JP7001197B2 - 鋼板、部材及びそれらの製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、鋼板、部材及びそれらの製造方法に関する。より詳細には、本発明は、引張強さが１３１０ＭＰａ以上であり、優れた耐端面割れ性と曲げ性を有する鋼板、部材及びそれらの製造方法に関する。本発明の鋼板は、せん断や打ち抜き加工を伴う冷間プレス成形用として好適に使用できる。
近年、自動車車体軽量化ニーズの更なる高まりから、車体骨格部品に対して引張強さ（以下、単にＴＳともいう。）が１３１０ＭＰａ以上の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、ＴＳが１．８ＧＰａ級又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、改めて冷間プレスでの高強度鋼の適用が検討されつつある。車体骨格をより効率的に高強度化し、軽量化効果を得るためには、降伏強さを増加させることが有効である。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降伏強さが得やすいため、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重要である。
しかしながら、ＴＳが１３１０ＭＰａ以上の高強度鋼板にシャー切断や打抜き等の加工を施すと、せん断端面に亀裂が発生する場合がある。このような亀裂は、せん断端面の板厚中心付近に、板面に対し平行又は傾斜した線状亀裂として観察され、板面内側には数百μｍの長さを有して存在する。本明細書では、このような割れを端面割れと称する場合がある。また、本明細書では、このような端面割れに対する材料の耐性を、耐端面割れ性と称する場合がある。この端面割れは、工具との接触により工具寿命を低下させる。また、端面割れは、次工程のプレス成形時に割れを誘発するといった問題や、部品として車体に搭載した際には疲労破壊の起点となる恐れがあり、冷間プレス用高強度鋼板の普及の阻害要因となっている。端面割れはせん断クリアランスなどの加工条件の調整によって改善することができる場合もあるが、被加工材の高強度化の影響もあり、実際の部品製造においては工具の摩耗によりせん断クリアランスは経時変化する。したがって、ＴＳが１３１０ＭＰａ以上の高強度鋼板において、正常なせん断端面を安定的に確保することは困難である。
特許文献１には、マルテンサイト及びベイナイトの組織全体に対する面積率が合計で９５％以上１００％以下であり、残部がフェライト及び残留オーステナイトの１種又は２種からなり、旧オーステナイト粒の平均粒径が５μｍ超えであり、長軸の長さが２０～８０μｍである介在物群が５個／ｍｍ２以下であることを特徴とする、せん断端面の耐遅れ破壊特性に優れた、ＴＳが１３２０ＭＰａ以上の鋼板に関する技術が開示されている。
特許文献２には、鋼組織が主としてフェライトとベイナイトからなり、板厚方向のＭｎ偏析度（中心部Ｍｎピーク濃度／平均Ｍｎ濃度）が１．２０以下であり、板厚方向のＭｎ偏析帯の幅が４３μｍ以下であり、ＴＳが５４０ＭＰａ以上であることを特徴とする切断後の特性劣化の少ない鋼板に関する技術が開示されている。
特許文献３には、面積率で９０％以上のベイナイト相を含み、該ベイナイト相中に析出している全Ｆｅ系炭化物のうち、ベイニティックフェライト粒内に析出しているＦｅ系炭化物の個数比率が３０％以上、ベイニティックフェライト粒内に析出しているＦｅ系炭化物の平均粒径が１５０ｎｍ以下であり、鋼中の固溶Ｖ量が質量％で０．１００％以上である組織を有し、ＴＳが９８０ＭＰａ以上であることを特徴とする熱延鋼板に関する技術が開示されている。
特許第６３８８０８５号公報 特許第５１３６１８２号公報 特許第６０５６７９０号公報
長滝康伸、津山青史、細谷佳弘著、「マルテンサイト鋼の曲げ加工性におよぼす焼戻し温度の影響」、鉄と鋼、一般社団法人日本鉄鋼協会、２０１３年、ｖｏｌ．９９、Ｎｏ．３、ｐ．２４５－２５３
しかしながら、特許文献１に記載の技術では、せん断加工後の遅れ破壊の起点となる介在物は十分に低減されるが、せん断加工で形成されるせん断端面における数百μｍサイズの微細な亀裂を抑制するものではない。また、特許文献２はＴＳが５４０ＭＰａ以上でかつフェライトとベイナイトを主相としており、特許文献２で規定されるＭｎ偏析低減の効果が、本発明で対象とするＴＳが１３１０ＭＰａ級のマルテンサイトを主相とする鋼板において十分である保証はない。実際に発明者らが端面割れの発生状況を詳細に調査したところ、亀裂は必ずしもＭｎ等の偏析帯に沿って進展しておらず、比較的偏析の軽微な領域に沿った亀裂も散見された。したがって、特許文献１と特許文献２を組み合わせだけで、せん断加工で形成される端面割れを抑制することは困難な可能性が高い。特許文献３は、ベイナイトを主相とする鋼において炭化物を利用してせん断時の材料の分断を促進する技術が開示されている。一方、非特許文献１には、マルテンサイトを主相とした鋼において、炭化物を粗大に析出させると曲げ加工性を損なうことが開示されている。
以上より、既存の技術では、マルテンサイトを主相とした高強度鋼板において、正常なせん断端面を安定的に確保することは困難である。
本発明は、このような事情に鑑みてなされたものであり、ＴＳが１３１０ＭＰａ以上であり、優れた耐端面割れ性と曲げ性を有する鋼板、部材及びそれらの製造方法を提供することを目的とする。
なお、本発明において、ＴＳは、圧延直角方向が長手方向となるようにＪＩＳ５号引張試験片を切り出し、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠し、クロスヘッドスピードを１０ｍｍ／ｍｉｎとした引張試験を実施して得られる。
また、優れた曲げ性とは、各鋼板から圧延方向と直角方向（コイル幅方向）を長手方向とするＪＩＳ３号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４８の規定に準拠したＶブロック法による９０°Ｖ曲げ試験を曲げ半径を変えて行い、試験片表面に亀裂を生じない最小の曲げ半径Ｒを板厚ｔで除した値（Ｒ／ｔ）が４．０以下であることをいう。
また、優れた耐端面割れ性とは、以下の方法により、端面割れが発生している観察用試験片の割合が５０％未満であることを指す。
（１）鋼板の圧延直角方向（幅方向）の中央付近から、圧延方向の長さが１１０ｍｍ、圧延直角方向の長さが５００ｍｍの試験片を切り出す。
（２）切断加工装置によって、上記試験片を下刃と板押さえで挟持しながら上刃を下降させて、試験片をせん断する（せん断加工条件は、クリアランスＣＬを板厚ｔの１５％とし、シャー角（鋼板の板面に対する傾き）を０°とする。）
（３）上記せん断加工条件で、圧延直角方向の長さが３０ｍｍの間隔で試験片を５回せん断し、せん断加工した際に上刃側であったせん断面を有する５個の短冊状試験片を得る。
（４）上記５個の短冊状試験片を、それぞれ、圧延方向に１０ｍｍずつ間隔をあけて切断し、１１個に分割する。
（５）計１１個に切断された短冊状試験片のうち１０個を観察用試験片として合計５０個採取し、端面割れの観察に用いる。
（６）観察用試験片のせん断面を研磨し腐食せずに光学顕微鏡で端面割れの有無を板厚面側から観察する。
（７）せん断面の表面から深さ方向に３０μｍ以上進展している亀裂が１つ以上存在する観察用試験片を、端面割れが発生していると判定する。
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た。そして、本発明者らは、特定の成分組成と特定の鋼組織を有し、鋼板の板厚中心付近及び鋼板の表面付近の所定の介在物粒子の個数密度をそれぞれ適切に制御し、かつ所定の炭化物の個数密度を制御することで、引張強さが１３１０ＭＰａ以上であり、優れた耐端面割れ性と曲げ性を有する鋼板を得られることが分かった。本発明者らは、具体的には、以下の知見を得た。
