WO2024162176A1 - 鋼板、部材およびそれらの製造方法 - Google Patents

鋼板、部材およびそれらの製造方法 Download PDF

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大洋 浅川
潤也 戸畑
英之 木村
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to steel plates, such as high-strength steel plates for cold press forming, which are used in automobiles and the like after undergoing cold press forming, components using such steel plates, and methods for manufacturing them.
  • Steel sheets used in these automotive frame parts are required to have excellent formability. As the strength of steel sheets increases, press forming becomes more difficult, so they are particularly required to have excellent bending formability.
  • delayed fracture may occur due to increased residual stress within the parts or deterioration of the delayed fracture resistance properties of the steel plate itself.
  • delayed fracture refers to a phenomenon in which, when a part is placed in a hydrogen intrusion environment while high stress is applied to the part, hydrogen penetrates into the steel plate that constitutes the part, reducing the interatomic bonding strength and causing localized deformation, resulting in microcracks, which then propagate and lead to fracture.
  • Patent Document 1 describes a steel containing, in mass %, C: 0.13% to 0.40%, Si: 0.02% to 1.5%, Mn: 0.4% to 1.7%, P: 0.030%, S: 0.0002% to less than 0.0010%, sol.
  • a high-strength steel plate having excellent resistance to delayed fracture, characterized in that it has a component composition containing Al: 0.01% or more and 0.20% or less, N: 0.0055% or less, O: 0.0025% or less, Nb: 0.002% or more and 0.035% or less, and Ti: 0.002% or more and 0.040% or less so as to satisfy formulas (1) and (2), with the balance being Fe and unavoidable impurities, and a steel structure in which the area ratio of martensite and bainite to the entire structure is 95% or more and 100% or less in total, the balance being composed of one or both of ferrite and retained austenite, the average grain size of prior austenite grains exceeding 5 ⁇ m, the following conditions are satisfied, and inclusion groups having a major axis length of 20 to 80 ⁇ m are present at 5 pieces/mm2 or less , and the tensile strength is 1320 MPa or more. [%Ti]+[%Nb]>0.007 (1) [%Ti]+
  • Patent Document 2 also describes a steel containing, by mass%, C: 0.05 to 0.30%, Si: 2.0% or less (including 0%), Mn: more than 0.1% and 2.8% or less, P: 0.1% or less, S: 0.005% or less, N: 0.01% or less, Al: 0.01 to 0.50% or less, and one or more of Nb, Ti, and Zr, each of which is 0.01% or more in total, and [%C] - [%Nb] / 92.9 ⁇ 12 - [%
  • the present invention discloses a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent hydrogen embrittlement resistance and workability, characterized in that the steel sheet contains 50% or more (including 100%) of tempered martensite by area ratio, with the remainder being made of iron and unavoidable impurities, and has a structure with the remainder being made of ferrite, and the distribution state of precipitates in the tempered martensite is such that there are 20 or more precipitates with a circle equivalent diameter of 1 to 10 n
  • the present invention has been made to solve these problems, and aims to provide steel plates, components, and methods for manufacturing the same that have a tensile strength of 1470 MPa or more (TS ⁇ 1470 MPa) and that combine excellent bending formability with excellent delayed fracture resistance.
  • excellent bend formability refers to a state in which the bend formability is judged to be excellent based on the following evaluation.
  • a JIS No. 3 test piece with the longitudinal direction perpendicular to the rolling direction (coil width direction) is taken from each steel plate, and a 90° V-bend test is performed by the V-block method in accordance with the provisions of JIS Z 2248 (2022) while changing the bending radius.
  • the bendability is evaluated based on the value (R/t) obtained by dividing the minimum bending radius R at which a crack of 0.3 mm or more does not occur on the surface of the test piece by the plate thickness t.
  • the direction of the bend ridge is parallel to the rolling direction.
  • Steel plates having an R/t ratio of 3.0 or less are judged to have excellent bendability.
  • excellent delayed fracture resistance means that the material is judged to have excellent delayed fracture resistance based on the following evaluation.
  • a rectangular test piece is taken from the obtained steel sheet (coil) at a position 1/4 of the coil width from the widthwise end, with a dimension of 100 mm in the direction perpendicular to the rolling and 30 mm in the rolling direction.
  • the end surface on the long side having a length of 100 mm is cut out by shearing, and then while in the sheared state (without performing machining to remove burrs), it is bent so that the burrs are on the outer periphery of the bend.
  • the test piece is fixed with bolts while maintaining the shape of the test piece at the time of bending.
  • the clearance of the shear processing is 13%, and the rake angle is 1°.
  • the bending processing is performed so that the tip bending radius is 10 mm and the angle of the inner apex of the bending is 90 degrees (V-bend).
  • the punch used has a tip radius equal to the tip bending radius R and is U-shaped (the tip R portion is semicircular and the punch body has a thickness of 2R), and the die used has a corner R of 30 mm.
  • the depth to which the punch pushes the steel plate is adjusted to form the tip bending angle (the angle at the inner side of the bending apex) to 90 degrees (V-shape).
  • the test piece is clamped and tightened with a hydraulic jack so that the distance between the flange ends of the straight pieces during bending is the same as when they were bent (so as to cancel out the opening of the straight pieces due to springback), and the bolts are fastened in this state.
  • the bolts are fixed through elliptical holes (minor axis 10 mm, major axis 15 mm) that have been provided in advance 10 mm inside from the short edge of the rectangular test piece.
  • the temperature of the solution is 20°C, and the amount of liquid per cm3 of the surface area of the test specimen is 20 ml. (4) After 24 hours, the presence or absence of visually observable cracks (length 1 mm or more) is confirmed. If no cracks are observed, it is determined that the delayed fracture resistance is excellent.
  • the present inventors have conducted extensive research to solve the above problems and have found that delayed fracture resistance can be significantly improved by satisfying all of the following conditions: i) The area ratio of martensite is 85% or more and less than 95%. ii) The area ratio of the retained austenite to the entire structure is 5% to 15%. iii) The number density A of precipitates having an equivalent circle diameter of 500 nm or more satisfies the following condition: A (pcs/ mm2 ) ⁇ 8.5 ⁇ 105 ⁇ [B] Here, [B] represents the B content (mass %).
  • the present invention has been completed through further investigation based on the above findings, and the gist of the present invention is as follows.
  • C 0.15% or more and 0.45% or less
  • Si 0.3% or more and 2.0% or less
  • Mn 1.7% or more and 4.0% or less
  • P 0.10% or less
  • S 0.01% or less
  • Al 0.50% or less
  • N 0.010% or less
  • B Contains 0.0008% or more and 0.0100% or less
  • the balance is Fe and unavoidable impurities.
  • the area ratio of martensite to the entire structure is 85% or more and less than 95%
  • the steel has a steel structure in which the area ratio of retained austenite to the entire structure is 5% to 15%.
  • [B] represents the B content (mass %).
  • the component composition further includes, in mass%, Cu: 1.00% or less, Cr: 1.00% or less, Nb: 0.10% or less, Ti: 0.10% or less, V: 0.50% or less, Mo: 0.50% or less, Ni: 1.00% or less, Sb: 0.10% or less, Sn: 0.10% or less, As: 0.10% or less, Ta: 0.10% or less, Ca: 0.020% or less, Mg: 0.020% or less, Zn: 0.020% or less, Co: 0.020% or less, Zr: 0.020% or less, W: 0.020% or less, REM: 0.020% or less.
  • Hot finish rolling is performed under the conditions of a residence time at 900 to 1000 ° C of 20 seconds or more and 150 seconds or less and a finish rolling temperature of 850 ° C or more, Cooling is performed at an average cooling rate of 40° C./sec or more in the range from the finish rolling temperature to 650° C., Thereafter, the hot-rolled steel sheet is obtained by coiling the steel sheet at a coiling temperature of 650°C or less.
  • the hot-rolled steel sheet is cold-rolled at a rolling reduction of 40% or more to obtain a cold-rolled steel sheet;
  • the annealing temperature is set to 830 to 950 ° C., and the cold-rolled steel sheet is heated from 400 ° C.
  • a method for manufacturing a component comprising a step of subjecting the steel plate according to any one of [1] to [3] to at least one of forming and joining to form a component.
  • the present invention provides high-strength steel plates, components, and methods for manufacturing the same that are excellent in bending formability and delayed fracture resistance.
  • the steel sheet of the present invention has a composition containing, by mass%, C: 0.15% to 0.45%, Si: 0.3% to 2.0%, Mn: 1.7% to 4.0%, P: 0.10% or less, S: 0.01% or less, sol.Al: 0.50% or less, N: 0.010% or less, B: 0.0008% to 0.0100% or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities, has a steel structure in which the area ratio of martensite to the entire structure is 85% to less than 95%, and the area ratio of retained austenite to the entire structure is 5% to 15%, and the number density A of precipitates having a circle equivalent diameter of 500 nm or more satisfies the following formula (1).
  • [B] represents the B content (mass %).
  • C 0.15% or more and 0.45% or less C is contained to increase the strength of martensite and obtain a tensile strength of 1470 MPa or more (hereinafter also referred to as TS ⁇ 1470 MPa). Therefore, in order to obtain a desired TS, the C content is set to 0.15% or more. From the viewpoint of reducing the weight of automotive frame parts by increasing the strength, the C content is preferably 0.20% or more, more preferably 0.25% or more. On the other hand, if C is added excessively, C is concentrated and stabilized in austenite, and residual austenite is excessively generated, deteriorating the delayed fracture resistance. Therefore, the C content is set to 0.45% or less. The C content is preferably 0.40% or less, and more preferably 0.35% or less.
  • Si 0.3% or more and 2.0% or less Si suppresses the formation of cementite, and suppresses the decrease in strength and the deterioration of delayed fracture resistance. In addition, Si suppresses the formation of cementite and promotes the formation of retained austenite, thereby improving bendability. Therefore, the Si content is set to 0.3% or more. The Si content is preferably 0.5% or more. On the other hand, excessive addition of Si leads to deterioration of delayed fracture resistance due to segregation of Si. Therefore, the Si content is set to 2.0% or less. The Si content is preferably 1.8% or less, and more preferably 1.5% or less.
  • Mn 1.7% or more and 4.0% or less Mn is an element effective for improving the hardenability of steel.
  • the Mn content is set to 1.7% or more.
  • the Mn content is preferably 2.3% or more.
  • the Mn content is set to 4.0% or less, and preferably, the Mn content is set to 3.2% or less.
  • P 0.10% or less P segregates at grain boundaries and reduces grain boundary strength, which leads to deterioration of delayed fracture resistance. Therefore, the P content is set to 0.10% or less.
  • the P content is preferably 0.05% or less, more preferably 0.02% or less, and further preferably 0.01% or less. There is no lower limit for the P content, but the lower limit that is currently industrially feasible is 0.002%. Therefore, the P content is preferably set to 0.002% or more.
  • S 0.01% or less S forms coarse inclusions with Mn, which become the starting point of delayed fracture, leading to deterioration of delayed fracture resistance. Therefore, the S content is set to 0.01% or less.
  • the S content is preferably 0.003% or less, more preferably 0.0015% or less, and further preferably 0.0008% or less. There is no lower limit, but the lower limit currently industrially feasible is 0.0002%. Therefore, the S content is preferably set to 0.0002% or more.
  • Sol. Al 0.50% or less Al is contained to perform sufficient deoxidation and reduce inclusions in steel. Although there is no particular lower limit for sol. Al, in order to perform stable deoxidation, it is desirable to set the sol. Al content to 0.005% or more. The sol. Al content is more preferably 0.01% or more, and further preferably 0.02% or more. On the other hand, if the sol. Al content exceeds 0.50%, the cementite generated during coiling is difficult to dissolve in the annealing process, the number density A of the precipitates cannot be set within a desired range, and the delayed fracture resistance is significantly deteriorated. Therefore, the sol. Al content is set to 0.50% or less. The sol. Al content is preferably 0.20% or less, and more preferably 0.05% or less.
  • N 0.010% or less N forms precipitates such as AlN, which become the starting point of delayed fracture, leading to deterioration of delayed fracture resistance.
  • N when N exceeds 0.010%, the number density A of the precipitates cannot be set within the desired range, and delayed fracture resistance is significantly deteriorated. Therefore, the N content is set to 0.010% or less.
  • the N content is preferably 0.005% or less.
  • the lower limit is not specified, the lower limit that is currently industrially feasible is 0.0006%. Therefore, the N content is preferably set to 0.0006% or more.
  • B 0.0008% or more and 0.0100% or less B is an element that improves the hardenability of steel, and has the effect of generating a predetermined area ratio of martensite even with a small Mn content.
  • B segregates at grain boundaries to increase the bonding strength of the grain boundaries and suppresses the segregation of P that reduces grain boundary strength.
  • the B content is set to 0.0008% or more.
  • the B content is preferably 0.0015% or more, and more preferably 0.0020% or more.
