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▶ ＪＦＥスチール株式会社の特許一覧 ▶ クレベランド―クリフス スチール プロパティーズ インコーポレーテッドの特許一覧
(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公表特許公報(A)
(11)【公表番号】
(43)【公表日】2024-08-06
(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 20060101AFI20240730BHJP
C22C 38/60 20060101ALI20240730BHJP
C21D 9/46 20060101ALN20240730BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301U
C22C38/60
C21D9/46 F
【審査請求】有
【予備審査請求】未請求
(21)【出願番号】P 2024532657
(86)(22)【出願日】2022-04-20
(85)【翻訳文提出日】2024-02-05
(86)【国際出願番号】 US2022025570
(87)【国際公開番号】W WO2023027778
(87)【国際公開日】2023-03-02
(31)【優先権主張番号】63/236,426
(32)【優先日】2021-08-24
(33)【優先権主張国・地域又は機関】US
(81)【指定国・地域】
(71)【出願人】
【識別番号】000001258
【氏名又は名称】ＪＦＥスチール株式会社
(71)【出願人】
【識別番号】524050121
【氏名又は名称】クレベランド―クリフス スチール プロパティーズ インコーポレーテッド
【氏名又は名称原語表記】ＣＬＥＶＥＬＡＮＤ－ＣＬＩＦＦＳ ＳＴＥＥＬ ＰＲＯＰＥＲＴＩＥＳ ＩＮＣ．
(74)【代理人】
【識別番号】100147485
【弁理士】
【氏名又は名称】杉村 憲司
(74)【代理人】
【識別番号】230118913
【弁護士】
【氏名又は名称】杉村 光嗣
(74)【代理人】
【識別番号】100165696
【弁理士】
【氏名又は名称】川原 敬祐
(72)【発明者】
【氏名】シン アマリンダー ギル
(72)【発明者】
【氏名】アーロン グラント トーマス
(72)【発明者】
【氏名】戸畑 潤也
(72)【発明者】
【氏名】▲高▼城 重宏
(72)【発明者】
【氏名】田路 勇樹
【テーマコード（参考）】
4K037
【Ｆターム（参考）】
4K037EA01
4K037EA02
4K037EA06
4K037EA09
4K037EA10
4K037EA11
4K037EA13
4K037EA14
4K037EA16
4K037EA17
4K037EA18
4K037EA19
4K037EA20
4K037EA23
4K037EA25
4K037EA26
4K037EA27
4K037EA29
4K037EA31
4K037EA32
4K037EA34
4K037EA35
4K037EA36
4K037EB05
4K037EB07
4K037EB08
4K037EB09
4K037EB12
4K037FA02
4K037FA03
4K037FC07
4K037FE01
4K037FE02
4K037FG01
4K037FJ06
4K037FK02
4K037FK03
4K037FK08
4K037FL01
4K037FM02
(57)【要約】
本発明の鋼板は、所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、及びＮを含有し、任意で、所定量のＴｉ、Ｂ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｃｏ、Ｚｒ、及びＲＥＭからなる群から選択される１種以上をさらに含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、体積率で、焼戻しマルテンサイト：９０％以上、残留オーステナイト：１～７％、ベイニティックフェライト及びフレッシュマルテンサイトの片方又は両方：合計で３～９％、及びフェライト：０～５％を含み、前記残留オーステナイト中の炭素濃度が０．３５％以上である組織と、１４７０～１６５０ＭＰａの引張強度ＴＳと、１１００ＭＰａ以上の降伏強度ＹＳと、を有する。
【選択図】なし
【選択図】なし
【特許請求の範囲】
【請求項1】
質量％で、Ｃ ：０．２４～０．２８％、
Ｓｉ：０．４０～０．８０％、
Ｍｎ：２．３０～２．７０％、
Ｃｕ：０．０１０～１．０００％、
Ｐ ：０．００１～０．１００％、
Ｓ ：０．０００１～０．０２００％、
Ａｌ：０．０１０～０．０５０％、及び
Ｎ ：０．００１０～０．０１００％
を含有し、
任意で、
Ｔｉ ：０．１０００％以下、
Ｂ ：０．０１０００％以下、
Ｎｂ ：０．１０００％以下、
Ｃｒ ：１．００％以下、
Ｖ ：０．１００％以下、
Ｍｏ ：０．５００％以下、
Ｎｉ ：０．５００％以下、
Ａｓ ：０．５００％以下、
Ｓｂ ：０．２００％以下、
Ｓｎ ：０．２００％以下、
Ｔａ ：０．１００％以下、
Ｃａ ：０．０２００％以下、
Ｍｇ ：０．０２００％以下、
Ｚｎ ：０．０２００％以下、
Ｃｏ ：０．０２００％以下、
Ｚｒ ：０．０２００％以下、及び
ＲＥＭ：０．０２００％以下
からなる群から選択される１種以上をさらに含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、
体積率で、
焼戻しマルテンサイト：９０％以上、
残留オーステナイト：１～７％、
ベイニティックフェライト及びフレッシュマルテンサイトの片方又は両方：合計で３～９％、及び
フェライト：０～５％
を含み、前記残留オーステナイト中の炭素濃度が０．３５％以上である組織と、
１４７０～１６５０ＭＰａの引張強度ＴＳと、
１１００ＭＰａ以上の降伏強度ＹＳと、
を有する鋼板。
【請求項2】
前記降伏強度ＹＳが１２００ＭＰａ以上である、請求項１に記載の鋼板。
【請求項3】
請求項１に記載の成分組成を有する非めっき鋼板を用意し、前記鋼板を、８５０℃以上の加熱温度Ｔ１に加熱し、
前記鋼板を、前記加熱温度Ｔ１に１０～１０００秒保持し、
前記鋼板を、前記加熱温度Ｔ１から、１３０～１７０℃の冷却停止温度Ｔ２まで、
（ｉ）前記加熱温度Ｔ１から５５０℃までの平均冷却速度：１６℃／ｓ以上、及び
（ｉｉ）５５０℃から前記冷却停止温度Ｔ２までの平均冷却速度：１５０℃／ｓ以下
の条件にて連続的に冷却し、
前記鋼板を、前記冷却停止温度Ｔ２に１．０～２００．０秒保持し、
前記鋼板を、前記冷却停止温度Ｔ２から、２８０～３５０℃の焼戻温度Ｔ３まで、平均加熱速度：１０℃／ｓ以上で加熱し、
前記鋼板を、前記焼戻温度Ｔ３に１０～１０００秒保持し、
前記鋼板を５０℃以下に冷却する
工程を含み、請求項１に記載の鋼板を製造する、鋼板の製造方法。
【請求項4】
５０℃以下への前記冷却の後、前記鋼板に伸長率が０．１～１．０％の調質圧延を施す工程を含む、請求項３に記載の鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【関連出願の相互参照】
【0001】
本願は、２０２１年８月２４日に出願された「Steel Sheet and Method of Producing Same（鋼板及びその製造方法）」と題する米国仮出願第６３／２３６，４２６号の優先権を主張する。当該仮出願の開示全体を、ここに参照のために取り込む。
【技術分野】
【0002】
本発明は、鋼板及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【0003】
車体を軽量化して、ＣＯ２排出量削減と耐衝突性能向上を両立することを目的に、自動車用鋼板の高強度化が進行しており、新たな法規制の導入も相次いでいる。そのため、自動車を形成する主要な構造部品では、引張強度（ＴＳ）が１４７０ＭＰａ以上の高強度鋼板の適用事例が増加している。
【0004】
自動車に用いられる高強度鋼板には、優れた降伏強度（ＹＳ）及び引張強度（ＴＳ）が求められる。例えば、自動車のバンパー等の骨格部品では、衝突時における衝撃吸収性に優れることが求められるため、衝撃吸収性に相関のある降伏強度（ＹＳ）及び引張強度（ＴＳ）に優れる鋼板を用いることが好適である。
【0005】
また、自動車用鋼板は塗装をして使用されており、その塗装の前処理として、リン酸塩処理等の化成処理が施される。鋼板の化成処理中に薬品から侵入した水素による遅れ破壊が懸念されるため、自動車用鋼板は耐遅れ破壊特性に優れることが要求される。自動車部品への高強度鋼板の適用比率を増加させるには、これらの特性を総合的に満足することが要望されている。
【0006】
これらの要求に対し、種々の高強度鋼板が提案されている。例えば、特許文献１には、「成分組成が、質量％で、Ｃ：０．１０％以上０．６％以下、Ｓｉ：１．０％以上３．０％以下、Ｍｎ：２．５％超え１０．０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１％以上１．５％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｃｕ：０．０５％以上０．５０％以下を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなり、Ｓｉを主体とする酸化物の鋼板表面被覆率が１％以下であり、鉄系酸化物の鋼板表面被覆率が４０％以下であり、ＣｕＳ／ＣｕＢが４．０以下（ＣｕＳは鋼板表層におけるＣｕ濃度、ＣｕＢは母材におけるＣｕ濃度）を満たし、引張強さが１１８０ＭＰａ以上である高強度冷延鋼板（請求項１）」が記載されており、この鋼板では、「鋼組織が、焼戻しマルテンサイト及び／又はベイナイトを合計体積率で４０％以上１００％以下、フェライトを体積率で０％以上６０％以下、残留オーステナイトを体積率で２％以上３０％以下（請求項２）」である。
