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WO2023188504A1 - 鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法 - Google Patents

鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法 Download PDF

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Publication number
WO2023188504A1
WO2023188504A1 PCT/JP2022/040833 JP2022040833W WO2023188504A1 WO 2023188504 A1 WO2023188504 A1 WO 2023188504A1 JP 2022040833 W JP2022040833 W JP 2022040833W WO 2023188504 A1 WO2023188504 A1 WO 2023188504A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel plate
section
temperature
tempering
Prior art date
Application number
PCT/JP2022/040833
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
真平 吉岡
英之 木村
佑馬 本田
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to JP2023508472A priority Critical patent/JP7311070B1/ja
Priority to KR1020247030706A priority patent/KR20240148909A/ko
Priority to CN202280092849.9A priority patent/CN118786234A/zh
Publication of WO2023188504A1 publication Critical patent/WO2023188504A1/ja

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to steel plates and members, and methods of manufacturing them.
  • Patent Document 1 describes "In mass%, C: more than 0.140%, less than 0.400%, Si: more than 0.35%, less than 1.50%, Mn: more than 1.50%, less than 4.00%, P: 0 .100% or less, S: 0.010% or less, Al: 0.100% or less, N: 0.0100% or less, Ti: 0% or more, less than 0.050%, Nb: 0% or more, 0.050 %, V: 0% or more, 0.50% or less, Cr: 0% or more, 1.00% or less, Mo: 0% or more, 0.50% or less, B: 0% or more, 0.0100% or less , Ca: 0% or more, 0.0100% or less, Mg: 0% or more, 0.0100% or less, REM: 0% or more, 0.0500% or less, Bi: 0% or more, 0.050% or less.
  • the structure at a position 1/4 of the plate thickness from the surface has a volume fraction of tempered martensite of 70.0% or more, retained austenite of more than 3.0% and less than 10.0%, and a total of 25.0%.
  • the structure at a position 25 ⁇ m from the surface contains, in terms of volume fraction, a total of 70% or more of ferrite and bainite, and a total of 30% or less of martensite and tempered martensite, At a position 25 ⁇ m from the surface, the average grain size of the martensite and the tempered martensite is 5.0 ⁇ m or less, The tensile strength is 1310 MPa or more, the uniform elongation is 5.0% or more, and R/t, which is the ratio of the limit bending radius R to the plate thickness t at 90° V bending, is 5.0 or less. High strength cold rolled steel plate. ” is disclosed.
  • the chemical composition is C: 0.08 to 0.20% (meaning mass %; the same applies below for chemical composition), Si: 0.20-3.0%, Mn: 1.0 to 3.5%, Al: 3% or less (not including 0%), P: 0.15% or less (not including 0%), S: 0.02% or less (not including 0%), and N: 0.01% or less (not including 0%) and the remainder consists of iron and unavoidable impurities,
  • delayed fracture may occur due to an increase in residual stress within the component and deterioration of delayed fracture resistance due to the material itself. becomes apparent.
  • delayed failure is a phenomenon that leads to failure in the following manner. That is, when the component is placed in a hydrogen intrusion environment with high stress applied to the component, hydrogen infiltrates into the component. This causes a decrease in interatomic bonding force and local deformation, resulting in microcracks, which propagate and lead to destruction.
  • the area ratio of carbides in martensite is kept below a certain level, so the amount of solid solution C in the prior ⁇ grains is large, and the strength within the prior ⁇ grains is high.
  • delayed fracture usually occurs starting from the prior ⁇ grain boundary. Therefore, when the strength within the prior ⁇ grains is high, the strength at the prior ⁇ grain boundaries becomes relatively low, promoting delayed fracture due to grain boundary fracture.
  • the present invention was developed to meet the above requirements, and provides a steel plate that simultaneously achieves a strength of TS: 1310 MPa or more and excellent delayed fracture resistance, together with an advantageous manufacturing method thereof.
  • the purpose is to Another object of the present invention is to provide a member made of the above-mentioned steel plate, and a method for manufacturing the same.
  • the intragranular strength of martensite and bainite is proportional to the amount of solute C, and the amount of solute C correlates with the amount of carbide precipitation. Therefore, in order to obtain a strength of TS: 1310 MPa or more while suppressing delayed fracture at grain boundaries, it is important to control the amount and size of carbide precipitation.
  • Fine carbides inhibit the diffusion of hydrogen, which causes delayed fracture, and have the effect of improving delayed fracture resistance. However, if all the carbides are to be finely precipitated, the amount of carbides precipitated will be insufficient, and the effect of suppressing delayed fracture at grain boundaries will not be obtained.
  • the manufacturing conditions in particular, the tempering process should be divided into two sections, and the tempering parameters calculated from the residence time and intermediate temperature should be individually and appropriately controlled in each section. is important.
  • the present invention was completed based on the above findings and further studies.
  • the gist of the present invention is as follows. 1. In mass%, C: 0.12% or more and 0.40% or less, Si: 1.50% or less, Mn: 0.20% or more and 3.50% or less, P: 0.050% or less, S: 0.0100% or less, sol.
  • the total area ratio of martensite and bainite is 95% or more and 100% or less, The area ratio of carbides present in the grains of the martensite and the bainite is 5% or more and 25% or less, The average equivalent circular diameter of the carbide is 10 nm or more and 80 nm or less, and The particle size distribution of the carbide satisfies the following formula (1), A steel plate having a tensile strength of 1310 MPa or more.
  • xi Number density of carbides whose circle equivalent diameter is (5.0 ⁇ i) nm or more and less than (5.0 ⁇ (i+1)) nm [number/ ⁇ m 2 ]
  • i Integer from 1 to n n: 31
  • the steel sheet according to 1, wherein the component composition further contains at least one of the following groups A and B in mass %.
  • groups A and B Cu: 1.00% or less, Ni: 1.00% or less, Mo: 0.50% or less, Cr: 1.00% or less, Zr: 0.100% or less, Ca: 0.0100% or less, Ti: 0.100% or less, Nb: 0.100% or less, B: 0.0100% or less, V: 0.200% or less, W: 0.200% or less, Sb: 0.100% or less, One or more types selected from Sn: 0.100% or less and Mg: 0.0100% or less
  • group B One or two selected from Se, As, Pb, Bi, Zn, Cs, Rb, Co, La, Tl, Nd, Y, In, Be, Hf, Tc, Ta, O, La, Ce, and Pr. More than: 0.02% or less in total
  • a first cooling step in which the steel plate is cooled at an average cooling rate of 10° C./second or less in a temperature range from the annealing temperature to the second cooling start temperature;
  • the steel plate is cooled to a cooling stop temperature of 50°C or less, with the second cooling start temperature: 680°C or more, and the average cooling rate in the temperature range from the second cooling start temperature to 50°C: 30°C/second or more.
  • the first section and the second section of the tempering process are divided into two equal parts of the time period in the temperature range of 100 ° C or higher in the tempering process, and the first half is the first section of the tempering process and the second half is the second section of the tempering process. This is what I did.
  • a method for manufacturing a member comprising the step of subjecting the steel plate according to any one of 1 to 3 above to at least one of forming and bonding to produce a member.
  • a steel plate can be obtained that simultaneously achieves a strength of TS: 1310 MPa or more and excellent delayed fracture resistance.
  • the steel sheet of the present invention can be applied to various parts requiring high strength by cold pressing, which is more advantageous in terms of cost and productivity. It can contribute to improvement and weight reduction.
  • the steel sheet of the present invention is suitable as a steel sheet for cold pressing that is applied to automobiles, home appliances, etc. through cold pressing.
  • C 0.12% or more and 0.40% or less C increases the strength of martensite and bainite, and is included from the viewpoint of ensuring a strength of TS: 1310 MPa or more.
  • the C content is set to 0.12% or more.
  • the C content is preferably 0.18% or more.
  • the C content is more preferably 0.24% or more.
  • the C content is set to 0.40% or less.
  • the C content is preferably 0.36% or less, more preferably 0.32% or less.
  • Si 1.50% or less Si can be added as a strengthening element through solid solution strengthening.
  • the lower limit of the Si content is not particularly limited, and may be 0%. However, from the viewpoint of obtaining the above effects, the Si content is preferably 0.02% or more. The Si content is more preferably 0.10% or more. On the other hand, when the Si content exceeds 1.50%, the effect is saturated. Furthermore, the amount of Si segregation increases, which deteriorates delayed fracture resistance. Therefore, the Si content is set to 1.50% or less.
  • the Si content is preferably 1.20% or less, more preferably 1.00% or less, even more preferably 0.80% or less.
  • Mn 0.20% or more and 3.50% or less
  • Mn is an element that improves the hardenability of steel, and is included to ensure martensite.
  • the Mn content is set to 0.20% or more from the viewpoint of ensuring martensite in an industrially stable manner.
  • the Mn content is preferably 0.80% or more.
  • the Mn content is set to 3.50% or less.
  • the Mn content is preferably 3.00% or less, more preferably 2.50% or less, even more preferably 2.00% or less.
  • P 0.050% or less
  • P is an element that strengthens steel, but when its content is large, spot weldability deteriorates. Therefore, the P content is set to 0.050% or less. From the above viewpoint, the P content is preferably 0.020% or less. Note that the lower limit of the P content is not particularly limited. However, reducing the P content to less than 0.002% requires a great deal of cost. Therefore, from the viewpoint of cost, the P content is preferably 0.002% or more.
  • the S content is set to 0.0100% or less. From the above viewpoint, the S content is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0020% or less. Note that the lower limit of the S content is not particularly limited. However, reducing the S content to less than 0.0002% requires a great deal of cost. Therefore, from the viewpoint of cost, the S content is preferably 0.0002% or more.
  • sol. Al 1.00% or less Al can be included in order to perform sufficient deoxidation and reduce inclusions in the steel.
  • the lower limit of the Al content is not particularly limited and may be 0%. However, from the viewpoint of stably deoxidizing, sol.
  • the Al content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.01% or more.
  • the Al content is preferably 0.80% or less, more preferably 0.50% or less.
  • N 0.010% or less N forms coarse nitrides and deteriorates delayed fracture resistance. Therefore, N should be 0.010% or less.
  • the N content is preferably 0.0080% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited and may be 0%. However, from the viewpoint of industrial implementation, the N content is preferably 0.0005% or more.
  • the basic components of the steel sheet according to one embodiment of the present invention have been described above.
  • the steel sheet according to one embodiment of the present invention contains the above basic components, and the remainder other than the above basic components is Fe (iron) and inevitable impurities. It has a component composition including.
  • the steel plate according to one embodiment of the present invention has a composition containing the above-mentioned basic components, with the remainder consisting of Fe and unavoidable impurities.
  • the steel plate according to one embodiment of the present invention may contain one or more selected from the following optional additive components.
  • Cu 1.00% or less
  • Ni 1.00% or less
  • Mo 0.50% or less
  • Cr 1.00% or less
  • Zr 0.100% or less
  • Ca 0.0100% or less
  • Ti 0.100% or less
  • Nb 0.100% or less
  • B 0.0100% or less
  • V 0.200% or less
  • W 0.200% or less
  • Sb 0.100% or less
  • Sn 0.100% or less
  • Mg 0.0100% or less
  • Cu 1.00% or less
  • Cu is an element that improves corrosion resistance.
  • Cu also has the effect of coating the surface of the steel plate with corrosion products, suppressing hydrogen penetration into the steel plate, and improving delayed fracture resistance.
  • the Cu content is preferably more than 0%, more preferably 0.01% or more.
  • the Cu content is more preferably 0.05% or more.
  • too much Cu content causes surface defects. Therefore, when Cu is contained, the content is preferably 1.00% or less.
  • Ni 1.00% or less
  • Ni is also an element that improves corrosion resistance.
  • the Ni content is preferably more than 0%, more preferably 0.01% or more.
  • the content is preferably 1.00% or less.
