JP7031800B1 - 鋼板、部材及びそれらの製造方法 - Google Patents

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Abstract

引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上であり、衝突特性に優れた鋼板、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。本発明の鋼板は、炭素当量Ｃｅｑが０．３５％以上０．６０％未満を満たす成分組成と、面積率で、フェライト：４０～８５％、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計：１０～５５％、残留オーステナイト：３～１５％、フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトの合計：９３％以上である鋼組織を有し、曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工した際に、圧縮側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面において、焼戻しマルテンサイトの（板厚方向の粒径）／（板厚と直交方向の粒径）の曲げ加工前後での変化量が０．５０以上であり、引張強度が５９０ＭＰａ以上である。

Description

本発明は、高強度であり、衝突特性に優れた鋼板、部材及びそれらの製造方法に関する。本発明の鋼板は、主に自動車分野で使用される部品用として好適に使用できる。
地球環境保全の観点から、ＣＯ２排出量を削減すべく、自動車車体の強度を維持しつつ、その軽量化を図り、自動車の燃費を改善することが自動車業界においては常に重要な課題となっている。自動車車体の強度を維持しつつその軽量化を図るためには、自動車部品用素材となる鋼板の高強度化により鋼板を薄肉化することが有効である。一方、鋼板を素材とする自動車部品は、衝突時に車内の人間の安全を担保することが前提となる。したがって、自動車部品用素材として用いられる高強度鋼板には所望の強度を有することに加えて、優れた衝突特性が要求される。
近年、自動車車体において高強度鋼板の適用が拡大しつつある。衝突特性の観点では、自動車部品はピラーやバンパー等の非変形部材とサイドメンバー等のエネルギー吸収部材に大別され、自動車が走行中に万一衝突した場合に乗員の安全を確保するためにそれぞれ必要な衝突特性が求められる。非変形部材においては高強度化が進んでおり、引張強度（以下、単にＴＳともいう。）が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板はすでに実用化されているが、エネルギー吸収部材においては高強度化が進んでおらず、実用化鋼の強度レベルはＴＳが５９０ＭＰａ級程度までである。高強度化が進んでいない理由として、衝突変形時の部材破断が挙げられる。高強度ハイテンでは衝突時に成形による一次加工を受けた箇所が起点となって部材破断を引き起こしやすく、安定的に衝突エネルギー吸収能を発揮できないという課題がある。したがって衝突時の部材破断を抑制し、高い吸収エネルギーを安定的に発揮することによって衝突時の安全性を担保しつつ、軽量化によって環境保全に寄与する余地がある。以上より、エネルギー吸収部材に衝突特性に優れたＴＳが５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板を適用することが必要である。
このような要求に対して、例えば、特許文献１では、成形性及び耐衝撃性に優れたＴＳが１２００ＭＰａ級の超高強度鋼板に関する技術が開示されている。また、特許文献２では引張最大強度７８０ＭＰａ以上で衝突時の衝撃吸収部材に適用可能な高強度鋼板に関する技術が開示されている。
特開２０１２－３１４６２号公報 特開２０１５－１７５０６１号公報
しかしながら、特許文献１では衝突特性について検討しているものの、衝突時に部材の破断が起こらないことを前提とした耐衝撃性について検討されており、耐部材破断という観点での衝突特性については検討されていない。
また、特許文献２では、ハット材に対して落錘による動的軸圧壊試験の割れ判定を行い、ＴＳが７８０ＭＰａ超級の耐破断特性について評価している。しかし、圧壊後の割れ判定では衝突特性に重要な圧壊中の割れ発生から破断に至るまでの過程を評価できない。その理由は、圧壊の過程において、早期に割れが発生した場合、板厚を貫通しない程度の軽微な割れであっても吸収エネルギーを低下させる可能性があるからである。また、圧壊の過程における後期に割れが発生した場合、板厚を貫通するほどの大きな割れであっても吸収エネルギーにほとんど影響を及ぼさない可能性がある。したがって、圧壊後の割れ判定のみでは耐破断特性の評価として不十分であると考えられる。
本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、自動車のエネルギー吸収部材用として好適な、引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上であり、衝突特性に優れた鋼板、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。
本発明者らは上記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果以下のことを見出した。
鋼板を、炭素当量Ｃｅｑが０．３５％以上０．６０％未満を満たす成分組成と、面積率で、フェライト：４０～８５％、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計：１０～５５％、残留オーステナイト：３～１５％、フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトの合計：９３％以上である鋼組織を有し、鋼板を所定の９０°曲げ加工した際に、圧縮側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面において、焼戻しマルテンサイトの（板厚方向の粒径）／（板厚と直交方向の粒径）の曲げ加工前後での変化量を０．５０以上とした。これらにより、高強度であり、衝突特性に優れた鋼板が得られることが分かった。
本発明はこのような知見に基づきなされたもので、その要旨は以下の通りである。
［１］炭素当量Ｃｅｑが０．３５％以上０．６０％未満を満たす成分組成と、
面積率で、フェライト：４０～８５％、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計：１０～５５％、残留オーステナイト：３～１５％、フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトの合計：９３％以上である鋼組織を有し、
曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工した際に、圧縮側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面において、焼戻しマルテンサイトの（板厚方向の粒径）／（板厚と直交方向の粒径）の曲げ加工前後での変化量が０．５０以上であり、
引張強度が５９０ＭＰａ以上である鋼板。
［２］前記成分組成は、質量％で、
Ｃ：０．０３～０．２０％、
Ｓｉ：０．１～２．０％、
Ｍｎ：０．５～２．５％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０５％以下、
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１％、及び
Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる［１］に記載の鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｍｏ：０．５％以下、
Ｖ：０．５％以下、
Ｔｉ：０．５％以下、
Ｎｂ：０．５％以下、
Ｂ：０．００５％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｓｂ：１．０％以下、
Ｓｎ：１．０％以下、
Ｃａ：０．００５％以下、及び
ＲＥＭ：０．００５％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する［２］に記載の鋼板。
［４］鋼板の表面に、電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層、又は合金化溶融亜鉛めっき層を有する［１］から［３］までのいずれか一つに記載の鋼板。
［５］［１］から［４］まで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。
