was measured. The results are shown in Table 3. The maximum diameter of carbides present inside martensite was measured using the same sample used to identify the structure of the steel plate, and by confirming 4 fields of view at a magnification of 150 million times with an SEM.
  • the tensile test was conducted in accordance with JIS Z 2241. That is, a JIS No. 5 test piece was taken from the steel plate so that the longitudinal direction was perpendicular to the rolling direction of the steel plate. Using the sampled test pieces, a tensile test was conducted at a crosshead speed of 10 mm/min to measure TS and uniform elongation. The results are also listed in Table 3. The evaluation criteria are as follows. ⁇ TS Pass: 1470MPa or more Fail: Less than 1470MPa/Uniform elongation Pass: 5.5% or more Fail: Less than 5.5%
  • the delayed fracture test was conducted as follows. That is, a test piece having a short side of 16 mm and a long side of 70 mm was cut out from a steel plate by shearing so that the longitudinal direction was perpendicular to the rolling direction of the steel plate. Shearing was performed under the conditions that the angle between the upper blade and the lower blade was 0.5 degrees, and the gap (clearance) between the upper blade and the lower blade was 10% of the thickness of the steel plate. In addition, the long side end surfaces of the test pieces were kept in a sheared state. The obtained test pieces were immersed in an immersion liquid while applying various stresses (500 to 1000 MPa, 100 MPa pitch) by four-point bending.
  • the immersion liquid used was a solution in which a 0.1% by mass ammonium thiocyanate solution and a McIlvaine buffer were mixed at a volume ratio of 1:1, and the pH was adjusted to 7.0.
  • the solution was adjusted to have a pH of 7.0 by adjusting the ratio of citric acid and disodium hydrogen phosphate used to prepare the McIlvaine buffer (T.C.McIlvaine, Journal of Biological Chemistry, Volume 49, (See Issue 1, pages 183-186). After 96 hours had elapsed from immersion, the test piece was taken out, and the presence or absence of cracks was visually confirmed.
  • the composition has a Si content of 1.0 mass% or less, which is less likely to cause LME cracking, and has a strength of TS: 1470 MPa or more, excellent formability, and excellent delayed fracture resistance.
  • TS 1470 MPa or more
  • excellent formability 1470 MPa or more
  • excellent formability 1470 MPa or more
  • excellent delayed fracture resistance A steel plate that simultaneously achieves these properties can be obtained.
  • the steel sheet of the present invention can be applied to parts with more complicated shapes by cold pressing, which is more advantageous in terms of cost and productivity, and improves the strength of parts. It can contribute to improvement and weight reduction.

Landscapes

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Abstract

ＬＭＥ割れが発生する懸念の少ないＳｉ含有量が１．０質量％以下の成分組成を有し、ＴＳ：１４７０ＭＰａ以上の強度と、優れた成形性と、優れた耐遅れ破壊特性とを同時に実現した鋼板を、提供する。所定の成分組成とし、かつ、マルテンサイトおよびベイナイトを主体とする複合組織とし、マルテンサイトの内部に存在する炭化物の最大径を４００ｎｍ以下とし、ベイナイトの個数密度を１２０×１０－４個／μｍ２以上とし、アスペクト比：１．８以上のベイナイトの個数割合を６０％以上とする。

Description

鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
　本発明は、鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法に関する。
　近年、自動車の車体軽量化ニーズの更なる高まりから、車体骨格部品への高強度鋼板の適用が進みつつある。
　このような高強度鋼板として、例えば、特許文献１には、
「質量％でＣ：０.１６％以上０.７２％以下、Ｓｉ：３.０％以下、Ｍｎ：０.５％以上３.０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０７％以下、Ａｌ：３.０％以下およびＮ：０．０１０％以下を含有し、かつＳｉ＋Ａｌが０.７％以上を満足し、残部はＦｅおよび不可避不純物の組成になり、
　鋼板組織として、マルテンサイトの鋼板組織全体に対する面積率が１０％以上９０％以下、残留オーステナイト量が５％以上５０％以下、上部ベイナイト中のベイニティックフェライトの鋼板組織全体に対する面積率が５％以上であり、前記マルテンサイトの鋼板組織全体に対する面積率、前記残留オーステナイト量および前記上部ベイナイト中のベイニティックフェライトの鋼板組織全体に対する面積率の合計が６０％以上、ポリゴナルフェライトの鋼板組織全体に対する面積率が１０％以下（０％を含む）を満足し、かつ前記残留オーステナイト中の平均Ｃ量が０.７０％以上２.００％以下であり、引張強さが９８０ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度鋼板。」
が開示されている。
　特許文献２には、
「質量％でＣ：０.１７％以上０.７３％以下、Ｓｉ：３.０％以下、Ｍｎ：０.５％以上３.０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０７％以下、Ａｌ：３.０％以下およびＮ：０．０１０％以下を含有し、かつＳｉ＋Ａｌが０.７％以上を満足し、残部はＦｅおよび不可避不純物の組成になり、
  鋼板組織として、下部ベイナイトおよび全マルテンサイトの合計量の鋼板組織全体に対する面積率が１０％以上９０％以下、残留オーステナイト量が５％以上５０％以下、上部ベイナイト中のベイニティックフェライトの鋼板組織全体に対する面積率が５％以上であり、前記下部ベイナイトおよび全マルテンサイトの合計量のうち焼入れままのマルテンサイトが７５％以下、ポリゴナルフェライトの鋼板組織全体に対する面積率が１０％以下（０％を含む）を満足し、かつ前記残留オーステナイト中の平均Ｃ量が０．７０％以上であって、引張強さが９８０ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度鋼板。」
が開示されている。
　特許文献３には、