（１）端面割れは板厚中心付近に形成し、板厚中心付近に４．０μｍ以上の円相当径を有する介在物を所定の量含むことで、高強度鋼であってもせん断時に生じるせん断端面の亀裂は抑制される。これは、せん断加工時に、介在物を起点として微小な亀裂（マイクロクラック）が発生し、板厚方向に平行な面に沿ってそれらの微小な亀裂が連結して、端面割れが少ない破断面が形成されるためと考えられる。一方、板厚中心付近に存在する介在物が少ない場合は、介在物同士の間隔が広いので上記のような効果が得られず、亀裂が様々な方向に伸展しやすくなる。したがって、板厚中心付近に存在する介在物が少ない場合、鋼板の破断面の内部（板厚方向に平行な面に対して交差する方向）に向かって亀裂が伸展しやすく、端面割れが発生しやすいと考えられる。
（２）上記のような介在物は端面割れが発生する板厚中心付近に一定量存在すればよい。また、介在物は鋼板表層に存在する場合、曲げ加工時の割れを助長する可能性がある。そのため、介在物の個数密度の上限と好適な板厚方向分布が存在する。本発明者らが鋭意検討した結果、鋼板表層～板厚１／４位置の範囲及び板厚１／４～３／４位置の範囲における介在物の個数密度について、曲げ性に悪影響しない臨界値が存在することが分かった。
（３）介在物の個数密度に影響を与える製造因子としては熱間圧延時のスラブの加熱工程がある。スラブの高温加熱で粗大な介在物の固溶促進が図れるが、上記の介在物分布を実現するためには、従来行われてきたスラブ加熱条件の管理では不十分であり、加熱条件を厳密に制御することで、スラブの板厚内部の温度分布を制御する必要がある。
（４）上記条件に加えて、鋼中の炭化物の個数密度を適切に制御することで、優れた耐端面割れ性と優れた曲げ性を両立することができる。
本発明は以上の知見に基づきなされたものであり、本発明の要旨は以下のとおりである。
［１］質量％で、
Ｃ：０．１２％以上０．４０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上１．５％以下、
Ｍｎ：１．７％超え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、
Ｂ：０．０００２％以上０．００５０％以下、並びに
Ｎｂ及びＴｉのうち１種又は２種を合計で０．０１０％以上０．０８０％以下、を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、
マルテンサイトの面積率が７０％以上であり、ベイナイトの面積率が３０％以下であり、かつフェライト及び残留オーステナイトの面積率の合計が１０％以下である鋼組織と、を有し、
鋼板の板厚１／４位置における長径が０．５μｍ以上の炭化物の個数密度が６００００個／ｍｍ２以下であり、
鋼板の板厚１／４～３／４の範囲における円相当径が４．０μｍ以上の介在物粒子の個数密度が１０個／ｍｍ２以上３０個／ｍｍ２以下であり、
鋼板の表面～板厚１／４の範囲における円相当径４．０μｍ以上の介在物粒子の個数密度が２７個／ｍｍ２以下であり、
引張強さが１３１０ＭＰａ以上である鋼板。
［２］前記成分組成が、質量％で、さらに、
Ｍｏ：０．３５０％以下、
Ｃｒ：０．３５０％以下、
Ｚｒ：０．３５０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｖ：０．５００％以下、
Ｗ：０．２００％以下
Ｃｕ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｓｂ：０．１００％以下、
Ｓｎ：０．１００％以下、
Ｍｇ：０．０１％以下、及び
ＲＥＭ：０．０１％以下のうちから選択される少なくとも一種を含有する請求項１に記載の鋼板。
［３］鋼板の表面にめっき層を有する［１］又は［２］に記載の鋼板。
［４］［１］～［３］のいずれか一つに記載の鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施してなる部材。
［５］［１］又は［２］に記載の成分組成を有するスラブを、スラブの表面温度が３００℃から１２２０℃までとなる温度域で平均加熱速度が０．１０℃／ｓ以上であり、かつ当該温度域でスラブの表面温度Ｔｓに対するスラブの中心温度Ｔｃの平均温度比（Ｔｃ／Ｔｓ）が０．８５以下となる条件で加熱した後、スラブの表面温度を１２２０℃以上で３０分以上、かつスラブの中心温度を１２２０℃以上で３０分以下の条件で保持するスラブ加熱工程と、
前記スラブ加熱工程後のスラブを熱間圧延して熱延鋼板とする熱間圧延工程と、
前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とする冷間圧延工程と、
前記冷延鋼板を８００℃以上の焼鈍温度で２４０秒以上保持した後、６８０℃以上の冷却開始温度から３００℃までの温度域を１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後、１５０℃以上２６０℃以下の温度域で２０秒以上１５００秒以下保持する焼鈍工程と、を有する鋼板の製造方法。
［６］前記焼鈍工程後の鋼板の表面にめっき処理を施すめっき工程を有する［５］に記載の鋼板の製造方法。
［７］［５］又は［６］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、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施す工程を有する部材の製造方法。
本発明の鋼板は、引張強さが１３１０ＭＰａ以上であり、優れた耐端面割れ性と曲げ性を有する。本発明の鋼板は、せん断や打ち抜き加工を伴う冷間プレス成形用として好適に使用でき、部品強度の向上や軽量化に貢献する。
切断加工装置を示す断面模式図である。 試験片を３０ｍｍ間隔でせん断して作製された５つの短冊状試験片を示す模式図である。 短冊状試験片を示す斜視図である。 端面割れが発生している観察用試験片を示す斜視図である。
以下、本発明の実施形態について説明する。まず鋼板に含有する各成分の含有量について説明する。成分の含有量を表す「％」は「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面積率７０％以上のマルテンサイト組織を得るために含有する。また、Ｃは、マルテンサイト又はベイナイトの強度を上昇させ、ＴＳ≧１３１０ＭＰａを確保する観点から含有する。また、Ｃは、円相当径４．０μｍ以上の介在物を生成させる観点から含有する。Ｃの含有量が０．１２％未満では、焼戻し温度を過度に低下させる必要があり、優れた耐端面割れ性を維持して所定の強度を得ることができなくなる。したがって、Ｃ含有量は０．１２％以上である。優れた耐端面割れ性を維持してＴＳ≧１４００ＭＰａを得る観点からは、Ｃ含有量を０．１８％以上とすることが好ましい。Ｃ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、十分な耐端面割れ性を得ることが難しくなる。したがって、Ｃ含有量は０．４０％以下であり、好ましくは０．３６％以下である。
Ｓｉ：０．０１％以上１．５％以下
Ｓｉは固溶強化による強化元素である。また、Ｓｉは２００℃以上の温度域で焼き戻す場合のフィルム状の炭化物の生成を抑制して曲げ性を改善する元素である。上記効果を得る観点からは、Ｓｉ含有量は０．０１％以上であり、好ましくは０．０２％以上であり、より好ましくは０．１％以上である。一方、Ｓｉの含有量が多くなりすぎると、靭性の低下を招き耐端面割れ性が劣化する。また、熱延工程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％以下であり、好ましくは１．０％以下である。