  • Mo 0.50% or less Mo can be contained for the purpose of improving the hardenability of steel and stably ensuring a predetermined strength. From the viewpoint of obtaining the above effects, the Mo content is preferably more than 0%, more preferably 0.001% or more, and still more preferably 0.005% or more. However, when the Mo content exceeds 0.50%, chemical conversion treatment properties deteriorate. Therefore, when Mo is contained, the content is preferably 0.50% or less.
  • Cr 1.00% or less Cr can be contained for the purpose of improving the hardenability of steel. From the viewpoint of obtaining the above effects, the Cr content is preferably more than 0%, more preferably 0.001% or more. However, when the Cr content exceeds 1.00%, chemical conversion treatment properties deteriorate. Therefore, when Cr is contained, the content is preferably 1.00% or less. Note that from the viewpoint of preventing deterioration of chemical conversion treatment properties, the Cr content is more preferably 0.20% or less.
  • Zr 0.100% or less Zr contributes to high strength through the refinement of the prior ⁇ grain size and the resulting refinement of the internal structure of martensite. From this viewpoint, the Zr content is preferably more than 0%, more preferably 0.001% or more. However, when Zr is contained excessively, coarse Zr-based precipitates increase, leading to deterioration of delayed fracture resistance. Therefore, when Zr is contained, the content is preferably 0.100% or less.
  • Ca 0.0100% or less
  • Ca has the effect of fixing S as CaS and improving delayed fracture resistance.
  • the Ca content is preferably more than 0%, more preferably 0.0001% or more.
  • the content is preferably 0.0100% or less.
  • the Ca content is more preferably 0.0050% or less.
  • Ti 0.100% or less Ti forms TiN prior to forming BN. Thereby, solid solution B is ensured, and the effect of stabilizing hardenability is obtained. From the viewpoint of obtaining such effects, the Ti content is preferably more than 0%, more preferably 0.002% or more. On the other hand, when Ti is contained excessively, a large amount of coarse inclusions such as TiN and TiC are generated, which deteriorates delayed fracture resistance. Therefore, the Ti content is set to 0.100% or less. The Ti content is preferably 0.060% or less, more preferably 0.055% or less.
  • Nb 0.100% or less Nb contributes to high strength through refining the prior ⁇ grain size and thereby refining the internal structure of martensite.
  • the Nb content is preferably more than 0%, more preferably 0.002% or more.
  • the content is preferably 0.100% or less.
  • B 0.0100% or less
  • B is an element that improves the hardenability of steel, and has the advantage of increasing the amount of martensite produced even with a small Mn content.
  • the B content is preferably greater than 0%, more preferably 0.0002% or more, and even more preferably 0.0005% or more.
  • the B content is set to 0.0100% or less.
  • V 0.200% or less
  • V can be contained for the purpose of improving the hardenability of steel and increasing the strength by refining martensite. From the viewpoint of obtaining such effects, the V content is preferably more than 0%, more preferably 0.001% or more. However, when the V content exceeds 0.200%, castability deteriorates. Therefore, when V is contained, the content is preferably 0.200% or less.
  • W 0.200% or less W contributes to high strength through the formation of fine W-based carbides and carbonitrides. From this point of view, the W content is preferably more than 0%, more preferably 0.001% or more. However, when W is contained excessively, coarse precipitates that remain undissolved during slab heating in the hot rolling process increase, leading to deterioration of delayed fracture resistance. Therefore, when W is contained, the content is preferably 0.200% or less.
  • Sb 0.100% or less Sb suppresses oxidation and nitridation in the surface layer of the steel sheet, thereby suppressing reduction of C and B. By suppressing the reduction of C and B, ferrite formation in the surface layer of the steel sheet is suppressed, contributing to higher strength.
  • the Sb content is preferably more than 0%, more preferably 0.001% or more.
  • the content is preferably 0.100% or less.
  • Sn 0.100% or less Sn suppresses oxidation and nitridation in the surface layer of the steel sheet, thereby suppressing reduction of C and B. By suppressing the reduction of C and B, ferrite formation in the surface layer of the steel sheet is suppressed, contributing to increased strength and further improved delayed fracture resistance.
  • the Sn content is preferably more than 0%, more preferably 0.001% or more.
  • the Sn content exceeds 0.100%, castability deteriorates.
  • Sn segregates at prior ⁇ grain boundaries, leading to deterioration of delayed fracture resistance. Therefore, when Sn is contained, the content is preferably 0.100% or less.
  • Mg 0.0100% or less Mg fixes O as MgO and improves delayed fracture resistance. From this point of view, the Mg content is preferably greater than 0%, more preferably 0.0001% or more. However, excessive Mg content causes deterioration of surface quality and delayed fracture resistance. Therefore, when Mg is contained, the content is preferably 0.0100% or less.
  • the structure of the steel plate according to one embodiment of the present invention is The total area ratio of martensite and bainite is 95% or more and 100% or less, The area ratio of carbides present in the grains of the martensite and the bainite is 5% or more and 25% or less, The average equivalent circular diameter of the carbide is 10 nm or more and 80 nm or less, and The structure satisfies the above formula (1) regarding the particle size distribution of the carbide. The reasons for each limitation will be explained below. Note that the area ratio is the area ratio for the entire tissue.
  • Total area ratio of martensite and bainite 95% or more and 100% or less
  • the total area ratio of martensite and bainite is 95% or more.
  • the total area ratio of martensite and bainite is less than 95%, residual structures such as ferrite, retained austenite, and pearlite increase, making it difficult to obtain a predetermined strength.
  • the tempering temperature is lowered, the toughness decreases and the delayed fracture resistance deteriorates.
  • the method of increasing the amount of C may deteriorate weldability. Therefore, the total area ratio of martensite and bainite is 95% or more. Note that the upper limit of the total area ratio of martensite and bainite is not particularly limited, and may be 100%.
  • Area ratio of remainder 5% or less Structures constituting the remainder other than martensite and bainite may reduce strength or promote delayed fracture. Therefore, the area ratio of the remaining portion is set to 5% or less.
  • the lower limit of the area ratio of the remainder is not particularly limited, and the area ratio of the remainder may be 0%. Note that structures constituting the remainder other than martensite and bainite include ferrite, retained austenite, and pearlite.
  • the total area ratio of martensite and bainite is measured as follows. That is, after polishing the L cross section (vertical cross section parallel to the rolling direction) of the steel plate, it was corroded with nital, and the L cross section of the steel plate was observed with SEM at 1/4 the thickness of the steel plate in 4 fields at 2000x magnification. do. Next, the photographed tissue photograph is image analyzed. Both martensite and bainite are gray contrasting regions. Martensite and bainite may contain inclusions such as carbides, nitrides, sulfides, and oxides, but the area occupied by these inclusions shall be included in the area of martensite and bainite. do.
  • the area exhibiting the gray contrast described above may contain retained austenite
  • the area ratio of retained austenite is subtracted from the area ratio of the area exhibiting the gray contrast using the method described below. , calculate the total area ratio of martensite and bainite.
  • martensite and bainite are mainly composed of so-called tempered martensite and tempered bainite that have been tempered during the manufacturing process.
  • the tempered martensite and tempered bainite also include martensite and bainite that have undergone self-tempering during continuous cooling.
  • some of the martensite may contain less than 5% area ratio of so-called fresh martensite, which has not undergone tempering (also in the invention examples of the examples described later), The area ratio of fresh martensite was 5% or less in all cases).
  • Tempered martensite usually contains white contrasting carbides inside. On the other hand, in fresh martensite, no carbide is observed inside.
  • ferrite is a region that exhibits a black contrast.
  • Pearlite is a layered structure of ferrite and plate-shaped white contrasting cementite.
  • martensite and bainite can basically be distinguished from the contrast difference in the above-mentioned SEM microstructure photographs. However, if it is difficult to distinguish between the two, it is possible to do so by observing the position and variant of the carbide contained inside using an SEM at a magnification of 10,000 times. That is, in bainite, carbides are generated at the interface of the lath-like structure or within the lath. Moreover, since the crystal orientation relationship between bainitic ferrite and cementite is one type, the generated carbide extends in one direction. On the other hand, in tempered martensite, which mainly constitutes martensite, carbides are generated within the lath.
  • the generated carbide extends in multiple directions. Therefore, it is possible to distinguish between tempered martensite and bainite by observing the position and variant of carbides contained inside using SEM at a magnification of 10,000 times.
  • the total area of the four fields of view of the region exhibiting the gray contrast is calculated, and a value is obtained by dividing the total area by the total area of the four fields of view and multiplying by 100. Then, the area ratio of retained austenite measured by the method described later is subtracted from the obtained value, and the value is taken as the total area ratio of martensite and bainite. However, among the regions exhibiting a gray contrast, island-like regions having an area of less than 1 ⁇ m 2 are excluded to calculate the total area ratio of martensite and bainite.
  • the area ratio of retained austenite is measured as follows. That is, a steel plate is chemically polished with oxalic acid to a depth of 200 ⁇ m from its surface. Then, using the chemically polished surface as an observation surface, observation is performed using an X-ray diffraction method. MoK ⁇ rays were used for the incident X-rays, and the diffraction intensity of the (200), (211) and (220) planes of BCC iron was compared with the (200), (220) and (311) planes of FCC iron (austenite). Find the ratio of the diffraction intensities. Next, the volume fraction of retained austenite is calculated from the ratio of the diffraction intensities of each surface. Then, assuming that the retained austenite is three-dimensionally homogeneous, the volume fraction of the retained austenite is defined as the area fraction of the retained austenite.
  • Carbides present within the grains of martensite and bainite are hydrogen oxides that cause delayed fracture. inhibits diffusion.
  • carbides reduce the intragranular strength, thereby reducing the difference between the intragranular strength and the grain boundary strength, and relatively strengthen the grain boundaries. Through these, delayed fracture resistance is improved.
  • the area ratio of carbides is less than 5%, the above-mentioned effect of improving delayed fracture resistance cannot be sufficiently obtained.
  • the area ratio of carbides is set to 5% or more and 25% or less.
  • the area ratio of carbide is preferably 10% or more.
  • the area ratio of carbides is preferably 20% or less.
  • Average circular equivalent diameter of carbide 10 nm or more and 80 nm or less
  • the average equivalent circular diameter of carbide is set to 10 nm or more and 80 nm or less.
  • the average equivalent circular diameter of the carbide is preferably 60 nm or less, more preferably 40 nm or less.
  • Particle size distribution of carbide satisfies the following formula (1).
  • the grain size of carbides becomes coarser as the tempering temperature increases. Further, when tempering is performed at a constant temperature, the grain size distribution of carbides becomes a distribution close to a normal distribution.
  • the following formula (1) represents a state in which the particle size distribution of carbides is not a normal distribution, but is mainly composed of relatively fine carbides, and also contains a certain amount of coarse carbides.
  • the inventors have conducted various studies and found that excellent delayed fracture resistance can be obtained by satisfying the following formula (1). Although the mechanism for this is not clear, the inventors believe that the hydrogen trapping effect of relatively fine carbides and the reduction of the amount of dissolved C due to the formation of coarse carbides work synergistically. There is.
  • the left-hand side value of the following formula (1) is preferably 1.35 or more, more preferably 1.50 or more. Further, the upper limit of the left-hand side value of the following equation (1) is not particularly limited, but for example, it is preferable that the left-hand side value of the following equation (1) is 2.20 or less.
  • xi Number density of carbides whose circle equivalent diameter is (5.0 ⁇ i) nm or more and less than (5.0 ⁇ (i+1)) nm [number/ ⁇ m 2 ]
  • i Integer from 1 to n n: 31
  • X Average value of xi ((arithmetic) average value from x1 to x31)
  • s standard deviation of xi (standard deviation from x1 to x31) It is.
  • the measurement of the area ratio and average equivalent circle diameter of carbides and the calculation of the left-hand side value of the above equation (1) are performed as follows. That is, after polishing the L cross section (vertical cross section parallel to the rolling direction) of the steel plate, it is corroded with nital. Next, the L cross section of the steel plate is observed by SEM at a position of 1/4 of the thickness of the steel plate, and an in-lens SE image is obtained.
