JP7239067B2 - 鋼板、部材およびそれらの製造方法 - Google Patents
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Description
以上の通り、既存の技術では、マルテンサイトを主体とした高強度鋼板において、優れたプレス成形性を実現することは困難である。また、かかる優れたプレス成形性は、上記の鋼板に成形加工または溶接を施して得られる部材にも求められる。
ii)上記のような内部応力場が存在すると、加工によって変形する際に、ある特定の領域が優先的に変形し始め、変形の進行に伴い、複数の領域が段階的に変形を開始することで鋼板全体に歪が分散することになる。
iii)このような内部応力場を直接観測することは困難であるが、マルテンサイトの下部組織であるブロックの結晶方位はマルテンサイト生成時の応力場の影響を受けるため、応力場の大小を該ブロックの結晶方位情報から間接的に推定可能である。
iv)ブロックでの結晶方位の選択の傾向は、マルテンサイト組織の生成過程において、ある特定の温度域における冷却速度を制御することで変化させられる。
v)ブロックの結晶方位はマルテンサイトの生成開始温度であるMs点に大きく影響され、Ms点を変化させるMn濃度が均一に分散しているほど歪の分散性がより高まる。このMn濃度の分布は、適正な熱延組織の作り込みによって達成される。
本発明は、以上の知見に基づきなされたものであり、その要旨は次のとおりである。
C:0.12%以上0.40%以下、
Si:1.5%以下、
Mn:1.7%超3.5%以下、
P:0.05%以下、
S:0.010%以下、
sol.Al:1.00%以下、
N:0.010%以下、
Ti:0.002%以上0.080%以下および
B:0.0002%以上0.0050%以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物である成分組成と、
マルテンサイトの組織全体に対する面積率が85%以上であり、ブロック境界の長さLBに対するサブブロック境界の長さLSの比LS/LBが次式(1)を満足する金属組織と、
を有し、引張強さが1310MPa以上である鋼板。
0.06/[C%]0.8≦LS/LB≦0.13/[C%]0.8・・・(1)
ここで、[C%]:C含有量(質量%)
Cu:0.01%以上1.00%以下、
Ni:0.01%以上1.00%以下、
Mo:0.005%以上0.350%以下、
Cr:0.005%以上0.350%以下、
Zr:0.005%以上0.350%以下、
Ca:0.0002%以上0.0050%以下、
Nb:0.002%以上0.060%以下、
V:0.005%以上0.500%以下、
W:0.005%以上0.200%以下
Sb:0.001%以上0.100%以下、
Sn:0.001%以上0.100%以下、
Mg:0.0002%以上0.0100%以下および
REM:0.0002%以上0.0100%以下
のうちから選択される一種または二種以上を含有する前記(1)に記載の鋼板。
該冷延鋼板に、Ac3点以上で240秒以上の均熱処理を施し、680℃以上の冷却開始温度からMs点までの温度域を10℃/s以上の平均冷却速度で冷却する1次冷却を行い、次いで、Ms点から(Ms点-50℃)までの温度域を100℃/s以上の平均冷却速度で冷却する2次冷却を行い、引き続き、50℃以下まで70℃/s以上の平均冷却速度で冷却する3次冷却を行う、鋼板の製造方法。
Cは、焼入れ性を向上させて所定のマルテンサイト面積率を得るために含有させる。また、マルテンサイトの強度を上昇させ、TS≧1310MPaを確保する観点から含有させる。Cの含有量が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。さらに、TS≧1470MPaを得る観点からは、Cを0.18%以上とすることが望ましい。Cの含有量が0.40%を超えると、強度が高くなり過ぎて靭性が低下し、プレス成形性が劣化する。したがって、Cの含有量は0.12~0.40%とする。好ましくは、0.36%以下である。
Siは、固溶強化による強化元素として添加する。Si含有量の下限値は規定しないが、上記効果を得る観点からSiは0.02%以上含有することが望ましい。また、Siは0.1%以上含有することが更に望ましい。一方、Siの含有量が1.5%を超えると、靭性の低下を招きプレス成形性が劣化する。また、Siの含有量が1.5%を超えると、熱間圧延における圧延荷重の著しい増加を招く。したがって、Siの含有量は1.5%以下とする。好ましくは、1.2%以下である。