［６］炭素当量Ｃｅｑが０．３５％以上０．６０％未満を満たし、かつ［２］又は［３］に記載の成分組成を有する鋼スラブを、仕上げ圧延温度を８５０～９５０℃として熱間圧延を施し、６００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後の熱延鋼板を２０％超えの圧下率で冷間圧延する冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程後の冷延鋼板を７２０～８６０℃の焼鈍温度まで加熱し、３０秒以上保持する焼鈍工程と、
前記焼鈍温度からマルテンサイト変態開始温度Ｍｓまでの温度域を平均冷却速度２０℃／ｓ以上で冷却した後、前記マルテンサイト変態開始温度Ｍｓから冷却停止温度：（Ｍｓ－２５０℃）～（Ｍｓ－５０℃）までを平均冷却速度２～１５℃／ｓで冷却する焼入れ工程と、
３００～５００℃の温度域で２０秒以上保持する焼戻し工程と、
前記焼戻し工程後に、１００～３００℃の温度域で２０秒以上保持する熱処理工程と、を有する鋼板の製造方法。
［７］前記焼戻し工程後、かつ前記熱処理工程前に、鋼板の表面に、電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、又は合金化溶融亜鉛めっきを施すめっき工程を有する［６］に記載の鋼板の製造方法。
［８］［６］又は［７］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。
本発明によれば、引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上であり、衝突特性に優れた鋼板を得ることができる。本発明の鋼板に対して成形加工や溶接などを施して得られた部材は、自動車分野で用いられるエネルギー吸収部材として好適に使用できる。
９０°曲げ加工（一次曲げ加工）後の鋼板を説明するための図である。 実施例の曲げ－直交曲げ試験における、９０°曲げ加工（一次曲げ加工）を説明するための図である。 実施例の曲げ－直交曲げ試験における、直交曲げ（二次曲げ加工）を説明するための図である。 ９０°曲げ加工（一次曲げ加工）を施した試験片を示す斜視図である。 直交曲げ（二次曲げ加工）を施した試験片を示す斜視図である。 実施例の軸圧壊試験をするために製造した、ハット型部材と、鋼板とをスポット溶接した試験用部材の正面図である。 図６に示す試験用部材の斜視図である。 実施例の軸圧壊試験を説明するための概略図である。
以下に、本発明の詳細を説明する。
本発明の鋼板は、炭素当量Ｃｅｑが０．３５％以上０．６０％未満を満たす成分組成と、面積率で、フェライト：４０～８５％、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計：１０～５５％、残留オーステナイト：３～１５％、フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトの合計：９３％以上である鋼組織を有する。
炭素当量Ｃｅｑ：０．３５％以上０．６０％未満
炭素当量Ｃｅｑは鋼の強度における指標としてＣ以外の元素の影響をＣ量に換算したものである。炭素当量Ｃｅｑを０．３５％以上０．６０％未満とすることで、後述するフェライト等の各金属組織の面積率を本発明の範囲内に制御することができる。炭素当量Ｃｅｑを０．３５％以上、好ましくは０．４０％以上とすることで、本発明の強度を得ることができる。一方、炭素当量Ｃｅｑを０．６０％未満、好ましくは０．５５％以下とすることで、本発明の衝突特性向上の効果を得ることができる。
炭素当量Ｃｅｑは、以下の式で求めることができる。
炭素当量Ｃｅｑ＝［Ｃ％］＋（［Ｓｉ％］／２４）＋（［Ｍｎ％］／６）＋（［Ｎｉ％］／４０）＋（［Ｃｒ％］／５）＋（［Ｍｏ％］／４）＋（［Ｖ％］／１４）
ただし、上記式中の［元素記号％］は、各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない元素は０とする。
フェライトの面積率：４０～８５％
フェライトの面積率が４０％未満では、焼戻しマルテンサイト分率が過剰となり、衝突特性が低下する場合がある。したがって、フェライトの面積率は４０％以上であり、好ましくは５０％以上である。一方、フェライトの面積率が８５％を超えるとフェライト分率が過剰となりＴＳが低下する場合がある。したがって、フェライトの面積率は８５％以下であり、好ましくは８０％以下である。また、より好ましくは、７５％以下であり、さらに好ましくは、７０％以下である。
焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計面積率：１０～５５％
焼戻しマルテンサイト及びベイナイトは、衝突変形時に部材破断を抑制しつつ吸収エネルギーを向上させ、高強度化させるのに有効である。焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計面積率が１０％未満では、ＴＳが低下してしまう場合がある。したがって、合計面積率は１０％以上であり、好ましくは２０％以上である。また、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計面積率が５５％を超えると衝突特性が低下する場合がある。したがって、合計面積率は５５％以下であり、好ましくは５０％以下である。
また、上記の範囲を満たしていれば焼戻しマルテンサイト及びベイナイトのそれぞれの面積率の範囲は特に限定されないが、ベイナイトの面積率は３～２０％であることが好ましい。この範囲が好ましい理由は次のように考えられる。ベイナイトは焼戻し工程における保持中に未変態オーステナイトへＣを濃化させ、残留オーステナイトを得ることと、衝突時の吸収エネルギーを向上させることに有効である。ベイナイトの面積率が３％未満ではこうした効果が小さくなる場合がある。一方、ベイナイトの面積率が２０％を超えると、焼戻し工程における保持中に未変態オーステナイト中にＣが過度に濃化し、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ（以下単に、Ｍｓ点又はＭｓともいう。）が低下する。そのため、保持後の冷却時に生成するマルテンサイトは固溶Ｃ量が高く、さらに、より低温でマルテンサイト変態するため、Ｍｓ点が高い場合に比べて冷却中におけるマルテンサイトの焼戻しが不十分となる。その結果、焼戻しマルテンサイトによる高度差緩和の効果が小さくなり、一次加工時に焼戻しマルテンサイトがフェライトに追随して変形せず、ボイドが発生しやすくなり、衝突特性が低下する場合がある。したがって、ベイナイトの面積率は３％以上であることが好ましい。また、ベイナイトの面積率は２０％以下であることが好ましい。
また、ベイナイトの面積率は、より好ましくは５％以上であり、さらに好ましくは８％以上である。また、ベイナイトの面積率は、より好ましくは１８％以下であり、さらに好ましくは１５％以下である。
残留オーステナイトの面積率：３～１５％
残留オーステナイトは衝突時の割れ発生を遅延させ、衝突特性を向上させるのに有効である。メカニズムは明らかではないが、次のように考えられる。残留オーステナイトは衝突変形時に加工硬化することで曲げ変形中の曲率半径が大きくなることで曲げ部のひずみが分散される。ひずみが分散されることによって一次加工によるボイド生成部への応力集中が緩和され、その結果衝突特性が向上する。残留オーステナイトの面積率が３％未満ではこうした効果を得られない。また、ＴＳが低下してしまう場合がある。したがって、残留オーステナイトの面積率は３％以上であり、好ましくは５％以上である。一方、残留オーステナイトの面積率が１５％を超えると、加工誘起変態によって生成したフレッシュマルテンサイトによって衝突時の耐破断特性を低下させる場合がある。したがって、残留オーステナイトの面積率は１５％以下であり、好ましくは１０％以下である。
フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、及び残留オーステナイトの合計面積率：９３％以上
フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、及び残留オーステナイトの合計面積率が９３％未満になると、上記以外の相の面積率が高くなり、強度と衝突特性を両立することが困難となる。上記以外の相には、例えば、フレッシュマルテンサイト、パーライト、セメンタイトが挙げられ、これらの相が合計で７％を超えると、衝突変形時にボイド生成の起点となり衝突特性を低下させる場合がある。またパーライトやセメンタイトが増加すると強度が低下する場合がある。フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、及び残留オーステナイトの合計面積率が９３％以上であれば残りの相の種類や面積率にかかわらず高い強度及び衝突特性が得られる。したがって、合計面積率は９３％以上であり、好ましくは９５％以上である。合計面積率は１００％であってもよい。なお、上記以外の残部の組織としては、パーライト及びセメンタイトがあり、これら残部の組織の合計面積率は７％以下である。好ましくは、この残部の組織の合計面積率は５％以下である。
フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの面積率とは、観察面積に占める各相の面積の割合のことである。各組織の面積率は、次のように測定する。圧延方向に対して直角に切断した鋼板の板厚断面を研磨後、３体積％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で１５００倍の倍率で３視野撮影し、得られた画像データからＭｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて各組織の面積率を求める。３視野の面積率の平均値を各組織の面積率とする。上記画像データにおいて、フェライトは黒色、ベイナイトは島状の残留オーステナイトを含む黒色あるいは方位の揃った炭化物を含む灰色、焼戻しマルテンサイトは微細な方位の揃っていない炭化物を含む明灰色、残留オーステナイトは白色として区別できる。
また、本発明では、以下で示すＸ線回折強度を測定して残留オーステナイトの体積率を求め、当該体積率を残留オーステナイトの面積率とみなした。残留オーステナイトの体積率とは、板厚１／４面におけるｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）、（２２０）面のＸ線回折積分強度に対するｆｃｃ鉄の（２００）、（２２０）、（３１１）面のＸ線回折積分強度の割合である。
曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工した際に、圧縮側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面において、焼戻しマルテンサイトの（板厚方向の粒径）／（板厚と直交方向の粒径）の曲げ加工前後での変化量が０．５０以上
本発明の鋼板において、上記焼戻しマルテンサイトの（板厚方向の粒径）／（板厚と直交方向の粒径）の曲げ加工前後での変化量を０．５０以上とすることで高い衝突特性が得られる。このメカニズムは明らかではないが、次のように考えられる。衝突特性劣化の原因となる衝突時の部材破断は、割れの発生及び進展が起点となる。割れは加工硬化能の低下及び高硬度差領域でのボイドの生成や連結によって発生しやすくなると考えられる。また、実部材の衝突では一次加工を受けた箇所で一次加工と直交方向に曲げ戻されるように変形する。このとき一次加工の高硬度差領域でボイドが発生するとボイドの周辺に応力が集中し、割れの発生・進展が助長され、その結果破断に至る。そこで、マルテンサイトを焼戻すことによって高硬度差領域を減少させ、さらに曲げ変形時に軟質なフェライト相に追随して塑性変形させることで一次加工部におけるボイド発生を抑制し、また必要に応じて残留オーステナイトを活用し変形中に一次加工部での応力集中を抑制することで、ボイドからの割れの進展を抑制することで部材破断を抑制し、高い衝突特性が得られる。したがって、これらの効果を得るために、上記焼戻しマルテンサイトの（板厚方向の粒径）／（板厚と直交方向の粒径）の曲げ加工前後での変化量を０．５０以上とする。
なお、上記変化量は、例えば、後述する製造方法における、焼鈍後の冷却速度の制御、焼戻し工程後の熱処理により得られる。焼鈍温度～マルテンサイト変態開始温度（以下単に、Ｍｓ点又はＭｓともいう。）の温度域では冷却速度を速くすることで冷却中のフェライト変態を抑制しＭｓ点の低下を抑制する。Ｍｓ点～冷却停止温度の温度域では冷却速度を遅くすることで生成したマルテンサイトを冷却中から焼戻しを行う。軟化した焼戻しマルテンサイトを作り込むことで、曲げ加工時にフェライトに追随して塑性変形し、ボイドの生成が抑制されると考えられる。さらに、焼戻し工程後に生成したマルテンサイトは、所定の温度域（１００～３００℃）において、ある程度の強度を残しつつ塑性変形によるボイド生成も抑制する焼戻しマルテンサイトとなり、高い吸収エネルギーが安定的に得られると考えられる。
ここで、上記焼戻しマルテンサイトの（板厚方向の粒径）／（板厚と直交方向の粒径）の曲げ加工前後での変化量は、以下の測定方法により算出している。
まず、鋼板を９０°曲げ加工する前において、鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面において、焼戻しマルテンサイトの板厚方向の粒径（以下「粒径ａ１」ともいう。）と、焼戻しマルテンサイトの板厚と直交方向の粒径（以下「粒径ａ２」ともいう。）を測定する。
次に、鋼板を曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工を行った後で、圧縮側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面において、焼戻しマルテンサイトの板厚方向の粒径（以下「粒径ｂ１」ともいう。）と、焼戻しマルテンサイトの板厚と直交方向の粒径（以下「粒径ｂ２」ともいう。）を測定する。
曲げ加工後の粒径の圧延方向における測定位置については、曲げ加工により形成され、幅（Ｃ）方向（図１の符号Ｄ１参照）に延びた角部を含む領域とする。より具体的には、曲げ加工により幅方向及び圧延方向に垂直な方向（パンチ等の押圧部の押圧方向）で最下部となる領域において、板厚方向に０～５０μｍ領域内で焼戻しマルテンサイトの粒径を測定する。
そして、本発明では、焼戻しマルテンサイトの（板厚方向の粒径）／（板厚と直交方向の粒径）の上記曲げ加工前後での変化量を、「（粒径ｂ１／粒径ｂ２）－（粒径ａ１／粒径ａ２）」によって算出している。
上記焼戻しマルテンサイトの板厚方向の粒径と、上記焼戻しマルテンサイトの板厚と直交方向の粒径は、次のように測定する。鋼板を圧延方向に切断した板厚断面を研磨後、圧縮側の曲げ頂点部の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で３０００倍の倍率で３視野撮影する。得られた画像データからＭｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて、焼戻しマルテンサイトの板厚方向の粒径（板厚方向の長さ）と、焼戻しマルテンサイトの板厚と直交方向の粒径（板厚と直交方向の長さ）を求める。３視野分の粒径を平均することで、それぞれの粒径を算出する。この測定は、９０°曲げ加工を施す前と、９０°曲げ加工を施す後で、それぞれ行う。
本発明において、幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工を行うこととは、幅（Ｃ）方向（図１の符号Ｄ１参照）に鋼板を視た際（幅方向鋼板視（幅方向垂直断面視）で）、両端部間距離が短くなるように、幅方向及び圧延方向（図１の符号Ｄ１および符号Ｄ２参照）に垂直な方向に鋼板表面のうちの一方の側から押圧による曲げを施し、両端部の曲げ加工を受けていない平坦な部分のなす角度が９０°になるまで押圧することを指す。
また、圧縮側の鋼板表面とは、上記の押圧した一方の側の鋼板表面（押圧を施すパンチ等の押圧部と接触する方の鋼板表面）のことを指す。
また、Ｌ断面とは、曲げ加工前については圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面（幅方向に対し垂直な断面）のことを指す。
また、曲げ加工後のＬ断面については、曲げ加工による変形の方向に対し平行に切断することで形成される断面であって、幅方向に対し垂直な断面のことを指す。
なお、９０°曲げ加工は、Ｖブロック法による曲げ加工やドロー成形による曲げ加工などで行うことができる。
本発明の鋼板は、鋼板の表面に、電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層、又は合金化溶融亜鉛めっき層を有してもよい。
本発明の鋼板の引張強度（ＴＳ）は、５９０ＭＰａ以上である。本発明でいう高強度とは、引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上のことをいう。引張強度（ＴＳ）の上限は特に限定されないが、他の特性との調和の観点から９８０ＭＰａ未満が好ましい。なお、引張強度（ＴＳ）の測定方法については、鋼板から圧延方向に対して直角方向にＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ Ｚ２２０１）を採取し、歪速度を１０－３／ｓとするＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）を求める。
本発明の鋼板の板厚は、本発明の効果を有効に得る観点から、０．２ｍｍ以上３．２ｍｍ以下であることが好ましい。