「引張強度が１１８０ＭＰａ以上の鋼板において、Ｃ：０．１５～０．２５％（質量％の意味。以下、成分について同じ。）、Ｓｉ：１～２．５％、Ｍｎ：１．５～３％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、
　金属組織全体に対して、ベイナイト、ベイニティックフェライト、および焼戻しマルテンサイト：合計で８５面積％以上、残留オーステナイト：１面積％以上、フレッシュマルテンサイト：５面積％以下（０面積％を含む）を満足することを特徴とする耐水素脆化特性に優れた高強度鋼板。」
が開示されている。
　特許文献４には、
「質量％で、Ｃ：０．１４０％超、０．４００％未満、Ｓｉ：０．３５％超、１．５０％未満、Ｍｎ：１．５０％超、４．００％未満、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｔｉ：０％以上、０．０５０％未満、Ｎｂ：０％以上、０．０５０％未満、Ｖ：０％以上、０．５０％以下、Ｃｒ：０％以上、１．００％以下、Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下、Ｂ：０％以上、０．０１００％以下、Ｃａ：０％以上、０．０１００％以下、Ｍｇ：０％以上、０．０１００％以下、ＲＥＭ：０％以上、０．０５００％以下、Ｂｉ：０％以上、０．０５０％以下、を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
  表面から板厚の１／４の位置における組織が、体積率で、７０．０％以上の焼戻しマルテンサイトと、３．０％超１０．０％未満の残留オーステナイトと、合計で２５．０％以下のフェライトおよびベイナイトと、５．０％以下のマルテンサイトと、を含み、
  前記表面から２５μｍの位置における組織が、体積率で、合計で７０％以上のフェライトおよびベイナイトと、合計で３０％以下のマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトと、を含み、
  前記表面から２５μｍの位置において、前記マルテンサイトおよび前記焼戻しマルテンサイトの平均粒径が５．０μｍ以下であり、
  引張強度が１３１０ＭＰａ以上であり、均一伸びが５．０％以上であり、９０°Ｖ曲げでの限界曲げ半径Ｒと板厚ｔの比であるＲ／ｔが５．０以下であることを特徴とする、高強度冷延鋼板。」
が開示されている。
特開２０１０－６５２７２号公報 特許第５３６５１１２号 特許第５４１２１８２号 特許第６６３５２３６号
　ところで、車体骨格部品への高強度鋼板の適用に際し、従来は、鋼板を加熱してプレスする、いわゆる熱間プレス成形での高強度鋼板の適用が精力的に検討されてきた。しかしながら、最近では、コストや生産性の観点から、改めて冷間プレス成形（以下、冷間プレスともいう）での高強度鋼板の適用が検討されつつある。
　高強度鋼板、特に、引張強さ（以下、ＴＳともいう）：１４７０ＭＰａ以上の鋼板を冷間プレスする場合、成形性、特には延性が十分ではないためにプレス割れが生じやすい。そのため、冷間プレスでの高強度鋼板の適用は、比較的単純な形状の部品に留まっているのが現状である。
　また、ＴＳ：１４７０ＭＰａ以上の鋼板を冷間プレスして部品とする場合、部品内での残留応力の増加や素材そのものによる耐遅れ破壊特性の劣化により、遅れ破壊が顕在化する。ここで、遅れ破壊とは、以下のようにして破壊に至る現象である。すなわち、部品に高い応力が加わった状態で当該部品が水素侵入環境下に置かれた際に、水素が当該部品内に侵入する。これにより、原子間結合力の低下や局所的な変形が生じて微小亀裂が生じ、その微小亀裂が進展することで破壊に至る。
　ここで、特許文献１および２に開示の高強度鋼板は、ＳｉまたはＡｌを多量に添加し炭化物の形成を抑制することによって、鋼組織に多量の残留オーステナイト（以下、残留γともいう）を含有させている。これにより、延性を向上させている。しかし、残留γは冷間プレス時に硬質なマルテンサイトに変態し、それらが応力集中部となって遅れ破壊を助長するおそれがある。
　特許文献３に開示の高強度鋼板でも、延性の向上に残留γを利用している。そのため、前述のように、残留γは冷間プレス時に硬質なマルテンサイトに変態し、それらが応力集中部となって遅れ破壊を助長するおそれがある。
　また、最近になって、自動車の車体や部品を組立てる際に、表面に亜鉛めっき層を有する高強度鋼板（例えば、溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板）にスポット溶接を施すと、溶接部で溶融金属脆化割れ（ＬＭＥＣ：Ｌｉｑｕｉｄ　Ｍｅｔａｌ　Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ　Ｃｒａｃｋｉｎｇ、以下ＬＭＥ割れともいう。）が発生することが確認されている。ここで、ＬＭＥ割れとは、スポット溶接時に亜鉛めっき層の亜鉛が溶融して溶接部の鋼組織の結晶粒界に溶融した亜鉛が侵入し、溶接電極を開放するときに生じる応力が作用することで発生する割れである。特に、ＴＳ：７８０ＭＰａ以上の鋼板、さらには、ＴＳ：１４７０ＭＰａ以上の鋼板では、一般的にＳｉ含有量が高いため、ＬＭＥ割れの発生リスクが懸念される。なお、亜鉛めっきを施していない鋼板であっても、亜鉛めっき鋼板とスポット溶接する際に、亜鉛めっき鋼板で溶融した亜鉛が当該鋼板に接することにより、ＬＭＥ割れの発生を招く場合がある。
　ＬＭＥ割れは、鋼板の成分組成のＳｉ含有量が多いほど、発生し易くなる。この点、例えば、特許文献３に開示の高強度鋼板では、上述した残留γを確保する観点から、Ｓｉを多量に含有させる、具体的には、Ｓｉ含有量を１～２．５質量％とすることを必須としている。そのため、特許文献３に開示の高強度鋼板では、上記した遅れ破壊の発生に加え、ＬＭＥ割れの発生も強く懸念される。
　また、特許文献４に記載の高強度鋼板では、表層部にフェライトやベイナイトを生成させている。そのため、フェライトやベイナイトの周囲の未変態オーステナイト部にＣが濃縮して、未変態オーステナイト部から生成したマルテンサイトが非常に硬質となる。その結果、それらが応力集中部となって遅れ破壊を助長するおそれがある。
　このように、現状、ＬＭＥ割れが発生する懸念の少ないＳｉ含有量が１．０質量％以下の成分組成において、ＴＳ：１４７０ＭＰａ以上の強度と、優れた成形性と、優れた耐遅れ破壊特性とを同時に実現した鋼板が得られているとは言えず、このような鋼板の開発が強く求められている。
　本発明は、上記の要求に応えるために開発されたものであって、ＬＭＥ割れが発生する懸念の少ないＳｉ含有量が１．０質量％以下の成分組成において、ＴＳ：１４７０ＭＰａ以上の強度と、優れた成形性と、優れた耐遅れ破壊特性とを同時に実現した鋼板を、その有利な製造方法とともに、提供することを目的とする。
　また、本発明は、上記の鋼板を素材とする部材、および、その製造方法を提供することを目的とする。
　さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、鋭意検討を重ねたところ、以下の知見を得た。
ｉ）ＴＳ：１４７０ＭＰａ以上の強度と、優れた成形性と、優れた耐遅れ破壊特性とを同時に実現するには、Ｓｉ含有量を１．０％以下にするとともに、［Ｃ％］＋［Ｓｉ％］／２４＋［Ｍｎ％］／６で表される炭素当量Ｃｅｑを極力低減することが有効である。また、このような炭素当量Ｃｅｑが低い成分組成（以下、低Ｃｅｑの成分組成ともいう）において、ＴＳ：１４７０ＭＰａ以上であり、かつ、成形性、特には延性に優れる鋼板を得るためには、軟質相としてベイナイト、硬質相としてマルテンサイトを活用した複合組織とすることが有効である。
ｉｉ）そして、上記の複合組織において、以下の点を同時に満足させることが重要である。
・マルテンサイト、特に、焼戻しマルテンサイトの内部に存在する炭化物の粗大化を抑制する、具体的には、マルテンサイトの内部に存在する炭化物の最大径を４００ｎｍ以下とする。
・ベイナイトの形態および分布状態を制御する、特には、ベイナイトを構成する島状領域の個数密度を増加させるとともに、ベイナイトを構成する島状領域のうち、アスペクト比：１．８以上の島状領域の個数を増加させる。
　これにより、ＴＳ：１４７０ＭＰａ以上の強度と優れた成形性に加えて、優れた耐遅れ破壊特性を実現することも可能となる。
ｉｉｉ）また、上記のようなベイナイトの形態および分布状態を実現するためには、製造過程において、特に、以下の点を同時に満足させることが重要である。
・焼鈍温度に到達するまでの加熱速度を比較的速める。
・焼鈍温度をオーステナイト単相域の中でも比較的低く、具体的にはＡ３点～Ａ３点＋４０℃とする。
・焼鈍後の冷却過程において、ベイナイトが生成する６５０℃～５００℃の温度域で一定時間保持し、その際の保持時間を短くする。
ｉｖ）さらに、炭素当量Ｃｅｑが低い成分組成において、マルテンサイトの内部に存在する炭化物の粗大化を抑制するには、上記の温度域での保持後、マルテンサイトが生成する５００℃～５０℃の温度域での冷却速度を高める必要がある。
　本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えて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：０．２０％超え０．３４％以下、
　Ｓｉ：１．０％以下、
　Ｍｎ：１．６％以上２．４％以下、
　Ｐ：０．０５０％以下、
　Ｓ：０．００５０％以下、
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、
　Ｎ：０．０１０％以下、
　Ｔｉ：０％超え０．０８０％以下および
　Ｂ：０％超え０．００５０％以下
であり、かつ、次式（１）を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である、成分組成を有し、
　組織全体に対する面積率で、
　マルテンサイト：６０％超え９０％以下、
　ベイナイト：１０％以上３０％以下、
　残留オーステナイト：５％未満および
　残部：５％以下
であり、
　前記マルテンサイトの内部に存在する炭化物の最大径が４００ｎｍ以下であり、
　前記ベイナイトを構成する島状領域の個数密度が１２０×１０－４個／μｍ２以上であり、
