WO2022209520A1 - 鋼板、部材およびそれらの製造方法 - Google Patents

鋼板、部材およびそれらの製造方法 Download PDF

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真平 吉岡
真次郎 金子
佑馬 本田
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to high-strength steel sheets for cold press forming, members using the steel sheets, and manufacturing methods thereof, which are provided to automobiles, home appliances, etc. through a cold press forming process.
  • martensite structure is more likely to obtain higher strength than relatively soft structures such as ferrite and bainite, it is effective to use the martensite structure as the main structure in the structure design of high-strength steel sheets.
  • martensite-dominant steels are less ductile than composite structure steels containing relatively soft structures such as ferrite and bainite.
  • martensite-based steel has been used only for parts with relatively simple shapes, such as door beams and bumpers, which are formed mainly by bending.
  • composite structure steel is inferior in delayed fracture resistance to martensite-based steel.
  • it is necessary to contain a phase with a higher hardness. It becomes the starting point of delayed fracture. Therefore, in high-strength steel sheets, it has been difficult to achieve both excellent delayed fracture resistance and formability at the same time.
  • the ductility of the martensitic structure itself which has excellent delayed fracture resistance, can be improved, it may be possible to achieve both excellent delayed fracture resistance and formability without forming a composite structure.
  • One method for improving the ductility of the martensite structure is to raise the tempering temperature, but such a method has a small effect of improving ductility and forms coarse carbides, so bendability is significantly deteriorated. .
  • martensite contains 95% or more in area ratio, while retained austenite and ferrite have a total area ratio of less than 5% (including 0%), and the average size of carbides is circular.
  • Techniques relating to excellent, high-strength cold-rolled steel sheets have been disclosed.
  • Patent Document 2 there is a region that has a structure consisting of martensite: 90% or more and retained austenite: 0.5% or more, and the local Mn concentration is 1.2 times or more the Mn content of the entire steel sheet. , having an area ratio of 1% or more, a tensile strength of 1470 MPa or more, a yield ratio of 0.75 or more, and a total elongation of 10% or more, excellent in yield ratio and workability Techniques related to ultra-high strength steel sheets have been disclosed.
  • Patent No. 6017341 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2019-2078
  • Patent Document 2 Although a certain elongation property is obtained by including retained austenite, the retained austenite transforms into hard martensite when processed in a certain direction. Since hard martensite tends to become a starting point of concentrated deformation, there is a possibility that sufficient formability cannot be exhibited in press working that is more complicated and is performed in multiple steps. As described above, it is difficult to achieve excellent press formability in a high-strength steel sheet mainly composed of martensite with the existing technology. Such excellent press formability is also required for members obtained by forming or welding the above steel sheets.
  • the present invention has been made to solve such problems, and is capable of realizing excellent press formability in steel mainly composed of martensitic structure having excellent delayed fracture resistance.
  • An object of the present invention is to provide a steel plate having a tensile strength of 1310 MPa or more, a member using the steel plate, and a method for manufacturing the same.
  • a complex internal stress field may be generated due to thermal contraction and transformation expansion when forming a martensite structure.
  • an internal stress field as described above exists a specific region begins to deform preferentially when deformed by working, and multiple regions begin to deform step by step as the deformation progresses. The strain is dispersed over the entire steel plate.
  • the crystal orientation of the block which is the substructure of martensite, is affected by the stress field during the formation of martensite. It can be estimated indirectly from the crystal orientation information of the block.
  • the tendency of crystal orientation selection in the block can be changed by controlling the cooling rate in a specific temperature range during the formation process of the martensite structure.
  • the crystal orientation of the block is greatly affected by the Ms point, which is the formation start temperature of martensite. This Mn concentration distribution is achieved by forming a proper hot-rolled structure.
  • the component composition is mass %, and further, Cu: 0.01% or more and 1.00% or less, Ni: 0.01% or more and 1.00% or less, Mo: 0.005% or more and 0.350% or less, Cr: 0.005% or more and 0.350% or less, Zr: 0.005% or more and 0.350% or less, Ca: 0.0002% or more and 0.0050% or less, Nb: 0.002% or more and 0.060% or less, V: 0.005% or more and 0.500% or less, W: 0.005% or more and 0.200% or less Sb: 0.001% or more and 0.100% or less, Sn: 0.001% or more and 0.100% or less, The steel sheet according to (1) above, containing one or more selected from Mg: 0.0002% or more and 0.0100% or less and REM: 0.0002% or more and 0.0100% or less.
  • a method for manufacturing a member wherein the steel plate manufactured by the method for manufacturing a steel plate according to any one of (6) to (10) is subjected to at least one of forming and welding.
  • FIG. 10 is a graph showing the relationship between the ratio L S /L B and stretch forming height
  • FIG. 2 is a graph showing tensile strength and stretched height for example cases
  • C 0.12% or more and 0.40% or less C is contained in order to improve hardenability and obtain a predetermined martensite area ratio. Moreover, it is contained from the viewpoint of increasing the strength of martensite and ensuring TS ⁇ 1310 MPa. If the C content is less than 0.12%, it becomes difficult to stably obtain a desired strength. Furthermore, from the viewpoint of obtaining TS ⁇ 1470 MPa, it is desirable to set C to 0.18% or more. If the C content exceeds 0.40%, the strength becomes too high, the toughness decreases, and the press formability deteriorates. Therefore, the C content should be 0.12 to 0.40%. Preferably, it is 0.36% or less.
  • Si 1.5% or less Si is added as a strengthening element for solid solution strengthening.
  • the lower limit of the Si content is not specified, it is desirable to contain 0.02% or more of Si from the viewpoint of obtaining the above effects. Moreover, it is more desirable to contain 0.1% or more of Si.
  • the Si content exceeds 1.5%, the toughness is lowered and the press formability is deteriorated.
  • the Si content exceeds 1.5%, the rolling load in hot rolling is significantly increased. Therefore, the Si content should be 1.5% or less. Preferably, it is 1.2% or less.
  • Mn More than 1.7% and 3.5% or less Mn is contained in order to improve the hardenability of steel and keep the martensite area ratio within a predetermined range. Further, it dissolves in martensite and increases the strength of martensite. Mn is contained in an amount exceeding 1.7% in order to industrially stably secure a predetermined martensite area ratio.
  • the upper limit of the Mn content is set at 3.5% for the purpose of ensuring welding stability and avoiding the deterioration of press formability due to the formation of coarse MnS. It is preferably 3.2% or less, more preferably 3.0% or less.
  • P 0.05% or less
  • P is an element that strengthens steel, but if its content is too high, toughness is lowered, and press formability and spot weldability are deteriorated. Therefore, the P content should be 0.05% or less. From the above point of view, the P content is preferably 0.02% or less.
  • the lower limit of the P content does not have to be particularly limited, but since it costs a lot to reduce it to less than 0.002%, it is preferably 0.002% or more from the viewpoint of cost. .
  • the S content should be 0.010% or less. From the above point of view, the S content is preferably 0.005% or less. More preferably, it is 0.002% or less. The lower limit of the S content does not need to be particularly limited, but since it costs a lot to reduce it to less than 0.0002%, it is preferably 0.0002% or more from the viewpoint of cost. .
  • sol. Al 1.00% or less Al is contained in order to sufficiently deoxidize and reduce inclusions in the steel. sol. Although the lower limit of the Al content is not particularly specified, it is preferably 0.003% or more, more preferably 0.01% or more, for stable deoxidation. On the other hand, sol. If the Al content exceeds 1.00%, a large amount of Al-based coarse inclusions are formed, degrading the press formability. Therefore, sol.