【0007】
また、特許文献２には、「質量％で、Ｃ：０．０６～０．２５％、Ｓｉ：０．６～２．５％、Ｍｎ：２．３～３．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０．５０％未満、Ｎ：０．０１５％未満を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成と、面積率でフェライト：６～８０％、上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織：２０～９４％、体積率で残留γ：７～２０％を含み、粒子幅が０．１８～０．６０μｍ、粒子長さが１．７～７．０μｍ、アスペクト比が５～１５である残留γUBの面積率：ＳγUBが０．２～５％であり、円相当粒子直径が１．５～１５μｍ、アスペクト比が３以下のフレッシュマルテンサイトおよび／または円相当粒子直径が１．５～１５μｍ、アスペクト比が３以下の残留γ粒子の合計面積率：ＳγBlockが３％以下（０％を含む）である鋼板（請求項１）」が記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0008】
【特許文献1】国際公開第２０１７／１４１９５３号（ＵＳ２０１９／０４０４９０Ａ１）
【特許文献2】国際公開第２０１８／１９０４１６号（ＵＳ２０２０／１５７６４７Ａ１）
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0009】
特許文献１では、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、耐遅れ破壊特性およびリン酸塩処理性に優れる高強度鋼板を提供することを目的としている。しかしながら、特許文献１に記載では、衝突時における衝撃吸収性に相関のある降伏強度（ＹＳ）については考慮していない。また、耐遅れ破壊特性の評価は、研削加工を行った試験片を用いて行っており、せん断条件による耐遅れ破壊特性の変化を考慮していない。
【0010】
特許文献２では、７８０～１４７０ＭＰａ級の引張強度を有し、高い延性と優れた伸びフランジ成形性を有する鋼板を提供することを目的としている。しかしながら、特許文献２では、衝突時における衝撃吸収性に相関のある降伏強度（ＹＳ）及び耐遅れ破壊特性については考慮していない。
【0011】
そこで本発明は、上記課題に鑑み、高い降伏強度ＹＳ、高い引張強度ＴＳ、及び優れた耐遅れ破壊特性を有する鋼板と、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】
【0012】
本発明者らは、上記課題を解決するべく、鋭意研究を重ね、以下のことを見出した。
【0013】
（１）焼戻しマルテンサイト量を９０％以上とすることで、１４７０ＭＰａ以上のＴＳを実現できる。
【0014】
（２）焼戻しマルテンサイト量を９０％以上、かつ、残留オーステナイト中の炭素濃度を０．３５％以上とすることで、１１００ＭＰａ以上のＹＳを実現できる。
【0015】
（３）残留オーステナイト量を７％以下とし、かつ、ベイニティックフェライトとフレッシュマルテンサイトの合計量を９％以下とすることで、優れた耐遅れ破壊特性を実現できる。
【0016】
上記知見に基づき完成された本発明の要旨構成は、以下のとおりである。
【0017】
［１］質量％で、
Ｃ ：０．２４～０．２８％、
Ｓｉ：０．４０～０．８０％、
Ｍｎ：２．３０～２．７０％、
Ｃｕ：０．０１０～１．０００％、
Ｐ ：０．００１～０．１００％、
Ｓ ：０．０００１～０．０２００％、
Ａｌ：０．０１０～０．０５０％、及び
Ｎ ：０．００１０～０．０１００％
を含有し、
任意で、
Ｔｉ ：０．１０００％以下、
Ｂ ：０．０１０００％以下、
Ｎｂ ：０．１０００％以下、
Ｃｒ ：１．００％以下、
Ｖ ：０．１００％以下、
Ｍｏ ：０．５００％以下、
Ｎｉ ：０．５００％以下、
Ａｓ ：０．５００％以下、
Ｓｂ ：０．２００％以下、
Ｓｎ ：０．２００％以下、
Ｔａ ：０．１００％以下、
Ｃａ ：０．０２００％以下、
Ｍｇ ：０．０２００％以下、
Ｚｎ ：０．０２００％以下、
Ｃｏ ：０．０２００％以下、
Ｚｒ ：０．０２００％以下、及び
ＲＥＭ：０．０２００％以下
からなる群から選択される１種以上をさらに含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、
体積率で、
焼戻しマルテンサイト：９０％以上、
残留オーステナイト：１～７％、
ベイニティックフェライト及びフレッシュマルテンサイトの片方又は両方：合計で３～９％、及び
フェライト：０～５％
を含み、前記残留オーステナイト中の炭素濃度が０．３５％以上である組織と、
１４７０～１６５０ＭＰａの引張強度ＴＳと、
１１００ＭＰａ以上の降伏強度ＹＳと、
を有する鋼板。
Ｃ ：０．２４～０．２８％、
Ｓｉ：０．４０～０．８０％、
Ｍｎ：２．３０～２．７０％、
Ｃｕ：０．０１０～１．０００％、
Ｐ ：０．００１～０．１００％、
Ｓ ：０．０００１～０．０２００％、
Ａｌ：０．０１０～０．０５０％、及び
Ｎ ：０．００１０～０．０１００％
を含有し、
任意で、
Ｔｉ ：０．１０００％以下、
Ｂ ：０．０１０００％以下、
Ｎｂ ：０．１０００％以下、
Ｃｒ ：１．００％以下、
Ｖ ：０．１００％以下、
Ｍｏ ：０．５００％以下、
Ｎｉ ：０．５００％以下、
Ａｓ ：０．５００％以下、
Ｓｂ ：０．２００％以下、
Ｓｎ ：０．２００％以下、
Ｔａ ：０．１００％以下、
Ｃａ ：０．０２００％以下、
Ｍｇ ：０．０２００％以下、
Ｚｎ ：０．０２００％以下、
Ｃｏ ：０．０２００％以下、
Ｚｒ ：０．０２００％以下、及び
ＲＥＭ：０．０２００％以下
からなる群から選択される１種以上をさらに含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、
体積率で、
焼戻しマルテンサイト：９０％以上、
残留オーステナイト：１～７％、
ベイニティックフェライト及びフレッシュマルテンサイトの片方又は両方：合計で３～９％、及び
フェライト：０～５％
を含み、前記残留オーステナイト中の炭素濃度が０．３５％以上である組織と、
１４７０～１６５０ＭＰａの引張強度ＴＳと、
１１００ＭＰａ以上の降伏強度ＹＳと、
を有する鋼板。
【0018】
［２］前記降伏強度ＹＳが１２００ＭＰａ以上である、上記［１］に記載の鋼板。
【0019】
［３］上記［１］に記載の成分組成を有する非めっき鋼板を用意し、
前記鋼板を、８５０℃以上の加熱温度Ｔ１に加熱し、
前記鋼板を、前記加熱温度Ｔ１に１０～１０００秒保持し、
前記鋼板を、前記加熱温度Ｔ１から、１３０～１７０℃の冷却停止温度Ｔ２まで、
（ｉ）前記加熱温度Ｔ１から５５０℃までの平均冷却速度：１６℃／ｓ以上、及び
（ｉｉ）５５０℃から前記冷却停止温度Ｔ２までの平均冷却速度：１５０℃／ｓ以下
の条件にて連続的に冷却し、
前記鋼板を、前記冷却停止温度Ｔ２に１～２００秒保持し、
前記鋼板を、前記冷却停止温度Ｔ２から、２８０～３５０℃の焼戻温度Ｔ３まで、平均加熱速度：１０℃／ｓ以上で加熱し、
前記鋼板を、前記焼戻温度Ｔ３に１０～１０００秒保持し、
前記鋼板を５０℃以下に冷却する
工程を含み、上記［１］に記載の鋼板を製造する、鋼板の製造方法。
前記鋼板を、８５０℃以上の加熱温度Ｔ１に加熱し、
前記鋼板を、前記加熱温度Ｔ１に１０～１０００秒保持し、
前記鋼板を、前記加熱温度Ｔ１から、１３０～１７０℃の冷却停止温度Ｔ２まで、
（ｉ）前記加熱温度Ｔ１から５５０℃までの平均冷却速度：１６℃／ｓ以上、及び
（ｉｉ）５５０℃から前記冷却停止温度Ｔ２までの平均冷却速度：１５０℃／ｓ以下
の条件にて連続的に冷却し、
前記鋼板を、前記冷却停止温度Ｔ２に１～２００秒保持し、
前記鋼板を、前記冷却停止温度Ｔ２から、２８０～３５０℃の焼戻温度Ｔ３まで、平均加熱速度：１０℃／ｓ以上で加熱し、
前記鋼板を、前記焼戻温度Ｔ３に１０～１０００秒保持し、
前記鋼板を５０℃以下に冷却する
工程を含み、上記［１］に記載の鋼板を製造する、鋼板の製造方法。
【0020】
［４］５０℃以下への前記冷却の後、前記鋼板に伸長率が０．１～１．０％の調質圧延を施す工程を含む、上記［３］に記載の鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【0021】
本発明の鋼板は、高い降伏強度ＹＳ、高い引張強度ＴＳ、及び優れた耐遅れ破壊特性を有する。本発明の鋼板の製造方法によれば、高い降伏強度ＹＳ、高い引張強度ＴＳ、及び優れた耐遅れ破壊特性を有する鋼板を製造することができる。
【発明を実施するための形態】
【0022】
本発明の一実施形態による鋼板（高強度鋼板）は、所定の成分組成と、所定の組織と、所定の機械的特性と、有する。
【0023】
まず、本実施形態による鋼板の成分組成について説明する。なお、以下の説明において、鋼板の成分元素の含有量を表す「％」は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。
【0024】
Ｃ：０．２４％以上０．２８％以下
Ｃは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本発明では、残留オーステナイト中の炭素濃度及びＴＳに影響する重要な元素である。Ｃ量が０．２４％未満では、（ｉ）残留オーステナイト中の炭素濃度が低下して、ＹＳが低下し、かつ、（ｉｉ）１４７０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。よって、Ｃ量は０．２４％以上とし、好ましくは０．２５％以上とする。他方で、Ｃ量が０．２８％を超えると、鋼板の強度が上昇しすぎ、１６５０ＭＰａ以下のＴＳを実現することが困難になる。よって、Ｃ量は０．２８％以下とし、好ましくは０．２７％以下とする。
