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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2023-12-11
(45)【発行日】2023-12-19
(54)【発明の名称】鋼板及びその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20231212BHJP
C22C 38/06 20060101ALI20231212BHJP
C22C 38/60 20060101ALI20231212BHJP
C21D 9/46 20060101ALI20231212BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301U
C22C38/06
C22C38/60
C21D9/46 F
【請求項の数】
5
(21)【出願番号】P 2020198918
(22)【出願日】2020-11-30
(65)【公開番号】P2022086737
(43)【公開日】2022-06-09
【審査請求日】2022-06-28
(73)【特許権者】
【識別番号】000001258
【氏名又は名称】ＪＦＥスチール株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100184859
【弁理士】
【氏名又は名称】磯村 哲朗
(74)【代理人】
【識別番号】100123386
【弁理士】
【氏名又は名称】熊坂 晃
(74)【代理人】
【識別番号】100196667
【弁理士】
【氏名又は名称】坂井 哲也
(74)【代理人】
【識別番号】100130834
【弁理士】
【氏名又は名称】森 和弘
(72)【発明者】
【氏名】平島 拓弥
(72)【発明者】
【氏名】吉岡 真平
(72)【発明者】
【氏名】金子 真次郎
【審査官】河野 一夫
(56)【参考文献】
【文献】特開２０１０－１３８４８８（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１１－０９９１３０（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００３－２８６５４２（ＪＰ，Ａ）
【文献】国際公開第２０１４／１９６５８６（ＷＯ，Ａ１）
【文献】特開２０１０－１３８４８９（ＪＰ，Ａ）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００
Ｃ２２Ｃ ３８／０６
Ｃ２２Ｃ ３８／６０
Ｃ２１Ｄ ９／４６
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
質量％で、Ｃ：０．２０％以上０．９０％以下、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：１．５０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０２０％以下、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、および
残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼組織全体に対する面積率で、圧延加工パーライトが９５％以上であり、
板厚方向で測定される硬度のうちの最大硬度と最小硬度について、前記最大硬度と前記最小硬度の比である最大硬度／最小硬度が１．０以上２．０以下であり、
引張強さが１５００ＭＰａ以上である鋼板。
【請求項2】
前記成分組成として、さらに、質量％で、Ｃｒ：４．０％以下、
Ｍｏ：４.０％以下、
Ｖ：０．５％以下、および
Ｎｉ：０．１０％以下のうちから選ばれた少なくとも１種を含有する、請求項１に記載の鋼板。
【請求項3】
前記成分組成として、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０２０％以下、
Ｔｉ：０．０２０％以下、
Ｃｕ：０．２０％以下、
Ｂ：０．００２０％以下、
Ｓｂ：０．１０％以下、および
Ｓｎ：０．１０％以下のうちから選ばれた少なくとも１種を含有する、請求項１または２に記載の鋼板。
【請求項4】
請求項１～３のいずれかに記載の成分組成を有し、鋼組織全体に対する面積率で、９５％以上のパーライトを有し、該パーライト組織の平均ラメラ間隔が３００ｎｍ以下である鋼素材を、以下の１）～４）の条件全てを満たす冷間圧延条件で複数方向での冷間圧延を施す冷間圧延工程を含む、鋼組織全体に対する面積率で、圧延加工パーライトが９５％以上であり、板厚方向で測定される硬度のうちの最大硬度と最小硬度について、前記最大硬度と前記最小硬度の比である最大硬度／最小硬度が１．０以上２．０以下であり、引張強さが１５００ＭＰａ以上である鋼板の製造方法。１） 圧延方向の数ｎ：ｎは整数、ｎ≧２
２） １つの圧延方向における最小総圧下率ｒ：ｒ≧１０％
３） 前記圧延方向の数ｎでの冷間圧延における、各圧延方向の総圧下率の合計である、全方向の合計の総圧下率Ｒ：Ｒ≧９０％
４） １回目の冷間圧延後の各圧延方向の１回目の冷間圧延方向に対する角度のうち、０°超９０°以下となる角度を読み取るとき、前記各圧延方向の中で最も大きな角度となる角度Ｘｍａｘ：６０°≦Ｘｍａｘ≦９０°
【請求項5】
請求項１～３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、９００℃以上の加熱温度で１分以上保持した後、１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、（８５０－３８０［Ｃ］１／２）℃以上（９５０－３８０［Ｃ］１／２）℃以下（［Ｃ］は前記鋼素材に含まれるＣ含有量である。）で２０分以上保持した後、室温まで冷却する熱処理工程と、以下の１）～４）の条件全てを満たす冷間圧延条件で複数方向での冷間圧延を施す冷間圧延工程と、を含む、鋼組織全体に対する面積率で、圧延加工パーライトが９５％以上であり、板厚方向で測定される硬度のうちの最大硬度と最小硬度について、前記最大硬度と前記最小硬度の比である最大硬度／最小硬度が１．０以上２．０以下であり、引張強さが１５００ＭＰａ以上である鋼板の製造方法。
１） 圧延方向の数ｎ：ｎは整数、ｎ≧２
２） １つの圧延方向における最小総圧下率ｒ：ｒ≧１０％
３） 前記圧延方向の数ｎでの冷間圧延における、各圧延方向の総圧下率の合計である、全方向の合計の総圧下率Ｒ：Ｒ≧９０％
４） １回目の冷間圧延後の各圧延方向の１回目の冷間圧延方向に対する角度のうち、０°超９０°以下となる角度を読み取るとき、前記各圧延方向の中で最も大きな角度となる角度Ｘｍａｘ：６０°≦Ｘｍａｘ≦９０°
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、自動車用の部品等に用いられる鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
近年、地球環境保全の観点から、ＣＯ２排出量の抑制を目的として自動車のさらなる燃費改善が求められている。自動車の燃費改善には、部品の薄肉化による自動車の軽量化が有効である。そのため、近年、自動車用の部品に対する高強度鋼板の使用量が増加しつつある。
【0003】
しかし、高強度鋼板を使用した部品では、一般的に耐遅れ破壊特性の劣化が懸念される。ここで、遅れ破壊とは、応力が加わった状態で部品が水素侵入環境下に置かれたときに、水素が部品を構成する鋼板内に侵入し、原子間結合力を低下させることや局所的な変形を生じさせることで微小亀裂が生じ、その微小亀裂が進展することで破壊に至る現象である。
【0004】
微小亀裂は旧オーステナイト粒界から生じやすいため、この旧オーステナイト粒界の存在が遅れ破壊の発生を招く要因の１つとなる。
【0005】
このような高強度鋼板の遅れ破壊を抑制する技術として、例えば、特許文献１には、成分組成は、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．３～１．０％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．００５～０．１％、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５～０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、Ｃｒ：０．２％以上４．０％以下、Ｍｏ：０．２％以上４．０％以下、Ｎｉ：０．２％以上４．０％以下のうちいずれか一種または二種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、主相組織は、フェライトと炭化物が層をなしており、さらに、炭化物のアスペクト比が１０以上で、かつ、層の間隔が５０ｎｍ以下である層状組織が組織全体に対する体積率で６５％以上であることを特徴とする引張強さが１５００ＭＰａ以上の高強度鋼板が開示されている。
【0006】