Ｍｎ：１．７％超え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本発明の範囲にするために含有する。また、Ｍｎはマルテンサイトに固溶することでマルテンサイトの強度を向上させるために含有する。また、鋼中のＳをＭｎＳとして固定し、熱間脆性を軽減するためにＭｎを含有する。工業的に安定して所定のマルテンサイト及びベイナイトの合計面積率を確保するために、Ｍｎ含有量は１．７％超えであり、好ましくは２．０％以上である。ただし、溶接の安定性を確保する目的や、Ｍｎ偏析による曲げ性の劣化を回避する観点から、Ｍｎ含有量は３．５％以下であり、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耐端面割れ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％以下であり、好ましくは０．０２％以下である。Ｐ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０．００２％である。
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは粗大なＭｎＳの形成を通じて曲げ性を劣化させるため、Ｓ含有量は０．０１０％以下であり、好ましくは０．００５％以下であり、より好ましくは０．００２％以下である。Ｓ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０．０００２％である。
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０．０１％以上とすることが好ましい。一方、ｓｏｌ．Ａｌが１．００％超となると、Ａｌ系の粗大介在物が多量に生成し、曲げ性が劣化する。また、ｓｏｌ．Ａｌが１．００％超となると、フェライト、残留オーステナイトが多く生成する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は１．００％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌは、好ましくは０．５０％以下であり、より好ましくは０．１０％以下である。
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは粗大な窒化物を形成し、曲げ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含有量は０．０１０％以下であり、好ましくは０．００５％以下である。Ｎ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％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やベイナイトを生成させる利点を有する。このようなＢの効果を得るには、Ｂ含有量は０．０００２％以上であり、好ましくは０．０００５％以上である。一方、Ｂを０．００５０％超えで含有すると、その効果が飽和する。したがって、Ｂ含有量は０．００５０％以下であり、好ましくは０．００３０％以下である。
Ｎｂ及びＴｉのうち１種又は２種を合計で０．０１０％以上０．０８０％以下
ＮｂやＴｉは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とともに、炭窒化物を生成し耐端面割れ性を改善する。炭窒化物としては、ＴｉＮ、ＴｉＣ、ＮｂＣ、ＮｂＮなどがそれぞれ単独で存在する場合や２種以上が複合して１つの介在物を形成する場合がある。発明者らの調査において、介在物の成分組成と端面割れの発生確率には明確な相関が認められていないため、ＮｂとＴｉは単独で添加しても複合添加してもよい。上記の効果を得る観点で、Ｎｂ及びＴｉのうち１種又は２種の合計含有量は０．０１０％以上であり、好ましくは０．０２５％以上である。一方、Ｎｂ又はＴｉを過剰に含有すると、スラブ加熱条件等を適正化しても、鋼板の表面付近の介在物密度が増大し、曲げ性を劣化させる。そのため、Ｎｂ及びＴｉのうち１種又は２種の合計含有量は、０．０８０％以下であり、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。
以上が本発明において用いられる鋼板の基本成分である。本発明において用いられる鋼板は、上記基本成分を含有し、上記成分以外の残部はＦｅ（鉄）及び不可避的不純物を含む成分組成を有する。ここで、本発明の鋼板は、上記成分を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。本発明の鋼板には、上記の基本成分に加え、以下に示す任意成分のうちから選択される少なくとも一種を含有させてもよい。なお、以下に示す任意成分は、以下で示す上限量以下で含有していれば、本発明の効果が得られるため、下限は特に設けない。なお、下記の任意元素を後述する好適な下限値未満で含む場合、当該元素は不可避的不純物として含まれるものとする。
Ｍｏ：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、水素トラップサイトとなるＭｏを含む微細な炭化物を生成させる効果、及びマルテンサイトを微細化することによる耐端面割れ性の改善の効果を得る目的で添加することができる。しかしながら、Ｍｏを０．３５０％超えで含有すると化成処理性が劣化する。したがって、鋼板にＭｏを含有する場合は、Ｍｏ含有量は０．３５０％以下であり、好ましくは０．１０％以下である。Ｍｏ含有量が０．３５０％以下であれば本発明の効果を得られるので、Ｍｏ含有量の下限は特に限られない。耐端面割れ性の改善の効果をより有効に得るにはＭｏ含有量は０．００５％以上であることが好ましい。
Ｃｒ：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。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、鋼板にＣｒを含有する場合は、Ｃｒ含有量は０．３５０％以下であり、好ましくは０．２０％以下である。Ｃｒ含有量が０．３５０％以下であれば本発明の効果を得られるので、Ｃｒ含有量の下限は特に限られない。耐端面割れ性の改善の効果をより有効に得るには、Ｃｒ含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
Ｚｒ：０．３５０％以下
Ｚｒは、旧γ粒径の微細化やそれによるマルテンサイトの内部構造の微細化を通じて高強度化に寄与する。また、水素トラップサイトとなる微細なＺｒ系炭化物・炭窒化物の形成を通じて高強度化とともに耐端面割れ性を改善する。しかし、Ｚｒを多量に添加するとＺｒ系の粗大な析出物が増加し、耐端面割れ性を劣化させる。このため、鋼板にＺｒを含有する場合、Ｚｒ含有量は０．３５０％以下であり、好ましくは０．１０％以下である。Ｚｒ含有量が０．３５０％以下であれば本発明の効果を得られるので、Ｚｒ含有量の下限は特に限られない。高強度化とともに耐端面割れ性を改善するという効果をより有効に得る観点からは、Ｚｒ含有量は０．００５％以上であることが好ましい。
Ｃａ：０．００５０％以下
ＣａはＳをＣａＳとして固定し、耐端面割れ性を改善する。しかし、Ｃａを多量に添加すると表面品質や曲げ性を劣化させるので、鋼板にＣａを含有する場合、Ｃａ含有量は０．００５０％以下であり、好ましくは０．００３５％以下である。Ｃａ含有量が０．００５０％以下であれば本発明の効果を得られるので、Ｃａ含有量の下限は特に限られない。耐端面割れ性を改善するという効果をより有効に得る観点からは、Ｃａ含有量は０．０００２％以上であることが好ましい。
Ｖ：０．５００％以下
Ｖは鋼の焼入れ性を向上させる効果、水素トラップサイトとなるＶを含む微細な炭化物を生成させる効果、及びマルテンサイトを微細化することによる耐端面割れ性の改善効果を得る目的で添加することができる。しかし、Ｖを０．５００％超えで含有すると鋳造性が著しく劣化する。したがって、鋼板にＶを含有する場合、Ｖ含有量は０．５００％以下であり、好ましくは０．２００％以下である。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０５０％以下である。Ｖ含有量が０．５００％以下であれば本発明の効果を得られるので、Ｖ含有量の下限は特に限られない。また、上記のようなＶ添加による効果をより有効に得る観点からは、Ｖ含有量は０．００５％以上であることが好ましい。
Ｗ：０．２００％以下
