WO2020230796A1 - 高強度部材、高強度部材の製造方法及び高強度部材用鋼板の製造方法 - Google Patents

高強度部材、高強度部材の製造方法及び高強度部材用鋼板の製造方法 Download PDF

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拓弥 平島
金子　真次郎
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment

Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a high-strength member, a high-strength member, and a method for manufacturing a steel plate for a high-strength member used for automobile parts and the like. More specifically, the present invention relates to a high-strength member having excellent delayed fracture resistance and a method for manufacturing the same. Further, the present invention relates to a method for manufacturing a steel plate for the high-strength member.
  • TS tensile strength
  • body frame parts such as center pillar R / F (reinforcement), bumpers, impact beam parts, etc.
  • parts body frame parts
  • the application is progressing. Further, from the viewpoint of further weight reduction of the automobile body, the application of a steel plate having a TS having a strength of 1800 MPa (1.8 GPa) or more for parts is also being studied.
  • delayed fracture will occur as the strength of the steel sheet increases.
  • the chemical components are C: 0.05 to 0.3%, Si: 3.0% or less, Mn: 0.01 to 3.0%, P: 0.02% or less, S. : 0.02% or less, Al: 3.0% or less, N: 0.01% or less, the balance is composed of Fe and steel which is an unavoidable impurity, Mg oxide, sulfide, composite crystallized product and By defining the particle size and density of the composite precipitate, a thin steel sheet having excellent delayed fracture resistance after molding is provided.
  • Patent Document 2 provides a method for manufacturing a molded member having excellent delayed fracture resistance by reducing residual stress on the end face by performing shot peening on the sheared end face of a steel sheet having a TS of 1180 MPa or more.
  • Patent Document 1 provides a steel sheet having excellent delayed fracture resistance by defining the chemical composition and the particle size and density of precipitates in steel.
  • the strength is lower than that of the steel sheet used for the high-strength member of the present invention, and the TS is less than 1470 MPa.
  • the strength of the steel sheet of Patent Document 1 is improved by increasing the amount of C, the residual stress of the end face also increases as the strength increases, so that the delayed fracture resistance is considered to deteriorate.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and an object of the present invention is to provide a high-strength member having excellent delayed fracture resistance and a method for manufacturing the same.
  • high strength means that the tensile strength (TS) is 1470 MPa or more.
  • excellent in delayed fracture resistance means that, as described in Examples, a member after bending a steel sheet is immersed in hydrochloric acid having a pH of 1 (25 ° C.), and the maximum load stress that does not cause delayed fracture. Is measured as the critical load stress, which means that the critical load stress is 1.10 times or more the yield strength (YS).
  • the present inventors have conducted diligent studies to solve the above problems.
  • the present inventors have a high-strength member having a bent ridge portion obtained by using a steel plate, the tensile strength of the member is 1470 MPa or more, the residual stress of the end face of the bent ridge portion is 300 MPa or less, and the bent ridge portion.
  • the present invention has been made by finding that a high-strength member having excellent delayed fracture resistance can be obtained by setting the Vickers hardness (HV) of the end face of the material to 200 or more and 450 or less.
  • HV Vickers hardness
  • a high-strength member having a bent ridge line portion obtained by using a steel plate.
  • the tensile strength of the member is 1470 MPa or more
  • HV Vickers hardness
  • the steel sheet is in mass%. C: 0.17% or more and 0.35% or less, Si: 0.001% or more and 1.2% or less, Mn: 0.9% or more and 3.2% or less, P: 0.020% or less, S: 0.0010% or less, Al: 0.010% or more and 0.20% or less, and N: 0.010% or less, and the balance is composed of iron and unavoidable impurities. It has a bainite containing carbides having an average particle size of 50 nm or less and a microstructure of one or two types of martensite containing carbides having an average particle size of 50 nm or less, having a total area ratio of 90% or more.
  • the high-strength member according to [1].