本発明の鋼板は、衝突特性に優れる。本発明でいう衝突特性に優れるとは、耐破断特性が良好であり、かつ吸収エネルギーが良好であることをいう。本発明でいう耐破断特性が良好であるとは、以下に記載の曲げ－直交曲げ試験を実施した際の当該荷重最大時のストロークの平均値ΔＳが３０ｍｍ以上であることをいう。本発明でいう衝突特性が良好であるとは、以下に記載の軸圧壊試験を実施し、圧壊時のストローク－荷重のグラフにおける、ストローク０～１００ｍｍの範囲における面積の平均値Ｆａｖｅが３５０００Ｎ以上であることをいう。
上記の曲げ－直交曲げ試験は以下のようにして行う。
まず、鋼板に対して、曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工（一次曲げ加工）を施し、試験片を準備する。９０°曲げ加工（一次曲げ加工）では、図２に示すように、Ｖ溝を有するダイＡ１の上に載せた鋼板に対して、パンチＢ１を押し込んで試験片Ｔ１を得る。次に、図３に示すように、支持ロールＡ２の上に載せた試験片Ｔ１に対して、曲げ方向が圧延直角方向となるようにして、パンチＢ２を押し込んで直交曲げ（二次曲げ加工）を施す。図２及び図３において、Ｄ１は幅（Ｃ）方向、Ｄ２は圧延（Ｌ）方向を示している。
鋼板に対して９０°曲げ加工（一次曲げ加工）を施した試験片Ｔ１を図４に示す。また、試験片Ｔ１に対して直交曲げ（二次曲げ加工）を施した試験片Ｔ２を図５に示す。図５の試験片Ｔ２に破線で示した位置は、直交曲げを行う前の図４の試験片Ｔ１に破線で示した位置に対応している。
直交曲げの条件は、以下のとおりである。
［直交曲げ条件］
試験方法：ロール支持、パンチ押し込み
ロール径：φ３０ｍｍ
パンチ先端Ｒ：０．４ｍｍ
ロール間距離：（板厚×２）＋０．５ｍｍ
ストローク速度：２０ｍｍ／ｍｉｎ
試験片サイズ：６０ｍｍ×６０ｍｍ
曲げ方向：圧延直角方向
上記直交曲げを施した際に得られるストローク－荷重曲線において、荷重最大時のストロークを求める。上記曲げ－直交曲げ試験を３回実施した際の当該荷重最大時のストロークの平均値をΔＳとする。
また、上記の軸圧壊試験は以下のようにして行う。
まず、軸圧壊試験では板厚の影響を考慮し、全て板厚１．２ｍｍの鋼板で実施する。上記製造工程で得られた鋼板を切り出し、パンチ肩半径が５．０ｍｍであり、ダイ肩半径が５．０ｍｍである金型を用いて、深さ４０ｍｍとなるように成形加工（曲げ加工）して、図６及び図７に示すハット型部材１０を作製する。また、ハット型部材の素材として用いた鋼板を、２００ｍｍ×８０ｍｍの大きさに別途切り出す。次に、その切り出した後の鋼板２０と、ハット型部材１０とをスポット溶接し、図６及び図７に示すような試験用部材３０を作製する。図６は、ハット型部材１０と鋼板２０とをスポット溶接して作製した試験用部材３０の正面図である。図７は、試験用部材３０の斜視図である。スポット溶接部４０の位置は、図７に示すように、鋼板の端部と溶接部が１０ｍｍ、溶接部間が４５ｍｍの間隔となるようにする。次に、図８に示すように、試験用部材３０を地板５０とＴＩＧ溶接により接合して軸圧壊試験用サンプルを作製する。次に、作製した軸圧壊試験用サンプルにインパクター６０を衝突速度１０ｍ／ｓで等速衝突させ、軸圧壊試験用のサンプルを１００ｍｍ圧壊する。図８に示すように、圧壊方向Ｄ３は、試験用部材３０の長手方向と平行な方向とする。圧壊時のストローク－荷重のグラフにおける、ストローク０～１００ｍｍの範囲における面積を求め、３回試験を行った際の当該面積の平均値を吸収エネルギー（Ｆａｖｅ）とする。
次に、鋼板の成分組成の好ましい範囲について説明する。なお、成分元素の含有量を表す「％」は、特に断らない限り、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０３～０．２０％
Ｃはフェライト以外の相を生成しやすくし、また、ＮｂやＴｉなどと合金化合物を形成するため、強度向上に必要な元素である。Ｃ含有量が０．０３％未満では、製造条件の最適化を図っても、所望の強度を確保できない場合がある。したがって、Ｃ含有量は好ましくは０．０３％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｃ含有量が０．２０％を超えるとマルテンサイトの強度が過剰に増加し、製造条件の最適化を図っても本発明の衝突特性が得られない場合がある。したがって、Ｃ含有量は好ましくは０．２０％以下であり、より好ましくは０．１８％以下である。
Ｓｉ：０．１～２．０％
Ｓｉはフェライト生成元素であり、また、固溶強化元素でもある。したがって、強度と延性のバランスの向上に寄与する。この効果を得るために、Ｓｉ含有量は好ましくは０．１％以上であり、より好ましくは０．２％以上である。一方、Ｓｉ含有量が２．０％を超えると、亜鉛めっき付着、密着性の低下及び表面性状の劣化を引き起こす場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は好ましくは２．０％以下であり、より好ましくは１．５％以下である。
Ｍｎ：０．５～２．５％
Ｍｎはマルテンサイトの生成元素であり、また、固溶強化元素でもある。また、残留オーステナイト安定化に寄与する。これらの効果を得るために、Ｍｎ含有量は好ましくは０．５％以上である。Ｍｎ含有量は、より好ましくは１．０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が２．５％を超えるとマルテンサイトが過剰に生成し、衝突特性が低下する場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は好ましくは２．５％以下であり、より好ましくは２．０％以下である。
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、鋼の強化に有効な元素である。しかしながら、Ｐ含有量が０．０５％を超えると合金化速度を大幅に遅延させる場合がある。また、Ｐを０．０５％超えて過剰に含有させると、粒界偏析により脆化を引き起こし、本発明の鋼組織を満たしても衝突時の耐破断特性を劣化させる場合がある。したがって、Ｐ含有量は好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０１％以下である。Ｐ含有量に特に下限は無いが、現在工業的に実施可能な下限は０．００２％であり、０．００２％以上であることが好ましい。
Ｓ：０．０５％以下
Ｓは、ＭｎＳなどの介在物となって、溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となり、本発明の鋼組織を満たしても衝突特性が低下する場合がある。したがって、Ｓ量は極力低い方がよいが、製造コストの面からＳ含有量は好ましくは０．０５％以下である。Ｓ含有量は、より好ましくは、０．０１％以下である。Ｓ含有量に特に下限は無いが、現在工業的に実施可能な下限は０．０００２％であり、０．０００２％以上であることが好ましい。
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１％
Ａｌは脱酸剤として作用し、また、固溶強化元素でもある。Ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００５％未満ではこれらの効果は得られない場合があり、本発明の鋼組織を満たしても強度が低下する場合がある。したがって、Ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．１％を超えると製鋼時におけるスラブ品質を劣化させる。したがって、Ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．１％以下であり、より好ましくは０．０４％以下である。
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、鋼中でＴｉＮ、（Ｎｂ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｎ）、ＡｌＮ等の窒化物、炭窒化物系の粗大介在物を形成して衝突特性を低下させることから、含有量を抑える必要がある。Ｎの含有量が０．０１０％超えの場合に衝突特性が低下しやすくなるので、Ｎ含有量は好ましくは０．０１０％以下である。Ｎ含有量は、より好ましくは０．００７％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。なお、Ｎ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在工業的に実施可能な下限は０．０００３％であり、０．０００３％以上であることが好ましい。
本発明における鋼板の成分組成は、上記の成分元素を基本成分として含有し、残部は鉄（Ｆｅ）及び不可避的不純物を含む。ここで、本発明の鋼板は上記の基本成分を含有し、残部は鉄（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、所望の特性に応じて、以下に述べる成分（任意元素）を適宜含有させることができる。
Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｔｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｓｂ：１．０％以下、Ｓｎ：１．０％以下、Ｃａ：０．００５％以下、及びＲＥＭ：０．００５％以下のうちから選ばれる少なくとも１種
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは焼き入れ性を上げ、鋼の強化に有効な元素である。しかし、Ｃｒ：１．０％、Ｍｏ：０．５％、Ｖ：０．５％を超えて過剰に添加すると、上記の効果が飽和し、さらに原料コストが増加する。また、第２相分率が過大となり衝突時の耐破断特性を劣化させる場合がある。したがって、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖのいずれかを含有する場合、Ｃｒ含有量は好ましくは１．０％以下、Ｍｏ含有量は好ましくは０．５％以下、Ｖ含有量は好ましくは０．５％以下である。より好ましくは、Ｃｒ含有量は０．８％以下であり、Ｍｏ含有量は０．４％以下であり、Ｖ含有量は０．４％以下である。Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの含有量が少なくても本発明の効果は得られるので、それぞれの含有量の下限は特に限定されない。焼き入れ性の効果をより有効に得るためには、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの含有量はそれぞれ０．００５％以上であることが好ましい。より好ましくは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの含有量はそれぞれ０．０１％以上である。
Ｔｉ、Ｎｂは鋼の析出強化に有効な元素である。しかし、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量がそれぞれ０．５％を超えると衝突時の耐破断特性を劣化させる場合がある。したがって、Ｔｉ及びＮｂのいずれかを含有する場合、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量は、それぞれ０．５％以下であることが好ましい。より好ましくは、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量は、それぞれ０．４％以下である。Ｔｉ、Ｎｂの含有量が少なくても本発明の効果は得られるので、それぞれの含有量の下限は特に限定されない。鋼の析出強化の効果をより有効に得るためには、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量は、それぞれ０．００５％以上であることが好ましい。より好ましくは、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量は、それぞれ０．０１％以上である。
Ｂはオーステナイト粒界からのフェライトの生成・成長を抑制することで焼入れ性の向上に寄与するので、必要に応じて添加することができる。しかし、Ｂ含有量が０．００５％を超えると衝突時の耐破断特性を劣化させる場合がある。したがって、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は０．００５％以下であることが好ましい。より好ましくは、Ｂ含有量は０．００４％以下である。Ｂ含有量が少なくても本発明の効果は得られるので、Ｂ含有量の下限は特に限定されない。焼入れ性の向上の効果をより有効に得るためには、Ｂ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｂ含有量は０．０００５％以上である。
Ｎｉ、Ｃｕは鋼の強化に有効な元素である。しかし、Ｎｉ、Ｃｕがそれぞれ１．０％を超えると、衝突時の耐破断特性を劣化させる場合がある。したがって、Ｎｉ、Ｃｕのいずれかを含有する場合、Ｎｉ、Ｃｕの含有量はそれぞれ１．０％以下であることが好ましい。より好ましくは、Ｎｉ含有量、Ｃｕ含有量はそれぞれ０．９％以下である。Ｎｉ、Ｃｕの含有量が少なくても本発明の効果は得られるので、それぞれの含有量の下限は特に限定されない。鋼の強化の効果をより有効に得るためには、Ｎｉ含有量、Ｃｕ含有量は、それぞれ０．００５％以上であることが好ましい。より好ましくは、Ｎｉ含有量、Ｃｕ含有量はそれぞれ０．０１％以上である。
Ｓｎ、Ｓｂは鋼板表面の窒化、酸化や、鋼板表面付近の領域の脱炭を抑制する観点から必要に応じて添加することができる。このような窒化や酸化を抑制することで鋼板表面においてマルテンサイトの生成量が減少するのを防止し、衝突特性を向上させる効果がある。しかしながら、Ｓｂ、Ｓｎがそれぞれ１．０％を超えると、粒界脆化によって衝突特性が低下する場合がある。したがって、Ｓｂ、Ｓｎのいずれかを含有する場合、Ｓｂ含有量、Ｓｎ含有量はそれぞれ１．０％以下であることが好ましい。より好ましくは、Ｓｂ含有量、Ｓｎ含有量はそれぞれ０．９％以下である。Ｓｂ、Ｓｎの含有量が少なくても本発明の効果は得られるので、それぞれの含有量の下限は特に限定されない。衝突特性を向上させる効果をより有効に得るためには、Ｓｂ含有量、Ｓｎ含有量はそれぞれ０．００５％以上であることが好ましい。より好ましくは、Ｓｂ含有量、Ｓｎ含有量はそれぞれ０．０１％以上である。
Ｃａ、ＲＥＭは、いずれも硫化物の形態制御により加工性を改善させるのに有効な元素である。しかし、Ｃａ、ＲＥＭのそれぞれの含有量が０．００５％を超えると、鋼の清浄度に悪影響を及ぼし特性が低下するおそれがある。したがって、Ｃａ、ＲＥＭのいずれかを含有する場合、Ｃａ、ＲＥＭの含有量はそれぞれ０．００５％以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃａ含有量、ＲＥＭ含有量はそれぞれ０．００４％以下である。Ｃａ、ＲＥＭの含有量が少なくても本発明の効果は得られるので、それぞれの含有量の下限は特に限定されない。加工性の改善の効果をより有効に得るには、Ｃａ、ＲＥＭの含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃａ含有量、ＲＥＭ含有量はそれぞれ０．００２％以上である。
また、上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。
以下、本発明の鋼板の製造方法の一実施形態を詳細に説明する。なお、以下に示す鋼スラブ（鋼素材）、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、鋼スラブ（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、例えば、上記成分組成を有する鋼スラブを、仕上げ圧延温度を８５０～９５０℃として熱間圧延を施し、６００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、熱間圧延工程後の熱延鋼板を２０％超えの圧下率で冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延工程後の冷延鋼板を７２０～８６０℃の焼鈍温度まで加熱し、３０秒以上保持する焼鈍工程と、焼鈍温度からマルテンサイト変態開始温度Ｍｓまでの温度域を平均冷却速度２０℃／ｓ以上で冷却した後、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓから冷却停止温度：（Ｍｓ－２５０℃）～（Ｍｓ－５０℃）までを平均冷却速度２～１５℃／ｓで冷却する焼入れ工程と、３００～５００℃の温度域で２０秒以上保持する焼戻し工程と、焼戻し工程後に、１００～３００℃の温度域で２０秒以上保持する熱処理工程と、を有する。また、本発明の鋼板の製造方法は、焼戻し工程後、かつ熱処理工程前に、鋼板の表面に、電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、又は合金化溶融亜鉛めっきを施すめっき工程を有してもよい。また、本発明の鋼板の製造方法で用いる鋼スラブの成分組成は、炭素当量Ｃｅｑ：０．３５％以上０．６０％未満を満たす。炭素当量Ｃｅｑ：０．３５％以上０．６０％未満は、本発明の製造条件の下で、本発明の鋼板を製造するために最適化された範囲である。
まず、熱間圧延工程の各条件について説明する。
仕上げ圧延温度：８５０～９５０℃
仕上げ圧延温度が８５０℃未満の場合、圧延時にフェライト変態が起こり、局所的に強度が低下するため、本発明の組織を満たしても強度が得られない場合がある。したがって、仕上げ圧延温度は８５０℃以上であり、好ましくは８８０℃以上である。一方、仕上げ圧延温度が９５０℃を超えると結晶粒が粗大化し、本発明の組織を満たしても強度が得られない場合がある。したがって、仕上げ圧延温度は９５０℃以下であり、好ましくは９３０℃以下である。
巻取温度：６００℃以下