Mnは、鋼の焼入れ性を向上させ、マルテンサイト面積率を所定範囲にするために含有する。また、マルテンサイト中に固溶しマルテンサイトの強度を上げる。Mnは、工業的に安定して所定のマルテンサイト面積率を確保するために1.7%超えで含有させる。一方、溶接の安定性を確保する目的や、粗大なMnSの生成によるプレス成形性の劣化を回避する観点から、Mn含有量は3.5%を上限とする。好ましくは3.2%以下、より好ましくは3.0%以下である。
Pは、鋼を強化する元素であるが、その含有量が多いと、靭性が低下しプレス成形性やスポット溶接性が劣化する。したがって、P含有量は0.05%以下とする。上記の観点からP含有量は0.02%以下とすることが好ましい。なお、P含有量の下限は特に限定する必要はないが、0.002%未満に低下するには多大なコストを要するために、コストの観点からは、0.002%以上であることが好ましい。
Sは、粗大なMnSの形成を通じてプレス成形性を劣化させるため、S含有量は0.010%以下とする必要がある。上記の観点からS含有量は0.005%以下とすることが好ましい。より好ましくは0.002%以下である。なお、S含有量の下限は特に限定する必要はないが、0.0002%未満に低下するには多大なコストを要するために、コストの観点からは、0.0002%以上であることが好ましい。
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の含有量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0.003%以上とすることが望ましく、0.01%以上とすることが更に望ましい。一方、sol.Alの含有量が1.00%超となると、Al系の粗大介在物が多量に生成し、プレス成形性が劣化する。したがって、sol.Alの含有量は1.00%以下とする。好ましくは、0.80%以下である。
Nは、粗大な窒化物を形成し、プレス成形性を劣化させるためその添加量を制限する必要がある。したがって、Nの含有量は0.010%以下とする必要がある。好ましくは、0.006%以下である。Nの含有量の下限は規定しないが、現在工業的に実施可能な下限は0.0005%程度であり、実質的に0.0005%以上となる。
Tiは、BNの形成に先んじてTiNを形成することにより、固溶Bを確保して焼入れ性を安定化するために添加する。上記の効果を得る観点から、Tiは0.002%以上含有する必要がある。Ti含有量は、好ましくは0.005%以上である。一方、Tiを過剰に含有すると、粗大なTiNやTiC等の介在物が多量に生成しプレス成形性を劣化させる。そのため、Tiは0.080%以下で含有する必要がある。好ましくは0.060%以下であり、より好ましくは、0.055%以下である。
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。このようなBの効果を得るには、B含有量を0.0002%以上とすることが好ましく、0.0005%以上とすることがさらに好ましい。一方、Bを0.0050%超で含有すると、その効果が飽和する。したがって、B含有量は0.0002%以上0.0050%以下とする。B含有量は好ましくは、0.0040%以下であり、更に好ましくは、0.0030%以下である。
さらに、上記鋼板の成分組成は、上記の成分群に加えて、必要に応じて、以下に示す任意元素から選ばれる1種または2種以上を含有することができる。
Cuは、自動車の使用環境での耐食性を向上させる。また、Cu含有により、腐食生成物が鋼板表面を被覆して鋼板への水素侵入を抑制する効果がある。上記の観点から、Cu含有量は、0.01%以上が好ましく、さらに耐遅れ破壊特性向上の観点からは0.05%以上がより好ましい。しかしながら、その含有量が多くなりすぎると表面欠陥の原因となるため、Cu含有量は1.00%以下とするのが望ましい。より好ましくは、0.5%以下であり、さらに好ましくは、0.3%以下である。
NiもCuと同様に、耐食性を向上させる作用のある元素である。また、NiはCuを含有させる場合に生じやすい表面欠陥を低減する作用がある。したがって、Niは上記の観点から0.01%以上含有するのが望ましい。しかし、Niの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とともに、著しいコスト増となる。したがって、Ni含有量は1.00%以下とするのが望ましい。より好ましくは、0.5%以下であり、さらに好ましくは、0.3%以下である。
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添加することができる。その効果を得るには、Moを0.005%以上含有することが望ましい。しかしながら、Moは0.350%を超えて含有すると、化成処理性が劣化する。したがって、Mo含有量は0.005%以上0.350%以下とすることが望ましい。より好ましくは、0.20%以下である。