Ｗは水素のトラップサイトとなる微細なＷ系炭化物や、Ｗ系炭窒化物の形成を通じて、高強度化とともに耐端面割れ性の改善に寄与する。しかし、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、曲げ性が劣化する。したがって、鋼板にＷを含有する場合、Ｗは０．２００％以下であり、好ましくは０．０５０％以下である。Ｗ含有量は、より好ましくは０．０２０％以下である。Ｗ含有量が０．２００％以下であれば本発明の効果を得られるので、Ｗ含有量の下限は特に限られない。また、高強度化とともに耐端面割れ性を改善するという効果をより有効に得る観点からは、Ｗ含有量は０．００５％以上であることが好ましい。
Ｃｕ：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。しかし、Ｃｕ含有量が多くなりすぎると表面欠陥の原因となる。したがって、鋼板にＣｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は１．００％以下であり、好ましくは０．３０％以下である。Ｃｕ含有量が１．００％以下であれば本発明の効果を得られるので、Ｃｕ含有量の下限は特に限られない。また、耐食性の向上や、水素侵入を抑制するという効果をより有効に得る観点からは、Ｃｕ含有量は０．０１％以上であることが好ましい。また、さらに耐端面割れ性向上の観点からは、Ｃｕ含有量が０．０５％以上であることがより好ましい。
Ｎｉ：１．００％以下
Ｎｉも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、鋼板にＮｉを含有する場合、Ｎｉ含有量は１．００％以下であり、好ましくは０．３０％以下である。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．１５％以下である。Ｎｉ含有量が１．００％以下であれば本発明の効果を得られるので、Ｎｉ含有量の下限は特に限られない。また、上記のようなＮｉ添加した際の効果をより有効に得る観点からは、Ｎｉ含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
Ｓｂ：０．１００％以下
Ｓｂは表層の酸化や窒化を抑制し、それによるＣやＢの低減を抑制する。ＣやＢの低減が抑制されることで表層のフェライト生成を抑制し、高強度化と耐端面割れ性の改善に寄与する。しかし、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が偏析して耐端面割れ性を劣化させる。したがって、鋼板にＳｂを含有する場合、Ｓｂ含有量は０．１００％以下であり、好ましくは０．０５０％以下である。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．０２０％以下である。Ｓｂ含有量が０．１００％以下であれば本発明の効果を得られるので、Ｓｂ含有量の下限は特に限られない。また、上記のようなＳｂ添加した際の効果をより有効に得る観点からは、Ｓｂ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。
Ｓｎ：０．１００％以下
Ｓｎは表層の酸化や窒化を抑制し、それによるＣやＢの表層における含有量の低減を抑制する。Ｃや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、高強度化と耐端面割れ性の改善に寄与する。しかし、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が偏析して耐端面割れ性が劣化する。このため、鋼板にＳｎを含有する場合、Ｓｎ含有量は０．１００％以下であり、好ましくは０．０５０％以下である。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．０２０％以下である。Ｓｎ含有量が０．１００％以下であれば本発明の効果を得られるので、Ｓｎ含有量の下限は特に限られない。また、上記のようなＳｎ添加した際の効果をより有効に得る観点からは、Ｓｎ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。
Ｍｇ：０．０１％以下
ＭｇはＭｇＯとしてＯを固定し、耐端面割れ性を改善する。しかし、Ｍｇを多量に添加すると表面品質や曲げ性を劣化させる。したがって、鋼板にＭｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は０．０１％以下であり、好ましくは０．００２０％以下である。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．００１０％以下である。Ｍｇ含有量が０．０１％以下であれば本発明の効果を得られるので、Ｍｇ含有量の下限は特に限られない。また、耐端面割れ性を改善する効果をより有効に得る観点からは、Ｍｇ含有量は０．０００２％以上であることが好ましい。
ＲＥＭ：０．０１％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で曲げ性や耐端面割れ性を改善する。しかし、ＲＥＭを多量に添加すると逆に介在物が粗大化し曲げ性や耐端面割れ性が劣化する。このため、鋼板にＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ含有量は０．０１％以下であり、好ましくは０．００２０％以下である。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．００１０％以下である。ＲＥＭ含有量が０．０１％以下であれば本発明の効果を得られるので、ＲＥＭ含有量の下限は特に限られない。また、曲げ性や耐端面割れ性を改善する効果をより有効に得る観点からは、ＲＥＭ含有量は０．０００２％以上であることが好ましい。
次に、本発明の鋼板の鋼組織の限定理由について説明する。
本発明の鋼板の鋼組織は、マルテンサイトの面積率が７０％以上であり、ベイナイトの面積率が３０％以下であり、かつフェライト及び残留オーステナイトの面積率の合計が１０％以下である。
マルテンサイトの面積率が７０％以上
所定の強度を得るためにマルテンサイトは７０％以上含有する必要がある。これを下回ると、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。マルテンサイト分率が７０％未満の組織構成で所定の強度を確保する方法としては、焼戻し温度の低下がある。しかし、焼戻し温度が過度に低くなると、靭性が低下し耐端面割れ性が劣化する。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恐れがあり好ましくない。したがって、優れた耐端面割れ性と優れた溶接性を確保した上で、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７０％以上とする必要がある。マルテンサイトの面積率は、好ましくは８５％以上である。ここで、マルテンサイトには、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、１５０℃以上２６０℃以下で一定時間保持することによる焼戻しが生じていないマルテンサイトを含む。なお、マルテンサイトの面積率が１００％であってもよい。
ベイナイトの面積率が３０％以下
所定の強度を得るために、ベイナイトの面積率は３０％以下であり、好ましくは１５％以下である。ベイナイトの面積率は０％であってもよい。
フェライト及び残留オーステナイトの面積率の合計が１０％以下
マルテンサイト及びベイナイト以外の残部組織は、フェライト、残留オーステナイト、等である。フェライト及び残留オーステナイトは、ベイナイトよりもさらに強度が低い。本発明の強度を得るために、フェライト及び残留オーステナイトの面積率の合計は１０％以下であり、好ましくは７％以下である。フェライト及び残留オーステナイトの面積率の合計は０％であってもよい。
次に、上記の鋼組織の面積率の測定方法を説明する。