また、特許文献２には、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量が質量％で（１）式：「Ｃ≧０．１」および（２）式：「１７．５３Ｃ＋１３．７５Ｓｉ＋６．２５Ｍｎ＜２４」を満たし残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、フェライト＋ 球状セメンタイト組織、フェライト＋パーライト組織、 パーライト組織のいずれかの冷間加工された金属組織を呈し、ばね限界値が２５０ＭＰａ以上、導電率が７％ＩＡＣＳ以上である導電性に優れたばね用鋼板が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0007】
【文献】特開２０１０－１３８４８８号
【文献】特開２００４－１５６１２０号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0008】
しかし、特許文献１の技術では、遅れ破壊を抑制する効果が見られるものの、その効果は必ずしも十分とは言えず、実施例に提示されている図を見ても、十分に圧延されているパーライト組織と十分に圧延されていないパーライトが混在しており、耐遅れ破壊特性のさらなる改善が求められているのが現状である。
【0009】
また、特許文献２の技術では、パーライト組織を活用しているものの、冷間圧延率が不十分なため、耐遅れ破壊特性は十分ではないと思われる。
【0010】
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであって、高強度であり、かつ、耐遅れ破壊特性にも優れる鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【0011】
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。
（ａ）パーライト組織を様々な方向に強加工することで旧オーステナイト粒界が減少し、高強度となり、耐遅れ破壊特性に優れる。
（ｂ）鋼板内の板厚方向における各パーライト相の硬度比を低減することで、微小亀裂の発生を抑制でき、優れた耐遅れ破壊特性を得ることが可能となる。
（ｃ）強加工前のパーライト相のラメラ間隔を微細にすることで高強度を得ることができ、ラメラ間隔を微細にするためには強加工前の熱処理時の保持温度をＣ量に応じて制御するのが好ましい。
（ａ）パーライト組織を様々な方向に強加工することで旧オーステナイト粒界が減少し、高強度となり、耐遅れ破壊特性に優れる。
（ｂ）鋼板内の板厚方向における各パーライト相の硬度比を低減することで、微小亀裂の発生を抑制でき、優れた耐遅れ破壊特性を得ることが可能となる。
（ｃ）強加工前のパーライト相のラメラ間隔を微細にすることで高強度を得ることができ、ラメラ間隔を微細にするためには強加工前の熱処理時の保持温度をＣ量に応じて制御するのが好ましい。
【0012】
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％以上０．９０％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：１．５０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、および残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼組織全体に対する面積率で、圧延加工パーライトが９５％以上であり、板厚方向で測定される最大硬度と最小硬度の比である最大硬度／最小硬度が１．０以上２．０以下であり、引張強さが１５００ＭＰａ以上である鋼板。
［２］前記成分組成として、さらに、質量％で、Ｃｒ：４．０％以下、Ｍｏ：４.０％以下、Ｖ：０．５％以下、およびＮｉ：０．１０％以下のうちから選ばれた少なくとも１種を含有する、［１］に記載の鋼板。
［３］前記成分組成として、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．０２０％以下、Ｃｕ：０．２０％以下、Ｂ：０．００２０％以下、Ｓｂ：０．１０％以下、およびＳｎ：０．１０％以下のうちから選ばれた少なくとも１種を含有する、［１］または［２］に記載の鋼板。
［４］［１］～［３］のいずれかに記載の成分組成を有し、鋼組織全体に対する面積率で、９５％以上のパーライトを有し、該パーライト組織の平均ラメラ間隔が３００ｎｍ以下である鋼素材を、以下の１）～４）の条件全てを満たす複数方向での冷間圧延条件で冷間圧延を施す冷間圧延工程を含む鋼板の製造方法。
１） 圧延方向の数ｎ：ｎは整数、ｎ≧２
２） １つの圧延方向における最小総圧下率ｒ：ｒ≧１０％
３） 全方向の合計の総圧下率Ｒ：Ｒ≧９０％
４） １回目の冷間圧延後の各圧延方向の１回目の冷間圧延方向に対する角度のうち、０°超９０°以下となる角度を読み取るとき、前記各圧延方向の中で最も大きな角度となる角度Ｘｍａｘ：６０°≦Ｘｍａｘ≦９０°
［５］［１］～［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、９００℃以上の加熱温度で１分以上保持した後、１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、（８５０－３８０［Ｃ］１／２）℃以上（９５０－３８０［Ｃ］１／２）℃以下（［Ｃ］は前記鋼素材に含まれるＣ含有量である。）で２０分以上保持した後、室温まで冷却する熱処理工程と、以下の１）～４）の条件全てを満たす複数方向での冷間圧延条件で冷間圧延を施す冷間圧延工程と、を含む高強度鋼板の製造方法。
１） 圧延方向の数ｎ：ｎは整数、ｎ≧２
２） １つの圧延方向における最小総圧下率ｒ：ｒ≧１０％
３） 全方向の合計の総圧下率Ｒ：Ｒ≧９０％
４） １回目の冷間圧延後の各圧延方向の１回目の冷間圧延方向に対する角度のうち、０°超９０°以下となる角度を読み取るとき、前記各圧延方向の中で最も大きな角度となる角度Ｘｍａｘ：６０°≦Ｘｍａｘ≦９０°
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％以上０．９０％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：１．５０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、および残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼組織全体に対する面積率で、圧延加工パーライトが９５％以上であり、板厚方向で測定される最大硬度と最小硬度の比である最大硬度／最小硬度が１．０以上２．０以下であり、引張強さが１５００ＭＰａ以上である鋼板。
［２］前記成分組成として、さらに、質量％で、Ｃｒ：４．０％以下、Ｍｏ：４.０％以下、Ｖ：０．５％以下、およびＮｉ：０．１０％以下のうちから選ばれた少なくとも１種を含有する、［１］に記載の鋼板。
［３］前記成分組成として、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．０２０％以下、Ｃｕ：０．２０％以下、Ｂ：０．００２０％以下、Ｓｂ：０．１０％以下、およびＳｎ：０．１０％以下のうちから選ばれた少なくとも１種を含有する、［１］または［２］に記載の鋼板。
［４］［１］～［３］のいずれかに記載の成分組成を有し、鋼組織全体に対する面積率で、９５％以上のパーライトを有し、該パーライト組織の平均ラメラ間隔が３００ｎｍ以下である鋼素材を、以下の１）～４）の条件全てを満たす複数方向での冷間圧延条件で冷間圧延を施す冷間圧延工程を含む鋼板の製造方法。
１） 圧延方向の数ｎ：ｎは整数、ｎ≧２
２） １つの圧延方向における最小総圧下率ｒ：ｒ≧１０％
３） 全方向の合計の総圧下率Ｒ：Ｒ≧９０％
４） １回目の冷間圧延後の各圧延方向の１回目の冷間圧延方向に対する角度のうち、０°超９０°以下となる角度を読み取るとき、前記各圧延方向の中で最も大きな角度となる角度Ｘｍａｘ：６０°≦Ｘｍａｘ≦９０°
［５］［１］～［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、９００℃以上の加熱温度で１分以上保持した後、１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、（８５０－３８０［Ｃ］１／２）℃以上（９５０－３８０［Ｃ］１／２）℃以下（［Ｃ］は前記鋼素材に含まれるＣ含有量である。）で２０分以上保持した後、室温まで冷却する熱処理工程と、以下の１）～４）の条件全てを満たす複数方向での冷間圧延条件で冷間圧延を施す冷間圧延工程と、を含む高強度鋼板の製造方法。
１） 圧延方向の数ｎ：ｎは整数、ｎ≧２
２） １つの圧延方向における最小総圧下率ｒ：ｒ≧１０％
３） 全方向の合計の総圧下率Ｒ：Ｒ≧９０％
４） １回目の冷間圧延後の各圧延方向の１回目の冷間圧延方向に対する角度のうち、０°超９０°以下となる角度を読み取るとき、前記各圧延方向の中で最も大きな角度となる角度Ｘｍａｘ：６０°≦Ｘｍａｘ≦９０°
