WO2020213179A1 - 鋼板及びその製造方法、並びに成形体 - Google Patents

鋼板及びその製造方法、並びに成形体 Download PDF

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WO2020213179A1
WO2020213179A1 PCT/JP2019/021764 JP2019021764W WO2020213179A1 WO 2020213179 A1 WO2020213179 A1 WO 2020213179A1 JP 2019021764 W JP2019021764 W JP 2019021764W WO 2020213179 A1 WO2020213179 A1 WO 2020213179A1
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less
ferrite
steel sheet
carbides
hot
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PCT/JP2019/021764
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English (en)
French (fr)
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由梨 戸田
前田　大介
匹田　和夫
元仙 橋本
健悟 竹田
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日本製鉄株式会社
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    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B21B1/24—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length in a continuous or semi-continuous process
    • B21B1/26—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length in a continuous or semi-continuous process by hot-rolling, e.g. Steckel hot mill
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    • B21B45/02—Devices for surface or other treatment of work, specially combined with or arranged in, or specially adapted for use in connection with, metal-rolling mills for lubricating, cooling, or cleaning
    • 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
    • C22C38/60—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 a steel sheet, a method for producing the same, and a molded product.
  • the present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2019-078544 filed in Japan on April 17, 2019, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • Patent Document 1 discloses a steel having a structure mainly composed of a ferrite phase and a graphite phase and having excellent cold workability and carburizing and hardenability.
  • Patent Document 2 after spheroidizing annealing, cold forging is performed, and the parts manufactured in the carburizing, quenching and tempering process have excellent processability, and the crystal grains are coarsened even in the subsequent carburizing. Disclosed are steels for carburized parts, which have excellent impact resistance and impact fatigue characteristics.
  • Patent Document 3 discloses a cold tool steel for plasma carburizing.
  • Patent Document 4 discloses a high carbon cold-rolled steel strip having a small deep-drawn in-plane anisotropy.
  • the in-plane anisotropy is improved by controlling the texture by controlling the cold rolling ratio, the box annealing conditions, and the winding temperature of hot rolling, and the r value and the in-plane anisotropy index ⁇ r are limited. are doing.
  • Patent Document 5 discloses a high carbon steel sheet for processing, which is excellent in hardenability and toughness and has low in-plane anisotropy. Patent Document 5 discloses that the in-plane anisotropy is improved by defining the heating and annealing conditions of the hot-rolled material between the stands of the finish rolling mill.
  • Patent Document 6 discloses a high carbon steel sheet for processing with small in-plane anisotropy.
  • Patent Document 6 discloses that a steel sheet having small in-plane anisotropy can be obtained by defining finish rolling at a temperature of Ar 3 points or more and winding at 500 to 650 ° C. in hot rolling. ..
  • the present invention relates to a steel sheet having excellent cold workability, high strength and excellent toughness after molding and heat treatment, a method for producing the same, and a molded product obtained by molding and heat treating the steel sheet. Therefore, it is an object of the present invention to provide a molded product having high strength and excellent low temperature toughness.
  • the present inventors have diligently studied a method for solving the above problems.
  • the present inventors first focused on strengthening the grain boundaries in order to secure the strength and toughness of the molded product after molding and heat treatment. As a result, it was found that the grain boundaries are strengthened by the following (i) to (iii), and the transition temperature can be lowered (improved toughness) in the molded product.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • the steel plate according to one aspect of the present invention has C: 0.10 to 0.70%, Si: 0.010 to 0.300%, Mn: 1.00 to 3.00% in mass%.
  • P 0.0200% or less, S: 0.0100% or less, Al: 0.0010 to 0.1000%, Nb: 0.030 to 0.200%, Cr: 0.010 to 0.500%, Mo : 0.001 to 0.500%, B: 0.0004 to 0.0100%, Ti: 0.0010 to 0.100%, V: 0 to 0.1000%, Cu: 0 to 0.100%, W: 0 to 0.1000%, Ta: 0 to 0.1000%, Ni: 0 to 0.100%, Sn: 0 to 0.0500%, Sb: 0 to 0.0500%, Co: 0 to 0 .0500%, As: 0 to 0.0500%, Mg: 0 to 0.0500%, Ca: 0 to 0.0500%, Y: 0 to 0.0500%, Zr: 0 to
  • the microstructure is composed of ferrite and carbides, and the carbides are present in the ferrite grains and at the ferrite grain boundaries, and the particle size is 0.1 ⁇ m or more at the position of 3/8 of the plate thickness from the surface of the microstructure.
  • the carbides having a size of 2.0 ⁇ m or less the ratio of the number of carbides existing in the ferrite grain boundary to the number of carbides existing in the ferrite grains exceeds 1.0, and the Vickers hardness is 170 HV or less.
  • ⁇ 211 ⁇ ⁇ 011> has a random intensity ratio I1 of 4.0 or less, a ferrite particle size of 5 to 50 ⁇ m, and a spheroidization of the carbide having a particle size of 0.1 ⁇ m or more and 2.0 ⁇ m or less.
  • the ratio is 65% to 100%, and the solid dissolution amount of Nb is 0.01% by mass or more.
  • the method for producing a steel sheet according to another aspect of the present invention is, in mass%, C: 0.10 to 0.70%, Si: 0.010 to 0.300%, Mn: 1.00 to 3 .00%, P: 0.0200% or less, S: 0.0100% or less, Al: 0.0010 to 0.1000%, Nb: 0.030 to 0.200%, Cr: 0.010 to 0.
  • a hot-rolled steel sheet is obtained by heating the slab to exceed 1250 ° C and holding it for 0.5 to 3.0 hours, and hot rolling so that the finishing temperature is 860 ° C or higher and 950 ° C or lower.
  • the annealing step heats the first temperature range of 650 ° C. or higher and 720 ° C. or lower at an average heating rate of 30 ° C./hour or higher and 150 ° C./hour or lower to the first temperature range. Hold for 3 hours or more and 60 hours or less, and heat to a second temperature range of 725 ° C. or higher and 790 ° C. or lower at an average heating rate of 1 ° C./hour or higher and 80 ° C./hour or lower. It is held in the region for 3 hours or more and less than 10 hours, cooled to 650 ° C. or lower at an average cooling rate of 1 ° C./hour or more and 100 ° C./hour or less, and then cooled to room temperature.
  • the molded product according to another aspect of the present invention has C: 0.10 to 0.70%, Si: 0.010 to 0.300%, Mn: 1.00 to 3.00 in mass%. %, P: 0.0200% or less, S: 0.0100% or less, Al: 0.0010 to 0.1000%, Nb: 0.030 to 0.200%, Cr: 0.010 to 0.500% , Mo: 0.001 to 0.500%, B: 0.0004 to 0.0100%, Ti: 0.0010 to 0.100%, V: 0 to 0.1000%, Cu: 0 to 0.100 %, W: 0 to 0.1000%, Ta: 0 to 0.1000%, Ni: 0 to 0.100%, Sn: 0 to 0.0500%, Sb: 0 to 0.0500%, Co: 0 ⁇ 0.0500%, As: 0 to 0.0500%, Mg: 0 to 0.0500%, Ca: 0 to 0.0500%, Y: 0 to 0.0500%, Zr: 0
  • the microstructure contains cementite, and the solid dissolution amount of Nb at the former austenite grain boundary is 0.20% by mass or more at a position of 3/8 of the plate thickness from the surface of the microstructure, and the former austenite particle size.
  • the number density of the cementites having a particle size of 10.0 ⁇ m or less and a particle size of 0.1 ⁇ m or more and 2.0 ⁇ m or less is 10 pieces / mm 2 or more and 100 pieces / mm 2 or less, and the particle size is 0.1 ⁇ m.
  • the Mn content in the cementite of 2.0 ⁇ m or less is 0.50% by mass or more.
  • % related to the chemical composition means mass%.
  • C is an element that contributes to the improvement of hardenability of steel and is effective for ensuring the strength of the molded product.
  • the C content is set to 0.10% or more. It is preferably 0.14% or more, more preferably 0.20% or more, and further preferably 0.30% or more.
  • the C content exceeds 0.70%, carbides are excessively generated, and the number density of cementite in the molded product (steel plate after molding and heat treatment) cannot be reduced to a predetermined amount or less. In this case, the ductile brittle transition temperature of the molded product increases and the toughness deteriorates. Therefore, the C content is set to 0.70% or less.
  • the C content is preferably 0.55% or less. It is more preferably 0.46% or less, still more preferably 0.38% or less.
  • Si is an element having an effect of enhancing the stability of carbides, and is an element that secures a predetermined amount of cementite in a molded product and dissolves Mn in the cementite to enhance toughness.
  • the Si content is set to 0.010% or more. It is preferably 0.150% or more, and more preferably 0.200% or more.
  • the Si content is set to 0.300% or less. It is preferably 0.250% or less.
  • Mn is an element that contributes to the improvement of hardenability of steel and is effective for ensuring the strength of the molded product.
  • the Mn content is set to 1.00% or more. It is preferably 1.15% or more, and more preferably 1.20% or more.
  • the Mn content is set to 3.00% or less. It is preferably 2.20% or less, more preferably 1.80% or less, and further preferably 1.50% or less.
  • P 0.0200% or less
  • P is an impurity
  • the ductile brittle transition temperature rises and the toughness deteriorates.
  • the P content is limited to 0.0200% or less.
  • the smaller the P content the more preferable, and it may be 0%.
  • the P content is reduced to less than 0.0001% in the refining step, the time required for high purification becomes long, and the production cost increases significantly. Therefore, the P content of 0.0001% on the practical steel sheet is a practical lower limit.
  • S is an impurity element that forms a non-metal inclusion such as MnS. Since the non-metal inclusions are a source of cracks in the molded body, the presence of the non-metal inclusions raises the ductile brittle transition temperature and deteriorates the toughness. If the S content exceeds 0.0100%, the toughness deteriorates significantly, so the S content is set to 0.0100% or less. Since the smaller the S content is, the more preferable it is, the lower limit includes 0%, but if the S content is reduced to less than 0.0001%, the refining cost is significantly increased. Therefore, the S content of 0.0001% is a practical lower limit on the practical steel sheet.
  • Al is an element having an effect of enhancing the stability of carbides, and is an element effective for securing a predetermined amount of cementite in a molded product and dissolving Mn in cementite to increase toughness. If the Al content is less than 0.0010%, the ferrite is excessively finely divided and the moldability cannot be sufficiently obtained. Therefore, the Al content is set to 0.0010% or more. It is preferably 0.0300% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 0.1000%, cementite becomes difficult to dissolve, and the number density of cementite cannot be controlled to a predetermined amount or less. Therefore, the Al content is set to 0.1000% or less. It is preferably 0.0500% or less.
  • Nb is an element that strengthens the former austenite grain boundaries, increases the absorbed energy, and contributes to the improvement of toughness in the molded product. If the Nb content is less than 0.030%, segregation to the old austenite grain boundaries is insufficient and a sufficient effect cannot be obtained. Therefore, the Nb content is set to 0.030% or more. It is preferably 0.040% or more, more preferably 0.050% or more, and further preferably 0.060% or more. On the other hand, when the Nb content exceeds 0.200%, the recrystallization of old austenite is inhibited in the hot rolling step, the ferrite texture becomes too strong, and the moldability deteriorates. Therefore, the Nb content is set to 0.200% or less. It is preferably 0.150% or less, more preferably 0.100% or less, and further preferably 0.080% or less.
  • Cr 0.010 to 0.500% Cr is an element that has the effect of increasing the stability of carbides. If the Cr content is less than 0.010%, it is difficult to secure a predetermined amount of cementite in the molded product, and it is difficult to dissolve Mn in cementite to increase toughness. Therefore, the Cr content is set to 0.010% or more. It is preferably 0.030% or more, more preferably 0.050% or more, and further preferably 0.100% or more. On the other hand, if the Cr content exceeds 0.500%, cementite becomes difficult to dissolve, and the number density of cementite cannot be controlled to a predetermined amount or less. Therefore, the Cr content is set to 0.500% or less. It is preferably 0.300% or less, more preferably 0.200% or less, and further preferably 0.180% or less.
  • Mo 0.001 to 0.500%
  • Mo is an element that has the effect of increasing the stability of carbides. If the Mo content is less than 0.001%, it is difficult to secure a predetermined amount of cementite in the molded product, and it is difficult to dissolve Mn in cementite to increase toughness. Therefore, the Mo content is set to 0.001% or more. It is preferably 0.030% or more. On the other hand, if the Mo content exceeds 0.500%, cementite becomes difficult to dissolve, and the number density of cementite cannot be controlled to a predetermined amount or less. Therefore, the Mo content is set to 0.500% or less. It is preferably 0.300% or less, more preferably 0.200% or less, and further preferably 0.180% or less.
  • B is an element that contributes to the improvement of steel strength by enhancing hardenability. If the B content is less than 0.0004%, the effect of improving hardenability cannot be obtained. Therefore, the B content is set to 0.0004% or more. It is preferably 0.0010% or more, more preferably 0.0015% or more, and further preferably 0.0020% or more. On the other hand, when the B content exceeds 0.0100%, B segregates at the old austenite grain boundaries in the molded product. As a result, the ductile brittle transition temperature rises and the toughness deteriorates. Therefore, the B content is set to 0.0100% or less. It is preferably 0.0070% or less, more preferably 0.0050% or less, and further preferably 0.040% or less.
  • Ti is an element necessary for effectively exerting the hardenability improving effect of B. If the Ti content is less than 0.0010%, the number density of cementite becomes too high, and the absorbed energy at the ductile brittle transition temperature decreases. Therefore, the Ti content is set to 0.0010% or more. It is preferably 0.0020% or more, more preferably 0.0040% or more, and further preferably 0.0060% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.100%, the steel sheet after hot rolling becomes too hard and the formability deteriorates. Therefore, the Ti content is set to 0.100% or less. It is preferably 0.090% or less, more preferably 0.070% or less, and further preferably 0.050% or less.