  • in-lens SE images are affected by the work function of the material surface and changes in surface potential due to local electrification, and provide images that are sensitive to differences in materials, so the boundary between the base iron and carbide is clearly visible. You can check it.
  • the acceleration voltage 1 kV
  • the working distance 4 mm
  • the magnification 15,000 times.
  • the obtained in-lens SE image is analyzed by ImageJ and binarized into carbide and base metal.
  • the total area ratio of carbides is calculated using the particle analysis function, and this value is taken as the area ratio of carbides.
  • the equivalent circle diameter of each carbide is calculated, and the average value thereof is taken as the average equivalent circle diameter of the carbide.
  • count the number of carbides whose circle-equivalent diameter is (5.0 x i) nm or more and less than (5.0 x (i + 1)) nm, and calculate xi (yen).
  • the number density of carbides having an equivalent diameter of (5.0 ⁇ i) nm or more and less than (5.0 ⁇ (i+1)) nm) is determined.
  • the left-hand side value of the above equation (1) is calculated from the obtained xi.
  • carbides with an equivalent circle diameter of less than 5 nm are excluded.
  • the martensite region contains prior ⁇ grain boundaries, packet boundaries, and block boundaries, and carbides may precipitate in the form of a film on these grain boundaries and boundaries. It is not included in the carbides present in the grains.
  • the steel plate according to an embodiment of the present invention is characterized by excellent delayed fracture resistance even when the TS is 1310 MPa or more. Therefore, TS is set to 1310 MPa or more.
  • TS is preferably 1470 MPa or more, more preferably 1700 MPa or more.
  • the upper limit of the TS is not particularly limited, but, for example, it may be suitable that the TS is 2500 MPa or less. Note that TS is measured by a tensile test based on JIS Z 2241. The details are as described in the examples described later.
  • the steel plate according to an embodiment of the present invention may have a plating layer on its surface (one or both surfaces).
  • the type of the plating layer is not particularly limited, and examples include a galvanized layer and a plating layer of a metal other than zinc. Further, the plating layer may contain components other than the main component such as zinc. Examples of the galvanized layer include a hot-dip galvanized layer, an alloyed hot-dip galvanized layer, and an electrogalvanized layer.
  • the thickness of the steel plate according to an embodiment of the present invention is not particularly limited, but is preferably 0.5 mm or more and 3.0 mm or less.
  • the steel plate according to one embodiment of the present invention may be a hot-rolled steel plate or a cold-rolled steel plate.
  • a member according to an embodiment of the present invention is a member made of (made of) the above-mentioned steel plate.
  • a steel plate material is subjected to at least one of forming and bonding, preferably cold pressing, to form a member.
  • the above-mentioned steel plate simultaneously realizes a strength of TS: 1310 MPa or more and excellent delayed fracture resistance.
  • the above steel sheet can be applied in cold press to various parts that require high strength, which is more advantageous in terms of cost and productivity, and improves the strength of parts. and can contribute to weight reduction. Therefore, the member according to one embodiment of the present invention is particularly suitable for application to members used in automobiles, home appliances, and the like.
  • a method for manufacturing a steel plate according to an embodiment of the present invention includes: A rolling process of rolling a steel slab having the above-mentioned composition to produce a steel plate; an annealing step of annealing the steel plate at an annealing temperature of 3 points or more of A and an annealing time of 30 seconds or more; Next, a first cooling step in which the steel plate is cooled at an average cooling rate of 10° C./second or less in a temperature range from the annealing temperature to the second cooling start temperature; The steel plate is cooled to a cooling stop temperature of 50°C or less, with the second cooling start temperature: 680°C or more, and the average cooling rate in the temperature range from the second cooling start temperature to 50°C: 30°C/second or more.
  • each temperature mentioned above means the surface temperature of a steel slab and a steel plate unless otherwise specified.
  • a steel slab is rolled, for example, hot rolled, or hot rolled and cold rolled to form a steel plate.
  • the preparation method (manufacturing conditions), hot rolling conditions, and cold rolling conditions of the steel slab are not particularly limited, and may be carried out according to conventional methods.
  • the hot rolled steel sheet after hot rolling may be optionally pickled.
  • the pickling conditions are not particularly limited either, and conventional methods may be followed.
  • the cold rolled steel sheet after cold rolling may optionally be pickled.
  • the pickling conditions are not particularly limited either, and conventional methods may be followed.
  • the steel plate (hot-rolled steel plate or cold-rolled steel plate) obtained as described above is annealed at an annealing temperature of 3 points or more of A and an annealing time of 30 seconds or more.
  • Annealing temperature 3 points or more of A
  • the annealing temperature is set to A3 point or higher.
  • the annealing temperature is preferably 1000°C or less.
  • the annealing temperature is the highest temperature reached in the annealing process, and the temperature during holding during annealing may be constant or may vary as long as it is A3 points or higher.
  • the A3 points are determined by the following formula.
  • Annealing time 30 seconds or more If the annealing time is less than 30 seconds, sufficient austenite will not be generated during annealing. As a result, a predetermined total area ratio of martensite and bainite cannot be obtained in the final product, and as a result, a TS of 1310 MPa or more cannot be obtained. Therefore, the annealing time is set to 30 seconds or more. Although the upper limit of the annealing time is not particularly limited, if the annealing time exceeds a certain value, the austenite grain size may become coarse and the toughness may deteriorate. Therefore, the annealing time is preferably 900 seconds or less. Note that the annealing time is the holding time (residence time) in the temperature range of A3 points or higher.
  • Average cooling rate in the temperature range from annealing temperature to second cooling start temperature 10°C/second or less
  • Average cooling rate in the temperature range from annealing temperature to second cooling start temperature (hereinafter also referred to as first cooling rate) is 10 If it exceeds .degree. C./second, temperature variations will occur in the steel sheet before the start of secondary cooling, and the shape of the sheet after the second cooling step may not be flat. If the plate shape is not flat, problems arise such as, for example, it becomes difficult to ensure dimensional accuracy when molding into automobile parts. Therefore, the first cooling rate is set to 10° C./second or less.
  • the first cooling rate is preferably 8° C./second or less. Note that the lower limit of the first cooling rate is not particularly limited, but the first cooling rate is preferably 1° C./second or more.
  • Second cooling start temperature 680°C or higher If the second cooling start temperature is less than 680°C, excessive residual ⁇ and pearlite may be generated, and there is a risk that the desired total area ratio of martensite and bainite may not be obtained in the final product. be. Additionally, martensite and bainite may be tempered during cooling, and carbides may become excessively coarse. Therefore, the second cooling start temperature is set to 680° C. or higher. Although the upper limit of the second cooling start temperature is not particularly limited, for example, the second cooling start temperature is preferably 850° C. or lower. Further, the second cooling start temperature is preferably ⁇ 50° C. or lower than the annealing temperature.
  • Average cooling rate in the temperature range from second cooling start temperature to 50°C: 30°C/sec or more Average cooling rate in the temperature range from second cooling start temperature to 50°C (hereinafter also referred to as second cooling rate) is 30°C If it is less than 0.degree. C./sec, residual .gamma. and pearlite will be excessively produced, and there is a possibility that a predetermined total area ratio of martensite and bainite cannot be obtained in the final product. Additionally, martensite and bainite may be tempered during cooling, and carbides may become excessively coarse. Therefore, the second cooling rate is set to 30° C./second or more. The second cooling rate is preferably 50°C/second or more, more preferably 100°C/second or more. Note that the upper limit of the second cooling rate is not particularly limited, but the second cooling rate is preferably 2000° C./second or less.
  • Cooling stop temperature 50°C or less From the viewpoint of suppressing coarsening of carbides, the cooling stop temperature is set to 50°C or less. Note that the lower limit of the cooling stop temperature is not particularly limited, but the cooling stop temperature is preferably 5° C. or higher.
  • ⁇ 1 is set to 5000 or less.
  • ⁇ 1 is more preferably 4700 or less.
  • the lower limit of ⁇ 1 is not particularly limited, for example, ⁇ 1 is preferably 3500 or more.
  • ⁇ 2 becomes too small, it becomes difficult to obtain fine carbides that contribute to hydrogen trapping, and it becomes difficult to obtain a particle size distribution of carbides that satisfies the above formula (1). Therefore, ⁇ 2 is set to 3100 or more.
  • ⁇ 1 tempering parameter of the first section of the tempering process
  • ⁇ 2 tempering parameter of the second section of the tempering process
  • ⁇ 1 T1 ⁇ (logt1+20)...(5)
  • ⁇ 2 T2 ⁇ (logt2+20)...(6)
  • t1 residence time in the first section of the tempering process [s]
  • t2 residence time [s] of the second section of the tempering process
  • T2 intermediate temperature in the second section of the tempering process [°C]
  • the first section and the second section of the tempering process are divided into two equal parts of the time period in the temperature range of 100 ° C or higher in the tempering process, and the first half is the first section of the tempering process and the second half is the second section of the tempering process. This is what I did.
  • T1 and T2 measure the temperature at the middle point of the first section and the second section, and let the measured values be T1 and T2, respectively.
  • t1 and t2 are not particularly limited, and are preferably set to, for example, 200 to 700 seconds each. Further, T1 and T2 are also not particularly limited, and for example, it is preferable that T1 be 150 to 220°C and T2 be 150 to 200°C.
  • the obtained steel plate may optionally be subjected to skin pass rolling (temper rolling) or leveler processing from the viewpoint of stabilizing the shape accuracy of press forming, such as adjusting the surface roughness and flattening the plate shape.
  • skin pass rolling and leveler processing are not particularly limited, and conventional methods may be followed.
  • the obtained steel plate may be subjected to plating treatment.
  • plating treatment By performing plating treatment, a steel plate having a plating layer on the surface can be obtained.
  • the plating method is not particularly limited, and examples thereof include hot-dip plating and electroplating.
  • a plating process may be performed in which alloying is performed after hot-dip plating.
  • the type of plating is not particularly limited, and examples thereof include zinc plating and plating of a metal other than zinc.
  • the conditions for the plating treatment are not particularly limited, and any conventional method may be followed.
  • the plating bath may contain components other than the main component such as zinc.
  • each step after the above-mentioned annealing step may be performed by continuous annealing or batch annealing, but from the viewpoint of productivity, it is preferable to perform continuous annealing.
  • Conditions other than the above are not particularly limited and may be according to conventional methods.
  • a method for manufacturing a member according to an embodiment of the present invention preferably includes a step of subjecting the above steel plate (for example, a steel plate manufactured by the above steel plate manufacturing method) to at least one of a forming process and a joining process to form a member.
  • the method includes a step of applying cold pressing to form a member.
  • the molding method is not particularly limited, and for example, a general processing method such as press working can be used.
  • the joining method is not particularly limited, and for example, common welding such as spot welding, laser welding, arc welding, rivet joining, caulking joining, etc. can be used.
  • the molding conditions and bonding conditions are not particularly limited, and conventional methods may be followed.
  • Cold pressing conditions are not particularly limited either, and conventional methods may be followed.
  • a part of the cold rolled steel sheet (cold rolled steel sheet No. 17) was subjected to plating treatment (electrogalvanizing treatment) to provide a plating layer on the surface of the cold rolled steel sheet.
  • the plate thickness of the steel plate serving as the final product was 1.4 mm.
  • No. The annealing time of No. 27 is as follows. This is the holding time at an annealing temperature of 27. Conditions other than those specified were in accordance with conventional law.
  • the tensile test was conducted in accordance with JIS Z 2241. That is, a JIS No. 5 test piece was taken from the steel plate so that the longitudinal direction was perpendicular to the rolling direction of the steel plate. Using the sampled test piece, a tensile test was conducted at a crosshead speed of 10 mm/min, and the TS was measured. The results are also listed in Table 3. The evaluation criteria are as follows. ⁇ TS Pass: 1310MPa or more Fail: Less than 1310MPa
  • the delayed fracture test was conducted using a low strain rate tensile test in the following manner. That is, a test piece was prepared by grinding both sides of a steel plate to a thickness of 1.2 mm, buffing the surface, and processing the steel plate into a shape with a parallel part length of 15 mm and a parallel part width of 6 mm. Next, the test piece was preliminarily charged with hydrogen (if the thickness of the steel plate is less than 1.2 mm, at least one side is ground to a depth of 0.1 mm or more, and the surface is buffed to prepare the test piece). ).