　前記ベイナイトを構成する島状領域のうち、アスペクト比：１．８以上の島状領域の個数が、前記ベイナイトを構成する島状領域の全個数に対する割合で６０％以上であり、
　引張強さが１４７０ＭＰａ以上であり、
　均一伸びが５．５％以上である、鋼板。
　　［Ｃ％］＋［Ｓｉ％］／２４＋［Ｍｎ％］／６≦０．７０・・・（１）
２．前記成分組成が、さらに、質量％で、以下のＡ群およびＢ群のうちの少なくとも一方を含有する、前記１に記載の鋼板。
（Ａ群）
　Ｃｕ：１．００％以下、
　Ｎｉ：１．００％以下、
　Ｍｏ：０．５０％以下、
　Ｃｒ：１．００％以下、
　Ｚｒ：０．１００％以下、
　Ｃａ：０．０１００％以下、
　Ｎｂ：０．１００％以下、
　Ｖ：０．２００％以下、
　Ｗ：０．２００％以下、
　Ｓｂ：０．１００％以下、
　Ｓｎ：０．１００％以下および
　Ｍｇ：０．０１００％以下
（Ｂ群）
　Ｓｅ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｚｎ、Ｃｓ、Ｒｂ、Ｃｏ、Ｌａ、Ｔｌ、Ｎｄ、Ｙ、Ｉｎ、Ｂｅ、Ｈｆ、Ｔｃ、Ｔａ、Ｏ、Ｌａ、ＣｅおよびＰｒうちから選択される一種または二種以上：合計で０．０２％以下
３．表面にめっき層を有する、前記１または２に記載の鋼板。
４．前記１～３のいずれかに記載の鋼板を用いてなる、部材。
５．前記１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする、熱延工程と、
　前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とする、冷延工程と、
　前記冷延鋼板を、５０℃～焼鈍温度の温度域での平均加熱速度：３．５℃／ｓ以上として加熱し、ついで、前記焼鈍温度：Ａ３点～Ａ３点＋４０℃、および、焼鈍時間：３０秒以上として焼鈍する、焼鈍工程と、
　ついで、前記冷延鋼板を、前記焼鈍温度～６５０℃の温度域での平均冷却速度：１０℃／秒以上として冷却する、第１冷却工程と、
　前記冷延鋼板を、６５０℃～５００℃の温度域での保持時間：１０秒以上２００秒以下として保持する、保持工程と、
　前記冷延鋼板を、５００℃～５０℃の温度域での平均冷却速度：７０℃／ｓ以上として、５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する、第２冷却工程と、
　前記冷延鋼板を、焼戻し温度：１５０～２５０℃、および、焼戻し時間：３０秒以上として焼戻す、焼戻し工程と、
を有する、鋼板の製造方法。
６．前記焼戻し工程後、前記冷延鋼板にめっき処理を行う、めっき処理工程を、さらに有する、前記５に記載の鋼板の製造方法。
７．前記１～３のいずれかに記載の鋼板に、成形加工および接合加工の少なくとも一方を施して部材とする、工程を有する、部材の製造方法。
　本発明によれば、ＬＭＥ割れが発生する懸念の少ないＳｉ含有量が１．０質量％以下の成分組成において、ＴＳ：１４７０ＭＰａ以上の強度と、優れた成形性と、優れた耐遅れ破壊特性とを同時に実現した鋼板が得られる。また、本発明の鋼板は、上記の特性により、より複雑な形状を有する部品に対しても冷間プレスでの適用が可能となるので、コストや生産性の点でより有利に、部品強度の向上および軽量化に貢献することができる。
　本発明を、以下の実施形態に基づき説明する。
［１］鋼板
　まず、本発明の一実施形態に従う鋼板の成分組成について説明する。なお、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
Ｃ：０．２０％超え０．３４％以下
　Ｃは、マルテンサイトの強度を上昇させ、ＴＳ：１４７０ＭＰａ以上の強度を確保する観点から含有させる。Ｃ含有量が０．２０％以下では、所定の強度を安定して得ることが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．２０％超えとする。ＴＳ：１４７０ＭＰａ以上の強度を安定的に得る観点から、Ｃ含有量は好ましくは０．２４％以上、より好ましくは０．２７％以上である。一方、Ｃ含有量が０．３４％を超えると、マルテンサイトが過度に高強度化し、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．３４％以下とする。
Ｓｉ：１．０％以下
　上述したように、Ｓｉ含有量が１．０％を超えると、ＬＭＥ割れの懸念が高まる。したがって、Ｓｉ含有量は１．０％以下とする。Ｓｉ含有量は好ましくは０．９％以下、より好ましくは０．７％以下である。なお、Ｓｉは、固溶強化による強化元素として、また、ベイナイト変態時に炭化物やパーライトの生成を抑制するという点で有効な元素である。ただし、本発明の一実施形態に従う鋼板では、強度はＣ等の元素および組織制御により確保しており、炭化物やパーライトの生成は製造条件の制御により抑制している。そのため、Ｓｉ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。Ｓｉ含有量は好ましくは０．２％以上である。
Ｍｎ：１．６％以上２．４％以下
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、マルテンサイトの面積率を所定量確保するために含有させる。上記の観点から、Ｍｎ含有量は１．６％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．８％以上である。一方、Ｍｎを過剰に含有させると、粗大なＭｎＳの形成やＭｎ偏析を通じて耐遅れ破壊特性を劣化させるおそれがある。したがって、Ｍｎ含有量は２．４％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．２％以下、より好ましくは２．０％以下である。
Ｐ：０．０５０％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、スポット溶接性や耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、Ｐ含有量は０．０５０％以下とする。上記の観点から、Ｐ含有量は、好ましくは０．０２０％以下である。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されない。ただし、Ｐ含有量を０．００２％未満に低減するには多大なコストを要する。そのため、コストの観点からは、Ｐ含有量は０．００２％以上が好ましい。
Ｓ：０．００５０％以下
　Ｓは、粗大なＭｎＳの形成を通じて耐遅れ破壊特性を劣化させる。そのため、Ｓ含有量は０．００５０％以下とする。上記の観点から、Ｓ含有量は、好ましくは０．００３０％以下、より好ましくは０．００２０％以下である。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されない。ただし、Ｓ含有量を０．０００２％未満に低減するには多大なコストを要する。そのため、コストの観点からは、Ｓ含有量は０．０００２％以上が好ましい。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下
　Ａｌは、十分な脱酸を行い、鋼中介在物を低減するために含有させることができる。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の下限は特に限定されず０％であってもよい。ただし、安定して脱酸を行う観点からは、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００５％以上が好ましく、０．０１％以上がより好ましい。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．１０％を超えると、Ａｌ系の粗大介在物が多量に生成し、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．１０％以下とする。
Ｎ：０．０１０％以下
　Ｎは、粗大な窒化物を形成し、プレス成形性や耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、Ｎは０．０１０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下である。Ｎ含有量の下限は特に限定されず０％であってもよい。ただし、工業的に実施する観点からは、Ｎ含有量は０．０００５％以上が好ましい。
Ｔｉ：０％超え０．０８０％以下
　Ｔｉは、ＢＮの形成に先んじてＴｉＮを形成する。これにより、固溶Ｂが確保され、焼入れ性の安定化効果が得られる。このような効果を得る観点から、Ｔｉ含有量は０％超えとし、好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１００％以上とする。一方、Ｔｉを過剰に含有させると、粗大なＴｉＮやＴｉＣ等の介在物が多量に生成し、耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、Ｔｉ含有量は０．０８０％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０６０％以下、より好ましくは０．０５５％以下である。
Ｂ：０％超え０．００５０％以下
　Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、少ないＭｎ含有量でもマルテンサイトの生成量を増加させる利点を有する。このような効果を得る観点から、Ｂ含有量は０％超えとし、好ましくは０．０００２％以上、より好ましく０．０００５％以上、さらに好ましくは０．０００８％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、その効果が飽和する。したがって、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００４０％以下、より好ましくは０．００３５％以下である。
［Ｃ％］＋［Ｓｉ％］／２４＋［Ｍｎ％］／６≦０．７０・・・（１）