  • it has been found that excessive addition of B leads to the formation of Fe 23 (C, B) 6 and BN, which become the starting point of delayed fracture, and thus rather reduces the delayed fracture resistance.
  • the B content is set to 0.0100% or less.
  • the B content is preferably 0.0080% or less, and more preferably 0.0060% or less.
  • the composition of the steel plate in the present invention contains the above-mentioned elemental elements as the basic components, with the balance being iron (Fe) and unavoidable impurities.
  • the steel plate of the present invention has a composition containing the above-mentioned basic components, with the balance being iron (Fe) and unavoidable impurities.
  • Cu 1.00% or less
  • Cu has the effect of improving the corrosion resistance of the steel sheet, reducing hydrogen penetration into the steel sheet, and improving delayed fracture resistance.
  • the Cu content is desirably 0.01% or more.
  • the Cu content is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.10% or more.
  • the Cu content is set to 1.00% or less.
  • the Cu content is preferably 0.50% or less, and more preferably 0.30% or less.
  • Cr 1.00% or less
  • Cr is an element effective in improving the hardenability of steel. Cr can be added to stably obtain a desired structure. Although the lower limit of the Cr content is not particularly specified, in order to obtain such an effect, the Cr content is desirably 0.01% or more. The Cr content is more preferably 0.05% or more, and further preferably 0.10% or more. On the other hand, if Cr is added in excess, the dissolution of cementite during annealing is delayed, and a large amount of undissolved cementite remains, making it impossible to set the number density A of precipitates within a desired range, and the delayed fracture resistance is deteriorated. Therefore, when Cr is contained, the Cr content is set to 1.00% or less. The Cr content is preferably 0.50% or less, and more preferably 0.30% or less.
  • Nb 0.10% or less Nb forms fine precipitates such as NbC in steel, and has the effect of refining the prior austenite grain size through a pinning effect, thereby improving delayed fracture resistance.
  • the Nb content is desirably 0.005% or more.
  • the Nb content is preferably 0.01% or more.
  • the Nb content is set to 0.10% or less.
  • the Nb content is preferably 0.08% or less, and more preferably 0.06% or less.
  • V 0.50% or less
  • V has the effect of generating fine carbides containing V that become hydrogen trapping sites, thereby improving delayed fracture resistance.
  • the prior austenite grain size is refined by the pinning effect, thereby improving delayed fracture resistance.
  • the V content is desirably 0.003% or more.
  • the V content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.03% or more.
  • V content is set to 0.50% or less.
  • the V content is preferably 0.20% or less, more preferably 0.10% or less, and further preferably 0.06% or less.
  • Mo 0.50% or less Mo has the effect of generating fine carbides containing Mo that become hydrogen trapping sites, thereby improving delayed fracture resistance.
  • the prior austenite grain size is refined by the pinning effect, thereby improving delayed fracture resistance.
  • the Mo content is desirably 0.003% or more.
  • the Mo content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.03% or more.
  • Mo content is set to 0.50% or less.
  • the Mo content is preferably 0.20% or less, and more preferably 0.10% or less.
  • Ni 1.00% or less
  • Ni has the effect of improving the corrosion resistance of the steel sheet, suppressing hydrogen penetration into the steel sheet, and improving delayed fracture resistance.
  • Ni is also an element effective in improving the hardenability of the steel, and can be added to stably obtain a desired structure.
  • the Ni content is desirably 0.01% or more.
  • the Ni content is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.10% or more.
  • the Ni content is set to 1.00% or less.
  • the Ni content is preferably 0.50% or less, and more preferably 0.30% or less.
  • Sb 0.10% or less Sb suppresses oxidation and nitridation of the surface layer of the steel sheet, and contributes to increasing strength and improving delayed fracture resistance.
  • the Sb content is desirably 0.002% or more.
  • the Sb content is preferably 0.004% or more, and more preferably 0.006% or more.
  • the Sb content is set to 0.10% or less.
  • the Sb content is preferably 0.05% or less, and more preferably 0.02% or less.
  • Sn 0.10% or less Sn suppresses oxidation and nitridation of the surface layer of the steel sheet, and contributes to increasing strength and improving delayed fracture resistance.
  • the Sn content is desirably 0.002% or more.
  • the Sn content is preferably 0.004% or more, and more preferably 0.006% or more.
  • the Sn content is set to 0.10% or less.
  • the Sn content is preferably 0.05% or less, and more preferably 0.02% or less.
  • the As content is desirably 0.002% or more.
  • the As content is preferably 0.004% or more, and more preferably 0.006% or more.
  • the As content is set to 0.10% or less.
  • the As content is preferably 0.05% or less, and more preferably 0.02% or less.
  • Ta 0.10% or less Ta has the effect of increasing the strength of steel.
  • the Ta content is desirably 0.002% or more.
  • the Ta content is preferably 0.004% or more, and more preferably 0.006% or more.
  • the Ta content is set to 0.10% or less.
  • the Ta content is preferably 0.05% or less, and more preferably 0.02% or less.
  • Mg 0.020% or less Mg reduces the starting points of delayed fracture by making the shape of sulfides spheroidal, thereby improving delayed fracture resistance.
  • the Mg content is desirably 0.0002% or more.
  • the Mg content is preferably 0.001% or more, and more preferably 0.003% or more.
  • the Mg content is set to 0.020% or less.
  • the Mg content is preferably 0.015% or less, and more preferably 0.010% or less.
  • Zn 0.020% or less Zn improves delayed fracture resistance by refining the prior austenite grain size and spheroidizing the inclusion shape.
  • the Zn content is desirably 0.001% or more.
  • the Zn content is preferably 0.003% or more.
  • the Zn content is set to 0.020% or less.
  • the Zn content is preferably 0.015% or less, and more preferably 0.010% or less.
  • Co 0.020% or less Co improves delayed fracture resistance by refining the prior austenite grain size and spheroidizing the inclusion shape.
  • the Co content is desirably 0.001% or more.
  • the Co content is preferably 0.003% or more.
  • the Co content is set to 0.020% or less.
  • the Co content is preferably 0.015% or less, and more preferably 0.010% or less.
  • Zr 0.020% or less Zr improves delayed fracture resistance by refining the prior austenite grain size and spheroidizing the inclusion shape.
  • the Zr content is desirably 0.001% or more.
  • the Zr content is preferably 0.003% or more.
  • the Zr content is set to 0.020% or less.
  • the Zr content is preferably 0.015% or less, and more preferably 0.010% or less.
  • W 0.020% or less W improves delayed fracture resistance by refining the prior austenite grain size through the formation of precipitates.
  • the W content is desirably 0.001% or more.
  • the W content is preferably 0.003% or more.
  • the W content is set to 0.020% or less.
  • the W content is preferably 0.015% or less, and more preferably 0.010% or less.
  • the REM content is desirably 0.0002% or more.
  • the REM content is preferably 0.001% or more, and more preferably 0.003% or more.
  • the REM content is set to 0.020% or less.
  • the REM content is preferably 0.015% or less, and more preferably 0.010% or less.
  • REM refers to scandium (Sc) with atomic number 21, yttrium (Y) with atomic number 39, and lanthanoids from lanthanum (La) with atomic number 57 to lutetium (Lu) with atomic number 71.
  • the REM concentration in the present invention refers to the total content of one or more elements selected from the above-mentioned REM.
  • the REM is not particularly limited, but is preferably La and/or Ce.
  • the steel structure of the steel plate of the present invention has the following configuration.
  • (Configuration 1) The area ratio of martensite to the entire structure is 85% or more and less than 95%, and the area ratio of retained austenite to the entire structure is 5% or more and 15% or less.
  • (Configuration 2) The number density A of precipitates having an equivalent circle diameter of 500 nm or more satisfies the following formula (1).
  • [B] represents the B content (mass %).
  • (Configuration 1) Area ratio of martensite to the entire structure is 85% or more and less than 95%, and area ratio of retained austenite to the entire structure is 5% or more and 15% or less.
  • the area ratio of martensite needs to be 85% or more.
  • the area ratio of martensite is preferably 88% or more. It has also been found that by forming martensite as the main phase and retaining austenite at an area ratio of 5% to 15%, excellent delayed fracture resistance and excellent bending formability can be obtained.
  • the area ratio of martensite is less than 95%, and the area ratio of retained austenite is 5% or more.
  • the area ratio of martensite is preferably less than 93%, and the area ratio of retained austenite is preferably 7% or more.
  • the area ratio of the retained austenite is set to 15% or less.
  • the area ratio of the retained austenite is preferably 12% or less.
  • the balance is preferably composed of ferrite, pearlite, and bainite. Other than these structures, trace amounts of carbides, sulfides, nitrides, and oxides may be used.
  • the area ratio of the balance structure is 10% or less, preferably 5% or less, and more preferably 3% or less.
  • the balance structure may be 0%, i.e., the steel structure may consist of martensite and retained austenite. Martensite also includes martensite that has undergone self-tempering during continuous cooling, and also includes martensite that has not undergone tempering by residence at approximately 150° C. or higher for a certain period of time.
  • the number density A of the precipitates is preferably A (particles/mm 2 ) ⁇ 6.5 ⁇ 10 5 ⁇ [B], and more preferably A (particles/mm 2 ) ⁇ 5.0 ⁇ 10 5 ⁇ [B].
  • the lower limit of A is not particularly limited, and A may be 0, or A (pieces/mm 2 ) ⁇ 0.5 ⁇ 10 5 ⁇ [B].
  • the method for measuring each component in the above steel structure will be described below.
  • the area ratios of martensite, bainite and ferrite are measured by polishing an L-section of a steel plate (a section parallel to the rolling direction and perpendicular to the steel plate surface (hereinafter also referred to as a perpendicular section parallel to the rolling direction)) and corroding it with nital, observing four fields of view in a range of 50 ⁇ m ⁇ 65 ⁇ m at a magnification of 2000 times with an SEM at a position 1 ⁇ 4 thickness from the steel plate surface, and performing image analysis on the photographed structure.
  • martensite and bainite refer to structures that appear gray or white in SEM.
  • ferrite is a region that appears in black contrast in SEM. Note that martensite and bainite contain trace amounts of carbides, nitrides, sulfides and oxides inside, but since it is difficult to exclude these, the area ratio of the region including these is taken as the area ratio.
  • bainite has the following characteristics. That is, it has an aspect ratio of 2.5 or more, has a plate-like form, and is a slightly black structure compared to martensite.
  • the width of the above plates is 0.3 to 1.7 ⁇ m.
  • the distribution density of carbides with diameters of 10 to 200 nm inside bainite is 0 to 3 pieces/ ⁇ m2 .
  • the surface 200 ⁇ m of the steel plate is chemically polished with oxalic acid, and the plate surface is measured using the X-ray diffraction intensity method. Calculations are made from the integrated intensities of the (200) ⁇ , (211) ⁇ , (220) ⁇ , (200) ⁇ , (220) ⁇ , and (311) ⁇ diffraction peaks measured using Mo-K ⁇ radiation.
  • the number density A of precipitates having a circle equivalent diameter of 500 nm or more is obtained by polishing the L cross section (vertical cross section parallel to the rolling direction) of the steel sheet, and then continuously photographing a 2 mm 2 region with an SEM in the region from the 1/5 position to the 4/5 position of the sheet thickness of the steel sheet, that is, the region from the 1/5 position of the sheet thickness from the surface of the steel sheet to the 4/5 position, sandwiching the center of the sheet thickness, and counting the number of such precipitates from the photographed SEM photographs.
  • the magnification of the photograph is 2000 times. When performing a component analysis of each inclusion particle, each inclusion particle is magnified 10000 times to analyze the above precipitates.
  • the precipitates having a circle equivalent diameter of 500 nm or more are precipitates containing B such as Fe 23 (C, B) 6 , and the presence or absence of a peak of B is examined by elemental analysis by energy dispersive X-ray spectroscopy (EDS) with an acceleration voltage of 3 kV, and when a peak of B is present, it is evaluated that the above precipitates are present.
  • the circle equivalent diameter refers to the diameter of a perfect circle having the area of each precipitate calculated from an SEM photograph.
  • the tensile strength can be measured by cutting a JIS No. 5 tensile test piece at the 1/4 position of the coil width so that the longitudinal direction is perpendicular to the rolling direction, and conducting a tensile test in accordance with JIS Z2241 (2022).
  • the steel sheet of the present invention may be a steel sheet having a plating layer on the surface.
  • the plating layer may be Zn plating or plating of another metal. It may also be either a hot-dip plating layer or an electroplating layer.
  • the method for producing a steel sheet of the present invention comprises holding a steel slab having the above-mentioned composition at a heating holding temperature of 1100°C or higher for 30 minutes or more at a slab surface temperature, then hot finish rolling the slab under conditions of a residence time at 900-1000°C of 20 to 150 seconds and a finish rolling temperature of 850°C or higher, cooling the slab at an average cooling rate of 40°C/sec or higher in the range from the finish rolling temperature to 650°C, and then coiling the slab at a coiling temperature of 650°C or lower to produce a hot-rolled steel sheet, and reducing the heat loss of the hot-rolled steel sheet by 40% or more.