巻取温度が６００℃を超えた場合、熱延鋼板中の炭化物が粗大化し、このような粗大化した炭化物は焼鈍時の均熱中に溶けきらないため、必要な強度を得ることができない場合がある。したがって、巻取温度は、６００℃以下であり、好ましくは５８０℃以下である。巻取温度の下限は特に限定されないが、鋼板の形状不良を発生しにくくし、かつ鋼板が過度に硬質化することを防ぐ観点から、巻取温度を４００℃以上とすることが好ましい。
熱間圧延工程により得られた熱延鋼板を通常公知の方法で酸洗、脱脂などの予備処理を行った後に、必要に応じて冷間圧延を施す。冷間圧延を施す際の冷間圧延工程の条件について説明する。
冷間圧延の圧下率：２０％超え
冷間圧延の圧下率が２０％以下では、フェライトの再結晶が促進されず、未再結晶フェライトが残存し、本発明の鋼組織が得られない場合がある。したがって、冷間圧延の圧下率は２０％超えであり、好ましくは３０％以上である。
次に、冷間圧延工程により得られた冷延鋼板を焼鈍する際の焼鈍工程の条件について説明する。
焼鈍温度：７２０～８６０℃、保持時間：３０秒以上
焼鈍温度が７２０℃未満では、オーステナイトの生成が不十分となり、過剰なフェライトが生成して本発明の鋼組織が得られない。したがって、焼鈍温度は７２０℃以上であり、好ましくは７４０℃以上である。一方、焼鈍温度が８６０℃を超えると本発明のフェライト分率を確保できなくなる。また、ベイナイトが過剰となることで、耐破断特性が低下する場合がある。したがって、焼鈍温度は８６０℃以下であり、好ましくは８４０℃以下である。また、保持時間が３０秒未満では、オーステナイトの生成が不十分となり、過剰なフェライトが生成して本発明の鋼組織が得られない。したがって、保持時間は３０秒以上であり、好ましくは６０秒以上である。保持時間の上限は特に限定されないが、生産性を損なわないようにするために、保持時間を６００秒以下とすることが好ましい。
焼鈍工程後、焼入れを施す。焼入れ工程の条件について説明する。
焼鈍温度～マルテンサイト変態開始温度Ｍｓまでの温度域における平均冷却速度：２０℃／ｓ以上
平均冷却速度が２０℃／ｓ未満では、本発明の耐破断特性が得られない。この理由は明らかではないが以下のように考えられる。冷却速度が２０℃／ｓ未満では冷却中にフェライトやベイナイトが過度に生成し、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓが低下する。そのため冷却停止時のマルテンサイト変態量が減少し、また、より低温でマルテンサイト変態するため、Ｍｓ点が高い場合に比べて冷却中におけるマルテンサイトの焼戻しが不十分となる。その結果焼戻しマルテンサイトによる高度差緩和の効果が小さくなり、一次加工時に焼戻しマルテンサイトがフェライトに追随して変形せず、ボイドが発生しやすくなり、衝突特性が低下すると考えられる。したがって、平均冷却速度は２０℃／ｓ以上とする。なお、Ｍｓは以下の式により求めることができる。
Ｍｓ（℃）＝５３９－４２３×｛［Ｃ％］×１００／（１００－［α面積％］）｝－３０×［Ｍｎ％］－１２×［Ｃｒ％］－１８×［Ｎｉ％］－８×［Ｍｏ％］
なお、上記式において、各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない元素は０とする。
また、［α面積％］は焼鈍後のフェライト面積率である。焼鈍後のフェライト面積率は、熱膨張測定装置で昇温速度、焼鈍温度及び焼鈍時の保持時間を模擬することによって事前に求める。
焼鈍後は可能な限り速い冷却速度で急冷することが好ましく、焼鈍温度～マルテンサイト変態開始温度Ｍｓまでの温度域における平均冷却速度は３０℃／ｓ以上がより好ましい。平均冷却速度の上限は特に限定されないが、製造コストの低減の観点から、２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ～冷却停止温度までの平均冷却速度：２～１５℃／ｓ
平均冷却速度が２℃／ｓ未満では、冷却中に炭化物を含むベイナイトが過度に生成して本発明の鋼組織が得られない。したがって、平均冷却速度は２℃／ｓ以上であり、好ましくは５℃／ｓ以上である。一方、１５℃／ｓを超える平均冷却速度で冷却すると、本発明の耐破断特性が得られない。この理由は明らかではないが以下のように考えられる。冷却速度を１５℃／ｓ以下とすることでＭｓ点から冷却停止温度に到達するまでの時間が長くなり、マルテンサイトが冷却中にも焼戻され、焼戻しマルテンサイトによる高度差緩和の効果がより大きくなると考えられる。冷却速度が１５℃／ｓを超えるとこの効果が得られなくなり、その結果一次加工時に焼戻しマルテンサイトがフェライトに追随して変形せず、ボイドが発生しやすくなり、衝突特性が低下すると考えられる。したがって、平均冷却速度は１５℃／ｓ以下であり、好ましくは１０℃／ｓ以下である。
冷却停止温度：（Ｍｓ－２５０℃）～（Ｍｓ－５０℃）
冷却停止温度が（Ｍｓ－５０℃）超えでは焼戻しマルテンサイトの生成が不十分であり、本発明の鋼組織が得られない。したがって、冷却停止温度は、（Ｍｓ－５０℃）以下であり、好ましくは（Ｍｓ－１００℃）以下である。一方、（Ｍｓ－２５０℃）未満では焼戻しマルテンサイトが過剰になり、残留オーステナイトの生成が不十分となる場合がある。したがって、冷却停止温度は（Ｍｓ－２５０℃）以上であり、好ましくは（Ｍｓ－２００℃）以上である。
焼入れ工程後、焼戻しを施す。焼戻し工程の条件について説明する。
焼戻し温度：３００～５００℃、保持時間：２０秒以上
３００℃未満ではマルテンサイトの焼戻しが不十分となり、本発明の鋼組織及び衝突特性が得られない。また、ベイナイト変態が不十分となり、耐破断特性向上のために好ましい量のベイナイトが得られず、耐破断特性が低下する場合がある。したがって、焼戻し温度は３００℃以上であり、好ましくは３５０℃以上である。一方、５００℃を超えるとフェライトが過剰に生成して本発明の鋼組織が得られない場合がある。また、ベイナイト変態が不十分となり、耐破断特性向上のために好ましい量のベイナイトが得られず、耐破断特性が低下する場合がある。したがって、焼戻し温度は５００℃以下であり、好ましくは４５０℃以下である。また、保持時間が２０秒未満ではマルテンサイトの焼戻しが不十分となり、一次加工時に焼戻しマルテンサイトがフェライトに追随して変形せず、ボイドが発生しやすくなり、その結果衝突特性が低下すると考えられる。また、ベイナイト変態が不十分となり、耐破断特性向上のために好ましい量のベイナイトが得られず、耐破断特性が低下する場合もある。したがって、保持時間は２０秒以上であり、好ましくは３０秒以上である。保持時間の上限は特に限定されないが、生産性を損なわないようにするために、保持時間を５００秒以下とすることが好ましい。
焼戻し工程後の保持温度：１００～３００℃、保持時間：２０秒以上
本発明の鋼板の製造方法は、焼戻し工程後に、１００～３００℃の温度域で２０秒以上保持する熱処理工程を有する。保持温度が１００℃未満又は３００℃超え、若しくは保持時間が２０秒未満では本発明の鋼組織及び耐破断特性が得られない。この理由は明らかではないが次のように考えられる。１００℃未満では焼戻し工程後の冷却中に生成したマルテンサイトの焼戻しが不十分となり、一次加工時に焼戻しマルテンサイトがフェライトに追随して変形せず、ボイドが発生しやすくなり、その結果衝突特性が低下すると考えられる。したがって、保持温度は１００℃以上であり、好ましくは１５０℃以上である。一方、保持温度が３００℃超えでは、マルテンサイトの生成量が少ない状態で保持される場合があり、保持後の冷却中に生成するマルテンサイトが焼戻されずにフレッシュマルテンサイトとして最終組織まで残るため本発明の鋼組織及び衝突特性が得られないと考えられる。また、保持温度が３００℃超えではベイナイト変態が進行し、本発明の鋼組織が得られない場合がある。したがって、保持温度は３００℃以下であり、好ましくは２５０℃以下である。また保持時間が２０秒未満では、焼戻し工程後の冷却中に生成したマルテンサイトの焼戻しが不十分となり、本発明の衝突特性が得られない場合がある。したがって、保持時間は２０秒以上であり、好ましくは３０秒以上である。１００～３００℃の温度域での保持は、焼戻し工程後に１００～３００℃の温度域に冷却してから実施してもよいし、焼戻し工程後に１００℃未満まで冷却し、その後１００～３００℃の温度域まで再加熱してから実施してもよい。
なお、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、めっき工程の条件について説明する。
本発明の鋼板の製造方法では、上記焼戻し工程後、かつ上記熱処理工程前に、鋼板の表面に、電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、又は合金化溶融亜鉛めっきを施してもよい。