  • O is an element that remains as an impurity in molten steel during the steelmaking process and forms non-metal inclusions such as oxides. Since the non-metal inclusions are a source of cracks in the molded body, the presence of the non-metal inclusions raises the ductile brittle transition temperature and deteriorates the toughness. Therefore, the O content is set to 0.0200% or less. The O content is preferably 0.0100% or less. The lower the O content is, the more preferable it is, so the lower limit includes 0%, but if the O content is reduced to less than 0.0001%, the refining cost is significantly increased. Therefore, the O content of 0.0001% on the practical steel sheet is a practical lower limit.
  • N is an element that remains as an impurity in molten steel during the steelmaking process and forms non-metal inclusions such as nitrides. Since the non-metal inclusions are a source of cracks in the molded body, the presence of the non-metal inclusions raises the ductile brittle transition temperature and deteriorates the toughness. Therefore, the N content is set to 0.0150% or less. The N content is preferably 0.0080% or less. The lower the N content is, the more preferable it is, so the lower limit includes 0%, but if the N content is reduced to less than 0.0001%, the refining cost is significantly increased. Therefore, the N content of 0.0001% is a practical lower limit on the practical steel sheet.
  • the steel sheet according to the present embodiment is basically containing the above elements and the balance is Fe and impurities, but in addition to the above elements, in a mass%, V, Cu, as long as the characteristics of the steel sheet are not impaired. It may contain one or more selected from the group consisting of W, Ta, Ni, Sn, Sb, Co, As, Mg, Ca, Y, Zr, La, and Ce. Since these elements do not necessarily have to be contained, the lower limit is 0%.
  • the content of each element is V: 0.001 to 0.1000%, Cu: 0.001 to 0.100%, W: 0 in mass%. .0010 to 0.1000%, Ta: 0.0010 to 0.1000%, Ni: 0.001 to 0.100%, Sn: 0.0010 to 0.0500%, Sb: 0.0010 to 0.0500 %, Co: 0.0010 to 0.0500%, As: 0.0010 to 0.0500%, Mg: 0.0001 to 0.0500%, Ca: 0.0010 to 0.0500%, Y: 0. It is preferably 0010 to 0.0500%, Zr: 0.0010 to 0.0500%, La: 0.0010 to 0.0500%, and / or Ce: 0.0010 to 0.0500%.
  • the steel sheet according to the present embodiment has the following microstructure by performing heat spreading, cooling, annealing, etc. under optimum conditions in addition to controlling the chemical composition as described above.
  • (A) It is composed of ferrite and carbide, and the carbide exists in the ferrite grains and at the ferrite grain boundaries.
  • At a position of 3/8 of the plate thickness from the surface (B) Of the carbides having a particle size of 0.1 ⁇ m or more and 2.0 ⁇ m or less, the ratio of the number of carbides present at the ferrite grain boundaries to the number of carbides present in the ferrite grains exceeds 1.0.
  • the microstructure is composed of ferrite and carbides, and the carbides are present in the ferrite grains and at the ferrite grain boundaries, and the particle size is 0.1 ⁇ m or more and 2.0 ⁇ m or less at the position of 3/8 of the plate thickness from the surface.
  • the ratio of the number of carbides present at the ferrite grain boundaries to the number of carbides present in the ferrite grains is more than 1.0>
  • the steel sheet according to the present embodiment is substantially composed of ferrite and carbides, and has a particle size at least at a position of 3/8 of the plate thickness from the surface (a position of 3t / 8 when the plate thickness is t).
  • the ratio of the number of carbides at the ferrite grain boundaries to the number of carbides in the ferrite grains is The organization shall be more than 1.0.
  • carbides having a particle size of 0.1 ⁇ m to 2.0 ⁇ m are targeted is that carbides of this size are likely to be the starting point of fracture during deformation and have a large effect on the decrease in toughness.
  • the microstructure of the steel sheet according to the present embodiment is substantially composed of ferrite and carbides. More specifically, in the microstructure of the steel sheet according to the present embodiment, the area ratio of ferrite is, for example, in the range of 80 to 95%, and the area ratio of carbide is, for example, in the range of 5 to 20%. Moreover, the total area ratio of ferrite and carbide does not exceed 100%. It is preferable that the structure other than ferrite and carbide does not contain pearlite, martensite, bainite, or retained austenite.
  • pearlite as used herein means an eutectoid crystal in which a ferrite phase and a carbide phase are precipitated in multiple layers (two or more layers).
  • the carbide is cementite (Fe 3 C), which is substantially a compound of iron and carbon.
  • Mn uses the ferrite grain boundary (ferrite grain boundary) as the diffusion path. Therefore, the presence of carbides at the ferrite grain boundaries promotes the concentration of Mn in the carbides. If the ratio of the number of carbides present at the ferrite grain boundaries to the number of carbides present in the ferrite grains (inside the ferrite grains) is 1.0 or less, the concentration of Mn in the carbides is not promoted and molding is performed. In addition, Mn is not sufficiently concentrated in cementite in the molded product after heat treatment. The abundance ratio of the number of carbides is preferably 1.5 or more, more preferably 2.0 or more. The upper limit of the ratio of the number of carbides is not particularly limited, but is substantially 3.0.
  • the number of carbides is measured by the following method. First, a sample is taken with the cross section perpendicular to the width direction of the steel sheet as the observation surface. Next, the sample is polished by wet polishing with emery paper and diamond abrasive grains having an average particle size of 1 ⁇ m, the observation surface is mirror-finished, and then the structure is etched with a 3% nitric acid-alcohol solution. Next, the tissue is observed using a scanning electron microscope. 10 fields of view are acquired with a region of 1000 ⁇ m 2 at a position of 3/8 of the plate thickness from the surface as one field of view.
  • image analysis software for example, Win ROOF manufactured by Mitani Corporation.
  • the number of carbides in the ferrite grains is obtained by counting and subtracting the number of carbides on the grain boundaries from the total number of carbides. Based on the number measured in the above procedure, the number ratio of carbides at the grain boundaries to the carbides in the ferrite grains is determined.
  • the spheroidization rate of carbides with a particle size of 0.1 ⁇ m or more and 2.0 ⁇ m or less is 65% to 100% at a position of 3/8 of the plate thickness from the surface>
  • the spheroidization rate of carbides having a particle size of 0.1 ⁇ m or more and 2.0 ⁇ m or less is 65% to 100%.
  • the spheroidization rate of the carbide is preferably 75% or more.
  • the spheroidization rate of carbides is measured by the following method.
  • the major axis and the minor axis were measured for all the carbides having a particle size of 0.1 ⁇ m or more and 2.0 ⁇ m or less included in the image obtained by determining the number ratio of carbides at the grain boundary to the carbides in the ferrite grains described above. , Calculate the value obtained by dividing the length of the minor axis by the length of the major axis, and obtain the average value.
  • the above observation is carried out in all fields of view, and the value obtained by expressing the average value of all fields of view as a percentage is defined as the spheroidization rate of carbides.
  • ⁇ Vickers hardness is 170 Hv or less at the position of 3/8 of the plate thickness from the surface>
  • the Vickers hardness of the steel sheet is 170 Hv or less at the position of 3/8 of the plate thickness from the surface>
  • the Vickers hardness is 170 Hv or less. It is preferably 150 Hv or less.
  • the lower limit of the Vickers hardness is not particularly limited, but it is preferable that the Vickers hardness is 100 Hv or more in order to ensure the shape accuracy of the molded product after molding. More preferably, it is 120 Hv or more.
  • Vickers hardness is calculated by the following method. First, a sample is taken with the cross section perpendicular to the width direction of the steel sheet as the observation surface. After polishing the observation surface of the sample with silicon carbide paper of # 600 to # 1500, finish it as a mirror surface using a diluted solution such as alcohol or a liquid in which diamond powder having a particle size of 1 ⁇ m to 6 ⁇ m is dispersed in pure water. .. The sample prepared on the measurement surface is measured using a Micro Vickers hardness tester according to the method described in JIS Z 2244: 2009. At a position of 3/8 of the plate thickness from the surface of the steel plate, with a load of 2.94 N, 10 points are measured at intervals of 3 times or more of the indentation. The average value of 10 points is defined as the Vickers hardness of the steel sheet.
  • ⁇ Random intensity ratio I1 of ⁇ 211 ⁇ ⁇ 011> of microstructure at a position of 3/8 of the plate thickness from the surface is 4.0 or less>
  • press molding, hole expansion molding, bending molding, drawing molding, thickening and thinning molding and the like are performed. Therefore, at the time of molding, in addition to controlling the form of carbides, it is necessary to ensure draw moldability. In order to improve draw moldability at the time of molding, it is necessary to reduce plastic anisotropy. For that purpose, it is necessary to control the texture of the hot-rolled steel sheet.
  • the present inventors have found that it is necessary to reduce the plastic anisotropy that the random intensity ratio of ⁇ 211 ⁇ ⁇ 011> is I1 and this I1 is 4.0 or less. It is preferably 3.5 or less. If I1 is more than 4.0, the plastic anisotropy increases and sufficient moldability cannot be obtained. It is not necessary to limit the lower limit of I1, but the steel sheet according to the present embodiment may be 1.0 or more because it is not substantially less than 1.0.
  • the random intensity ratio I1 is measured by the following method.
  • EBSD electron backscattering diffraction
  • the EBSD analysis uses, for example, an apparatus composed of a thermal field emission scanning electron microscope (JSM-7001F manufactured by JEOL) and an EBSD detector (DVC5 type detector manufactured by TSL), and an electron beam acceleration voltage of 15 kV to 25 kV. Then, the analysis speed is 200 to 300 points / sec.
  • the three-dimensional texture calculated by the series expansion method is calculated from the obtained crystal orientation information.
  • OIM Analysis registered trademark
  • the orientation of "-1" is officially expressed by adding an upper bar above “1”, but in this specification, it is expressed as "-1" due to the limitation of description.
  • the grain size of ferrite is 5 to 50 ⁇ m at a position of 3/8 of the plate thickness from the surface> If the grain size of ferrite is less than 5 ⁇ m, the hardness of the steel sheet increases too much due to the effect of grain refinement, and formability cannot be ensured. On the other hand, when the ferrite grain size exceeds 50 ⁇ m, the number of carbides on the grain boundaries that suppress the propagation of slip is reduced, and the moldability is lowered. Therefore, the grain size of ferrite is set to 5 to 50 ⁇ m.
  • the ferrite particle size is measured by observing the observation surface of the sample after etching with an optical microscope or a scanning electron microscope, and at a position of 3t / 8, a line segment is obtained with respect to an image obtained with a measurement area of 1000 ⁇ m 2. Apply the method to measure. When measuring by the line segment method, the interval for drawing lines is 2 ⁇ m.
  • the solid solution amount of Nb is 0.01% by mass or more at the position of 3/8 of the plate thickness from the surface>
  • the solid solution amount of Nb is determined by the following method.
  • a sample is taken with the cross section perpendicular to the width direction of the steel sheet as the observation surface.
  • the observation surface of the sample is polished with # 600 to # 1500 silicon carbide paper, and then mirrored with a diluted solution such as alcohol or a liquid in which diamond powder having a particle size of 1 ⁇ m to 6 ⁇ m is dispersed in pure water.
  • Finish A device consisting of a thermal field emission scanning electron microscope (JSM-7001F manufactured by JEOL) and a WDS detector was used at the 3t / 8 position of the sample, and the degree of vacuum inside the device was 9.6 ⁇ 10-5 Pa.
  • the acceleration voltage is 15 kv
  • the irradiation current level is 13
  • the irradiation time of the electron beam is 0.01 seconds / point
  • the Nb concentration is measured by irradiating the ferrite crystal grains with the electron beam.
  • Ten ferrite crystal grains are measured by the same method, and the average value is taken as the solid solution amount of Nb.
  • ⁇ Area ratio of ferrite and carbide> The area ratio of ferrite and carbide can be obtained by measuring the ratio of the area occupied by ferrite and carbide to the area of each field of view after etching the sample. The average value of the ratio of the area occupied by ferrite in the entire field of view and the average value of the ratio of the area occupied by carbide in the entire field of view are taken as the area ratio of ferrite and the area ratio of carbide, respectively.
  • the molded product according to the present embodiment is obtained by heat-treating and molding the steel sheet according to the above-mentioned embodiment. Since the chemical composition does not change during heat treatment and molding, the reason for limiting the chemical composition in the molded product according to the present embodiment is the same as the reason for limiting the chemical composition in the steel sheet according to the present embodiment.
  • the microstructure contains cementite.
  • the balance other than cementite is not limited, but if it is a molded product whose strength is improved by quenching and tempering, for example, the structure of the balance is martensite, bainite and / or tempered martensite and the like.
  • the old austenite particle size is 10.0 ⁇ m or less at the position of 3/8 of the plate thickness from the surface of the microstructure> If the particle size of the old austenite is more than 10.0 ⁇ m, the strength of the grain boundaries is lowered, the absorbed energy at the ductile brittle transition temperature is deteriorated, and the toughness is lowered. Therefore, the old austenite particle size is set to 10.0 ⁇ m or less. It is not necessary to limit the lower limit, but since the old austenite particle size is not substantially 0.1 ⁇ m or less, it may be 0.1 ⁇ m or more.
  • the old austenite particle size is determined by the following method.
  • a sample is cut out from a position 50 mm or more away from the end face of the molded body so that a cross section perpendicular to the surface (thick cross section) can be observed.
  • the sample is about 10 mm in the rolling direction, although it depends on the measuring device.
  • Crystal orientation information is obtained by EBSD analysis of the position of 3/8 of the plate thickness from the surface of the cut-out sample at a measurement interval of 0.1 ⁇ m.
  • the EBSD analysis uses an apparatus composed of a thermal field emission scanning electron microscope (JSM-7001F manufactured by JEOL) and an EBSD detector (DVC5 type detector manufactured by TSL), and has an analysis speed of 200 to 300 points / sec. To carry out at.