【発明の効果】
【0013】
本発明によれば、高強度であり、かつ、耐遅れ破壊特性にも優れる鋼板が得られる。そして、特に、本発明の鋼板および該鋼板を用いてなる高強度鋼板を自動車用の部品に適用することにより、自動車車体の軽量化を通じて、自動車車体の高性能化が可能となる。
【発明を実施するための形態】
【0014】
本発明を、以下の実施形態に基づき説明する。
本発明の鋼板は、質量％で、Ｃ：０．２０％以上０．９０％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：１．５０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、および残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼組織全体に対する面積率で、圧延加工パーライトが９５％以上であり、板厚方向で測定される最大硬度と最小硬度の比である最大硬度／最小硬度が１．０以上２．０以下であり、引張強さが１５００ＭＰａ以上である。
本発明の鋼板は、質量％で、Ｃ：０．２０％以上０．９０％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：１．５０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、および残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼組織全体に対する面積率で、圧延加工パーライトが９５％以上であり、板厚方向で測定される最大硬度と最小硬度の比である最大硬度／最小硬度が１．０以上２．０以下であり、引張強さが１５００ＭＰａ以上である。
【0015】
まず、本発明の高強度鋼板の成分組成について説明する。下記の成分組成の説明において、成分の含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。
【0016】
Ｃ：０．２０％以上０．９０％以下
Ｃは、炭化物を形成し、高強度を得るために必要である。また、Ｃは、パーライトのラメラ間隔を微細にし、パーライトの強度を上昇させ、本発明で目的とする強度（ＴＳ）がＴＳ≧１５００ＭＰａを確保する観点から必要である。Ｃ含有量が０．２０％未満では、上記した所定の強度を得ることができなくなる。したがって、Ｃ含有量は０．２０％以上とする。好ましくは０．３０％以上とし、より好ましくは０．４０％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．９０％を超えると、冷間圧延性が劣化するのみならず、各パーライトの最大硬度と最小硬度の比を大きくすることにより、耐遅れ破壊特性を低下させる。したがって、Ｃ含有量は０．９０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．８８％以下とし、より好ましくは０．８６％以下とする。
Ｃは、炭化物を形成し、高強度を得るために必要である。また、Ｃは、パーライトのラメラ間隔を微細にし、パーライトの強度を上昇させ、本発明で目的とする強度（ＴＳ）がＴＳ≧１５００ＭＰａを確保する観点から必要である。Ｃ含有量が０．２０％未満では、上記した所定の強度を得ることができなくなる。したがって、Ｃ含有量は０．２０％以上とする。好ましくは０．３０％以上とし、より好ましくは０．４０％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．９０％を超えると、冷間圧延性が劣化するのみならず、各パーライトの最大硬度と最小硬度の比を大きくすることにより、耐遅れ破壊特性を低下させる。したがって、Ｃ含有量は０．９０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．８８％以下とし、より好ましくは０．８６％以下とする。
【0017】
Ｓｉ：０．５０％以下
Ｓｉは固溶強化による強化元素であり、強度を増加するために添加される。しかしながら、Ｓｉは添加しすぎると酸化物を形成するため、酸化物が遅れ破壊の起点となり耐遅れ破壊特性を劣化させる。また、Ｓｉは炭化物の生成を抑制する元素であるため、パーライトのラメラ間隔を大きくし、強度を低下させるのみならず、各パーライトの最大硬度と最小硬度の比を大きくすることにより、耐遅れ破壊特性を低下させる。したがって、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．４０％以下とし、より好ましくは０．３０％以下とする。Ｓｉ含有量の下限は特に限定しないが、０．００１％以上であることが好ましい。
Ｓｉは固溶強化による強化元素であり、強度を増加するために添加される。しかしながら、Ｓｉは添加しすぎると酸化物を形成するため、酸化物が遅れ破壊の起点となり耐遅れ破壊特性を劣化させる。また、Ｓｉは炭化物の生成を抑制する元素であるため、パーライトのラメラ間隔を大きくし、強度を低下させるのみならず、各パーライトの最大硬度と最小硬度の比を大きくすることにより、耐遅れ破壊特性を低下させる。したがって、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．４０％以下とし、より好ましくは０．３０％以下とする。Ｓｉ含有量の下限は特に限定しないが、０．００１％以上であることが好ましい。
【0018】
Ｍｎ：１．５０％以下
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させ、所定の強度を確保するために含有させる。しかしながら、Ｍｎが多くなりすぎると、ミクロ偏析によるマルテンサイト組織を生じやすく、所定のパーライトの面積率を得られず、耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、Ｍｎ含有量は１．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．４０％以下とし、より好ましくは１．３０％以下とする。Ｍｎ含有量の下限は特に限定しないが、０．１０％以上であることが好ましい。
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させ、所定の強度を確保するために含有させる。しかしながら、Ｍｎが多くなりすぎると、ミクロ偏析によるマルテンサイト組織を生じやすく、所定のパーライトの面積率を得られず、耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、Ｍｎ含有量は１．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．４０％以下とし、より好ましくは１．３０％以下とする。Ｍｎ含有量の下限は特に限定しないが、０．１０％以上であることが好ましい。
【0019】
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ミクロ偏析することで耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、Ｐ含有量は０．０５０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３０％以下とする。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在において、工業的に実施可能な下限は０．００３％程度である。よって、Ｐ含有量は、好ましくは０．００３％以上とする。Ｐ含有量は、より好ましくは０．００２％以上とする。
Ｐは、鋼を強化する元素であるが、その含有量が多いとミクロ偏析することで耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、Ｐ含有量は０．０５０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３０％以下とする。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在において、工業的に実施可能な下限は０．００３％程度である。よって、Ｐ含有量は、好ましくは０．００３％以上とする。Ｐ含有量は、より好ましくは０．００２％以上とする。
【0020】
Ｓ：０．０２０％以下
Ｓは、ＭｎＳ等の形成を通じて耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、Ｓ含有量は０．０２０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１０％以下とする。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在において、工業的に実施可能な下限は０．０００２％程度である。よって、Ｓ含有量は、好ましくは０．０００２％以上とする。Ｓ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上とする。