　上述したように、上掲（１）式の左辺はＣｅｑに相当するものであり、耐遅れ破壊特性との相関が認められる。そして、Ｃｅｑを０．７０以下とすることにより、優れた耐遅れ破壊特性が得られる。したがって、上掲（１）式を満足させるものとする。Ｃｅｑの下限は特に限定されず、例えば、Ｃｅｑは０．４７以上が好適であり得る。なお、Ｃｅｑが高くなると耐遅れ破壊特性が劣化する理由について、発明者らは、遅れ破壊の破壊形態として多い粒界破壊が、粒界へのＣ、ＳｉおよびＭｎの偏析によって助長されるためと考えている。
　以上、本発明の一実施形態に従う鋼板の基本成分について説明したが、本発明の一実施形態に従う鋼板は、上記基本成分を含有し、上記基本成分以外の残部はＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む成分組成を有する。ここで、本発明の一実施形態に従う鋼板は、上記基本成分を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。本発明の一実施形態に従う鋼板には、上記基本成分に加え、以下に示す任意添加成分のうちから選択される一種または二種以上を含有させてもよい。なお、以下に示す任意添加成分は、以下に示す上限値以下で含有していれば、本発明の効果が得られるため、下限値は特に設けなくてもよい。また、以下に示す各任意添加成分が後述する好適な下限値未満で含有される場合、当該成分は不可避的不純物として含まれるものとすることもできる。
　Ｃｕ：１．００％以下、
　Ｎｉ：１．００％以下、
　Ｍｏ：０．５０％以下、
　Ｃｒ：１．００％以下、
　Ｚｒ：０．１００％以下、
　Ｃａ：０．０１００％以下、
　Ｎｂ：０．１００％以下、
　Ｖ：０．２００％以下、
　Ｗ：０．２００％以下、
　Ｓｂ：０．１００％以下、
　Ｓｎ：０．１００％以下および
　Ｍｇ：０．０１００％以下
Ｃｕ：１．００％以下
　Ｃｕは、耐食性を向上させる元素である。また、Ｃｕは、腐食生成物により鋼板表面を被覆して鋼板への水素侵入を抑制し、耐遅れ破壊特性を向上させる効果も有する。上記の観点から、Ｃｕ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．０１％以上である。特に、耐遅れ破壊特性の向上の観点からは、Ｃｕ含有量は０．０５％以上がさらに好ましい。しかしながら、Ｃｕ含有量が多くなりすぎると表面欠陥の原因となる。したがって、Ｃｕを含有させる場合、その含有量は１．００％以下が好ましい。
Ｎｉ：１．００％以下
　Ｎｉも、耐食性を向上させる元素である。上記の観点から、Ｎｉ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．０１％以上である。しかしながら、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、表面欠陥の原因になる。また、コスト増にもなる。したがって、Ｎｉを含有させる場合、その含有量は１．００％以下が好ましい。
Ｍｏ：０．５０％以下
　Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させ、所定の強度を安定的に確保する効果を得る目的で含有させることができる。上記の効果を得る観点から、Ｍｏ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．００１％以上、さらに好ましくは０．００５％以上である。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると、化成処理性の劣化を招く。したがって、Ｍｏを含有させる場合、その含有量は０．５０％以下が好ましい。
Ｃｒ：１．００％以下
　Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させる効果を得る目的で含有させることができる。上記の効果を得る観点から、Ｃｒ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．００１％以上である。しかしながら、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると、化成処理性の劣化を招く。したがって、Ｃｒを含有させる場合、その含有量は１．００％以下が好ましい。なお、化成処理性の劣化を防止する観点からは、Ｃｒ含有量は０．２０％以下がより好ましい。
Ｚｒ：０．１００％以下
　Ｚｒは、旧γ粒径の微細化やそれによるマルテンサイトの内部構造の微細化を通じて高強度化に寄与する。このような観点から、Ｚｒ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．００１％以上である。しかしながら、Ｚｒを過剰に含有させると、Ｚｒ系の粗大な析出物が増加し、耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、Ｚｒを含有させる場合、その含有量は０．１００％以下が好ましい。
Ｃａ：０．０１００％以下
　Ｃａは、ＳをＣａＳとして固定し、耐遅れ破壊特性を改善する効果を有する。このような効果を得る観点から、Ｃａ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．０００１％以上である。しかしながら、Ｃａを過剰に含有させると、表面品質が劣化する。したがって、Ｃａを含有させる場合、その含有量は０．０１００％以下が好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．００５０％以下である。
Ｎｂ：０．１００％以下
　Ｎｂは、旧γ粒径の微細化やそれによるマルテンサイトの内部構造の微細化を通じて高強度化に寄与する。このような観点から、Ｎｂ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．００２％以上である。しかしながら、Ｎｂを過剰に含有させると、Ｎｂ系の粗大な析出物が増加し、耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、Ｎｂを含有させる場合、その含有量は０．１００％以下が好ましい。
Ｖ：０．２００％以下
　Ｖは、鋼の焼入れ性を向上させる効果、および、マルテンサイトの微細化による高強度化の効果を得る目的で含有させることができる。このような効果を得る観点から、Ｖ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．００１％以上である。しかしながら、Ｖ含有量が０．２００％を超えると、鋳造性の劣化を招く。したがって、Ｖを含有させる場合、その含有量は０．２００％以下が好ましい。
Ｗ：０．２００％以下
　Ｗは、微細なＷ系炭化物・炭窒化物の形成を通じて、高強度化に寄与する。このような観点から、Ｗ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．００１％以上である。しかしながら、Ｗを過剰に含有させると、熱間圧延工程のスラブ加熱時に未固溶で残存する粗大な析出物が増加し、耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、Ｗを含有させる場合、その含有量は０．２００％以下が好ましい。
Ｓｂ：０．１００％以下
　Ｓｂは、鋼板の表層での酸化や窒化を抑制し、これにより、ＣやＢの低減を抑制する。ＣやＢの低減が抑制されることによって、鋼板の表層でのフェライト生成が抑制され、高強度化に寄与する。このような観点から、Ｓｂ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．００１％以上である。しかしながら、Ｓｂ含有量が０．１００％を超えると、鋳造性が劣化する。また、旧γ粒界にＳｂが偏析して耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、Ｓｂを含有させる場合、その含有量は０．１００％以下が好ましい。
Ｓｎ：０．１００％以下
　Ｓｎは、鋼板の表層での酸化や窒化を抑制し、これにより、ＣやＢの低減を抑制する。ＣやＢの低減が抑制されることによって、鋼板の表層でのフェライト生成が抑制され、高強度化、さらには耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このような観点から、Ｓｎ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．００１％以上である。しかしながら、Ｓｎ含有量が０．１００％を超えると、鋳造性が劣化する。また、旧γ粒界にＳｎが偏析して耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、Ｓｎを含有させる場合、その含有量は０．１００％以下が好ましい。
Ｍｇ：０．０１００％以下
　Ｍｇは、ＭｇＯとしてＯを固定し、耐遅れ破壊特性を改善する。このような観点から、Ｍｇ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．０００１％以上である。しかしながら、Ｍｇを過剰に含有させると、表面品質や耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、Ｍｇを含有させる場合、その含有量は０．０１００％以下が好ましい。
　なお、上記以外の元素としては、例えば、Ｓｅ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｚｎ、Ｃｓ、Ｒｂ、Ｃｏ、Ｌａ、Ｔｌ、Ｎｄ、Ｙ、Ｉｎ、Ｂｅ、Ｈｆ、Ｔｃ、Ｔａ、Ｏ、Ｌａ、ＣｅおよびＰｒ等が挙げられ、これらの元素のうちから選択される一種または二種以上の合計の含有量は０．０２％以下であれば許容できる。これらの元素の含有量はいずれも０％であってよいことは言うまでもない。
　上記以外の元素は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
　つぎに、本発明の一実施形態に従う鋼板の組織について説明する。
　本発明の一実施形態に従う鋼板の組織は、
　組織全体に対する面積率で、