  • Preliminary hydrogen charging was performed in a treatment solution in which 3 g/L of ammonium thiocyanate was added to a 3 mass % NaCl aqueous solution at a liquid temperature of 20 to 30°C, current density: 0.05 mA/cm 2 , and holding time: 48 hours. I went there. After the completion of preliminary charging, the treatment liquid was replaced, hydrogen charging was performed under the same conditions as the preliminary hydrogen charging, and a tensile test was conducted using the above test piece at a strain rate of 0.005 mm/min to determine the maximum stress value ( ⁇ H) was calculated.
  • a test piece was prepared from each steel plate in the same manner as above, and a tensile test was conducted in an atmospheric environment under the same conditions as above, except for preliminary hydrogen charging and no hydrogen charging, and the maximum stress value ( ⁇ N) was determined. .
  • the stress ratio ⁇ H/ ⁇ N was determined, and the stress ratio ⁇ H/ ⁇ N was used as an index of delayed fracture resistance.
  • the plate shape is required to be good. Therefore, we cut a steel plate to a width of 1000 mm and a length of 500 mm, and placed the cut steel plate horizontally on a surface plate, and measured the height (distance from the surface of the surface plate) at the highest point on the surface plate. It was measured. Then, the value obtained by subtracting the thickness of the steel plate from the measured value was defined as the maximum warp height, and was used as an index of the plate shape.
  • a steel plate can be obtained that simultaneously achieves a strength of TS: 1310 MPa or more and excellent delayed fracture resistance.
  • the steel sheet of the present invention can be applied to various parts requiring high strength by cold pressing, which is more advantageous in terms of cost and productivity. It can contribute to improvement and weight reduction.

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Abstract

ＴＳ：１３１０ＭＰａ以上の強度と、優れた耐遅れ破壊特性とを同時に実現した鋼板を、提供する。所定の成分組成とし、かつ、マルテンサイトおよびベイナイトを主体とする複合組織とし、マルテンサイトおよびベイナイトの粒内に存在する炭化物を５％以上２５％以下とし、炭化物の平均円相当径を１０ｎｍ以上８０ｎｍ以下とし、かつ、炭化物の粒径分布について式（１）を満足させる。

Description

鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
　本発明は、鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法に関する。
　近年、自動車の車体軽量化ニーズの更なる高まりから、車体骨格部品への高強度鋼板の適用が進みつつある。
　このような高強度鋼板として、例えば、特許文献１には、
「質量％で、Ｃ：０．１４０％超、０．４００％未満、Ｓｉ：０．３５％超、１．５０％未満、Ｍｎ：１．５０％超、４．００％未満、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｔｉ：０％以上、０．０５０％未満、Ｎｂ：０％以上、０．０５０％未満、Ｖ：０％以上、０．５０％以下、Ｃｒ：０％以上、１．００％以下、Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下、Ｂ：０％以上、０．０１００％以下、Ｃａ：０％以上、０．０１００％以下、Ｍｇ：０％以上、０．０１００％以下、ＲＥＭ：０％以上、０．０５００％以下、Ｂｉ：０％以上、０．０５０％以下、を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
  表面から板厚の１／４の位置における組織が、体積率で、７０．０％以上の焼戻しマルテンサイトと、３．０％超１０．０％未満の残留オーステナイトと、合計で２５．０％以下のフェライトおよびベイナイトと、５．０％以下のマルテンサイトと、を含み、
  前記表面から２５μｍの位置における組織が、体積率で、合計で７０％以上のフェライトおよびベイナイトと、合計で３０％以下のマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトと、を含み、
  前記表面から２５μｍの位置において、前記マルテンサイトおよび前記焼戻しマルテンサイトの平均粒径が５．０μｍ以下であり、
  引張強度が１３１０ＭＰａ以上であり、均一伸びが５．０％以上であり、９０°Ｖ曲げでの限界曲げ半径Ｒと板厚ｔの比であるＲ／ｔが５．０以下であることを特徴とする、高強度冷延鋼板。」
が開示されている。
　特許文献２には、
「化学成分組成が、
Ｃ：０．０８～０．２０％（質量％の意味。化学成分組成について以下同じ）、
Ｓｉ：０．２０～３．０％、
Ｍｎ：１．０～３．５％、
Ａｌ：３％以下（０％を含まない）、
Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、および
Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）
を満たし、残部が鉄及び不可避不純物からなり、
　全組織に占める焼戻しマルテンサイトおよび炭化物が合計で９５面積％以上であり、かつ、
  鋼板表面から板厚方向に深さ１０μｍの位置から板厚の１／４深さの位置までの組織において、旧オーステナイト粒径（Ｄγ）：２０μｍ以下、および炭化物の占める面積率（Ｑ値）：０．２０％以下（但し、Ｑ値＝０％は含まない）を満たし、更に、
  引張強度が１１８０ＭＰａ以上１３７０ＭＰａ以下であることを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼板。」
が開示されている。
特許第６６３５２３６号 特許第５９０６１５４号
　ところで、車体骨格部品への高強度鋼板の適用に際し、従来は、鋼板を加熱してプレスする、いわゆる熱間プレス成形での高強度鋼板の適用が精力的に検討されてきた。しかしながら、最近では、コストや生産性の観点から、改めて冷間プレス成形（以下、冷間プレスともいう）での高強度鋼板の適用が検討されつつある。
　高強度鋼板、特に、引張強さ（以下、ＴＳともいう）：１３１０ＭＰａ以上の鋼板を冷間プレスする場合、部品内での残留応力の増加や素材そのものによる耐遅れ破壊特性の劣化により、遅れ破壊が顕在化する。ここで、遅れ破壊とは、以下のようにして破壊に至る現象である。すなわち、部品に高い応力が加わった状態で当該部品が水素侵入環境下に置かれた際に、水素が当該部品内に侵入する。これにより、原子間結合力の低下や局所的な変形が生じて微小亀裂が生じ、その微小亀裂が進展することで破壊に至る。
　鋼板の耐遅れ破壊特性は、一般的に、合金元素の添加量の増加に伴って、劣化することが知られている。そのため、マルテンサイトやベイナイトを主相とし、強度に寄与する合金元素の添加を極力低減する設計思想が有効であると考えられる。しかし、マルテンサイトやベイナイトを主相とする場合であっても、高強度化に伴う耐遅れ破壊特性の劣化が実用上の課題として顕在化しており、耐遅れ破壊特性を一層向上させる技術が要求されている。
　例えば、特許文献１に開示の高強度鋼板では、表層部にフェライトやベイナイトを生成させている。そのため、フェライトやベイナイトの周囲の未変態オーステナイト部にＣが濃縮して、未変態オーステナイト部から生成したマルテンサイトが非常に硬質となる。その結果、それらが応力集中部となって遅れ破壊を助長する。
　また、特許文献２に開示の高強度鋼板では、マルテンサイト中の炭化物の面積率を一定以下としているため、旧γ粒内の固溶Ｃ量が多く、旧γ粒内の強度が高い。ここで、遅れ破壊は、通常、旧γ粒界を起点に生じる。そのため、旧γ粒内の強度が高い場合、相対的に旧γ粒界の強度が低くなり、粒界破壊による遅れ破壊を助長する。
　本発明は、上記の要求に応えるために開発されたものであって、ＴＳ：１３１０ＭＰａ以上の強度と、優れた耐遅れ破壊特性とを同時に実現した鋼板を、その有利な製造方法とともに、提供することを目的とする。
　また、本発明は、上記の鋼板を素材とする部材、および、その製造方法を提供することを目的とする。
　さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、鋭意検討を重ねたところ、以下の知見を得た。
ｉ）マルテンサイトやベイナイトの粒内の強度は固溶Ｃ量に比例し、固溶Ｃ量は炭化物の析出量と相関する。そのため、粒界での遅れ破壊を抑制しつつ、ＴＳ：１３１０ＭＰａ以上の強度を得るためには、炭化物の析出量およびサイズを制御することが重要である。
ｉｉ）微細な炭化物は遅れ破壊の原因となる水素の拡散を阻害し、耐遅れ破壊特性を改善する効果を有する。しかし、全ての炭化物を微細に析出させようとすると、炭化物の析出量が不十分となり、粒界での遅れ破壊を抑制する効果が得られない。これらを両立するためには、炭化物の面積率およびサイズに加えて、炭化物の粒径分布を適正に制御することが有効である。
ｉｉｉ）炭化物の粒径分布を制御するには、製造条件、特に、焼戻し工程を２区間に分け、それぞれの区間において、滞留時間と中間温度から算出される焼戻しパラメーターを個別かつ適切に制御することが重要である。
　本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。
　すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
　Ｃ：０．１２％以上０．４０％以下、
　Ｓｉ：１．５０％以下、
　Ｍｎ：０．２０％以上３．５０％以下、
　Ｐ：０．０５０％以下、
　Ｓ：０．０１００％以下、
　ｓｏｌ．Ａｌ：１．００％以下および
　Ｎ：０．０１０％以下
であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である、成分組成を有し、
　マルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率が９５％以上１００％以下であり、
　前記マルテンサイトおよび前記ベイナイトの粒内に存在する炭化物の面積率が５％以上２５％以下であり、
　前記炭化物の平均円相当径が１０ｎｍ以上８０ｎｍ以下であり、かつ、
　前記炭化物の粒径分布について次式（１）を満足し、
　引張強さが１３１０ＭＰａ以上である、鋼板。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
 　ここで、
　ｘｉ：円相当径が（５．０×ｉ）ｎｍ以上（５．０×（ｉ＋１））ｎｍ未満である炭化物の個数密度［個／μｍ２］
　ｉ：１～ｎの整数
　ｎ：３１
　Ｘ：ｘｉの平均値
　ｓ：ｘｉの標準偏差
である。
２．前記成分組成が、さらに、質量％で、以下のＡ群およびＢ群のうちの少なくとも一方を含有する、前記１に記載の鋼板。
（Ａ群）
　Ｃｕ：１．００％以下、
　Ｎｉ：１．００％以下、
　Ｍｏ：０．５０％以下、
　Ｃｒ：１．００％以下、
　Ｚｒ：０．１００％以下、
　Ｃａ：０．０１００％以下、
　Ｔｉ：０．１００％以下、
　Ｎｂ：０．１００％以下、
　Ｂ：０．０１００％以下、
　Ｖ：０．２００％以下、