  • the steel sheet is in mass%. C: 0.17% or more and 0.35% or less, Si: 0.001% or more and 1.2% or less, Mn: 0.9% or more and 3.2% or less, P: 0.020% or less, S: 0.0010% or less, Al: 0.010% or more and 0.20% or less, N: 0.010% or less, Sb: 0.001% or more and 0.10% or less, and the balance is a component composition consisting of iron and unavoidable impurities. It has a bainite containing carbides having an average particle size of 50 nm or less and a microstructure of one or two types of martensite containing carbides having an average particle size of 50 nm or less, having a total area ratio of 90% or more.
  • the high-strength member according to [1].
  • the component composition of the steel sheet is further increased by mass%.
  • B The high-strength member according to [2] or [3], which contains 0.0002% or more and less than 0.0035%.
  • the component composition of the steel sheet is further increased by mass%.
  • Nb 0.002% or more and 0.08% or less and Ti: 0.002% or more and 0.12% or less containing at least one selected from any one of [2] to [4].
  • Ti 0.002% or more and 0.12% or less containing at least one selected from any one of [2] to [4].
  • the component composition of the steel sheet is further increased by mass%.
  • the component composition of the steel sheet is further increased by mass%.
  • Cr 0.01% or more and 1.0% or less
  • Mo 0.01% or more and less than 0.3%
  • V 0.003% or more and 0.5% or less
  • W 0.005% or more and 0.20% or less.
  • the component composition of the steel sheet is further increased by mass%.
  • the component composition of the steel sheet is further increased by mass%.
  • Sn The high-strength member according to any one of [2] to [8], which contains 0.002% or more and 0.1% or less.
  • a method for producing a high-strength member which comprises an end face treatment step of heating an end face generated by cutting at a temperature of 400 ° C. or higher and 900 ° C. or lower under conditions of more than 0 seconds and 10 seconds or less after the bending process.
  • a method for producing a high-strength member which comprises an end face treatment step of heating an end face generated by cutting at a temperature of 400 ° C. or higher and 900 ° C. or lower under conditions of more than 0 seconds and 10 seconds or less after the bending process.
  • the end face produced by the cutting is heated at a temperature of 400 ° C. or higher and 900 ° C. or lower under the conditions of more than 0 seconds and 10 seconds or less.
  • a method for producing a steel plate for a high-strength member which comprises an annealing step of cooling to a temperature of 350 ° C. or lower and then holding the temperature in a temperature range of 100 ° C. or higher and 260 ° C. or lower for 20 seconds or longer and 1500 seconds or lower.
  • the present invention it is possible to provide a high-strength member having excellent delayed fracture resistance, a method for manufacturing a high-strength member, and a method for manufacturing a steel plate for a high-strength member. Further, by applying the high-strength member of the present invention to an automobile structural member, it is possible to achieve both high strength of an automobile steel plate and improvement of delayed fracture resistance. That is, according to the present invention, the performance of the automobile body is improved.
  • FIG. 1 It is a perspective view which shows an example of the high-strength member of this invention. It is a side view which shows the state of the member tightened with a bolt and a nut in an Example. It is an enlarged view of the plate thickness center which is a measurement point, and the end face which shows the measurement direction in the measurement of the residual stress of the end face of an Example.
  • the present invention is a high-strength member having a bent ridge line portion obtained by using a steel plate, the tensile strength of the member is 1470 MPa or more, the residual stress of the end face of the bent ridge line portion is 300 MPa or less, and the bending ridge line portion.
  • the Vickers hardness (HV) of the end face is 200 or more and 450 or less.
  • the steel plate used for the high-strength member is not particularly limited.
  • a preferable steel sheet for obtaining the high-strength member of the present invention will be described, but the steel sheet used for the high-strength member of the present invention is not limited to the steel sheet described below.
  • a preferable steel sheet for obtaining a high-strength member preferably has a component structure and a microstructure described later. If the high-strength member of the present invention can be obtained, it is not always necessary to use a steel sheet having a component composition and a microstructure described later.