  • the content of Al is set to 1.00% or less. Preferably, it is 0.80% or less.
  • N 0.010% or less N forms coarse nitrides and deteriorates the press formability, so it is necessary to limit the amount of addition. Therefore, the N content should be 0.010% or less. Preferably, it is 0.006% or less. Although the lower limit of the N content is not specified, the lower limit that is currently industrially practicable is about 0.0005%, which is substantially 0.0005% or more.
  • Ti 0.002% or more and 0.080% or less Ti is added in order to form TiN prior to the formation of BN, thereby securing solid solution B and stabilizing the hardenability. From the viewpoint of obtaining the above effects, the Ti content should be 0.002% or more. The Ti content is preferably 0.005% or more. On the other hand, if Ti is contained excessively, a large amount of inclusions such as coarse TiN and TiC are formed, degrading the press formability. Therefore, Ti should be contained at 0.080% or less. It is preferably 0.060% or less, more preferably 0.055% or less.
  • B 0.0002% or more and 0.0050% or less
  • B is an element that improves the hardenability of steel, and has the effect of forming martensite with a predetermined area ratio even with a small Mn content.
  • the B content is preferably 0.0002% or more, more preferably 0.0005% or more.
  • the B content should be 0.0002% or more and 0.0050% or less.
  • the B content is preferably 0.0040% or less, more preferably 0.0030% or less.
  • the steel sheet of the present invention contains the above component groups (C, Si, Mn, P, S, sol. Al, N, Ti and B) as basic components, and the balance contains Fe (iron) and unavoidable impurities. It has an ingredient composition.
  • the steel sheet according to one embodiment of the present invention preferably has a chemical composition in which the basic components contain the above components and the balance is Fe and unavoidable impurities.
  • the unavoidable impurities include, but are not limited to, H, He, Li, Be, O (oxygen), F, Ne, Na, Cl, Ar, K, Co, Zn, Ga, Ge, As, Se, Br , Kr, Rb, Sr, Tc, Ru, Rh, Pd, Ag, Cd, In, Te, I, Xe, Cs, Ba, La, Hf, Ta, Re, Os, Ir, Pt, Au, Hg, Tl , Pb, Bi, Po, At, Rn, Fr, Ra, Ac, Rf, Ha, Sg, Ns, Hs, Mt and the like.
  • the chemical composition of the steel sheet may contain one or more selected from the following arbitrary elements, in addition to the above chemical groups, if necessary.
  • Cu 0.01% or more and 1.00% or less Cu improves corrosion resistance in the usage environment of automobiles.
  • the inclusion of Cu has the effect of suppressing the penetration of hydrogen into the steel sheet by coating the surface of the steel sheet with corrosion products.
  • the Cu content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.05% or more from the viewpoint of improving delayed fracture resistance.
  • the Cu content is preferably 1.00% or less. More preferably, it is 0.5% or less, and still more preferably 0.3% or less.
  • Ni 0.01% or more and 1.00% or less
  • Ni is an element that acts to improve corrosion resistance.
  • Ni has the effect of reducing surface defects that tend to occur when Cu is contained. Therefore, from the above point of view, it is desirable to contain 0.01% or more of Ni.
  • the Ni content be 1.00% or less. More preferably, it is 0.5% or less, and still more preferably 0.3% or less.
  • Mo 0.005% or more and 0.350% or less Mo can be added for the purpose of improving the hardenability of steel and obtaining the effect of stably ensuring a predetermined strength. In order to obtain the effect, it is desirable to contain Mo at 0.005% or more. However, when the Mo content exceeds 0.350%, the chemical conversion treatability deteriorates. Therefore, it is desirable that the Mo content be 0.005% or more and 0.350% or less. More preferably, it is 0.20% or less.
  • Cr 0.005% or more and 0.350% or less Cr can be added to obtain the effect of improving the hardenability of steel. In order to obtain the effect, it is preferable to contain 0.005% or more. However, if the Cr content exceeds 0.350%, the chemical conversion treatability deteriorates. Therefore, the Cr content is desirably 0.005 to 0.350%. Since the chemical conversion treatability tends to start to deteriorate with Cr exceeding 0.20%, the Cr content is more preferably 0.200% or less from the viewpoint of preventing this.
  • Zr 0.005% or more and 0.350% or less Zr contributes to high strength through refinement of prior ⁇ grains and thus refinement of the internal structure of martensite. From this point of view, the Zr content is desirably 0.005% or more. However, when a large amount of Zr is added, Zr-based coarse precipitates increase, deteriorating the press formability. Therefore, it is desirable that the Zr content be 0.350% or less. More preferably, it is 0.20% or less, and still more preferably 0.05% or less.
  • Ca 0.0002% to 0.0050% Ca fixes S as CaS and improves press formability. In order to obtain this effect, it is desirable to contain 0.0002% or more. However, since adding a large amount of Ca deteriorates the surface quality, the Ca content is preferably 0.0050% or less. More preferably, it is 0.0030% or less.
  • Nb 0.002% or more and 0.060% or less Nb contributes to high strength through refinement of the prior ⁇ grain size and the resulting refinement of the internal structure of martensite. From this point of view, the Nb content is desirably 0.002% or more. However, if a large amount of Nb is added, Nb-based coarse precipitates increase, degrading the press formability. Therefore, it is desirable that the Nb content be 0.060% or less. More preferably, it is 0.030% or less, and still more preferably 0.015% or less.
  • V 0.005% or more and 0.500% or less V can be added for the purpose of obtaining the effect of improving the hardenability of steel and the effect of increasing strength by refining martensite. In order to obtain those effects, it is desirable to set the V content to 0.005% or more. However, if the V content exceeds 0.500%, the castability is remarkably deteriorated. Therefore, it is desirable that the V content be 0.005 to 0.500%. More preferably, it is 0.200% or less, and still more preferably 0.100% or less.
  • W 0.005% or more and 0.200% or less W contributes to high strength through the formation of fine W-based carbides and W-based carbonitrides. From this point of view, it is desirable to contain W at 0.005% or more. However, if a large amount of W is contained, coarse precipitates that remain undissolved during heating of the slab in the hot rolling process increase, and press formability deteriorates. Therefore, it is desirable that the W content be 0.200% or less. It is more preferably 0.100% or less, still more preferably 0.050% or less.
  • Sb 0.001% or more and 0.100% or less Sb suppresses the oxidation and nitridation of the surface layer, thereby suppressing the reduction of C and B. Suppressing the reduction of C and B suppresses the formation of ferrite in the surface layer and contributes to the increase in strength. From this point of view, the Sb content is desirably 0.001% or more. However, if the Sb content exceeds 0.100%, the castability deteriorates, and Sb segregates at the prior ⁇ grain boundaries, resulting in deterioration of toughness and press formability. Therefore, the Sb content is desirably 0.100% or less. More preferably, it is 0.050% or less, and still more preferably 0.015% or less.
  • Sn 0.001% or more and 0.100% or less Sn suppresses oxidation and nitridation of the surface layer, thereby suppressing a decrease in the content of C and B in the surface layer. Suppressing the reduction of C and B suppresses the formation of ferrite in the surface layer, contributing to higher strength and improved delayed fracture resistance. From this point of view, the Sn content is desirably 0.001% or more. However, if the Sn content exceeds 0.100%, the castability deteriorates, and Sn segregates at the prior ⁇ grain boundaries, resulting in deterioration of toughness and press formability. Therefore, the Sn content is desirably 0.100% or less. More preferably, it is 0.050% or less, and still more preferably 0.015% or less.