電気亜鉛めっき処理は、５０～６０℃の亜鉛溶液に浸漬しつつ通電して行うことが好ましい。また溶融亜鉛めっき処理は、上記により得られた鋼板を４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬して行うことが好ましい。その後、ガスワイピングなどによってめっき付着量を調整して行うことが好ましい。なお、溶融亜鉛めっき処理工程後に合金化処理を施す合金化工程を有してもよい。亜鉛めっきに合金化処理を施す際は、４５０℃以上５８０℃以下の温度域で１秒以上４０秒以下保持して合金化することが好ましい。
溶融亜鉛めっき処理又は合金化溶融亜鉛めっき処理を施した後の鋼板には、形状矯正や表面粗度の調整などを目的に、調質圧延を行うことができる。ただし、調質圧延は調圧率が０．５％を超えると表層硬化により曲げ性が劣化することがあるため、調圧率は０．５％以下にすることが好ましい。より好ましくは０．３％以下である。また、樹脂や油脂コーティングなどの各種塗装処理を施すこともできる。
その他の製造方法の条件は、特に限定しないが、以下の条件で行うのが好ましい。
スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましく、造塊法、薄スラブ鋳造法により製造することもできる。スラブを熱間圧延するには、スラブをいったん室温まで冷却し、その後再加熱して熱間圧延を行ってもよい。また、スラブを室温まで冷却せずに加熱炉に装入して熱間圧延を行うこともできる。また、わずかの保熱を行った後に直ちに熱間圧延する省エネルギープロセスも適用できる。スラブを加熱する場合は、圧延荷重の増大防止や、炭化物が溶解するため、１１００℃以上に加熱することが好ましい。また、スケールロスの増大を防止するため、スラブの加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。
スラブを熱間圧延する時は、スラブの加熱温度を低くしたときに圧延時のトラブルを防止する観点から、粗圧延後の粗バーを加熱することもできる。また、粗バー同士を接合し、仕上げ圧延を連続的に行う、いわゆる連続圧延プロセスを適用できる。また、圧延荷重の低減や形状・材質の均一化のために、仕上げ圧延の全パス又は一部のパスで摩擦係数が０．１０～０．２５となる潤滑圧延を行うことが好ましい。
巻取り後の鋼板は、スケールを酸洗などにより除去してもよい。酸洗後、上記の条件で
冷間圧延、焼鈍、亜鉛めっきが施される。
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、高強度であり、衝突特性に優れている。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、衝突特性に優れ、衝突変形時の部材破断が発生しにくい。したがって、本発明の部材は、自動車部品におけるエネルギー吸収部材として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。
本発明を、実施例を参照しながら具体的に説明する。本発明の範囲は以下の実施例に限定されない。
［実施例１］
表１に示す成分組成の鋼を真空溶解炉により溶製し、分塊圧延して鋼スラブとした。これらの鋼スラブを加熱し、表２に示す条件で、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍、焼入れ、焼戻し、熱処理を施し、鋼板を製造した。表２に示す条件で鋼板を製造する際に、焼戻し工程後に、一部の鋼板にめっき処理を施した。電気亜鉛めっき処理では、鋼板を亜鉛溶液に浸漬しつつ通電し、めっき付着量１０～１００ｇ／ｍ２の電気亜鉛めっき層（ＥＧ）を形成させた。また、溶融亜鉛めっき処理では、鋼板をめっき浴中に浸漬し、めっき付着量１０～１００ｇ／ｍ２の溶融亜鉛めっき層（ＧＩ）を形成させた。また、合金化溶融亜鉛めっきでは、鋼板に溶融亜鉛めっき層を形成した後に合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき層（ＧＡ）を形成させた。なお、最終的な各鋼板の板厚は、１．２ｍｍであった。
Figure 0007031800000001
Figure 0007031800000002
得られた鋼板に、圧下率０．２％のスキンパス圧延を施した後、以下の手法に従い、フェライト（Ｆ）、ベイナイト（Ｂ）、焼戻しマルテンサイト（ＴＭ）及び残留オーステナイト（ＲＡ）の面積率をそれぞれ求めた。また、上記した手法に従い、曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工した際に、圧縮側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面において、焼戻しマルテンサイトの（板厚方向の粒径）／（板厚と直交方向の粒径）の曲げ加工前後での変化量も測定した。
各組織の面積率は、次のように測定する。圧延方向に対して直角に切断した鋼板の板厚断面を研磨後、３体積％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で１５００倍の倍率で３視野撮影し、得られた画像データからＭｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて各組織の面積率を求める。３視野の面積率の平均値を各組織の面積率とする。上記画像データにおいて、フェライトは黒色、ベイナイトは島状の残留オーステナイトを含む黒色あるいは方位の揃った炭化物を含む灰色、焼戻しマルテンサイトは微細な方位の揃っていない炭化物を含む明灰色、残留オーステナイトは白色として区別できる。なお、表３には示していないが、残部組織は、フェライト（Ｆ）、ベイナイト（Ｂ）、焼戻しマルテンサイト（ＴＭ）及び残留オーステナイト（ＲＡ）の合計面積率を１００％から引くことによって求められ、これら残部組織はパーライト及び／またはセメンタイトであると判断した。
また、Ｘ線回折強度を測定して残留オーステナイトの体積率を求め、当該体積率を残留オーステナイトの面積率とみなした。残留オーステナイトの体積率とは、板厚１／４面におけるｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）、（２２０）面のＸ線回折積分強度に対するｆｃｃ鉄の（２００）、（２２０）、（３１１）面のＸ線回折積分強度の割合である。
焼戻しマルテンサイトの板厚方向の粒径と、焼戻しマルテンサイトの板厚と直交方向の粒径は、次のように測定した。鋼板を圧延方向に切断した板厚断面を研磨後、圧縮側の曲げ頂点部の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で３０００倍の倍率で３視野撮影した。得られた画像データからＭｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて、焼戻しマルテンサイトの板厚方向の粒径（板厚方向の長さ）と、焼戻しマルテンサイトの板厚と直交方向の粒径（板厚と直交方向の長さ）を求めた。３視野分の粒径を平均することで、それぞれの粒径を算出する。この測定は、９０°曲げ加工を施す前と、９０°曲げ加工を施す後で、それぞれ行った。
また、以下の試験方法にしたがい、引張特性及び衝突特性を求めた。結果は表３に示す。
＜引張試験＞
得られた各鋼板から圧延方向に対して直角方向にＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ Ｚ２２０１）を採取し、歪速度を１０－３／ｓとするＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）を求めた。なお、ＴＳが５９０ＭＰａ以上を合格とした。
＜曲げ－直交曲げ試験＞
得られた鋼板に対して、曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工（一次曲げ加工）を施し、試験片を準備した。９０°曲げ加工（一次曲げ加工）では、図２に示すように、Ｖ溝を有するダイＡ１の上に載せた鋼板に対して、パンチＢ１を押し込んで試験片Ｔ１を得た。次に、図３に示すように、支持ロールＡ２の上に載せた試験片Ｔ１に対して、曲げ方向が圧延直角方向となるようにして、パンチＢ２を押し込んで直交曲げ（二次曲げ加工）を施した。図２及び図３において、Ｄ１は幅（Ｃ）方向、Ｄ２は圧延（Ｌ）方向を示している。
鋼板に対して９０°曲げ加工（一次曲げ加工）を施した試験片Ｔ１を図４に示す。また、試験片Ｔ１に対して直交曲げ（二次曲げ加工）を施した試験片Ｔ２を図５に示す。図５の試験片Ｔ２に破線で示した位置は、直交曲げを行う前の図４の試験片Ｔ１に破線で示した位置に対応している。
直交曲げの条件は、以下のとおりである。
［直交曲げ条件］
試験方法：ロール支持、パンチ押し込み
ロール径：φ３０ｍｍ
パンチ先端Ｒ：０．４ｍｍ
ロール間距離：（板厚×２）＋０．５ｍｍ
ストローク速度：２０ｍｍ／ｍｉｎ
試験片サイズ：６０ｍｍ×６０ｍｍ
曲げ方向：圧延直角方向
上記直交曲げを施した際に得られるストローク－荷重曲線において、荷重最大時のストロークを求めた。上記曲げ－直交曲げ試験を３回実施した際の当該荷重最大時のストロークの平均値をΔＳとした。ΔＳが３０ｍｍ以上で耐破断特性が良好と評価した。