  • This method for producing a steel sheet includes cold rolling at a rolling reduction ratio to produce a cold-rolled steel sheet, annealing at an annealing temperature of 830 to 950°C, heating the cold-rolled steel sheet from 400°C to the annealing temperature at an average heating rate of 1.0°C/second or more and holding the annealing temperature for 600 seconds or less, and then cooling the cold-rolled steel sheet from the annealing temperature to a cooling stop temperature of 150 to 250°C at an average cooling rate of 10°C/second or more, heating from the cooling stop temperature to a reheating holding temperature of 250 to 450°C, and holding the reheating holding temperature for 20 to 1500 seconds.
  • the temperature specified in each step refers to the surface temperature of the slab (steel slab) or steel plate.
  • Hot rolling Heating holding temperature slab surface temperature of 1100°C or more Heating holding time: 30 minutes or more
  • the steel slab is held at a heating holding temperature (slab heating holding temperature) of 1100°C or more at the slab surface temperature for 30 minutes or more to promote solid solution of precipitates such as B-based precipitates, and reduce the size and number of precipitates.
  • the heating holding temperature is preferably 1200°C or more.
  • the heating holding temperature is preferably 1250°C or less.
  • the time for which the slab is held at the heating temperature (holding time (slab heating holding time)) is preferably 40 minutes or more.
  • the holding time is preferably 50 minutes or less.
  • Residence time at 900 to 1000°C 20 seconds or more and 150 seconds or less
  • the slab is retained at 900 to 1000°C for 20 seconds or more and 150 seconds or less.
  • Increasing the residence time in the temperature range of 900 to 1000°C generates precipitates mainly composed of BN, which coarsen the precipitates.
  • the precipitates generated in these temperature ranges are difficult to dissolve by annealing heating, and the amount of dissolved B after annealing is reduced.
  • the residence time exceeds 150 seconds, it is not possible to obtain an amount of dissolved B effective in suppressing delayed fracture. Therefore, the residence time is 150 seconds or less, preferably 120 seconds or less, and more preferably 100 seconds or less.
  • the retention time is less than 20 seconds, the texture may become non-uniform. Therefore, the retention time is 20 seconds or more.
  • the retention time is preferably 30 seconds or more.
  • Finish rolling temperature 850° C. or higher
  • the finish rolling temperature (FT) is set to 850° C. or higher in order to suppress non-uniformity of the hot rolled texture.
  • the finish rolling temperature is preferably 870° C. or higher.
  • the finish rolling temperature is preferably 930° C. or lower.
  • Average cooling rate (first average cooling rate) in the range from the finish rolling temperature to 650°C: 40°C/sec or more In cooling after hot finish rolling, cooling is performed with an average cooling rate of 40°C/sec or more in the range from the finish rolling temperature to 650°C. In the temperature range from the finish rolling temperature to 650°C, B segregates to grain boundaries and Fe23 (C,B) 6 precipitates as austenite recrystallizes. In order to suppress the precipitation of Fe23 (C,B) 6 as much as possible, the average cooling rate (first average cooling rate) is set to 40°C/sec or more. The average cooling rate is preferably 60°C/sec or more.
  • the average cooling rate is preferably 500° C./sec or less, and more preferably 300° C./sec or less.
  • the average cooling rate in the hot rolling process is "(temperature at the start of cooling (finish rolling temperature) (°C) - temperature at the end of cooling (°C) (650°C)) / cooling time from the start of cooling to the end of cooling (seconds)".
  • Winding temperature 650°C or less After cooling to 650°C as described above, further cooling is performed as necessary before winding. At this time, if the winding temperature exceeds 650°C, the precipitation of Fe23 (C,B) 6 is promoted, and the delayed fracture resistance property is deteriorated. Therefore, the winding temperature is set to 650°C or less. Preferably, the winding temperature is 600°C or less. Also, the winding temperature is preferably 500°C or more.
  • Cold rolling Reduction 40% or more If the reduction (cumulative reduction (cold rolling)) in cold rolling is 40% or more, the recrystallization behavior and texture orientation in the subsequent continuous annealing can be stabilized. If the reduction is less than 40%, some of the austenite grains during annealing may become coarse, resulting in a decrease in strength. In addition, the reduction is preferably 80% or less.
  • Continuous annealing Average heating rate from 400° C. to the annealing temperature 1.0° C./sec or more
  • the steel sheet is annealed and tempered in a continuous annealing line (CAL), and further subjected to temper rolling as necessary.
  • CAL continuous annealing line
  • Fe 23 (C, B) 6 is generated in the ferrite region during annealing and coarsens, it is necessary to increase the average heating rate at 400° C. or higher in order to reduce Fe 23 (C, B) 6 and fully obtain the effect of grain boundary strengthening by B.
  • the average heating rate from 400° C. to the annealing temperature is 1.0° C./sec or higher.
  • the annealing temperature is preferably 1.5° C./sec or higher, more preferably 3.0° C./sec or higher.
  • the above average heating rate is preferably 10° C./sec or lower.
  • the average heating rate here is "annealing temperature (° C.) - 400 (° C.) (described below) / heating time (minutes) from 400° C. to the annealing temperature".
  • Annealing temperature 830 to 950°C Soaking time (holding time at annealing temperature): 600 seconds or less
  • annealing is performed at a high temperature for a long time.
  • the annealing temperature must be 830°C or higher.
  • the annealing temperature is preferably 840°C or higher, and more preferably 850°C or higher.
  • annealing at a temperature above 950°C causes the prior austenite grain size to become coarse, and although the cause is not clear, the final amount of retained austenite is reduced.
  • the annealing temperature is set to 950°C or less.
  • the annealing temperature is preferably 900°C or less.
  • an excessively long soaking time (holding time) also leads to coarsening of the prior austenite grain size and reduces the amount of retained austenite. Therefore, the soaking time is set to 600 seconds or less.
  • the soaking time is preferably 540 seconds or less, and more preferably 480 seconds or less.
  • the soaking time is preferably 10 seconds or more.
  • the soaking time is preferably 30 seconds or more, and more preferably 60 seconds or more.
  • the average cooling rate (second average cooling rate) is "(annealing temperature (°C) - cooling stop temperature (°C)) / cooling time (seconds) from the annealing temperature to the cooling stop temperature.”
  • the average cooling rate from the annealing temperature to the cooling stop temperature is set to 10° C./sec or more.
  • the average cooling rate from the annealing temperature to the cooling stop temperature is preferably 20° C./sec or more.
  • the second average cooling rate is preferably 300° C./sec or less, and more preferably 100° C./sec or less. If the cooling stop temperature is less than 150° C., the area ratio of martensite will be 95% or more, and bending formability will deteriorate.
  • Reheating holding temperature 250-450°C If the reheating temperature is less than 250°C, the concentration of elements from martensite to austenite does not occur sufficiently, the amount of retained austenite decreases, and the bending formability deteriorates.
  • the reheating temperature is preferably 300° C. or higher. On the other hand, if the reheating temperature exceeds 450°C, the transformation of austenite during reheating is promoted, the amount of retained austenite is reduced, and the bending formability is deteriorated. Therefore, the reheating temperature is set to 450°C or less.
  • the reheating temperature is preferably 400° C. or lower, and more preferably 340° C. or lower.
  • Holding time at reheating temperature 20 to 1500 seconds If the holding time at the reheating temperature (reheating holding time) is less than 20 seconds, the concentration of elements from martensite to austenite does not occur sufficiently, the amount of retained austenite decreases, and the bending formability deteriorates. Therefore, the reheating holding time is set to 20 seconds or more. The reheating holding time is preferably 100 seconds or more. On the other hand, if the reheating holding time exceeds 1500 seconds, the transformation of austenite during the reheating holding is promoted, the amount of retained austenite is reduced, and the bending formability is deteriorated. In addition, the tempering of martensite proceeds excessively, and the strength is reduced. Therefore, the reheating holding time is set to 1500 seconds or less. The reheating holding time is preferably 1200 seconds or less.
  • the steel sheet obtained in this manner can be subjected to skin pass rolling in order to stabilize press formability, such as by adjusting the surface roughness and flattening the sheet shape.
  • the skin pass elongation is preferably 0.1% or more.
  • the skin pass elongation is preferably 1.0% or less.
  • the obtained steel sheet may also be subjected to a plating treatment. That is, after continuous annealing, a plating treatment may be performed on the surface of the steel sheet. By performing the plating treatment, a steel sheet having a plating layer on the surface is obtained.
  • the delayed fracture resistance of high-strength cold-rolled steel sheets is significantly improved, and the use of high-strength steel sheets contributes to improving component strength and reducing weight.
  • the thickness of the steel sheets of the present invention is preferably 0.5 mm or more. In addition, the thickness is preferably 2.0 mm or less.
  • the member of the present invention is obtained by subjecting the steel plate of the present invention to at least one of forming and joining processes.
  • the manufacturing method of the member of the present invention also includes a step of subjecting the steel plate of the present invention to at least one of forming and joining processes to form the member.
  • the steel plate of the present invention has a tensile strength of 1470 MPa or more, excellent bending workability, and excellent delayed fracture resistance. Therefore, members obtained using the steel plate of the present invention also have high strength and are superior in delayed fracture resistance compared to conventional high-strength members. Furthermore, the use of the members of the present invention makes it possible to reduce weight. Therefore, the members of the present invention can be suitably used, for example, for vehicle body frame parts.
  • general processing methods such as pressing can be used without restrictions.
  • general welding methods such as spot welding and arc welding, riveting, crimping, etc. can be used without restrictions.
  • a slab having each component composition was held at a heating holding temperature shown in Table 2 for a heating holding time shown in Table 2, then subjected to a residence time at 900 to 1000°C shown in Table 2, hot finish rolling at a finish rolling temperature shown in Table 2, cooling at a first average cooling rate shown in Table 2, and coiling at a coiling temperature shown in Table 2 to obtain a hot rolled steel sheet. Thereafter, the hot-rolled steel sheets were cold-rolled at the reduction ratios (cold rolling reduction ratios) shown in Table 2 to obtain cold-rolled steel sheets.
  • the cold-rolled steel sheet was heated to the annealing temperature shown in Table 2 at the average heating rate shown in Table 2, held for the soaking time shown in Table 2, cooled to the cooling stop temperature at the second average cooling rate shown in Table 2, reheated to the reheating holding temperature shown in Table 2, held for the holding time shown in Table 2, and subjected to continuous annealing.
  • the obtained steel sheet was electroplated to obtain a steel sheet with a Zn plating layer formed.
  • the metal structure of the obtained steel sheets was quantified by the method described above, and further, a tensile test, a bending formability evaluation test, and a delayed fracture resistance evaluation test were performed. Specifically, the tissue measurements were performed as follows. The area ratios of martensite, bainite, and ferrite were measured by polishing the L-section (vertical section parallel to the rolling direction) of the steel sheet, corroding it with nital, observing four fields of view in a range of 50 ⁇ m ⁇ 65 ⁇ m at a magnification of 2000 times with an SEM at a position of 1/4 thickness from the steel sheet surface, and performing image analysis on the photographed structure.
  • martensite and bainite refer to structures that are gray or white in SEM.
  • bainite has the following characteristics. That is, it has an aspect ratio of 2.5 or more and a plate-like form, and is a slightly black structure compared to martensite.
  • the width of the above plates is 0.3 to 1.7 ⁇ m.
  • the distribution density of carbides with a diameter of 10 to 200 nm inside bainite is 0 to 3 pieces/ ⁇ m2 .
  • ferrite is a region that exhibits black contrast in SEM. Martensite and bainite contain small amounts of carbides, nitrides, sulfides, and oxides inside, but since it is difficult to exclude these, the area ratio of the region including these was used as the area ratio.
  • the surface 200 ⁇ m of the steel plate was chemically polished with oxalic acid, and the plate surface was subjected to X-ray diffraction intensity measurement. Calculations were made from the integrated intensity of the (200) ⁇ , (211) ⁇ , (220) ⁇ , (200) ⁇ , (220) ⁇ , and (311) ⁇ diffraction peaks measured using Mo-K ⁇ radiation.
  • the number density A of precipitates having a circle equivalent diameter of 500 nm or more was obtained by polishing the L cross section (vertical cross section parallel to the rolling direction) of the steel sheet, and then continuously photographing a 2 mm 2 region with an SEM in the region from the 1/5 position to the 4/5 position of the sheet thickness of the steel sheet, that is, the region from the 1/5 position of the sheet thickness from the surface of the steel sheet to the 4/5 position, sandwiching the center of the sheet thickness, and counting the number of such precipitates from the photographed SEM photograph.
  • the magnification of the photograph was 2000 times.
  • each inclusion particle was magnified 10000 times to analyze the above precipitates.