  • Mg 0.0002% to 0.0100% Mg fixes O as MgO and improves press formability. In order to obtain this effect, it is desirable to contain 0.0002% or more. However, since addition of a large amount of Mg deteriorates the surface quality and press formability, the Mg content is preferably 0.0100% or less. More preferably, it is 0.0050% or less, and still more preferably 0.0030% or less.
  • REM 0.0002% or more and 0.0100% or less REM improves press formability by refining inclusions and reducing fracture starting points. For that purpose, it is preferable to contain 0.0002% or more. However, if a large amount of REM is added, the inclusions are coarsened and the press formability is deteriorated. Therefore, the REM content is desirably 0.0100% or less. More preferably, it is 0.0050% or less, and still more preferably 0.0030% or less.
  • Metal structure requirement 1 Area ratio of martensite to whole structure: 85% or more
  • the area ratio of martensite may be 100%.
  • the residual structure other than martensite includes bainite, ferrite, and retained austenite. Austenite increases and it becomes difficult to obtain a predetermined strength.
  • the area ratio of martensite must be 85% or more.
  • martensite includes tempered martensite, martensite self-tempered during continuous cooling, and martensite not tempered.
  • the balance includes bainite, ferrite, retained ⁇ and inclusions such as carbides, sulfides, nitrides and oxides. Note that the area ratio of martensite may be 100% without including the remainder.
  • the ratio L S /L B of the sub-block boundary length L S to the block boundary length L B satisfies the following equation (1). 0.06/[C%] 0.8 ⁇ L S /L B ⁇ 0.13/[C%] 0.8 (1)
  • [C %] is the C content.
  • the substructure of martensite has a hierarchical structure, and is called packets, blocks, and laths in descending order of size.
  • a packet is a structure that divides a prior ⁇ grain into several regions, and is a group of laths having the same habit plane.
  • a block is a structure that divides packets, and is a group of laths having substantially the same crystal orientation.
  • Block boundaries are generally formed by large-angle grain boundaries with a crystal orientation difference of 15 degrees or more, but there are cases where a relatively low-angle orientation difference appears within a block, which is called a sub-block boundary.
  • the inventors investigated the correlation between the amount of sub-block boundaries and press-forming tests using actual parts. We have come to recognize the possibility that diversification is increasing.
  • the internal stress field formed inside the martensite causes the grains to have various yield strengths, and deformation progresses in various regions. According to That is, when martensitic transformation proceeds while forming a large number of block boundaries, which are large-angle grain boundaries, the strain due to martensitic transformation is reduced, and the internal stress field at the time when martensitic transformation is completed is considered to be reduced. . On the other hand, sub-block boundaries are often observed in steels with a relatively low C content. This is presumed to be due to the indirect influence. From the above experimental results and estimations, the inventors have come to the conclusion that the diffusion and concentration of C in the austenite region immediately after the start of martensite formation may affect the selection of the crystal orientation of the block.
  • the amount of sub-block boundaries is the ratio of the length LS of the sub-block boundaries to the length LB of the block boundaries (hereinafter simply referred to as the ratio) L S / L B is used as an index, the ratio LS / LB depends on the amount of C , the moldability can be improved by controlling the ratio within a predetermined range according to the amount of C, and the ratio is suitable for cooling Each has found that it is achieved by the conditions.
  • the L cross section was polished and then finished with colloidal silica, and a region of 200 ⁇ m ⁇ 200 ⁇ m was removed at a quarter thickness position from the steel plate surface.
  • Crystal orientation data was analyzed with analysis software (OIM Analysis Ver.7) manufactured by TSL Solutions Co., Ltd. The step size was set to 0.2 ⁇ m.
  • analysis software OEM Analysis Ver.7 manufactured by TSL Solutions Co., Ltd.
  • the step size was set to 0.2 ⁇ m.
  • a block boundary was defined as a crystal orientation difference of 15 degrees or more between adjacent steps, and a sub-block boundary was defined as 3 degrees or more and less than 15 degrees.
  • each boundary is automatically measured when the boundary is drawn on the aforementioned analysis software, and the length LB of the block boundary and the length LS of the sub - block boundary were measured accordingly.
  • the formability of each steel sheet was evaluated according to the method described in Examples described later.
  • the results of this measurement (ratio L S /L B ) and evaluation (stretch height) are shown in FIG.
  • the reason why the stretch forming height is 19.5 mm or more and excellent formability is obtained is that the ratio L S /L B is 0.06/[C%] 0.06/[C%] in relation to the C content . It can be seen that the area is 8 or more.
  • the cooling rate when creating a martensitic structure is focused on suppressing the formation of ferrite and bainite on the higher temperature side than the Ms point, and an excessive increase in the cooling rate increases the equipment cost. No active consideration was given on the grounds of the increase.
  • the cooling rate for creating a martensite structure has often been controlled by the average cooling rate from a high temperature range of about 700° C. where ferrite does not form to the temperature at which martensite transformation ends.
  • the cooling rate rapidly decreases as the steel sheet temperature decreases.
  • Standard deviation of Mn concentration 0.35% or less Mn segregates during casting and has a strong tendency to be distributed in a band shape in the plate thickness direction through the rolling process. Since Mn greatly influences the Ms point, when there is a band-shaped Mn concentration distribution, the internal stress distribution due to martensite transformation also becomes band-shaped and has anisotropy. From this point of view, it is desirable that the distribution of the Mn concentration be uniform, specifically, that the standard deviation of the Mn concentration be 0.35% or less. Mn is known to be concentrated in cementite, and the formation of cementite is affected by structure formation during hot rolling as described later.
  • the standard deviation of Mn concentration was obtained as follows. After the L cross section of the steel plate was mirror-polished, an area of 300 ⁇ m ⁇ 300 ⁇ m corresponding to the 3/8 thickness position to the 5/8 thickness position of the steel plate was analyzed with an electron probe microanalyzer (EPMA). The acceleration voltage was 15 kV, the beam diameter was 1 ⁇ m, and the beam current was 2.5 ⁇ 10 ⁇ 6 A. The standard deviation was calculated from the obtained quantitative values of 300 points ⁇ 300 points of Mn.
  • Tensile strength (TS): 1310 MPa or more A martensite structure is mainly used in steel sheets having a tensile strength of 1310 MPa or more.
  • One of the characteristics of the present invention is that the press moldability is good even at 1310 MPa or more. Therefore, the tensile strength of the steel sheet of the present invention shall be 1310 MPa or more.
  • the steel sheet of the present invention may have a plating layer on its surface.
  • the type of plating layer is not particularly limited, and it may be either a zinc (Zn) plating layer or a metal plating layer other than Zn.
  • the plating layer may contain components other than the main component such as Zn.
  • the galvanized layer is, for example, an electrogalvanized layer.
  • a steel material such as a slab having the chemical composition described above is subjected to hot rolling to obtain a hot-rolled steel sheet, and the hot-rolled steel sheet is subjected to cold rolling to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the cold-rolled steel sheet is subjected to soaking for 240 seconds or more at Ac 3 point or more, and the temperature range from the cooling start temperature of 680 ° C. or more to the Ms point is cooled at an average cooling rate of 10 ° C./s or more.
  • Perform primary cooling is performed by cooling the temperature range from the Ms point to (Ms point -50°C) at an average cooling rate of 100°C/s or more.
  • tertiary cooling is performed to cool to 50° C. or lower at an average cooling rate of 70° C./s or higher.
  • the steel sheet of the present invention can be manufactured by such a manufacturing method.
  • the preparation of the steel material, hot rolling and cold rolling can be carried out according to conventional methods. cooling, tertiary cooling) is essential.
  • hot rolling In hot rolling, rolling, cooling, holding, and coiling are preferably performed in this order.