  • % which is a unit of the content of the component, means “mass%”.
  • C is an element that improves hardenability.
  • the C content is preferably 0.17% from the viewpoint of securing the total area ratio of one or two types of predetermined martensite and bainite, increasing the strength of martensite and bainite, and ensuring TS ⁇ 1470 MPa.
  • the above is more preferably 0.18% or more, still more preferably 0.19% or more.
  • the C content is preferably 0.35% or less, more preferably 0.33% or less, and further preferably 0.31% or less.
  • Si is a strengthening element by solid solution strengthening. Further, Si contributes to the improvement of elongation by suppressing the excessive formation of coarse carbides when the steel sheet is held in a temperature range of 200 ° C. or higher. Further, it reduces Mn segregation at the central portion of the plate thickness, contributes to suppression of MnS formation, and improves delayed fracture resistance.
  • the Si content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.003% or more, and further preferably 0.005% or more.
  • the Si content is preferably 1.2% or less, more preferably 1.1% or less, and even more preferably 1.0% or less.
  • Mn 0.9% or more and 3.2% or less> Mn is contained to improve the hardenability of steel and to secure the total area ratio of one or two of predetermined martensite and bainite. If the Mn content is less than 0.9%, the strength may decrease due to the formation of ferrite on the surface layer of the steel sheet. Therefore, the Mn content is preferably 0.9% or more, more preferably 1.0% or more, and further preferably 1.1% or more. Further, the Mn content is preferably 3.2% or less, more preferably 3.1% or less, still more preferably 3.0% or less, so that MnS does not increase and the delayed fracture resistance is not deteriorated. Is.
  • P is an element that reinforces steel, but if its content is large, the delayed fracture resistance deteriorates. Therefore, the P content is preferably 0.020% or less, more preferably 0.015% or less, and further preferably 0.010% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited, but at present, the lower limit that can be industrially implemented is about 0.003%.
  • S forms inclusions such as MnS, TiS, Ti (C, S).
  • the S content is preferably 0.0010% or less in order to suppress deterioration of the delayed fracture resistance due to the inclusions.
  • the S content is more preferably 0.0009% or less, further preferably 0.0007% or less, and particularly preferably 0.0005% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, but at present, the lower limit industrially feasible is about 0.0002%.
  • Al 0.010% or more and 0.20% or less> Al is added to perform sufficient deoxidation and reduce coarse inclusions in the steel.
  • the Al content is preferably 0.010% or more, more preferably 0.015% or more.
  • the Al content exceeds 0.20%, Fe-based carbides such as cementite generated during winding after hot rolling are difficult to dissolve in the annealing process, resulting in coarse inclusions and carbides. May be generated, which may deteriorate the delayed fracture resistance. Therefore, the Al content is preferably 0.20% or less, more preferably 0.17% or less, and further preferably 0.15% or less.
  • N is an element that forms nitrides such as TiN, (Nb, Ti) (C, N), and AlN, and coarse inclusions of carbon nitride system in steel, and the delayed fracture resistance deteriorates through the formation of these elements.
  • the N content is preferably 0.010% or less, more preferably 0.007% or less, and further preferably 0.005% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited, but at present, the lower limit industrially feasible is about 0.0006%.
  • Sb suppresses oxidation and nitriding of the surface layer of the steel sheet, and suppresses decarburization by oxidation and nitriding of the surface of the steel sheet.
  • the Sb content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.002% or more, and further preferably 0.003% or more.
  • the Sb content is preferably 0.10% or less, more preferably 0.08% or less, and further preferably 0.06% or less. It is preferable that Sb is contained, but if Sb is not contained and the effects of increasing the strength of the steel sheet and improving the delayed fracture resistance can be sufficiently obtained, Sb may not be contained.
  • the preferred steel used for the high-strength member of the present invention preferably basically contains the above components, and the balance is iron and unavoidable impurities.
  • the preferred steel used for the high-strength member of the present invention can contain the following optional elements as long as the action of the present invention is not impaired. If the following optional element is contained below the following lower limit, the optional element shall be included as an unavoidable impurity.