Ｓは、ＭｎＳ等の形成を通じて耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、Ｓ含有量は０．０２０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１０％以下とする。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在において、工業的に実施可能な下限は０．０００２％程度である。よって、Ｓ含有量は、好ましくは０．０００２％以上とする。Ｓ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上とする。
【0021】
Ａｌ：０．１０％以下
Ａｌは十分な脱酸を行い、鋼中の粗大介在物を低減し、耐遅れ破壊特性を良好にするために添加される。しかしながら、Ａｌ含有量が０．１０％超えとなると、ＡｌＮ等の窒化物系の析出物が粗大に生成するため、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下とする。
Ａｌは十分な脱酸を行い、鋼中の粗大介在物を低減し、耐遅れ破壊特性を良好にするために添加される。しかしながら、Ａｌ含有量が０．１０％超えとなると、ＡｌＮ等の窒化物系の析出物が粗大に生成するため、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下とする。
【0022】
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、結晶粒界をピン止めできるＡｌＮ等の窒化物系の析出物を生成する元素であり、耐遅れ破壊特性を良好にするために添加される。しかし、含有量が０．１０％超えとなると、ＡｌＮ等の窒化物系の析出物が粗大に生成するため、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは０．００５％以下とする。なお、Ｎ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在において、工業的に実施可能な下限は０．０００６％程度である。よって、好ましくは０．０００６％以上とする。より好ましくは０．００１０％以上とする。
Ｎは、結晶粒界をピン止めできるＡｌＮ等の窒化物系の析出物を生成する元素であり、耐遅れ破壊特性を良好にするために添加される。しかし、含有量が０．１０％超えとなると、ＡｌＮ等の窒化物系の析出物が粗大に生成するため、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは０．００５％以下とする。なお、Ｎ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在において、工業的に実施可能な下限は０．０００６％程度である。よって、好ましくは０．０００６％以上とする。より好ましくは０．００１０％以上とする。
【0023】
上記以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
【0024】
本発明の鋼板には、上記の成分に加えて、下記の成分を任意成分として含有させることができる。なお、本発明において、下記の任意成分を各成分の下限値未満で含む場合、その成分は後述する不可避的不純物として含まれるものとする。
【0025】
Ｃｒ：４．０％以下、Ｍｏ：４．０％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｎｉ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．０２０％以下、Ｃｕ：０．２０％以下、Ｂ：０．００２０％以下、Ｓｂ：０．１０％以下、Ｓｎ：０．１０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉは、炭化物を形成し、冷間圧延後の鋼の強度を高めるために含有させることができる。しかしながら、いずれの元素も多くなりすぎると炭化物等の析出物量が過剰となり粗大化するため、耐遅れ破壊特性が低下する。そのため、Ｃｒを含有させる場合には、Ｃｒ含有量は４．０％以下とすることが好ましく、より好ましくは３．５％以下とする。Ｍｏを含有させる場合には、Ｍｏ含有量は４．０％以下とすることが好ましく、より好ましくは３．５％以下とする。Ｖを含有させる場合には、Ｖ含有量は０．５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．４％以下とする。Ｎｉを含有させる場合には、Ｎｉ含有量は０．１０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０５％以下とする。一方、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉの下限は特に限定しないが、鋼の強度を高める目的でいずれも０．００５％以上が好ましい。
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉは、炭化物を形成し、冷間圧延後の鋼の強度を高めるために含有させることができる。しかしながら、いずれの元素も多くなりすぎると炭化物等の析出物量が過剰となり粗大化するため、耐遅れ破壊特性が低下する。そのため、Ｃｒを含有させる場合には、Ｃｒ含有量は４．０％以下とすることが好ましく、より好ましくは３．５％以下とする。Ｍｏを含有させる場合には、Ｍｏ含有量は４．０％以下とすることが好ましく、より好ましくは３．５％以下とする。Ｖを含有させる場合には、Ｖ含有量は０．５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．４％以下とする。Ｎｉを含有させる場合には、Ｎｉ含有量は０．１０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０５％以下とする。一方、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉの下限は特に限定しないが、鋼の強度を高める目的でいずれも０．００５％以上が好ましい。
【0026】
ＮｂやＴｉは、微細析出物の生成を通じて、高強度化に寄与する。しかしながら、ＮｂやＴｉを多量に含有させると、炭窒化物系の析出物量が過剰となり粗大化するため、耐遅れ破壊特性が低下する。このため、ＮｂおよびＴｉのうちから選ばれた１種または２種を含有させる場合には、Ｎｂ含有量は０．０２０％以下、Ｔｉ含有量は０．０２０％以下とすることが好ましい。より好ましくはＮｂ含有量は０．０１５％以下、Ｔｉ含有量は０．０１５％以下とする。一方、ＮｂやＴｉの下限は特に限定しないが、鋼の強度を高める目的でいずれも０．００２％以上が好ましい。
【0027】
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。Ｂ含有により、Ｍｎ含有量が少ない場合であっても、所定の強度を得る効果が得られる。しかしながら、Ｂ含有量が０．００２０％超えになると、ＢＮ等の窒化物系の析出物量が過剰となり粗大化するため、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．００２０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００１５％以下とする。一方、Ｂの下限は特に限定しないが、鋼の強度を高める目的で０．０００２％以上が好ましい。
【0028】
Ｃｕは、自動車の使用環境での耐食性を向上させ、かつ腐食生成物が鋼板表面を被覆して鋼板への水素侵入を抑制する効果がある。しかしながら、Ｃｕ含有量が過剰になると、ＣｕＳ等の析出物量が過剰となり粗大化するため、耐遅れ破壊特性が低下する。そのため、Ｃｕ含有量は０．２０％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．１５％以下である。一方、Ｃｕの下限は特に限定しないが、自動車の最低限度の耐食性を得る目的で０．００５％以上が好ましい。
【0029】
Ｓｂ、Ｓｎは、鋼板表層部での酸化や窒化を抑制し、ひいては鋼板表層部での酸化や窒化に伴う鋼中のＣやＢの低減を抑制する。また、Ｓｂは、鋼板表層部でのフェライト生成を抑制し、高強度化に寄与する。しかしながら、ＳｂやＳｎ含有量が０．１０％を超えると、ミクロ偏析することで耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、Ｓｂ含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．０８％以下である。Ｓｎ含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．０８％以下である。一方、ＳｂやＳｎの下限は特に限定しないが、鋼中のＣやＢの低減を抑制し、鋼の強度を高める目的でいずれも０．００５％以上が好ましい。
【0030】