  • the finishing temperature during rolling is preferably 840° C. or higher from the viewpoint of preventing ferrite from being generated and plate thickness fluctuation from increasing.
  • finish rolling it is preferable to cool the steel sheet to 640° C. or less within 3 seconds and maintain the temperature in the range of 600° C. to 500° C. for 5 seconds or more. This is because if the steel is kept at a high temperature, coarse ferrite is formed, C is concentrated in the untransformed region, and cementite is easily formed locally. By holding at a predetermined temperature, bainite is easily obtained, and excessive concentration of C is less likely to occur.
  • the winding process after holding is performed at a temperature of 550° C. or less.
  • a temperature of 550° C. or less it is possible to suppress the formation of pearlite containing coarse cementite.
  • the upper limit of the finishing temperature during rolling is not particularly limited, it is preferably 950° C. from the viewpoint of preventing the occurrence of coarse grains in some parts and an increase in sheet thickness variation.
  • Heat treatment 240 seconds or more at Ac 3 points or more>
  • the upper limits of the annealing temperature and soaking time are not particularly limited, but if the annealing temperature or soaking time exceeds a certain level, the austenite grain size may become coarse and the toughness may deteriorate, so the annealing temperature is 1150 ° C. or less.
  • the soaking time is preferably 900 seconds or less.
  • ⁇ Primary cooling> In order to reduce bainite, ferrite, and retained ⁇ and make the area ratio of martensite 85% or more, after the above soaking, primary cooling is performed from a high temperature of 680 ° C. or more (cooling start temperature) to the Ms point It is necessary to cool the temperature range up to at an average cooling rate of 10° C./s or more. First, when the cooling start temperature is lower than 680°C, a large amount of ferrite is generated. Furthermore, if the average cooling rate is less than 10°C/s, bainite will form. Although the upper limit of the average cooling rate does not need to be particularly limited, it is preferably 1500° C./s from the viewpoint of avoiding an increase in manufacturing cost.
  • the inventors conducted a cooling experiment using water as a coolant using a sample in which a thermocouple was embedded in the center of the plate thickness of a 2 mm thick steel plate, and investigated in detail the relationship between the cooling conditions and the cooling rate. As a result, it was found that water cooling at a water volume density of 0.5 m 3 /m 2 /min or more is effective in achieving a predetermined cooling rate.
  • the coolant is assumed to be inexpensive water, but the coolant is not limited to water from the viewpoint of obtaining further cooling capacity.
  • the shape, arrangement, flow rate, etc. of the nozzle for injecting the coolant may be changed as appropriate.
  • the upper limit of the water volume density is not particularly limited, the water volume density in the case of cooling water is set to 10 m 3 /m 2 /min or less from the viewpoint of avoiding an excessive increase in manufacturing cost.
  • the examples described later are carried out on an actual manufacturing line, and although it is possible to actually measure the cooling rate using a plate temperature gauge in a gas atmosphere, it is not possible to actually measure the plate temperature during water cooling. Therefore, the cooling rate during water cooling in the actual machine line was obtained by heat transfer calculation from the plate thickness of the material, the plate temperature immediately before water cooling, the plate threading speed, the water volume density, and the like. The validity of the heat transfer calculation was verified by comparing the properties of the steel plate produced in the actual equipment and the above-mentioned laboratory cooling experiment, and its validity was confirmed.
  • ⁇ Tertiary cooling> Following the secondary cooling, it is necessary to cool to 50° C. or lower at an average cooling rate of 70° C./s or higher as tertiary cooling. Thereby, softening due to self-tempering of martensite can be suppressed. If the average cooling rate is less than 70° C./s, tempering of martensite progresses, making it difficult to obtain a desired strength.
  • the Ac 3 point and the Ms point can be obtained from the following equations.
  • ⁇ Reheating (annealing)> It is known that the toughness of martensite is improved by tempering, and it is preferable to appropriately control the temperature in order to ensure excellent press formability. That is, after quenching to 50° C. or less by tertiary cooling, it is preferable to perform reheating in a temperature range of 150 to 300° C. for 20 to 1500 seconds. If the holding temperature is less than 150° C. or the holding time is less than 20 seconds, martensite is not sufficiently tempered, and press formability may deteriorate. On the other hand, if the holding temperature is higher than 300° C., coarse cementite may be formed, conversely degrading the press formability. On the other hand, when the holding time exceeds 1500 seconds, not only the effect of tempering is saturated, but also the production cost increases, and carbides become coarse, which may deteriorate the press formability.
  • the steel sheet thus obtained can be subjected to skin pass rolling and leveling from the viewpoint of stabilizing the shape accuracy of press forming, such as adjusting the surface roughness and flattening the plate shape.
  • the obtained steel sheet may be subjected to a plating treatment.
  • a steel sheet having a plated layer such as a galvanized layer on the surface can be obtained by performing the plating treatment.
  • the type of plating treatment is not particularly limited, and may be hot dip plating or electroplating. Alternatively, a plating treatment in which alloying is performed after hot-dip plating may be used.
  • a skin pass rolling is performed after a plating process.
  • the member of the present invention is obtained by subjecting the steel plate of the present invention to at least one of forming and welding. Further, in the method for manufacturing a member of the present invention, the steel plate manufactured by the method for manufacturing a steel plate of the present invention is subjected to at least one of forming and welding.
  • the steel sheet of the present invention has a tensile strength of 1310 MPa or more and excellent press formability. Therefore, members obtained using the steel sheet of the present invention also have high strength and have excellent press formability as compared with conventional high-strength members. Moreover, if the member of the present invention is used, the weight can be reduced. Therefore, the member of the present invention can be suitably used for, for example, vehicle body frame parts.
  • the molding process is not particularly limited, and general processing methods such as press working can be used.
  • Welding is not particularly limited, and general welding such as spot welding and arc welding can be employed.
  • Example 1 After melting the steel having the composition shown in Table 1, it was cast into a slab, and the slab was subjected to hot rolling under the conditions shown in Table 2. The obtained hot-rolled steel sheet was pickled and then cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet. The obtained cold-rolled steel sheets were heat-treated under the conditions shown in Table 2. After that, 0.1% temper rolling was performed to obtain a steel plate. In addition, in order to confirm the influence of the difference in the structure formed by hot rolling on the uniformity of the Mn concentration and press formability, the hot rolling conditions were changed as shown in Table 3, but the conditions were almost the same. As such, two example steel sheets were produced.
  • the metal structure was quantified, and the tensile properties and press formability were evaluated. Those results are shown in Table 4. Quantification of the metal structure is performed by corroding the L cross section (vertical cross section parallel to the rolling direction) of the steel plate with nital after polishing, and at the position of 1/4 of the plate thickness from the steel plate surface (hereinafter referred to as the 1/4 thickness position) , four fields of view were observed with a scanning electron microscope (SEM) at a magnification of 2000 times, and the photographed tissue photographs were image-analyzed and measured.
  • SEM scanning electron microscope
  • martensite and bainite refer to gray structures in SEM observation.
  • ferrite is a region exhibiting black contrast in SEM. Note that the interior of martensite and bainite contains trace amounts of carbides, nitrides, sulfides, and oxides, but since it is difficult to exclude these, the area ratio of the region including these was used as the area ratio.
  • the residual ⁇ was measured by the X-ray diffraction intensity method on the surface of the steel sheet after removing the surface layer of 200 ⁇ m by chemically polishing with oxalic acid. It was calculated from the integrated intensities of diffraction surface peaks of (200) ⁇ , (211) ⁇ , (220) ⁇ , (200) ⁇ , (220) ⁇ , and (311) ⁇ measured by Mo-K ⁇ rays.