　Ｗ：０．２００％以下、
　Ｓｂ：０．１００％以下、
　Ｓｎ：０．１００％以下および
　Ｍｇ：０．０１００％以下
のうちから選択される一種または二種以上
（Ｂ群）
　Ｓｅ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｚｎ、Ｃｓ、Ｒｂ、Ｃｏ、Ｌａ、Ｔｌ、Ｎｄ、Ｙ、Ｉｎ、Ｂｅ、Ｈｆ、Ｔｃ、Ｔａ、Ｏ、Ｌａ、ＣｅおよびＰｒうちから選択される一種または二種以上：合計で０．０２％以下
３．表面にめっき層を有する、前記１または２に記載の鋼板。
４．前記１～３のいずれかに記載の鋼板を用いてなる、部材。
５．前記１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブに圧延を施して鋼板とする、圧延工程と、
　前記鋼板を、焼鈍温度：Ａ３点以上、および、焼鈍時間：３０秒以上として焼鈍する、焼鈍工程と、
　ついで、前記鋼板を、前記焼鈍温度～第２冷却開始温度の温度域での平均冷却速度：１０℃／秒以下として冷却する、第１冷却工程と、
　前記鋼板を、前記第２冷却開始温度：６８０℃以上、前記第２冷却開始温度～５０℃の温度域での平均冷却速度：３０℃／秒以上として、５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する、第２冷却工程と、
　前記鋼板を、次式（２）、（３）および（４）満足する条件で焼戻す、焼戻し工程と、
を有する、鋼板の製造方法。
　λ１≦５０００・・・（２）
　λ２≧３１００・・・（３）
　λ２≦０．８８×λ１＋４００・・・（４）
　ここで、
　λ１：焼戻し工程の第１区間の焼戻しパラメーター、および
　λ２：焼戻し工程の第２区間の焼戻しパラメーター、
であり、それぞれ次式（５）および（６）式により定義される。
　λ１＝Ｔ１×（ｌｏｇｔ１＋２０）・・・（５）
　λ２＝Ｔ２×（ｌｏｇｔ２＋２０）・・・（６）
　また、
　ｔ１：焼戻し工程の第１区間の滞留時間［ｓ］、
　Ｔ１：焼戻し工程の第１区間の中間温度［℃］、
　ｔ２：焼戻し工程の第２区間の滞留時間［ｓ］、および
　Ｔ２：焼戻し工程の第２区間の中間温度［℃］、
である。
　焼戻し工程の第１区間および第２区間とは、焼戻し工程において１００℃以上の温度域にある時間域を２等分し、前半を焼戻し工程の第１区間、後半を焼戻し工程の第２区間としたものである。
６．前記焼戻し工程後、前記鋼板にめっき処理を行う、めっき処理工程を、さらに有する、前記５に記載の鋼板の製造方法。
７．前記１～３のいずれかに記載の鋼板に、成形加工および接合加工の少なくとも一方を施して部材とする、工程を有する、部材の製造方法。
　本発明によれば、ＴＳ：１３１０ＭＰａ以上の強度と、優れた耐遅れ破壊特性とを同時に実現した鋼板が得られる。また、本発明の鋼板は、上記の特性により、高い強度が求められる種々の部品に対して冷間プレスでの適用が可能となるので、コストや生産性の点でより有利に、部品強度の向上および軽量化に貢献することができる。特に、本発明の鋼板は、自動車や家電製品等に冷間プレスを経て供される冷間プレス用鋼板として、好適である。
　本発明を、以下の実施形態に基づき説明する。
［１］鋼板
　まず、本発明の一実施形態に従う鋼板の成分組成について説明する。なお、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
Ｃ：０．１２％以上０．４０％以下
　Ｃはマルテンサイトやベイナイトの強度を上昇させ、ＴＳ：１３１０ＭＰａ以上の強度を確保する観点から含有させる。Ｃ含有量が０．１２％未満では、所定の強度を安定して得ることが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．１２％以上とする。ＴＳ：１４７０ＭＰａ以上を得る観点からは、Ｃ含有量は０．１８％以上が好ましい。ＴＳ：１７００ＭＰａ以上を得る観点からは、Ｃ含有量は、より好ましくは０．２４％以上である。一方、Ｃ含有量が０．４０％を超えると、強度が高くなり過ぎて優れた耐遅れ破壊特性を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．４０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．３６％以下、より好ましくは０．３２％以下である。
Ｓｉ：１．５０％以下
　Ｓｉは、固溶強化による強化元素として添加することができる。Ｓｉ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。ただし、上記効果を得る観点から、Ｓｉ含有量は０．０２％以上が好ましい。Ｓｉ含有量は、より好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｓｉの含有量が１．５０％を超えると、その効果が飽和する。また、Ｓｉの偏析量が多くなり、耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、Ｓｉ含有量は１．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．２０％以下、より好ましくは１．００％以下、さらに好ましくは０．８０％以下である。
Ｍｎ：０．２０％以上３．５０％以下
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、マルテンサイトを確保するために含有させる。ここで、Ｍｎ含有量は、工業的に安定してマルテンサイトを確保する観点から、０．２０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．８０％以上である。一方、Ｍｎを過剰に含有させると、粗大なＭｎＳやＭｎ偏析の形成を通じて耐遅れ破壊特性を劣化させるおそれがある。そのため、Ｍｎ含有量は３．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは３．００％以下、より好ましくは２．５０％以下、さらに好ましくは２．００％以下である。
Ｐ：０．０５０％以下
　Ｐは、鋼を強化する元素であるが、その含有量が多いと、スポット溶接性が劣化する。そのため、Ｐ含有量は０．０５０％以下とする。上記の観点から、Ｐ含有量は、好ましくは０．０２０％以下である。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されない。ただし、Ｐ含有量を０．００２％未満に低減するには多大なコストを要する。そのため、コストの観点からは、Ｐ含有量は０．００２％以上が好ましい。
Ｓ：０．０１００％以下
　Ｓは、粗大なＭｎＳの形成を通じて耐遅れ破壊特性を劣化させる。そのため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。上記の観点から、Ｓ含有量は、好ましくは０．００５０％以下、より好ましくは０．００２０％以下である。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されない。ただし、Ｓ含有量を０．０００２％未満に低減するには多大なコストを要する。そのため、コストの観点からは、Ｓ含有量は０．０００２％以上が好ましい。
ｓｏｌ．Ａｌ：１．００％以下
　Ａｌは、十分な脱酸を行い、鋼中介在物を低減するために含有させることができる。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の下限は特に限定されず０％であってもよい。ただし、安定して脱酸を行う観点からは、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００５％以上が好ましく、０．０１％以上がより好ましい。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が１．００％を超えると、Ａｌ系の粗大介在物が多量に生成し、耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は１．００％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．８０％以下、より好ましくは０．５０％以下である。
Ｎ：０．０１０％以下
　Ｎは、粗大な窒化物を形成し、耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、Ｎは０．０１０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下である。Ｎ含有量の下限は特に限定されず０％であってもよい。ただし、工業的に実施する観点からは、Ｎ含有量は０．０００５％以上が好ましい。
　以上、本発明の一実施形態に従う鋼板の基本成分について説明したが、本発明の一実施形態に従う鋼板は、上記基本成分を含有し、上記基本成分以外の残部はＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む成分組成を有する。ここで、本発明の一実施形態に従う鋼板は、上記基本成分を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。本発明の一実施形態に従う鋼板には、上記基本成分に加え、以下に示す任意添加成分のうちから選択される一種または二種以上を含有させてもよい。なお、以下に示す任意添加成分は、以下に示す上限値以下で含有していれば、本発明の効果が得られるため、下限値は特に設けなくてもよい。また、以下に示す各任意添加成分が後述する好適な下限値未満で含有される場合、当該成分は不可避的不純物として含まれるものとすることもできる。
　Ｃｕ：１．００％以下、
　Ｎｉ：１．００％以下、
　Ｍｏ：０．５０％以下、
　Ｃｒ：１．００％以下、
　Ｚｒ：０．１００％以下、
　Ｃａ：０．０１００％以下、
　Ｔｉ：０．１００％以下、
　Ｎｂ：０．１００％以下、
　Ｂ：０．０１００％以下、
　Ｖ：０．２００％以下、
　Ｗ：０．２００％以下、
　Ｓｂ：０．１００％以下、
　Ｓｎ：０．１００％以下および
　Ｍｇ：０．０１００％以下
Ｃｕ：１．００％以下
　Ｃｕは、耐食性を向上させる元素である。また、Ｃｕは、腐食生成物により鋼板表面を被覆して鋼板への水素侵入を抑制し、耐遅れ破壊特性を向上させる効果も有する。上記の観点から、Ｃｕ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．０１％以上である。特に、耐遅れ破壊特性の向上の観点からは、Ｃｕ含有量は０．０５％以上がさらに好ましい。しかしながら、Ｃｕ含有量が多くなりすぎると表面欠陥の原因となる。したがって、Ｃｕを含有させる場合、その含有量は１．００％以下が好ましい。
Ｎｉ：１．００％以下
　Ｎｉも、耐食性を向上させる元素である。上記の観点から、Ｎｉ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．０１％以上である。しかしながら、Ｎｉ含有量が多くなりすぎると、加熱炉内でのスケール生成が不均一になり、表面欠陥の原因になる。また、コスト増にもなる。したがって、Ｎｉを含有させる場合、その含有量は１．００％以下が好ましい。
Ｍｏ：０．５０％以下
　Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させ、所定の強度を安定的に確保する効果を得る目的で含有させることができる。上記の効果を得る観点から、Ｍｏ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．００１％以上、さらに好ましくは０．００５％以上である。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると、化成処理性の劣化を招く。したがって、Ｍｏを含有させる場合、その含有量は０．５０％以下が好ましい。
Ｃｒ：１．００％以下
　Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させる効果を得る目的で含有させることができる。上記の効果を得る観点から、Ｃｒ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．００１％以上である。しかしながら、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると、化成処理性の劣化を招く。したがって、Ｃｒを含有させる場合、その含有量は１．００％以下が好ましい。なお、化成処理性の劣化を防止する観点からは、Ｃｒ含有量は０．２０％以下がより好ましい。
Ｚｒ：０．１００％以下
　Ｚｒは、旧γ粒径の微細化やそれによるマルテンサイトの内部構造の微細化を通じて高強度化に寄与する。このような観点から、Ｚｒ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．００１％以上である。しかしながら、Ｚｒを過剰に含有させると、Ｚｒ系の粗大な析出物が増加し、耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、Ｚｒを含有させる場合、その含有量は０．１００％以下が好ましい。
Ｃａ：０．０１００％以下
　Ｃａは、ＳをＣａＳとして固定し、耐遅れ破壊特性を改善する効果を有する。このような効果を得る観点から、Ｃａ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．０００１％以上である。しかしながら、Ｃａを過剰に含有させると、表面品質が劣化する。したがって、Ｃａを含有させる場合、その含有量は０．０１００％以下が好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．００５０％以下である。