次いで、本発明の高強度鋼板の鋼組織について説明する。
【0031】
本発明の高強度鋼板の鋼組織は、圧延加工パーライトが９５％以上である。なお、以降の説明において、面積率とは、鋼組織全体に対する面積率のことを指す。
【0032】
圧延加工パーライトの面積率：９５％以上
圧延加工パーライトは高強度を得て、かつ旧オーステナイト粒界を無くし良好な耐遅れ破壊特性を得る観点から必要である。したがって、圧延加工パーライトの面積率は、９５％以上とする。好ましくは９７％以上とし、より好ましくは９９％以上とする。上限は特に限定せず、１００％であっても構わない。
圧延加工パーライトは高強度を得て、かつ旧オーステナイト粒界を無くし良好な耐遅れ破壊特性を得る観点から必要である。したがって、圧延加工パーライトの面積率は、９５％以上とする。好ましくは９７％以上とし、より好ましくは９９％以上とする。上限は特に限定せず、１００％であっても構わない。
【0033】
なお、ここでいうパーライトとは、フェライトと針状セメンタイトからなる組織であり、圧延加工パーライトとはパーライトが圧延加工された組織である。圧延加工パーライトの硬さはＨＶ換算で３００以上である。換算方法については、硬さの異なるパーライトのサンプルにてビッカース硬さＨＶと、本発明の実施例にある硬度測定を行い、パーライトの硬さがＨＶ換算で３００以上の場合を、圧延加工されたと定義する。
【0034】
その他の金属相の面積率：５％未満
本発明の一実施形態に従う鋼板の組織には、圧延加工パーライト以外のその他の金属相を含んでいてもよい。ここで、その他の金属相の面積率は５％未満であれば許容される。
その他の金属相としては、例えば、フェライト、マルテンサイト、ベイナイトが挙げられる。
本発明の一実施形態に従う鋼板の組織には、圧延加工パーライト以外のその他の金属相を含んでいてもよい。ここで、その他の金属相の面積率は５％未満であれば許容される。
その他の金属相としては、例えば、フェライト、マルテンサイト、ベイナイトが挙げられる。
【0035】
なお、ここでいうフェライトとは、ＢＣＣ格子の結晶粒からなる組織であり、比較的高温でオーステナイトからの変態により生成する。マルテンサイトは、マルテンサイト変態点（単にＭｓ点ともいう。）以下でオーステナイトから生成した硬質な組織を指し、焼入れままのいわゆるフレッシュマルテンサイトと、フレッシュマルテンサイトが再加熱されて焼戻されたいわゆる焼戻しマルテンサイトの両方を含むものとする。ベイナイトとは、針状又は板状のフェライト中に微細な炭化物が分散した硬質な組織であり、比較的低温（マルテンサイト変態点以上）でオーステナイトから生成する。
【0036】
ここで、各相の面積率は以下のようにして測定する。
【0037】
すなわち、鋼板の母材領域から、圧延方向に平行なＬ断面が試験面となるように試験片を採取する。ついで、試験片の試験面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出する。組織現出した試験片の試験面を、ＳＥＭにより倍率１５００倍で観察し、ポイントカウンティング法により、板厚１／４位置における圧延加工パーライト以外の面積率を測定する。
【0038】
なお、ＳＥＭ像では、マルテンサイトは白色の組織を呈している。また、マルテンサイトのうち焼戻しマルテンサイトでは、内部に微細な炭化物が析出している。フェライトは、黒色の組織を呈している。ベイナイトは、黒色の組織の中に白色の炭化物が析出している。これらの点から、ＳＥＭ像において各相を識別する。ただし、ブロック粒の面方位とエッチングの程度によっては、内部の炭化物が現出しにくい場合もあるので、その場合はエッチングを十分に行い確認するものとする。
【0039】
圧延加工パーライトの面積率は、１００％から圧延加工パーライト以外の面積率を減ずることにより算出する。
【0040】
板厚方向で測定される最大硬度と最小硬度の比である最大硬度／最小硬度が１．０以上２．０以下
耐遅れ破壊特性を良好にするためには、遅れ破壊の初期亀裂を抑止する必要がある。遅れ破壊の初期亀裂は各相の硬度差が大きい場合に発生することが多いため、各圧延加工パーライトの硬度比は小さいほど好ましい。各相の硬度を測定するためには圧痕サイズは対角線長さで５００ｎｍ以下であることが好ましい。また、硬さデータを十分に確保するため圧痕間隔は５．０μｍ以下であることが好ましい。ただし、圧痕同士の干渉を防ぐため、圧痕間隔は１．５μｍ以上であることが好ましい。本発明では、板厚方向で測定される最大硬度と最小硬度の比である最大硬度／最小硬度は２．０以下とする。好ましくは１．８以下であり、より好ましくは１．７以下である。硬度比は低いほど好ましく、最も低い場合は１．０となるため、下限は１．０とする。
耐遅れ破壊特性を良好にするためには、遅れ破壊の初期亀裂を抑止する必要がある。遅れ破壊の初期亀裂は各相の硬度差が大きい場合に発生することが多いため、各圧延加工パーライトの硬度比は小さいほど好ましい。各相の硬度を測定するためには圧痕サイズは対角線長さで５００ｎｍ以下であることが好ましい。また、硬さデータを十分に確保するため圧痕間隔は５．０μｍ以下であることが好ましい。ただし、圧痕同士の干渉を防ぐため、圧痕間隔は１．５μｍ以上であることが好ましい。本発明では、板厚方向で測定される最大硬度と最小硬度の比である最大硬度／最小硬度は２．０以下とする。好ましくは１．８以下であり、より好ましくは１．７以下である。硬度比は低いほど好ましく、最も低い場合は１．０となるため、下限は１．０とする。
【0041】
ここで、硬度は、以下のようにして測定する。
【0042】
すなわち、鋼板の母材領域の板幅中央部から、金属組織観察用の試験片を採取する。ついで、金属組織観察用の試験片を研磨し、５００μＮの荷重（載荷１０ｓ、除荷１０ｓ）にて、圧延方向に平行であり、板厚方向の断面内の、５０μｍ×５０μｍの測定エリアを３μｍ間隔で測定する。この測定を鋼板表面から裏面にかけて実施する。この結果から、測定値のなかで最も大きな値を最大硬度、最も小さな値を最小硬度として、最大硬度／最小硬度を求めた。硬度の測定は、Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社製ＴｒｉｂｏＳｃｏｐｅ／ＴｒｉｂｏＩｎｄｅｎｔｅｒを用いて実施した。なお、圧痕サイズが各圧延加工パーライトの板厚方向の長さよりも小さければ、荷重は５００μＮより小さくても、大きくても構わない。圧痕間隔は圧痕サイズに応じて圧痕が近くなりすぎないように調整すればよく、３μｍ間隔でなくても構わない。通常、圧痕間隔は圧痕サイズの３倍以上とする。鋼板表面から裏面にかけて硬度測定が実施できれば、一回の測定エリアも５０μｍ×５０μｍに限定しない。
【0043】
なお、本発明の一実施形態に従う鋼板は、めっき層を有していてもよい。めっき層としては、例えば、Ｚｎ系めっきやＡｌ系めっきなどが挙げられる。
【0044】
次いで、本発明の鋼板の特性（機械的特性）について説明する。
【0045】
本発明の一実施形態に従う鋼板の引張強さは、１５００ＭＰａ以上である。本発明の一実施形態に従う鋼板の引張強さは、好ましくは１６００ＭＰａ以上、より好ましくは１７００ＭＰａ以上、さらに好ましくは１８００ＭＰａ以上である。なお、本発明の一実施形態に従う鋼板の引張強さの上限は特に限定されないが、他の特性とのバランスの取りやすさの観点およびせん断加工時の刃の損傷を防ぐ観点から、２５００ＭＰａ以下が好ましい。
【0046】
また、「耐遅れ破壊特性に優れる」とは、後述する方法により求めた臨界負荷応力が降伏強度（以下、単にＹＳともいう。）以上であることを意味する。臨界負荷応力は、好ましくは（ＹＳ＋１００）ＭＰａ以上、より好ましくは（ＹＳ＋２００）ＭＰａ以上である。
【0047】
ここで、引張強さ（ＴＳ）および降伏強度（ＹＳ）は、以下のようにして測定する。
すなわち、鋼板の母材領域の板幅中央部から、圧延方向が長手方向となるように、標点間距離５０ｍｍ、標点間幅２５ｍｍのＪＩＳ５号試験片を採取する。ついで、採取したＪＩＳ５号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の規定に準拠して引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）及び降伏強度（ＹＳ）を測定する。なお、引張速度は１０ｍｍ／分とする。
すなわち、鋼板の母材領域の板幅中央部から、圧延方向が長手方向となるように、標点間距離５０ｍｍ、標点間幅２５ｍｍのＪＩＳ５号試験片を採取する。ついで、採取したＪＩＳ５号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の規定に準拠して引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）及び降伏強度（ＹＳ）を測定する。なお、引張速度は１０ｍｍ／分とする。
【0048】
また、耐遅れ破壊特性は以下の方法で評価できる。