Ｃは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本発明では、残留オーステナイト中の炭素濃度及びＴＳに影響する重要な元素である。Ｃ量が０．２４％未満では、（ｉ）残留オーステナイト中の炭素濃度が低下して、ＹＳが低下し、かつ、（ｉｉ）１４７０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。よって、Ｃ量は０．２４％以上とし、好ましくは０．２５％以上とする。他方で、Ｃ量が０．２８％を超えると、鋼板の強度が上昇しすぎ、１６５０ＭＰａ以下のＴＳを実現することが困難になる。よって、Ｃ量は０．２８％以下とし、好ましくは０．２７％以下とする。
【0025】
Ｓｉ：０．４０％以上０．８０％以下
Ｓｉは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本発明では、残留オーステナイト量と、残留オーステナイト中の炭素濃度に影響する重要な元素である。Ｓｉが０．４０％未満では、残留オーステナイト中の炭素濃度が低下して、ＹＳが低下する。よって、Ｓｉ量は０．４０％以上とし、好ましくは０．５０％以上とする。他方で、Ｓｉ量が０．８０％を超えると、残留オーステナイトの相分率が増加して、耐遅れ破壊特性が低下する。また、Ｓｉ量の増加に伴ってリン酸塩処理性が低下することも知られている。よって、Ｓｉ量は０．８０％以下とし、好ましくは０．７０％以下とする。
Ｓｉは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本発明では、残留オーステナイト量と、残留オーステナイト中の炭素濃度に影響する重要な元素である。Ｓｉが０．４０％未満では、残留オーステナイト中の炭素濃度が低下して、ＹＳが低下する。よって、Ｓｉ量は０．４０％以上とし、好ましくは０．５０％以上とする。他方で、Ｓｉ量が０．８０％を超えると、残留オーステナイトの相分率が増加して、耐遅れ破壊特性が低下する。また、Ｓｉ量の増加に伴ってリン酸塩処理性が低下することも知られている。よって、Ｓｉ量は０．８０％以下とし、好ましくは０．７０％以下とする。
【0026】
Ｍｎ：２．３０％以上２．７０％以下
Ｍｎは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本発明では、焼戻しマルテンサイトの相分率、フェライトの相分率、及び耐遅れ破壊特性に影響する重要な元素である。Ｍｎ量が２．３０％未満では、フェライトの相分率が増加し、１４７０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。よって、Ｍｎ量は２．３０％以上とし、好ましくは２．４０％以上とする。他方で、Ｍｎ量が２．７０％を超えると、耐遅れ破壊特性が低下する。なお、Ｍｎ量の増加に伴ってリン酸塩処理性が低下することも知られている。よって、Ｍｎ量は２．７０％以下とし、好ましくは２．６０％以下とする。
Ｍｎは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本発明では、焼戻しマルテンサイトの相分率、フェライトの相分率、及び耐遅れ破壊特性に影響する重要な元素である。Ｍｎ量が２．３０％未満では、フェライトの相分率が増加し、１４７０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。よって、Ｍｎ量は２．３０％以上とし、好ましくは２．４０％以上とする。他方で、Ｍｎ量が２．７０％を超えると、耐遅れ破壊特性が低下する。なお、Ｍｎ量の増加に伴ってリン酸塩処理性が低下することも知られている。よって、Ｍｎ量は２．７０％以下とし、好ましくは２．６０％以下とする。
【0027】
Ｃｕ：０．０１０％以上１．０００％以下
Ｃｕは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本発明では、耐遅れ破壊特性に影響する重要な元素である。Ｃｕ量が０．０１０％未満では、耐遅れ破壊特性が低下する。よって、Ｃｕ量は０．０１０％以上とし、好ましくは０．０５０％以上とする。他方で、Ｃｕ量が１．０００％を超えると、鋳造工程においてスラブが脆化して割れ易くなり、生産性が著しく低下する。また、Ｃｕ量の増加に伴ってリン酸塩処理性が低下することも知られている。よって、Ｃｕ量は１．０００％以下とし、好ましくは０．９００％以下とする。
Ｃｕは、鋼の重要な基本成分の１つであり、特に本発明では、耐遅れ破壊特性に影響する重要な元素である。Ｃｕ量が０．０１０％未満では、耐遅れ破壊特性が低下する。よって、Ｃｕ量は０．０１０％以上とし、好ましくは０．０５０％以上とする。他方で、Ｃｕ量が１．０００％を超えると、鋳造工程においてスラブが脆化して割れ易くなり、生産性が著しく低下する。また、Ｃｕ量の増加に伴ってリン酸塩処理性が低下することも知られている。よって、Ｃｕ量は１．０００％以下とし、好ましくは０．９００％以下とする。
【0028】
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下
Ｐ量が０．１００％を超えると、旧オーステナイト粒界にＰが偏析して粒界を脆化させるため、耐遅れ破壊特性が低下する。よって、Ｐ量は０．１００％以下とし、好ましくは０．０７０％以下とし、より好ましくは０．０５０％以下とする。また、生産技術上の制約から、Ｐ量は典型的には０．００１％以上とする。
Ｐ量が０．１００％を超えると、旧オーステナイト粒界にＰが偏析して粒界を脆化させるため、耐遅れ破壊特性が低下する。よって、Ｐ量は０．１００％以下とし、好ましくは０．０７０％以下とし、より好ましくは０．０５０％以下とする。また、生産技術上の制約から、Ｐ量は典型的には０．００１％以上とする。
【0029】
Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下
Ｓ量が０．０２００％を超えると、Ｓが硫化物として存在し、遅れ破壊の起点となり得る。よって、Ｓ量は０．０２００％以下とし、好ましくは０．０１００％以下とし、より好ましくは０．００５０％以下とする。また、生産技術上の制約から、Ｓ量は典型的には０．０００１％以上とする。
Ｓ量が０．０２００％を超えると、Ｓが硫化物として存在し、遅れ破壊の起点となり得る。よって、Ｓ量は０．０２００％以下とし、好ましくは０．０１００％以下とし、より好ましくは０．００５０％以下とする。また、生産技術上の制約から、Ｓ量は典型的には０．０００１％以上とする。
【0030】
Ａｌ：０．０１０％以上０．０５０％以下
Ａｌは、鋼板の強度を高め、１４７０ＭＰａ以上のＴＳの実現を容易とする。よって、Ａｌ量は０．０１０％以上とする。ただし、Ａｌ量が０．０５０％を超えると、フェライト量が増加し、１４７０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。よって、Ａｌ量は０．０５０％以下とし、好ましくは０．０４０％以下とし、より好ましくは０．０２０％以下とする。
Ａｌは、鋼板の強度を高め、１４７０ＭＰａ以上のＴＳの実現を容易とする。よって、Ａｌ量は０．０１０％以上とする。ただし、Ａｌ量が０．０５０％を超えると、フェライト量が増加し、１４７０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。よって、Ａｌ量は０．０５０％以下とし、好ましくは０．０４０％以下とし、より好ましくは０．０２０％以下とする。
【0031】
Ｎ：０．００１０％以上０．０１００％以下
Ｎ量が０．０１００％を超えると、鋳造工程においてスラブが脆化して割れ易くなり、生産性が著しく低下する。よって、Ｎ量は０．０１００％以下とし、好ましくは０．００７０％以下とし、より好ましくは０．００５０％以下とする。また、生産技術上の制約から、Ｎ量は０．００１０％以上とする。
Ｎ量が０．０１００％を超えると、鋳造工程においてスラブが脆化して割れ易くなり、生産性が著しく低下する。よって、Ｎ量は０．０１００％以下とし、好ましくは０．００７０％以下とし、より好ましくは０．００５０％以下とする。また、生産技術上の制約から、Ｎ量は０．００１０％以上とする。
【0032】
諸実施形態において、鋼板の成分組成は、Ｔｉ、Ｂ及びＮｂから選択される１種以上を以下の含有量の範囲で含む。
【0033】
Ｔｉ：０．１０００％以下
Ｔｉは、鋼板の強度を高め、１４７０ＭＰａ以上のＴＳの実現を容易とする。よって、Ｔｉ量は、好ましくは０．００１０％以上とし、より好ましくは０．００５０％以上とする。他方で、Ｔｉ量が０．１０００％を超えると、鋳造工程においてスラブが脆化して割れ易くなり、生産性が著しく低下する。よって、Ｔｉを添加する場合、Ｔｉ量は０．１０００％以下とし、好ましくは０．０６００％以下とする。
Ｔｉは、鋼板の強度を高め、１４７０ＭＰａ以上のＴＳの実現を容易とする。よって、Ｔｉ量は、好ましくは０．００１０％以上とし、より好ましくは０．００５０％以上とする。他方で、Ｔｉ量が０．１０００％を超えると、鋳造工程においてスラブが脆化して割れ易くなり、生産性が著しく低下する。よって、Ｔｉを添加する場合、Ｔｉ量は０．１０００％以下とし、好ましくは０．０６００％以下とする。
【0034】
Ｂ：０．０１０００％以下
Ｂは、冷却時のフェライトの生成を抑制し、１４７０ＭＰａ以上のＴＳの実現を容易とする。よって、Ｂ量は、好ましくは０．０００１０％以上とし、より好ましくは０．００１００％以上とする。他方で、Ｂ量が０．０１０００％を超えると、鋳造工程においてスラブが脆化して割れ易くなり、生産性が著しく低下する。よって、Ｂを添加する場合、Ｂ量は０．０１０００％以下とし、好ましくは０．００５００％以下とする。
Ｂは、冷却時のフェライトの生成を抑制し、１４７０ＭＰａ以上のＴＳの実現を容易とする。よって、Ｂ量は、好ましくは０．０００１０％以上とし、より好ましくは０．００１００％以上とする。他方で、Ｂ量が０．０１０００％を超えると、鋳造工程においてスラブが脆化して割れ易くなり、生産性が著しく低下する。よって、Ｂを添加する場合、Ｂ量は０．０１０００％以下とし、好ましくは０．００５００％以下とする。