  • the crystal orientation of the former austenite grains is calculated from the crystal orientation relationship between the general former austenite grains and the crystal grains having a body-centered cubic structure after transformation, and the average of the former austenite grains is calculated. Calculate the crystal grain size.
  • a method for calculating the crystal orientation of the former austenite grains the method described in Acta Materia, 58 (2010), 6393-6403 is used. A crystal orientation map of the former austenite grains is prepared using such a method, and the average crystal grain size of the former austenite grains is calculated from the prepared crystal orientation map by the section method.
  • the solid solution amount of Nb at the old austenite grain boundaries is 0.20% by mass or more>
  • the solid solution amount (segregation amount) of Nb at the former austenite grain boundary is less than 0.20% by mass, the strength of the grain boundary is lowered, the absorbed energy at the ductile brittle transition temperature is deteriorated, and the toughness is lowered. Therefore, the solid solution amount of Nb at the former austenite grain boundary is set to 0.20% by mass or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but the actual upper limit is 2.00 mass.
  • the solid solution amount of Nb at the former austenite grain boundary is determined by the following method.
  • a test piece having the dimensions shown in FIG. 1 is produced from a position 50 mm or more away from the end face of the molded product.
  • the front and back surfaces of the test piece are removed by mechanical grinding in equal amounts so that the plate thickness is 1.2 mm.
  • the notch at the center of the test piece is inserted from the side surface of the test piece with a wire cutter having a thickness of 1 mm, and the joint at the bottom of the notch is controlled from 100 ⁇ m to 200 ⁇ m.
  • the test piece is immersed in a 20% -ammonium thiocyanate solution for 72 hours or more.
  • the front and back surfaces of the test piece are galvanized. It is subjected to Auger electron emission spectroscopic analysis within 1.5 hours after plating.
  • the test piece is set inside the Auger electron emission spectrophotometer and broken from the notch portion of the test piece in a vacuum of 9.6 ⁇ 10-5 or less to expose the old austenite grain boundaries.
  • the exposed old austenite grain boundaries are irradiated with an electron beam at an accelerating voltage of 1 kV or more, and the mass% (concentration) of Nb at the grain boundaries is measured. Measurements are performed at 10 austenite grain boundaries at 3/8 of the plate thickness from the surface. Measurements should be completed within 30 minutes of destruction to prevent grain boundary contamination.
  • the average value of the mass% (concentration) of the obtained Nb is calculated and used as the solid solution amount of Nb.
  • the number density of cementite with a particle size of 0.1 ⁇ m or more and 2.0 ⁇ m or less at a position of 3/8 of the plate thickness from the surface is 10 pieces / mm 2 or more, 100 pieces / mm 2 or less>
  • the number density of cementite having a particle size of 0.1 ⁇ m or more and 2.0 ⁇ m or less is 10 pieces / mm 2 or more and 100 pieces / mm 2 or less, the ductile brittle transition temperature can be lowered in the molded product.
  • the number density of cementite is less than 10 pieces / mm 2 , the total amount of Mn content concentrated in cementite in the molded product is reduced, the ductile brittle transition temperature is increased, and the effect of improving toughness can be obtained. Can not.
  • the number density is 10 pieces / mm 2 or more. It is preferably 20 pieces / mm 2 or more.
  • the number density of cementite exceeds 100 pieces / mm 2 , cracks are likely to occur starting from cementite, the ductile brittle transition temperature becomes high, and the toughness deteriorates. Therefore, the number density is set to 100 pieces / mm 2 or less. It is preferably 90 pieces / mm 2 or less.
  • the number density of cementite having a particle size of 0.1 ⁇ m or more and 2.0 ⁇ m or less is determined by the following method.
  • a sample is cut out from a position 50 mm or more away from the end face of the molded body so that a cross section perpendicular to the surface (thick cross section) can be observed.
  • night-tar etching is performed.
  • the position of 3t / 8 on the observation surface etched by night game (meaning the position of 3/8 of the thickness of the steel sheet in the thickness direction of the steel sheet from the surface of the steel sheet constituting the molded body) is set to the thermal electric field radiation type. Observe with a scanning electron microscope (for example, JSM-7001F manufactured by JEOL).
  • 10 fields of view were acquired with a region of 1000 ⁇ m 2 as one field of view, and the number of cementites having a particle size of 0.1 ⁇ m or more and 2.0 ⁇ m or less was counted in each field of view to determine the number density of cementites. measure. Let the average value of 10 fields of view be the number density of cementite.
  • the Mn content in cementite having a particle size of 0.1 ⁇ m or more and 2.0 ⁇ m or less is 0.50% by mass or more at a position of 3/8 of the plate thickness from the surface>
  • the Mn content in cementite having a particle size of 0.1 ⁇ m or more and 2.0 ⁇ m or less is 0.50% by mass or more.
  • the Mn content in cementite is less than 0.50% by mass, the Mn concentration in the matrix becomes too high in the molded product, the ductile brittle transition temperature becomes high, and the effect of improving toughness cannot be obtained.
  • the upper limit is not particularly specified, but the actual upper limit is 5.00% by mass.
  • the Mn content in cementite is determined by the following method.
  • a sample is cut out from a position 50 mm or more away from the end face of the molded body so that a cross section perpendicular to the surface (thick cross section) can be observed.
  • the observation surface of the sample is prepared by polishing the measurement surface using silicon carbide paper of # 600 to # 1500, and then dispersing diamond powder having a particle size of 1 ⁇ m to 6 ⁇ m in a diluted solution such as alcohol or pure water. Use to finish to a mirror surface.
  • the acceleration voltage is 15 kv
  • the irradiation current level is 13
  • the irradiation time of the electron beam is 0.01 seconds / point
  • the electron beam is irradiated into the cementite grains having a particle size of 0.1 ⁇ m or more and 2.0 ⁇ m or less.
  • the Mn content is measured.
  • the basic idea of the method for producing a steel sheet according to the present embodiment is to produce a steel sheet having desired characteristics by treating a steel piece having the above chemical composition under conditions in which hot-rolling conditions and annealing conditions are consistently controlled. And.
  • the steel sheet according to the present embodiment is obtained by a manufacturing method including the following (i) to (v).
  • Hot rolling step (iii) of hot rolling to obtain hot rolled steel sheet A cooling step of cooling hot rolled steel sheet to 400 ° C. or higher and 550 ° C.
  • the body is obtained by a manufacturing method that further comprises the following (vi) in addition to (i) to (v). (Vi) Molding and heat treatment steps for forming and heat-treating hot-rolled steel sheets
  • Heating process Prior to the heating step, molten steel having the same chemical composition as the chemical composition of the steel sheet according to the present embodiment is continuously cast, and if necessary, block rolling or the like is performed to obtain a steel piece.
  • the obtained steel piece is heated to a temperature of more than 1250 ° C. and held for 0.5 to 3.0 hours.
  • the heating temperature is 1250 ° C. or lower, the Nb precipitates precipitated during casting do not dissolve in solid solution, and the amount of solid solution Nb cannot be secured.
  • the upper limit of the heating temperature is not limited, but is preferably 1400 ° C. or lower.
  • the holding time is set to 0.5 hours or more. If the holding time exceeds 3.0 hours, the solid solution of the Nb precipitate precipitated during casting is excessively promoted, the recrystallization of austenite is inhibited, and the ferrite texture becomes stronger. In this case, good formability cannot be obtained in the steel sheet. Therefore, the holding time is preferably 3.0 hours or less.
  • Hot rolling process In the hot rolling step, hot rolling is performed on the heated steel pieces. Hot rolling is performed so that the finishing temperature (finish rolling completion temperature) is 860 ° C. or higher and 950 ° C. or lower. If the finishing temperature is less than 860 ° C., the recrystallization of austenite is inhibited and the ferrite texture becomes too strong. In this case, good formability cannot be obtained in the steel sheet. Therefore, the finishing temperature is set to 860 ° C. or higher. If the temperature is 900 ° C. or higher, recrystallization proceeds sufficiently, so the finishing temperature is preferably 900 ° C. or higher.
  • the finishing temperature exceeds 950 ° C.
  • the grain growth of austenite is excessively promoted, and the crystal grain size of ferrite after transformation becomes too large accordingly. In this case, good formability cannot be obtained in the steel sheet. Therefore, the finishing temperature is set to 950 ° C. or lower.
  • the hot-rolled steel sheet after hot rolling is cooled.
  • the cooling step starts 2 to 5 seconds after the completion of the hot rolling step. At that time, it is cooled to a temperature range of 400 to 550 ° C. at an average cooling rate of more than 100 ° C./sec and 200 ° C./sec or less. This makes it possible to suppress the precipitation of Nb that is solid-solved during heating. When a precipitate containing Nb is deposited during or after cooling, the amount of solid solution Nb decreases. If the average cooling rate is 100 ° C./sec or less, the precipitation of the carbonitride of Nb is promoted, and the solid solution amount of Nb in the steel sheet cannot be 0.01% or more.
  • the average cooling rate exceeds 200 ° C./sec, the ferrite crystal grains become too fine and the ferrite crystal grain size cannot be controlled to 5 ⁇ m or more. Further, by starting cooling 2 seconds or more after the completion of hot rolling, austenite is recrystallized before cooling and the texture is reduced. When cooling is performed immediately after hot rolling (less than 2 seconds), the random intensity ratio I1 of ⁇ 211 ⁇ ⁇ 011> exceeds 4.0.
  • the average cooling rate is calculated by (cooling start temperature-cooling stop temperature) / cooling time.
  • the winding temperature is preferably 400 to 550 ° C. If the winding temperature is less than 400 ° C., the transformation from austenite to pearlite does not occur, bainite and martensite are generated, and the Vickers hardness of the steel sheet exceeds 170 HV and the moldability deteriorates. Therefore, the winding temperature is set to 400 ° C. or higher. On the other hand, when the winding temperature exceeds 550 ° C., the transformation from austenite to ferrite proceeds too much, the particle size of ferrite becomes too large, and the moldability deteriorates. Therefore, the winding temperature is preferably 550 ° C. or lower.
  • the wound hot-rolled steel sheet is pickled and then subjected to two-stage step-type box annealing that is held in two temperature ranges.
  • cold rolling may be performed before the annealing step.
  • the upper limit of cold rolling is not limited, and cold rolling may be performed at a cold rolling rate of, for example, 30 to 90%. that time, (Ii-1)
  • heating is performed at an average heating rate of 30 ° C./hour or more and 150 ° C./hour or less, and a temperature range of 650 ° C. or more and 720 ° C. or less.
  • (1st temperature range) is subjected to the first stage annealing of holding for 3 hours or more and 60 hours or less, and further.
  • (Ii-2) Heat at a heating rate of 1 ° C./hour or more and 80 ° C./hour or less until the annealing temperature of the second stage to a temperature range of 725 ° C. or more and 790 ° C. or less (second temperature range). Perform the second stage annealing, which holds for 3 hours or more and less than 10 hours.
  • the mixture is cooled to 650 ° C. or lower at an average cooling rate of 1 ° C./hour or higher and 100 ° C./hour or lower, and then cooled to room temperature.
  • the heating rate in the temperature range from 350 ° C. to the annealing temperature of the first stage is less than 30 ° C./hour, the formation of carbides at the grain boundaries of ferrite is small. In this case, the Mn concentration in cementite is not promoted after the heat treatment, and the Mn content in cementite becomes small in the molded product.
  • the heating rate in the temperature range exceeds 150 ° C./hour, the particle size of ferrite becomes too large, so the heating rate is set to 150 ° C./hour or less.
  • the annealing temperature of the first stage is 650 ° C or higher and 720 ° C or lower.
  • the annealing temperature of the first stage is less than 650 ° C., the formation of carbides at the grain boundaries of ferrite is small. In this case, Mn concentration in cementite is not promoted after the heat treatment.
  • the annealing temperature of the first stage exceeds 720 ° C., the grain size of ferrite becomes too large.
  • the holding time of the first stage annealing shall be 3 hours or more and 60 hours or less. If the retention time is less than 3 hours, Mn concentration in cementite is not promoted. On the other hand, if the holding time exceeds 60 hours, the grain size of ferrite becomes too large.
  • the heating rate from the annealing temperature in the first stage annealing to the annealing temperature in the second stage annealing is set to 1 ° C./hour or more and 80 ° C./hour or less.
  • austenite is generated and grows from the ferrite grain boundaries.
  • the heating rate of the second stage is less than 1 ° C./hour, the transformation to austenite progresses too much, the proportion of carbides at the grain boundaries decreases, and Mn concentration to carbides is not promoted. Therefore, the heating rate is set to 1 ° C./hour or more. On the other hand, when the heating rate exceeds 80 ° C./hour, the transformation to austenite becomes insufficient and the spheroidization rate of the carbide becomes low. Therefore, the heating temperature is set to 80 ° C./hour or less.
  • the annealing temperature of the second stage is 725 ° C or higher and 790 ° C or lower.
  • the annealing temperature of the second stage is less than 725 ° C., the amount of austenite produced is small and the spheroidization rate of carbides is low.
  • the annealing temperature of the second stage exceeds 790 ° C., the proportion of carbides at the grain boundaries decreases, and Mn concentration to cementite is not promoted.
  • the holding time of the second stage annealing shall be 3 hours or more and less than 10 hours.
  • the holding time of the second stage annealing is less than 3 hours, the amount of austenite produced is small and the spheroidization rate of carbides is low.
  • the holding time of the second-stage annealing is 10 hours or more, the proportion of carbides at the grain boundaries decreases, and Mn concentration to cementite is not promoted.
  • the atmosphere of box annealing is not particularly limited.
  • an atmosphere containing 95% or more nitrogen, an atmosphere containing 95% or more hydrogen, an atmospheric atmosphere, and the like can be mentioned.
  • the cooling is performed at a cooling rate (average cooling rate) of 1 ° C./hour or more and 100 ° C./hour or less in a temperature range from the annealing temperature of the second stage to 650 ° C.
  • the cooling rate is preferably slow in order to transform the austenite produced by the second-stage annealing into ferrite by slow cooling and to adsorb carbon to the carbides remaining in the austenite.