　マルテンサイト：６０％超え９０％以下、
　ベイナイト：１０％以上３０％以下、
　残留オーステナイト：５％未満および
　残部：５％以下
であり、
　前記マルテンサイトの内部に存在する炭化物の最大径が４００ｎｍ以下であり、
　前記ベイナイトを構成する島状領域の個数密度が１２０×１０－４個／μｍ２以上であり、
　前記ベイナイトを構成する島状領域のうち、アスペクト比：１．８以上の島状領域の個数が、前記ベイナイトを構成する島状領域の全個数に対する割合で６０％以上である、
組織である。
　以下、それぞれの限定理由について説明する。
マルテンサイトの面積率：６０％超え９０％以下
　所定の強度を得るためにマルテンサイトの面積率は６０％超えとする。マルテンサイトの面積率が６０％以下になると、ベイナイト、フェライト、残留γ等が増加し、所定の強度を得ることが難しくなる。なお、マルテンサイトの面積率が６０％以下の組織構成で所定の強度を確保する方法としては、例えば、焼戻し温度の低温化やＣ量を増加させる方法がある。しかしながら、この場合、マルテンサイトが過剰に硬質化して耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、優れた耐遅れ破壊特性と所定の強度とを両立する観点から、マルテンサイトの面積率は６０％超えとする。マルテンサイトの面積率は好ましくは６２％以上、より好ましくは６５％以上である。一方、マルテンサイトが９０％を超えると、優れた延性が得られない。したがって、マルテンサイトの面積率は９０％以下とする。マルテンサイトの面積率は好ましくは８８％以下、より好ましくは８５％以下である。
ベイナイトの面積率：１０％以上３０％以下
　所定の強度と優れた延性とを両立するために、ベイナイトの面積率は１０％以上３０％以下とする。ベイナイトの面積率が１０％以上３０％以下の範囲外になると、所定の強度と優れた延性とを両立することができなくなる。ベイナイトの面積率は好ましくは１２％以上、より好ましくは１５％以上である。また、ベイナイトの面積率は好ましくは２８％以下、より好ましくは２５％以下である。
残留オーステナイトの面積率：５％未満
　残留オーステナイトは延性に寄与するため。少量含むことは許容される。しかい、前述のように、残留オーステナイトはプレス成形時に硬質なマルテンサイトに変態し、遅れ破壊を助長するおそれがある。したがって、残留オーステナイトの面積率は５％未満とする。残留オーステナイトの面積率は好ましくは４％以下、より好ましくは３％以下である。なお、本発明の一実施形態に従う鋼板では、ベイナイトにより延性を確保しているため、残留オーステナイトの面積率は０％であってもよい。
残部の面積率：５％以下
　マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイト以外の残部を構成する組織は、強度を低下させたり、遅れ破壊を助長するおそれがある。そのため、残部の面積率は５％以下とする。残部の面積率は、好ましくは４％以下、より好ましくは３％以下である。残部の面積率は０％であってもよい。なお、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイト以外の残部を構成する組織としては、例えば、パーライトが挙げられる。
　ここで、マルテンサイトおよびベイナイトの面積率は、以下のように測定する。
　すなわち、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Ｌ断面を、鋼板の板厚１／４位置においてＳＥＭにより２０００倍の倍率にて４視野観察する。ついで、撮影した組織写真を画像解析し、以下のようにして、マルテンサイトおよびベイナイトを同定する。
・マルテンサイト
　マルテンサイトは、灰色のコントラストを呈した領域である。ここで、マルテンサイトは、製造過程において焼戻しが生じた、いわゆる焼戻しマルテンサイトを主体として構成される。また、マルテンサイトの一部には、焼戻しが生じていない、いわゆるフレッシュマルテンサイトが面積率で５％以下含まれる場合がある（後述する実施例の発明例においても、（内部に炭化物が認められない）フレッシュマルテンサイトの面積率はいずれも、５％以下であった）。なお、焼戻しマルテンサイトには、連続冷却中に自己焼戻しを生じたマルテンサイトも含まれる。焼戻しマルテンサイトおよびフレッシュマルテンサイトはいずれも、灰色のコントラストを呈した領域である。ただし、焼戻しマルテンサイトでは、通常、内部に白いコントラストの炭化物を含む。一方、フレッシュマルテンサイトでは、内部に炭化物が認められない。なお、焼戻しマルテンサイトの内部において炭化物が占める領域は、マルテンサイトの面積に含めるものとする。
・ベイナイト
　ベイナイトは、黒色のコントラストを呈した領域である。なお、フェライトも黒色のコントラストを呈した領域である。ただし、フェライトはその形態が等軸である一方、ベイナイトは比較的板状である。よって、これらの形態から両者を区別することも可能である。ただし、両者の区別が困難な場合もある。また、上記の成分組成により形成される組織では、一般的に、フェライトの面積率は少なく、具体的には１０％以下となる。また、仮に、フェライトの面積率が多い場合にも、後述するアスペクト比：１．８以上の島状領域の個数の割合が所定の範囲外となる。よって、ここでは、黒色のコントラストを呈した領域を全てベイナイトと同定して、面積率を測定する。なお、ベイナイトの内部には、マルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）やパーライトが含まれる場合がある。ここで、パーライトは、フェライトと板状の炭化物からなる層状組織である。この場合、マルテンサイトおよびパーライトはベイナイトとは別の組織として扱う。つまり、ベイナイトの内部においてマルテンサイトおよびパーライトの占める領域は、ベイナイトの面積に含めないものとする。また、ベイナイトは、内部に炭化物や窒化物、硫化物、酸化物を含む場合があるが、これらが占める領域は、ベイナイトの面積に含めるものとする。
　また、マルテンサイトとベイナイトとは、基本的には、上記したＳＥＭによる組織写真のコントラスト差から判別可能である。しかし、両者の判別が困難な場合には、内部に含まれる炭化物の位置やバリアントを、ＳＥＭにより１００００倍の倍率にて観察することにより、判別することが可能である。すなわち、ベイナイトでは、ラス状組織の界面またはラス内に炭化物が生成している。また、ベイニティックフェライトとセメンタイトとの結晶方位関係が１種類であるので、生成した炭化物は一方向に伸びている。一方、マルテンサイトを主に構成する焼戻しマルテンサイトでは、ラス内に炭化物が生成している。また、ラスと炭化物との結晶方位関係が２種類以上あるため、生成した炭化物は複数方向に伸びている。よって、内部に含まれる炭化物の位置やバリアントを、ＳＥＭにより１００００倍の倍率にて観察することにより、焼戻しマルテンサイトとベイナイトとを判別することが可能である。
　ついで、上記のようにして同定したマルテンサイトおよびベイナイトが占める領域の４視野分の合計の面積を算出し、それぞれの合計面積を４視野分の観察領域の全面積で除して１００を乗じた値を、マルテンサイトおよびベイナイトの面積率とする。ただし、黒色のコントラストを呈した領域のうち、面積が１μｍ２未満の島状領域は除外してベイナイトの面積率を算出する。
　また、残留オーステナイトの面積率は、以下のように測定する。
　すなわち、鋼板をその表面から２００μｍまでの深さまでシュウ酸により化学研磨する。ついで、化学研磨した面を観察面として、Ｘ線回折法により観察する。入射Ｘ線にはＭｏＫα線を使用し、ｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）および（２２０）各面の回折強度に対するｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２００）、（２２０）および（３１１）各面の回折強度の比を求める。ついで、各面の回折強度の比から、残留オーステナイトの体積率を算出する。そして、残留オーステナイトが三次元的に均質であるとみなして、残留オーステナイトの体積率を、残留オーステナイトの面積率とする。
　また、残部の面積率は、１００％から上記のようにして求めたマルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトの面積率を減じることにより求める。
　［残部の面積率（％）］＝１００－［マルテンサイトの面積率（％）］－［ベイナイトの面積率（％）］－［残留オーステナイトの面積率（％）］
マルテンサイトの内部に存在する炭化物の最大径：４００ｎｍ以下
　低Ｃｅｑの成分組成において、所定の強度を実現するためには、マルテンサイト、特に焼戻しマルテンサイトの内部に存在する炭化物を微細にすることが重要である。そのため、マルテンサイトの内部に存在する炭化物の最大径（以下、炭化物の最大径ともいう）は４００ｎｍ以下とする。
　なお、マルテンサイトの領域には旧γ粒界、パケット境界およびブロック境界が内在し、これらの粒界および境界上に炭化物がフィルム状に析出する場合があるが、これらの炭化物は、マルテンサイトの内部に存在する炭化物には含めない。
　また、マルテンサイトの内部に存在する炭化物の最大径とは、上記の組織画像においてマルテンサイトの内部に存在する個々の炭化物の最大長さの最大値である。具体的には、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Ｌ断面を、鋼板の板厚１／４位置においてＳＥＭにより１５０００倍の倍率にて４視野観察する。ついで、面積率の算出と同じ要領で、撮影した組織写真を画像解析し、マルテンサイトの内部に存在する個々の炭化物の最大長さを求め、その最大値を、マルテンサイトの内部に存在する炭化物の最大径とする。なお、マルテンサイトの内部に存在する炭化物は針状になるので、実質的には、マルテンサイトの内部に存在する個々の炭化物の最大長さは、個々の炭化物の長手方向（炭化物の延伸方向）の長さを意味することになる。また、マルテンサイトの内部に存在する炭化物の多くは、通常、円相当径で５０ｎｍ以上となるので、マルテンサイトの内部に存在する個々の炭化物の最大長さの測定は、例えば、組織写真で観察される炭化物のうち、円相当径で５０ｎｍ以上の炭化物を抽出して行えばよい。