【0035】
Ｎｂ：０．１０００％以下
Ｎｂは、鋼板の強度を高め、１４７０ＭＰａ以上のＴＳの実現を容易とし、かつ、Ｃと結合してＮｂ系炭化物となり水素のトラップサイトとなることから耐遅れ破壊特性を改善する。よって、Ｎｂ量は、好ましくは０．００１０％以上とし、より好ましくは０．００５０％以上とする。他方で、Ｎｂ量が０．１０００％を超えると、鋳造工程においてスラブが脆化して割れ易くなり、生産性が著しく低下する。よって、Ｎｂを添加する場合、Ｎｂ量は０．１０００％以下とし、好ましくは０．０６００％以下とする。
Ｎｂは、鋼板の強度を高め、１４７０ＭＰａ以上のＴＳの実現を容易とし、かつ、Ｃと結合してＮｂ系炭化物となり水素のトラップサイトとなることから耐遅れ破壊特性を改善する。よって、Ｎｂ量は、好ましくは０．００１０％以上とし、より好ましくは０．００５０％以上とする。他方で、Ｎｂ量が０．１０００％を超えると、鋳造工程においてスラブが脆化して割れ易くなり、生産性が著しく低下する。よって、Ｎｂを添加する場合、Ｎｂ量は０．１０００％以下とし、好ましくは０．０６００％以下とする。
【0036】
［Ｃｕ］＋１０×［Ｎｂ］：０．１５以上２．００以下（好適条件）
本発明者らの調査の結果、［Ｃｕ］＋１０×［Ｎｂ］が０．１５以上である場合、耐遅れ破壊特性が向上することが明らかになった。よって、［Ｃｕ］＋１０×［Ｎｂ］が０．１５以上であることが好ましい。なお、［Ｃｕ］及び［Ｎｂ］は、それぞれ成分組成におけるＣｕ量及びＮｂ量（質量％）を意味する。他方で、Ｃｕ量とＮｂ量（質量％）のそれぞれの上限から、［Ｃｕ］＋１０×［Ｎｂ］は２．００以下とすることが好ましい。
本発明者らの調査の結果、［Ｃｕ］＋１０×［Ｎｂ］が０．１５以上である場合、耐遅れ破壊特性が向上することが明らかになった。よって、［Ｃｕ］＋１０×［Ｎｂ］が０．１５以上であることが好ましい。なお、［Ｃｕ］及び［Ｎｂ］は、それぞれ成分組成におけるＣｕ量及びＮｂ量（質量％）を意味する。他方で、Ｃｕ量とＮｂ量（質量％）のそれぞれの上限から、［Ｃｕ］＋１０×［Ｎｂ］は２．００以下とすることが好ましい。
【0037】
諸実施形態において、鋼板の成分組成は、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｔａ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｃｏ、Ｚｒ及びＲＥＭから選択される１種以上を以下の含有量の範囲で含む。
【0038】
Ｃｒ：１．００％以下
Ｃｒは、固溶強化元素としての役割のみならず、連続焼鈍時の冷却過程でオーステナイトを安定化し、フェライトの生成を抑制できることから、鋼板の強度を上昇させる。こうした効果を得るため、Ｃｒ量は、好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０２％以上とする。他方で、Ｃｒ量が１．００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させる。よって、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒ量は１．００％以下とし、好ましくは０．７０％以下とする。
Ｃｒは、固溶強化元素としての役割のみならず、連続焼鈍時の冷却過程でオーステナイトを安定化し、フェライトの生成を抑制できることから、鋼板の強度を上昇させる。こうした効果を得るため、Ｃｒ量は、好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０２％以上とする。他方で、Ｃｒ量が１．００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させる。よって、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒ量は１．００％以下とし、好ましくは０．７０％以下とする。
【0039】
Ｖ：０．１００％以下
Ｖは、鋼板の強度を上昇させる。こうした効果を得るため、Ｖ量は、好ましくは０．００１％以上とし、より好ましくは０．００５％以上とする。他方で、Ｖ量が０．１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させる。よって、Ｖを添加する場合、Ｖ量は０．１００％以下とし、好ましくは０．０６０％以下とする。
Ｖは、鋼板の強度を上昇させる。こうした効果を得るため、Ｖ量は、好ましくは０．００１％以上とし、より好ましくは０．００５％以上とする。他方で、Ｖ量が０．１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させる。よって、Ｖを添加する場合、Ｖ量は０．１００％以下とし、好ましくは０．０６０％以下とする。
【0040】
Ｍｏ：０．５００％以下
Ｍｏは、固溶強化元素としての役割のみならず、連続焼鈍時の冷却過程でオーステナイトを安定化し、フェライトの生成を抑制できることから、鋼板の強度を上昇させる。こうした効果を得るため、Ｍｏ量は、好ましくは０．０１０％以上とし、より好ましくは０．０２０％以上とする。他方で、Ｍｏ量が０．５００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させる。よって、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ量は０．５００％以下とし、好ましくは０．４５０％以下とする。
Ｍｏは、固溶強化元素としての役割のみならず、連続焼鈍時の冷却過程でオーステナイトを安定化し、フェライトの生成を抑制できることから、鋼板の強度を上昇させる。こうした効果を得るため、Ｍｏ量は、好ましくは０．０１０％以上とし、より好ましくは０．０２０％以上とする。他方で、Ｍｏ量が０．５００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させる。よって、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏ量は０．５００％以下とし、好ましくは０．４５０％以下とする。
【0041】
Ｎｉ：０．５００％以下
Ｎｉは、連続焼鈍時の冷却過程でオーステナイトを安定化し、フェライトの生成を抑制できることから、鋼板の強度を上昇させる。こうした効果を得るため、Ｎｉ量は、好ましくは０．０１０％以上とし、より好ましくは０．０２０％以上とする。他方で、Ｎｉ量が０．５００％を超えると、鋳造工程においてスラブが脆化して割れ易くなり、生産性が著しく低下する。よって、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ量は０．５００％以下とし、好ましくは０．４５０％以下とする。
Ｎｉは、連続焼鈍時の冷却過程でオーステナイトを安定化し、フェライトの生成を抑制できることから、鋼板の強度を上昇させる。こうした効果を得るため、Ｎｉ量は、好ましくは０．０１０％以上とし、より好ましくは０．０２０％以上とする。他方で、Ｎｉ量が０．５００％を超えると、鋳造工程においてスラブが脆化して割れ易くなり、生産性が著しく低下する。よって、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ量は０．５００％以下とし、好ましくは０．４５０％以下とする。
【0042】
Ａｓ：０．５００％以下
Ａｓは、鋼板の強度を上昇させる。こうした効果を得るため、Ａｓ量は、好ましくは０．００１％以上とし、より好ましくは０．００５％以上とする。他方で、Ａｓ量が０．５００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させる。よって、Ａｓを添加する場合、Ａｓ量は０．５００％以下とし、好ましくは０．０６０％以下とする。
Ａｓは、鋼板の強度を上昇させる。こうした効果を得るため、Ａｓ量は、好ましくは０．００１％以上とし、より好ましくは０．００５％以上とする。他方で、Ａｓ量が０．５００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させる。よって、Ａｓを添加する場合、Ａｓ量は０．５００％以下とし、好ましくは０．０６０％以下とする。
【0043】
Ｓｂ：０．２００％以下
Ｓｂは、表層軟化を抑制し、鋼板の強度を上昇させる。こうした効果を得るため、Ｓｂ量は、好ましくは０．００１％以上とし、より好ましくは０．００５％以上とする。他方で、Ｓｂ量が０．２００％を超えると、鋳造工程においてスラブが脆化して割れ易くなり、生産性が著しく低下する。よって、Ｓｂを添加する場合、Ｓｂ量は０．２００％以下とし、好ましくは０．１００％以下とする。
Ｓｂは、表層軟化を抑制し、鋼板の強度を上昇させる。こうした効果を得るため、Ｓｂ量は、好ましくは０．００１％以上とし、より好ましくは０．００５％以上とする。他方で、Ｓｂ量が０．２００％を超えると、鋳造工程においてスラブが脆化して割れ易くなり、生産性が著しく低下する。よって、Ｓｂを添加する場合、Ｓｂ量は０．２００％以下とし、好ましくは０．１００％以下とする。
【0044】
Ｓｎ：０．２００％以下
Ｓｎは、表層軟化を抑制し、鋼板の強度を上昇させる。こうした効果を得るため、Ｓｎ量は、好ましくは０．００１％以上とし、より好ましくは０．００５％以上とする。他方で、Ｓｎ量が０．２００％を超えると、鋳造工程においてスラブが脆化して割れ易くなり、生産性が著しく低下する。よって、Ｓｎを添加する場合、Ｓｎ量は０．２００％以下とし、好ましくは０．１００％以下とする。
Ｓｎは、表層軟化を抑制し、鋼板の強度を上昇させる。こうした効果を得るため、Ｓｎ量は、好ましくは０．００１％以上とし、より好ましくは０．００５％以上とする。他方で、Ｓｎ量が０．２００％を超えると、鋳造工程においてスラブが脆化して割れ易くなり、生産性が著しく低下する。よって、Ｓｎを添加する場合、Ｓｎ量は０．２００％以下とし、好ましくは０．１００％以下とする。