鋼板のＬ断面（圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面）を研磨後ナイタールで腐食し、鋼板表面から１／４厚み位置においてＳＥＭ（走査電子顕微鏡）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鋼組織の面積率を測定する。この測定では、マルテンサイト、ベイナイトは灰色を呈する領域として観察される。また、フェライトは黒色を呈する領域として観察される。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により面積率を測定する。
残留オーステナイトの測定は、鋼板の表面～板厚２００μｍ位置をシュウ酸で化学研磨し、板面を対象に、Ｘ線回折強度法により求める。Ｍｏ－Ｋα線によって測定した（２００）α、（２１１）α、（２２０）α、（２００）γ、（２２０）γ、（３１１）γ回折面ピークの積分強度より、残留オーステナイトの体積率を計算する。そして、当該残留オーステナイトの体積率を、残留オーステナイトの面積率とみなす。
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結晶方位関係をＳＥＭで１００００倍の倍率にて観察することにより区別できる。ベイナイトは、ラス状組織の界面又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オーステナイトがラス間に白色を呈する領域として観察できる。
鋼板の板厚１／４位置における長径が０．５μｍ以上の炭化物の個数密度が６００００個／ｍｍ２以下
粗大な炭化物は曲げ加工時に破壊の起点となり曲げ加工性を低下させるため、鋼板の板厚１／４位置における長径が０．５μｍ以上の炭化物の個数密度を６００００個／ｍｍ２以下に制限する必要がある。当該炭化物は、好ましくは３００００個／ｍｍ２以下である。なお、長径が０．５μｍ未満の炭化物は曲げ加工性に悪影響しないため対象としない。また、本発明における炭化物の長径とは、実施例に記載の方法で観察したＬ断面（圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面）において、最も長い介在物の径の値をいう。
上記の方法としては、具体的には、鋼板のＬ断面（圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面）を研磨後ピクラールで腐食し、鋼板表面から１／４厚み位置においてＳＥＭ（走査電子顕微鏡）で１００００倍の倍率にて１０視野観察し、長径が０．５μｍ以上の炭化物の個数密度を測定する。
鋼板の板厚１／４～３／４の範囲における円相当径が４．０μｍ以上の介在物粒子の個数密度（以下、単に個数密度Ｎｃともいう。）が１０個／ｍｍ２以上３０個／ｍｍ２以下
端面割れは鋼板の板厚１／４～３／４の範囲で発生する頻度が高い。発明者らは、この範囲における円相当径が４．０μｍ以上の介在物粒子の個数密度Ｎｃを１０個／ｍｍ２以上３０個／ｍｍ２以下とすることで端面割れを抑制できることを知見した。これは、せん断加工時に、介在物を起点として微小な亀裂（マイクロクラック）が発生し、板厚方向に平行な面に沿ってそれらの微小な亀裂が連結して、端面割れが少ない破断面が形成されるためと考えられる。一方、板厚中心付近に存在する介在物が少ない場合は、介在物同士の間隔が広いので上記のような効果が得られず、亀裂が様々な方向に伸展しやすくなる。したがって、板厚中心付近に存在する介在物が少ない場合、鋼板の破断面の内部（板厚方向に平行な面に対して交差する方向）に向かって亀裂が伸展しやすく、端面割れが発生しやすいと考えられる。ここで、介在物の個数密度と端面割れの発生確率の相関を調査したところ、円相当径が４．０μｍ以上の介在物を対象とすることで明瞭な相関が認められた。そのため、円相当径が４．０μｍ未満のサイズの介在物は、介在物を起点として微小な亀裂が発生し、それらの亀裂が連結するような効果は小さいと考えられる。したがって、円相当径が４．０μｍ未満のサイズの介在物は本発明において対象としていない。一方、本発明の鋼板において、円相当径が１５μｍを超える介在物は存在頻度が極めて小さいため、実質的には円相当径が１５μｍ以下の介在物が対象となる。上記のような効果を十分に得るためには、個数密度Ｎｃは１０個／ｍｍ２以上であり、好ましくは１５個／ｍｍ２以上である。端面割れを抑制する観点では、個数密度Ｎｃは多い方が好ましいが、一定量を超えて含有すると曲げ性が劣化する。曲げ性の劣化を抑制する観点から、個数密度Ｎｃは３０個／ｍｍ２以下であり、好ましくは２５個／ｍｍ２以下である。
また、本発明でいう介在物粒子の個数密度（個／ｍｍ２）は、実施例に記載の方法で観察した鋼板のＬ断面（圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面）における、１ｍｍ２当たりの円相当径が４．０μｍ以上の介在物粒子の個数を意味する。
鋼板の表面～板厚１／４の範囲における円相当径４．０μｍ以上の介在物粒子の個数密度が２７個／ｍｍ２以下
曲げ性は、表面～板厚１／４の範囲における円相当径４．０μｍ以上の介在物粒子の個数密度Ｎｓが２７個／ｍｍ２を超えると顕著に劣化する。優れた曲げ性を安定的に得るためには、個数密度Ｎｓが２７個／ｍｍ２以下であり、好ましくは２０個／ｍｍ２以下である。
上記の介在物の個数密度の測定方法としては、具体的には、まず、鋼板のＬ断面（圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面）を研磨後、腐食せずに光学顕微鏡で１００倍の倍率にて２０視野撮影する。得られた写真を画像解析して、鋼板の板厚１／４～３／４の範囲及び鋼板の表面～板厚１／４の範囲のそれぞれにおいて、円相当径が４．０μｍ以上の介在物粒子の個数密度の平均を求める。
引張強さ（ＴＳ）：１３１０ＭＰａ以上
本発明の鋼板の引張強さは１３１０ＭＰａ以上である。なお、本発明でいう高強度とは、引張強さが１３１０ＭＰａ以上であることをいう。耐端面割れ性の劣化は素材の引張強さが１３１０ＭＰａ以上で著しく顕在化する。１３１０ＭＰａ以上でも、耐端面割れ性が良好な点が本発明の鋼板の特徴の一つである。
引張強さの測定は、引張試験により行う。具体的には、引張試験は圧延直角方向が長手方向となるようにＪＩＳ５号引張試験片を切り出し、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠した引張試験を実施して引張強さを評価する。引張試験のクロスヘッドスピードは１０ｍｍ／ｍｉｎとする。
本発明の鋼板は、優れた耐端面割れ性を有する。本発明でいう優れた耐端面割れ性を有するとは、実施例に記載の方法で耐端面割れ性の評価をした際に、端面割れが発生した観察用試験片の割合が５０％未満の鋼板をいう。
耐端面割れ性の評価方法としては、まず、鋼板の圧延直角方向（幅方向）の中央付近から、圧延方向の長さが１１０ｍｍ、圧延直角方向の長さが５００ｍｍの試験片１０を切り出す。図１に示すような切断加工装置１００によって、試験片１０を下刃３０と板押さえ４０で挟持しながら上刃２０を下降させて、試験片１０をせん断した。せん断加工条件は、クリアランスＣＬを板厚ｔの１５％とし、シャー角（鋼板の板面に対する傾き）を０°とする。このせん断加工条件で、圧延直角方向の長さが３０ｍｍの間隔で試験片１０を５回せん断し、図２に示すような５個の短冊状試験片５０を得る。短冊状試験片５０は、それぞれ、せん断加工した際に上刃２０側であったせん断面Ｓ１を有している。５個の短冊状試験片５０を、それぞれ、圧延方向に１０ｍｍずつ間隔をあけて切断する。この切断により、短冊状試験片５０は１１個に分割する。短冊状試験片５０の切断位置は、図３に破線で示している。計１１個に切断された短冊状試験片５０のうち１０個を観察用試験片６０として採取する。したがって、５個の短冊状試験片５０から、合計５０個の観察用試験片６０を採取し、端面割れの観察に用いる。観察用試験片６０は、せん断面Ｓ１を研磨し腐食せずに光学顕微鏡で端面割れの有無を観察する。図４に示すように、観察用試験片６０を、それぞれ、せん断面Ｓ１を同じ方向の板厚面側から観察する。本発明では、せん断面Ｓ１の表面から深さ方向に３０μｍ以上進展している亀裂７０が１つ以上存在する観察用試験片６０を、端面割れが発生していると判定する。そして、本発明では、端面割れが発生している観察用試験片６０の割合が５０％未満の鋼板を耐端面割れ性に優れると評価する。