＜軸圧壊試験＞
軸圧壊試験では板厚の影響を考慮し、全て板厚１．２ｍｍの鋼板で実施した。上記製造工程で得られた鋼板を切り出し、パンチ肩半径が５．０ｍｍであり、ダイ肩半径が５．０ｍｍである金型を用いて、深さ４０ｍｍとなるように成形加工（曲げ加工）して、図６及び図７に示すハット型部材１０を作製した。また、ハット型部材の素材として用いた鋼板を、２００ｍｍ×８０ｍｍの大きさに別途切り出した。次に、その切り出した後の鋼板２０と、ハット型部材１０とをスポット溶接し、図６及び図７に示すような試験用部材３０を作製した。図６は、ハット型部材１０と鋼板２０とをスポット溶接して作製した試験用部材３０の正面図である。図７は、試験用部材３０の斜視図である。スポット溶接部４０の位置は、図７に示すように、鋼板の端部と溶接部が１０ｍｍ、溶接部間が４５ｍｍの間隔となるようにした。次に、図８に示すように、試験用部材３０を地板５０とＴＩＧ溶接により接合して軸圧壊試験用サンプルを作製した。次に、作製した軸圧壊試験用サンプルにインパクター６０を衝突速度１０ｍ／ｓで等速衝突させ、軸圧壊試験用のサンプルを１００ｍｍ圧壊した。図８に示すように、圧壊方向Ｄ３は、試験用部材３０の長手方向と平行な方向とした。圧壊時のストローク－荷重のグラフにおける、ストローク０～１００ｍｍの範囲における面積を求め、３回試験を行った際の当該面積の平均値を吸収エネルギー（Ｆａｖｅ）とした。Ｆａｖｅが３５０００Ｎ以上で吸収エネルギーが良好と評価した。また、耐破断特性及び吸収エネルギーの両方が良好の場合、衝突特性が良好と評価した。
Figure 0007031800000003
発明例の鋼板は、ＴＳが５９０ＭＰａ以上であり、衝突特性に優れていた。一方、比較例の鋼板は、ＴＳが５９０ＭＰａ未満であるか、衝突特性が不良であった。
［実施例２］
実施例１の表３のＮｏ．３（本発明例）の鋼板を、プレス加工により成形加工して、本発明例の部材を製造した。さらに、実施例１の表３のＮｏ．３の鋼板と、実施例１の表３のＮｏ．９（本発明例）の鋼板とをスポット溶接により接合し、本発明例の部材を製造した。本発明の鋼板を用いて製造した本発明例の部材は、衝突特性に優れており、高強度であり、実施例１の表３のＮｏ．３（本発明例）の鋼板の成形加工により製造した部材、および実施例１の表３のＮｏ．３の鋼板と、実施例１の表３のＮｏ．９（本発明例）の鋼板とをスポット溶接して製造した部材のすべてにおいて、自動車用骨格部品等に好適に用いることができることを確認できた。
［実施例３］
実施例１の表３のＮｏ．１（本発明例）の亜鉛めっき鋼板を、プレス加工により成形加工して、本発明例の部材を製造した。さらに、実施例１の表３のＮｏ．１の亜鉛めっき鋼板と、実施例１の表３のＮｏ．４（本発明例）の亜鉛めっき鋼板とをスポット溶接により接合し、本発明例の部材を製造した。本発明の鋼板を用いて製造した本発明例の部材は、衝突特性に優れており、高強度であり、実施例１の表３のＮｏ．１（本発明例）の鋼板の成形加工により製造した部材、および実施例１の表３のＮｏ．１の鋼板と、実施例１の表３のＮｏ．４（本発明例）の鋼板とをスポット溶接して製造した部材のすべてにおいて、自動車用骨格部品等に好適に用いることができることを確認できた。
１０ ハット型部材
２０ 鋼板
３０ 試験用部材
４０ スポット溶接部
５０ 地板
６０ インパクター
Ａ１ ダイ
Ａ２ 支持ロール
Ｂ１ パンチ
Ｂ２ パンチ
Ｄ１ 幅（Ｃ）方向
Ｄ２ 圧延（Ｌ）方向
Ｄ３ 圧壊方向
Ｔ１ 試験片
Ｔ２ 試験片
Ｘ０ 角部
ＸＡ 曲げ加工後の焼戻しマルテンサイトの粒径の測定位置（測定領域）
本発明によれば、ＴＳが５９０ＭＰａ以上であり、衝突特性に優れた鋼板を得ることができる。本発明の鋼板により得られた部材を自動車用部品として使用すれば、自動車の軽量化に寄与し、自動車車体の高性能化に大きく寄与することができる。

Claims (7)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０３～０．２０％、
    Ｓｉ：０．１～２．０％、
    Ｍｎ：０．５～２．５％、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．０５％以下、
    Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１％、及び
    Ｎ：０．０１０％以下を含有し、
    炭素当量Ｃｅｑが０．３５％以上０．６０％未満を満たし、
    残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、
    面積率で、フェライト：４０～８５％、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計：１０～５５％、残留オーステナイト：３～１５％、フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトの合計：９３％以上である鋼組織を有し、
    曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工した際に、圧縮側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面において、焼戻しマルテンサイトの（板厚方向の粒径）／（板厚と直交方向の粒径）の曲げ加工前後での変化量が０．５０以上であり、
    引張強度が５９０ＭＰａ以上である鋼板。
  2. 前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｃｒ：１．０％以下、
    Ｍｏ：０．５％以下、
    Ｖ：０．５％以下、
    Ｔｉ：０．５％以下、
    Ｎｂ：０．５％以下、
    Ｂ：０．００５％以下、
    Ｎｉ：１．０％以下、
    Ｃｕ：１．０％以下、
    Ｓｂ：１．０％以下、
    Ｓｎ：１．０％以下、
    Ｃａ：０．００５％以下、及び
    ＲＥＭ：０．００５％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１に記載の鋼板。
  3. 鋼板の表面に、電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層、又は合金化溶融亜鉛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から請求項３まで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. 炭素当量Ｃｅｑが０．３５％以上０．６０％未満を満たし、かつ請求項１又は請求項２に記載の成分組成を有する鋼スラブを、仕上げ圧延温度を８５０～９５０℃として熱間圧延を施し、６００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
    前記熱間圧延工程後の熱延鋼板を２０％超えの圧下率で冷間圧延する冷間圧延工程と、
    前記冷間圧延工程後の冷延鋼板を７２０～８６０℃の焼鈍温度まで加熱し、３０秒以上保持する焼鈍工程と、
    前記焼鈍温度からマルテンサイト変態開始温度Ｍｓまでの温度域を平均冷却速度２０℃／ｓ以上で冷却した後、前記マルテンサイト変態開始温度Ｍｓから冷却停止温度：（Ｍｓ－２５０℃）～（Ｍｓ－５０℃）までを平均冷却速度２～１５℃／ｓで冷却する焼入れ工程と、
    ３００～５００℃の温度域で２０秒以上保持する焼戻し工程と、
    前記焼戻し工程後に、１００～３００℃の温度域で２０秒以上保持する熱処理工程と、を有する、面積率で、フェライト：４０～８５％、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計：１０～５５％、残留オーステナイト：３～１５％、フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトの合計：９３％以上である鋼組織を有し、曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工した際に、圧縮側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面において、焼戻しマルテンサイトの（板厚方向の粒径）／（板厚と直交方向の粒径）の曲げ加工前後での変化量が０．５０以上であり、引張強度が５９０ＭＰａ以上である鋼板の製造方法。
  6. 前記焼戻し工程後、かつ前記熱処理工程前に、鋼板の表面に、電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、又は合金化溶融亜鉛めっき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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