【0045】
Ｔａ：０．１００％以下
Ｔａは、鋼板の強度を上昇させる。こうした効果を得るため、Ｔａ量は、好ましくは０．００１％以上とし、より好ましくは０．００５％以上とする。他方で、Ｔａ量が０．１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させる。よって、Ｔａを添加する場合、Ｔａ量は０．１００％以下とし、好ましくは０．０５０％以下とする。
Ｔａは、鋼板の強度を上昇させる。こうした効果を得るため、Ｔａ量は、好ましくは０．００１％以上とし、より好ましくは０．００５％以上とする。他方で、Ｔａ量が０．１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させる。よって、Ｔａを添加する場合、Ｔａ量は０．１００％以下とし、好ましくは０．０５０％以下とする。
【0046】
Ｃａ：０．０２００％以下
Ｃａは、脱酸に用いる元素であるとともに、硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上して、耐遅れ破壊特性を向上するのに有効な元素である。こうした効果を得るため、Ｃａ量は、好ましくは０．０００１％以上とする。他方で、Ｃａ量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させる。よって、Ｃａを添加する場合、Ｃａ量は０．０２００％以下とする。
Ｃａは、脱酸に用いる元素であるとともに、硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上して、耐遅れ破壊特性を向上するのに有効な元素である。こうした効果を得るため、Ｃａ量は、好ましくは０．０００１％以上とする。他方で、Ｃａ量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させる。よって、Ｃａを添加する場合、Ｃａ量は０．０２００％以下とする。
【0047】
Ｍｇ：０．０２００％以下
Ｍｇは、脱酸に用いる元素であるとともに、硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上して、耐遅れ破壊特性を向上するのに有効な元素である。こうした効果を得るため、Ｍｇ量は、好ましくは０．０００１％以上とする。他方で、Ｍｇ量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させる。よって、Ｍｇを添加する場合、Ｍｇ量は０．０２００％以下とする。
Ｍｇは、脱酸に用いる元素であるとともに、硫化物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上して、耐遅れ破壊特性を向上するのに有効な元素である。こうした効果を得るため、Ｍｇ量は、好ましくは０．０００１％以上とする。他方で、Ｍｇ量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させる。よって、Ｍｇを添加する場合、Ｍｇ量は０．０２００％以下とする。
【0048】
Ｚｎ：０．０２００％以下
Ｚｎは、介在物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上して、耐遅れ破壊特性を向上するのに有効な元素である。こうした効果を得るため、Ｚｎ量は、好ましくは０．００１０％以上とする。他方で、Ｚｎ量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させる。よって、Ｚｎを添加する場合、Ｚｎ量は０．０２００％以下とする。
Ｚｎは、介在物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上して、耐遅れ破壊特性を向上するのに有効な元素である。こうした効果を得るため、Ｚｎ量は、好ましくは０．００１０％以上とする。他方で、Ｚｎ量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させる。よって、Ｚｎを添加する場合、Ｚｎ量は０．０２００％以下とする。
【0049】
Ｃｏ：０．０２００％以下
Ｃｏは、介在物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上して、耐遅れ破壊特性を向上するのに有効な元素である。こうした効果を得るため、Ｃｏ量は、好ましくは０．００１０％以上とする。他方で、Ｃｏ量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させる。よって、Ｃｏを添加する場合、Ｃｏ量は０．０２００％以下とする。
Ｃｏは、介在物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上して、耐遅れ破壊特性を向上するのに有効な元素である。こうした効果を得るため、Ｃｏ量は、好ましくは０．００１０％以上とする。他方で、Ｃｏ量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させる。よって、Ｃｏを添加する場合、Ｃｏ量は０．０２００％以下とする。
【0050】
Ｚｒ：０．０２００％以下
Ｚｒは、介在物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上して、耐遅れ破壊特性を向上するのに有効な元素である。こうした効果を得るため、Ｚｒ量は、好ましくは０．００１０％以上とする。他方で、Ｚｒ量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させる。よって、Ｚｒを添加する場合、Ｚｒ量は０．０２００％以下とする。
Ｚｒは、介在物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上して、耐遅れ破壊特性を向上するのに有効な元素である。こうした効果を得るため、Ｚｒ量は、好ましくは０．００１０％以上とする。他方で、Ｚｒ量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させる。よって、Ｚｒを添加する場合、Ｚｒ量は０．０２００％以下とする。
【0051】
ＲＥＭ：０．０２００％以下
ＲＥＭ（Rare Earth Metal）は、介在物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上して、耐遅れ破壊特性を向上するのに有効な元素である。こうした効果を得るため、ＲＥＭ量は、好ましくは０．００１０％以上とする。他方で、ＲＥＭ量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させる。よって、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ量は０．０２００％以下とする。
ＲＥＭ（Rare Earth Metal）は、介在物の形状を球状化し、鋼板の極限変形能を向上して、耐遅れ破壊特性を向上するのに有効な元素である。こうした効果を得るため、ＲＥＭ量は、好ましくは０．００１０％以上とする。他方で、ＲＥＭ量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼の極限変形能を低下させる。よって、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ量は０．０２００％以下とする。
【0052】
鋼板の成分組成において、上記元素以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる。なお、上記任意元素について、含有量が好適な下限値より少ない場合には、本発明の効果を害さないため、上記任意元素を不可避的不純物として含むものとする。
【0053】
次に、本実施形態による鋼板の鋼組織について説明する。鋼組織は、主相としての焼戻しマルテンサイトと、所定量の残留オーステナイト、所定量のベイニティックフェライト及びフレッシュマルテンサイトの片方又は両方と、任意のフェライトと、を含む。
【0054】
焼戻しマルテンサイト：体積率で９０％以上
焼戻しマルテンサイトを主相とすることは、１４７０ＭＰａ以上のＴＳを実現するのに有用である。ＴＳを高くする観点から、焼戻しマルテンサイト量は９０％以上とする必要があり、好ましくは９２％以上とし、より好ましくは９４％以上とする。
焼戻しマルテンサイトを主相とすることは、１４７０ＭＰａ以上のＴＳを実現するのに有用である。ＴＳを高くする観点から、焼戻しマルテンサイト量は９０％以上とする必要があり、好ましくは９２％以上とし、より好ましくは９４％以上とする。
【0055】
ここで、焼戻しマルテンサイトの体積率の測定方法は、以下のとおりである。鋼板のＬ断面を研磨後、３体積％ナイタールで腐食する。Ｌ断面の板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）を、ＳＥＭを用いて２０００倍の倍率で１０視野観察し、組織画像を得る。上記の組織画像において、焼戻しマルテンサイトは、内部が微細な凹凸を有し、かつ、内部に炭化物を有する組織である。１０視野において焼戻しマルテンサイトの面積率を求め、その平均値を算出する。Ｌ断面に垂直な方向で焼戻しマルテンサイトの面積率はほぼ一定であるため、この平均値を「焼戻しマルテンサイトの体積率」とみなす。
【0056】
残留オーステナイト：体積率で１％以上７％以下
残留オーステナイト量が７％を超えると、耐遅れ破壊特性が低下する。残留オーステナイトによる耐遅れ破壊特性の低下の原因は、加工により残留オーステナイトが加工誘起マルテンサイト変態し、主相である焼戻しマルテンサイトに対して硬い組織となるためである。よって、残留オーステナイト量は７％以下とし、好ましくは６％以下とする。他方で、残留オーステナイト量は、冷却停止温度Ｔ２に依存し、冷却停止温度Ｔ２を１３０℃未満とすることは生産技術上の制約から困難である。よって、残留オーステナイト量は１％以上とし、好ましくは２％以上とする。