  • B is an element that improves the hardenability of steel, and has an advantage of producing martensite and bainite having a predetermined area ratio even when the Mn content is low.
  • the B content is preferably 0.0002% or more, more preferably 0.0005% or more, and further preferably 0.0007% or more. Further, from the viewpoint of fixing N, it is preferable to add 0.002% or more of Ti in combination.
  • the B content is 0.0035% or more, the solid solution rate of cementite at the time of annealing is delayed, and carbides containing Fe as a main component such as unsolidified cementite remain, which results in coarseness. Deterioration of delayed fracture resistance due to the formation of various inclusions and carbides. Therefore, when B is contained, the B content is preferably less than 0.0035%, more preferably 0.0030% or less, still more preferably 0.0025% or less.
  • Nb 0.002% or more and 0.08% or less
  • Ti 0.002% or more and 0.12% or less>
  • Nb and Ti contribute to high strength through miniaturization of old austenite ( ⁇ ) grains.
  • the Nb content and the Ti content are preferably 0.002% or more, more preferably 0.003% or more, and further preferably 0.005% or more, respectively.
  • Nb-based materials such as NbN, Nb (C, N), (Nb, Ti) (C, N) remaining unsolidified during slab heating in the hot rolling process
  • Coarse precipitates and Ti-based coarse precipitates such as TiN, Ti (C, N), Ti (C, S), and TiS
  • the delayed fracture resistance deteriorates. Therefore, when Nb is contained, the Nb content is preferably 0.08% or less, more preferably 0.06% or less, and further preferably 0.04% or less.
  • Ti is contained, the Ti content is preferably 0.12% or less, more preferably 0.10% or less, and further preferably 0.08% or less.
  • Cu and Ni have the effect of improving the corrosion resistance in the usage environment of automobiles and suppressing the invasion of hydrogen into the steel sheet by coating the surface of the steel sheet with corrosion products.
  • Cu and Ni are preferably contained in an amount of 0.005% or more, more preferably 0.008% or more, respectively.
  • the amount of Cu or Ni is too large, surface defects will occur and the plating property and chemical conversion treatment property will be deteriorated. Therefore, when at least one of Cu and Ni is contained, the Cu content and the Ni content are high.
  • Each is preferably 1% or less, more preferably 0.8% or less, still more preferably 0.6% or less.
  • ⁇ Cr 0.01% or more and 1.0% or less
  • Mo 0.01% or more and less than 0.3%
  • V 0.003% or more and 0.5% or less
  • Zr 0.005% or more and 0.20 % Or less
  • W at least one selected from 0.005% or more and 0.20% or less> Cr, Mo, and V can be contained for the purpose of improving the hardenability of steel.
  • the Cr content and the Mo content are preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more, and further preferably 0.03% or more, respectively. is there.
  • the V content is preferably 0.003% or more, more preferably 0.005% or more, still more preferably 0.007% or more.
  • the Cr content is preferably 1.0% or less, more preferably 0.4% or less, and further preferably 0.2% or less.
  • Mo is contained
  • the Mo content is preferably less than 0.3%, more preferably 0.2% or less, still more preferably 0.1% or less.
  • V is contained, the V content is preferably 0.5% or less, more preferably 0.4% or less, and further preferably 0.3% or less.
  • the Zr content and the W content are preferably 0.005% or more, more preferably 0.006% or more, and further preferably 0.007% or more, respectively.
  • the Zr content and the W content are preferably 0.20% or less, more preferably 0.15% or less, and further preferably 0.15% or less, respectively. Is 0.10% or less.
  • ⁇ Ca 0.0002% or more and 0.0030% or less
  • Ce 0.0002% or more and 0.0030% or less
  • La 0.0002% or more and 0.0030% or less
  • Mg 0.0002% or more and 0.