  • the precipitates having a circle equivalent diameter of 500 nm or more are precipitates containing B such as Fe 23 (C, B) 6 , and the presence or absence of a peak of B was examined by elemental analysis by energy dispersive X-ray spectroscopy (EDS) with an acceleration voltage of 3 kV, and when a peak of B was present, it was evaluated that the above precipitates were present.
  • B such as Fe 23 (C, B) 6
  • EDS energy dispersive X-ray spectroscopy
  • tensile test For the tensile test, a JIS No. 5 tensile test piece was cut out at 1/4 of the coil width so that the direction perpendicular to the rolling was the longitudinal direction, and a tensile test (in accordance with JIS Z2241 (2022)) was carried out to evaluate the tensile strength TS. A tensile strength TS of 1470 MPa or more was deemed to have passed.
  • the bending formability was evaluated as follows. A JIS No. 3 test piece with the longitudinal direction perpendicular to the rolling direction (coil width direction) was taken from each steel plate, and a 90° V-bend test was performed by the V-block method in accordance with the provisions of JIS Z 2248 (2022) with different bending radii. The bendability was evaluated by the value (R/t) obtained by dividing the minimum bending radius R at which a crack of 0.3 mm or more does not occur on the surface of the test piece by the plate thickness t. The bending ridge direction was made parallel to the rolling direction. In the present invention, steel plates with R/t of 3.0 or less were evaluated as having excellent bendability, and are shown in Table 3 as " ⁇ (pass)". Steel plates with R/t of more than 3.0 were evaluated as having poor bendability, and are shown in Table 3 as " ⁇ (fail)".
  • the delayed fracture resistance was evaluated as follows. A strip test piece was taken from the width direction of the obtained steel plate (coil) at a 1/4 position of the coil width, with a rolling transverse direction of 100 mm and a rolling direction of 30 mm. The cut-out of the end face on the long side with a length of 100 mm was sheared, and the sheared state (without machining to remove burrs) was bent so that the burrs were on the bending outer periphery side, and the test piece shape at the time of bending was maintained and fixed with a bolt. The shearing clearance was 13%, and the rake angle was 1°.
  • the bending was performed with a tip bending radius of 10 mm and an angle of 90 degrees (V bending) on the inside of the bending apex.
  • the punch had a tip radius of 10 mm and a U-shape (the tip R part was semicircular and the punch body had a thickness of 2R) that was the same as the tip bending radius R, and the die had a corner R of 30 mm.
  • the depth to which the punch pushed the steel plate was adjusted, and the bending angle of the tip (angle at the inner side of the bending apex) was 90 degrees (V-shaped).
  • the test piece was clamped and tightened with a hydraulic jack so that the distance between the flange ends of the straight piece part during bending was the same as when the straight piece part was bent (so as to cancel the opening of the straight piece part due to springback), and the bolt was tightened in that state.
  • the bolt was fixed by passing it through an elliptical hole (minor axis 10 mm, major axis 15 mm) that was previously provided 10 mm inside from the short side edge of the strip test piece.
  • the obtained test piece after bolt tightening was immersed in a solution in which 0.1 mass% ammonium thiocyanate aqueous solution and McIlvaine buffer solution were mixed in a mass ratio of 1:1 and the pH was adjusted to 8.0, and a delayed fracture resistance evaluation test was performed.
  • the temperature of the solution was 20 ° C.
  • the amount of liquid per 1 cm 3 of the surface area of the test piece was 20 ml.
  • the presence or absence of visually noticeable cracks (length 1 mm or more) was confirmed, and those in which no cracks were observed were judged to have excellent delayed fracture resistance.
  • "no cracks" indicates passing, and "cracks" indicates failing.
  • the steel plates within the scope of the present invention had high strength and were excellent in bending formability and delayed fracture resistance. On the other hand, in the comparative examples, at least one of the tensile strength, bending formability and delayed fracture resistance was insufficient.
  • the components obtained by forming and joining the steel plate of the present invention have high strength, excellent bending formability, and excellent delayed fracture resistance, just like the steel plate of the present invention, because the steel plate of the present invention has high strength, excellent bending formability, and excellent delayed fracture resistance.

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Abstract

高強度であり、優れた曲げ加工性および優れた耐遅れ破壊特性を有する鋼板、部材およびそれらの製造方法の提供。　質量％で、Ｃ：０．１５％以上０．４５％以下、Ｓｉ：０．３％以上２．０％以下、Ｍｎ：１．７％以上４．０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．５０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｂ：０．０００８％以上０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、マルテンサイトの組織全体に対する面積率が８５％以上９５％未満、残留オーステナイトの組織全体に対する面積率が５％以上１５％以下の鋼組織を有し、円相当径５００ｎｍ以上の析出物の数密度Ａが式：Ａ（個／ｍｍ２）≦　８．５×１０５×［Ｂ］を満たす。

Description

鋼板、部材およびそれらの製造方法
　本発明は、自動車等において冷間プレス成形を経て使用される冷間プレス成型用高強度鋼板等の鋼板、該鋼板を用いた部材およびそれらの製造方法に関する。
　近年、自動車の軽量化や衝突安全性を目的として、自動車用骨格部品に引張強度ＴＳが１３１０ＭＰａ級以上である鋼板の適用が進んでいる。また、バンパーやインパクトビーム部品等へは引張強度ＴＳが１４７０ＭＰａ級以上である鋼板の適用が進んでいる。
　こうした自動車用骨格部品に用いられる鋼板には、優れた成形性を有することが求められる。鋼板の強度の上昇に伴いプレス成形が困難になることから、特に、優れた曲げ成形性を有することが求められる。
　また、引張強度ＴＳが１４７０ＭＰａ級以上である高強度鋼板を冷間プレスにより成形して部品とした場合、部品内での残留応力の増加や鋼板そのものによる耐遅れ破壊特性の劣化により、遅れ破壊が生じるおそれがある。
　ここで、遅れ破壊とは、部品に高い応力が加わった状態で部品が水素侵入環境下に置かれたとき、水素が部品を構成する鋼板内に侵入し、原子間結合力を低下させることや局所的な変形を生じさせることで微小亀裂が生じ、その微小亀裂が進展することで破壊に至る現象である。
　このような耐遅れ破壊特性を改善する技術として、例えば、遅れ破壊の起点となる粗大な析出物を低減することにより耐遅れ破壊特性が改善するという知見に基づき、特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．１３％以上０．４０％以下、Ｓｉ：０．０２％以上１．５％以下、Ｍｎ：０．４％以上１．７％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０００２％以上０．００１０％未満、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上０．２０％以下、Ｎ：０．００５５％以下、Ｏ：０．００２５％以下、Ｎｂ：０．００２％以上０．０３５％以下およびＴｉ：０．００２％以上０．０４０％以下を（１）式、（２）式を満たすように含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、マルテンサイトおよびベイナイトの組織全体に対する面積率が合計で９５％以上１００％以下であり、残部がフェライト及び残留オーステナイトの１種もしくは２種からなり、旧オーステナイト粒の平均粒径が５μｍ超えであり、下記条件を満たし、長軸の長さが２０～８０μｍである介在物群が５個／ｍｍ２以下で存在する鋼組織と、を有し、引張強度が１３２０ＭＰａ以上であることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板が開示されている。
［％Ｔｉ］＋［％Ｎｂ］＞０．００７　　　（１）
［％Ｔｉ］×［％Ｎｂ］２≦７．５×１０－６　　　（２）
ここで、［％Ｎｂ］、［％Ｔｉ］はＮｂ、Ｔｉの含有量（％）を表す。
　また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．０５～０．３０％、Ｓｉ：２．０％以下（０％を含む）、Ｍｎ：０．１％超２．８％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１～０．５０％以下を含むとともに、Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒの１種または２種以上を、合わせて０．０１％以上で、かつ、［％Ｃ］－［％Ｎｂ］／９２．９×１２－［％Ｔｉ］／４７．９×１２－［％Ｚｒ］／９１．２×１２＞０．０３を満足するように含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、焼戻しマルテンサイトが面積率で５０％以上（１００％を含む）を含み、残部がフェライトからなる組織を有し、焼戻しマルテンサイト中における析出物の分布状態が、円相当直径１～１０ｎｍの析出物は、焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり２０個以上で、円相当直径２０ｎｍ以上の析出物であって、Ｎｂ、ＴｉおよびＺｒの１種または２種以上を含む析出物は、焼戻しマルテンサイト１μｍ２当たり１０個以下であり、結晶方位差が１５°以上の大角粒界で囲まれたフェライトの平均粒径が５μｍ以下であることを特徴とする耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板が開示されている。