残留オーステナイト量が７％を超えると、耐遅れ破壊特性が低下する。残留オーステナイトによる耐遅れ破壊特性の低下の原因は、加工により残留オーステナイトが加工誘起マルテンサイト変態し、主相である焼戻しマルテンサイトに対して硬い組織となるためである。よって、残留オーステナイト量は７％以下とし、好ましくは６％以下とする。他方で、残留オーステナイト量は、冷却停止温度Ｔ２に依存し、冷却停止温度Ｔ２を１３０℃未満とすることは生産技術上の制約から困難である。よって、残留オーステナイト量は１％以上とし、好ましくは２％以上とする。
【0057】
ここで、残留オーステナイトの体積率の測定方法は、以下のとおりである。鋼板を表面から研磨して、板厚１／４位置の面を露出させる。かかる研磨の第１ステップでは、鋼板表面から、板厚１／４位置よりも０．１ｍｍだけ前記表面に近い面までは、機械研磨を行う。その後、第２ステップで、化学研磨を行って鋼板を０．１ｍｍ減厚して、板厚１／４位置の面を露出させる。露出した板厚１／４位置の面について、Ｘ線回折装置でＣｏＫα線を用いて、ｆｃｃ鉄の｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝面、及び、ｂｃｃ鉄の｛２００｝、｛２１１｝、｛２２０｝面の回折ピークの積分強度を測定する。ｆｃｃ鉄の３面とｂｃｃ鉄の３面の全組合せ（計９つ）について、積分強度比（ｆｃｃ／（ｆｃｃ＋ｂｃｃ））を求める。得られた９つの積分強度比の平均値を求めて、「残留オーステナイトの体積率」とする。
【0058】
ベイニティックフェライト及びフレッシュマルテンサイトの片方又は両方：体積率で合計３％以上９％以下
ベイニティックフェライトとフレッシュマルテンサイトの合計量が９％を超えると、耐遅れ破壊特性が低下する。ベイニティックフェライトとフレッシュマルテンサイトによる耐遅れ破壊特性の低下の原因は、どちらも主相である焼戻しマルテンサイトに対して硬度が異なる組織となるためである。よって、当該合計量は９％以下とし、好ましくは８％以下とし、より好ましくは５％以下とする。他方で、生産技術上の制約から、当該合計量は３％以上とする。
ベイニティックフェライトとフレッシュマルテンサイトの合計量が９％を超えると、耐遅れ破壊特性が低下する。ベイニティックフェライトとフレッシュマルテンサイトによる耐遅れ破壊特性の低下の原因は、どちらも主相である焼戻しマルテンサイトに対して硬度が異なる組織となるためである。よって、当該合計量は９％以下とし、好ましくは８％以下とし、より好ましくは５％以下とする。他方で、生産技術上の制約から、当該合計量は３％以上とする。
【0059】
ここで、ベイニティックフェライト及びフレッシュマルテンサイトの合計体積率の測定方法は、以下のとおりである。鋼板のＬ断面を研磨後、３体積％ナイタールで腐食する。Ｌ断面の板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）を、ＳＥＭを用いて２０００倍の倍率で１０視野観察し、組織画像を得る。上記の組織画像において、ベイニティックフェライト、フレッシュマルテンサイト、及び残留オーステナイトは、内部が微細な凹凸を有し、かつ、内部に炭化物を有しない組織である。１０視野において、これら３相の合計面積率を求め、その平均値を算出する。Ｌ断面に垂直な方向でこれら３相の合計面積率はほぼ一定であるため、この平均値を、これら３相の「合計体積率」とみなす。これら３相の合計体積率から、既述の方法で測定した残留オーステナイトの体積率を減することで、ベイニティックフェライト及びフレッシュマルテンサイトの合計体積率を求めることができる。
【0060】
フェライト：体積率で０％以上５％以下
フェライトは軟質な組織であるため、フェライト量が５％を超えると、１４７０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。よって、フェライト量は５％以下とし、好ましくは３％以下とし、より好ましくは２％以下とする。
フェライトは軟質な組織であるため、フェライト量が５％を超えると、１４７０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。よって、フェライト量は５％以下とし、好ましくは３％以下とし、より好ましくは２％以下とする。
【0061】
ここで、フェライトの体積率の測定方法は、以下のとおりである。鋼板のＬ断面を研磨後、３体積％ナイタールで腐食する。Ｌ断面の板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）を、ＳＥＭを用いて２０００倍の倍率で１０視野観察し、組織画像を得る。上記の組織画像において、フェライトは、凹部で内部が平坦な組織である。１０視野においてフェライトの面積率を求め、その平均値を算出する。Ｌ断面に垂直な方向でフェライトの面積率はほぼ一定であるため、この平均値を「フェライトの体積率」とみなす。
【0062】
残留オーステナイト中の炭素濃度：０．３５％以上
残留オーステナイト中の炭素濃度が０．３５％未満であると、鋼板の降伏の主要因が焼戻しマルテンサイトから残留オーステナイトに変化し、１１００ＭＰａ以上のＹＳを実現することが困難になる。よって、残留オーステナイト中の炭素濃度は０．３５％以上とし、好ましく０．４０％以上とする。他方で、生産技術上の制約から、残留オーステナイト中の炭素濃度は１．００％以下とすることが好ましい。
残留オーステナイト中の炭素濃度が０．３５％未満であると、鋼板の降伏の主要因が焼戻しマルテンサイトから残留オーステナイトに変化し、１１００ＭＰａ以上のＹＳを実現することが困難になる。よって、残留オーステナイト中の炭素濃度は０．３５％以上とし、好ましく０．４０％以上とする。他方で、生産技術上の制約から、残留オーステナイト中の炭素濃度は１．００％以下とすることが好ましい。
【0063】
ここで、Ｘ線回折装置でＣｏＫα線を用いた、残留オーステナイト中の炭素濃度の測定方法は、以下のとおりである。まず、オーステナイトの（２２０）面の回折ピークシフト量から式（１）により残留オーステナイトの格子定数ａを算出し、得られた残留オーステナイトの格子定数ａを式（２）に代入することにより、残留オーステナイト中の炭素濃度を算出した。
ａ＝１．７９０２１√２／ｓｉｎθ ・・・（１）
ａ＝３．５７８＋０．０００９５［Ｍｎ］＋０．０２２［Ｎ］＋０．０００６［Ｃｒ］＋０．００３１［Ｍｏ］＋０．００５１［Ｎｂ］＋０．００３９［Ｔｉ］＋０．００５６［Ａｌ］＋０．０３３［Ｃ］・・・（２）
なお、
ａ：残留オーステナイトの格子定数（Å）
θ：（２２０）面の回折ピーク角度を２で除した値（ｒａｄ）
［Ｍ］：残留オーステナイト中の元素Ｍの含有量（質量％）
である。すなわち、式（２）中の［Ｃ］が、残留オーステナイト中の炭素濃度である。ただし、本開示では、残留オーステナイト中のＣ以外の元素Ｍの含有量（質量％）は、鋼全体に占める含有量（質量％）とした。
ａ＝１．７９０２１√２／ｓｉｎθ ・・・（１）
ａ＝３．５７８＋０．０００９５［Ｍｎ］＋０．０２２［Ｎ］＋０．０００６［Ｃｒ］＋０．００３１［Ｍｏ］＋０．００５１［Ｎｂ］＋０．００３９［Ｔｉ］＋０．００５６［Ａｌ］＋０．０３３［Ｃ］・・・（２）
なお、
ａ：残留オーステナイトの格子定数（Å）
θ：（２２０）面の回折ピーク角度を２で除した値（ｒａｄ）
［Ｍ］：残留オーステナイト中の元素Ｍの含有量（質量％）
である。すなわち、式（２）中の［Ｃ］が、残留オーステナイト中の炭素濃度である。ただし、本開示では、残留オーステナイト中のＣ以外の元素Ｍの含有量（質量％）は、鋼全体に占める含有量（質量％）とした。
【0064】
引張強度ＴＳ：１４７０ＭＰａ以上１６５０ＭＰａ以下
本実施形態の鋼板は、１４７０ＭＰａ以上１６５０ＭＰａ以下の引張強度ＴＳを有する。
本実施形態の鋼板は、１４７０ＭＰａ以上１６５０ＭＰａ以下の引張強度ＴＳを有する。
【0065】
降伏強度ＹＳ：１１００ＭＰａ以上
本実施形態の鋼板は、１１００ＭＰａ以上のＹＳを有し、好ましくは１１５０ＭＰａ以上のＹＳを有し、より好ましくは１２００ＭＰａ以上のＹＳを有する。本実施形態の鋼板は、好ましくは１４７０ＭＰａ以下のＹＳを有する。
本実施形態の鋼板は、１１００ＭＰａ以上のＹＳを有し、好ましくは１１５０ＭＰａ以上のＹＳを有し、より好ましくは１２００ＭＰａ以上のＹＳを有する。本実施形態の鋼板は、好ましくは１４７０ＭＰａ以下のＹＳを有する。
【0066】
降伏比ＹＲ：０．７５以上（好適条件）
本実施形態の鋼板は、好ましくは０．７５以上のＹＲを有し、より好ましくは０．８０以上のＹＲを有する。本実施形態の鋼板は、好ましくは１．０以下のＹＲを有する。なお、ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳである。
本実施形態の鋼板は、好ましくは０．７５以上のＹＲを有し、より好ましくは０．８０以上のＹＲを有する。本実施形態の鋼板は、好ましくは１．０以下のＹＲを有する。なお、ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳである。
【0067】
本発明の一実施形態による鋼板（高強度鋼板）の製造方法は、既述の成分組成を有する非めっき鋼板を用意し、当該鋼板に所定条件で焼鈍を行う。当該焼鈍は、具体的には、当該鋼板を所定の加熱温度Ｔ１に加熱し、当該鋼板をＴ１で所定時間ｔ１だけ保持し、その後、当該鋼板を所定の冷却停止温度Ｔ２まで連続的に冷却し、当該鋼板をＴ２で所定時間ｔ２だけ保持し、その後、当該鋼板を所定の焼戻温度Ｔ３まで加熱し、当該鋼板をＴ３で所定時間ｔ３だけ保持し、その後、当該鋼板を５０℃以下に冷却することを含む。この方法により、上記の成分組成、組織、及び機械的特性を有する鋼板を好適に製造することができる。