本発明の鋼板は、優れた曲げ性を有する。本発明でいう優れた曲げ性を有するとは、実施例に記載の方法で９０°Ｖ曲げ試験により曲げ性を評価した際に、試験片表面に亀裂を生じない最小の曲げ半径Ｒを板厚ｔで除した値（Ｒ／ｔ）が４．０以下であることをいう。
ここで、曲げ性の評価方法は、具体的には、まず、各鋼板から圧延方向と直角方向（コイル幅方向）を長手方向とするＪＩＳ３号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４８の規定に準拠したＶブロック法による９０°Ｖ曲げ試験を曲げ半径を変えて行う。そして、試験片表面に亀裂を生じない最小の曲げ半径Ｒを板厚ｔで除した値（Ｒ／ｔ）により曲げ性を評価する。なお、曲げ稜線方向を圧延方向と平行になるようにする。
本発明の鋼板の好ましい板厚は、０．８～２．６ｍｍの範囲内である。
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、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。
次いで、本発明の鋼板の製造方法の一実施形態を説明する。なお、以下に示す鋼板等を加熱又は冷却する際の温度は、特に説明がない限り、スラブ（鋼素材）、鋼板等の表面温度を意味する。
本発明の鋼板の製造方法は、上記の成分組成を有するスラブを、スラブの表面温度が３００℃から１２２０℃までとなる温度域で平均加熱速度が０．１０℃／ｓ以上であり、かつ当該温度域でスラブの表面温度Ｔｓに対するスラブの中心温度Ｔｃの平均温度比（Ｔｃ／Ｔｓ）が０．８５以下となる条件で加熱した後、スラブの表面温度を１２２０℃以上で３０分以上、かつスラブの中心温度を１２２０℃以上で３０分以下の条件で保持するスラブ加熱工程と、スラブ加熱工程後のスラブを熱間圧延して熱延鋼板とする熱間圧延工程と、熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とする冷間圧延工程と、冷延鋼板を８００℃以上の焼鈍温度で２４０秒以上保持した後、６８０℃以上の冷却開始温度から３００℃までの温度域を１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後、１５０℃以上２６０℃以下の温度域で２０秒以上１５００秒以下保持する焼鈍工程と、を有する。
まず、スラブ加熱工程の各条件について説明する。
スラブの表面温度が３００℃から１２２０℃までとなる温度域で平均加熱速度が０．１０℃／ｓ以上であり、かつ当該温度域でスラブの表面温度Ｔｓに対するスラブの中心温度Ｔｃの平均温度比（Ｔｃ／Ｔｓ）が０．８５以下となる条件で加熱
連続鋳造後のスラブの表面温度を３００℃以下まで冷却した後、スラブの表面温度が３００℃から１２２０℃までとなる温度域で平均加熱速度が０．１０℃／ｓ以上であり、かつ当該温度域でスラブの表面温度Ｔｓに対するスラブの中心温度Ｔｃの平均温度比（Ｔｃ／Ｔｓ）が０．８５以下となる条件で加熱する。これにより、スラブ表面温度とスラブ中心温度に温度勾配を発生させ、個数密度Ｎｓ及び個数密度Ｎｃを所定の範囲に制御することができる。当該平均加熱速度の上限は特に限定されない。ただし、当該平均加熱速度を０．５０℃／ｓ超えとしても効果が飽和するので、当該平均加熱速度は０．５０℃／ｓ以下が好ましい。また、鋼板内の結晶粒の大きさを均一化させ、熱間、冷間圧延時に板厚偏差を生じにくくする観点からは、平均加熱速度を０．２０℃／ｓ以下とすることがより好ましい。
また、温度勾配をより大きくするためには、スラブの表面温度Ｔｓに対するスラブの中心温度Ｔｃの平均温度比（Ｔｃ／Ｔｓ）は小さい方がよい。本発明では、平均温度比（Ｔｃ／Ｔｓ）０．８５以下であり、好ましくは０．８０以下である。加熱条件は、例えば、スラブの厚さを厚くする及び／又はスラブの加熱速度を速くすることによって、達成できる。
また、本発明でいう上記平均温度比（Ｔｃ／Ｔｓ）は、スラブ表面温度が３００℃、６００℃、９００℃、１２００℃のそれぞれの温度において、スラブの表面温度Ｔｓに対するスラブの中心温度Ｔｃの温度比を求め、この４点での温度比を平均して求めている。スラブの表面温度は放射温度計により実測できる。また、スラブの中心温度は伝熱計算により求めることができる。
また、スラブ加熱工程において、平均加熱速度は、「（１２２０（℃）－３００（℃））／（３００℃から１２２０℃までの加熱時間（秒））」により得られる。
スラブの表面温度を１２２０℃以上で３０分以上、かつスラブの中心温度を１２２０℃以上で３０分以下の条件で保持
個数密度Ｎｓを２７個／ｍｍ２以下に制御するためには、スラブの表面温度を１２２０℃以上として３０分以上保持し、粗大なＮｂ、Ｔｉ系介在物の固溶を促進する必要がある。さらに、スラブの中心温度を１２２０℃以上で３０分以下に保持することができれば、本発明の所定の個数密度Ｎｃを満足することができる。
スラブ表面における１２２０℃以上での保持時間を、スラブ中心部における１２２０℃以上での保持時間以上とする点については、スラブ表面を加熱することで実現できる。スラブ表面の加熱により、スラブ表面が先に高温になり、スラブの中心部へ伝熱され、中心部が後から温度が上がっていくためである。また、スラブの表面温度を１２２０℃以上で３０分以上、かつスラブの中心温度を１２２０℃以上で３０分以下の条件での保持は、具体的には、例えば、スラブの厚さを厚くする及び／又は上記スラブ加熱速度を速くすることによって達成できる。なお、スラブ表面温度の上限は特に限定されないが、過度に高温にすることは経済上好ましくないので、１３００℃以下とすることが好ましい。
次に、熱間圧延工程について説明する。
熱間圧延工程は、スラブ加熱工程後のスラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造する工程である。熱間圧延は常法で行うことができ、条件は特に限定されない。仕上げ圧延終了温度と巻取温度の条件は特に限定されないが、仕上げ圧延終了温度は８４０～９５０℃の温度域とすることが好ましく、巻取温度は４００～７００℃の温度域とすることが好ましい。
次に、冷間圧延工程について説明する。
冷間圧延工程は、熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を製造する工程である。冷間圧延は常法にて行うことができ、条件は特に限定されない。
次に、焼鈍工程について説明する。
冷延鋼板を８００℃以上の焼鈍温度で２４０秒以上保持
本発明において、所定のマルテンサイトを得るために、冷延鋼板を８００℃以上の焼鈍温度で、２４０秒以上保持する必要がある。これより温度が低い場合又は保持時間が短い場合、焼鈍時に十分なオーステナイトが生成しない。そのため、最終製品において所定のマルテンサイトが得られず、１３１０ＭＰａ以上の引張強さが得られなくなる。焼鈍温度と保持時間の上限は特に限定しないが、焼鈍温度が高い場合又は保持時間が長い場合はオーステナイト粒径が粗大になり靱性が劣化する可能性がある。そのため、焼鈍温度は９５０℃以下が好ましい。また、保持時間は９００秒以下が好ましい。
６８０℃以上の冷却開始温度から３００℃までの温度域を１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却
フェライト、残留オーステナイトを低減し、マルテンサイトの面積率を７０％以上にするためには、６８０℃以上の冷却開始温度から３００℃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。平均冷却速度の上限は特に限定されないが、設備投資負担の軽減の観点から、２０００℃／ｓ以下とすることが好ましい。冷却開始温度がこれより低いとフェライトが多く生成する。冷却速度が遅い、又は冷却停止温度が３００℃を超えると上部ベイナイトや下部ベイナイトが生成する。なお、焼鈍温度から冷却開始温度までの冷却速度は特に限定されない。