すなわち、鋼板から、長手方向がせん断端面となるように１１０ｍｍ×３０ｍｍの試験片を採取し、当該試験片に、長手方向に対してＶ字曲げ加工を施す。ついで、ボルト、ナット及びテーパーワッシャーを用いて、Ｖ字曲げ加工した試験片を板面の両側からボルトで締め込み、狙い値で１２００ＭＰａから２４００ＭＰａまでの１０ＭＰａ間隔の種々の負荷応力がＶ字曲げ部にかかるように、成形部材試験片を作製する。ここで、負荷応力の調整は、負荷応力とボルト締込量の相関を用いて行う。なお、負荷応力とボルト締込量の相関は、ＹＵモデルを用いたＣＡＥ解析により求める。また、ＣＡＥ解析では、引張試験により求めた応力－ひずみ曲線を用いる。
すなわち、鋼板から、長手方向がせん断端面となるように１１０ｍｍ×３０ｍｍの試験片を採取し、当該試験片に、長手方向に対してＶ字曲げ加工を施す。ついで、ボルト、ナット及びテーパーワッシャーを用いて、Ｖ字曲げ加工した試験片を板面の両側からボルトで締め込み、狙い値で１２００ＭＰａから２４００ＭＰａまでの１０ＭＰａ間隔の種々の負荷応力がＶ字曲げ部にかかるように、成形部材試験片を作製する。ここで、負荷応力の調整は、負荷応力とボルト締込量の相関を用いて行う。なお、負荷応力とボルト締込量の相関は、ＹＵモデルを用いたＣＡＥ解析により求める。また、ＣＡＥ解析では、引張試験により求めた応力－ひずみ曲線を用いる。
【0049】
そして、作製した種々の成形部材試験片を、ｐＨ＝３（２５℃）の塩酸水溶液中に９６時間浸漬し、浸漬後に遅れ破壊（割れ）がなかった成形部材試験片の負荷応力の最大値を、臨界負荷応力とする。
【0050】
なお、遅れ破壊の判定は目視、及び、実体顕微鏡で倍率：２０倍に拡大した画像にて行い、長さ：２００μｍ以上の亀裂が確認されなかった場合に、遅れ破壊（割れ）なしと評価できる。
【0051】
次に、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。
【0052】
本発明の一実施形態に従う鋼板の製造方法は、
鋼組織全体に対する面積率で、９５％以上のパーライトを有し、該パーライト組織の平均ラメラ間隔が３００ｎｍ以下である鋼素材を、以下の１）～４）の条件全てを満たす冷間圧延条件で複数方向での冷間圧延工程を有する。
１）圧延方向の数ｎ：ｎは整数、ｎ≧２
２）１つの圧延方向における最小総圧下率ｒ：ｒ≧１０％
３）総圧下率Ｒ：Ｒ≧９０％
４）１回目（初期）の冷間圧延後の２～ｎ回目の各圧延方向の１回目（初期）の冷間圧延方向に対する角度のうち、０°超９０°以下となる角度を読み取るとき、圧延方向の中で最も大きな角度となる角度Ｘｍａｘ：６０°≦Ｘｍａｘ≦９０°
鋼素材
パーライトの面積率：９５％以上
冷間圧延前の鋼素材のパーライト面積率は、冷間圧延後の圧延加工パーライトの面積率と同じとなるため、冷間圧延後に高強度を得て、かつ旧オーステナイト粒界を無くし良好な耐遅れ破壊特性を得る観点から、鋼素材のパーライトの面積率は、９５％以上とする。好ましくは９７％以上とし、より好ましくは９９％以上とする。上限は特に限定せず、１００％であっても構わない。
鋼組織全体に対する面積率で、９５％以上のパーライトを有し、該パーライト組織の平均ラメラ間隔が３００ｎｍ以下である鋼素材を、以下の１）～４）の条件全てを満たす冷間圧延条件で複数方向での冷間圧延工程を有する。
１）圧延方向の数ｎ：ｎは整数、ｎ≧２
２）１つの圧延方向における最小総圧下率ｒ：ｒ≧１０％
３）総圧下率Ｒ：Ｒ≧９０％
４）１回目（初期）の冷間圧延後の２～ｎ回目の各圧延方向の１回目（初期）の冷間圧延方向に対する角度のうち、０°超９０°以下となる角度を読み取るとき、圧延方向の中で最も大きな角度となる角度Ｘｍａｘ：６０°≦Ｘｍａｘ≦９０°
鋼素材
パーライトの面積率：９５％以上
冷間圧延前の鋼素材のパーライト面積率は、冷間圧延後の圧延加工パーライトの面積率と同じとなるため、冷間圧延後に高強度を得て、かつ旧オーステナイト粒界を無くし良好な耐遅れ破壊特性を得る観点から、鋼素材のパーライトの面積率は、９５％以上とする。好ましくは９７％以上とし、より好ましくは９９％以上とする。上限は特に限定せず、１００％であっても構わない。
【0053】
なお、ここでいうパーライトとは、フェライトと針状セメンタイトからなる組織である。
【0054】
本発明の一実施形態に従う鋼素材の組織には、パーライト以外のその他の金属相を含んでいてもよい。ここで、その他の金属相の面積率は５％未満であれば許容される。
その他の金属相としては、例えば、フェライト、マルテンサイト、ベイナイトが挙げられる。
その他の金属相としては、例えば、フェライト、マルテンサイト、ベイナイトが挙げられる。
【0055】
ここで、各相の面積率は以下のようにして測定する。
【0056】
すなわち、鋼板の母材領域から、圧延方向に平行なＬ断面が試験面となるように試験片を採取する。ついで、試験片の試験面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出する。組織現出した試験片の試験面を、ＳＥＭにより倍率１５００倍で観察し、ポイントカウンティング法により、板厚１／４位置におけるパーライト以外の面積率を測定する。
【0057】
パーライトの面積率は、１００％からパーライト以外の面積率を減ずることにより算出する。
【0058】
パーライトの平均ラメラ間隔
冷間圧延後に高強度を得る観点から、鋼素材のパーライトの平均ラメラ間隔は、３００ｎｍ以下とする。好ましくは２８０ｎｍ以下とし、より好ましくは２５０ｎｍ以下とする。下限は特に限定しないが、細かすぎると強度が過剰となり十分な冷間圧延率が取れないため、良好な耐遅れ破壊特性を得る観点から、５０ｎｍ以上が好ましい。
冷間圧延後に高強度を得る観点から、鋼素材のパーライトの平均ラメラ間隔は、３００ｎｍ以下とする。好ましくは２８０ｎｍ以下とし、より好ましくは２５０ｎｍ以下とする。下限は特に限定しないが、細かすぎると強度が過剰となり十分な冷間圧延率が取れないため、良好な耐遅れ破壊特性を得る観点から、５０ｎｍ以上が好ましい。
【0059】
この平均ラメラ間隔の測定は、ＳＥＭ観察から平均幅を決定することが可能である。ここで、パーライトのラメラ間隔は、ラメラを構成する隣り合うフェライト層とセメンタイト層各々の厚さ方向の中心点間の平均距離を意味する。前記平均距離は、例えば、フェライト層１層とセメンタイト層１層を一組の層としてとらえ、組織観察において層の展伸方向に対して垂直方向の所定長さの線分により何組の層が切断されるかを測定して求めればよい。なお、線分の両端で線分により完全には切断されない層は、計測しない。すなわち、ラメラ間隔＝線分長さ／（線分により切断される組数×２）により算出される。
なお、上記組織は、圧延方向に平行な断面をナイタールもしくは電解研磨によりエッチングし、ＳＥＭを用いて、５０００倍以上で３視野以上撮影し、画像解析などの手法により測定することができる。
なお、上記組織は、圧延方向に平行な断面をナイタールもしくは電解研磨によりエッチングし、ＳＥＭを用いて、５０００倍以上で３視野以上撮影し、画像解析などの手法により測定することができる。
【0060】
冷間圧延工程
圧延方向の数ｎ：ｎは整数、ｎ≧２
パーライトはラメラの方向によって加工のされやすさが異なる。圧延方向が１方向であれば圧延方向と垂直方向にラメラの方向を有するパーライトは加工されにくいため硬度が低くなり、板厚全方向の硬度比が大きくなる。これにより、耐遅れ破壊特性は劣化する。したがって、圧延方向の数は２以上とする。好ましくは３以上である。圧延方向の数の上限は特に限定されないが、１つの圧延方向における総圧下率を稼ぐ観点から、圧延方向の数は１０以下とすることが好ましい。より好ましくは８以下である。
圧延方向の数ｎ：ｎは整数、ｎ≧２
パーライトはラメラの方向によって加工のされやすさが異なる。圧延方向が１方向であれば圧延方向と垂直方向にラメラの方向を有するパーライトは加工されにくいため硬度が低くなり、板厚全方向の硬度比が大きくなる。これにより、耐遅れ破壊特性は劣化する。したがって、圧延方向の数は２以上とする。好ましくは３以上である。圧延方向の数の上限は特に限定されないが、１つの圧延方向における総圧下率を稼ぐ観点から、圧延方向の数は１０以下とすることが好ましい。より好ましくは８以下である。
【0061】
１つの圧延方向における最小総圧下率ｒ：ｒ≧１０％
１つの圧延方向の最小総圧下率が１０％未満であればその方向にラメラの方向を有するパーライトは加工率が不足するため硬度が低くなり、板厚全方向の硬度比が大きくなる。これにより、耐遅れ破壊特性は劣化する。したがって、１つの圧延方向における最小総圧下率ｒは１０％以上とする。好ましくは１５％以上である。１つの圧延方向における最小総圧下率ｒの上限は特に限定されないが、その他の圧延方向における圧下率を稼ぐ観点から、１つの圧延方向における最小総圧下率ｒは５０％以下とすることが好ましい。
ここで、総圧下率ｒとは、同方向（１つの圧延方向）での圧延率の合計である。なお、圧延方向が±５°以下であれば同方向と見なしても良い。