  • the cooling rate is set to 1 ° C./hour or more.
  • the cooling rate in the temperature range from the annealing temperature of the second stage to 650 ° C. exceeds 100 ° C./hour, cementite is also formed in the ferrite grains, and the ratio of cementite at the grain boundaries becomes low. .. Therefore, the cooling rate is set to 100 ° C./hour or less.
  • the structure is substantially ferrite and carbides, the ratio of the number of carbides at the ferrite grain boundaries to the number of carbides in the ferrite grains exceeds 1.0, and the Vickers hardness test.
  • the random intensity ratio I1 of ⁇ 211 ⁇ ⁇ 011> is 4.0 or less, the grain size of ferrite is 5 to 50 ⁇ m, and the spheroidization rate of carbide is 65% to 100%.
  • a steel sheet having a solid solution amount of Nb of 0.01% by mass or more can be obtained. This steel sheet is excellent in moldability, and further, high strength and excellent toughness can be obtained after molding and heat treatment.
  • a molded product according to the present embodiment can be obtained.
  • the hot-rolled steel sheet after cooling is subjected to the following molding and heat treatment of (A) or (B) to obtain a molded product.
  • the step (A) is a so-called hot stamp, in which cold preforming is performed, then heating is performed, and then molding and quenching are performed at the same time.
  • the molding of (A) is effective when obtaining a structural member such as a high-strength skeleton part.
  • the steel sheet is cold-formed and then heat-treated (quenched).
  • the molding of (B) is effective when obtaining mechanical structural parts and the like.
  • the level of the examples is an example of the execution conditions adopted for confirming the feasibility and the effect of the present invention, and the present invention is not limited to this one condition example.
  • the present invention makes it possible to adopt various conditions as long as the gist of the present invention is not deviated and the object of the present invention is achieved.
  • Molten steel having the chemical composition shown in Tables 1-1 to 1-6 is cast, heated, hot-rolled, cooled, and wound under the conditions shown in Tables 2-1 to 2-10. If necessary, cold rolling was performed, and then annealing was performed to obtain a steel sheet.
  • ⁇ EL was measured by the following method.
  • the No. 5 test piece described in JIS Z 2241: 2011 was prepared with the direction parallel to the rolling direction as the length of the test piece from an arbitrary position of the molded body, and the test piece was fully elongated according to the test method described in JIS Z 2241: 2011. ⁇ ELL) was calculated.
  • the No. 5 test piece described in JIS Z 2241: 2011 is prepared with the direction perpendicular to the rolling direction as the length of the test piece from an arbitrary position of the molded body, and according to the test method described in JIS Z 2241: 2011.
  • the total elongation ( ⁇ ELC) was determined. The value obtained by dividing ⁇ ELL by ⁇ ELC was defined as ⁇ EL.
  • the tensile strength and toughness of the obtained molded product were evaluated.
  • the tensile strength of the molded product was determined by preparing the No. 5 test piece described in JIS Z 2241: 2011 from an arbitrary position of the molded product and according to the test method described in JIS Z 2241: 2011. Further, the ductile brittle transition temperature and the absorbed energy at the ductile brittle transition temperature were determined according to the test method described in JIS Z 2242: 2005 by collecting a sub-sized Charpy impact test piece from an arbitrary position of the molded body. When the tensile strength was 1500 MPa or more, the ductile brittle transition temperature was 20 ° C. or less, and the absorbed energy at the ductile brittle transition temperature was 10 J / cm 2 or more, it was judged to be excellent in high strength and toughness.
  • the present invention there are provided a steel sheet having excellent cold workability and having high strength and excellent toughness after molding and heat treatment, a method for producing the same, and a molded product having high strength and excellent low temperature toughness. be able to. Therefore, the present invention has high utility in the steel industry.

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Abstract

この鋼板は、所定の化学組成を有し、ミクロ組織が、フェライトと炭化物とからなり、前記炭化物が、フェライト粒内及びフェライト粒界に存在し、前記ミクロ組織の、表面から板厚の３／８の位置において、粒径が０．１μｍ以上２．０μｍ以下である前記炭化物のうち、前記フェライト粒内に存在する炭化物の個数に対する、前記フェライト粒界に存在する炭化物の個数の比率が１．０を超え、ビッカース硬さが１７０ＨＶ以下であり、｛２１１｝＜０１１＞のランダム強度比Ｉ１が４．０以下であり、前記フェライトの粒径が５～５０μｍであり、粒径が０．１μｍ以上２．０μｍ以下である前記炭化物の球状化率が、６５％～１００％であり、Ｎｂの固溶量が、０．０１質量％以上である。

Description

鋼板及びその製造方法、並びに成形体
　本発明は、鋼板及びその製造方法、並びに成形体に関する。
　本願は、２０１９年０４月１７日に、日本に出願された特願２０１９－０７８５４４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、自動車のギヤー、クラッチプレート、ダンパー等の機械構造部品や高強度で複雑な形状を有する骨格部品を製造するにあたり、熱間圧延鋼板や冷間圧延鋼板を素材とし、これらを冷間加工して部材の形状に成形した後に焼入れ焼戻しを行う技術、および予成形後にホットスタンプを行う予成形ホットスタンプ技術の開発が進められている。冷間加工やホットスタンプ前の予成形では、曲げ加工、絞り加工、穴広げ加工等のプレス成形が行われるが、複雑な形状に成形する必要がある場合は、穴広げ加工等の極限変形能が求められる。部品成形は、絞り及び増肉の成形が主である。これらの部品加工における成形性を左右する最も大きな因子は塑性異方性である。そのため、上記部品に適用される鋼板には、塑性異方性が小さい（等方性が高い）ことも求められる。
　さらに、冷間加工後の熱処理、または予成形後のホットスタンプにより得られる成形体には、高い強度および靱性が要求される。
　特許文献１には、フェライト相とグラファイト相とを主体とする組織を有する、冷間加工性と浸炭焼入れ性とに優れた鋼が開示されている。
　また、特許文献２には、球状化焼鈍後、冷間鍛造を行い、浸炭焼入焼戻し工程で製造される部品に対し、優れた加工性を有しながら、その後の浸炭でも結晶粒の粗大化を抑制し、優れた耐衝撃特性、耐衝撃疲労特性を有する浸炭部品用鋼が開示されている。
　特許文献３には、プラズマ浸炭用冷間工具鋼が開示されている。
　また、特許文献４では、深絞り面内異方性の小さい高炭素冷延鋼帯が開示されている。特許文献４では、冷間圧延率、箱焼鈍条件、熱間圧延の巻取温度の制御による集合組織の制御を通じて面内異方性を改善し、ｒ値及び面内異方性指数Δｒを限定している。
　特許文献５では、焼入性と靭性とに優れる面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板が開示されている。特許文献５では、仕上げ圧延機のスタンド間での熱延材の加熱、焼鈍条件の規定により、面内異方性を改善したことが開示されている。
　特許文献６では、面内異方性の小さい加工用高炭素鋼板が開示されている。特許文献６では、熱間圧延においてＡｒ３点以上の温度での仕上げ圧延、５００～６５０℃での巻取を規定することで、面内異方性の小さい鋼板が得られることが開示されている。
日本国特開平０６－１１６６７９号公報 日本国特開２００６－２１３９５１号公報 日本国特開平１０－１５８７８０号公報 日本国特開２０００－３２８１７２号公報 日本国特開２００１－０７３０７６号公報 日本国特開２００１－０７３０７７号公報
　これらの発明では、成形性および焼入れ性の改善が提案されているものの、近年、より高い冷間加工性を確保しつつ、さらに過酷な環境下、例えば低温環境等における部品の適用を鑑み、より高強度、かつ優れた低温靭性を有する成形体、及びその素材の冷間加工性に優れた鋼板が要求されている。
　本発明は、上記実情に鑑み、冷間加工性に優れ、成形及び熱処理後に高強度かつ優れた靭性が得られる鋼板及びその製造方法、並びにその鋼板に成形及び熱処理を行って得られる成形体であって、高強度かつ低温靭性に優れる成形体を提供することを課題とする。
　本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意研究した。
　本発明者らは、まず成形及び熱処理を行った後の成形体の強度および靱性を確保するため、粒界の強化に着目して検討を行った。
　その結果、以下の（ｉ）～（ｉｉｉ）によって粒界が強化され、成形体において、遷移温度の低温化（靭性の向上）が図れることを見出した。
（ｉ）旧オーステナイト粒径の細粒化（吸収エネルギー増加による靱性への寄与）、
（ｉｉ）粒界へのＮｂ偏析（吸収エネルギー増加による靱性への寄与）、
（ｉｉｉ）セメンタイトの個数密度を１００個／ｍｍ２以下とし、その上でそのセメンタイトにＭｎを濃化させる（粒界に偏析すると靱性に悪影響を与えるＭｎの粒界偏析を抑制することへの寄与）
　一方で、上述のような成形体の素材として好適であってかつ熱処理前の成形性に優れる鋼板を得るためには、以下の（Ｉ）～（ＩＶ）が有効であることを見出した。
（Ｉ）フェライトの粒径制御（成形性の確保）
（ＩＩ）フェライト結晶方位のランダム化（成形性の確保）
（ＩＩＩ）炭化物の粒界偏析（熱処理後のセメンタイト中のＭｎ濃度の上昇）