Ｔｉ：０．１００％以下
　Ｔｉは、ＢＮの形成に先んじてＴｉＮを形成する。これにより、固溶Ｂが確保され、焼入れ性の安定化効果が得られる。このような効果を得る観点から、Ｔｉ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．００２％以上である。一方、Ｔｉを過剰に含有させると、粗大なＴｉＮやＴｉＣ等の介在物が多量に生成し、耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０６０％以下、より好ましくは０．０５５％以下である。
Ｎｂ：０．１００％以下
　Ｎｂは、旧γ粒径の微細化やそれによるマルテンサイトの内部構造の微細化を通じて高強度化に寄与する。このような観点から、Ｎｂ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．００２％以上である。しかしながら、Ｎｂを過剰に含有させると、Ｎｂ系の粗大な析出物が増加し、耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、Ｎｂを含有させる場合、その含有量は０．１００％以下が好ましい。
Ｂ：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含有量でもマルテンサイトの生成量を増加させる利点を有する。このような効果を得る観点から、Ｂ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．０００２％以上、さらに好ましく０．０００５％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、その効果が飽和する。したがって、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。
Ｖ：０．２００％以下
　Ｖは、鋼の焼入れ性を向上させる効果、および、マルテンサイトの微細化による高強度化の効果を得る目的で含有させることができる。このような効果を得る観点から、Ｖ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．００１％以上である。しかしながら、Ｖ含有量が０．２００％を超えると、鋳造性の劣化を招く。したがって、Ｖを含有させる場合、その含有量は０．２００％以下が好ましい。
Ｗ：０．２００％以下
　Ｗは、微細なＷ系炭化物・炭窒化物の形成を通じて、高強度化に寄与する。このような観点から、Ｗ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．００１％以上である。しかしながら、Ｗを過剰に含有させると、熱間圧延工程のスラブ加熱時に未固溶で残存する粗大な析出物が増加し、耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、Ｗを含有させる場合、その含有量は０．２００％以下が好ましい。
Ｓｂ：０．１００％以下
　Ｓｂは、鋼板の表層での酸化や窒化を抑制し、これにより、ＣやＢの低減を抑制する。ＣやＢの低減が抑制されることによって、鋼板の表層でのフェライト生成が抑制され、高強度化に寄与する。このような観点から、Ｓｂ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．００１％以上である。しかしながら、Ｓｂ含有量が０．１００％を超えると、鋳造性が劣化する。また、旧γ粒界にＳｂが偏析して耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、Ｓｂを含有させる場合、その含有量は０．１００％以下が好ましい。
Ｓｎ：０．１００％以下
　Ｓｎは、鋼板の表層での酸化や窒化を抑制し、これにより、ＣやＢの低減を抑制する。ＣやＢの低減が抑制されることによって、鋼板の表層でのフェライト生成が抑制され、高強度化、さらには耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このような観点から、Ｓｎ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．００１％以上である。しかしながら、Ｓｎ含有量が０．１００％を超えると、鋳造性が劣化する。また、旧γ粒界にＳｎが偏析して耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、Ｓｎを含有させる場合、その含有量は０．１００％以下が好ましい。
Ｍｇ：０．０１００％以下
　Ｍｇは、ＭｇＯとしてＯを固定し、耐遅れ破壊特性を改善する。このような観点から、Ｍｇ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．０００１％以上である。しかしながら、Ｍｇを過剰に含有させると、表面品質や耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、Ｍｇを含有させる場合、その含有量は０．０１００％以下が好ましい。
　なお、上記以外の元素としては、例えば、Ｓｅ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｚｎ、Ｃｓ、Ｒｂ、Ｃｏ、Ｌａ、Ｔｌ、Ｎｄ、Ｙ、Ｉｎ、Ｂｅ、Ｈｆ、Ｔｃ、Ｔａ、Ｏ、Ｌａ、ＣｅおよびＰｒ等が挙げられ、これらの元素のうちから選択される一種または二種以上の合計の含有量は０．０２％以下であれば許容できる。これらの元素の含有量はいずれも０％であってよいことは言うまでもない。
　上記以外の元素は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
　つぎに、本発明の一実施形態に従う鋼板の組織について説明する。
　本発明の一実施形態に従う鋼板の組織は、
　マルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率が９５％以上１００％以下であり、
　前記マルテンサイトおよび前記ベイナイトの粒内に存在する炭化物の面積率が５％以上２５％以下であり、
　前記炭化物の平均円相当径が１０ｎｍ以上８０ｎｍ以下であり、かつ、
　前記炭化物の粒径分布について上掲式（１）を満足する、組織である。
　以下、それぞれの限定理由について説明する。なお、面積率は、組織全体に対する面積率である。
マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率：９５％以上１００％以下
　所定の強度を得るために、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率を９５％以上とする。マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が９５％未満になると、残部組織であるフェライト、残留オーステナイトおよびパーライトが増加し、所定の強度を得ることが難しくなる。なお、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が９５％未満の組織構成で所定の強度を確保する方法としては、例えば、焼戻し温度の低温化やＣ量を増加させる方法がある。しかしながら、焼戻し温度の低温化の場合、靭性が低下して耐遅れ破壊特性が劣化する。また、Ｃ量を増加させる方法では、溶接性を劣化させるおそれがある。したがって、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率は９５％以上とする。なお、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率の上限は特に限定されず、１００％であってもよい。
残部の面積率：５％以下
　マルテンサイトおよびベイナイト以外の残部を構成する組織は、強度を低下させたり、遅れ破壊を助長するおそれがある。そのため、残部の面積率は５％以下とする。残部の面積率の下限は特に限定されず、残部の面積率は０％であってもよい。なお、マルテンサイトおよびベイナイト以外の残部を構成する組織としては、フェライト、残留オーステナイトおよびパーライトが挙げられる。
　ここで、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率は、以下のように測定する。
　すなわち、鋼板のＬ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を研磨後、ナイタールで腐食し、鋼板のＬ断面を、鋼板の板厚１／４位置においてＳＥＭにより２０００倍の倍率にて４視野観察する。ついで、撮影した組織写真を画像解析する。マルテンサイトおよびベイナイトはいずれも、灰色のコントラストを呈した領域である。マルテンサイトおよびベイナイトには、内部に炭化物や窒化物、硫化物、酸化物などの介在物が含まれる場合があるが、これらの介在物が占める領域は、マルテンサイトおよびベイナイトの面積に含めるものとする。また、上記の灰色のコントラストを呈した領域には、残留オーステナイトが含まれる場合があるため、後述する方法により、上記の灰色のコントラストを呈した領域の面積率から残留オーステナイトの面積率を減じて、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率を算出する。
　なお、マルテンサイトおよびベイナイトは、製造過程において焼戻しが生じた、いわゆる焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトを主体として構成される。ここで、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトには、連続冷却中に自己焼戻しを生じたマルテンサイトおよびベイナイトも含まれる。また、マルテンサイトの一部には、焼戻しが生じていない、いわゆるフレッシュマルテンサイトが面積率で５％以下含まれる場合がある（後述する実施例の発明例においても、（内部に炭化物が認められない）フレッシュマルテンサイトの面積率はいずれも、５％以下であった）。焼戻しマルテンサイトでは、通常、内部に白いコントラストの炭化物を含む。一方、フレッシュマルテンサイトでは、内部に炭化物が認められない。
　また、残部組織のうち、フェライトは、黒色のコントラストを呈した領域である。パーライトは、フェライトと板状で白いコントラストのセメンタイトとが層状になった組織である。
　なお、マルテンサイトとベイナイトとは、基本的には、上記したＳＥＭによる組織写真のコントラスト差から判別可能である。しかし、両者の判別が困難な場合には、内部に含まれる炭化物の位置やバリアントを、ＳＥＭにより１００００倍の倍率にて観察することにより、判別することが可能である。すなわち、ベイナイトでは、ラス状組織の界面またはラス内に炭化物が生成している。また、ベイニティックフェライトとセメンタイトとの結晶方位関係が１種類であるので、生成した炭化物は一方向に伸びている。一方、マルテンサイトを主に構成する焼戻しマルテンサイトでは、ラス内に炭化物が生成している。また、ラスと炭化物との結晶方位関係が２種類以上あるため、生成した炭化物は複数方向に伸びている。よって、内部に含まれる炭化物の位置やバリアントを、ＳＥＭにより１００００倍の倍率にて観察することにより、焼戻しマルテンサイトとベイナイトとを判別することが可能である。
　ついで、上記の灰色のコントラストを呈した領域の４視野分の合計の面積を算出し、当該合計面積を４視野分の観察領域の全面積で除して１００を乗じた値を求める。ついで、求めた値から後述する方法により測定した残留オーステナイトの面積率を減じ、その値を、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率とする。ただし、灰色のコントラストを呈した領域のうち、面積が１μｍ２未満の島状領域は除外してマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率を算出する。
　ここで、残留オーステナイトの面積率は、以下のように測定する。
　すなわち、鋼板をその表面から２００μｍまでの深さまでシュウ酸により化学研磨する。ついで、化学研磨した面を観察面として、Ｘ線回折法により観察する。入射Ｘ線にはＭｏＫα線を使用し、ｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）および（２２０）各面の回折強度に対するｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２００）、（２２０）および（３１１）各面の回折強度の比を求める。ついで、各面の回折強度の比から、残留オーステナイトの体積率を算出する。そして、残留オーステナイトが三次元的に均質であるとみなして、残留オーステナイトの体積率を、残留オーステナイトの面積率とする。
　また、残部の面積率は、１００％から上記のようにして求めたマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率を減じることにより求める。
　［残部の面積率（％）］＝１００－［マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率（％）］
マルテンサイトおよびベイナイトの粒内に存在する炭化物の面積率：５％以上２５％以下