ここで、平均冷却速度は、「（冷却開始温度（℃）－３００（℃））／（冷却開始温度から３００℃までの冷却時間（秒））」により得られる。
１５０℃以上２６０℃以下の温度域で２０秒以上１５００秒以下保持
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、優れた耐端面割れ性を確保するために、１５０℃以上２６０℃以下の温度域で２０秒以上１５００秒以下保持する必要がある。急冷後の冷却停止温度を１５０℃以上２６０℃以下の温度域にしてもよく、１５０℃未満に冷却した後に再加熱して１５０℃以上２６０℃以下の温度域にしてもよい。１５０℃未満又は２０秒未満で保持した場合は焼戻しによる材料均質化の効果が不十分になる可能性があるため、耐端面割れ性が劣化する。また、保持温度が２６０℃を超えると、粗大な炭化物が多量に生成し曲げ性が劣化する。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。
本発明の鋼板の製造方法は、焼鈍工程後の鋼板に、めっき処理を施すめっき工程を有してもよい。めっき処理を施すことで鋼板の表面にめっき層を有する鋼板が得られる。本発明の鋼板の製造方法では、めっき処理として鋼板の表面に電気亜鉛めっき処理を施すことが好ましい。
なお、鋼板には、表面粗度の調整、板形状の平坦化などプレス成形性を安定化させる観点から調質圧延を施すことができる。なお、上記めっき処理を施す際に調質圧延を行う場合は、めっき処理後に調質圧延を行う。
また、本発明の製造方法における一連の熱処理においては、上述した温度範囲内であれば保持温度は一定である必要はなく、また冷却速度が冷却中に変化した場合においても規定した範囲内であれば本発明の趣旨を損なわない。また、熱履歴さえ満足されれば、鋼板はいかなる設備で熱処理を施されてもかまわない。
次に、本発明の部材及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、成形加工及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、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施す工程を有する。
本発明の鋼板は、引張強さが１３１０ＭＰａ以上であり、優れた耐端面割れ性と曲げ性を有している。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成形時や車体衝突時の割れが非常に少ない。また、本発明の部材を用いれば、軽量化可能である。したがって、本発明の部材は、例えば、車体骨格部品に好適に用いることができる。
成形加工は、プレス加工等の一般的な加工方法を制限なく用いることができる。また、溶接は、スポット溶接、アーク溶接等の一般的な溶接を制限なく用いることができる。
［実施例１］
本発明を、実施例を参照しながら具体的に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
表１に示す成分組成の鋼を溶製後、スラブに鋳造し、表２に示すスラブ加熱条件でスラブを加熱した後、スラブを熱間圧延した。熱間圧延において、仕上げ圧延終了温度は８４０～９５０℃の範囲内とし、巻取温度は４００～７００℃の範囲内とした。得られた熱延鋼板を酸洗後、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に示す連続焼鈍条件で熱処理した後、０．１％の調質圧延を行い、鋼板を得た。鋼板の板厚は全て１．４ｍｍであった。Ｎｏ．１８の冷延鋼板（ＣＲ）は電気亜鉛めっき処理を施して、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）とした。表２において、スラブの表面温度は放射温度計により実測し、スラブの中心温度は伝熱計算により求めた。
Figure 0007001197000001
Figure 0007001197000002
得られた鋼板について、以下の測定及び評価を行った。
（鋼組織における各組織の面積率の測定）
鋼板のＬ断面（圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面）を研磨後ナイタールで腐食し、鋼板表面から１／４厚み位置においてＳＥＭ（走査電子顕微鏡）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鋼組織の面積率を測定した。この測定では、マルテンサイト、ベイナイトは灰色を呈する領域として観察される。また、フェライトは黒色を呈する領域として観察される。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により面積率を測定した。
残留オーステナイトの測定は、鋼板の表面～板厚２００μｍ位置をシュウ酸で化学研磨し、板面を対象に、Ｘ線回折強度法により求めた。Ｍｏ－Ｋα線によって測定した（２００）α、（２１１）α、（２２０）α、（２００）γ、（２２０）γ、（３１１）γ回折面ピークの積分強度より、残留オーステナイトの体積率を計算した。そして、当該残留オーステナイトの体積率を、残留オーステナイトの面積率とみなした。
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結晶方位関係をＳＥＭで１００００倍の倍率にて観察することにより区別できる。ベイナイトは、ラス状組織の界面又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オーステナイトがラス間に白色を呈する領域として観察できる。
（炭化物の個数密度の測定）
鋼板のＬ断面（圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面）を研磨後ピクラールで腐食し、鋼板表面から１／４厚み位置においてＳＥＭ（走査電子顕微鏡）で１００００倍の倍率にて１０視野観察し、長径が０．５μｍ以上の炭化物の個数密度を測定した。
（介在物の個数密度の測定）
鋼板のＬ断面（圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面）を研磨後、腐食せずに光学顕微鏡で１００倍の倍率にて２０視野撮影した。得られた写真を画像解析して、鋼板の板厚１／４～３／４の範囲及び鋼板の表面～板厚１／４の範囲のそれぞれにおいて、円相当径が４．０μｍ以上の介在物粒子の個数密度の平均を求めた。
（引張強さの測定）
引張試験は圧延直角方向が長手方向となるようにＪＩＳ５号引張試験片を切り出し、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠した引張試験を実施して引張強さを評価した。引張試験のクロスヘッドスピードは１０ｍｍ／ｍｉｎとした。
（耐端面割れ性の評価）
鋼板の圧延直角方向（幅方向）の中央付近から、圧延方向の長さが１１０ｍｍ、圧延直角方向の長さが５００ｍｍの試験片１０を切り出した。図１に示すような切断加工装置１００によって、試験片１０を下刃３０と板押さえ４０で挟持しながら上刃２０を下降させて、試験片１０をせん断した。せん断加工条件は、クリアランスＣＬを板厚ｔの１５％とし、シャー角（鋼板の板面に対する傾き）を０°とした。このせん断加工条件で、圧延直角方向の長さが３０ｍｍの間隔で試験片１０を５回せん断し、図２に示すような５個の短冊状試験片５０を得た。短冊状試験片５０は、それぞれ、せん断加工した際に上刃２０側であったせん断面Ｓ１を有している。５個の短冊状試験片５０を、それぞれ、圧延方向に１０ｍｍずつ間隔をあけて切断した。この切断により、短冊状試験片５０は１１個に分割された。短冊状試験片５０の切断位置は、図３に破線で示している。計１１個に切断された短冊状試験片５０のうち１０個を観察用試験片６０として採取した。したがって、５個の短冊状試験片５０から、合計５０個の観察用試験片６０を採取し、端面割れの観察に用いた。観察用試験片６０は、せん断面Ｓ１を研磨し腐食せずに光学顕微鏡で端面割れの有無を観察した。図４に示すように、観察用試験片６０を、それぞれ、せん断面Ｓ１を同じ方向の板厚面側から観察した。本発明では、せん断面Ｓ１の表面から深さ方向に３０μｍ以上進展している亀裂７０が１つ以上存在する観察用試験片６０を、端面割れが発生していると判定した。そして、本発明では、端面割れが発生している観察用試験片６０の割合が５０％未満の鋼板を耐端面割れ性に優れると評価した。耐端面割れ性に優れると評価された鋼板は、表３で「Ａ」と示す。一方、端面割れ発生頻度が５０％以上の鋼板を耐端面割れ性が劣位と評価した。耐端面割れ性が劣位と評価された鋼板は、表３で「Ｆ」と示す。