  • Martensite and bainite can be distinguished by observing the positions and variants of the carbides contained inside with an SEM at a magnification of 10,000 times. That is, in bainite, carbides are generated at the interface or within the laths of the lath-like structure, and since there is one type of crystal orientation relationship between bainitic ferrite and cementite, the generated carbides extend in one direction. On the other hand, in martensite, carbides are formed in the laths, and since there are two or more types of crystal orientation relationships between the laths and the carbides, the formed carbides extend in multiple directions. In addition, bainite has a relatively high aspect ratio of the structure, and residual ⁇ , which is considered to have been generated due to the concentration of C, can be observed as a white contrast between the laths.
  • the sub-block boundary length L S and the block boundary length L B were measured according to the following method. After the L cross section of the steel sheet was polished, it was finish-polished with colloidal silica, and a region of 200 ⁇ m ⁇ 200 ⁇ m at the 1 ⁇ 4 thickness position from the steel plate surface was analyzed by backscattered electron diffraction (EBSD). The obtained crystal orientation data was analyzed with analysis software (OIM Analysis Ver. 7) manufactured by TSL Solutions Co., Ltd. The step size was set to 0.2 ⁇ m. On the crystal orientation map by EBSD, ferrite, bainite, and martensite have the same body-centered cubic (BCC) structure, so it is difficult to distinguish them.
  • BCC body-centered cubic
  • a block boundary was defined as a crystal orientation difference of 15 degrees or more between adjacent steps, and a sub-block boundary was defined as 3 degrees or more and less than 15 degrees.
  • the length of each boundary (block boundary length L B and sub-block boundary length L S ) is automatically measured when the boundary is drawn on the aforementioned analysis software.
  • the standard deviation of the Mn concentration was determined as follows. After the L cross section of the steel plate was mirror-polished, an area of 300 ⁇ m ⁇ 300 ⁇ m corresponding to the 3/8 thickness position to the 5/8 thickness position of the steel plate was analyzed with an electron probe microanalyzer (EPMA). The acceleration voltage was 15 kV, the beam diameter was 1 ⁇ m, and the beam current was 2.5 ⁇ 10 ⁇ 6 A. The standard deviation was calculated from the obtained quantitative values of 300 points ⁇ 300 points of Mn.
  • EPMA electron probe microanalyzer
  • tensile test For the tensile test, a JIS No. 5 tensile test piece was cut out from the above steel plate so that the direction perpendicular to the rolling direction was the longitudinal direction, and a tensile test (according to JIS Z2241) was performed to evaluate the tensile strength. A tensile strength of 1,310 MPa or more was considered acceptable.
  • the press formability was evaluated by a stretch test that correlated with the actual press formability evaluation test using model parts.
  • This stretchability is known to be correlated with indices such as elongation characteristics and n value in tensile tests, but the steel mainly composed of martensite structure, which is the target of the present invention, has low ductility and is superior in the results of tensile tests. It is presumed that the superiority can be evaluated in a more complicated molding test even if the performance is not recognized.
  • the stretch test was performed by cutting out a plate of 210 mm ⁇ 210 mm from the steel plate described above and punching it with a diameter of 100 mm.
  • the wrinkle pressing was set to 100 tons, the feed rate was set to 30 mm/min, and R352L was applied as a lubricant.
  • a stretch forming height of 19.5 mm or more was regarded as acceptable.
  • FIG. 2 shows the results of the cases (inventive examples and comparative examples) in which the above evaluation was performed, in which the horizontal axis is the tensile strength and the vertical axis is the stretch forming height.
  • the invention example according to the present invention simultaneously satisfies a tensile strength of 1310 MPa or more and a stretch forming height of 19.5 mm or more.
  • the moldability at the same strength is compared, it can be seen that the invention examples are significantly improved in moldability.
  • No. 42 (invention example) and No. From the comparison of No. 43 (invention example) these are all good results, but it is understood that the press formability can be further improved by optimizing the hot rolling and suppressing the segregation of Mn. .
  • Example 2 No. in Table 4 of Example 1. 1 (Invention Example), a galvanized steel sheet that had been subjected to galvanizing treatment was press-molded to produce a first member of Inventive Example. Furthermore, No. in Table 4 of Example 1. No. 1 (invention example) and No. 1 (invention example) in Table 4 of Example 1. 7 (Invention Example) was joined by spot welding to a galvanized steel sheet that had been subjected to galvanization treatment to produce a second member of Inventive Example. The stretch heights described above for these first and second members were measured to be 20.8 mm and 21.2 mm, respectively. That is, it can be seen that both the first member and the second member are excellent in press formability.