　マルテンサイトおよびベイナイトの粒内に存在する炭化物（以下、単に炭化物ともいう)は、遅れ破壊の原因となる水素の拡散を阻害する。また、炭化物は、粒内強度を低下させることにより、粒内強度と粒界強度の差を小さくして、粒界を相対的に強化する。これらを通じて、耐遅れ破壊特性が改善される。炭化物の面積率が５％未満の場合、上記の耐遅れ破壊特性の改善効果が十分に得られない。一方、炭化物の面積率が２５％超えの場合、所定の強度を確保することが困難になる。したがって、炭化物の面積率は５％以上２５％以下とする。炭化物の面積率は、好ましくは１０％以上である。炭化物の面積率は、好ましくは２０％以下である。
炭化物の平均円相当径：１０ｎｍ以上８０ｎｍ以下
　また、炭化物の平均円相当径が１０ｎｍ未満の場合、上記の耐遅れ破壊特性の改善効果が十分に得られない。一方、炭化物の平均円相当径が８０ｎｍ超えの場合、所定の強度を確保することが困難になる。また、旧γ粒界上でも炭化物が粗大に析出し、粒界破壊による遅れ破壊を助長するおそれが生じる。したがって、炭化物の平均円相当径は１０ｎｍ以上８０ｎｍ以下とする。炭化物の平均円相当径は、好ましくは６０ｎｍ以下、より好ましくは４０ｎｍ以下である。
炭化物の粒径分布：次式（１）を満足する。
　炭化物の粒径は、焼戻し温度の増加に伴い粗大化する。また、一定の温度で焼戻し処理を施した場合には、炭化物の粒径分布は正規分布に近い分布となる。次式（１）は、炭化物の粒径分布が正規分布ではなく、比較的微細な炭化物を主体とし、粗大な炭化物も一定量含んでいる状態を表している。発明者らは、種々の検討を重ね、次式（１）を満足することによって、優れた耐遅れ破壊特性が得られることを知見した。このメカニズムは明らかではないが、発明者らは、比較的微細な炭化物による水素トラップ効果と、粗大な炭化物の形成による固溶Ｃ量の低減とが、相乗的に作用しているものと考えている。そのため、粒内炭化物の粒径分布について、次式（１）を満足させる。次式（１）の左辺値は、好ましくは１．３５以上であり、より好ましくは１．５０以上である。また、次式（１）式の左辺値の上限は特に限定されないが、例えば、次式（１）の左辺値は２．２０以下とすること好ましい。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
 　ここで、
　ｘｉ：円相当径が（５．０×ｉ）ｎｍ以上（５．０×（ｉ＋１））ｎｍ未満である炭化物の個数密度［個／μｍ２］
　ｉ：１～ｎの整数
　ｎ：３１
　Ｘ：ｘｉの平均値（ｘ１～ｘ３１までの（算術）平均値）
　ｓ：ｘｉの標準偏差（ｘ１～ｘ３１までの標準偏差）
である。
　また、炭化物の面積率および平均円相当径の測定、ならびに、上掲式（１）の左辺値の算出は、以下のようにして行う。
　すなわち、鋼板のＬ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を研磨後、ナイタールで腐食する。ついで、鋼板のＬ断面を、鋼板の板厚１／４位置においてＳＥＭにより観察し、インレンズＳＥ像を取得する。なお、インレンズＳＥ像では、物質表面の仕事関数、局所的な帯電による表面ポテンシャルの変化の影響を受け、物質の違いに敏感な像が得られるため、地鉄と炭化物との境界が明瞭に確認できる。また、加速電圧：１ｋＶ、ワーキングディスタンス：４ｍｍ、倍率：１５０００倍とする。得られたインレンズＳＥ像をＩｍａｇｅＪにより画像解析し、炭化物と地鉄に２値化する。ついで、粒子解析機能により、炭化物の合計の面積率を算出し、その値を炭化物の面積率とする。また、各炭化物の円相当径を算出し、これらの平均値を、炭化物の平均円相当径とする。加えて、各炭化物の円相当径を基に、円相当径が（５．０×ｉ）ｎｍ以上（５．０×（ｉ＋１））ｎｍ未満である炭化物の個数をそれぞれカウントし、ｘｉ（円相当径が（５．０×ｉ）ｎｍ以上（５．０×（ｉ＋１））ｎｍ未満である炭化物の個数密度）を求める。求めたｘｉから上掲式（１）の左辺値を算出する。
　ここで、各炭化物の円相当径は、次式により算出する。
　［各炭化物の円相当径（ｎｍ）］＝（４×［各炭化物の面積（ｎｍ２）］÷π）１／２
　なお、炭化物の面積率および平均円相当径の算出では、円相当径が５ｎｍ未満の炭化物は除外する。
　また、マルテンサイトの領域には旧γ粒界、パケット境界およびブロック境界が内在し、これらの粒界および境界上に炭化物がフィルム状に析出する場合があるが、これらの炭化物は、マルテンサイトの粒内に存在する炭化物には含めない。
　つぎに、本発明の一実施形態に従う鋼板の機械特性について、説明する。
引張強さ（ＴＳ）：１３１０ＭＰａ以上
　本発明の一実施形態に従う鋼板は、ＴＳ：１３１０ＭＰａ以上でも、耐遅れ破壊特性に優れる点を特徴の一つとするものである。したがって、ＴＳは１３１０ＭＰａ以上とする。ＴＳは、好ましくは１４７０ＭＰａ以上、より好ましくは１７００ＭＰａ以上である。ＴＳの上限については特に限定されないが、例えば、ＴＳは２５００ＭＰａ以下が好適であり得る。なお、ＴＳは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠する引張試験により測定する。詳細は後述する実施例に記載するとおりである。
　また、本発明の一実施形態に従う鋼板は、その表面（片面または両面）にめっき層を有していてもよい。めっき層の種類は特に限定されず、例えば、亜鉛めっき層や亜鉛以外の金属のめっき層が挙げられる。また、めっき層は、亜鉛等の主となる成分以外の成分を含んでもよい。亜鉛めっき層としては、例えば、溶融亜鉛めっき層や合金化溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層が挙げられる。
　なお、本発明の一実施形態に従う鋼板の板厚は特に限定されないが、好ましくは０．５ｍｍ以上３．０ｍｍ以下である。また、本発明の一実施形態に従う鋼板は、熱延鋼板であっても、冷延鋼板であってもよい。
［２］部材
　つぎに、本発明の一実施形態に従う部材について、説明する。
　本発明の一実施形態に従う部材は、上記の鋼板を用いてなる（素材とする）部材である。例えば、素材である鋼板に、成形加工および接合加工の少なくとも一方、好適には、冷間プレスを施して部材とする。
　ここで、上記の鋼板は、ＴＳ：１３１０ＭＰａ以上の強度と、優れた耐遅れ破壊特性とを同時に実現している。また、上記の鋼板は、上記の特性により、高い強度が求められる種々の部品に対して冷間プレスでの適用が可能となるので、コストや生産性の点でより有利に、部品強度の向上および軽量化に貢献することができる。そのため、本発明の一実施形態に従う部材は、自動車や家電製品等に使用される部材に適用して特に好適である。
［３］鋼板の製造方法
　つぎに、本発明の一実施形態に従う鋼板の製造方法について、説明する。
　本発明の一実施形態に従う鋼板の製造方法は、
　上記の成分組成を有する鋼スラブに圧延を施して鋼板とする、圧延工程と、
　前記鋼板を、焼鈍温度：Ａ３点以上、および、焼鈍時間：３０秒以上として焼鈍する、焼鈍工程と、
　ついで、前記鋼板を、前記焼鈍温度～第２冷却開始温度の温度域での平均冷却速度：１０℃／秒以下として冷却する、第１冷却工程と、
　前記鋼板を、前記第２冷却開始温度：６８０℃以上、前記第２冷却開始温度～５０℃の温度域での平均冷却速度：３０℃／秒以上として、５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する、第２冷却工程と、
　前記鋼板を、上掲式（２）、（３）および（４）満足する条件で焼戻す、焼戻し工程と、
を有する、というものである。
　なお、上記の各温度は、特に説明がない限り、鋼スラブおよび鋼板の表面温度を意味する。
［圧延工程］
　まず、鋼スラブに圧延、例えば、熱間圧延、または、熱間圧延および冷間圧延を施して鋼板とする。鋼スラブの準備方法（製造条件）、熱間圧延条件および冷間圧延条件は特に限定されず、常法に従い行えばよい。なお、熱間圧延後の熱延鋼板に、任意に酸洗を施してもよい。酸洗条件についても特に限定されず、常法に従えばよい。また、冷間圧延後の冷延鋼板に、任意に酸洗を施してもよい。酸洗条件についても特に限定されず、常法に従えばよい。
［焼鈍工程］
　ついで、上記のようにして得られた鋼板（熱延鋼板または冷延鋼板）を、焼鈍温度：Ａ３点以上、および、焼鈍時間：３０秒以上として焼鈍する。
焼鈍温度：Ａ３点以上
　最終製品の鋼板の組織において、上記のようなマルテンサイトおよびベイナイトを主体とする組織を得るためには、焼鈍温度をＡ３点以上とすることが必要である。
　すなわち、焼鈍温度がＡ３点未満になると、焼鈍時に十分なオーステナイトが生成しない。その結果、最終製品において所定のマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が得られず、ひいては、ＴＳ：１３１０ＭＰａ以上が得られない。そのため、焼鈍温度はＡ３点以上とする。なお、焼鈍温度の上限は特に限定されないが、焼鈍温度が一定以上になると、オーステナイト粒径が粗大になり靱性が劣化するおそれがある。そのため、焼鈍温度は１０００℃以下が好ましい。
　なお、焼鈍温度は、焼鈍工程での最高到達温度であり、焼鈍における保持中の温度はＡ３点以上であれば、一定であっても、変動してもよい。また、Ａ３点は次式により求める。
　Ａ３点（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ％］０．５＋４４．７×［Ｓｉ％］＋
　３１．５×［Ｍｏ％］－３０×［Ｍｎ％］－１１×［Ｃｒ％］＋７００×［Ｐ％］＋
　４００×［Ａｌ％］＋４００×［Ｔｉ％］
焼鈍時間：３０秒以上
　焼鈍時間が３０秒未満になると、焼鈍時に十分なオーステナイトが生成しない。その結果、最終製品において所定のマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が得られず、ひいては、ＴＳ：１３１０ＭＰａ以上が得られない。そのため、焼鈍時間は３０秒以上とする。なお、焼鈍時間の上限は特に限定されないが、焼鈍時間が一定以上になると、オーステナイト粒径が粗大になり靱性が劣化するおそれがある。したがって、焼鈍時間は９００秒以下が好ましい。
　なお、焼鈍時間とは、Ａ３点以上の温度域での保持時間（滞留時間）である。
［第１冷却工程］
　ついで、上記のようにして焼鈍を施した鋼板を、焼鈍温度～（後述する）第２冷却開始温度の温度域での平均冷却速度：１０℃／秒以下として、冷却する。
焼鈍温度～第２冷却開始温度の温度域での平均冷却速度：１０℃／秒以下
　焼鈍温度～第２冷却開始温度の温度域での平均冷却速度（以下、第１冷却速度ともいう）が１０℃／秒を超えると、２次冷却開始前の鋼板に温度ばらつきが生じ、第２冷却工程後の板形状が平坦でなくなるおそれがある。板形状が平坦でない場合、例えば、自動車部品への成形時に寸法精度の確保が困難になる等の問題が生じる。そのため、第１冷却速度は１０℃／秒以下とする。第１冷却速度は、好ましくは８℃／秒以下である。なお、第１冷却速度の下限は特に限定されないが、第１冷却速度は１℃／秒以上が好ましい。
［第２冷却工程］
　ついで、鋼板を、第２冷却開始温度：６８０℃以上、第２冷却開始温度～５０℃の温度域での平均冷却速度：３０℃／秒以上として、５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する。
第２冷却開始温度：６８０℃以上
　第２冷却開始温度が６８０℃未満の場合、残留γやパーライトが過剰に生成し、最終製品において所定のマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が得られないおそれがある。また、冷却中にマルテンサイトやベイナイトの焼戻しが生じ、炭化物が過度に粗大化するおそれもある。そのため、第２冷却開始温度：６８０℃以上とする。第２冷却開始温度の上限は特に限定されないが、例えば、第２冷却開始温度は８５０℃以下が好ましい。また、第２冷却開始温度は、焼鈍温度－５０℃以下が好ましい。
第２冷却開始温度～５０℃の温度域での平均冷却速度：３０℃／秒以上
　第２冷却開始温度～５０℃の温度域での平均冷却速度（以下、第２冷却速度ともいう）が３０℃／秒未満の場合、残留γやパーライトが過剰に生成し、最終製品において所定のマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が得られないおそれがある。また、冷却中にマルテンサイトやベイナイトの焼戻しが生じ、炭化物が過度に粗大化するおそれもある。そのため、第２冷却速度は３０℃／秒以上とする。第２冷却速度は、好ましくは５０℃／秒以上、より好ましくは１００℃／秒以上である。なお、第２冷却速度の上限は特に限定されないが、第２冷却速度は２０００℃／秒以下が好ましい。
冷却停止温度：５０℃以下
　炭化物の粗大化を抑制する観点から、冷却停止温度は５０℃以下とする。なお、冷却停止温度の下限は特に限定されないが、冷却停止温度は５℃以上が好ましい。
［焼戻し工程］
　ついで、鋼板を、次式（２）、（３）および（４）を同時に満足する条件で焼戻す。
λ１≦５０００　・・・（２）
　λ１が過大になると、炭化物の面積率が過大となり、所定の強度を得ることが困難となる。そのため、λ１は５０００以下とする。λ１は、より好ましくは４７００以下である。λ１の下限については特に限定されないが、例えば、λ１は３５００以上が好ましい。
λ２≧３１００　・・・（３）
　λ２が過小になると、水素トラップに寄与する微細な炭化物が得られにくくなり、上掲式（１）を満足する炭化物の粒径分布を得ることが困難になる。そのため、λ２は３１００以上とする。
λ２≦０．８８×λ１＋４００・・・（４）
　また、λ１との関係で上掲式（４）を満足するようにλ２を制御することにより、水素トラップに寄与する微細な炭化物が得られ、ひいては、上掲式（１）を満足する炭化物の粒径分布を得ることが可能となる。そのため、λ１との関係で上掲式（４）を満足するようにλ２を制御する。