特許第６３８８０８５号公報 特許第４７１２８８２号公報
　しかしながら、従来技術は、１４７０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳを確保すると共に、優れた曲げ成形性と優れた耐遅れ破壊特性を両立する技術としては十分であるとは言えず、新たな技術の確立が希求されていた。
　本発明は、このような問題を解決するためになされたものであり、引張強度が１４７０ＭＰａ以上（ＴＳ≧１４７０ＭＰａ）であり、優れた曲げ成形性および優れた耐遅れ破壊特性を両立する鋼板、部材およびそれらの製造方法を提供することを目的とする。
　優れた曲げ成形性とは、以下の評価により優れた曲げ成形性を有すると判断することを指す。
（１）各鋼板から圧延方向と直角方向（コイル幅方向）を長手方向とするＪＩＳ３号試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８（２０２２）の規定に準拠したＶブロック法による９０°Ｖ曲げ試験を曲げ半径を変えて行う。
（２）次に、試験片表面に０．３ｍｍ以上の亀裂を生じない最小の曲げ半径Ｒを板厚ｔで除した値（Ｒ／ｔ）により曲げ性を評価する。なお、曲げ稜線方向を圧延方向と平行になるようにする。
（３）Ｒ／ｔが３．０以下の鋼板を曲げ性に優れると判断する。
　優れた耐遅れ破壊特性とは、以下の評価により優れた耐遅れ破壊特性を有すると判断することを指す。
（１）まず、得られた鋼板（コイル）の幅方向端部からコイル幅の１／４位置より圧延直角方向：１００ｍｍ、圧延方向：３０ｍｍとなる短冊試験片を採取する。
（２）長さが１００ｍｍとなる長辺側の端面の切り出しはせん断加工とし、せん断加工ままの状態で（バリを除去する機械加工を施さずに）、バリが曲げ外周側となるように曲げ加工を施し、その曲げ成形時の試験片形状を維持して、ボルトで試験片を固定する。
せん断加工のクリアランスは１３％とし、レーキ角は１°とする。曲げ加工は、先端曲げ半径１０ｍｍで、曲げ頂点内側の角度が９０度（Ｖ曲げ）となるように行う。
ポンチは、先端半径が上記の先端曲げ半径Ｒと同じであり、Ｕ字形状（先端Ｒ部分が半円形状でポンチ胴部の厚さが２Ｒ）のものを用い、ダイは、コーナーＲが３０ｍｍのものを用いる。そして、ポンチが鋼板を押し込む深さを調整し、先端の曲げ角度（曲げ頂点内側の角度）が９０度（Ｖ字形状）となるように成形する。
曲げ成形時の直片部のフランジ端部同士の距離が曲げ成形した時と同じ距離になるように（スプリングバックによる直片部の開口をキャンセルアウトするように）、油圧ジャッキで試験片を挟んで締め込み、その状態でボルト締結する。ボルトはあらかじめ短冊試験片の短辺エッジから１０ｍｍ内側に設けた楕円形状（短軸１０ｍｍ、長軸１５ｍｍ）の穴に通して固定する。
（３）得られたボルト締め後の試験片を、０．１質量％のチオシアン酸アンモニウム水溶液と、ＭｃＩｌｖａｉｎｅ緩衝液を、質量比として１：１で混合し、ｐＨを８．０に調整した溶液に浸漬して耐遅れ破壊特性評価試験を実施する。このとき、溶液の温度は２０℃とし、試験片の表面積１ｃｍ３あたりの液量は２０ｍｌとする。
（４）２４時間経過後に目視で確認できるレベル（長さ１ｍｍ以上）の亀裂の有無を確認し、亀裂が観察されなかったものは、耐遅れ破壊特性が優れると判断する。
　本発明者らは、上記の課題を解決するために鋭意検討を重ね、以下の条件を全て満たすことで耐遅れ破壊特性を大幅に向上させることができることを見出した。
ｉ）マルテンサイトの面積率が８５％以上９５％未満であること。
ｉｉ）残留オーステナイトの組織全体に対する面積率が５％以上１５％以下であること。
ｉｉｉ）円相当径５００ｎｍ以上の析出物の数密度Ａが下記の条件を満たすこと。
Ａ（個／ｍｍ２）≦　８．５×１０５×［Ｂ］
ここで、［Ｂ］はＢの含有量（質量％）を表す。
　本発明は、上記の知見に基づいて、更なる検討により完成されたものであり、その要旨は以下の通りである。
［１］質量％で、
Ｃ：０．１５％以上０．４５％以下、
Ｓｉ：０．３％以上２．０％以下、
Ｍｎ：１．７％以上４．０％以下、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．５０％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｂ：０．０００８％以上０．０１００％以下を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
マルテンサイトの組織全体に対する面積率が８５％以上９５％未満であり、
残留オーステナイトの組織全体に対する面積率が５％以上１５％以下である鋼組織を有し、
円相当径５００ｎｍ以上である析出物の数密度Ａが下記の式（１）を満たす鋼板。
Ａ（個／ｍｍ２）≦　８．５×１０５×［Ｂ］　・・・式（１）
ここで、［Ｂ］はＢの含有量（質量％）を表す。
［２］前記成分組成として、さらに質量％で、
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｎｂ：０．１０％以下、
Ｔｉ：０．１０％以下、
Ｖ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｓｂ：０．１０％以下、
Ｓｎ：０．１０％以下、
Ａｓ：０．１０％以下、
Ｔａ：０．１０％以下、
Ｃａ：０．０２０％以下、
Ｍｇ：０．０２０％以下、
Ｚｎ：０．０２０％以下、
Ｃｏ：０．０２０％以下、
Ｚｒ：０．０２０％以下、
Ｗ：０．０２０％以下、
ＲＥＭ：０．０２０％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、［１］に記載の鋼板。
［３］鋼板表面にめっき層を有する、［１］または［２］に記載の鋼板。
［４］［１］～［３］のいずれかに記載の鋼板を用いてなる部材。
［５］［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼スラブを、スラブ表面温度で１１００℃以上の加熱保持温度で３０分以上保持した後、
９００～１０００℃での滞留時間を２０秒以上１５０秒以下で、仕上げ圧延温度を８５０℃以上とした条件で熱間仕上げ圧延を行い、
前記仕上げ圧延温度から６５０℃までの範囲における平均冷却速度を４０℃／秒以上とする冷却を行い、
その後、６５０℃以下の巻取り温度で巻取ることで熱延鋼板とし、
該熱延鋼板を４０％以上の圧下率で冷間圧延することで冷延鋼板とし、
焼鈍温度を８３０～９５０℃とし、前記冷延鋼板を、４００℃から前記焼鈍温度まで１．０℃／秒以上の平均加熱速度で加熱し、
前記焼鈍温度で６００秒以下保持した後、
前記焼鈍温度から１５０～２５０℃の冷却停止温度まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、
前記冷却停止温度から２５０～４５０℃の再加熱保持温度まで加熱し、
その後、前記再加熱保持温度で２０～１５００秒保持する連続焼鈍を行う、鋼板の製造方法。
［６］前記連続焼鈍の後、鋼板表面にめっき処理を行う、［５］に記載の鋼板の製造方法。
［７］［１］～［３］のいずれかに記載の鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
　本発明によれば、高強度であり、曲げ成形性および耐遅れ破壊特性に優れる鋼板、部材およびそれらの製造方法が提供される。
　以下、本発明の実施形態について説明する。
　本発明の鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１５％以上０．４５％以下、Ｓｉ：０．３％以上２．０％以下、Ｍｎ：１．７％以上４．０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．５０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｂ：０．０００８％以上０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、マルテンサイトの組織全体に対する面積率が８５％以上９５％未満であり、残留オーステナイトの組織全体に対する面積率が５％以上１５％以下である鋼組織を有し、円相当径５００ｎｍ以上である析出物の数密度Ａが下記の式（１）を満たす。
Ａ（個／ｍｍ２）≦　８．５×１０５×［Ｂ］　・・・式（１）
ここで、［Ｂ］はＢの含有量（質量％）を表す。
　成分組成
　以下に本発明の鋼板が有する成分組成の範囲の限定理由を説明する。なお、成分含有量に関する％は「質量％」である。
　Ｃ：０．１５％以上０．４５％以下
　Ｃは、マルテンサイトの強度を上昇させ、１４７０ＭＰａ以上である引張強度（以下、ＴＳ≧１４７０ＭＰａとも記す。）を得るために含有される。したがって、所望のＴＳを得るために、Ｃ含有量は０．１５％以上とする。高強度化による自動車用骨格部品の軽量化の観点から、Ｃ含有量は好ましくは０．２０％以上であり、より好ましくは０．２５％以上である。
一方、Ｃを過剰に添加すると、オーステナイトにＣが濃化し安定化することで、残留オーステナイトが過度に生成することで耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．４５％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．４０％以下であり、より好ましくは０．３５％以下である。
　Ｓｉ：０．３％以上２．０％以下
　Ｓｉは、セメンタイトの生成を抑制し、強度の低下と耐遅れ破壊特性の劣化を抑制する。また、Ｓｉはセメンタイトの生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することで曲げ性を改善させる。したがって、Ｓｉ含有量は０．３％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．５％以上である。
一方、Ｓｉを過剰に添加すると、Ｓｉの偏析により耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、Ｓｉ含有量は２．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．８％以下であり、より好ましくは１．５％以下である。
　Ｍｎ：１．７％以上４．０％以下
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。フェライトの生成を抑制し、所望のマルテンサイトの面積率を安定的に得るために、Ｍｎ含有量は１．７％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．３％以上である。
一方、Ｍｎを過剰に添加すると、マルテンサイト変態が過度に抑制され、所望のマルテンサイトと残留オーステナイトが得られない。したがって、Ｍｎ含有量は４．０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは、３．２％以下である。
　Ｐ：０．１０％以下
　Ｐは、粒界に偏析し粒界強度を低下させることで耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、Ｐ含有量は０．１０％以下とする。Ｐ含有量は好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０２％以下であり、さらに好ましくは０．０１％以下である。Ｐ含有量の下限値は規定しないが、現在、工業的に実施可能な下限は０．００２％である。よって、Ｐ含有量は０．００２％以上とすることが好ましい。
　Ｓ：０．０１％以下
　Ｓは、Ｍｎと粗大な介在物を形成し、遅れ破壊の起点となることで耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００３％以下であり、より好ましくは０．００１５％以下であり、さらに好ましくは０．０００８％以下である。下限は規定しないが、現在工業的に実施可能な下限は０．０００２％である。よって、Ｓ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．５０％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する。ｓｏｌ．Ａｌの下限は特に規定しないが、安定して脱酸を行うためには、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．００５％以上とすることが望ましい。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、より好ましくは０．０１％以上であり、さらに好ましくは０．０２％以上である。
一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．５０％を超えると、巻取り時に生成したセメンタイトが焼鈍過程で固溶しにくくなり、析出物の数密度Ａを所望の範囲にすることができず、耐遅れ破壊特性が顕著に劣化する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．５０％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．２０％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。
　Ｎ：０．０１０％以下
　Ｎは、ＡｌＮ等の析出物を形成し、遅れ破壊の起点となることで耐遅れ破壊特性の劣化を招く。特にＮが０．０１０％を超えると、析出物の数密度Ａを所望の範囲にすることができず、耐遅れ破壊特性が顕著に劣化する。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００５％以下である。下限は規定しないが、現在工業的に実施可能な下限値０．０００６％である。よって、Ｎ含有量は０．０００６％以上とすることが好ましい。
　Ｂ：０．０００８％以上０．０１００％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含有量でも所定の面積率のマルテンサイトを生成させる効果を有する。また、Ｂは、粒界に偏析することで粒界の結合力を増加させることや、粒界強度を低下させるＰの偏析を抑制する。これらの作用により、所望の耐遅れ破壊特性を得るために、Ｂ含有量は０．０００８％以上とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００１５％以上であり、より好ましくは０．００２０％以上である。
一方、Ｂを過剰に添加すると、Ｆｅ２３（Ｃ，Ｂ）６やＢＮを形成し、遅れ破壊の起点となることで耐遅れ破壊特性をむしろ低下させることが判明した。したがって、Ｂの添加による耐遅れ破壊特性の向上の効果を得るためには、Ｂを添加しつつ、析出物の数密度Ａを所望の範囲とすることが必要である。Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、熱延条件および焼鈍条件の制御によってもＢ系析出物の低減が困難であり、析出物の数密度Ａを所望の範囲とすることができない。したがって、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００８０％以下であり、より好ましくは０．００６０％以下である。