  • Example 1 The steel plate according to Example 1 (Invention Example) was press-formed to produce the third member of the Inventive Example. Furthermore, No. in Table 4 of Example 1. 1 (Invention Example) and No. 1 in Table 4 of Example 1. 7 (invention example) was joined by spot welding to manufacture a fourth member of the invention example. The stretch heights described above were measured for these third and fourth members to be 21.3 mm and 21.5 mm, respectively. That is, it can be seen that both the third member and the fourth member are excellent in press formability.

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Abstract

優れた耐遅れ破壊特性を有するマルテンサイト組織を主体とした鋼において、優れたプレス成形性を実現することが可能な、引張強さが１３１０ＭＰａ以上の鋼板を提供する。鋼板は、質量％で、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、該マルテンサイトにおける、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が所定式（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、ことを特徴とする。

Description

鋼板、部材およびそれらの製造方法
　本発明は、自動車や家電等に冷間プレス成形工程を経て供される、冷間プレス成形用の高強度鋼板および当該鋼板を用いた部材、ならびにそれらの製造方法に関する。
　近年、自動車車体の軽量化ニーズの更なる高まりから、車体骨格部品への引張り強さ（ＴＳ）が１３１０ＭＰａ以上である、高強度鋼板の適用が進みつつある。また、さらなる軽量化の観点から１．８ＧＰａ級もしくはそれ以上の高強度化の検討も開始されつつある。従来は、熱間でプレスするホットプレスによる高強度化が精力的に検討されてきたが、最近ではコスト・生産性の観点から、高強度鋼への冷間プレスの適用が改めて検討されつつある。
　ところで、マルテンサイト組織はフェライトやベイナイトなどの比較的軟質な組織よりも高い強度が得られやすいため、高強度鋼板の組織設計においては、マルテンサイト組織を主体とすることが有効である。しかしながら、マルテンサイト主体の鋼は、フェライトやベイナイト等の比較的軟質な組織を含有する複合組織鋼よりも延性に乏しい。そのためにマルテンサイト主体の鋼は、曲げ成形主体で成形されるドアビームやバンパー等、比較的単純形状の部品への適用に留まっていた。
　一方、複合組織鋼は、マルテンサイト主体の鋼に比べ耐遅れ破壊特性が劣位である。すなわち、マルテンサイト主体の鋼と同等の強度を複合組織鋼で実現するには、より硬度の高い硬質組織の相を含有する必要があるところ、このような硬質組織は、高い応力が集中するため遅れ破壊の起点となる。したがって、高強度鋼板において、優れた耐遅れ破壊特性と成形性とを同時に実現することは困難であった。
　ここで、耐遅れ破壊特性に優れるマルテンサイト組織そのものの延性を向上させることができれば、複合組織化せずとも優れた耐遅れ破壊特性と成形性とを両立できる可能性がある。マルテンサイト組織の延性を向上させる手法の１つとして、焼戻し温度の高温化が挙げられるが、かかる手法は、延性の向上効果が小さい上、粗大な炭化物が形成するため曲げ性が顕著に劣化する。
　特許文献１には、マルテンサイトが面積率で９５％以上含有される一方、残留オーステナイト、フェライトが、面積率の合計で５％未満（０％を含む）であり、更に炭化物の平均サイズが円相当径で６０ｎｍ以下であるとともに、円相当径で２５ｎｍ以上の炭化物の数密度が１ｍｍ２あたり０個であることを特徴とする、降伏強度が１１８０ＭＰａ以上、引張強さが１４７０ＭＰａ以上の曲げ性に優れた、高強度冷延鋼板に関する技術が開示されている。
　特許文献２には、マルテンサイト：９０％以上、残留オーステナイト：０．５％以上からなる組織を有し、局所のＭｎ濃度が、鋼板全体のＭｎ含有量の１．２倍以上となる領域が、面積率で１％以上存在し、引張強さが１４７０ＭＰａ以上、降伏比が０．７５以上で、かつ全伸びが１０％以上であることを特徴とする、降伏比と加工性とに優れた超高強度鋼板に関する技術が開示されている。
特許第6017341号 特開2019-2078号公報
　近年、延性に乏しい鋼板であってもプレス加工技術を活用することにより、複雑な部品形状に加工することが可能になりつつある。その工法の１つとして予成形技術があり、１回のプレス加工にて最終形状にするのではなく、最終形状にする前に予め部分的な成形を施し、鋼板全体に歪を分散させる事で鋼板の割れを抑制する技術である。このような工法においては、歪の導入され方が複雑であり、例えば、１軸引張後に次工程で２軸方向に歪が付与される、換言すると、１工程目と２工程目とで歪の付与される方向が直交するといった、変形が施される場合がある。このような工法におけるプレス加工性は、一般的な成形性評価試験である１軸引張試験で評価された特性値と、必ずしも相関しない。
　特許文献１に記載の技術では、優れた曲げ性が得られるため、部品の成形で多用される曲げ変形に対する延性については十分なものの、マルテンサイト主体の鋼では、より複雑な形状を有する部品に加工する際の延性が不十分と考えられる。
　特許文献２に記載の技術では、残留オーステナイトを含有させることで一定の伸び特性が得られるものの、残留オーステナイトはある方向に加工されると硬質なマルテンサイトに変態する。硬質なマルテンサイトは変形の集中起点となりやすいため、より複雑かつ複数工程で施されるプレス加工においては、十分な成形性を発揮できない可能性が考えられる。
　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。
　本発明は、このような問題を解決するためになされたものであり、優れた耐遅れ破壊特性を有するマルテンサイト組織を主体とした鋼において、優れたプレス成形性を実現することが可能な、引張強さが１３１０ＭＰａ以上の鋼板および当該鋼板を用いた部材、ならびにそれらの製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記の課題を解決するために鋭意検討を重ね下記のi）からv）の知見を得た。基本的な考えとしては、より複雑かつ複数工程で施されるプレス加工において、残留オーステナイトやフェライト等の軟質組織は変形が集中しやすいため、その含有率は制限し、主体であるマルテンサイト組織そのものの歪の分散性を向上させることにある。
i）マルテンサイトを主体とする鋼は、マルテンサイト組織を作り込む際の熱収縮と変態膨張とによって複雑な内部応力場が発生することがある。
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。
（１）質量％で
　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％）
（２）前記成分組成が、質量％で、さらに、
　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。
（３）前記Ｍｎは、濃度の標準偏差が０．３５％以下である、前記（１）または（２）に記載の鋼板。
（４）表面に亜鉛めっき層を有する、前記（１）から（３）のいずれかに記載の鋼板。
（５）前記（１）から（４）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。
（６）前記（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。
（７）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、前記（６）に記載の鋼板の製造方法。
（８）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、前記（６）または（７）に記載の鋼板の製造方法。
（９）前記熱間圧延では、８４０℃以上の仕上げ圧延温度で圧延した後、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、前記（６）から（８）のいずれかに記載の鋼板の製造方法。
（１０）前記再加熱の後にめっき処理を行う、前記（７）から（９）のいずれかに記載の鋼板の製造方法。
（１１）前記（６）から（１０）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。
　本発明によれば、優れた耐遅れ破壊特性とプレス成形性を同時に実現する、引張強さが１３１０ＭＰａ以上の鋼板を提供できる。この特性の改善により、より複雑な形状を有する部品への冷間プレス成形用途での高強度鋼板の普及が促進され、部品強度の向上や軽量化に貢献する。
比率ＬＳ／ＬＢと張出し成形高さとの関係を示すグラフである。 実施例の事例における引張強さおよび張出し成形高さを示すグラフである。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。まず、本発明の鋼板の成分組成における各成分の含有量について説明する。以下で成分の含有量を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
Ｃ：０．１２％以上０．４０％以下
　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：１．５％以下
　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：１．７％超３．５％以下
　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：０．０５％以下
　Ｐは、鋼を強化する元素であるが、その含有量が多いと、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：０．０１０％以下
　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。
ｓｏｌ．Ａｌ：１．００％以下
　Ａｌは、十分な脱酸を行い、鋼中介在物を低減するために含有する。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：０．０１０％以下
　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：０．００２％以上０．０８０％以下
　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：０．０００２％以上０．００５０％以下
　Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、少ないＭｎ含有量でも所定の面積率のマルテンサイトを生成させる効果を有する。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。
　本発明の鋼板は、基本成分として上記の成分群（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ｓｏｌ．Ａｌ、Ｎ、ＴｉおよびＢ）を含有し、残部がＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む成分組成を有する。特に、本発明の一実施形態に係る鋼板は、基本成分が上記の成分を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。なお、不可避的不純物としては、限定されないが、Ｈ、Ｈｅ、Ｌｉ、Ｂｅ、Ｏ（酸素）、Ｆ、Ｎｅ、Ｎａ、Ｃｌ、Ａｒ、Ｋ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｂｒ、Ｋｒ、Ｒｂ、Ｓｒ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｔｅ、Ｉ、Ｘｅ、Ｃｓ、Ｂａ、Ｌａ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｈｇ、Ｔｌ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｐｏ、Ａｔ、Ｒｎ、Ｆｒ、Ｒａ、Ａｃ、Ｒｆ、Ｈａ、Ｓｇ、Ｎｓ、Ｈｓ、Ｍｔ等が挙げられる。