  • At least one selected from 0030% or less> Ca, Ce, and La contribute to the improvement of delayed fracture resistance by fixing S as a sulfide. Therefore, the content of each of these elements is preferably 0.0002% or more, more preferably 0.0003% or more, and further preferably 0.0005% or more.
  • the content of each of these elements is preferably 0.0030% or less, more preferably 0.0020% or less, still more preferable. Is 0.0010% or less.
  • the Mg content is preferably 0.0002% or more, more preferably 0.0003% or more, and further preferably 0.0005% or more.
  • the Mg content is preferably 0.0030% or less, more preferably 0.0020% or less, and further preferably 0.0010% or less.
  • Sn suppresses oxidation and nitriding of the surface layer of the steel sheet, and suppresses decarburization by oxidation and nitriding of the surface of the steel sheet. By suppressing decarburization, ferrite formation on the surface layer of the steel sheet is suppressed, which contributes to higher strength.
  • the Sn content is preferably 0.002% or more, more preferably 0.003% or more, and further preferably 0.004% or more.
  • Sn content is preferably 0.1% or less, more preferably 0.08% or less, and further preferably 0.06% or less.
  • the total area ratio of one or two types of bainite containing carbides with an average particle size of 50 nm or less and martensite containing carbides with an average particle size of 50 nm or less is 90% or more>
  • one or two types of bainite containing carbides having an average particle size of 50 nm or less and martensite containing carbides having an average particle size of 50 nm or less are used for the entire steel sheet structure.
  • the total area ratio is preferably 90% or more. If it is less than this, the amount of ferrite increases and the strength decreases.
  • the total area ratio is more preferably 91% or more, further preferably 92% or more, and particularly preferably 93% or more.
  • the total area ratio may be 100% in total. Further, the area ratio of either one may be 90% or more, and the total area ratio of both may be 90% or more.
  • Martensite does not include as-quenched martensite, but is tempered martensite.
  • martensite refers to a hard structure formed from austenite at a low temperature (below the martensitic transformation point)
  • tempered martensite refers to a structure that is tempered when martensite is reheated.
  • Bainite refers to a hard structure formed from austenite at a relatively low temperature (above the martensitic transformation point) and in which fine carbides are dispersed in needle-shaped or plate-shaped ferrite.
  • the residual structure other than martensite and bainite is ferrite, pearlite, and retained austenite, and the total amount is acceptable if it is less than 10%. It may be 0%.
  • ferrite is a structure formed by transformation from austenite at a relatively high temperature and composed of crystal grains of a bcc lattice.
  • Pearlite is a structure in which ferrite and cementite are formed in layers.
  • Retained austenite is austenite that has not undergone martensitic transformation when the martensitic transformation temperature is below room temperature.
  • the carbide having an average particle size of 50 nm or less in the present invention is a fine carbide that can be observed in bainite and martensite when observed by SEM.
  • Specific examples of the carbides include Fe carbides, Ti carbides, V carbides, Mo carbides, W carbides, Nb carbides, and Zr carbides.
  • the steel sheet may be provided with a plating layer such as a hot-dip galvanizing layer.
  • a plating layer such as a hot-dip galvanizing layer.
  • examples of such a plating layer include an electroplating layer, an electroless plating layer, and a hot-dip plating layer. Further, it may be used as an alloyed plating layer.
  • the high-strength member of the present invention is a high-strength member having a bent ridge line portion obtained by using a steel plate, and the tensile strength of the member is 1470 MPa or more, and the residual stress of the end face of the bent ridge line portion is 300 MPa or less. Moreover, the Vickers hardness (HV) of the end face of the bent ridge line portion is 200 or more and 450 or less.
  • the high-strength member of the present invention is obtained by using a steel plate, and is a molded member obtained by performing processing such as molding and bending so as to have a predetermined shape.
  • the high-strength member of the present invention can be suitably used for, for example, automobile parts.
  • the high-strength member of the present invention has a bent ridgeline portion.
  • the "bent ridge portion" as used in the present invention refers to a region that is no longer a flat plate due to bending of a steel plate.