１つの圧延方向の最小総圧下率が１０％未満であればその方向にラメラの方向を有するパーライトは加工率が不足するため硬度が低くなり、板厚全方向の硬度比が大きくなる。これにより、耐遅れ破壊特性は劣化する。したがって、１つの圧延方向における最小総圧下率ｒは１０％以上とする。好ましくは１５％以上である。１つの圧延方向における最小総圧下率ｒの上限は特に限定されないが、その他の圧延方向における圧下率を稼ぐ観点から、１つの圧延方向における最小総圧下率ｒは５０％以下とすることが好ましい。
ここで、総圧下率ｒとは、同方向（１つの圧延方向）での圧延率の合計である。なお、圧延方向が±５°以下であれば同方向と見なしても良い。
【0062】
全方向の合計の総圧下率Ｒ：Ｒ≧９０％
高強度の特性を得て、耐遅れ破壊特性を良好にするためには旧オーステナイト粒界が減少するほど強加工する必要がある。したがって、全方向の合計の総圧下率Ｒは９０％以上とする。好ましくは９５％以上である。総圧下率Ｒの上限は特に限定されないが、冷間圧延機の製造限界から、総圧下率Ｒは１２０％以下とすることが好ましい。
ここで、総圧下率Ｒとは、全圧延方向での圧延率の合計である。
高強度の特性を得て、耐遅れ破壊特性を良好にするためには旧オーステナイト粒界が減少するほど強加工する必要がある。したがって、全方向の合計の総圧下率Ｒは９０％以上とする。好ましくは９５％以上である。総圧下率Ｒの上限は特に限定されないが、冷間圧延機の製造限界から、総圧下率Ｒは１２０％以下とすることが好ましい。
ここで、総圧下率Ｒとは、全圧延方向での圧延率の合計である。
【0063】
１回目（初期）の冷間圧延圧延後の各圧延方向の１回目（初期）の冷間圧延方向に対する角度のうち、０°超９０°以下となる角度を読み取るとき、前記各圧延方向の中で最も大きな角度となる角度Ｘｍａｘ：６０°≦Ｘｍａｘ≦９０°
２～ｎ回目の方向の中で最も大きな角度と初期圧延方向（１回目の冷間圧延の方向）の角度が６０°未満であることは、つまり初期圧延方向の垂直方向±３０°以内では圧延されていないことを意味する。これにより、圧延方向と垂直方向にラメラの方向を有するパーライトは加工されにくいため硬度が低くなり、板厚全方向の硬度比が大きくなる。したがって、２～ｎ回目の方向の中で最も大きな角度と初期圧延方向の角度は６０°以上とする。好ましくは６５°以上である。最大は９０°であるため、２～ｎ回目までの方向の中で最も大きな角度と初期圧延方向の角度は９０％以下とする。
２～ｎ回目の方向の中で最も大きな角度と初期圧延方向（１回目の冷間圧延の方向）の角度が６０°未満であることは、つまり初期圧延方向の垂直方向±３０°以内では圧延されていないことを意味する。これにより、圧延方向と垂直方向にラメラの方向を有するパーライトは加工されにくいため硬度が低くなり、板厚全方向の硬度比が大きくなる。したがって、２～ｎ回目の方向の中で最も大きな角度と初期圧延方向の角度は６０°以上とする。好ましくは６５°以上である。最大は９０°であるため、２～ｎ回目までの方向の中で最も大きな角度と初期圧延方向の角度は９０％以下とする。
【0064】
本発明の一実施形態に従う鋼板の製造方法は、
鋼素材を、９００℃以上の加熱温度で１分以上保持した後、１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、（８５０－３８０［Ｃ］１／２）℃以上（９５０－３８０［Ｃ］１／２）℃以下で２０分以上保持した後、室温まで冷却する熱処理工程を有する。ここで、［Ｃ］は鋼素材に含まれるＣ含有量であり、冷間圧延後に得られる鋼板中のＣ含有量と同じである。
また、室温とは、－５～４０℃とする。
鋼素材を、９００℃以上の加熱温度で１分以上保持した後、１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、（８５０－３８０［Ｃ］１／２）℃以上（９５０－３８０［Ｃ］１／２）℃以下で２０分以上保持した後、室温まで冷却する熱処理工程を有する。ここで、［Ｃ］は鋼素材に含まれるＣ含有量であり、冷間圧延後に得られる鋼板中のＣ含有量と同じである。
また、室温とは、－５～４０℃とする。
【0065】
熱処理工程
面積率で、９５％以上のパーライトを有し、該パーライト組織の平均ラメラ間隔が３００ｎｍ以下である鋼素材を得るためには、冷間圧延の前に以下の熱処理を施すことが好ましい。
面積率で、９５％以上のパーライトを有し、該パーライト組織の平均ラメラ間隔が３００ｎｍ以下である鋼素材を得るためには、冷間圧延の前に以下の熱処理を施すことが好ましい。
【0066】
加熱温度９００℃以上
最終組織でパーライト組織とするためには、フェライトが存在しないようにし、オーステナイト単相域で加熱するのが好ましい。したがって、加熱温度は９００℃以上が好ましい。より好ましくは９２０℃以上である。上限は特に限定しないが、過剰にスケールが生成すると、冷間圧延前の板厚が薄くなるため、冷間圧延率を稼ぐのが難しくなる。したがって、加熱温度の上限は１１００℃以下が好ましい。
最終組織でパーライト組織とするためには、フェライトが存在しないようにし、オーステナイト単相域で加熱するのが好ましい。したがって、加熱温度は９００℃以上が好ましい。より好ましくは９２０℃以上である。上限は特に限定しないが、過剰にスケールが生成すると、冷間圧延前の板厚が薄くなるため、冷間圧延率を稼ぐのが難しくなる。したがって、加熱温度の上限は１１００℃以下が好ましい。
【0067】
加熱時間１分以上
最終組織でパーライト組織とするためには、フェライトを完全に無くし、オーステナイト単相域で加熱するのが好ましい。そのためにはオーステナイト温度域で１分以上の保持が好ましい。より好ましくは５分以上である。上限は特に限定しないが、過剰にスケールが生成すると、冷間圧延前の板厚が薄くなるため、冷間圧延率を稼ぐのが難しくなる。したがって、加熱時間の上限は７２００秒以下が好ましい。
最終組織でパーライト組織とするためには、フェライトを完全に無くし、オーステナイト単相域で加熱するのが好ましい。そのためにはオーステナイト温度域で１分以上の保持が好ましい。より好ましくは５分以上である。上限は特に限定しないが、過剰にスケールが生成すると、冷間圧延前の板厚が薄くなるため、冷間圧延率を稼ぐのが難しくなる。したがって、加熱時間の上限は７２００秒以下が好ましい。
【0068】
平均冷却速度１０℃／秒以上
最終組織でパーライト組織とするためには、フェライトが生成するより速く冷却するのが好ましい。そのためには平均冷却速度は１０℃／秒以上が好ましい。より好ましくは１２℃／秒以上である。上限は特に限定せず、速いほど好ましい。水冷相当の２０００℃／秒以上であっても構わない。
最終組織でパーライト組織とするためには、フェライトが生成するより速く冷却するのが好ましい。そのためには平均冷却速度は１０℃／秒以上が好ましい。より好ましくは１２℃／秒以上である。上限は特に限定せず、速いほど好ましい。水冷相当の２０００℃／秒以上であっても構わない。
【0069】
保持温度（８５０－３８０［Ｃ］１／２）℃以上（９５０－３８０［Ｃ］１／２）℃以下
パーライト組織の平均ラメラ間隔を３００ｎｍ以下とするためには、パーライトノーズ付近での保持が好ましい。パーライトノーズは化学成分により変動し、特に炭素の影響が大きいため、炭素量に応じて最適温度を選定するのが好ましい。パーライトノーズから５０℃以上高くなるもしくは低くなるとパーライト組織の平均ラメラ間隔を３００ｎｍ以下にするのが困難となるため、保持温度は（８５０－３８０［Ｃ］１／２）℃以上（９５０－３８０［Ｃ］１／２）℃以下とする。好ましくは（８７０－３８０［Ｃ］１／２）℃以上（９３０－３８０［Ｃ］１／２）℃以下である。
パーライト組織の平均ラメラ間隔を３００ｎｍ以下とするためには、パーライトノーズ付近での保持が好ましい。パーライトノーズは化学成分により変動し、特に炭素の影響が大きいため、炭素量に応じて最適温度を選定するのが好ましい。パーライトノーズから５０℃以上高くなるもしくは低くなるとパーライト組織の平均ラメラ間隔を３００ｎｍ以下にするのが困難となるため、保持温度は（８５０－３８０［Ｃ］１／２）℃以上（９５０－３８０［Ｃ］１／２）℃以下とする。好ましくは（８７０－３８０［Ｃ］１／２）℃以上（９３０－３８０［Ｃ］１／２）℃以下である。
【0070】
保持時間２０分以上
最終組織でパーライト組織とするためには、保持時間は長いほど好ましい。したがって、保持時間は２０分以上が好ましい。より好ましくは２５分以上である。上限は特に限定しないが、炭化物が粗大化し、耐遅れ破壊特性を劣化させないためには、保持時間の上限は１２０分以下が好ましい。
最終組織でパーライト組織とするためには、保持時間は長いほど好ましい。したがって、保持時間は２０分以上が好ましい。より好ましくは２５分以上である。上限は特に限定しないが、炭化物が粗大化し、耐遅れ破壊特性を劣化させないためには、保持時間の上限は１２０分以下が好ましい。
【0071】
加熱温度や保持温度は、保持中、一定であってもよく、また、上記の温度範囲内にあれば、保持中、常に一定としなくてもよい。スラブの保持についても同様である。
【0072】
なお、上記以外の各工程の条件については特に限定されず、常法に従えばよい。
【0073】