【0068】
本実施形態において、焼鈍に供される非めっき鋼板は冷延鋼板であることが好ましい。以下に、冷延鋼板の好適な製造工程を説明する。
【0069】
まず、既述の成分組成を有する鋼スラブを製造する。鋼スラブの製造方法は特に限定されず、転炉、電気炉等を用いた公知の溶製方法を採用できる。鋼スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましい。
【0070】
続いて、鋼スラブを熱間圧延して、熱延鋼板を得る。鋼スラブを熱間圧延する方法としては、鋼スラブを加熱した後に圧延する方法、連続鋳造後に鋼スラブを加熱することなく直接圧延する方法、連続鋳造後に鋼スラブを短時間加熱して圧延する方法などが挙げられる。熱間圧延におけるスラブ加熱温度、スラブ均熱保持時間、仕上げ圧延温度、及び巻取温度は特に限定されないが、スラブ加熱温度は好ましくは１１００℃以上１３００℃以下であり、スラブ均熱保持時間は好ましくは３０分以上２５０分以下であり、仕上げ圧延温度は好ましくはＡｒ３変態点以上であり、巻取温度は好ましくは３５０℃以上６５０℃以下である。
【0071】
続いて、熱延鋼板を酸洗する。酸洗は、鋼板表面の酸化物が除去されることで、最終製品の高強度鋼板における良好なリン酸塩処理性及びめっき品質の確保に寄与する。酸洗は、一回でも良いし、複数回に分けても良い。
【0072】
続いて、熱延鋼板を冷間圧延して、冷延鋼板を得る。酸洗後のまま冷間圧延を行ってもよいし、酸洗後に熱処理を行ってから冷間圧延を行ってもよい。冷間圧延における圧下率は特に限定しないが、好ましくは３０％以上８０％以下である。なお、圧延パスの回数、各パスの圧下率については、特に限定されることなく本発明の効果を得ることができる。冷延鋼板の厚さは特に限定されないが、好ましくは０．６ｍｍ以上２．０ｍｍ以下である。
【0073】
加熱温度Ｔ１：８５０℃以上
加熱温度Ｔ１が８５０℃未満であると、フェライトとオーステナイトの二相域での焼鈍処理になるため、焼鈍後にフェライト量が５％超えとなり、１４７０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。よって、加熱温度Ｔ１は８５０℃以上（オーステナイト化温度域）とし、好ましくは８６０℃以上とする。なお、加熱温度Ｔ１の上限は特に限定されないが、生産技術上の制約から、加熱温度Ｔ１は、好ましくは１０００℃以下とする。
加熱温度Ｔ１が８５０℃未満であると、フェライトとオーステナイトの二相域での焼鈍処理になるため、焼鈍後にフェライト量が５％超えとなり、１４７０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。よって、加熱温度Ｔ１は８５０℃以上（オーステナイト化温度域）とし、好ましくは８６０℃以上とする。なお、加熱温度Ｔ１の上限は特に限定されないが、生産技術上の制約から、加熱温度Ｔ１は、好ましくは１０００℃以下とする。
【0074】
加熱温度Ｔ１での保持時間ｔ１：１０秒以上１０００秒以下
保持時間ｔ１が１０秒未満では、オーステナイト化が不十分となり、焼鈍後にフェライト量が５％超えとなり、１４７０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。よって、保持時間ｔ１は１０秒以上とし、好ましくは５０秒以上とし、より好ましくは１００秒以上とする。他方で、保持時間ｔ１が１０００秒を超えると、旧オーステナイト粒径が過剰に増大し、耐遅れ破壊特性が低下する。よって、保持時間ｔ１は１０００秒以下とし、好ましくは５００秒以下とし、より好ましくは４００秒以下とする。
保持時間ｔ１が１０秒未満では、オーステナイト化が不十分となり、焼鈍後にフェライト量が５％超えとなり、１４７０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。よって、保持時間ｔ１は１０秒以上とし、好ましくは５０秒以上とし、より好ましくは１００秒以上とする。他方で、保持時間ｔ１が１０００秒を超えると、旧オーステナイト粒径が過剰に増大し、耐遅れ破壊特性が低下する。よって、保持時間ｔ１は１０００秒以下とし、好ましくは５００秒以下とし、より好ましくは４００秒以下とする。
【0075】
加熱温度Ｔ１から５５０℃までの平均冷却速度θ１：１６℃／ｓ以上
平均冷却速度θ１が１６℃／ｓ未満では、加熱温度Ｔ１から５５０℃までの温度域でベイナイト変態が生じ、ベイニティックフェライトとフレッシュマルテンサイトの合計量が９％以上となり、耐遅れ破壊特性が低下する。よって、平均冷却速度θ１は１６℃／ｓ以上とし、好ましくは２０℃／ｓ以上とする。平均冷却速度θ１の上限は特に限定されないが、生産技術上の制約から、平均冷却速度θ１は、好ましくは３００℃／ｓ以下とする。
平均冷却速度θ１が１６℃／ｓ未満では、加熱温度Ｔ１から５５０℃までの温度域でベイナイト変態が生じ、ベイニティックフェライトとフレッシュマルテンサイトの合計量が９％以上となり、耐遅れ破壊特性が低下する。よって、平均冷却速度θ１は１６℃／ｓ以上とし、好ましくは２０℃／ｓ以上とする。平均冷却速度θ１の上限は特に限定されないが、生産技術上の制約から、平均冷却速度θ１は、好ましくは３００℃／ｓ以下とする。
【0076】
５５０℃から冷却停止温度Ｔ２までの平均冷却速度θ２：１５０℃／ｓ以下
平均冷却速度θ２が１５０℃／ｓを超えると、冷却中にマルテンサイトから残留オーステナイトへの炭素分配が阻害され、残留オーステナイト中の炭素濃度が０．３５％未満となり、その結果、鋼板の降伏の主要因が焼戻しマルテンサイトから残留オーステナイトに変化し、１１００ＭＰａ以上のＹＳを実現することが困難になる。よって、平均冷却速度θ２は１５０℃／ｓ以下とし、好ましくは１２０℃／ｓ以下とし、より好ましくは１００℃／ｓ以下とする。平均冷却速度θ２の下限は特に限定しないが、生産技術上の制約から、平均冷却速度θ２は、好ましくは５℃／ｓ以上とする。
平均冷却速度θ２が１５０℃／ｓを超えると、冷却中にマルテンサイトから残留オーステナイトへの炭素分配が阻害され、残留オーステナイト中の炭素濃度が０．３５％未満となり、その結果、鋼板の降伏の主要因が焼戻しマルテンサイトから残留オーステナイトに変化し、１１００ＭＰａ以上のＹＳを実現することが困難になる。よって、平均冷却速度θ２は１５０℃／ｓ以下とし、好ましくは１２０℃／ｓ以下とし、より好ましくは１００℃／ｓ以下とする。平均冷却速度θ２の下限は特に限定しないが、生産技術上の制約から、平均冷却速度θ２は、好ましくは５℃／ｓ以上とする。
【0077】
加熱温度Ｔ１から冷却停止温度Ｔ２までの連続冷却
一実施形態において、鋼板が加熱温度Ｔ１から冷却停止温度Ｔ２まで連続的に冷却されること、すなわち鋼板温度が漸減することが、１１００ＭＰａ以上のＹＳを実現するために必要であることがわかった。例えば、加熱温度Ｔ１から冷却停止温度Ｔ２までの温度域にて１秒以上の等温保持を行うと、１１００ＭＰａ以上のＹＳを実現することが困難となる。よって、加熱温度Ｔ１から冷却停止温度Ｔ２までの温度域にて１秒以上の等温保持は行わない。同様に、加熱温度Ｔ１から冷却停止温度Ｔ２までの温度域においての再加熱も行わない。
一実施形態において、鋼板が加熱温度Ｔ１から冷却停止温度Ｔ２まで連続的に冷却されること、すなわち鋼板温度が漸減することが、１１００ＭＰａ以上のＹＳを実現するために必要であることがわかった。例えば、加熱温度Ｔ１から冷却停止温度Ｔ２までの温度域にて１秒以上の等温保持を行うと、１１００ＭＰａ以上のＹＳを実現することが困難となる。よって、加熱温度Ｔ１から冷却停止温度Ｔ２までの温度域にて１秒以上の等温保持は行わない。同様に、加熱温度Ｔ１から冷却停止温度Ｔ２までの温度域においての再加熱も行わない。
【0078】
冷却停止温度Ｔ２：１３０℃以上１７０℃以下
冷却停止温度Ｔ２が１７０℃を超えると、残留オーステナイト量が７％を超えるため、耐遅れ破壊特性が低下する。よって、冷却停止温度Ｔ２は１７０℃以下とし、好ましくは１６０℃以下とする。他方で、生産技術上の制約から、冷却停止温度Ｔ２は１３０℃以上とし、好ましくは１４０℃以上とする。
冷却停止温度Ｔ２が１７０℃を超えると、残留オーステナイト量が７％を超えるため、耐遅れ破壊特性が低下する。よって、冷却停止温度Ｔ２は１７０℃以下とし、好ましくは１６０℃以下とする。他方で、生産技術上の制約から、冷却停止温度Ｔ２は１３０℃以上とし、好ましくは１４０℃以上とする。
【0079】
冷却停止温度Ｔ２での保持時間ｔ２：１．０秒以上２００．０秒以下
保持時間ｔ２が１．０秒未満では、マルテンサイト変態が不十分となり、残留オーステナイト量が７％を超えるため、耐遅れ破壊特性が低下する。よって、保持時間ｔ２は１．０秒以上とし、好ましくは５．０秒以上とする。他方で、保持時間ｔ２が２００．０秒を超えると、炭化物の析出量が増加するため、残留オーステナイト中の炭素濃度が０．３５％未満となり、その結果、鋼板の降伏の主要因が焼戻しマルテンサイトから残留オーステナイトに変化し、１１００ＭＰａ以上のＹＳを実現することが困難になる。よって、保持時間ｔ２は２００．０秒以下とし、好ましくは１５０．０秒以下とする。
保持時間ｔ２が１．０秒未満では、マルテンサイト変態が不十分となり、残留オーステナイト量が７％を超えるため、耐遅れ破壊特性が低下する。よって、保持時間ｔ２は１．０秒以上とし、好ましくは５．０秒以上とする。他方で、保持時間ｔ２が２００．０秒を超えると、炭化物の析出量が増加するため、残留オーステナイト中の炭素濃度が０．３５％未満となり、その結果、鋼板の降伏の主要因が焼戻しマルテンサイトから残留オーステナイトに変化し、１１００ＭＰａ以上のＹＳを実現することが困難になる。よって、保持時間ｔ２は２００．０秒以下とし、好ましくは１５０．０秒以下とする。
【0080】
冷却停止温度Ｔ２から焼戻温度Ｔ３までの平均加熱速度θ３：１０℃／ｓ以上