  • An example of the high-strength member 10 shown in FIG. 1 is a steel plate 11 that has been V-bent.
  • the high-strength member 10 has a bent ridge line portion 12 on the side surface of the steel plate 11 of the bent portion.
  • the end surface 13 of the bent ridge line portion 12 is a plate thickness surface located on the side surface of the bent ridge line portion 12.
  • the bending ridge line direction D1 in the present invention is a direction parallel to the bending ridge line portion 12.
  • the bending angle is Not particularly limited.
  • FIG. 1 An example of the high-strength member 10 shown in FIG. 1 shows an example in which one bent portion is formed, but it is assumed that two or more portions are bent and have two or more bent ridges. May be good.
  • ⁇ Tensile strength of member is 1470 MPa or more>
  • the tensile strength (TS) of the high-strength member is 1470 MPa or more.
  • the tensile strength (TS) and yield strength (YS) in the present invention are calculated by measuring on a flat portion which is a non-bent portion of a high-strength member. Further, if the tensile strength (TS) and yield strength (YS) of the annealed steel sheet before bending (annealed steel sheet) are measured, these measured values are the high strengths obtained by using the annealed steel sheet. It can be regarded as a measured value of tensile strength (TS) and yield strength (YS) of a member.
  • the strength of the member can be calculated by the method described in the examples.
  • ⁇ Residual stress of the end face of the bent ridge is 300 MPa or less>
  • the residual stress of the end surface (thick surface) of the bent ridge of the high-strength member is 300 MPa or less.
  • the residual stress is 300 MPa or less, preferably 250 MPa or less, and more preferably 200 MPa or less.
  • the lower limit is not particularly limited and may be a compressive stress.
  • the residual stress of the end face of the bent ridge can be calculated by the method described in the examples of the present specification.
  • ⁇ Vickers hardness (HV) of the end face of the bent ridge is 200 or more and 450 or less>
  • the Vickers hardness (HV) of the end surface (thick surface) of the bent ridge of the high-strength member is 200 or more and 450 or less.
  • the hardness is 450 or less, preferably 430 or less, and more preferably 400 or less.
  • the Vickers hardness (HV) of the end face is set to 200 or more from the viewpoint of suppressing the occurrence of cracks due to delayed fracture and obtaining the strength of the member. It is preferably 220 or more, and more preferably 250 or more.
  • the Vickers hardness of the end face of the bent ridge can be calculated by a method as described in the examples of the present specification.
  • An example of the embodiment of the method for manufacturing a high-strength member of the present invention is a bending step of cutting out a steel sheet having a tensile strength of 1470 MPa or more and bending the steel sheet, and after bending the end face generated by the cutting. It has an end face treatment step of heating at a temperature of 400 ° C. or higher and 900 ° C. or lower under the conditions of more than 0 seconds and 10 seconds or less.
  • another example of the embodiment of the method for manufacturing a high-strength member of the present invention is generated by a bending process of cutting out a steel sheet having the above component composition and the above microstructure and bending the steel sheet, and cutting. It has an end face treatment step of heating the end face at a temperature of 400 ° C. or higher and 900 ° C. or lower under the conditions of more than 0 seconds and 10 seconds or less after bending.
  • the end face generated by the cutting is cut at a temperature of 400 ° C. or higher and 900 ° C. or lower for more than 0 seconds. It has an end face treatment step of heating under a condition of 10 seconds or less, and a bending step of bending a steel sheet after the end face treatment step.
  • another example of the embodiment of the method for producing a high-strength member of the present invention is to cut out a steel sheet having the above-mentioned component composition and the above-mentioned microstructure, and then cut the end face generated by the cutting at a temperature of 400 ° C. or higher and 900 ° C. or lower. It has an end face treatment step of heating under conditions of more than 0 seconds and 10 seconds or less, and a bending step of bending a steel sheet after the end face treatment step.