　本発明における鋼板の成分組成は、上記の成分元素を基本成分として含有し、残部は鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物を含む。ここで、本発明の鋼板は上記の基本成分を含有し、残部は鉄（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。
　本発明では、成分組成として、以下を含有してもよい。
質量％で、Ｃｕ：１．００％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｖ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｓｂ：０．１０％以下、Ｓｎ：０．１０％以下、Ａｓ：０．１０％以下、Ｔａ：０．１０％以下、Ｃａ：０．０２０％以下、Ｍｇ：０．０２０％以下、Ｚｎ：０．０２０％以下、Ｃｏ：０．０２０％以下、Ｚｒ：０．０２０％以下、Ｗ：０．０２０％以下、ＲＥＭ：０．０２０％以下のうちから選んだ１種または２種以上
　Ｃｕ：１．００％以下
　Ｃｕは、鋼板の耐食性を向上させ、鋼板への水素侵入を低減させ、耐遅れ破壊特性を向上させる効果がある。Ｃｕ含有量の下限値は規定しないが、こうした効果を得るために、Ｃｕ含有量は、０．０１％以上であることが望ましい。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。
一方、Ｃｕを過剰に添加すると、粗大な析出物が増加し、析出物の数密度Ａを所望の範囲にすることができず、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は１．００％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．５０％以下であり、より好ましくは０．３０％以下である。
　Ｃｒ：１．００％以下
　Ｃｒは、鋼の焼入れ性の向上に有効な元素である。Ｃｒは所望の組織を安定的に得るために添加することができる。Ｃｒ含有量の下限値は特に規定しないが、こうした効果を得るために、Ｃｒ含有量は０．０１％以上であることが望ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。
一方、Ｃｒを過剰に添加すると、焼鈍時のセメンタイトの固溶が遅延し、未固溶のセメンタイトが多く残存することで、析出物の数密度Ａを所望の範囲にすることができず、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量は１．００％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．５０％以下であり、より好ましくは０．３０％以下である。
　Ｎｂ：０．１０％以下
　Ｎｂは、鋼中でＮｂＣ等の微細な析出物を形成することで、ピン止め効果により旧オーステナイト粒径を微細化させ、耐遅れ破壊特性を向上させる効果がある。Ｎｂ含有量の下限値は規定しないが、こうした耐遅れ破壊特性を向上させるという効果を得るために、Ｎｂ含有量は、０．００５％以上であることが望ましい。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。
一方、Ｎｂを過剰に添加すると、粗大な析出物が増加し、析出物の数密度Ａを所望の範囲にすることができず、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量は０．１０％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは０．０６％以下である。
　Ｔｉ：０．１０％以下
　Ｔｉは、鋼中でＴｉＣ等の微細な析出物を形成することで、ピン止め効果により旧オーステナイト粒径を微細化させ、耐遅れ破壊特性を向上させる効果がある。Ｔｉ含有量の下限値は規定しないが、こうした効果を得るために、Ｔｉ含有量は０．００５％以上であることが望ましい。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０１％以上である。
一方、Ｔｉを過剰に添加すると、粗大な析出物が増加し、析出物の数密度Ａを所望の範囲にすることができず、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ含有量は０．１０％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは０．０６％以下である。
　Ｖ：０．５０％以下
　Ｖは、水素トラップサイトとなるＶを含む微細な炭化物を生成させ、耐遅れ破壊特性を向上させる効果がある。また、微細な析出物を形成することで、ピン止め効果により旧オーステナイト粒径を微細化させ、耐遅れ破壊特性を向上させる効果がある。Ｖ含有量の下限値は規定しないが、こうした効果を得るために、Ｖ含有量は０．００３％以上であることが望ましい。Ｖ含有量は、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０３％以上である。
一方、Ｖを過剰に添加すると、粗大な析出物が増加し、析出物の数密度Ａを所望の範囲にすることができず、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は０．５０％以下とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．２０％以下であり、より好ましくは０．１０％以下であり、さらに好ましくは０．０６％以下である。
　Ｍｏ：０．５０％以下
　Ｍｏは、水素トラップサイトとなるＭｏを含む微細な炭化物を生成させ耐遅れ破壊特性を向上させる効果がある。また、微細な析出物を形成することで、ピン止め効果により旧オーステナイト粒径を微細化させ、耐遅れ破壊特性を向上させる効果がある。Ｍｏ含有量の下限値は規定しないが、こうした耐遅れ破壊特性を向上させるという効果を得るために、Ｍｏ含有量は０．００３％以上であることが望ましい。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０３％以上である。
一方、Ｍｏを過剰に添加すると、粗大な析出物が増加し、析出物の数密度Ａを所望の範囲にすることができず、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．２０％以下であり、より好ましくは０．１０％以下である。
　Ｎｉ：１．００％以下
　Ｎｉは、鋼板の耐食性を向上させ、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がある。また、Ｎｉは鋼の焼入れ性の向上に有効な元素であり、所望の組織を安定的に得るために添加することができる。Ｎｉ含有量の下限値は規定しないが、こうした効果を得るために、Ｎｉ含有量は、０．０１％以上であることが望ましい。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。
一方、Ｎｉを過剰に添加すると、粗大な析出物が増加し、析出物の数密度Ａを所望の範囲にすることができず、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量は１．００％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．５０％以下であり、より好ましくは０．３０％以下である。
　Ｓｂ：０．１０％以下
　Ｓｂは、鋼板の表層の酸化や窒化を抑制し、強度の上昇や耐遅れ破壊特性の向上に寄与する。Ｓｂ含有量の下限値は規定しないが、このような強度の上昇や耐遅れ破壊特性の向上といった効果を得るために、Ｓｂ含有量は０．００２％以上であることが望ましい。Ｓｂ含有量は、好ましくは０．００４％以上であり、より好ましくは０．００６％以上である。
一方、Ｓｂを過剰に添加すると、粗大な析出物が増加し、析出物の数密度Ａを所望の範囲にすることができず、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、Ｓｂを含有する場合、Ｓｂ含有量は０．１０％以下とする。Ｓｂ含有量は、好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０２％以下である。
　Ｓｎ：０．１０％以下
　Ｓｎは、鋼板の表層の酸化や窒化を抑制し、強度の上昇や耐遅れ破壊特性の向上に寄与する。Ｓｎ含有量の下限値は規定しないが、このような強度の上昇や耐遅れ破壊特性の向上といった効果を得るために、Ｓｎ含有量は０．００２％以上であることが望ましい。Ｓｎ含有量は、好ましくは０．００４％以上であり、より好ましくは０．００６％以上である。
一方、Ｓｎを過剰に添加すると、粗大な析出物が増加し、析出物の数密度Ａを所望の範囲にすることができず、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、Ｓｎを含有する場合、Ｓｎ含有量は、０．１０％以下とする。Ｓｎ含有量は、好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０２％以下である。
　Ａｓ：０．１０％以下
　Ａｓは鋼の強度を上昇させる効果がある。Ａｓ含有量の下限値は規定しないが、こうした鋼の強度を上昇させるという効果を得るために、Ａｓ含有量は０．００２％以上であることが望ましい。Ａｓ含有量は、好ましくは０．００４％以上であり、より好ましくは０．００６％以上である。
一方、Ａｓを過剰に添加すると、粗大な析出物が増加し、析出物の数密度Ａを所望の範囲にすることができず、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、Ａｓを含有する場合、Ａｓ含有量は０．１０％以下とする。Ａｓ含有量は、好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０２％以下である。
　Ｔａ：０．１０％以下
　Ｔａは鋼の強度を上昇させる効果がある。Ｔａ含有量の下限値は規定しないが、こうした鋼の強度を上昇させるという効果を得るために、Ｔａ含有量は０．００２％以上であることが望ましい。Ｔａ含有量は、好ましくは０．００４％以上であり、より好ましくは０．００６％以上である。
一方、Ｔａを過剰に添加すると、粗大な析出物が増加し、析出物の数密度Ａを所望の範囲にすることができず、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、Ｔａを含有する場合、Ｔａ含有量は０．１０％以下とする。Ｔａ含有量は、好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０２％以下である。
　Ｃａ：０．０２０％以下
　Ｃａは、硫化物の形状を球状化することで遅れ破壊の起点を低減し、耐遅れ破壊特性を改善する。こうした耐遅れ破壊特性を改善させるという効果を得るために、Ｃａ含有量は０．０００２％以上であることが望ましい。Ｃａ含有量は、好ましくは０．０００５％以上であり、より好ましくは０．００１０％以上である。
一方、Ｃａを過剰に添加すると、粗大な析出物が増加し、析出物の数密度Ａを所望の範囲にすることができず、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は０．０２０％以下とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．０１０％以下であり、より好ましくは０．００８％以下である。
　Ｍｇ：０．０２０％以下
　Ｍｇは、硫化物の形状を球状化することで遅れ破壊の起点を低減し、耐遅れ破壊特性を改善する。こうした耐遅れ破壊特性を改善させるという効果を得るために、Ｍｇ含有量は０．０００２％以上であることが望ましい。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００１％以上であり、より好ましくは０．００３％以上である。
一方、Ｍｇを過剰に添加すると、粗大な析出物が増加し、析出物の数密度Ａを所望の範囲にすることができず、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は０．０２０％以下とする。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。
　Ｚｎ：０．０２０％以下
　Ｚｎは、旧オーステナイト粒径の微細化や、介在物形状の球状化によって、耐遅れ破壊特性を改善させる。こうした耐遅れ破壊特性を改善させるという効果を得るために、Ｚｎ含有量は０．００１％以上であることが望ましい。Ｚｎ含有量は、好ましくは０．００３％以上である。
一方、Ｚｎを過剰に添加すると、粗大な析出物が増加し、析出物の数密度Ａを所望の範囲にすることができず、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、Ｚｎを含有する場合、Ｚｎ含有量は０．０２０％以下とする。Ｚｎ含有量は、好ましくは０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。
　Ｃｏ：０．０２０％以下
　Ｃｏは、旧オーステナイト粒径の微細化や、介在物形状の球状化によって、耐遅れ破壊特性を改善させる。こうした耐遅れ破壊特性を改善させるという効果を得るために、Ｃｏ含有量は０．００１％以上であることが望ましい。Ｃｏ含有量は、好ましくは０．００３％以上である。
一方、Ｃｏを過剰に添加すると、粗大な析出物が増加し、析出物の数密度Ａを所望の範囲にすることができず、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、Ｃｏを含有する場合、Ｃｏ含有量は０．０２０％以下とする。Ｃｏ含有量は、好ましくは０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。
　Ｚｒ：０．０２０％以下
　Ｚｒは、旧オーステナイト粒径の微細化や、介在物形状の球状化によって、耐遅れ破壊特性を改善させる。こうした耐遅れ破壊特性を改善させるという効果を得るために、Ｚｒ含有量は０．００１％以上であることが望ましい。Ｚｒ含有量は、好ましくは０．００３％以上である。
一方、Ｚｒを過剰に添加すると、粗大な析出物が増加し、析出物の数密度Ａを所望の範囲にすることができず、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、Ｚｒを含有する場合、Ｚｒ含有量は０．０２０％以下とする。Ｚｒ含有量は、好ましくは０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。
　Ｗ：０．０２０％以下
　Ｗは、析出物の形成を通じた旧オーステナイト粒径の微細化によって、耐遅れ破壊特性を改善させる。こうした耐遅れ破壊特性を向上させるという効果を得るために、Ｗ含有量は０．００１％以上であることが望ましい。Ｗ含有量は、好ましくは０．００３％以上である。
一方、Ｗを過剰に添加すると、粗大な析出物が増加し、析出物の数密度Ａを所望の範囲にすることができず、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、Ｗを含有する場合、Ｗ含有量は０．０２０％以下とする。Ｗ含有量は、好ましくは０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。
　ＲＥＭ：０．０２０％以下