Crは、鋼の焼入れ性を向上させる効果を得るために添加することができる。その効果を得るには0.005%以上含有することが好ましい。しかしながら、Cr含有量が0.350%を超えると化成処理性が劣化する。したがって、Cr含有量は0.005~0.350%が望ましい。化成処理性は0.20%超のCrで劣化し始める傾向にあるので、これらを防止する観点からCr含有量は0.200%以下がより好ましい。
Zrは、旧γ粒径の微細化および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0.005%以上とすることが望ましい。ただし、Zrを多量に添加するとZr系の粗大な析出物が増加し、プレス成形性を劣化させる。このため、Zr含有量は0.350%以下とすることが望ましい。より好ましくは、0.20%以下であり、さらに好ましくは、0.05%以下である。
Caは、SをCaSとして固定し、プレス成形性を改善する。この効果を得るために0.0002%以上含有することが望ましい。ただし、Caを多量に添加すると表面品質を劣化させるため、Ca含有量は0.0050%以下が望ましい。より好ましくは、0.0030%以下である。
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0.002%以上とすることが望ましい。ただし、Nbを多量に添加するとNb系の粗大な析出物が増加し、プレス成形性を劣化させる。このため、Nb含有量は0.060%以下とすることが望ましい。より好ましくは、0.030%以下であり、さらに好ましくは、0.015%以下である。
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を微細化することによる高強度化の効果を得る目的で添加することができる。それらの効果を得るには、V含有量を0.005%以上とすることが望ましい。しかしながら、Vは0.500%を超えて含有すると、鋳造性が著しく劣化する。したがって、V含有量は0.005~0.500%とすることが望ましい。より好ましくは、0.200%以下であり、さらに好ましくは、0.100%以下である。
Wは、微細なW系炭化物およびW系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は0.005%以上で含有させることが望ましい。ただし、Wを多量に含有させると、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、プレス成形性が劣化する。このため、W含有量は0.200%以下とすることが望ましい。より好ましくは、0.100%以下であり、さらに好ましくは、0.050%以下である。
Sbは、表層の酸化および窒化を抑制し、それによるCおよびBの低減を抑制する。CおよびBの低減が抑制されることで表層のフェライト生成を抑制し、高強度化に寄与する。このような観点からSb含有量は0.001%以上が望ましい。ただし、Sb含有量が0.100%を超えると鋳造性が劣化し、また、旧γ粒界にSbが偏析して靭性が劣化し、プレス成形性が劣化する。このため、Sb含有量は0.100%以下が望ましい。より好ましくは、0.050%以下であり、さらに好ましくは、0.015%以下である。
Snは、表層の酸化および窒化を抑制し、それによるCおよびBの表層における含有量の低減を抑制する。CおよびBの低減が抑制されることで表層のフェライト生成を抑制し、高強度化と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0.001%以上が望ましい。ただし、Sn含有量が0.100%を超えると鋳造性が劣化し、また、旧γ粒界にSnが偏析して靭性が劣化し、プレス成形性が劣化する。このため、Sn含有量は0.100%以下が望ましい。より好ましくは、0.050%以下であり、さらに好ましくは、0.015%以下である。
Mgは、MgOとしてOを固定し、プレス成形性を改善する。この効果を得るために0.0002%以上含有することが望ましい。ただし、Mgを多量に添加すると表面品質やプレス成形性を劣化させるので、Mg含有量は0.0100%以下が望ましい。より好ましくは、0.0050%以下であり、さらに好ましくは、0.0030%以下である。
REMは、介在物を微細化し、破壊の起点を減少させることによって、プレス成形性を改善する。そのためには、0.0002%以上含有することが好ましい。ただし、REMを多量に添加すると逆に介在物が粗大化しプレス成形性が劣化する。このため、REM含有量は0.0100%以下が望ましい。より好ましくは、0.0050%以下であり、さらに好ましくは、0.0030%以下である。
マルテンサイトの組織全体に対する面積率:85%以上