ベイナイトを構成する島状領域の個数密度：１２０×１０－４個／μｍ２以上
　上述したように、発明者らが、ベイナイトの分布状態と耐遅れ破壊特性との相関を鋭意検討したところ、ベイナイトを構成する島状領域の個数密度（以下、ベイナイトの個数密度ともいう）が重要であることを見出した。このメカニズムは必ずしも明らかではないが、発明者らは、異相界面が多くなることによって、遅れ破壊において破壊を助長する変形または応力の集中部が、分散するためと考えている。ここで、異相界面とはベイナイトとマルテンサイトの境界を意味する。ここで、ベイナイトの個数密度が１２０×１０－４個／μｍ２未満になると、耐遅れ破壊特性が劣化する傾向であった。したがって、優れた耐遅れ破壊特性を得る観点から、ベイナイトの個数密度を１２０×１０－４個／μｍ２以上とする。ベイナイトの個数密度は好ましくは１５０×１０－４個／μｍ２以上、より好ましくは２００×１０－４個／μｍ２以上である。ベイナイトの個数密度の上限は特に限定されるものではないが、例えば、ベイナイトの個数密度は好ましくは４５０×１０－４個／μｍ２以下である。
ベイナイトを構成する島状領域の全個数に対する、アスペクト比が１．８以上のベイナイトを構成する島状領域の個数の割合：６０％以上
　ベイナイトはマルテンサイトに比べ軟質なため、所望の強度を確保する観点からベイナイトの形態を制御する必要がある。ここで、ベイナイトは、複数の島状領域から構成される。このような島状領域のうち、アスペクト比が大きい島状領域、特にアスペクト比：１．８以上の島状領域は、その形態が板状に近いものと言える。そして、当該アスペクト比：１．８以上の島状領域の個数を増加させることにより、組織が微細化され、延性を向上させつつ、所望の強度を得る、すなわち、強度と延性のバランスを向上させることが可能となる。したがって、ベイナイトを構成する島状領域のうち、アスペクト比：１．８以上の島状領域の個数を、ベイナイトを構成する島状領域の全個数に対する割合（以下、アスペクト比：１．８以上のベイナイトの個数割合ともいう）で６０％以上とする。アスペクト比：１．８以上のベイナイトの個数割合は、好ましくは６５％以上、より好ましくは７０％以上である。アスペクト比：１．８以上のベイナイトの個数割合の上限は特に限定されず、１００％であってもよい。
　なお、個々の島状領域は、ベイナイト以外の組織により、他のベイナイトの島状領域と分離される。すなわち、個々の島状領域は、その全周がベイナイト以外の相と接する。また、個々の島状領域の具体的な形状については特に限定されず、例えば円形、楕円形、多角形、アメーバ形（複数の不規則方向に延伸した形状）などのいずれであってもよい。
　ここで、ベイナイトの個数密度およびアスペクト比：１．８以上のベイナイトの個数割合は、上記したマルテンサイトおよびベイナイトの面積率の算出に使用した４視野での組織写真を用いて、例えば、以下の要領で測定する。
　すなわち、上記の組織写真をＩｍａｇｅＪにより画像解析し、ベイナイトとその他の組織で２値化する。この際、面積が１μｍ２未満の島状領域は計算から除外する。ついで、ＩｍａｇｅＪの粒子解析機能により個々の島状領域のアスペクト比を算出する。そして、観察されたベイナイトを構成する島状領域の個数、および、そのうちのアスペクト比が１．８以上の島状領域の個数をカウントし、アスペクト比：１．８以上のベイナイトの個数割合およびベイナイトの個数密度を算出する。
　なお、上述したように、ベイナイトを構成する個々の島状領域の内部にマルテンサイトや炭化物が存在する場合がある。この場合には、当該島状領域の内部に存在するマルテンサイトや炭化物も含めた領域を１つの島状領域として当該島状領域の個数をカウントし、かつ、当該島状領域のアスペクト比を算出する。また、ベイナイトとその他の組織での２値化の閾値は、例えば、以下のように決定する。すなわち、ＩｍａｇｅＪの２値化機能により各ピクセルの輝度値を０から２５５の数字で表し、頻度分布を描画する。この際、ベイナイトとその他の組織の輝度値の分布を比較すると、２つの分布の極大値は明瞭に分かれる。これら２つの極大値の間に位置する極小値を閾値とする。このように閾値を設定することで、ベイナイトとマルテンサイトの界面が明瞭に分離できる。
　つぎに、本発明の一実施形態に従う鋼板の機械特性について、説明する。
引張強さ（ＴＳ）：１４７０ＭＰａ以上
　本発明の一実施形態に従う鋼板は、ＴＳ：１４７０ＭＰａ以上でも、耐遅れ破壊特性および成形性に優れる点を特徴の一つとするものである。したがって、ＴＳは１４７０ＭＰａ以上とする。ＴＳの上限については特に限定されないが、例えば、ＴＳは２５００ＭＰａ以下が好適であり得る。なお、ＴＳは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠する引張試験により測定する。詳細は後述する実施例に記載するとおりである。
均一伸び：５．５％以上
　延性の指標としては全伸びが多く用いられるが、全伸びには局部伸びも含まれる。実際に自動車部品を成形する際は、鋼板にネッキングが生じるような加工は施さないため、プレス成形性の指標としては均一伸びがより重要である。特に、均一伸びが５．５％以上であれば、多種多様な自動車部品に適用が可能になる。したがって、均一伸びは５．５％以上とする。均一伸びの上限については特に限定されないが、例えば、均一伸びは１２．０％以下が好適であり得る。なお、均一伸びは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠する引張試験により測定する。詳細は後述する実施例に記載するとおりである。
　なお、優れた成形性とは、均一伸びが５．５％以上であることを意味する。また、優れた耐遅れ破壊特性とは、後述する実施例に従う遅れ破壊試験において、合格基準を満足することを意味する。
　また、本発明の一実施形態に従う鋼板は、その表面（片面または両面）にめっき層を有していてもよい。めっき層の種類は特に限定されず、例えば、亜鉛めっき層や亜鉛以外の金属のめっき層が挙げられる。また、めっき層は、亜鉛等の主となる成分以外の成分を含んでもよい。亜鉛めっき層としては、例えば、溶融亜鉛めっき層や合金化溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層が挙げられる。
　なお、本発明の一実施形態に従う鋼板の板厚は特に限定されないが、好ましくは０．５ｍｍ以上３．０ｍｍ以下である。
［２］部材
　つぎに、本発明の一実施形態に従う部材について、説明する。
　本発明の一実施形態に従う部材は、上記の鋼板を用いてなる（素材とする）部材である。例えば、素材である鋼板に、成形加工および接合加工の少なくとも一方、好適には、冷間プレスを施して部材とする。
　ここで、上記の鋼板は、ＴＳ：１４７０ＭＰａ以上の強度と、優れた成形性と、優れた耐遅れ破壊特性とを同時に実現している。また、上記の鋼板は、上記の特性により、より複雑な形状を有する部品に対しても冷間プレスでの適用が可能となるので、コストや生産性の点でより有利に、部品強度の向上および軽量化に貢献することができる。そのため、本発明の一実施形態に従う部材は、自動車や家電製品等に使用される部材に適用して特に好適である。
［３］鋼板の製造方法
　つぎに、本発明の一実施形態に従う鋼板の製造方法について、説明する。
　本発明の一実施形態に従う鋼板の製造方法は、
　上記の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする、熱延工程と、
　前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とする、冷延工程と、
　前記冷延鋼板を、５０℃～焼鈍温度の温度域での平均加熱速度：３．５℃／ｓ以上として加熱し、ついで、前記焼鈍温度：Ａ３点～Ａ３点＋４０℃、および、焼鈍時間：３０秒以上として焼鈍する、焼鈍工程と、
　ついで、前記冷延鋼板を、前記焼鈍温度～６５０℃の温度域での平均冷却速度：１０℃／秒以上として冷却する、第１冷却工程と、
　前記冷延鋼板を、５００℃～６５０℃の温度域で１０秒以上２００秒以下保持する、保持工程と、
　前記冷延鋼板を、５００℃～５０℃の温度域での平均冷却速度：７０℃／ｓ以上として、５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する、第２冷却工程と、
　前記冷延鋼板を、焼戻し温度：１５０～２５０℃、および、焼戻し時間：３０秒以上として焼戻す、焼戻し工程と、
を有する、というものである。
　なお、上記の各温度は、特に説明がない限り、鋼スラブおよび鋼板の表面温度を意味する。
［熱延工程］
　まず、鋼スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする。鋼スラブの準備方法（製造条件）および熱間圧延条件は特に限定されず、常法に従い行えばよい。なお、熱延工程後の熱延鋼板に、任意に酸洗を施してもよい。酸洗条件についても特に限定されず、常法に従えばよい。
［冷延工程］
　ついで、熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とする。冷間圧延条件は特に限定されず、常法に従い行えばよい。なお、冷延工程後の冷延鋼板に、任意に酸洗を施してもよい。酸洗条件についても特に限定されず、常法に従えばよい。
［焼鈍工程］
　ついで、上記のようにして得られた冷延鋼板を、５０℃～焼鈍温度の温度域での平均加熱速度：３．５℃／ｓ以上として加熱し、ついで、焼鈍温度：Ａ３点～Ａ３点＋４０℃、および、焼鈍時間：３０秒以上として焼鈍する。
５０℃～焼鈍温度の温度域での平均加熱速度：３．５℃／ｓ以上