　ＲＥＭも介在物の球状化により、耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。こうした耐遅れ破壊特性を向上させるという効果を得るために、ＲＥＭ含有量は０．０００２％以上であることが望ましい。ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．００１％以上であり、より好ましくは０．００３％以上である。
一方、ＲＥＭを過剰に添加すると、粗大な析出物が増加し、析出物の数密度Ａを所望の範囲にすることができず、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ含有量は、０．０２０％以下とする。ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。
なお、本発明でいうＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）と原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）及び、原子番号５７番のランタン（Ｌａ）から７１番のルテチウム（Ｌｕ）までのランタノイドを指す。本発明におけるＲＥＭ濃度とは、上述のＲＥＭから選択された１種または２種以上の元素の総含有量である。ＲＥＭとしては、特に限定されないが、Ｌａおよび／またはＣｅであることが好ましい。
　なお、上記任意元素を好適下限値未満で含む場合、上記任意元素を不可避的不純物として含むものとする。
　鋼組織
本発明の鋼板の鋼組織は、以下の構成を備える。
（構成１）マルテンサイトの組織全体に対する面積率が８５％以上９５％未満であり、残留オーステナイトの組織全体に対する面積率が５％以上１５％以下である。
（構成２）円相当径５００ｎｍ以上である析出物の数密度Ａが下記の式（１）を満たす。
Ａ（個／ｍｍ２）≦　８．５×１０５×［Ｂ］　・・・式（１）
ここで、［Ｂ］はＢの含有量（質量％）を表す。
　以下、各構成について説明する。
　（構成１）マルテンサイトの組織全体に対する面積率が８５％以上９５％未満、且つ残留オーステナイトの組織全体に対する面積率が５％以上１５％以下
　本発明において、マルテンサイトを主相とすることで、ＴＳ≧１４７０ＭＰａの高い強度を実現することが可能となる。こうした高い強度を実現するといった効果を得るために、マルテンサイトの面積率で８５％以上とする必要がある。マルテンサイトの面積率は、好ましくは８８％以上である。
また、マルテンサイトを主相とし、面積率で５％以上１５％以下の残留オーステナイトを生成させることで優れた耐遅れ破壊特性に加えて、優れた曲げ成形性を得ることができることが判明した。このような優れた耐遅れ破壊特性および優れた曲げ成形性の双方を実現するために、マルテンサイトの面積率は９５％未満とし、残留オーステナイトの面積率は５％以上とする。マルテンサイトの面積率は、好ましくは９３％未満であり、残留オーステナイトの面積率は、好ましくは７％以上である。
一方、過剰な残留オーステナイトの生成は強度を低下させるとともに、耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、優れた耐遅れ破壊特性および優れた曲げ成形性を安定的に得るために、残留オーステナイトの面積率は１５％以下とする。残留オーステナイトの面積率は、好ましくは１２％以下である。
　なお、マルテンサイトおよび残留オーステナイト以外を含む場合、残部はフェライト、パーライト、ベイナイトから構成されることが好ましい。これらの組織以外は、微量の炭化物、硫化物、窒化物、酸化物であってよい。残部組織は、面積率で１０％以下であり、好ましくは５％以下であり、より好ましくは３％以下である。
残部組織は、０％であってもよい。すなわち、鋼組織はマルテンサイトおよび残留オーステナイトからなっていてもよい。
また、マルテンサイトには連続冷却中の自己焼き戻しが生じたマルテンサイトも含め、およそ１５０℃以上で一定時間滞留することによる焼き戻しが生じていないマルテンサイトも含む。
　（構成２）円相当径５００ｎｍ以上である析出物の数密度Ａが下記の式を満たす。
Ａ（個／ｍｍ２）≦　８．５×１０５×［Ｂ］　・・・式（１）
ここで、［Ｂ］はＢの含有量（質量％）を表す。
ＴＳ≧１４７０ＭＰａの高い強度を有する鋼において遅れ破壊を抑制するためには、マルテンサイトの面積率と残留オーステナイトの面積率の制御に加えて、Ｂにより粒界を強化し、粒界破壊を抑制することが必要である。ただし、単なるＢ含有量の増加は、粒界偏析Ｂだけでなく遅れ破壊の起点となるＦｅ２３（Ｃ，Ｂ）６を主体としたＢ系析出物も増加させるため、耐遅れ破壊特性をむしろ低下させることが判明した。本発明者らは、熱間圧延条件等の制御により円相当径５００ｎｍ以上の析出物の数密度Ａを低減し、下記の条件を満たすことでＢの粒界強化による耐遅れ破壊特性の向上と析出物起点の破壊の抑制を両立することが可能であることを見出した。
Ａ（個／ｍｍ２）≦　８．５×１０５×［Ｂ］
析出物の数密度Ａは、好ましくは、Ａ（個／ｍｍ２）≦　６．５×１０５×［Ｂ］であり、より好ましくは、Ａ（個／ｍｍ２）≦　５．０×１０５×［Ｂ］である。
本発明では、Ａの下限は特に限定されず、Ａは０であってもよく、Ａ（個／ｍｍ２）≧０．５×１０５×［Ｂ］であってもよい。
　以上の鋼組織における各構成の測定方法を説明する。
マルテンサイト、ベイナイト、フェライトの面積率は、鋼板のＬ断面（圧延方向に平行であり、鋼板表面に垂直である断面（以下、圧延方向に平行な垂直断面とも記す。））を研磨後ナイタールで腐食し、鋼板表面から１／４厚み位置においてＳＥＭで２０００倍の倍率にて、５０μｍ×６５μｍの範囲で４視野観察し、撮影した組織写真を画像解析して測定する。ここで、マルテンサイト、ベイナイトはＳＥＭでは灰色もしくは白色を呈した組織を指す。一方、フェライトはＳＥＭで黒色のコントラストを呈する領域である。なお、マルテンサイトやベイナイトの内部には微量の炭化物、窒化物、硫化物、酸化物を含むが、これらを除外することは困難なので、これらを含めた領域の面積率をその面積率とする。
　ここで、ベイナイトは以下の特徴を有する。すなわち、アスペクト比が２．５以上でプレート状の形態を呈しており、マルテンサイトとくらべるとやや黒色の組織である。上記のプレートの幅は０．３～１．７μｍである。ベイナイトの内部の直径１０～２００ｎｍの炭化物の分布密度は０～３個／μｍ２である。
　残留オーステナイト（残留γ）の測定は、鋼板の表層２００μｍをシュウ酸で化学研磨し、板面を対象に、Ｘ線回折強度法により求める。Ｍo－Ｋα線によって測定した（２００）α、（２１１）α、（２２０）α、（２００）γ、（２２０）γ、（３１１）γ回折面ピークの積分強度より計算する。
　円相当径５００ｎｍ以上である析出物の数密度Ａは、鋼板のＬ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を研磨後、鋼板の板厚１／５位置～４／５位置の領域、すなわち鋼板表面より板厚に対して１／５位置から、板厚中央を挟み、４／５位置までの領域において、２ｍｍ２の領域を連続してＳＥＭで撮影し、撮影したＳＥＭ写真から、このような析出物の個数を計測することで求める。また、撮影する倍率は２０００倍である。また、個々の介在物粒子の成分分析を行う場合は、個々の介在物粒子を１００００倍に拡大して、上記の析出物を分析する。ここで、円相当径５００ｎｍ以上である析出物はＦｅ２３（Ｃ，Ｂ）６等のＢを含む析出物であり、加速電圧が３ｋＶのエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）による元素分析でＢのピークの有無を調べ、Ｂのピークがあるときは、上記の析出物が存在していると評価する。
なお、円相当径とは、ＳＥＭ写真から算出される各析出物の面積を有する真円の直径のことを指す。
　引張強度（ＴＳ）：１４７０ＭＰａ以上
　鋼板の引張強度が１４７０ＭＰａ以上では、耐遅れ破壊特性は著しく劣化する。この点、本発明では、引張強度が１４７０ＭＰａ以上であっても、耐遅れ破壊特性が良好である点を特徴の一つとする。自動車用骨格部品の軽量化の観点から、引張強度は１７００ＭＰａ以上であることが好ましい。なお、本発明の鋼板の引張強度は２１００ＭＰａ以下としてよい。
　引張強度は、コイル幅１／４位置において圧延直角方向が長手方向となるようにＪＩＳ５号引張試験片を切り出し、ＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０２２）に準拠した引張試験により測定できる。
　以上の本発明の鋼板は、表面にめっき層を有する鋼板であってもよい。めっき層はＺｎめっきでも他の金属のめっきでもよい。また、溶融めっき層、電気めっき層のいずれでもよい。
　次いで、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
本発明の鋼板の製造方法は、上記成分組成を有する鋼スラブを、スラブ表面温度で１１００℃以上の加熱保持温度で３０分以上保持した後、９００～１０００℃での滞留時間を２０秒以上１５０秒以下とし、仕上げ圧延温度を８５０℃以上とした条件で熱間仕上げ圧延を行い、上記仕上げ圧延温度から６５０℃までの範囲における平均冷却速度を４０℃／秒以上とする冷却を行い、その後、６５０℃以下の巻取り温度で巻取ることで熱延鋼板とし、該熱延鋼板を４０％以上の圧下率で冷間圧延することで冷延鋼板とし、焼鈍温度を８３０～９５０℃とし、上記冷延鋼板を、４００℃から上記焼鈍温度まで１．０℃／秒以上の平均加熱速度で加熱し、上記焼鈍温度で６００秒以下保持した後、上記焼鈍温度から１５０～２５０℃の冷却停止温度まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、上記冷却停止温度から２５０～４５０℃の再加熱保持温度まで加熱し、上記再加熱保持温度で２０～１５００秒保持する連続焼鈍を行う、鋼板の製造方法である。
　なお、本発明で各工程において特定する温度は、スラブ（鋼スラブ）または鋼板の表面温度のことを指す。
　熱間圧延
　加熱保持温度：スラブ表面温度で１１００℃以上
　加熱保持時間：３０分以上
　熱間圧延前のスラブ加熱では、鋼スラブをスラブ表面温度で１１００℃以上の加熱保持温度（スラブ加熱保持温度）で３０分以上保持することでＢ系析出物等の析出物の固溶が促進され、析出物の大きさや個数の低減が図られる。加熱保持温度は、好ましくは１２００℃以上である。加熱保持温度は、好ましくは１２５０℃以下である。
また、加熱保持温度で保持する時間（保持時間（スラブ加熱保持時間））は好ましくは４０分以上である。保持時間は、好ましくは５０分以下である。
　９００～１０００℃での滞留時間：２０秒以上１５０秒以下
　熱間圧延では、スラブを９００～１０００℃で２０秒以上１５０秒以下滞留させる。９００～１０００℃の温度域における滞留時間の増加は、ＢＮを主体とした析出物を生成させ、この析出物を粗大化させる。これらの温度域で生成する析出物は焼鈍加熱によって固溶しにくく、焼鈍後の固溶Ｂ量を低下させる。滞留時間が１５０秒超えでは、遅れ破壊の抑制に有効な固溶Ｂ量を得ることができない。そのため、上記滞留時間は１５０秒以下であり、好ましくは１２０秒以下であり、より好ましくは１００秒以下である。
一方、上記滞留時間が２０秒未満では、組織が不均一となる可能性がある。そのため、上記滞留時間は２０秒以上である。上記滞留時間は、好ましくは３０秒以上である。
　仕上げ圧延温度：８５０℃以上
　熱間仕上げ圧延において、仕上げ圧延温度（ＦＴ）は熱延組織の不均一を抑制するため、８５０℃以上とする。仕上げ圧延温度は、好ましくは、８７０℃以上である。
また、仕上げ圧延温度は、好ましくは、９３０℃以下である。
　仕上げ圧延温度から６５０℃までの範囲における平均冷却速度（第１平均冷却速度）：４０℃／秒以上
　熱間仕上げ圧延後の冷却において、仕上げ圧延温度から６５０℃までの範囲における平均冷却速度を４０℃／秒以上とする冷却を行う。仕上げ圧延温度から６５０℃までの温度域ではオーステナイトの再結晶に伴って、Ｂが粒界に偏析するとともに、Ｆｅ２３（Ｃ，Ｂ）６が析出する。Ｆｅ２３（Ｃ，Ｂ）６の析出を極力抑制するために、平均冷却速度（第１平均冷却速度）は４０℃／秒以上とする。平均冷却速度は、好ましくは６０℃／秒以上である。
平均冷却速度は、好ましくは５００℃／秒以下であり、より好ましくは３００℃／秒以下である。
なお、熱間圧延工程での平均冷却速度（第１平均冷却速度）とは、「（冷却開始時の温度（仕上げ圧延温度）（℃）－冷却完了時の温度（℃）（６５０℃））／冷却開始から冷却完了までの冷却時間（秒）」である。
　巻取り温度：６５０℃以下
　上記の６５０℃までの冷却後、必要に応じてさらに冷却してから巻取りを行う。このとき、巻取り温度が６５０℃超えではＦｅ２３（Ｃ，Ｂ）６の析出が促進されるため、耐遅れ破壊特性は悪化する。したがって、巻取り温度は６５０℃以下とする。好ましくは、巻取り温度は６００℃以下である。また、巻取り温度は、好ましくは５００℃以上である。
　冷間圧延
　圧下率：４０％以上
　冷間圧延で、圧下率（累積圧下率（冷間圧延率））を４０％以上とすれば、その後の連続焼鈍における再結晶挙動、集合組織配向を安定化させることができる。圧下率が４０％に満たない場合、焼鈍時のオーステナイト粒が一部粗大となり、強度が低下するおそれがある。また、圧下率は、８０％以下であることが好ましい。
　連続焼鈍
　４００℃から焼鈍温度までの平均加熱速度：１．０℃／秒以上
　冷間圧延後の鋼板には、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）で焼鈍と焼き戻し処理を施し、さらに必要に応じて、調質圧延が施される。
Ｆｅ２３（Ｃ，Ｂ）６は焼鈍加熱中のフェライト域で生成し、粗大化するため、Ｆｅ２３（Ｃ，Ｂ）６を低減させ、Ｂによる粒界強化の効果を十分に得るために、４００℃以上での平均加熱速度を増加させる必要がある。このような観点から、４００℃から焼鈍温度までの平均加熱速度は１．０℃／秒以上である。４００℃から焼鈍温度までの平均加熱速度は、好ましくは、１．５℃／秒以上であり、より好ましくは、３．０℃／秒以上である。また、上記平均加熱速度は、好ましくは１０℃／秒以下である。
なお、ここでの平均加熱速度とは、「後述の焼鈍温度（℃）－４００（℃））／４００℃から焼鈍温度までの加熱時間（分）」である。
　焼鈍温度：８３０～９５０℃
　均熱時間（焼鈍温度での保持時間）：６００秒以下
　焼鈍後に未固溶で残存するＦｅ２３（Ｃ，Ｂ）６などの析出物を十分に低減するため、焼鈍は高温で長時間行う。具体的には、焼鈍温度を８３０℃以上とする必要がある。焼鈍温度は、好ましくは８４０℃以上であり、より好ましくは８５０℃以上である。
一方、９５０℃超えの焼鈍では旧オーステナイト粒径が粗大化し、原因は明らかではないが、最終的な残留オーステナイトが低減する。焼鈍温度が９５０℃を超えると、所望の残留オーステナイト量が得られないため、焼鈍温度は９５０℃以下とする。焼鈍温度は、好ましくは９００℃以下である。
また、均熱時間（保持時間）の過度な長時間化も、旧オーステナイト粒径の粗大化を招き、残留オーステナイトを低減させる。したがって、均熱時間は、６００秒以下の均熱とする。均熱時間は、好ましくは５４０秒以下であり、より好ましくは４８０秒以下である。
一方、未固溶で残存するＦｅ２３（Ｃ，Ｂ）６などの析出物を十分に低減させるために、均熱時間は１０秒以上とすることが好ましい。均熱時間は、好ましくは３０秒以上であり、より好ましくは６０秒以上である。
　焼鈍温度から１５０～２５０℃の冷却停止温度までの平均冷却速度（第２平均冷却速度）：１０℃／秒以上
　マルテンサイトの面積率が８５％以上、９５％未満であり、残留オーステナイトの面積率が５％以上、１５％以下である組織を得るために、焼鈍温度から１５０℃～２５０℃の冷却停止温度まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、冷却停止温度から２５０℃～４５０℃の再加熱保持温度まで加熱し、その後、再加熱保持温度で２０～１５００秒保持する。