本発明の鋼板は、所定の強度を得るために、組織全体に対するマルテンサイトの面積率が85%以上である必要がある。マルテンサイトの面積率は、100%であってもよい。マルテンサイト以外の残部組織としては、ベイナイト、フェライト、残留オーステナイトが挙げられるが、これらの合計が15%を超えると、すなわちマルテンサイトが85%未満であると、残部組織であるベイナイト、フェライト、残留オーステナイトが増加し、所定の強度を得ることが難しくなる。
本発明の鋼板は、ブロック境界の長さLBに対するサブブロック境界の長さLSの比LS/LBが、次式(1)を満足する。
0.06/[C%]0.8≦LS/LB≦0.13/[C%]0.8・・・(1)
ここで、[C%]はC含有量である。
以上の実験結果や推定から、発明者らはマルテンサイトの生成開始直後からCがオーステナイト領域に拡散し濃化することにより、ブロックの結晶方位の選択に影響する可能性があることに想到した。
まず、0.10~0.46%の範囲の種々のC量を有する鋼板について、L断面を研磨後コロイダルシリカにて仕上げ研磨し、鋼板表面から1/4厚み位置において200μm×200μmの領域を後方散乱電子回折(EBSD)にて解析した。得られた結晶方位データを、株式会社TSLソリューションズ製の解析ソフト(OIM Analysis Ver.7)で解析した。ステップサイズは0.2μmとした。EBSDによる結晶方位マップ(結晶方位データ)上ではフェライト、ベイナイト、マルテンサイトは同じ体心立方(BCC)構造を有しているため区別することが困難であり、かつ、本発明においては大部分がマルテンサイト組織を有しているため、これらの組織を含めた結晶構造がBCC構造である領域を対象に結晶粒界の方位関係を定量化した。ブロック境界は隣接するステップの結晶方位差が15度以上、サブブロック境界は3度以上15度未満と定義した。各境界の長さは、前述の解析ソフト上で境界を描画すると自動計測されるので、これによりブロック境界の長さLBおよびサブブロック境界の長さLSを測定した。また、各鋼板について、後述する実施例における手法に従い、成形性を評価した。
この測定(比率LS/LB)および評価(張出し成形高さ)の結果を、図1に示す。同図に示すように、張出し成形高さが19.5mm以上と優れた成形性が得られるのは、比率LS/LBがC量との関係において0.06/[C%]0.8以上の領域であることがわかる。この比率LS/LBは値が高いほど有効であるが、この効果はある範囲をもって飽和することも判明した。すなわち、比率LS/LBが0.13/[C%]0.8を超えて上昇しても効果は飽和するため、実質的な上限は0.13/[C%]0.8になる。
発明者らは、前述のブロックの結晶方位選択を制御するためには、Ms点以下の特定の温度域における冷却速度を制御する必要があること、この冷却速度を実現するためには、常法で行われる冷却方法のみでは不十分であり、後述の冷却条件が必要であること、を新たに知見した。
Mn濃度の標準偏差:0.35%以下
Mnは、鋳造時に偏析し、圧延工程を経ることで板厚方向にバンド状に分布する傾向が強い。Mnは、Ms点に大きく影響するため、バンド状のMn濃度の分布を有する場合、マルテンサイト変態による内部応力の分布もバンド状となり異方性を持つことになる。このような観点から、Mn濃度の分布は均一であること、具体的には、Mn濃度の標準偏差が0.35%以下であることが望ましい。Mnはセメンタイトに濃縮することが知られており、セメンタイトの形成に対しては後述するように熱間圧延における組織形成が影響する。
マルテンサイト組織は主に引張強さが1310MPa以上の鋼板で多用される。1310MPa以上であってもプレス成形性が良好な点が、本発明の特徴の一つである。したがって、本発明の鋼板の引張強さは、1310MPa以上とする。
熱間圧延では、圧延、冷却、保持、及び巻取り処理をこの順に行うことが好ましい。圧延の際の仕上げ温度は、フェライトが生成し板厚変動が大きくなることを防止する観点から、840℃以上が好ましい。圧延(仕上げ圧延)後は、3s以内に640℃以下まで冷却し、600℃から500℃の温度範囲に5s以上保持することが好ましい。これは、高温で保持されたままとなると粗大なフェライトが生成し、未変態領域にCが濃縮しセメンタイトが局所的に形成されやすくなるためである。所定の温度で保持することで、ベイナイトが得られやすくなり、過度なCの濃縮が起こりにくい。また、保持後の巻取り処理は、550℃以下の温度で行うことが好ましい。550℃以下の温度で巻き取ることで、粗大なセメンタイトを内包するパーライトの生成を抑制することができる。なお、圧延の際の仕上げ温度の上限は、特に限定する必要はないが、一部に粗大粒を生じ板厚変動が大きくなることを防止する観点からは、950℃とすることが好ましい。