　最終製品の鋼板の組織において、上記のようなベイナイトの形態および分布状態を実現するためには、５０℃～焼鈍温度の温度域での平均加熱速度（以下、加熱速度ともいう）を高めることが重要である。加熱速度を高めることにより、オーステナイト粒の核生成頻度が増加し、オーステナイト粒径を微細にできる。その結果、粒界を核生成サイトとしたベイナイト変態が促進され、ベイナイトの個数密度が増加する。加熱速度は、好ましくは３．８℃／ｓ以上、より好ましくは４．０℃／ｓ以上である。加熱速度の上限は特に限定されないが、例えば、１００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
焼鈍温度：Ａ３点～Ａ３点＋４０℃
　最終製品の鋼板の組織において、上記のようなベイナイトの形態および分布状態を実現するためには、焼鈍温度をオーステナイト単相域の中でも比較的低く、具体的にはＡ３点～Ａ３点＋４０℃とすることが重要である。
　すなわち、焼鈍温度をオーステナイト単相域の中でも比較的低くすることにより、旧オーステナイト粒径を微細にできる。これにより、粒界を核生成サイトとしたベイナイト変態が促進され、ベイナイトの個数密度が増加する。また、熱間圧延時に生成した炭化物が焼鈍時に溶解せずそのまま残存し、ベイナイト変態の核生成サイトとして働く。これにより、ベイナイトの個数密度が増加する。その結果、優れた耐遅れ破壊特性を得ることが可能となる。したがって、焼鈍温度はＡ３点＋４０℃以下とする。焼鈍温度がＡ３＋４０℃点を超えると、所定のベイナイトの個数密度が得られず、優れた耐遅れ破壊特性が得られない。
　また、所定量のマルテンサイトを生成してＴＳ：１４７０ＭＰａ以上を得るために、焼鈍温度はＡ３点以上とする。焼鈍温度がＡ３点未満になると、焼鈍時に十分なオーステナイトが生成せず、最終製品において所定量のマルテンサイト、ひいてはＴＳ：１４７０ＭＰａ以上が得られない。
　なお、焼鈍温度は、焼鈍工程での最高到達温度であり、焼鈍における保持中の温度はＡ３点～Ａ３点＋４０℃の温度域内であれば、一定であっても、変動してもよい。また、Ａ３点は次式により求める。
　Ａ３点（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ％］０．５＋４４．７×［Ｓｉ％］＋
　３１．５×［Ｍｏ％］－３０×［Ｍｎ％］－１１×［Ｃｒ％］＋７００×［Ｐ％］＋
　４００×［Ａｌ％］＋４００×［Ｔｉ％］
焼鈍時間：３０秒以上
　所定量のマルテンサイトを生成してＴＳ：１４７０ＭＰａ以上を得るために、焼鈍時間は３０秒以上とする。焼鈍時間が３０秒未満になると、焼鈍時に十分なオーステナイトが生成せず、最終製品において所定量のマルテンサイト、ひいてはＴＳ：１４７０ＭＰａ以上が得られない。焼鈍時間は好ましくは６０秒以上、より好ましくは９０秒以上である。なお、焼鈍時間の上限は特に限定されないが、焼鈍時間が一定以上になると、製造コストの増加を招くおそれがある。したがって、焼鈍時間は９００秒以下が好ましい。
　なお、焼鈍時間とは、Ａ３点～Ａ３点＋４０℃の温度域での保持時間（滞留時間）である。
［第１冷却工程］
　ついで、上記のようにして焼鈍を施した冷延鋼板を、焼鈍温度～６５０℃の温度域での平均冷却速度：１０℃／秒以上として、冷却する。
焼鈍温度～６５０℃の温度域での平均冷却速度：１０℃／秒以上
　フェライトの生成を低減し、強度の低下を回避するためには、焼鈍温度～６５０℃の温度域での平均冷却速度（以下、第１冷却速度ともいう）を高める、具体的には、１０℃／ｓ以上とする必要がある。第１冷却速度が１０℃／ｓ未満になると、フェライトが過剰に生成し、強度の低下を招く。したがって、第１冷却速度は１０℃／ｓ以上とする。第１冷却速度は、好ましくは１５℃／ｓ以上、より好ましくは２０℃／ｓ以上である。なお、第１冷却速度の上限は特に限定されるものではないが、第１冷却速度は１００℃／ｓ以下が好ましい。
［保持工程］
　ついで、冷延鋼板を、６５０℃～５００℃の温度域で１０秒以上２００秒以下保持する。
６５０℃～５００℃の温度域での保持時間：１０秒以上２００秒以下
　ベイナイトを所定量確保したうえで、上記のようなベイナイトの形態および分布状態を実現するためには、６５０℃～５００℃の温度域での保持（滞留）時間（以下、単に保持時間ともいう）を１０秒以上２００秒以下とすることが重要である。保持時間を１０秒以上２００秒以下の範囲に制御することにより、ベイナイトを所定量生成し、かつ、上記のようなベイナイトの形態および分布状態を実現することが可能となる。ここで、保持時間が１０秒未満になると、ベイナイトを所定量生成させることができなくなる。一方、保持時間が２００秒を超えると、所定のベイナイトの個数密度が得られない。また、製造コストの増加を招く。したがって、保持時間は１０秒以上２００秒以下とする。保持時間は、好ましくは１５秒以上、より好ましくは２０秒以上である。また、保持時間は、好ましくは１８０秒以下、より好ましくは１６０秒以下である。
　なお、６５０℃～５００℃の温度域での保持時間を規定した理由は、以下のとおりである。すなわち、この温度域より高温での保持では、フェライトが生成し易い。一方、この温度域より低温になると、所定のベイナイトの面積率を得るためにより長時間の保持が必要となる。換言すれば、この温度域での保持が、上記のようなベイナイトの形態および分布状態を実現することに適しており、この温度域以外の温度域での保持では、上記のようなベイナイトの形態および分布状態を実現することが困難となるからである。また、保持中の温度は、６５０℃～５００℃の温度域内であれば、一定であっても、変動してもよい。
［第２冷却工程］
　ついで、冷延鋼板を、５００～５０℃の温度域での平均冷却速度：７０℃／ｓ以上として、５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する。
５００～５０℃の温度域での平均冷却速度：７０℃／ｓ以上
　上述したように、炭素当量Ｃｅｑが低い成分組成において、マルテンサイトの内部に存在する炭化物の粗大化を抑制するには、上記の保持工程後、５００～５０℃の温度域での冷却速度を高める必要がある。具体的には、当該温度域での平均冷却速度（以下、第２冷却速度ともいう）を７０℃／ｓ以上にする必要がある。第２冷却速度が７０℃／ｓ未満になると、自己焼戻しが顕著に生じ、炭化物が粗大化し、所定の強度が得られなくなる。したがって、第２冷却速度は７０℃／ｓ以上とする。第２冷却速度は、好ましくは１００℃／ｓ以上、より好ましくは１５０℃／ｓ以上である。なお、第２冷却速度の上限は特に限定されるものではないが、第２冷却速度は２０００℃／ｓ以下が好ましい。
冷却停止温度：５０℃以下
　上述した第２冷却速度の制御を行い、炭素当量Ｃｅｑが低い成分組成において、マルテンサイトの内部に含まれる炭化物の粗大化を抑制する観点から、冷却停止温度は５０℃以下とする。なお、冷却停止温度の下限は特に限定されるものではないが、冷却停止温度は５℃以上が好ましい。
［焼戻し工程］
　ついで、冷延鋼板を、焼戻し温度：１５０～２５０℃、および、焼戻し時間：３０秒以上として焼戻す。
焼戻し温度：１５０～２５０℃
　硬質なマルテンサイトを適度に軟質化し、耐遅れ破壊特性を向上させるため、上記の第２冷却工程後、再加熱を行い、１５０～２５０℃の温度域で２０秒以上保持する焼戻し処理を施す必要がある。ここで、焼戻し温度が１５０℃未満の場合、マルテンサイトが硬質なままとなり、遅れ破壊が助長される。一方、焼戻し温度が２５０℃超えの場合、マルテンサイトの内部の炭化物が粗大になり、所定の強度が得られない。したがって、焼戻し温度は１５０～２５０℃とする。なお、焼戻し温度は、焼戻し工程での最高到達温度であり、焼戻しにおける保持中の温度は１５０～２５０℃の温度域内であれば、一定であっても、変動してもよい。
焼戻し時間：３０秒以上
　また、焼戻し時間が３０秒未満の場合、マルテンサイトが硬質なままとなり、遅れ破壊が助長される。したがって、焼戻し時間は３０秒以上とする。焼戻し時間は、好ましくは１２０秒以上、より好ましくは３００秒以上である。なお、焼戻し時間の上限は特に限定されるものではないが、製造コストの増大を回避する観点から、１５００秒以下とすることが好ましい。
　なお、焼戻し時間とは、１５０～２５０℃の温度域での保持時間（滞留時間）である。
　得られた鋼板に、任意に、表面粗度の調整、板形状の平坦化などプレス成形の形状精度を安定化させる観点から、スキンパス圧延（調質圧延）やレベラー加工を施してもよい。スキンパス圧延やレベラー加工の条件は特に限定されず、常法に従えばよい。
［めっき処理工程］
　また、得られた鋼板に、めっき処理を施してもよい。めっき処理を施すことにより、表面にめっき層を有する鋼板が得られる。めっき処理方法は特に限定されず、例えば、溶融めっきや電気めっきが挙げられる。また、溶融めっき後に合金化を施すめっき処理でもよい。また、めっきの種類も特に限定されず、例えば、亜鉛めっきや亜鉛以外の金属のめっきが挙げられる。めっき処理の条件は特に限定されず、常法に従えばよい。なお、めっき浴は、亜鉛等の主となる成分以外の成分を含んでもよい。また、めっき処理を行う場合に、上記したスキンパス圧延を行う場合は、めっき処理後にスキンパス圧延を行うことが好ましい。
　なお、上記の焼鈍工程以降の各工程は、任意に、連続焼鈍により行っても、バッチ焼鈍により行ってもよいが、生産性の観点からは、連続焼鈍により行うことが好ましい。
　上記以外の条件については特に限定されず、常法に従えばよい。
［４］部材の製造方法
　つぎに、本発明の一実施形態に従う部材の製造方法について、説明する。
　本発明の一実施形態に従う部材の製造方法は、上記の鋼板（例えば、上記の鋼板の製造方法により製造された鋼板）に、成形加工および接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程、好適には、冷間プレスを施して部材とする工程を有する。
　ここで、成形加工方法は、特に限定されず、例えば、プレス加工等の一般的な加工方法を用いることができる。また、接合加工方法も、特に限定されず、例えば、スポット溶接、レーザー溶接、アーク溶接等の一般的な溶接や、リベット接合、かしめ接合等を用いることができる。なお、成形条件および接合条件については特に限定されず、常法に従えばよい。冷間プレス条件についても特に限定されず、常法に従えばよい。