  • the method for manufacturing a high-strength member of the present invention is an end face treatment step in which a steel sheet is cut out and then the end face produced by the cutting is heated at a temperature of 400 ° C. or higher and 900 ° C. or lower under conditions of more than 0 seconds and 10 seconds or less.
  • the steel sheet to be cut out is, for example, a steel sheet having a tensile strength of 1470 MPa or more.
  • the steel sheet to be cut out is, for example, a steel sheet having the above-mentioned component composition and the above-mentioned microstructure.
  • the cutting in the present invention means including known cutting such as shear cutting (mechanical cutting), laser cutting, electric cutting such as electric discharge machining, and gas cutting.
  • the end face treatment step By performing the end face treatment step, the residual stress on the end face of the steel sheet is reduced, and by softening the end face, cracks are less likely to occur on the end face of the bent ridge line portion, and a member having excellent delayed fracture resistance can be obtained.
  • the method for heating the end face is not particularly limited, and for example, there is heating by a laser.
  • the end face of the molded member after bending the steel sheet is heated at a temperature of 400 ° C or higher and 900 ° C or lower.
  • the heating temperature exceeds 900 ° C., the formation and coarsening of ferrite becomes remarkable, so that the strength of the molded member decreases, and the molded member becomes too soft, and the delayed fracture resistance also deteriorates. Therefore, the heating temperature is 900 ° C. or lower, preferably 870 ° C. or lower. Further, when the temperature is lower than 400 ° C., the heating capacity is insufficient and the tissue is not softened. Therefore, the heating temperature is 400 ° C. or higher. It is preferably 450 ° C.
  • the heating time is 10 seconds or less. If the heating time exceeds 10 seconds, the structure becomes coarse and the delayed fracture resistance deteriorates. Therefore, the heating time is set to 10 seconds or less. It is preferably 9 seconds or less, more preferably 8 seconds or less.
  • the structure may be softened and the Vickers hardness of the end face may be 200 or more and 450 or less, and the heating time is not particularly limited. Therefore, the heating time is more than 0 seconds, preferably 1 second or longer, and more preferably 2 seconds or longer.
  • the heating range is not particularly limited, but in order to secure the strength of the molded member, it is preferably about 5 mm from the end face of the bent ridge line portion. Further, the heating direction is not particularly limited, but in order to eliminate temperature variation in the plate thickness direction, the direction perpendicular to the plate thickness surface is preferable.
  • the method for manufacturing a high-strength member of the present invention includes a bending process for bending a steel sheet.
  • the bending step may be performed before the end face treatment step or after the end face treatment step.
  • the bending process of the present invention includes at least one of four deformation modes classified into, for example, bending deformation, deep drawing deformation, overhang deformation, and stretch flange deformation.
  • a hot rolling step of hot rolling a steel (steel material) and a cold rolling of a hot-rolled steel plate obtained by hot rolling are performed.
  • the average cooling rate in the temperature range from the annealing temperature to 550 ° C is 3 ° C / sec or more.
  • temperatures shown below mean the surface temperatures of steel materials (slabs), steel plates, and the like.
  • the casting speed is not particularly limited, but the casting speed is preferably 1.80 m / min or less, more preferably 1.75 m / min or less, in order to suppress the formation of the above-mentioned inclusions and improve the delayed fracture resistance. More preferably .70 m / min or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but from the viewpoint of productivity, it is preferably 1.25 m / min or more, and more preferably 1.30 m / min or more.
  • the hot rolling step for example, a steel material (slab) having the above-mentioned composition is hot-rolled.
  • the slab heating temperature is not particularly limited, but by setting the slab heating temperature to 1200 ° C. or higher, the solid solution of sulfide is promoted and the Mn segregation is reduced, the amount of coarse inclusions described above is reduced, and the delay tolerance is achieved. Destructive properties tend to improve. Therefore, the slab heating temperature is preferably 1200 ° C. or higher. More preferably, it is 1220 ° C. or higher.
  • the heating rate during slab heating is preferably 5 to 15 ° C./min, and the slab heating time is preferably 30 to 100 minutes.