（ＩＶ）炭化物の球状化（熱処理後のセメンタイトの個数密度の制御）
　しかしながら、例えば、上記（ｉｉ）の粒界へのＮｂ偏析の効果を利用する場合、熱間圧延の段階ではＮｂを固溶させる必要がある。一方、固溶Ｎｂは（ＩＩ）のようなフェライトの結晶方位のランダム化に対しては、悪影響を与える。すなわち、成形及び熱処理を行う前の加工性（成形性）と、成形及び熱処理を行った後の靭性とを同時に向上させることは容易ではなかった。
　本発明者らが、さらに検討を行った結果、熱延時のスラブ加熱温度、冷却速度、巻取温度を制御してＮｂの固溶状態を維持しつつも、冷却開始時間を制御してオーステナイトの再結晶を促進させてから冷却させると、フェライトの結晶方位のランダム化が図れることを見出した。
　本発明は、上記の知見に基づいてなされたもので、その要旨は、次の通りである。
（１）本発明の一態様に係る鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１０～０．７０％、Ｓｉ：０．０１０～０．３００％、Ｍｎ：１．００～３．００％、Ｐ：０．０２００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００１０～０．１０００％、Ｎｂ：０．０３０～０．２００％、Ｃｒ：０．０１０～０．５００％、Ｍｏ：０．００１～０．５００％、Ｂ：０．０００４～０．０１００％、Ｔｉ：０．００１０～０．１００％、Ｖ：０～０．１０００％、Ｃｕ：０～０．１００％、Ｗ：０～０．１０００％、Ｔａ：０～０．１０００％、Ｎｉ：０～０．１００％、Ｓｎ：０～０．０５００％、Ｓｂ：０～０．０５００％、Ｃｏ：０～０．０５００％、Ａｓ：０～０．０５００％、Ｍｇ：０～０．０５００％、Ｃａ：０～０．０５００％、Ｙ：０～０．０５００％、Ｚｒ：０～０．０５００％、Ｌａ：０～０．０５００％、Ｃｅ：０～０．０５００％、Ｏ：０．０２００％以下、Ｎ：０．０１５０％以下、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、ミクロ組織が、フェライトと炭化物とからなり、前記炭化物が、フェライト粒内及びフェライト粒界に存在し、前記ミクロ組織の、表面から板厚の３／８の位置において、粒径が０．１μｍ以上２．０μｍ以下である前記炭化物のうち、前記フェライト粒内に存在する炭化物の個数に対する、前記フェライト粒界に存在する炭化物の個数の比率が１．０を超え、ビッカース硬さが１７０ＨＶ以下であり、｛２１１｝＜０１１＞のランダム強度比Ｉ１が４．０以下であり、前記フェライトの粒径が５～５０μｍであり、粒径が０．１μｍ以上２．０μｍ以下である前記炭化物の球状化率が、６５％～１００％であり、Ｎｂの固溶量が、０．０１質量％以上である。
（２）本発明の別の態様に係る鋼板の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．１０～０．７０％、Ｓｉ：０．０１０～０．３００％、Ｍｎ：１．００～３．００％、Ｐ：０．０２００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００１０～０．１０００％、Ｎｂ：０．０３０～０．２００％、Ｃｒ：０．０１０～０．５００％、Ｍｏ：０．００１～０．５００％、Ｂ：０．０００４～０．０１００％、Ｔｉ：０．００１０～０．１００％、Ｖ：０～０．１０００％、Ｃｕ：０～０．１００％、Ｗ：０～０．１０００％、Ｔａ：０～０．１０００％、Ｎｉ：０～０．１００％、Ｓｎ：０～０．０５００％、Ｓｂ：０～０．０５００％、Ｃｏ：０～０．０５００％、Ａｓ：０～０．０５００％、Ｍｇ：０～０．０５００％、Ｃａ：０～０．０５００％、Ｙ：０～０．０５００％、Ｚｒ：０～０．０５００％、Ｌａ：０～０．０５００％、Ｃｅ：０～０．０５００％、Ｏ：０．０２００％以下、Ｎ：０．０１５０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有するスラブを、１２５０℃超に加熱し、０．５～３．０時間保持する加熱工程と、仕上げ温度が、８６０℃以上、９５０℃以下となるように熱間圧延を行って熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、前記熱延鋼板を１００℃／秒超、２００℃／秒以下の平均冷却速度で、４００～５５０℃まで冷却する冷却工程と、前記冷却工程後の前記熱延鋼板を４００～５５０℃で巻取る巻取り工程と、前記巻取り工程後の前記熱延鋼板に箱焼鈍を行う焼鈍工程と、を備え、前記冷却工程は、前記熱間圧延工程完了から、２～５秒後に開始し、前記焼鈍工程では、３０℃／時間以上、１５０℃／時間以下の平均加熱速度で、６５０℃以上、７２０℃以下の第１の温度域に加熱し、前記第１の温度域で３時間以上、６０時間以下保持し、１℃／時間以上、８０℃／時間以下の平均加熱速度で、７２５℃以上、７９０℃以下の第２の温度域に加熱し、前記第２の温度域で３時間以上、１０時間未満保持し、１℃／時間以上、１００℃／時間以下の平均冷却速度で６５０℃以下まで冷却した後、室温まで冷却する。
（３）本発明の別の態様に係る成形体は、質量％で、Ｃ：０．１０～０．７０％、Ｓｉ：０．０１０～０．３００％、Ｍｎ：１．００～３．００％、Ｐ：０．０２００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００１０～０．１０００％、Ｎｂ：０．０３０～０．２００％、Ｃｒ：０．０１０～０．５００％、Ｍｏ：０．００１～０．５００％、Ｂ：０．０００４～０．０１００％、Ｔｉ：０．００１０～０．１００％、Ｖ：０～０．１０００％、Ｃｕ：０～０．１００％、Ｗ：０～０．１０００％、Ｔａ：０～０．１０００％、Ｎｉ：０～０．１００％、Ｓｎ：０～０．０５００％、Ｓｂ：０～０．０５００％、Ｃｏ：０～０．０５００％、Ａｓ：０～０．０５００％、Ｍｇ：０～０．０５００％、Ｃａ：０～０．０５００％、Ｙ：０～０．０５００％、Ｚｒ：０～０．０５００％、Ｌａ：０～０．０５００％、Ｃｅ：０～０．０５００％、Ｏ：０．０２００％以下、Ｎ：０．０１５０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、ミクロ組織がセメンタイトを含み、前記ミクロ組織の、表面から板厚の３／８の位置において、旧オーステナイト粒界のＮｂの固溶量が、０．２０質量％以上であり、旧オーステナイト粒径が、１０．０μｍ以下であり、粒径が０．１μｍ以上２．０μｍ以下の前記セメンタイトの個数密度が、１０個／ｍｍ２以上、１００個／ｍｍ２以下であり、粒径が０．１μｍ以上２．０μｍ以下の前記セメンタイト中のＭｎ含有量が、０．５０質量％以上である。
　本発明の上記態様によれば、冷間加工性に優れ成形及び熱処理後に高強度かつ優れた靭性が得られる鋼板、及びその製造方法、並びに高強度かつ低温靭性に優れる成形体を提供することができる。
Ｎｂの固溶量を測定する際に用いる試験片の寸法（図中の単位：ｍｍ）を示す模式図である。
　以下、本発明の一実施形態に係る鋼板（本実施形態に係る鋼板）及び、本発明の一実施形態に係る成形体（本実施形態に係る成形体）について説明する。
　まず、本実施形態に係る鋼板の化学組成の限定理由について説明する。以下、化学組成に係る％は質量％を意味する。
　（Ｃ：０．１０～０．７０％）
　Ｃは、鋼の焼入れ性の向上に寄与し、成形体の強度を確保するために有効な元素である。上記効果を得るために、Ｃ含有量を０．１０％以上とする。好ましくは０．１４％以上であり、より好ましくは０．２０％以上であり、さらに好ましくは０．３０％以上である。
　一方、Ｃ含有量が０．７０％を超えると、炭化物が過度に生成して、成形体（成形及び熱処理後の鋼板）においてセメンタイトの個数密度を所定量以下とすることができなくなる。この場合、成形体において延性脆性遷移温度が高温化して靱性が劣化する。そのため、Ｃ含有量を０．７０％以下とする。好ましくはＣ含有量を０．５５％以下とする。より好ましくは０．４６％以下、さらに好ましくは０．３８％以下である。
　（Ｓｉ：０．０１０～０．３００％）
　Ｓｉは、炭化物の安定性を高める効果を持つ元素であり、成形体において所定量のセメンタイトを確保し、そのセメンタイトにＭｎを固溶させて靱性を高める元素である。上記効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．０１０％以上とする。好ましくは０．１５０％以上であり、より好ましくは０．２００％以上である。
　一方、Ｓｉ含有量が０．３００％を超えるとセメンタイトが溶解しにくくなり、セメンタイトの個数密度を所定量以下に制御できなくなる。そのため、Ｓｉ含有量を０．３００％以下とする。好ましくは０．２５０％以下である。
　（Ｍｎ：１．００～３．００％）
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性の向上に寄与し、成形体の強度を確保するために有効な元素である。上記効果を得るために、Ｍｎ含有量を１．００％以上とする。好ましくは１．１５％以上であり、より好ましくは１．２０％以上である。
　一方、Ｍｎ含有量が３．００％を超えると、粒界が脆化して成形体において延性脆性遷移温度が高温化して靱性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量を３．００％以下とする。好ましくは２．２０％以下であり、より好ましくは１．８０％以下であり、さらに好ましくは１．５０％以下である。
　（Ｐ：０．０２００％以下）
　Ｐは、不純物であり、Ｐが成形体において旧オーステナイト粒界に偏析すると、延性脆性遷移温度が高温化して靱性が劣化する。Ｐ含有量が０．０２００％超になると靭性の劣化が著しくなるので、Ｐ含有量を０．０２００％以下に制限する。Ｐ含有量は少ないほど好ましく、０％でもよい。しかしながら、精錬工程においてＰ含有量を０．０００１％未満に低減すると、高純度化に要する時間が長くなり、製造コストが大幅に増加する。そのため、実用鋼板上、Ｐ含有量は０．０００１％が実質的な下限である。
　（Ｓ：０．０１００％以下）
　Ｓは、ＭｎＳなどの非金属介在物を形成する不純物元素である。非金属介在物は、成形体において亀裂の発生源となるので、非金属介在物が存在すると延性脆性遷移温度が高温化して靱性が劣化する。Ｓ含有量が０．０１００％を超えると靭性の劣化が著しいので、Ｓ含有量を０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は少ないほど好ましいので、下限は０％を含むが、Ｓ含有量を０．０００１％未満に低減すると、精錬コストが大幅に増加する。そのため、実用鋼板上、Ｓ含有量は０．０００１％が実質的な下限である。
　（Ａｌ：０．００１０～０．１０００％）
　Ａｌは、炭化物の安定性を高める効果を持つ元素であり、成形体において所定量のセメンタイトを確保し、セメンタイトにＭｎを固溶させて靱性を高めるために有効な元素である。Ａｌ含有量が０．００１０％未満であると、フェライトが過度に細粒化され、成形性が十分に得られない。そのため、Ａｌ含有量を０．００１０％以上とする。好ましくは０．０３００％以上である。
　一方、Ａｌ含有量が０．１０００％を超えるとセメンタイトが溶解しにくくなり、セメンタイトの個数密度を所定量以下に制御できなくなる。そのため、Ａｌ含有量を０．１０００％以下とする。好ましくは０．０５００％以下である。
　（Ｎｂ：０．０３０～０．２００％）
　Ｎｂは、成形体において、旧オーステナイト粒界を強化し、吸収エネルギーを増加させて靱性の向上に寄与する元素である。Ｎｂ含有量が０．０３０％未満では、旧オーステナイト粒界への偏析が不足して十分な効果が得られない。そのため、Ｎｂ含有量を０．０３０％以上とする。好ましくは０．０４０％以上であり、より好ましくは０．０５０％以上であり、さらに好ましくは０．０６０％以上である。
　一方、Ｎｂ含有量が０．２００％を超えると、熱間圧延工程において旧オーステナイトの再結晶が阻害され、フェライトの集合組織が強くなり過ぎて成形性が劣化する。そのため、Ｎｂ含有量を０．２００％以下とする。好ましくは０．１５０％以下であり、より好ましくは０．１００％以下であり、さらに好ましくは０．０８０％以下である。
　（Ｃｒ：０．０１０～０．５００％）
　Ｃｒは、炭化物の安定性を高める効果を持つ元素である。Ｃｒ含有量が０．０１０％未満では、成形体において所定量のセメンタイトを確保することが困難であり、セメンタイトにＭｎを固溶させて靱性を高めることが難しい。そのため、Ｃｒ含有量を０．０１０％以上とする。好ましくは０．０３０％以上であり、より好ましくは０．０５０％以上であり、さらに好ましくは０．１００％以上である。
　一方、Ｃｒ含有量が０．５００％を超えると、セメンタイトが溶解しにくくなり、セメンタイトの個数密度を所定量以下に制御できなくなる。そのため、Ｃｒ含有量を０．５００％以下とする。好ましくは０．３００％以下であり、より好ましくは０．２００％以下であり、さらに好ましくは０．１８０％以下である。
　（Ｍｏ：０．００１～０．５００％）
　Ｍｏは、炭化物の安定性を高める効果を持つ元素である。Ｍｏ含有量が０．００１％未満では、成形体において所定量のセメンタイトを確保することが困難であり、セメンタイトにＭｎを固溶させて靱性を高めることが難しい。そのため、Ｍｏ含有量を０．００１％以上とする。好ましくは０．０３０％以上である。
　一方、Ｍｏ含有量が０．５００％を超えると、セメンタイトが溶解しにくくなり、セメンタイトの個数密度を所定量以下に制御できなくなる。そのため、Ｍｏ含有量を０．５００％以下とする。好ましくは０．３００％以下であり、より好ましくは０．２００％以下であり、さらに好ましくは０．１８０％以下である。
　（Ｂ：０．０００４～０．０１００％）
　Ｂは、焼入れ性を高めることで鋼の強度の向上に寄与する元素である。Ｂ含有量が０．０００４％未満では、焼入れ性向上効果が得られない。そのため、Ｂ含有量を０．０００４％以上とする。好ましくは０．００１０％以上であり、より好ましくは０．００１５％以上であり、さらに好ましくは０．００２０％以上である。
　一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、成形体においてＢが旧オーステナイト粒界に偏析する。その結果、延性脆性遷移温度が高温化して靱性が劣化する。そのため、Ｂ含有量を０．０１００％以下とする。好ましくは０．００７０％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下であり、さらに好ましくは０．０４０％以下である。
　（Ｔｉ：０．００１０～０．１００％）
　Ｔｉは、Ｂの焼入れ性向上効果を有効に発揮させるために必要な元素である。Ｔｉ含有量が０．００１０％未満ではセメンタイトの個数密度が多くなり過ぎて、延性脆性遷移温度における吸収エネルギーが低下する。そのため、Ｔｉ含有量を０．００１０％以上とする。好ましくは０．００２０％以上であり、より好ましくは０．００４０％以上であり、さらに好ましくは０．００６０％以上である。
　一方、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えると、熱間圧延後の鋼板が硬くなりすぎて成形性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量を０．１００％以下とする。好ましくは０．０９０％以下であり、より好ましくは０．０７０％以下であり、さらに好ましくは０．０５０％以下である。