　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：０．０１％以上１．００％以下
　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：０．０１％以上１．００％以下
　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：０．００５％以上０．３５０％以下
　Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させ、所定の強度を安定的に確保する効果を得る目的で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：０．００５％以上０．３５０％以下
　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：０．００５％以上０．３５０％以下
　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：０．０００２％以上０．００５０％以下
　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：０．００２％以上０．０６０％以下
　Ｎｂは、旧γ粒径の微細化やそれによるマルテンサイトの内部構造の微細化を通じて高強度化に寄与する。このような観点からＮｂ含有量は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：０．００５％以上０．５００％以下
　Ｖは、鋼の焼入れ性を向上させる効果、およびマルテンサイト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：０．００５％以上０．２００％以下
　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：０．００１％以上０．１００％以下
　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：０．００１％以上０．１００％以下
　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：０．０００２％以上０．０１００％以下
　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：０．０００２％以上０．０１００％以下
　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。
　なお、上記の各任意元素に関して、含有量が上述した下限値未満である場合には、当該任意元素は不可避的不純物と見なされるものとする。
　次に、本発明の鋼板の金属組織および引張強さについて説明する。
（金属組織の要件１）
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。
　なお、マルテンサイト面積率が８５％未満であっても所定の強度を確保する方法としては、例えば、焼戻し温度の低温化がある。しかし、焼戻し温度が過度に低くなると、靭性が低下しプレス成形性が劣化する。また、Ｃ量を増加させることでも強度を増加させることができるが、溶接性を劣化させるおそれがあり、好ましくない。したがって、優れたプレス成形性を確保した上で所定の強度を確保するためには、マルテンサイトの面積率を８５％以上とする必要がある。ここで、マルテンサイトは、焼戻しマルテンサイト、連続冷却中に自己焼戻しを生じたマルテンサイト、焼き戻しが生じていないマルテンサイトも含む。残部としては、ベイナイト、フェライト、残留γおよび炭化物、硫化物、窒化物、酸化物等の介在物などが挙げられる。なお、残部を含まず、マルテンサイトの面積率が１００％でもよい。
（金属組織の要件２）
　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。
　マルテンサイトの下部組織は階層構造となっており、サイズの大きい順にパケット、ブロック、ラスと呼ばれる。パケットは、旧γ粒をいくつかの領域に分断する組織で、晶癖面が同じラスの集団である。ブロックは、パケットを分断する組織であり、結晶方位がほぼ同じラスの集団である。一般に、ブロック境界は結晶方位差が１５度以上の大角粒界で形成されるが、ブロック内に比較的低角の方位差が表れる場合があり、これはサブブロック境界と呼ばれる。発明者らは、サブブロック境界の量と実部品でのプレス成形試験との相関を調査したところ、サブブロック境界が多い程、複雑なプレス加工においても実部品における板厚減少が小さく、歪の分散性が高まっている可能性を認めるに到った。
　このメカニズムは明らかではないが、マルテンサイトの内部に形成されている内部応力場によって、マルテンサイトが結晶粒ごとに大小さまざまな降伏強さを有しており、様々な領域で変形が進行することによると考えられる。すなわち、大角粒界であるブロック境界を多数形成しながらマルテンサイト変態が進行する場合は、マルテンサイト変態による歪が小さくなり、マルテンサイト変態が完了した時点における内部応力場が小さくなるものと考えられる。一方、サブブロック境界は比較的Ｃ量が低い鋼で観察されることが多く、これは、マルテンサイト変態による変態膨張に際し、周囲のオーステナイトの変形抵抗がＣ量に依存しブロックの結晶方位選択に間接的に影響しているためと推定される。
　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。
　発明者らは、さらに詳細な実験を行い、サブブロック境界の量として、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（以下、単に比率ともいう）ＬＳ／ＬＢを指標とした場合に、該比率ＬＳ／ＬＢがＣ量に依存すること、Ｃ量に応じて前記比率を所定の範囲に制御することにより成形性を向上できること、前記比率は適正な冷却条件によって達成されることを、それぞれ知見した。
　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。
　比率ＬＳ／ＬＢを式（１）の範囲とするには、主に適正な冷却条件によって実現できる。この冷却条件の詳細については後述する。ちなみに、従来、マルテンサイト組織を作り込む際の冷却速度は、Ｍｓ点より高温側でのフェライトおよびベイナイトの生成を抑制することに主眼が置かれており、過剰な冷却速度の増加は設備コストの増加を理由に積極的な検討が行われていなかった。このような視点から、マルテンサイト組織を作り込む際の冷却速度はフェライトの生成しない７００℃程度の高温域からマルテンサイト変態が終了する温度までの平均冷却速度で制御されることが多かった。しかし、実際には鋼板温度が低下するに従い、冷却速度は急激に低下する。
　例えば、上述した特許文献１に記載の技術においても、平均冷却速度が規定されているのみであり、実施例を見ても全ての例において１０００℃／ｓ超えと記載されており、冷却過程における各温度域の冷却速度を精緻に把握し制御する試みは見受けられない。また、冷却速度の限定理由は、フェライトやベイナイトの生成を抑制する観点、およびマルテンサイト生成後に粗大な炭化物の析出を抑制する観点のみであり、下部組織であるブロックの結晶方位選択を制御し得る事実には想到していない。
　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。
（金属組織の好適要件）
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。
　なお、Ｍｎ濃度の標準偏差は、以下のように求めた。鋼板のＬ断面を鏡面研磨後、鋼板厚みの３／８厚み位置から５／８厚み位置までに相当する、３００μｍ×３００μｍの領域を電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）にて解析した。加速電圧は１５ｋＶ、ビーム径は１μｍ、ビーム電流は２．５×１０－６Ａとした。得られたＭｎの３００点×３００点の定量値から標準偏差を算出した。
（引張強さ（ＴＳ）：１３１０ＭＰａ以上）
　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。
　また、本発明の鋼板は、表面にめっき層を有してもよい。めっき層の種類は特に限定されず、亜鉛（Ｚｎ）めっき層、Ｚｎ以外の金属のめっき層のいずれでもよい。また、めっき層はＺｎ等の主となる成分以外の成分を含んでもよい。亜鉛めっき層は、例えば電気亜鉛めっき層である。
　次いで、本発明の鋼板の製造方法について説明する。かかる製造方法では、上記した成分組成を有するスラブ等の鋼素材に、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する。次いで、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次冷却を行う。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次冷却を行う。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。かかる製造方法によって、本発明の鋼板を製造することができる。本発明において、鋼素材の調製、熱間圧延および冷間圧延は、常法に従うことができるが、冷間圧延後の鋼板に対し、所定の条件に従って熱処理（均熱処理、１次冷却、２次冷却、３次冷却）を行うことが肝要である。なお、熱間圧延については、必要に応じて次の条件で行うことが好ましい。
（熱間圧延）
　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。
（熱処理）
＜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。
＜１次冷却＞
　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。
＜２次冷却＞
　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。
　発明者らは、２ｍｍ厚の鋼板の板厚中央に熱電対を埋め込んだサンプルを用いて、冷媒を水として冷却実験を行い、冷却条件と冷却速度の関係を詳細に調べた。その結果、所定の冷却速度を達成するためには、０．５ｍ３／ｍ２／ｍｉｎ以上の水量密度にて水冷することが効果的であることを知見した。ここで、冷媒は安価な水を想定したが、更なる冷却能力を得る観点では冷媒は水に限定されない。
　また、所定の水量密度を達成する上で、冷媒を噴射するノズルの形状、配置、流量などは適宜変更して構わない。水量密度の上限は特に限定されないが、過剰な製造コストの増加を避ける観点から、冷却水の場合の水量密度は１０ｍ３／ｍ２／ｍｉｎ以下とした。なお、後述の実施例は実機製造ラインにて実施しており、気体雰囲気中については板温計から冷却速度の実測が可能だが、水冷中の板温は実測ができない。そのため、実機ラインにおける水冷中の冷却速度は、素材の板厚、水冷直前の板温、通板速度、水量密度などから伝熱計算により求めた。実機製造材と前記のラボ冷却実験における鋼板特性の比較により伝熱計算の妥当性を検証し、妥当であることを確認した。
＜３次冷却＞
　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％]
＜再加熱（焼鈍）＞
　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。
　かくして得られた鋼板に、表面粗度の調整、板形状の平坦化などプレス成形の形状精度を安定化させる観点からスキンパス圧延やレベラー加工を施すことができる。
　また、得られた鋼板に、めっき処理を施してもよい。めっき処理を施すことで、表面に亜鉛めっき層等のめっき層を有する鋼板が得られる。めっき処理の種類は特に限定されず、溶融めっき、電気めっきのいずれでもよい。また、溶融めっき後に合金化を施すめっき処理でもよい。なお、めっき処理を行う場合において、上記スキンパス圧延を行う場合は、めっき処理後にスキンパス圧延を行う。
　次いで、本発明の部材およびその製造方法について説明する。