　表１に示す成分組成（残部はＦｅ及び不可避的不純物）を有する鋼を溶製し、鋼スラブに鋳造した。得られた鋼スラブを、仕上げ圧延温度：８４０～９５０℃、巻取温度：４００～７００℃の条件で熱間圧延し、熱延鋼板を得た。ついで、得られた熱延鋼板を、酸洗後、冷間圧延し、冷延鋼板を得た。得られた冷延鋼板に、表２に示す条件で連続焼鈍による熱処理（焼鈍工程、第１冷却工程、保持工程、第２冷却工程および焼戻し工程）を施した。ここで、表２に示す保持温度は、保持工程における６５０℃～５００℃の温度域での平均保持温度であり、当該温度域での保持温度の時間積分値を当該温度域での保持時間（滞留時間）で除した値である。なお、Ｎｏ．３１は保持工程での保持温度が高い例であり、表２に記載の保持温度および保持時間はそれぞれ、７５０℃を下回ってから第２冷却工程を開始するまでの平均保持温度および保持時間である。また、Ｎｏ．３２は保持工程での保持温度が低い例であり、表２に記載の保持温度および保持時間はそれぞれ、６５０℃を下回ってから第２冷却工程を開始するまでの平均保持温度および保持時間である。Ｎｏ．３１およびＮｏ．３２ともに、６５０℃～５００℃の温度域での保持時間は１０～２００秒の範囲外であった。また、第２冷却工程における冷却停止温度はいずれも室温（２５℃）とした。ついで、一部の冷延鋼板にめっき処理を施し、鋼板の表面にめっき層を設けた。ついで、冷延鋼板またはめっき鋼板に０．１％の調質圧延を施し、最終製品となる鋼板（板厚：１．０～１．８ｍｍ）を得た。なお、Ｎｏ．２７の焼鈍時間は、Ｎｏ．２７の焼鈍温度での保持時間である。また、明記した以外の条件は、常法に従った。
　かくして得られた鋼板を用いて、上述した要領により、鋼板の組織の同定、マルテンサイトの内部に存在する炭化物の最大径、ベイナイトの個数密度およびアスペクト比：１．８以上のベイナイトの個数割合を測定した。結果を表３に示す。なお、マルテンサイトの内部に存在する炭化物の最大径の測定は、鋼板の組織の同定で使用したものと同じサンプルを使用し、ＳＥＭで１５０００万倍の倍率で４視野確認することにより行った。なお、マルテンサイトの内部において最大長さが４００ｎｍを超える炭化物が確認されなかった場合には表３中の「炭化物の最大径が４００ｎｍ以下」の欄を「満足」、当該炭化物が確認された場合には当該欄を「不満足」と表記している。
　また、以下の要領により、引張試験および遅れ破壊試験を行った。
　引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して行った。すなわち、鋼板から、長手方向が鋼板の圧延方向に対して直角となるようにＪＩＳ５号試験片を採取した。採取した試験片を用いて、クロスヘッド速度：１０ｍｍ／ｍｉｎの条件で引張試験を行い、ＴＳおよび均一伸びを測定した。結果を表３に併記する。なお、評価基準は以下のとおりである。
・ＴＳ
　合格：１４７０ＭＰａ以上
　不合格：１４７０ＭＰａ未満
・均一伸び
　合格：５．５％以上
　不合格：５．５％未満
　遅れ破壊試験は、以下の要領で行った。すなわち、鋼板から、長手方向が鋼板の圧延方向に対して直角となるように短辺が１６ｍｍ、長辺が７０ｍｍの試験片をせん断により切り出した。せん断は、上刃と下刃のなす角度が０．５度、上刃と下刃の隙間（クリアランス）が鋼板の板厚の１０％となる条件で行った。また、試験片の長辺の端面はせん断したままの状態とした。得られた試験片を４点曲げにより、種々の応力（５００～１０００ＭＰａ、１００ＭＰａピッチ）を付与した状態で浸漬液に浸漬した。浸漬液には、０．１質量％のチオシアン酸アンモニウム溶液とマッキルベイン緩衝液とを体積比１：１で混合し、ｐＨを７．０に調整した溶液を使用した。なお、当該溶液は、マッキルベイン緩衝液の調製に使用するクエン酸とリン酸水素二ナトリウムの割合によって、ｐＨが７．０となるように調製した（T.C.McIlvaine著、Journal of Biological Chemistry、Volume 49、Issue 1、P.183-186参照）。浸漬から９６時間経過後に試験片を取り出し、目視により割れの有無を確認した。そして、割れの発生しなかった試験片において、付与応力の最大値が７００ＭＰａ以上のものを「合格」（耐遅れ破壊特性に優れる）、７００ＭＰａ未満のものを「不合格」（耐遅れ破壊特性が不十分）とした。結果を表３に併記する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示したように、発明例ではいずれも、引張強さ（ＴＳ）、均一伸びおよび耐遅れ破壊特性の全てが合格であった。また、発明例の鋼板を用いて、冷間プレスを含む種々の成形加工を施して得た種々の形状の部材および接合加工を施して得た種々の形状の部材ではいずれも、割れおよび遅れ破壊の発生なく目標とする形状を有し、また、十分な引張強さ（ＴＳ）を有していた。
　一方、比較例では、引張強さ（ＴＳ）、均一伸びおよび耐遅れ破壊特性の少なくとも１つが十分ではなかった。
　本発明によれば、ＬＭＥ割れが発生する懸念の少ないＳｉ含有量が１．０質量％以下の成分組成を有し、ＴＳ：１４７０ＭＰａ以上の強度と、優れた成形性と、優れた耐遅れ破壊特性とを同時に実現した鋼板が得られる。また、本発明の鋼板は、上記の特性により、より複雑な形状を有する部品に対しても冷間プレスでの適用が可能となるので、コストや生産性の点でより有利に、部品強度の向上および軽量化に貢献することができる。

Claims (8)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．２０％超え０．３４％以下、
    　Ｓｉ：１．０％以下、
    　Ｍｎ：１．６％以上２．４％以下、
    　Ｐ：０．０５０％以下、
    　Ｓ：０．００５０％以下、
    　ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、
    　Ｎ：０．０１０％以下、
    　Ｔｉ：０％超え０．０８０％以下および
    　Ｂ：０％超え０．００５０％以下
    であり、かつ、次式（１）を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である、成分組成を有し、
    　組織全体に対する面積率で、
    　マルテンサイト：６０％超え９０％以下、
    　ベイナイト：１０％以上３０％以下、
    　残留オーステナイト：５％未満および
    　残部：５％以下
    であり、
    　前記マルテンサイトの内部に存在する炭化物の最大径が４００ｎｍ以下であり、
    　前記ベイナイトを構成する島状領域の個数密度が１２０×１０－４個／μｍ２以上であり、
    　前記ベイナイトを構成する島状領域のうち、アスペクト比：１．８以上の島状領域の個数が、前記ベイナイトを構成する島状領域の全個数に対する割合で６０％以上であり、
    　引張強さが１４７０ＭＰａ以上であり、
    　均一伸びが５．５％以上である、鋼板。
    　　［Ｃ％］＋［Ｓｉ％］／２４＋［Ｍｎ％］／６≦０．７０・・・（１）
  2. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、以下のＡ群およびＢ群のうちの少なくとも一方を含有する、請求項１に記載の鋼板。
    （Ａ群）
    　Ｃｕ：１．００％以下、
    　Ｎｉ：１．００％以下、
    　Ｍｏ：０．５０％以下、
    　Ｃｒ：１．００％以下、
    　Ｚｒ：０．１００％以下、
    　Ｃａ：０．０１００％以下、
    　Ｎｂ：０．１００％以下、
    　Ｖ：０．２００％以下、
    　Ｗ：０．２００％以下、
    　Ｓｂ：０．１００％以下、
    　Ｓｎ：０．１００％以下および
    　Ｍｇ：０．０１００％以下
    （Ｂ群）
    　Ｓｅ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｚｎ、Ｃｓ、Ｒｂ、Ｃｏ、Ｌａ、Ｔｌ、Ｎｄ、Ｙ、Ｉｎ、Ｂｅ、Ｈｆ、Ｔｃ、Ｔａ、Ｏ、Ｌａ、ＣｅおよびＰｒうちから選択される一種または二種以上：合計で０．０２％以下
  3. 　表面にめっき層を有する、請求項１に記載の鋼板。
  4. 　表面にめっき層を有する、請求項２に記載の鋼板。
  5. 　請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼板を用いてなる、部材。
  6. 　請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする、熱延工程と、
    　前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とする、冷延工程と、
    　前記冷延鋼板を、５０℃～焼鈍温度の温度域での平均加熱速度：３．５℃／ｓ以上として加熱し、ついで、前記焼鈍温度：Ａ３点～Ａ３点＋４０℃、および、焼鈍時間：３０秒以上として焼鈍する、焼鈍工程と、
    　ついで、前記冷延鋼板を、前記焼鈍温度～６５０℃の温度域での平均冷却速度：１０℃／秒以上として冷却する、第１冷却工程と、
    　前記冷延鋼板を、６５０℃～５００℃の温度域での保持時間：１０秒以上２００秒以下として保持する、保持工程と、
    　前記冷延鋼板を、５００℃～５０℃の温度域での平均冷却速度：７０℃／ｓ以上として、５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する、第２冷却工程と、
    　前記冷延鋼板を、焼戻し温度：１５０～２５０℃、および、焼戻し時間：３０秒以上として焼戻す、焼戻し工程と、
    を有する、鋼板の製造方法。
  7. 　前記焼戻し工程後、前記冷延鋼板にめっき処理を行う、めっき処理工程を、さらに有する、請求項６に記載の鋼板の製造方法。
  8. 　請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼板に、成形加工および接合加工の少なくとも一方を施して部材とする、工程を有する、部材の製造方法。
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