　（Ｏ：０．０２００％以下）
　Ｏは、製鋼過程で溶鋼中に不純物として残留し、酸化物などの非金属介在物を形成する元素である。非金属介在物は、成形体において亀裂の発生源となるので、非金属介在物が存在すると延性脆性遷移温度が高温化して靱性が劣化する。そのため、Ｏ含有量は０．０２００％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは０．０１００％以下である。Ｏ含有量は少ないほど好ましいので、下限は０％を含むが、Ｏ含有量を０．０００１％未満に低減すると、精錬コストが大幅に増加する。そのため、実用鋼板上、Ｏ含有量は０．０００１％が実質的な下限である。
　（Ｎ：０．０１５０％以下）
　Ｎは、製鋼過程で溶鋼中に不純物として残留し、窒化物などの非金属介在物を形成する元素である。非金属介在物は、成形体において亀裂の発生源となるので、非金属介在物が存在すると延性脆性遷移温度が高温化して靱性が劣化する。そのため、Ｎ含有量は０．０１５０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下である。Ｎ含有量は少ないほど好ましいので下限は０％を含むが、Ｎ含有量を０．０００１％未満に低減すると、精錬コストが大幅に増加する。そのため、実用鋼板上、Ｎ含有量は０．０００１％が実質的な下限である。
　本実施形態に係る鋼板は、成形性をより高める場合、不純物におけるＯ及び／又はＮの含有量をより制限することが好ましい。
　本実施形態に係る鋼板は、上記元素を含み残部がＦｅ及び不純物であることを基本とするが、上記元素の他、鋼板の特性を阻害しない範囲で、質量％で、さらに、Ｖ、Ｃｕ、Ｗ、Ｔａ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｚｒ、Ｌａ、及び、Ｃｅからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素は必ずしも含有しなくてもよいので、下限は０％である。
　上記元素の１種又は２種以上を含有する場合、各元素の含有量は、質量％で、Ｖ：０．００１～０．１０００％、Ｃｕ：０．００１～０．１００％、Ｗ：０．００１０～０．１０００％、Ｔａ：０．００１０～０．１０００％、Ｎｉ：０．００１～０．１００％、Ｓｎ：０．００１０～０．０５００％、Ｓｂ：０．００１０～０．０５００％、Ｃｏ：０．００１０～０．０５００％、Ａｓ：０．００１０～０．０５００％、Ｍｇ：０．０００１～０．０５００％、Ｃａ：０．００１０～０．０５００％、Ｙ：０．００１０～０．０５００％、Ｚｒ：０．００１０～０．０５００％、Ｌａ：０．００１０～０．０５００％、及び／またはＣｅ：０．００１０～０．０５００％であることが好ましい。
　次に本実施形態に係る鋼板のミクロ組織（金属組織）について説明する。
　本実施形態に係る鋼板は、上記の通りの化学組成の制御に加え、最適な条件での熱延、冷却及び焼鈍等を行うことにより、以下のようなミクロ組織を有する。
（ａ）フェライトと炭化物とからなり、前記炭化物が、フェライト粒内及びフェライト粒界に存在し、
　表面から板厚の３／８の位置において、
（ｂ）粒径が０．１μｍ以上２．０μｍ以下である炭化物のうち、フェライト粒内に存在する炭化物の個数に対する、フェライト粒界に存在する炭化物の個数の比率が１．０を超え、
（ｃ）ビッカース硬さが１７０ＨＶ以下であり、
（ｄ）｛２１１｝＜０１１＞のランダム強度比Ｉ１が４．０以下であり、
（ｅ）フェライトの粒径が５～５０μｍであり、
（ｆ）粒径が０．１μｍ以上２．０μｍ以下である炭化物の球状化率が、６５％～１００％であり、
（ｇ）Ｎｂの固溶量が、０．０１質量％以上である
ことを特徴とする。この特徴により、熱処理前の鋼板の冷間加工での成形性が向上するとともに、成形及び熱処理後に（すなわち成形体において）高強度と高靭性とが得られる。これらは、本発明者らが見いだした新規な知見である。
　＜ミクロ組織が、フェライトと炭化物とからなり、炭化物が、フェライト粒内及びフェライト粒界に存在し、表面から板厚の３／８の位置において、粒径が０．１μｍ以上２．０μｍ以下である炭化物のうち、フェライト粒内に存在する炭化物の個数に対する、フェライト粒界に存在する炭化物の個数の比率が１．０超＞
　本実施形態に係る鋼板は、実質的に、フェライトと炭化物とで構成され、少なくとも表面から板厚の３／８の位置（板厚をｔとした場合の３ｔ／８の位置）において、粒径が０．１μｍ以上２．０μｍ以下である炭化物のうち、フェライト粒内の炭化物個数に対するフェライト粒界の炭化物個数の比率（フェライト粒界に存在する炭化物個数／フェライト粒内に存在する炭化物個数）が１．０を超える組織とする。粒径が０．１μｍ～２．０μｍの炭化物を対象とするのは、この程度の大きさの炭化物が、変形中において破壊の起点となりやすく、靱性の低下に対する影響が大きいためである。
　本実施形態に係る鋼板のミクロ組織は、実質的に、フェライトと炭化物とで構成される。より詳細には、本実施形態に係る鋼板のミクロ組織において、フェライトの面積率は、例えば８０～９５％の範囲内であり、炭化物の面積率は、例えば５～２０％の範囲内であって、かつ、フェライトと炭化物の合計面積率が１００％を超えないように構成される。フェライト及び炭化物以外の組織として、パーライトやマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトを含まないことが好ましい。ここでいうパーライトとは、フェライト相と炭化物相とが多層（２層以上）析出した共析晶を意味する。また、本実施形態において、炭化物とは、実質的に鉄と炭素との化合物であるセメンタイト（Ｆｅ3Ｃ）である。
　Ｍｎはフェライトの粒界（フェライト粒界）を拡散経路とする。そのため、フェライト粒界に炭化物が存在することにより、炭化物中へのＭｎの濃化が促進する。フェライトの粒内（フェライト粒内）に存在する炭化物の個数に対する、フェライト粒界に存在する炭化物個数の比率が１．０以下であると、炭化物中へのＭｎの濃化が促進されず、成形及び熱処理後の成形体においてセメンタイトにＭｎが十分に濃化されない。上記炭化物個数の存在比率は１．５以上が好ましく、２．０以上がより好ましい。かかる炭化物個数の比率の上限は特に限定されないが、実質的には３．０である。
　炭化物の個数は以下の方法で測定する。まず、鋼板の幅方向に垂直な断面を観察面としてサンプルを採取する。次に、サンプルを、エメリー紙による湿式研磨及び１μｍの平均粒子サイズをもつダイヤモンド砥粒により研磨し、観察面を鏡面に仕上げた後、３％硝酸－アルコール溶液にて組織をエッチングする。次に、走査型電子顕微鏡を用いて組織観察を行う。表面から板厚の３／８の位置における１０００μｍ２の領域を１視野として、１０視野取得する。
　個数のカウントに先だって、炭化物の粒径を以下の方法で測定する。得られた各画像に対して、画像解析ソフト（例えば、三谷商事株式会社製Ｗｉｎ　ＲＯＯＦ）により、その領域中に含まれる各炭化物の面積を詳細に測定する。各炭化物の面積から、円相当直径（＝２×√（面積／３．１４））を求め、炭化物の粒径とする。
　各視野内に存在する、粒径が０．１～２．０μｍである炭化物の総数、および粒径が０．１～２．０μｍである炭化物のうちフェライト粒界上に存在する炭化物の個数をカウントし、炭化物の総数から粒界上の炭化物個数を引くことにより、フェライト粒内の炭化物個数を求める。上記手順で測定した個数をもとに、フェライト粒内の炭化物に対する粒界の炭化物の個数比率を求める。
＜表面から板厚の３／８の位置において、粒径が０．１μｍ以上２．０μｍ以下の炭化物の球状化率が、６５％～１００％＞
　粒径が０．１μｍ以上２．０μｍ以下の炭化物の球状化率は、６５％～１００％とする。鋼板の炭化物の球状化率をこの範囲に制御することにより、成形及び熱処理を行って得られる成形体において、セメンタイトの個数密度を１０個／ｍｍ２以上、１００個／ｍｍ２以下に制御することができる。球状化率が６５％未満であると、セメンタイトが溶解しにくくなり、セメンタイトの個数密度が１００個／ｍｍ２超えとなる。この場合、成形体の延性脆性遷移温度が高温化して靱性が劣化する。炭化物の球状化率は、好ましくは７５％以上である。
　炭化物の球状化率は、次の方法で測定する。上述したフェライト粒内の炭化物に対する粒界の炭化物の個数比率を求めた画像に含まれる、粒径が０．１μｍ以上２．０μｍ以下の全ての炭化物について、長軸と短軸とを測定して、短軸の長さを長軸の長さで除した値を算出し、その平均値を求める。上記観察を全視野で実施し、全視野の平均値を百分率で表した値を、炭化物の球状化率とする。
　＜表面から板厚の３／８の位置において、ビッカース硬さが１７０Ｈｖ以下＞
　鋼板のビッカース硬さを１７０Ｈｖ以下とすることで、冷間成形時の成形性を十分に得られる。ビッカース硬さが１７０Ｈｖを超えると、延性が低下し、増肉などの圧縮変形中に面外への座屈が発生し易くなったりして成形が困難となる。そのため、ビッカース硬さは１７０Ｈｖ以下とする。好ましくは１５０Ｈｖ以下である。ビッカース硬さの下限値は特に限定されないが、成形後の成形品の形状精度を確保するためには、ビッカース硬さを１００Ｈｖ以上とすることが好ましい。より好ましくは１２０Ｈｖ以上である。
　ビッカース硬さは、以下の方法で求める。まず、鋼板の幅方向に垂直な断面を観察面としてサンプルを採取する。サンプルの観察面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１μｍから６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。測定面を調製した試料に対し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４：２００９記載の方法に準じてマイクロビッカース硬さ試験機を用いて測定を実施する。鋼板の表面から板厚の３／８の位置において、荷重２．９４Ｎで、圧痕の３倍以上の間隔で１０点測定する。１０点の平均値を、鋼板のビッカース硬さとする。
　＜表面から板厚の３／８の位置において、ミクロ組織の｛２１１｝＜０１１＞のランダム強度比Ｉ１が４．０以下＞
　成形時には、プレス成形、穴広げ成形、曲げ成形、絞り成形、増肉及び減肉成形等が行われる。そのため、成形時には、炭化物の形態を制御することに加えて、絞り成形性を確保する必要がある。成形時の絞り成形性を向上させるためには、塑性異方性を低減する必要がある。そのためには、熱延鋼板での集合組織を制御する必要がある。
　本発明者らは、｛２１１｝＜０１１＞のランダム強度比をＩ１として、このＩ１が４．０以下であることが、塑性異方性の低減に必要であることを見出した。好ましくは３．５以下である。
　Ｉ１が４．０超であると、塑性異方性が増加して、十分な成形性が得られない。Ｉ１の下限を限定する必要はないが、本実施形態に係る鋼板では、実質的に１．０未満となることはないので１．０以上としてもよい。
　ランダム強度比Ｉ１の測定は、次の方法で行う。
　鋼板表面から板厚の３／８の位置（３ｔ／８の位置）における観察面に対して、電子後方散乱回折法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：ＥＢＳＤ）を用いて０．１μｍの測定間隔（ピッチ）で測定し、結晶方位情報を得る。ここでＥＢＳＤ解析は、例えば、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器）で構成された装置を用い、１５ｋＶ～２５ｋＶの電子線加速電圧で、２００～３００点／秒の解析速度で実施する。ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「ＴＥＸＴＵＲＥ」機能を用いて、得られた結晶方位情報から、級数展開法で計算した３次元集合組織を計算する。次に「ＯＤＦ」機能を用いて、３次元集合組織のうちφ２＝４５゜断面における（２１１）［０－１１］の強度をそのままフェライト結晶粒のランダム強度比Ｉ１として用いればよい。「－１」という方位は、正式には「１」の上にアッパーバーを付して表記するが、本明細書では記載の制約上、「－１」と表記している。
　＜表面から板厚の３／８の位置において、フェライトの粒径が５～５０μｍ＞
　フェライトの粒径が５μｍ未満であると、結晶粒微細化の影響により鋼板の硬さが上昇しすぎて、成形性が確保できなくなる。一方フェライト粒径が５０μｍを超えると、すべりの伝播を抑制する結晶粒界上の炭化物の個数が減少し、成形性が低下する。そのため、フェライトの粒径を５～５０μｍとする。
　フェライト粒径の測定は、エッチング後のサンプルの観察面を光学顕微鏡又は走査型電子顕微鏡にて観察し、３ｔ／８の位置において、測定面積を１０００μｍ２として得られた画像に対して、線分法を適用して測定する。線分法での測定の際、線を引く間隔は、２μｍとする。
　＜表面から板厚の３／８の位置において、Ｎｂの固溶量が、０．０１質量％以上＞
　鋼板においてＮｂの固溶量を０．０１質量％以上とすることにより、成形及び熱処理を行って得られる成形体において、旧オーステナイト粒界におけるＮｂの偏析が促進されて、粒界強化の効果を得ることができる。そのため、鋼板におけるＮｂ固溶量が０．０１質量％以上であるようにする必要がある。Ｎｂの固溶量は、実質的に０．５０質量％以下である。
　Ｎｂの固溶量は、以下の方法で求める。
　鋼板の幅方向に垂直な断面を観察面としてサンプルを採取する。サンプルの観察面を、＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１μｍから６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。サンプルの３ｔ／８の位置を、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＷＤＳ検出器とで構成された装置を用い、装置内の真空度は９．６×１０－５Ｐａ以下、加速電圧は１５ｋｖ、照射電流レベルは１３、電子線の照射時間は０．０１秒／点とし、フェライト結晶粒内に電子線を照射して、Ｎｂ濃度を測定する。同様の方法でフェライト結晶粒を１０個測定し、その平均値をＮｂの固溶量とする。
　また、他の組織に関するパラメータについては以下の方法で測定する。
＜フェライト及び炭化物の面積率＞
　フェライト及び炭化物の面積率は、サンプルのエッチング後の各視野の面積におけるフェライト及び炭化物の占める面積の割合を測定することで得られる。フェライトの占める面積の割合の全視野での平均値、及び、炭化物の占める面積の割合の全視野での平均値を、それぞれ、フェライトの面積率、及び、炭化物の面積率とする。
　次に、本実施形態に係る成形体について説明する。
＜化学組成＞
　本実施形態に係る成形体は、上記の本実施形態に係る鋼板に熱処理及び成形を行うことによって得られる。熱処理及び成形では化学組成は変化しないので、本実施形態に係る成形体における化学組成の限定理由は、本実施形態に係る鋼板における化学組成の限定理由と同じである。
＜ミクロ組織＞
　本実施形態に係る成形体では、ミクロ組織がセメンタイトを含む。セメンタイト以外の残部は限定されないが、焼入れ及び焼戻しによって強度を向上させる成形体であれば、例えば残部の組織はマルテンサイト、ベイナイト及び／または焼戻しマルテンサイト等である。