<均熱処理:Ac3点以上で240秒以上>
本発明においては、所定のマルテンサイトを得るために、冷間圧延後の鋼板(冷延鋼板)に、Ac3点以上で240秒以上の均熱処理を施すことが必要である。温度均熱(焼鈍温度)がAc3点未満または均熱時間が240秒未満の場合、焼鈍時に十分なオーステナイトが生成せず、最終製品において所定のマルテンサイト面積率が確保できなくなって、1310MPa以上の引張強さが得られなくなる。焼鈍温度および均熱時間の上限は特に限定しないが、焼鈍温度や均熱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ため、焼鈍温度は1150℃以下であることが好ましく、均熱時間は900秒以下であることが好ましい。
ベイナイト、フェライト、残留γを低減し、マルテンサイトの面積率を85%以上にするためには、上記の均熱処理の後に、1次冷却として、680℃以上の高温(冷却開始温度)からMs点までの温度域を10℃/s以上の平均冷却速度で冷却する必要がある。まず、冷却開始温度が680℃より低いと、フェライトが多く生成する。さらに、平均冷却速度が10℃/s未満であると、ベイナイトが生成する。なお、平均冷却速度の上限は特に限定する必要はないが、製造コストの増加を回避する観点からは1500℃/sとすることが好ましい。
1次冷却の後には、2次冷却として、Ms点から(Ms点-50℃)までの温度域を100℃/s以上の平均冷却速度で冷却する必要がある。これは、マルテンサイト変態の進行時にCの拡散、濃縮を抑制し、より多くのサブブロック境界を得るためである。鋼板温度と冷媒の温度差が小さくなることに加え、マルテンサイト変態による発熱のため、低温域における冷却速度は緩慢になりやすいが、従来、このような温度域における冷却速度の制御の重要性は知られておらず、制御はおろか測定する試みも少なく、焼入れ開始温度からの平均冷却速度で組織設計の管理がなされていた。
上記の2次冷却に引き続き、3次冷却として、50℃以下まで70℃/s以上の平均冷却速度で冷却することが必要である。これにより、マルテンサイトの自己焼戻しによる軟化を抑制できる。平均冷却速度が70℃/s未満では、マルテンサイトの焼戻しが進行し所定の強度を得ることが困難になる。
なお、Ac3点およびMs点は、下記式からそれぞれ求めることができる。
Ac3点(℃)=910-203×[C%]0.5+44.7×[Si%]+31.5×[Mo%]-30×[Mn%]-11×[Cr%]+700×[P%]+400×[Al%]+400×[Ti%]
Ms点(℃)=561-474×[C%]-33×[Mn%]-17×[Cr%]-17×[Ni%]-21×[Mo%]
マルテンサイトの靭性は、焼戻しによって改善することが知られており、優れたプレス成形性を確保するために適正に温度制御することが好ましい。つまり、3次冷却により50℃以下まで焼入れた後、150~300℃の温度域で20~1500秒保持する再加熱を行うことが好ましい。保持温度150℃未満または保持時間20秒未満では、マルテンサイトの焼戻しが不十分となり、プレス成形性が劣化するおそれがある。また、保持温度が300℃より高いと、粗大なセメンタイトが生成し逆にプレス成形性が劣化するおそれがある。また、保持時間が1500秒を超えると、焼戻しの効果が飽和するだけでなく製造コストの増加を招く上、炭化物が粗大化しプレス成形性が劣化するおそれがある。
表1に示す成分組成の鋼を溶製後、スラブに鋳造し、、かかるスラブに、表2に示す条件で熱間圧延を施した。得られた熱延鋼板は、酸洗後、冷間圧延を施し、冷延鋼板とした。得られた冷延鋼板を、表2に示す条件で熱処理した。その後、0.1%の調質圧延を行い、鋼板を得た。また、熱間圧延で形成される組織の差によるMn濃度の均一性およびプレス成形性への影響を確認するため、表3に示すように熱間圧延の条件を変えたこと以外はほぼ同条件として、2つの例の鋼板を製造した。
金属組織の定量化は、鋼板のL断面(圧延方向に平行な垂直断面)を研磨後にナイタールで腐食し、鋼板表面から板厚の1/4の位置(以下、1/4厚み位置という)において、走査型電子顕微鏡(SEM)で2000倍の倍率にて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、マルテンサイトとベイナイトは、SEM観察において灰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した。