　なお、上掲式（２）～（４）において、
　λ１：焼戻し工程の第１区間の焼戻しパラメーター、および
　λ２：焼戻し工程の第２区間の焼戻しパラメーター、
であり、それぞれ次式（５）および（６）式により定義される。
　λ１＝Ｔ１×（ｌｏｇｔ１＋２０）・・・（５）
　λ２＝Ｔ２×（ｌｏｇｔ２＋２０）・・・（６）
　また、
　ｔ１：焼戻し工程の第１区間の滞留時間［ｓ］、
　Ｔ１：焼戻し工程の第１区間の中間温度［℃］、
　ｔ２：焼戻し工程の第２区間の滞留時間［ｓ］、および、
　Ｔ２：焼戻し工程の第２区間の中間温度［℃］、
である。なお、上掲式（５）および（６）中のｌｏｇは、常用対数（底＝１０）を表すものである。
　焼戻し工程の第１区間および第２区間とは、焼戻し工程において１００℃以上の温度域にある時間域を２等分し、前半を焼戻し工程の第１区間、後半を焼戻し工程の第２区間としたものである。
　また、Ｔ１およびＴ２は、第１区間および第２区間の中間時点の温度を測定し、その測定値をそれぞれＴ１およびＴ２とする。
　なお、ｔ１およびｔ２は特に限定されず、例えば、それぞれ２００～７００秒とすることが好ましい。また、Ｔ１およびＴ２も特に限定されず、例えば、Ｔ１は１５０～２２０℃、Ｔ２は１５０～２００℃とすることが好ましい。
　得られた鋼板に、任意に、表面粗度の調整、板形状の平坦化などプレス成形の形状精度を安定化させる観点から、スキンパス圧延（調質圧延）やレベラー加工を施してもよい。スキンパス圧延やレベラー加工の条件は特に限定されず、常法に従えばよい。
［めっき処理工程］
　また、得られた鋼板に、めっき処理を施してもよい。めっき処理を施すことにより、表面にめっき層を有する鋼板が得られる。めっき処理方法は特に限定されず、例えば、溶融めっきや電気めっきが挙げられる。また、溶融めっき後に合金化を施すめっき処理でもよい。また、めっきの種類も特に限定されず、例えば、亜鉛めっきや亜鉛以外の金属のめっきが挙げられる。めっき処理の条件は特に限定されず、常法に従えばよい。なお、めっき浴は、亜鉛等の主となる成分以外の成分を含んでもよい。また、めっき処理を行う場合に、上記したスキンパス圧延を行う場合は、めっき処理後にスキンパス圧延を行うことが好ましい。
　なお、上記の焼鈍工程以降の各工程は、任意に、連続焼鈍により行っても、バッチ焼鈍により行ってもよいが、生産性の観点からは、連続焼鈍により行うことが好ましい。
　上記以外の条件については特に限定されず、常法に従えばよい。
［４］部材の製造方法
　つぎに、本発明の一実施形態に従う部材の製造方法について、説明する。
　本発明の一実施形態に従う部材の製造方法は、上記の鋼板（例えば、上記の鋼板の製造方法により製造された鋼板）に、成形加工および接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程、好適には、冷間プレスを施して部材とする工程を有する。
　ここで、成形加工方法は、特に限定されず、例えば、プレス加工等の一般的な加工方法を用いることができる。また、接合加工方法も、特に限定されず、例えば、スポット溶接、レーザー溶接、アーク溶接等の一般的な溶接や、リベット接合、かしめ接合等を用いることができる。なお、成形条件および接合条件については特に限定されず、常法に従えばよい。冷間プレス条件についても特に限定されず、常法に従えばよい。
　表１に示す成分組成（残部はＦｅ及び不可避的不純物）を有する鋼を溶製し、鋼スラブに鋳造した。得られた鋼スラブを、仕上げ圧延温度：８４０～９５０℃、巻取温度：４００～７００℃の条件で熱間圧延し、熱延鋼板を得た。ついで、得られた熱延鋼板を、酸洗後、冷間圧延し、冷延鋼板を得た。得られた冷延鋼板に、表２に示す条件で連続焼鈍による熱処理（焼鈍工程、第１冷却工程、第２冷却工程および焼戻し工程）を施した。なお、第２冷却工程における冷却停止温度はいずれも室温（２５℃）とした。ついで、一部の冷延鋼板（Ｎｏ．１７の冷延鋼板）にめっき処理（電気亜鉛めっき処理）を施し、冷延鋼板の表面にめっき層を設けた。なお、最終製品となる鋼板の板厚は、いずれも１．４ｍｍとした。また、Ｎｏ．２７の焼鈍時間は、Ｎｏ．２７の焼鈍温度での保持時間である。明記した以外の条件は、常法に従った。
　かくして得られた鋼板を用いて、上述した要領により、鋼板の組織の同定、マルテンサイトおよびベイナイトの粒内に存在する炭化物の面積率ならびに平均円相当径の測定を行った。また、上述した要領により、上掲式（１）の左辺値を求めた。結果を表３に示す。
　また、以下の要領により、引張試験および遅れ破壊試験を行った。
　引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して行った。すなわち、鋼板から、長手方向が鋼板の圧延方向に対して直角となるようにＪＩＳ５号試験片を採取した。採取した試験片を用いて、クロスヘッド速度：１０ｍｍ／ｍｉｎの条件で引張試験を行い、ＴＳを測定した。結果を表３に併記する。なお、評価基準は以下のとおりである。
・ＴＳ
　合格：１３１０ＭＰａ以上
　不合格：１３１０ＭＰａ未満
　遅れ破壊試験は、低歪速度引張試験により、以下の要領で行った。すなわち、鋼板の両面を研削加工して板厚：１．２ｍｍとし、表面をバフ仕上げとして、平行部長さ：１５ｍｍ、平行部幅：６ｍｍの形状に加工して、試験片を作製した。ついで、試験片に予備水素チャージを行った（なお、鋼板の板厚が１．２ｍｍ未満の場合には、少なくとも片面を０．１ｍｍ以上研削加工し、表面をバフ仕上げとして、試験片を作製する。）。予備水素チャージは、液温：２０～３０℃の３質量％ＮａＣｌ水溶液にチオシアン酸アンモニウムを３ｇ／Ｌ加えた処理液中で、電流密度：０．０５ｍＡ／ｃｍ２、保持時間：４８時間の条件で行った。予備チャージ完了後、処理液を交換し、予備水素チャージと同条件で水素チャージを行いながら、上記の試験片により、ひずみ速度：０．００５ｍｍ／ｍｉｎの条件で引張試験を行い、最大応力値（σＨ）を求めた。また、各鋼板から上記と同じ要領で試験片を作製し、予備水素チャージおよび水素チャージをしない以外は、上記と同じ条件により大気環境中で引張試験を行い、最大応力値（σＮ）を求めた。ついで、応力比σＨ／σＮを求め、応力比σＨ／σＮを耐遅れ破壊特性の指標とした。そして、応力比σＨ／σＮが次式（７）を満足するものを耐遅れ破壊特性に優れる（表３中の耐遅れ破壊特性の判定の欄が「合格」）と判定し、当該式を満足しないものを耐遅れ破壊特性が十分ではない（表３中の耐遅れ破壊特性の判定の欄が「不合格」）と判定した。結果を表３に併記する。
　σＨ／σＮ≧１．１５－０．０００２×ＴＳ・・・（７）
　ここで、ＴＳ、当該鋼板の引張強さである。
　また、自動車部品への成形時に寸法精度を確保する観点から、板形状が良好であることが求められる。そのため、鋼板を、１０００ｍｍ幅、５００ｍｍ長さに切り出し、切り出した鋼板を定盤上に水平に設置して、定盤上での最高点の位置での高さ（定盤表面からの距離）を測定した。そして、その測定値から当該鋼板の板厚を減じた値を、最大反り高さと定義し、板形状の指標とした。そして、最大反り高さが２０ｍｍ以下の鋼板を板形状が良好である（表３中の板形状の欄が「合格」）と判定し、最大反り高さが２０ｍｍ超えの鋼板を板形状が良好ではない（表３中の板形状の欄が「不合格」）と判定した。結果を表３に併記する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表３に示したように、発明例ではいずれも、引張強さ（ＴＳ）および耐遅れ破壊特性の両方が合格であった。また、板形状も良好であった。また、発明例の鋼板を用いて、冷間プレスを含む種々の成形加工を施して得た種々の形状の部材および接合加工を施して得た種々の形状の部材ではいずれも、遅れ破壊が発生せず、また、十分な引張強さ（ＴＳ）を有していた。
　一方、比較例では、引張強さ（ＴＳ）および耐遅れ破壊特性の少なくとも１つが十分ではなかった。
　本発明によれば、ＴＳ：１３１０ＭＰａ以上の強度と、優れた耐遅れ破壊特性とを同時に実現した鋼板が得られる。また、本発明の鋼板は、上記の特性により、高い強度が求められる種々の部品に対して冷間プレスでの適用が可能となるので、コストや生産性の点でより有利に、部品強度の向上および軽量化に貢献することができる。

Claims (8)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．１２％以上０．４０％以下、
    　Ｓｉ：１．５０％以下、
    　Ｍｎ：０．２０％以上３．５０％以下、
    　Ｐ：０．０５０％以下、
    　Ｓ：０．０１００％以下、
    　ｓｏｌ．Ａｌ：１．００％以下および
    　Ｎ：０．０１０％以下
    であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である、成分組成を有し、
    　マルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率が９５％以上１００％以下であり、
    　前記マルテンサイトおよび前記ベイナイトの粒内に存在する炭化物の面積率が５％以上２５％以下であり、
    　前記炭化物の平均円相当径が１０ｎｍ以上８０ｎｍ以下であり、かつ、
    　前記炭化物の粒径分布について次式（１）を満足し、
    　引張強さが１３１０ＭＰａ以上である、鋼板。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
     　ここで、
    　ｘｉ：円相当径が（５．０×ｉ）ｎｍ以上（５．０×（ｉ＋１））ｎｍ未満である炭化物の個数密度［個／μｍ２］
    　ｉ：１～ｎの整数
    　ｎ：３１
    　Ｘ：ｘｉの平均値
    　ｓ：ｘｉの標準偏差
    である。
  2. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、以下のＡ群およびＢ群のうちの少なくとも一方を含有する、請求項１に記載の鋼板。
    （Ａ群）
    　Ｃｕ：１．００％以下、
    　Ｎｉ：１．００％以下、
    　Ｍｏ：０．５０％以下、
    　Ｃｒ：１．００％以下、
    　Ｚｒ：０．１００％以下、
    　Ｃａ：０．０１００％以下、
    　Ｔｉ：０．１００％以下、
    　Ｎｂ：０．１００％以下、
    　Ｂ：０．０１００％以下、
    　Ｖ：０．２００％以下、
    　Ｗ：０．２００％以下、
    　Ｓｂ：０．１００％以下、
    　Ｓｎ：０．１００％以下および
    　Ｍｇ：０．０１００％以下
    のうちから選択される一種または二種以上
    （Ｂ群）
    　Ｓｅ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｚｎ、Ｃｓ、Ｒｂ、Ｃｏ、Ｌａ、Ｔｌ、Ｎｄ、Ｙ、Ｉｎ、Ｂｅ、Ｈｆ、Ｔｃ、Ｔａ、Ｏ、Ｌａ、ＣｅおよびＰｒうちから選択される一種または二種以上：合計で０．０２％以下
  3. 　表面にめっき層を有する、請求項１に記載の鋼板。
  4. 　表面にめっき層を有する、請求項２に記載の鋼板。
  5. 　請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼板を用いてなる、部材。
  6. 　請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブに圧延を施して鋼板とする、圧延工程と、
    　前記鋼板を、焼鈍温度：Ａ３点以上、および、焼鈍時間：３０秒以上として焼鈍する、焼鈍工程と、
    　ついで、前記鋼板を、前記焼鈍温度～第２冷却開始温度の温度域での平均冷却速度：１０℃／秒以下として冷却する、第１冷却工程と、
    　前記鋼板を、前記第２冷却開始温度：６８０℃以上、前記第２冷却開始温度～５０℃の温度域での平均冷却速度：３０℃／秒以上として、５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する、第２冷却工程と、
    　前記鋼板を、次式（２）、（３）および（４）満足する条件で焼戻す、焼戻し工程と、
    を有する、鋼板の製造方法。
    　λ１≦５０００・・・（２）
    　λ２≧３１００・・・（３）
    　λ２≦０．８８×λ１＋４００・・・（４）
    　ここで、
    　λ１：焼戻し工程の第１区間の焼戻しパラメーター、および
    　λ２：焼戻し工程の第２区間の焼戻しパラメーター、
    であり、それぞれ次式（５）および（６）式により定義される。
    　λ１＝Ｔ１×（ｌｏｇｔ１＋２０）・・・（５）
    　λ２＝Ｔ２×（ｌｏｇｔ２＋２０）・・・（６）
    　また、
    　ｔ１：焼戻し工程の第１区間の滞留時間［ｓ］、
    　Ｔ１：焼戻し工程の第１区間の中間温度［℃］、
    　ｔ２：焼戻し工程の第２区間の滞留時間［ｓ］、および
    　Ｔ２：焼戻し工程の第２区間の中間温度［℃］、
    である。
    　焼戻し工程の第１区間および第２区間とは、焼戻し工程において１００℃以上の温度域にある時間域を２等分し、前半を焼戻し工程の第１区間、後半を焼戻し工程の第２区間としたものである。
  7. 　前記焼戻し工程後、前記鋼板にめっき処理を行う、めっき処理工程を、さらに有する、請求項６に記載の鋼板の製造方法。
  8. 　請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼板に、成形加工および接合加工の少なくとも一方を施して部材とする、工程を有する、部材の製造方法。
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