＜ミクロ組織の、表面から板厚の３／８の位置において、旧オーステナイト粒径が、１０．０μｍ以下＞
　旧オーステナイト粒径が１０．０μｍ超であると、粒界の強度が低下し、延性脆性遷移温度における吸収エネルギーが劣化して靭性が低下する。そのため、旧オーステナイト粒径を１０．０μｍ以下とする。下限を限定する必要はないが、旧オーステナイト粒径が実質的に０．１μｍ以下となることはないので、０．１μｍ以上としてもよい。
　旧オーステナイト粒径は、以下の方法で求める。
　成形体の端面から５０ｍｍ以上離れた位置から、表面に垂直な断面（板厚断面）が観察できるようにサンプルを切り出す。サンプルは、測定装置にもよるが、圧延方向に１０ｍｍ程度とする。切り出したサンプルの表面から板厚の３／８の位置を、０．１μｍの測定間隔でＥＢＳＤ解析して結晶方位情報を得る。ここでＥＢＳＤ解析は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器）とで構成された装置を用い、２００～３００点／秒の解析速度で実施する。得られた結晶方位情報を用いて、一般的な旧オーステナイト粒と変態後の体心立方構造を持つ結晶粒との結晶方位関係から、旧オーステナイト粒の結晶方位を計算し、旧オーステナイト粒の平均結晶粒径を算出する。旧オーステナイト粒の結晶方位を計算する方法としてＡｃｔａ　Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ、５８（２０１０）、６３９３－６４０３に記載の方法を用いる。かかる方法を用いて旧オーステナイト粒の結晶方位マップを作成し、作成した結晶方位マップから、切片法により旧オーステナイト粒の平均結晶粒径を算出する。
＜旧オーステナイト粒界におけるＮｂの固溶量が、０．２０質量％以上＞
　旧オーステナイト粒界におけるＮｂの固溶量（偏析量）が、０．２０質量％未満であると、粒界の強度が低下し、延性脆性遷移温度における吸収エネルギーが劣化して靭性が低下する。そのため、旧オーステナイト粒界におけるＮｂの固溶量を０．２０質量％以上とする。上限は特に限定されないが、実質的な上限は２．００質量である。
　旧オーステナイト粒界におけるＮｂの固溶量は、以下の方法で求める。
　成形体の端面から５０ｍｍ以上離れた位置から、図１に示す寸法の試験片を作製する。この際、板厚が１．２ｍｍとなるように、試験片の表裏面を同量ずつ機械研削によって除去する。試験片中央部の切れ込みは、試験片の側面から厚さ１ｍｍのワイヤーカッターにより挿入し、切れ込み底の結合部は１００μｍから２００μｍに制御する。次に、試験片を２０％－チオシアン酸アンモニウム溶液に７２時間以上浸漬させる。浸漬完了後０．５時間以内に試験片の表裏面に亜鉛めっきを施す。めっき後は１．５時間以内にオージェ電子発光分光分析に供する。試験片をオージェ電子発光分光分析装置の内部にセッティングし、９．６×１０－５以下の真空において、試験片の切れ込み部分から破壊して、旧オーステナイト粒界を露出させる。露出した旧オーステナイト粒界に、１ｋＶ以上の加速電圧で電子線を照射し、当該粒界におけるＮｂの質量％（濃度）を測定する。表面から板厚の３／８の位置における１０ヶ所の旧オーステナイト粒界において測定を実施する。粒界の汚染を防ぐため、破壊後３０分以内に測定を完了させる。得られたＮｂの質量％（濃度）の平均値を算出し、Ｎｂの固溶量とする。
＜表面から板厚の３／８の位置において、粒径が０．１μｍ以上２．０μｍ以下のセメンタイトの個数密度が、１０個／ｍｍ２以上、１００個／ｍｍ２以下＞
　粒径が０．１μｍ以上２．０μｍ以下のセメンタイトの個数密度が、１０個／ｍｍ２以上、１００個／ｍｍ２以下であれば、成形体において延性脆性遷移温度を低温化することができる。セメンタイトの個数密度が、１０個／ｍｍ２未満であると、成形体においてセメンタイト中に濃化するＭｎ含有量の総量が少なくなり、延性脆性遷移温度が高温化し、靱性の向上効果を得ることができない。個数密度を１０個／ｍｍ２以上とする。好ましくは２０個／ｍｍ２以上である。
　一方、セメンタイトの個数密度が１００個／ｍｍ２超えであると、セメンタイトを起点として亀裂が発生しやくなり、延性脆性遷移温度が高温化し靱性が劣化する。そのため、個数密度を１００個／ｍｍ２以下とする。好ましくは９０個／ｍｍ２以下である。
　粒径が０．１μｍ以上２．０μｍ以下のセメンタイトの個数密度は以下の方法で求める。
　成形体の端面から５０ｍｍ以上離れた位置から、表面に垂直な断面（板厚断面）が観察できるようにサンプルを切り出す。サンプルの観察面を研磨した後、ナイタールエッチングする。ナイタールエッチングした観察面の、３ｔ／８の位置（成形体を構成する鋼板の表面から鋼板の厚さ方向に鋼板の厚さの３／８の位置を意味する。）を、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（例えば、ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）で観察する。各サンプルの観察対象範囲について、１０００μｍ２の領域を１視野として１０視野取得し、各視野において、０．１μｍ以上２．０μｍ以下の粒径を有するセメンタイトの個数をカウントし、セメンタイトの個数密度を計測する。１０視野の平均値をセメンタイトの個数密度とする。
＜表面から板厚の３／８の位置において、粒径が０．１μｍ以上２．０μｍ以下のセメンタイト中のＭｎ含有量が、０．５０質量％以上＞
　粒径が０．１μｍ以上２．０μｍ以下のセメンタイト中のＭｎ含有量は０．５０質量％以上とする。セメンタイト中のＭｎ含有量を、質量％で０．５０％以上とすることで、母相中のＭｎ含有量を低減することができる。母相中のＭｎ含有量が低くなると、延性脆性遷移温度が低温化して靱性が向上する。セメンタイト中のＭｎ含有量は、好ましくは０．６０質量％以上である。セメンタイト中のＭｎ含有量が０．５０質量％未満であると、成形体において母相中のＭｎ濃度が高くなりすぎて、延性脆性遷移温度が高温化し靱性の向上効果を得ることができない。上限は特に規定されないが、実質的な上限は５．００質量％である。
　セメンタイト中のＭｎ含有量は以下の方法で求める。
　成形体の端面から５０ｍｍ以上離れた位置から、表面に垂直な断面（板厚断面）が観察できるようにサンプルを切り出す。サンプルの観察面の調製方法は、＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して測定面を研磨した後、粒度１μｍから６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。サンプルの３ｔ／８の位置を、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＷＤＳ検出器とで構成された装置を用い、装置内の真空度は９．６×１０－５Ｐａ以下、加速電圧は１５ｋｖ、照射電流レベルは１３、電子線の照射時間は０．０１秒／点とし、粒径が０．１μｍ以上２．０μｍ以下のセメンタイト粒内に電子線を照射して、Ｍｎ含有量を測定する。同様の方法で粒径が０．１μｍ以上２．０μｍ以下のセメンタイトを２０個特定し、それらのセメンタイトのＭｎ含有量を算出し、それらの平均値をセメンタイト中のＭｎ含有量（固溶量）とする。
　次に、本実施形態に係る鋼板及び本実施形態に係る成形体の製造方法について説明する。
　本実施形態に係る鋼板の製造方法は、上記化学組成の鋼片を、熱延条件と焼鈍条件とを一貫して管理する条件で処理することで、所望特性の鋼板を製造することを基本思想とする。
　本実施形態に係る鋼板は、下記の（ｉ）～（ｖ）を含む製造方法によって得られる。
（ｉ）上述の化学組成を有するスラブを、１２５０℃超に加熱し、０．５～３．０時間保持する加熱工程
（ｉｉ）仕上げ温度が、８６０℃以上、９５０℃以下となるように熱間圧延を行って熱延鋼板を得る熱間圧延工程
（ｉｉｉ）熱延鋼板を１００℃／秒超２００℃／秒以下の平均冷却速度で、４００℃以上、５５０℃以下まで冷却する冷却工程（熱間圧延工程完了から２～５秒後に開始する）
（ｉｖ）冷却工程後の熱延鋼板を４００℃以上、５５０℃以下で巻取る巻取り工程
（ｖ）巻取り工程後の熱延鋼板に箱焼鈍を行う焼鈍工程
　また、本実施形態に係る成形体は、（ｉ）～（ｖ）に加えて、さらに以下の（ｖｉ）を含む製造方法によって得られる。
（ｖｉ）熱延鋼板を成形及び熱処理する成形及び熱処理工程
　以下、各工程について説明する。
　（加熱工程）
　加熱工程に先立って、本実施形態に係る鋼板の化学組成と同じ化学組成を有する溶鋼を連続鋳造し、必要に応じて分塊圧延等を行って鋼片を得る。加熱工程では、得られた鋼片を、１２５０℃超の温度に加熱し、０．５～３．０時間保持する。
　加熱温度が１２５０℃以下であると、鋳造時に析出したＮｂ析出物が固溶せず、固溶Ｎｂ量を確保することができない。加熱温度の上限は限定されないが、１４００℃以下とすることが好ましい。
　保持時間が０．５時間未満であると、鋳造時に析出したＮｂ析出物が固溶せず、固溶Ｎｂ量を確保することができない。そのため、保持時間は０．５時間以上とする。保持時間が３．０時間を超えると、鋳造時に析出したＮｂ析出物の固溶が過度に促進してしまい、オーステナイトの再結晶が阻害されて、フェライトの集合組織が強くなりする。この場合、鋼板において、良好な成形性を得ることができなくなる。そのため、保持時間は３．０時間以下とすることが好ましい。
　（熱間圧延工程）
　熱間圧延工程では、加熱された鋼片に対し熱間圧延を行う。熱間圧延は、仕上げ温度（仕上げ圧延完了温度）が８６０℃以上、９５０℃以下となるように行う。
　仕上げ温度が８６０℃未満であると、オーステナイトの再結晶が阻害されて、フェライトの集合組織が強くなりすぎる。この場合、鋼板において、良好な成形性を得ることができなくなる。そのため、仕上げ温度は８６０℃以上とする。９００℃以上であれば、再結晶が十分に進行するので、仕上げ温度は、９００℃以上が好ましい。
　一方、仕上げ温度が９５０℃を超えると、オーステナイトの粒成長が過度に促進されて、それに伴い、変態後のフェライトの結晶粒径が大きくなり過ぎる。この場合、鋼板において、良好な成形性を得ることができなくなる。そのため、仕上げ温度は９５０℃以下とする。
　（冷却工程）
　冷却工程では、熱間圧延後の熱延鋼板を冷却する。冷却工程は、熱間圧延工程完了から、２～５秒後に開始する。その際、１００℃／秒超、２００℃／秒以下の平均冷却速度で４００～５５０℃の温度域に冷却する。これにより加熱時に固溶したＮｂの析出を抑制できる。冷却中または冷却後にＮｂを含む析出物が析出すると固溶Ｎｂ量が減少する。
　平均冷却速度が１００℃／秒以下であるとＮｂの炭窒化物の析出が促進されてしまい、鋼板中のＮｂの固溶量を０．０１％以上とすることができなくなる。また、平均冷却速度が２００℃／秒超であるとフェライトの結晶粒が微細化しすぎて、フェライトの結晶粒径を５μｍ以上に制御できなくなる。
　また、熱間圧延完了後２秒以上経過後に冷却を開始することで、冷却前にオーステナイトが再結晶し、集合組織が低減される。熱間圧延後すぐに（２秒未満）冷却を行うと、｛２１１｝＜０１１＞のランダム強度比Ｉ１が４．０を超える。
　平均冷却速度は、（冷却開始温度－冷却停止温度）／冷却時間で求められる。
（巻取り工程）
　巻取り工程では、冷却工程後の熱延鋼板を巻取る。巻取り温度は、４００～５５０℃であることが好ましい。
　巻取り温度が４００℃未満であると、オーステナイトからパーライトへの変態が起こらず、ベイナイトやマルテンサイトが生成してしまい、鋼板のビッカース硬さが１７０ＨＶを超えて成形性が劣化する。そのため、巻取り温度は４００℃以上とする。
　一方、巻取り温度が５５０℃を超えると、オーステナイトからフェライトへの変態が進み過ぎて、フェライトの粒径が大きくなり過ぎて成形性が劣化する。そのため、巻取り温度は５５０℃以下が好ましい。
（焼鈍工程）
　焼鈍工程では、巻取った熱延鋼板を酸洗した後、２つの温度域で保持する２段ステップ型の箱焼鈍を施す。焼鈍工程の前には、必要に応じて冷間圧延を行ってもよい。冷間圧延上限は限定されず、例えば３０～９０％の冷間圧延率で冷間圧延を行ってもよい。
　その際、
（ｉｉ－１）３５０℃から１段目の焼鈍温度までの温度範囲において、３０℃／時間以上、１５０℃／時間以下の平均加熱速度で加熱して、６５０℃以上、７２０℃以下の温度域（第１の温度域）に、３時間以上、６０時間以下保持する１段目の焼鈍を行い、さらに、
（ｉｉ－２）２段目の焼鈍温度まで、１℃／時間以上、８０℃／時間以下の加熱速度で加熱して、７２５℃以上、７９０℃以下の温度域（第２の温度域）に、３時間以上、１０時間未満保持する２段目の焼鈍を行う、
（ｉｉ－３）その後、１℃／時間以上、１００℃／時間以下の平均冷却速度で６５０℃以下まで冷却した後、室温まで冷却する。
　３５０℃から１段目の焼鈍温度までの温度範囲における加熱速度が３０℃／時間未満であると、フェライトの結晶粒界への炭化物の形成が少ない。この場合、熱処理後にセメンタイト中へのＭｎ濃化が促進されず、成形体において、セメンタイト中のＭｎ含有量が小さくなる。一方、当該温度範囲における加熱速度が１５０℃／時間を超えると、フェライトの粒径が大きくなり過ぎるので、加熱速度は１５０℃／時間以下とする。
　１段目の焼鈍温度は、６５０℃以上、７２０℃以下とする。１段目の焼鈍温度が６５０℃未満であると、フェライトの結晶粒界への炭化物の形成が少ない。この場合、熱処理後にセメンタイト中へのＭｎ濃化が促進されない。
　一方、１段目の焼鈍温度が７２０℃を超えると、フェライトの粒径が大きくなり過ぎる。
　１段目の焼鈍の保持時間は３時間以上、６０時間以下とする。保持時間が３時間未満であると、セメンタイト中へのＭｎ濃化が促進されない。一方、保持時間が６０時間を超えるとフェライトの粒径が大きくなり過ぎる。
　１段目の焼鈍における保持が完了した後、１段目の焼鈍における焼鈍温度から２段目の焼鈍における焼鈍温度までの加熱速度を１℃／時間以上、８０℃／時間以下とする。２段目の加熱時には、フェライト粒界からオーステナイトが生成し成長する。この時の加熱速度を遅く制御することで、オーステナイトの核生成を抑えることができ、徐冷後に得られる組織において、炭化物の粒界に存在する割合を高めることが可能となる。
　２段目の加熱速度が１℃／時間未満であると、オーステナイトへの変態が進みすぎて、粒界における炭化物の割合が減少し、炭化物へのＭｎ濃化が促進されない。そのため、加熱速度は１℃／時間以上とする。一方、加熱速度が８０℃／時間を超えると、オーステナイトへの変態が不十分となり、炭化物の球状化率が低くなる。そのため、加熱温度を８０℃／時間以下とする。
　２段目の焼鈍温度は７２５℃以上、７９０℃以下とする。２段目の焼鈍温度が７２５℃未満であると、オーステナイトの生成量が少なく、炭化物の球状化率が低くなる。一方、２段目の焼鈍温度が７９０℃を超えると、粒界における炭化物の割合が減少し、セメンタイトへのＭｎ濃化が促進されない。
　２段目の焼鈍の保持時間は３時間以上、１０時間未満とする。２段目の焼鈍の保持時間が３時間未満であると、オーステナイトの生成量が少なく、炭化物の球状化率が低くなる。一方、２段目の焼鈍の保持時間が１０時間以上であると、粒界における炭化物の割合が減少し、セメンタイトへのＭｎ濃化が促進されない。
　箱焼鈍の雰囲気は特に限定しない。例えば、体積％で、９５％以上の窒素を含む雰囲気、９５％以上の水素を含む雰囲気、または大気雰囲気等が挙げられる。