平均加熱速度θ３が１０℃／ｓ未満の場合、炭化物の析出量が増加するため、残留オーステナイト中の炭素濃度が０．３５％未満となり、その結果、鋼板の降伏の主要因が焼戻しマルテンサイトから残留オーステナイトに変化し、１１００ＭＰａ以上のＹＳを実現することが困難になる。また、平均加熱速度θ３が１０℃／ｓ未満の場合、ベイナイト変態が生じ、ベイニティックフェライトとフレッシュマルテンサイトの合計量が９％以上となり、耐遅れ破壊特性が低下する。よって、平均加熱速度θ３は１０℃／ｓ以上とし、好ましくは１５℃／ｓ以上とする。平均加熱速度θ３の上限は特に限定しないが、生産技術上の制約から、平均冷却速度θ３は、好ましくは２００℃／ｓ以下とする。
平均加熱速度θ３が１０℃／ｓ未満の場合、炭化物の析出量が増加するため、残留オーステナイト中の炭素濃度が０．３５％未満となり、その結果、鋼板の降伏の主要因が焼戻しマルテンサイトから残留オーステナイトに変化し、１１００ＭＰａ以上のＹＳを実現することが困難になる。また、平均加熱速度θ３が１０℃／ｓ未満の場合、ベイナイト変態が生じ、ベイニティックフェライトとフレッシュマルテンサイトの合計量が９％以上となり、耐遅れ破壊特性が低下する。よって、平均加熱速度θ３は１０℃／ｓ以上とし、好ましくは１５℃／ｓ以上とする。平均加熱速度θ３の上限は特に限定しないが、生産技術上の制約から、平均冷却速度θ３は、好ましくは２００℃／ｓ以下とする。
【0081】
焼戻温度Ｔ３：２８０℃以上３５０℃以下
焼戻温度Ｔ３が３５０℃を超えると、マルテンサイトの焼戻が過度に進行し、１４７０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。よって、焼戻温度Ｔ３は３５０℃以下とし、好ましくは３４０℃以下とする。他方で、焼戻温度Ｔ３が２８０℃未満の場合、マルテンサイトからオーステナイトへの炭素分配が不十分となり、残留オーステナイト中の炭素濃度が０．３５％未満となり、その結果、鋼板の降伏の主要因が焼戻しマルテンサイトから残留オーステナイトに変化し、１１００ＭＰａ以上のＹＳを実現することが困難になる。よって、焼戻温度Ｔ３は２８０℃以上とし、好ましくは２９０℃以上とする。
焼戻温度Ｔ３が３５０℃を超えると、マルテンサイトの焼戻が過度に進行し、１４７０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。よって、焼戻温度Ｔ３は３５０℃以下とし、好ましくは３４０℃以下とする。他方で、焼戻温度Ｔ３が２８０℃未満の場合、マルテンサイトからオーステナイトへの炭素分配が不十分となり、残留オーステナイト中の炭素濃度が０．３５％未満となり、その結果、鋼板の降伏の主要因が焼戻しマルテンサイトから残留オーステナイトに変化し、１１００ＭＰａ以上のＹＳを実現することが困難になる。よって、焼戻温度Ｔ３は２８０℃以上とし、好ましくは２９０℃以上とする。
【0082】
焼戻温度Ｔ３での保持時間ｔ３：１０秒以上１０００秒以下
保持時間ｔ３が１０ｓ未満では、焼戻温度Ｔ３でのベイナイト変態が進行せず、残留オーステナイト量が７％を超えるため、耐遅れ破壊特性が低下する。よって、保持時間ｔ３は１０秒以上とし、好ましくは５０秒以上とし、より好ましくは１００秒以上とする。他方で、保持時間ｔ３が１０００秒を超えると、マルテンサイトの焼戻が過度に進行し、１４７０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。よって、保持時間ｔ３は１０００秒以下とし、好ましくは８００秒以下とし、より好ましくは６００秒以下とする。
保持時間ｔ３が１０ｓ未満では、焼戻温度Ｔ３でのベイナイト変態が進行せず、残留オーステナイト量が７％を超えるため、耐遅れ破壊特性が低下する。よって、保持時間ｔ３は１０秒以上とし、好ましくは５０秒以上とし、より好ましくは１００秒以上とする。他方で、保持時間ｔ３が１０００秒を超えると、マルテンサイトの焼戻が過度に進行し、１４７０ＭＰａ以上のＴＳを実現することが困難になる。よって、保持時間ｔ３は１０００秒以下とし、好ましくは８００秒以下とし、より好ましくは６００秒以下とする。
【0083】
鋼板を５０℃以下に冷却する
鋼板を焼戻温度Ｔ３に保持した後は、鋼板を５０℃以下、好ましくは室温程度に冷却する。この冷却の方法及び条件は、特に限定されない。
鋼板を焼戻温度Ｔ３に保持した後は、鋼板を５０℃以下、好ましくは室温程度に冷却する。この冷却の方法及び条件は、特に限定されない。
【0084】
諸実施形態では、その後、鋼板に伸長率０．１％以上の調質圧延を施す。これにより、炭素濃度が低い残留オーステナイトが加工誘起マルテンサイト変態するため、残留オーステナイト中の炭素濃度が増加し、ＹＳが向上する。よって、調質圧延を施す場合は、伸長率を０．１％以上とすることが好ましい。伸長率の上限は特に限定されないが、伸長率が高すぎてもＹＳ向上の効果が飽和する。また、製造設備上の制約の観点から、伸長率は１．０％以下とすることが好ましい。
【実施例】
【0085】
表１に示す成分組成（残部はＦｅ及び不可避的不純物）を有する鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。
【0086】
【表1】
【0087】
次いで、得られたスラブを加熱して、熱間圧延後に酸洗処理を施した後、冷間圧延を施して、冷延鋼板を得た。次いで、表２に示す条件で冷延鋼板を焼鈍し、その後室温に冷却して、高強度鋼板を得た。なお、一部の比較例では、加熱温度Ｔ１から冷却停止温度Ｔ２までの間で、表２に記載の中間保持温度で、表２に記載の中間保持時間だけ保持した。一部の発明例では、鋼板を室温まで冷却後、表２の「ＳＫＰ」欄に示す伸長率で鋼板に調質圧延を施した。
【0088】
【表2】
【0089】
以上のようにして得られた各例の高強度鋼板について、既述の方法に従って、焼戻しマルテンサイトの体積率、残留オーステナイトの体積率、ベイニティックフェライトとフレッシュマルテンサイトの合計体積率、フェライトの体積率、及び残留オーステナイト中の炭素濃度を求めた。結果を表３に示す。
【0090】
【表3】
【0091】
また、各例の高強度鋼板を、以下の引張試験及び耐遅れ破壊特性の評価に供した。
【0092】
［引張試験］
圧延方向に垂直な方向が試験片の長手となるように、各例の高強度鋼板からＪＩＳ５号試験片（標点距離５０ｍｍ、平行部幅２５ｍｍ）を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って引張試験を実施した。クロスヘッド速度が１．６７×１０－１ｍｍ／ｓの条件で引張試験を行い、ＹＳ及びＴＳを測定した。なお、本発明では、ＴＳは１４７０ＭＰａ以上１６５０ＭＰａ以下を合格と判断した。ＹＳは１１００ＭＰａ未満のものを「×」、１１００ＭＰａ以上１２００ＭＰａ未満のものを「○」、１２００ＭＰａ以上のものを「◎」と評価し、ＹＳが１１００ＭＰａ以上のものを優れていると判断した。また、ＹＳ及びＴＳから降伏比ＹＳを計算し、表３に示した。
圧延方向に垂直な方向が試験片の長手となるように、各例の高強度鋼板からＪＩＳ５号試験片（標点距離５０ｍｍ、平行部幅２５ｍｍ）を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って引張試験を実施した。クロスヘッド速度が１．６７×１０－１ｍｍ／ｓの条件で引張試験を行い、ＹＳ及びＴＳを測定した。なお、本発明では、ＴＳは１４７０ＭＰａ以上１６５０ＭＰａ以下を合格と判断した。ＹＳは１１００ＭＰａ未満のものを「×」、１１００ＭＰａ以上１２００ＭＰａ未満のものを「○」、１２００ＭＰａ以上のものを「◎」と評価し、ＹＳが１１００ＭＰａ以上のものを優れていると判断した。また、ＹＳ及びＴＳから降伏比ＹＳを計算し、表３に示した。
【0093】
［耐遅れ破壊特性の評価］
耐遅れ破壊特性評価は浸漬試験にて行った。圧延方向に垂直な方向を長手として、各例の高強度鋼板を３０ｍ×１１０ｍｍにせん断し、ボルトを通す穴を空けることで試験片を作製した。せん断時のレーキ角は０°と統一し、せん断クリアランスは５、１０、１５、２０、２５、３０、３５％と変化させた。先端の曲率半径１０ｍｍの９０°Ｖ曲げポンチ及びダイスで試験片を曲げ加工後、ボルトにより試験片頂点部に１０００ＭＰａの応力を負荷した。応力が負荷された状態の試験片を２５℃、ｐＨ３の塩酸中に１００時間浸漬した。割れが生じないせん断クリアランス範囲が１０％未満のものを「×」、１０％以上１５％未満のものを「○」、割れが生じないせん断クリアランス範囲が１５％以上のものを「◎」と評価した。割れが生じないせん断クリアランス範囲が１０％以上のものを耐遅れ破壊特性に優れることとした。
耐遅れ破壊特性評価は浸漬試験にて行った。圧延方向に垂直な方向を長手として、各例の高強度鋼板を３０ｍ×１１０ｍｍにせん断し、ボルトを通す穴を空けることで試験片を作製した。せん断時のレーキ角は０°と統一し、せん断クリアランスは５、１０、１５、２０、２５、３０、３５％と変化させた。先端の曲率半径１０ｍｍの９０°Ｖ曲げポンチ及びダイスで試験片を曲げ加工後、ボルトにより試験片頂点部に１０００ＭＰａの応力を負荷した。応力が負荷された状態の試験片を２５℃、ｐＨ３の塩酸中に１００時間浸漬した。割れが生じないせん断クリアランス範囲が１０％未満のものを「×」、１０％以上１５％未満のものを「○」、割れが生じないせん断クリアランス範囲が１５％以上のものを「◎」と評価した。割れが生じないせん断クリアランス範囲が１０％以上のものを耐遅れ破壊特性に優れることとした。
【0094】
表３から明らかなとおり、本発明例では、ＴＳが１４７０ＭＰａ以上１６５０ＭＰａ以下、ＹＳが１１００ＭＰａ以上、かつ、耐遅れ破壊特性に優れている。一方、比較例では、ＴＳ、ＹＳ、及び耐遅れ破壊特性のいずれか一つ以上が劣っている。
【産業上の利用可能性】
【0095】
本発明の高強度鋼板は、自動車用部品等の構造部材として好適に用いることができ、車体軽量化による燃費向上に寄与する。
【国際調査報告】