　本発明の部材は、本発明の鋼板に対して、成形加工および溶接の少なくとも一方を施してなるものである。また、本発明の部材の製造方法は、本発明の鋼板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ものである。
　本発明の鋼板は、引張強さが１３１０ＭＰａ以上であり、優れたプレス成形性を有している。そのため、本発明の鋼板を用いて得た部材も高強度であり、従来の高強度部材に比べて優れたプレス成形性を有している。また、本発明の部材を用いれば、軽量化可能である。したがって、本発明の部材は、例えば、車体骨格部品に好適に用いることができる。
　成形加工としては、特に限定されず、プレス加工等の一般的な加工方法を採用することができる。また、溶接としては、特に限定されず、スポット溶接、アーク溶接等の一般的な溶接を採用することができる。
（実施例１）
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　得られた鋼板について、金属組織の定量化を行い、さらに引張特性、プレス成形性の評価を行った。それらの結果を、表４に示す。
　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。
　残留γの測定は鋼板の表層２００μｍをシュウ酸で化学研磨して除去した後の、板面を対象に、Ｘ線回折強度法により求めた。Ｍo－Ｋα線によって測定した（２００）α、（２１１）α、（２２０）α、（２００）γ、（２２０）γ、（３１１）γの回折面ピークの積分強度より計算した。
　マルテンサイトとベイナイトは、内部に含まれる炭化物の位置やバリアントをＳＥＭで１００００倍の倍率にて観察することにより区別できる。すなわち、ベイナイトは、ラス状組織の界面またはラス内に炭化物が生成しており、ベイニティックフェライトとセメンタイトとの結晶方位関係が１種類であるので、生成した炭化物は一方向に伸びている。一方、マルテンサイトは、ラス内に炭化物が生成しており、ラスと炭化物との結晶方位関係が２種類以上あるため、生成した炭化物は複数方向に伸びている。また、ベイナイトは組織のアスペクト比が比較的高く、Ｃが濃化して生成したと考えられる残留γがラス間に白いコントラストとして観察できる。
　サブブロック境界の長さＬＳおよびブロック境界の長さＬＢは、以下の手法に従って測定した。鋼板の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は株式会社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（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）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。
　また、Ｍｎ濃度の標準偏差は、以下のように求めた。鋼板のＬ断面を鏡面研磨後、鋼板厚みの３／８厚み位置から５／８厚み位置までに相当する、３００μｍ×３００μｍの領域を電子線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）にて解析した。加速電圧は１５ｋＶ、ビーム径は１μｍ、ビーム電流は２．５×１０－６Ａとした。得られたＭｎの３００点×３００点の定量値から標準偏差を算出した。
　引張試験は、上記した鋼板から圧延直角方向が長手方向となるようにＪＩＳ５号引張試験片を切り出し、引張試験(ＪＩＳ　Ｚ２２４１に準拠)を実施して引張強さを評価した。この引張強さが１３１０ＭＰａ以上を合格とした。
　プレス成形性は、モデル部品を使用した実際のプレス成形性評価試験との相関が認められた張出し試験で評価した。この張出し性は、引張試験における伸び特性やｎ値といった指標との相関が知られるが、本発明で対象とするマルテンサイト組織を主体とする鋼は延性が低位であり、引張試験の結果では優位性が認められなくとも、より複雑な成形試験においては優位性が評価できるものと推定される。張出し試験は、上記した鋼板から２１０ｍｍ×２１０ｍｍの板を切り出し、１００ｍｍφのパンチで行った。しわ押さえを１００ｔｏｎとし、送り速度は３０ｍｍ／minで行い、潤滑材としてＲ３５２Ｌを塗布して行った。割れが生じた際の最大張出し高さをＮ＝５で評価し、得られた平均値を張出し成形高さとした。張出し成形高さが１９．５ｍｍ以上を合格とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４に示すように、成分組成および熱処理の条件が適正化された鋼では、１３１０ＭＰａ以上の引張強さと優れたプレス成形性が得られている。
　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２）
　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。
　同様に、実施例１の表４のＮｏ．１（発明例）による鋼板をプレス成形して、本発明例の第３の部材を製造した。さらに、実施例１の表４のＮｏ．１（発明例）による鋼板と、実施例１の表４のＮｏ．７（発明例）による鋼板とをスポット溶接により接合して、本発明例の第４の部材を製造した。これら第３の部材および第４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２１．３ｍｍおよび２１．５ｍｍであった。すなわち、第３の部材および第４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 (11)

  1. 　質量％で
    　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％）
  2. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    　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１種または２種以上を含有する請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記Ｍｎは、濃度の標準偏差が０．３５％以下である、請求項１または２に記載の鋼板。
  4. 　表面に亜鉛めっき層を有する、請求項１から３のいずれかに記載の鋼板。
  5. 　請求項１から４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。
  6. 　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。
  7. 　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６に記載の鋼板の製造方法。
  8. 　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６または７に記載の鋼板の製造方法。
  9. 　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、請求項６から８のいずれかに記載の鋼板の製造方法。
  10. 　前記再加熱の後にめっき処理を行う、請求項７から９のいずれかに記載の鋼板の製造方法。
  11. 　請求項６から１０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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Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010215958A (ja) * 2009-03-16 2010-09-30 Jfe Steel Corp 曲げ加工性および耐遅れ破壊特性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2010248565A (ja) * 2009-04-15 2010-11-04 Jfe Steel Corp 伸びフランジ性に優れた超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2011202195A (ja) * 2010-03-24 2011-10-13 Jfe Steel Corp 超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2014196557A (ja) * 2013-03-06 2014-10-16 株式会社神戸製鋼所 鋼板形状および形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
WO2016129214A1 (ja) * 2015-02-13 2016-08-18 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
WO2016152163A1 (ja) * 2015-03-25 2016-09-29 Ｊｆｅスチール株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
JP6017341B2 (ja) 2013-02-19 2016-10-26 株式会社神戸製鋼所 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板
WO2017115748A1 (ja) * 2015-12-28 2017-07-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及びこれらの製造方法
JP2019002078A (ja) 2018-09-10 2019-01-10 株式会社神戸製鋼所 降伏比と加工性に優れた超高強度鋼板
WO2021149676A1 (ja) * 2020-01-22 2021-07-29 日本製鉄株式会社 鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6017341U (ja) 1983-07-14 1985-02-05 松下電器産業株式会社 印字装置

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010215958A (ja) * 2009-03-16 2010-09-30 Jfe Steel Corp 曲げ加工性および耐遅れ破壊特性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2010248565A (ja) * 2009-04-15 2010-11-04 Jfe Steel Corp 伸びフランジ性に優れた超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2011202195A (ja) * 2010-03-24 2011-10-13 Jfe Steel Corp 超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP6017341B2 (ja) 2013-02-19 2016-10-26 株式会社神戸製鋼所 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板
JP2014196557A (ja) * 2013-03-06 2014-10-16 株式会社神戸製鋼所 鋼板形状および形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
WO2016129214A1 (ja) * 2015-02-13 2016-08-18 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
WO2016152163A1 (ja) * 2015-03-25 2016-09-29 Ｊｆｅスチール株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
WO2017115748A1 (ja) * 2015-12-28 2017-07-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及びこれらの製造方法
JP2019002078A (ja) 2018-09-10 2019-01-10 株式会社神戸製鋼所 降伏比と加工性に優れた超高強度鋼板
WO2021149676A1 (ja) * 2020-01-22 2021-07-29 日本製鉄株式会社 鋼板およびその製造方法

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