　２段目の焼鈍における保持が完了した後、２段目の焼鈍温度から６５０℃まで温度範囲において、１℃／時間以上、１００℃／時間以下の冷却速度（平均冷却速度）で冷却する。
　２段目の焼鈍で生成したオーステナイトを、徐冷によりフェライトに変態させるとともに、オーステナイト中に残存する炭化物へ炭素を吸着させるために、冷却速度は遅いほうが好ましい。しかしながら、冷却速度が１℃／時間未満であると、フェライトの粒成長が促進されすぎるので、冷却速度は１℃／時間以上とする。
　一方、２段目の焼鈍温度から６５０℃までの温度範囲における冷却速度が１００℃／時間を超えると、フェライトの粒内にもセメンタイトが生成するようになり、粒界におけるセメンタイトの割合が低くなる。そのため、冷却速度は１００℃／時間以下とする。
　以上、本実施形態に係る鋼板の製造方法によれば、実質的にフェライトと炭化物の組織であり、フェライト粒内の炭化物個数に対するフェライト粒界の炭化物個数の比率が１．０を超え、ビッカース硬さが１７０Ｈｖ以下、さらに、｛２１１｝＜０１１＞のランダム強度比Ｉ１が４．０以下であり、フェライトの粒径が５～５０μｍであり、炭化物の球状化率が６５％～１００％であり、Ｎｂの固溶量が、０．０１質量％以上である鋼板が得られる。この鋼板は、成形性に優れ、さらに、成形及び熱処理後に高強度かつ優れた靭性が得られる。
　上記の方法で得られた本実施形態に係る鋼板に、以下のような成形及び熱処理を行うことで、本実施形態に係る成形体を得ることができる。
（成形及び熱処理工程）
　成形及び熱処理工程では、冷却後の熱延鋼板に対し、以下の（Ａ）または（Ｂ）の成形、熱処理を行って成形体を得る。
（Ａ）必要に応じて予成形を行った後、８３０℃～１０００℃に加熱し、成形を行うと同時に１０℃／秒以上の冷却速度で冷却する。
（Ｂ）冷間成形を行い、冷間成形後に、８３０℃～１１００℃に加熱し、５℃／秒の冷却速度で冷却する。
　上記（Ａ）の工程では、いわゆるホットスタンプであり、冷間による予成形が行われ、その後加熱され、その後成形と焼入れとが同時に行われる。（Ａ）の成形は高強度の骨格部品等の構造部材を得る場合に有効である。また、下記（Ｂ）の工程では、鋼板を冷間成形し、その後、熱処理（焼入れ）が行われる。（Ｂ）の成形は機械構造部品等を得る場合に有効である。
　次に、実施例により、本発明の効果を説明する。
　実施例の水準は、本発明の実施可能性ならびに効果を確認するために採用した実行条件の一例であり、本発明はこの一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明要旨を逸脱せず、本発明目的を達する限りにおいては、種々の条件を採用可能とする。
　表１－１～１－６に記載の化学組成を有する溶鋼を鋳造し、表２－１～２－１０に記載の条件で、加熱し、熱間圧延し、冷却し、巻取りを行い、必要に応じて冷間圧延を行い、その後焼鈍を行って鋼板とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000016
＜１．鋼板の評価＞
　得られた鋼板に対し、Ｎｂの固溶量、フェライト粒径、ビッカース硬さ、粒界炭化物個数／粒内炭化物個数、｛２１１｝＜０１１＞のランダム強度比Ｉ１を上述した方法で測定した。
　また、成形性の評価として、引張試験で得られるｒ値の異方性指数であるΔＥＬを測定した。
　ΔＥＬについては以下の方法で測定した。
　成形体の任意の位置から圧延方向と平行な方向を試験片の長手として、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に記載の試験方法に従って全伸び(ΔＥＬＬ)を求めた。次に、成形体の任意の位置から圧延方向と直角な方向を試験片の長手として、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に記載の試験方法に従って全伸び(ΔＥＬＣ)を求めた。ΔＥＬＬをΔＥＬＣで除した値をΔＥＬとした。
　結果を表３－１～表３－５に示す。
　本発明では、ビッカース硬さが１７０Ｈｖ以下であり、かつΔＥＬが０．８５以上である鋼板を、成形性に優れると判断した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000017
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000018
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000019
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000020
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000021
＜２．成形体の評価＞
　各条件で製造した鋼板について成形及び熱処理を行い、成形体を製造した。成形体への成形においては、同様の鋼板に対し、それぞれ２通りの成形手法を適用した。
　一つは、冷間加工により略ハット型形状に予成形を行った後にホットスタンプによる成形を行った。予成形後に、表４－１～表４－５に示すように、８３０℃～１０００℃の温度域に加熱して熱間成形を行い、熱間成形と同時に１０℃／ｓ以上の冷却速度で５０℃以下まで冷却し、その後室温まで放冷した。
　もう一つは、表５－１～表５－５に示すように、略ハット型形状に冷間成形を行ったあとに熱処理を行った。冷間成形後に８３０℃～１１００℃の温度域に加熱して熱処理を行い、５℃／ｓ以上の冷却速度で５０℃以下まで冷却し、その後室温まで放冷した。
　表４－１～表４－５において、Ａ１は製造Ｎｏ．１の鋼板に成形及び熱処理を行ったことを示す。すなわち、Ａの後の数字は対応する製造Ｎｏ．の鋼板に成形及び熱処理を行ったことを示す。同様に、表５－１～表５－５において、Ｂの後の数字は対応する製造Ｎｏ．の鋼板に成形及び熱処理を行ったことを示す。
　ただし、上述した鋼板の評価において成形性が十分ではなかった鋼板については成形を行わなかったので、表中の結果を空欄としている。
　得られた成形体に対し、引張強度及び靭性を評価した。
　成形体の引張強度は、成形体の任意の位置からＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に記載の試験方法に従って求めた。
　また、延性脆性遷移温度と延性脆性遷移温度での吸収エネルギーとは、成形体の任意の位置からサブサイズのシャルピー衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２００５に記載の試験方法に従って求めた。
　引張強度が１５００ＭＰａ以上、かつ延性脆性遷移温度が２０℃以下であり、なおかつ延性脆性遷移温度における吸収エネルギーが１０Ｊ／ｃｍ２以上である場合に、高強度かつ靱性に優れると判断した。
　試験結果を表４－１～表４－５及び表５－１～表５－５に示す。本発明の製造条件で製造した鋼板は、いずれも、本発明の特性範囲に入っていることがわかる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000022
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000023
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000024
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000025
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000026
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000027
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000028
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000029
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000030
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000031
　前述したように、本発明によれば、冷間加工性に優れ、成形及び熱処理後に高強度かつ優れた靭性が得られる鋼板及びその製造方法、並びに高強度かつ低温靭性に優れる成形体を提供することができる。よって、本発明は、鉄鋼産業において利用可能性が高い。

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ　：０．１０～０．７０％、
    　Ｓｉ：０．０１０～０．３００％、
    　Ｍｎ：１．００～３．００％、
    　Ｐ　：０．０２００％以下、
    　Ｓ　：０．０１００％以下、
    　Ａｌ：０．００１０～０．１０００％、
    　Ｎｂ：０．０３０～０．２００％、
    　Ｃｒ：０．０１０～０．５００％、
    　Ｍｏ：０．００１～０．５００％、
    　Ｂ　：０．０００４～０．０１００％、
    　Ｔｉ：０．００１０～０．１００％、
    　Ｖ：０～０．１０００％、
    　Ｃｕ：０～０．１００％、
    　Ｗ：０～０．１０００％、
    　Ｔａ：０～０．１０００％、
    　Ｎｉ：０～０．１００％、
    　Ｓｎ：０～０．０５００％、
    　Ｓｂ：０～０．０５００％、
    　Ｃｏ：０～０．０５００％、
    　Ａｓ：０～０．０５００％、
    　Ｍｇ：０～０．０５００％、
    　Ｃａ：０～０．０５００％、
    　Ｙ：０～０．０５００％、
    　Ｚｒ：０～０．０５００％、
    　Ｌａ：０～０．０５００％、
    　Ｃｅ：０～０．０５００％、
    　Ｏ：０．０２００％以下、
    　Ｎ：０．０１５０％以下、
    を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
    　ミクロ組織が、フェライトと炭化物とからなり、前記炭化物が、フェライト粒内及びフェライト粒界に存在し、
    　前記ミクロ組織の、表面から板厚の３／８の位置において、
    　　粒径が０．１μｍ以上２．０μｍ以下である前記炭化物のうち、前記フェライト粒内に存在する炭化物の個数に対する、前記フェライト粒界に存在する炭化物の個数の比率が１．０を超え、
    　　ビッカース硬さが１７０ＨＶ以下であり、
    　　｛２１１｝＜０１１＞のランダム強度比Ｉ１が４．０以下であり、
    　　前記フェライトの粒径が５～５０μｍであり、
    　　粒径が０．１μｍ以上２．０μｍ以下である前記炭化物の球状化率が、６５％～１００％であり、
    　　Ｎｂの固溶量が、０．０１質量％以上である、
    鋼板。
  2. 　質量％で、
    　Ｃ：０．１０～０．７０％、Ｓｉ：０．０１０～０．３００％、Ｍｎ：１．００～３．００％、Ｐ：０．０２００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００１０～０．１０００％、Ｎｂ：０．０３０～０．２００％、Ｃｒ：０．０１０～０．５００％、Ｍｏ：０．００１～０．５００％、Ｂ：０．０００４～０．０１００％、Ｔｉ：０．００１０～０．１００％、Ｖ：０～０．１０００％、Ｃｕ：０～０．１００％、Ｗ：０～０．１０００％、Ｔａ：０～０．１０００％、Ｎｉ：０～０．１００％、Ｓｎ：０～０．０５００％、Ｓｂ：０～０．０５００％、Ｃｏ：０～０．０５００％、Ａｓ：０～０．０５００％、Ｍｇ：０～０．０５００％、Ｃａ：０～０．０５００％、Ｙ：０～０．０５００％、Ｚｒ：０～０．０５００％、Ｌａ：０～０．０５００％、Ｃｅ：０～０．０５００％、Ｏ：０．０２００％以下、Ｎ：０．０１５０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有するスラブを、１２５０℃超に加熱し、０．５～３．０時間保持する加熱工程と、
    　仕上げ温度が、８６０℃以上、９５０℃以下となるように熱間圧延を行って熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
    　前記熱延鋼板を１００℃／秒超、２００℃／秒以下の平均冷却速度で、４００～５５０℃まで冷却する冷却工程と、
    　前記冷却工程後の前記熱延鋼板を４００～５５０℃で巻取る巻取り工程と、
    　前記巻取り工程後の前記熱延鋼板に箱焼鈍を行う焼鈍工程と、
    を備え、
    　前記冷却工程は、前記熱間圧延工程完了から、２～５秒後に開始し、
    　前記焼鈍工程では、
    　　３０℃／時間以上、１５０℃／時間以下の平均加熱速度で、６５０℃以上、７２０℃以下の第１の温度域に加熱し、前記第１の温度域で３時間以上、６０時間以下保持し、
    　　１℃／時間以上、８０℃／時間以下の平均加熱速度で、７２５℃以上、７９０℃以下の第２の温度域に加熱し、前記第２の温度域で３時間以上、１０時間未満保持し、
    　　１℃／時間以上、１００℃／時間以下の平均冷却速度で６５０℃以下まで冷却した後、室温まで冷却する
    鋼板の製造方法。
  3. 　質量％で、
    　Ｃ　：０．１０～０．７０％、
    　Ｓｉ：０．０１０～０．３００％、
    　Ｍｎ：１．００～３．００％、
    　Ｐ　：０．０２００％以下、
    　Ｓ　：０．０１００％以下、
    　Ａｌ：０．００１０～０．１０００％、
    　Ｎｂ：０．０３０～０．２００％、
    　Ｃｒ：０．０１０～０．５００％、
    　Ｍｏ：０．００１～０．５００％、
    　Ｂ　：０．０００４～０．０１００％、
    　Ｔｉ：０．００１０～０．１００％、
    　Ｖ：０～０．１０００％、
    　Ｃｕ：０～０．１００％、
    　Ｗ：０～０．１０００％、
    　Ｔａ：０～０．１０００％、
    　Ｎｉ：０～０．１００％、
    　Ｓｎ：０～０．０５００％、
    　Ｓｂ：０～０．０５００％、
    　Ｃｏ：０～０．０５００％、
    　Ａｓ：０～０．０５００％、
    　Ｍｇ：０～０．０５００％、
    　Ｃａ：０～０．０５００％、
    　Ｙ：０～０．０５００％、
    　Ｚｒ：０～０．０５００％、
    　Ｌａ：０～０．０５００％、
    　Ｃｅ：０～０．０５００％、
    　Ｏ：０．０２００％以下、
    　Ｎ：０．０１５０％以下、
    を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
    　ミクロ組織がセメンタイトを含み、
    　前記ミクロ組織の、表面から板厚の３／８の位置において、
    　　旧オーステナイト粒界のＮｂの固溶量が、０．２０質量％以上であり、
    　　旧オーステナイト粒径が、１０．０μｍ以下であり、
    　　粒径が０．１μｍ以上２．０μｍ以下の前記セメンタイトの個数密度が、１０個／ｍｍ２以上、１００個／ｍｍ２以下であり、粒径が０．１μｍ以上２．０μｍ以下の前記セメンタイト中のＭｎ含有量が、０．５０質量％以上である、
    成形体。
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