また、特性を変化させない範囲で、冷間圧延工程の後に、焼戻し処理を行ってもよい。また、鋼板にＺｎ系めっきやＡｌ系めっきなどのめっき処理を施してもよい。さらに、冷間圧延工程の後や焼鈍工程の後、または、めっき処理後に、鋼板に形状調整のための調質圧延を施してもよい。
【実施例】
【0074】
表１に示す成分組成（残部はＦｅ及び不可避的不純物）を有する鋼素材に、表２に記載の条件（加熱温度、加熱時間、平均冷却速度、保持温度、保持時間）で熱処理を行い、熱処理鋼板を得た。なお、表２に示す保持温度、保持時間での保持後、室温（２５℃）まで冷却した。
得られた熱処理鋼板を研削加工したのち、表３に記載の条件で冷間圧延（１～５方向での冷間圧延）をして冷延鋼板を得た。
得られた熱処理鋼板を研削加工したのち、表３に記載の条件で冷間圧延（１～５方向での冷間圧延）をして冷延鋼板を得た。
【0075】
また、表１における各元素の空欄は、当該元素を意図的に添加していないことを表しており、当該元素を含有しない（０質量％）場合だけでなく、当該元素を不可避的に含有する場合も含む。
【0076】
ここで、得られた鋼板の組織は、以下のようにして測定した。
鋼板の母材領域から、圧延方向に平行なＬ断面が試験面となるように試験片を採取した。ついで、試験片の試験面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出させた。組織現出した試験片の試験面を、ＳＥＭにより倍率１５００倍で観察し、ポイントカウンティング法により、板厚１／４位置における圧延加工パーライト以外の面積率を測定した。
なお、ＳＥＭ像では、マルテンサイトは白色の組織を呈している。また、マルテンサイトのうち焼戻しマルテンサイトでは、内部に微細な炭化物が析出している。フェライトは、黒色の組織を呈している。ベイナイトは、黒色の組織の中に白色の炭化物が析出している。これらの点から、ＳＥＭ像において各相を識別した。ただし、ブロック粒の面方位とエッチングの程度によっては、内部の炭化物が現出しにくい場合もあるので、その場合はエッチングを十分に行い確認した。
圧延加工パーライトの面積率は、１００％から圧延加工パーライト以外の面積率を減ずることにより算出した。
圧延加工パーライトの硬さはＨＶ換算で３００以上であることを確認した。具体的な換算方法については、硬さの異なるパーライトのサンプルにてビッカース硬さＨＶと、後述の硬度測定を行い、パーライトの硬さがＨＶ換算で３００以上であることで、圧延加工されたと判断した。
鋼板の母材領域から、圧延方向に平行なＬ断面が試験面となるように試験片を採取した。ついで、試験片の試験面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出させた。組織現出した試験片の試験面を、ＳＥＭにより倍率１５００倍で観察し、ポイントカウンティング法により、板厚１／４位置における圧延加工パーライト以外の面積率を測定した。
なお、ＳＥＭ像では、マルテンサイトは白色の組織を呈している。また、マルテンサイトのうち焼戻しマルテンサイトでは、内部に微細な炭化物が析出している。フェライトは、黒色の組織を呈している。ベイナイトは、黒色の組織の中に白色の炭化物が析出している。これらの点から、ＳＥＭ像において各相を識別した。ただし、ブロック粒の面方位とエッチングの程度によっては、内部の炭化物が現出しにくい場合もあるので、その場合はエッチングを十分に行い確認した。
圧延加工パーライトの面積率は、１００％から圧延加工パーライト以外の面積率を減ずることにより算出した。
圧延加工パーライトの硬さはＨＶ換算で３００以上であることを確認した。具体的な換算方法については、硬さの異なるパーライトのサンプルにてビッカース硬さＨＶと、後述の硬度測定を行い、パーライトの硬さがＨＶ換算で３００以上であることで、圧延加工されたと判断した。
【0077】
結果を表４に示す。
【0078】
組織の同定（ポイントカウンティング法）では、ＳＥＭによる観察領域（８２μｍ×５７μｍの領域）上に間隔が均等となるように１６×１５の格子を置いた。そして、格子点おける各相の点数を数え、格子点総数に対する各相が占める格子点数の割合を、各相の面積率とした。また、各相の面積率は、別々の３つのＳＥＭ像から求めた各相の面積率の平均値とした。
なお、冷間圧延前の鋼素材のパーライトの面積率については、表４中の冷間圧延後の圧延加工パーライトの面積率と同じであることは、同様の方法で確認した。
なお、冷間圧延前の鋼素材のパーライトの面積率については、表４中の冷間圧延後の圧延加工パーライトの面積率と同じであることは、同様の方法で確認した。
【0079】
また、冷間圧延前のパーライトの平均ラメラ間隔の測定は、ＳＥＭ観察から平均幅を決定した。ここで、パーライトのラメラ間隔は、ラメラを構成する隣り合うフェライト層とセメンタイト層各々の厚さ方向の中心点間の平均距離を意味する。前記平均距離は、例えば、フェライト層１層とセメンタイト層１層を一組の層としてとらえ、組織観察において層の展伸方向に対して垂直方向の所定長さの線分により何組の層が切断されるかを測定して求めればよい。なお、線分の両端で線分により完全には切断されない層は、計測しない。すなわち、ラメラ間隔＝線分長さ／（線分により切断される組数×２）により算出される。
なお、上記組織は、圧延方向に平行な断面をナイタールもしくは電解研磨によりエッチングし、ＳＥＭを用いて、５０００倍以上で３視野以上撮影し、画像解析などの手法により測定した。
なお、上記組織は、圧延方向に平行な断面をナイタールもしくは電解研磨によりエッチングし、ＳＥＭを用いて、５０００倍以上で３視野以上撮影し、画像解析などの手法により測定した。
【0080】
さらに、以下の要領で、鋼板の最大硬度／最小硬度を評価した。結果を表４に併記する。
【0081】
すなわち、鋼板の母材領域の板幅中央部から、金属組織観察用の試験片を採取する。ついで、金属組織観察用の試験片を研磨し、５００μＮの荷重（載荷１０ｓ、除荷１０ｓ）にて、圧延方向に平行であり、板厚方向の断面内の、５０μｍ×５０μｍの測定エリアを３μｍ間隔で測定した。この測定を鋼板表面から裏面にかけて実施した。この結果から、測定値のなかで最も大きな値を最大硬度、最も小さな値を最小硬度として、最大硬度／最小硬度を求めた。硬度の測定は、Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社製ＴｒｉｂｏＳｃｏｐｅ／ＴｒｉｂｏＩｎｄｅｎｔｅｒを用いて実施した。圧痕サイズは対角線長さで５００ｎｍとし、圧痕間隔は５．０μｍとした。
【0082】
以下の要領で、引張特性を評価した。
【0083】
すなわち、鋼板の母材領域の板幅中央部から、圧延方向が長手方向となるように、標点間距離５０ｍｍ、標点間幅２５ｍｍのＪＩＳ５号試験片を採取する。ついで、採取したＪＩＳ５号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の規定に準拠して引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）及び降伏強度（ＹＳ）を測定する。なお、引張速度は１０ｍｍ／分とする。
【0084】
以下の要領で、耐遅れ破壊特性を評価した。
【0085】
すなわち、上記のようにして得た鋼板から、長手方向がせん断端面となるように１１０ｍｍ×３０ｍｍの試験片を採取し、当該試験片に、長手方向に対してＶ字曲げ加工を施した。ついで、ボルト、ナット及びテーパーワッシャーを用いて、Ｖ字曲げ加工した試験片を板面の両側からボルトで締め込み、狙い値で１２００ＭＰａから２４００ＭＰａまでの１０ＭＰａ間隔の種々の負荷応力がＶ字曲げ部にかかるように、種々の成形部材試験片を作製した。ここで、負荷応力の調整は、負荷応力とボルト締込量の相関を用いて行った。なお、負荷応力とボルト締込量の相関は、ＹＵモデルを用いたＣＡＥ解析により求めた。また、ＣＡＥ解析では、引張試験により求めた応力－ひずみ曲線を用いた。
【0086】
そして、作製した種々の成形部材試験片を、ｐＨ＝３（２５℃）の塩酸水溶液中に９６時間浸漬し、浸漬後に遅れ破壊（割れ）がなかった成形部材試験片の負荷応力の最大値を、臨界負荷応力とした。求めた臨界負荷応力を表１に併記する。
【0087】
なお、遅れ破壊の判定は目視、及び、実体顕微鏡で倍率：２０倍に拡大した画像にて行い、長さ：２００μｍ以上の亀裂が確認されなかった場合には「遅れ破壊（割れ）なし」と、長さ：２００μｍ以上の亀裂が１つでも確認された場合には「遅れ破壊（割れ）あり」と判定した。
【0088】
そして、求めた臨界負荷応力により、以下の基準で耐遅れ破壊特性を評価した。
【0089】
合格（優れる）：臨界負荷応力が降伏応力ＹＳ以上
不合格：臨界負荷応力が降伏応力ＹＳ未満
不合格：臨界負荷応力が降伏応力ＹＳ未満
【0090】
【表1】
【0091】
【表2】
【0092】
【表3】
【0093】
【表4】
【0094】
表４に示したように、発明例の鋼板はいずれも、高強度であり、かつ、耐遅れ破壊特性にも優れていた。
【0095】
一方、比較例では、強度が低い、または、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。