ここで、図2に、以上の評価を行った事例(発明例および比較例)について、横軸を引張強さおよび縦軸を張出し成形高さとして整理した結果を示す。図2に示される通り、本発明に従う発明例は、引張強さ1310MPa以上かつ張出し成形高さ19.5mm以上を同時に満足している。特に、同一強度のときの成形性を比較すると、発明例では成形性の改善が著しいことがわかる。また、No.42(発明例)およびNo.43(発明例)の比較から、これらはいずれも良好な結果であるが、熱間圧延の適正化を図ってMnの偏析を抑制することによって、更にプレス成形性を向上させることができることがわかる。
実施例1の表4のNo.1(発明例)に対して、亜鉛めっき処理を行った亜鉛めっき鋼板をプレス成形して、本発明例の第1の部材を製造した。さらに、実施例1の表4のNo.1(発明例)に対して亜鉛めっき処理を行った亜鉛めっき鋼板と、実施例1の表4のNo.7(発明例)に対して亜鉛めっき処理を行った亜鉛めっき鋼板とをスポット溶接により接合して、本発明例の第2の部材を製造した。これら第1の部材および第2の部材について、上述した張出し成形高さを測定したところ、それぞれ20.8mmおよび21.2mmであった。すなわち、第1の部材および第2の部材のいずれも、プレス成形性に優れることが分かる。
Claims (9)
- 質量%で
C:0.22%以上0.40%以下、
Si:0.4%以上1.5%以下、
Mn:1.7%超3.2%以下、
P:0.05%以下、
S:0.005%以下、
sol.Al:0.80%以下、
N:0.006%以下、
Ti:0.002%以上0.055%以下および
B:0.0002%以上0.0050%以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物である成分組成と、
マルテンサイトの組織全体に対する面積率が85%以上であり、ブロック境界の長さLBに対するサブブロック境界の長さLSの比LS/LBが次式(1)を満足する金属組織と、
を有し、
前記Mnは、濃度の標準偏差が0.35%以下であり、引張強さが1683MPa以上である鋼板。
0.10/[C%]0.8≦LS/LB≦0.13/[C%]0.8・・・(1)
ここで、[C%]:C含有量(質量%) - 前記成分組成が、さらに、質量%で、
Cu:0.01%以上0.3%以下、
Ni:0.01%以上0.09%以下、
Mo:0.005%以上0.06%以下、
Cr:0.005%以上0.06%以下、
Zr:0.005%以上0.01%以下、
Ca:0.0002%以上0.0050%以下、
Nb:0.002%以上0.014%以下、
V:0.005%以上0.011%以下、
W:0.005%以上0.009%以下
Sb:0.001%以上0.015%以下、
Sn:0.001%以上0.015%以下、
Mg:0.0002%以上0.0008%以下および
REM:0.0002%以上0.0003%以下
のうちから選択される1種または2種以上を含有する請求項1に記載の鋼板。 - 表面に亜鉛めっき層を有する、請求項1または2に記載の鋼板。
- 請求項1から3のいずれかに記載の鋼板に対して、成形加工および溶接の少なくとも一方を施してなる部材。
- 請求項1~3のいずれかに記載の鋼板の製造方法であって、
請求項1または2に記載の成分組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施して熱延鋼板とし、該熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とし、
該冷延鋼板に、Ac3点以上で240秒以上の均熱処理を施し、680℃以上の温度からMs点までの温度域を10℃/s以上1500℃/s以下の平均冷却速度で冷却する1次冷却を行い、次いで、Ms点から(Ms点-50℃)までの温度域を100℃/s以上330℃/s以下の平均冷却速度で冷却する2次冷却を行い、引き続き、50℃以下まで70℃/s以上230℃/s以下の平均冷却速度で冷却する3次冷却を行い、
前記熱間圧延では、840℃以上の仕上げ温度で圧延した後、3s以内に640℃以下まで冷却し、600℃から500℃の温度範囲に5s以上保持し、その後、550℃以下の温度で巻取り処理を行う、鋼板の製造方法。 - 前記3次冷却の後に、150~300℃の温度域で20~1500秒保持する再加熱を行う、請求項5に記載の鋼板の製造方法。
- 前記2次冷却に用いる冷媒が水であり、前記2次冷却における水量密度が0.5m3/m2/min以上10.0m3/m2/min以下である、請求項5または6に記載の鋼板の製造方法。
- 前記再加熱の後にめっき処理を行う、請求項6または7に記載の鋼板の製造方法。
- 請求項5から8のいずれかに記載の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、成形加工および溶接の少なくとも一方を施す、部材の製造方法。
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