なお、観察用試験片６０は、せん断加工した際に上刃２０側であったせん断面Ｓ１の対向する面に、せん断加工した際に下刃３０側であったせん断面を有している。せん断加工した際に下刃３０側であったせん断面も、上記せん断面Ｓ１と同様の観察したところ、端面割れはほとんど発生していなかった。そのため、本発明ではせん断面Ｓ１で評価を行った。
（曲げ性の評価）
各鋼板から圧延方向と直角方向（コイル幅方向）を長手方向とするＪＩＳ３号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４８の規定に準拠したＶブロック法による９０°Ｖ曲げ試験を曲げ半径を変えて行った。そして、試験片表面に亀裂を生じない最小の曲げ半径Ｒを板厚ｔで除した値（Ｒ／ｔ）により曲げ性を評価した。なお、曲げ稜線方向を圧延方向と平行になるようにした。本発明では、Ｒ／ｔが４．０以下の鋼板を曲げ性に優れると評価し、表３に「Ａ」で示す。また、Ｒ／ｔが４．０を超える鋼板を曲げ性が劣位と評価し、表３に「Ｆ」で示す。
Figure 0007001197000003
本発明例の鋼板は、引張強さが１３１０ＭＰａ以上であり、優れた耐端面割れ性と曲げ性を有している。一方で比較例の鋼板は、いずれかの項目で発明例に劣っている。
［実施例２］
実施例１の表２の製造条件Ｎｏ．１（本発明例）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、本発明例の部材を製造した。さらに、実施例１の表２の製造条件Ｎｏ．１（本発明例）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２の製造条件Ｎｏ．２（本発明例）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部材を製造した。これら本発明例の部材は、上述した耐端面割れ性が評価「Ａ」と優れており、かつ、曲げ性も評価「Ａ」と優れているので、これらの部材は、自動車部品等に好適に用いられることがわかる。
同様に、実施例１の表２の製造条件Ｎｏ．１（本発明例）による鋼板をプレス成形して、本発明例の部材を製造した。さらに、実施例１の表２の製造条件Ｎｏ．１（本発明例）による鋼板と、実施例１の表２の製造条件Ｎｏ．２（本発明例）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部材を製造した。これら本発明例の部材は、上述した耐端面割れ性が評価「Ａ」と優れており、かつ、曲げ性も評価「Ａ」と優れているので、これらの部材は、自動車部品等に好適に用いられることがわかる。
１０ 試験片
２０ 上刃
３０ 下刃
４０ 板押さえ
５０ 短冊状試験片
６０ 観察用試験片
７０ 亀裂
１００ 切断加工装置
ＣＬ クリアランス
ｔ 板厚

Claims (7)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．１２％以上０．４０％以下、
    Ｓｉ：０．０１％以上１．５％以下、
    Ｍｎ：１．７％超え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、
    Ｂ：０．０００２％以上０．００５０％以下、並びに
    Ｎｂ及びＴｉのうち１種又は２種を合計で０．０１０％以上０．０８０％以下、を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、
    マルテンサイトの面積率が７０％以上であり、ベイナイトの面積率が３０％以下であり、かつフェライト及び残留オーステナイトの面積率の合計が１０％以下である鋼組織と、を有し、
    鋼板の板厚１／４位置における長径が０．５μｍ以上の炭化物の個数密度が６００００個／ｍｍ２以下であり、
    鋼板の板厚１／４～３／４の範囲における円相当径が４．０μｍ以上の介在物粒子の個数密度が１０個／ｍｍ２以上３０個／ｍｍ２以下であり、
    鋼板の表面～板厚１／４の範囲における円相当径４．０μｍ以上の介在物粒子の個数密度が２７個／ｍｍ２以下であり、
    引張強さが１３１０ＭＰａ以上である鋼板。
  2. 前記成分組成が、質量％で、さらに、
    Ｍｏ：０．３５０％以下、
    Ｃｒ：０．３５０％以下、
    Ｚｒ：０．３５０％以下、
    Ｃａ：０．００５０％以下、
    Ｖ：０．５００％以下、
    Ｗ：０．２００％以下
    Ｃｕ：１．００％以下、
    Ｎｉ：１．００％以下、
    Ｓｂ：０．１００％以下、
    Ｓｎ：０．１００％以下、
    Ｍｇ：０．０１％以下、及び
    ＲＥＭ：０．０１％以下のうちから選択される少なくとも一種を含有する請求項１に記載の鋼板。
  3. 鋼板の表面にめっき層を有する請求項１又は請求項２に記載の鋼板。
  4. 請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施してなる部材。
  5. 請求項１又は請求項２に記載の成分組成を有するスラブを、スラブの表面温度が３００℃から１２２０℃までとなる温度域で平均加熱速度が０．１０℃／ｓ以上であり、かつ当該温度域でスラブの表面温度Ｔｓに対するスラブの中心温度Ｔｃの平均温度比（Ｔｃ／Ｔｓ）が０．８５以下となる条件で加熱した後、スラブの表面温度を１２２０℃以上で３０分以上、かつスラブの中心温度を１２２０℃以上で３０分以下の条件で保持するスラブ加熱工程と、
    前記スラブ加熱工程後のスラブを熱間圧延して熱延鋼板とする熱間圧延工程と、
    前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とする冷間圧延工程と、
    前記冷延鋼板を８００℃以上の焼鈍温度で２４０秒以上保持した後、６８０℃以上の冷却開始温度から３００℃までの温度域を１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後、１５０℃以上２６０℃以下の温度域で２０秒以上１５００秒以下保持する焼鈍工程と、を有する、マルテンサイトの面積率が７０％以上であり、ベイナイトの面積率が３０％以下であり、かつフェライト及び残留オーステナイトの面積率の合計が１０％以下である鋼組織と、を有し、
    鋼板の板厚１／４位置における長径が０．５μｍ以上の炭化物の個数密度が６００００個／ｍｍ ２ 以下であり、
    鋼板の板厚１／４～３／４の範囲における円相当径が４．０μｍ以上の介在物粒子の個数密度が１０個／ｍｍ ２ 以上３０個／ｍｍ ２ 以下であり、
    鋼板の表面～板厚１／４の範囲における円相当径４．０μｍ以上の介在物粒子の個数密度が２７個／ｍｍ ２ 以下であり、
    引張強さが１３１０ＭＰａ以上である鋼板の製造方法。
  6. 前記焼鈍工程後の鋼板の表面にめっき処理を施すめっき工程を有する請求項５に記載の鋼板の製造方法。
  7. 請求項５又は請求項６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、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施す工程を有する部材の製造方法。
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