　ここで平均冷却速度（第２平均冷却速度）とは、「（焼鈍温度（℃）－冷却停止温度（℃））／焼鈍温度から冷却停止温度までの冷却時間（秒）」である。
　焼鈍温度から冷却停止温度の平均冷却速度（第２平均冷却速度）が１０℃／秒未満であると、フェライトやベイナイトが過度に生成し、所望の強度が得られない。したがって、焼鈍温度から冷却停止温度の平均冷却速度（第２平均冷却速度）は１０℃／秒以上とする。焼鈍温度から冷却停止温度の平均冷却速度は好ましくは２０℃／秒以上である。
第２平均冷却速度は、好ましくは３００℃／秒以下であり、より好ましくは１００℃／秒以下である。
冷却停止温度が１５０℃未満では、マルテンサイトの面積率が９５％以上となり、曲げ成形性が劣化する。したがって、冷却停止温度は１５０℃以上とする。冷却停止温度は、好ましくは２００℃以上である。
一方、冷却停止温度が２５０℃超では、マルテンサイトの面積率が８５％未満となり、強度が低下する。したがって、冷却停止温度は２５０℃以下とする。冷却停止温度は、好ましくは２４０℃以下であり、より好ましくは２３０℃以下である。
　再加熱保持温度：２５０～４５０℃
　再加熱保持温度が２５０℃未満であると、マルテンサイトからオーステナイトへの元素の濃化が十分に生じず、残留オーステナイトが低減し、曲げ成形性が劣化する。したがって、再加熱保持温度は２５０℃以上とする。再加熱保持温度は、好ましくは３００℃以上である。
一方、再加熱保持温度が４５０℃超では、再加熱保持中のオーステナイトの変態が促進され、残留オーステナイトが低減し、曲げ成形性が劣化する。したがって、再加熱保持温度は４５０℃以下とする。再加熱保持温度は、好ましくは４００℃以下であり、より好ましくは３４０℃以下である。
　再加熱保持温度での保持時間：２０～１５００秒
　再加熱保持温度での保持時間（再加熱保持時間）が２０秒未満であると、マルテンサイトからオーステナイトへの元素の濃化が十分に生じず、残留オーステナイトが低減し、曲げ成形性が劣化する。したがって、再加熱保持時間は２０秒以上とする。再加熱保持時間は、好ましくは１００秒以上である。
一方、再加熱保持時間が１５００秒超では、再加熱保持中のオーステナイトの変態が促進され、残留オーステナイトが低減し、曲げ成形性が劣化する。また、マルテンサイトの焼戻しが過度に進行し、強度が低下する。したがって、再加熱保持時間は１５００秒以下とする。再加熱保持時間は、好ましくは１２００秒以下である。
　このようにして得られた鋼板に、表面粗度の調整、板形状の平坦化などプレス成形性を安定化させる観点からスキンパス圧延を施すことができる。その場合は、スキンパス伸長率は０．１％以上とするのが好ましい。また、スキンパス伸長率は１．０％以下とするのが好ましい。この場合、スキンパスロールはダルロールとし、鋼板の粗さＲａを０．８μｍ以上に調整することが形状平坦化の観点からは好ましい。また、鋼板の粗さＲａは１．８μｍ以下に調整することが好ましい。
　また、得られた鋼板に、めっき処理を施してもよい。すなわち、連続焼鈍の後、鋼板表面にめっき処理を行ってもよい。めっき処理を施すことで表面にめっき層を有する鋼板が得られる。
　以上、本発明によれば、高強度冷延鋼板の耐遅れ破壊特性を大幅に向上させ、高強度鋼板の適用による部品強度の向上や軽量化に貢献する。本発明の鋼板は、板厚は０．５ｍｍ以上とすることが好ましい。また、板厚は２．０ｍｍ以下とすることが好ましい。
　次に、本発明の部材およびその製造方法について説明する。
　本発明の部材は、本発明の鋼板に対して、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施してなるものである。また、本発明の部材の製造方法は、本発明の鋼板に対して、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む。
　本発明の鋼板は、引張強さが１４７０ＭＰａ以上であり、優れた曲げ加工性と優れた耐遅れ破壊特性を有している。そのため、本発明の鋼板を用いて得た部材も高強度であり、従来の高強度部材に比べて耐遅れ破壊特性に優れる。また、本発明の部材を用いれば、軽量化可能である。したがって、本発明の部材は、例えば、車体骨格部品に好適に用いることができる。
　成形加工は、プレス加工等の一般的な加工方法を制限なく用いることができる。また、接合加工は、スポット溶接、アーク溶接等の一般的な溶接や、リベット接合、かしめ接合等を制限なく用いることができる。
　以下、本発明の実施例を説明する。
表１に示す成分組成の鋼を溶製後、スラブに鋳造した。
このスラブに、表２に示す熱処理および圧延を施し板厚１．４ｍｍの鋼板を得た。
　具体的には、各成分組成を有するスラブを、表２に示す加熱保持温度で表２に示す加熱保持時間保持した後、表２に示す９００～１０００℃での滞留時間とし、表２に示す仕上げ圧延温度で、熱間仕上げ圧延を行い、表２に示す第１平均冷却速度で冷却を行い、表２に示す巻取り温度で巻取りを行うことで熱延鋼板とした。
その後、該熱延鋼板を表２に示す圧下率（冷間圧延圧下率）で冷間圧延することで冷延鋼板とした。
その後、該冷延鋼板を、表２に示す平均加熱速度で表２に示す焼鈍温度まで加熱し、表２に示す均熱時間で保持した後、表２に示す第２平均冷却速度で冷却停止温度まで冷却し、表２に示す再加熱保持温度まで再加熱し、表２に示す保持時間保持し、連続焼鈍を行った。
　また、Ｎｏ．２については、得られた鋼板に対して、電気めっきを施し、Ｚｎめっき層が形成された鋼板を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
　得られた鋼板について、先に記した手法にて金属組織の定量化を行い、さらに引張試験、曲げ成形性評価試験および耐遅れ破壊特性評価試験を行った。
具体的には、組織の測定方法は以下の通りに行った。
マルテンサイト、ベイナイト、フェライトの面積率は、鋼板のＬ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を研磨後ナイタールで腐食し、鋼板表面から１／４厚み位置においてＳＥＭで２０００倍の倍率にて、５０μｍ×６５μｍの範囲で４視野観察し、撮影した組織写真を画像解析して測定した。ここで、マルテンサイト、ベイナイトはＳＥＭでは灰色もしくは白色を呈した組織を指す。ここで、ベイナイトは以下の特徴を有する。すなわち、アスペクト比が２．５以上でプレート状の形態を呈しており、マルテンサイトとくらべるとやや黒色の組織である。上記のプレートの幅は０．３～１．７μｍである。ベイナイトの内部の直径１０～２００ｎｍの炭化物の分布密度は０～３個／μｍ２である。一方、フェライトはＳＥＭで黒色のコントラストを呈する領域である。なお、マルテンサイトやベイナイトの内部には微量の炭化物、窒化物、硫化物、酸化物を含むが、これらを除外することは困難なので、これらを含めた領域の面積率をその面積率とした。
　残留オーステナイト（残留γ）の測定は、鋼板の表層２００μｍをシュウ酸で化学研磨し、板面を対象に、Ｘ線回折強度法により求めた。Ｍo－Ｋα線によって測定した（２００）α、（２１１）α、（２２０）α、（２００）γ、（２２０）γ、（３１１）γ回折面ピークの積分強度より計算した。
　円相当径５００ｎｍ以上である析出物の数密度Ａは、鋼板のＬ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を研磨後、鋼板の板厚１／５位置～４／５位置の領域、すなわち鋼板表面より板厚に対して１／５位置から、板厚中央を挟み、４／５位置までの領域において、２ｍｍ２の領域を連続してＳＥＭで撮影し、撮影したＳＥＭ写真から、このような析出物の個数を計測することで求めた。また、撮影する倍率は２０００倍である。また、個々の介在物粒子の成分分析を行う場合は、個々の介在物粒子を１００００倍に拡大して、上記の析出物を分析した。ここで、円相当径５００ｎｍ以上である析出物はＦｅ２３（Ｃ，Ｂ）６等のＢを含む析出物であり、加速電圧が３ｋＶのエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）による元素分析でＢのピークの有無を調べ、Ｂのピークがあるときは、上記析出物が存在していると評価した。
　引張試験はコイル幅１／４位置において圧延直角方向が長手方向となるようにＪＩＳ５号引張試験片を切り出し、引張試験(ＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０２２）に準拠)を実施して引張強度ＴＳを評価した。引張強度ＴＳが１４７０ＭＰａ以上であるものを合格とした。
　曲げ成形性の評価は次のようにして行った。
　各鋼板から圧延方向と直角方向（コイル幅方向）を長手方向とするＪＩＳ３号試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８（２０２２）の規定に準拠したＶブロック法による９０°Ｖ曲げ試験を曲げ半径を変えて行った。そして、試験片表面に０．３ｍｍ以上の亀裂を生じない最小の曲げ半径Ｒを板厚ｔで除した値（Ｒ／ｔ）により曲げ性を評価した。なお、曲げ稜線方向を圧延方向と平行になるようにした。本発明では、Ｒ／ｔが３．０以下の鋼板を曲げ性に優れると評価し、表３に「〇（合格）」で示す。Ｒ／ｔが３．０超の鋼板を曲げ性が劣位と評価し、表３に「×（不合格）」で示す。
　耐遅れ破壊特性の評価は次のようにして行った。
　得られた鋼板（コイル）の幅方向にコイル幅の１／４位置より圧延直角方向：１００ｍｍ、圧延方向：３０ｍｍとなる短冊試験片を採取して実施した。長さが１００ｍｍとなる長辺側の端面の切り出しはせん断加工とし、せん断加工ままの状態で（バリを除去する機械加工を施さずに）、バリが曲げ外周側となるように曲げ加工を施し、その曲げ成形時の試験片形状を維持して、ボルトで試験片を固定した。せん断加工のクリアランスは１３％とし、レーキ角は１°とした。曲げ加工は、先端曲げ半径１０ｍｍで、曲げ頂点内側の角度が９０度（Ｖ曲げ）とした。ポンチは、先端半径が上記の先端曲げ半径Ｒと同じであり、Ｕ字形状（先端Ｒ部分が半円形状でポンチ胴部の厚さが２Ｒ）のものを用い、ダイは、コーナーＲが３０ｍｍのものを用いた。ポンチが鋼板を押し込む深さを調整し、先端の曲げ角度（曲げ頂点内側の角度）が９０度（Ｖ字形状）となるように成形した。曲げ成形時の直片部のフランジ端部同士の距離が曲げ成形した時と同じ距離になるように（スプリングバックによる直片部の開口をキャンセルアウトするように）、油圧ジャッキで試験片を挟んで締め込み、その状態でボルト締結した。ボルトはあらかじめ短冊試験片の短辺エッジから１０ｍｍ内側に設けた楕円形状（短軸１０ｍｍ、長軸１５ｍｍ）の穴に通して固定した。得られたボルト締め後の試験片を、０．１質量％のチオシアン酸アンモニウム水溶液と、ＭｃＩｌｖａｉｎｅ緩衝液を、質量比として１：１で混合し、ｐＨを８．０に調整した溶液に浸漬して耐遅れ破壊特性評価試験を実施した。このとき、溶液の温度は２０℃とし、試験片の表面積１ｃｍ３あたりの液量は２０ｍｌとした。２４時間経過後に目視で確認できるレベル（長さ１ｍｍ以上）の亀裂の有無を確認し、亀裂が観察されなかったものは、耐遅れ破壊特性が優れると判断した。表３で「割れ無」と示すものが合格であり、「割れ有」と示すものが不合格である。
　得られた鋼板の組織、特性について表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  
　本発明の範囲内の鋼板は、高強度であり、曲げ成形性および耐遅れ破壊特性に優れていた。
　一方、比較例では、引張強度、曲げ成形性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。
　また、本発明例の鋼板を用いて、成形加工を施して得た部材、接合加工を施して得た部材は、本発明例の鋼板が高強度であり、優れた曲げ成形性および優れた耐遅れ破壊特性を有していることから、本発明例の鋼板と同様に、高強度であり、優れた曲げ成形性および優れた耐遅れ破壊特性を有することがわかった。

Claims (7)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．１５％以上０．４５％以下、
    Ｓｉ：０．３％以上２．０％以下、
    Ｍｎ：１．７％以上４．０％以下、
    Ｐ：０．１０％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．５０％以下、
    Ｎ：０．０１０％以下、
    Ｂ：０．０００８％以上０．０１００％以下を含有し、
    残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    マルテンサイトの組織全体に対する面積率が８５％以上９５％未満であり、
    残留オーステナイトの組織全体に対する面積率が５％以上１５％以下である鋼組織を有し、
    円相当径５００ｎｍ以上である析出物の数密度Ａが下記の式（１）を満たす鋼板。
    Ａ（個／ｍｍ２）≦　８．５×１０５×［Ｂ］　・・・式（１）
    ここで、［Ｂ］はＢの含有量（質量％）を表す。
  2. 　前記成分組成として、さらに質量％で、
    Ｃｕ：１．００％以下、
    Ｃｒ：１．００％以下、
    Ｎｂ：０．１０％以下、
    Ｔｉ：０．１０％以下、
    Ｖ：０．５０％以下、
    Ｍｏ：０．５０％以下、
    Ｎｉ：１．００％以下、
    Ｓｂ：０．１０％以下、
    Ｓｎ：０．１０％以下、
    Ａｓ：０．１０％以下、
    Ｔａ：０．１０％以下、
    Ｃａ：０．０２０％以下、
    Ｍｇ：０．０２０％以下、
    Ｚｎ：０．０２０％以下、
    Ｃｏ：０．０２０％以下、
    Ｚｒ：０．０２０％以下、
    Ｗ：０．０２０％以下、
    ＲＥＭ：０．０２０％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の鋼板。
  3. 　鋼板表面にめっき層を有する、請求項１または２に記載の鋼板。
  4. 　請求項１～３のいずれかに記載の鋼板を用いてなる部材。
  5. 　請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブを、スラブ表面温度で１１００℃以上の加熱保持温度で３０分以上保持した後、
    ９００～１０００℃での滞留時間を２０秒以上１５０秒以下とし、仕上げ圧延温度を８５０℃以上とした条件で熱間仕上げ圧延を行い、
    前記仕上げ圧延温度から６５０℃までの範囲における平均冷却速度を４０℃／秒以上とする冷却を行い、
    その後、６５０℃以下の巻取り温度で巻取ることで熱延鋼板とし、
    該熱延鋼板を４０％以上の圧下率で冷間圧延することで冷延鋼板とし、
    焼鈍温度を８３０～９５０℃とし、前記冷延鋼板を、４００℃から前記焼鈍温度まで１．０℃／秒以上の平均加熱速度で加熱し、
    前記焼鈍温度で６００秒以下保持した後、
    前記焼鈍温度から１５０～２５０℃の冷却停止温度まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、
    前記冷却停止温度から２５０～４５０℃の再加熱保持温度まで加熱し、
    その後、前記再加熱保持温度で２０～１５００秒保持する連続焼鈍を行う、鋼板の製造方法。
  6. 　前記連続焼鈍の後、鋼板表面にめっき処理を行う、請求項５に記載の鋼板の製造方法。
  7. 　請求項１～３のいずれかに記載の鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
     

     
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