  • the finish rolling end temperature is preferably 840 ° C or higher. If the finish rolling end temperature is less than 840 ° C., it takes time for the temperature to decrease, and inclusions may not only deteriorate the delayed fracture resistance but also deteriorate the internal quality of the steel sheet. Therefore, the finish rolling end temperature is preferably 840 ° C. or higher, more preferably 860 ° C. or higher. On the other hand, although the upper limit is not particularly limited, the finish rolling end temperature is preferably 950 ° C. or lower, more preferably 920 ° C. or lower, because it becomes difficult to cool down to the subsequent winding temperature.
  • the cooled hot-rolled steel sheet is preferably wound at a temperature of 630 ° C. or lower. If the take-up temperature exceeds 630 ° C., the surface of the base iron may be decarburized, which may cause a structure difference between the inside and the surface of the steel sheet and cause uneven alloy concentration. Further, decarburization of the surface layer reduces the area ratio of bainite and martensite having carbides on the surface layer of the steel, so that it tends to be difficult to secure the desired strength. Therefore, the winding temperature is preferably 630 ° C. or lower, more preferably 600 ° C. or lower. The lower limit of the winding temperature is not particularly limited, but is preferably 500 ° C. or higher in order to prevent deterioration of cold rollability.
  • the hot-rolled steel sheet obtained by hot rolling is cold-rolled.
  • the hot-rolled steel sheet wound as described above is pickled and then cold-rolled to produce a cold-rolled steel sheet.
  • the pickling conditions are not particularly limited. If the reduction rate is less than 20%, the flatness of the surface is poor and there is a risk that the structure becomes uneven. Therefore, the reduction rate is preferably 20% or more, more preferably 30% or more, and further. It is preferably 40% or more.
  • the cold-rolled steel sheet obtained by cold rolling is heated to an annealing temperature of 3 points or more in AC. If the annealing temperature is less than 3 points AC, ferrite is formed in the structure and the desired strength cannot be obtained. Therefore, the annealing temperature is AC 3 points or more, preferably AC 3 points + 10 ° C. or higher, and more preferably AC 3 points + 20 ° C. or higher.
  • the upper limit of the annealing temperature is not particularly limited, but the annealing temperature is preferably 900 ° C. or lower from the viewpoint of suppressing coarsening of austenite and preventing deterioration of delayed fracture resistance. After heating to an annealing temperature of 3 points or more in AC, the heating may be equalized at the annealing temperature.
  • a C3 points are calculated by the following formula. Further, in the following formula, (% element symbol) means the content (mass%) of each element.
  • AC 3 points (° C) 910-203 ⁇ (% C) +45 (% Si) -30 (% Mn) -20 (% Cu) -15 (% Ni) +11 (% Cr) +32 (% Mo) +104 ( % V) + 400 (% Ti) + 460 (% Al)
  • the average cooling rate in the temperature range from the annealing temperature to 550 ° C is set to 3 ° C / sec or more, and the cooling stop temperature is set to 350 ° C or less. After that, it is held in a temperature range of 100 ° C. or higher and 260 ° C. or lower for 20 seconds or longer and 1500 seconds or shorter.
  • the average cooling rate in the temperature range from the annealing temperature to 550 ° C is less than 3 ° C / sec, it becomes difficult to obtain the desired strength because it causes excessive formation of ferrite.
  • the formation of ferrite on the surface layer makes it difficult to obtain a bainite or martensite fraction having carbides near the surface layer, which deteriorates the delayed fracture resistance. Therefore, the average cooling rate in the temperature range from the annealing temperature to 550 ° C. is 3 ° C./sec or more, preferably 5 ° C./sec or more, and more preferably 10 ° C./sec or more.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly specified, but if it is too fast, the martensitic transformation tends to be non-uniform in the coil width direction, and the steel sheet may come into contact with the equipment due to shape deterioration.
  • the temperature is preferably 3000 ° C./s or less.
  • the average cooling rate in the temperature range from the annealing temperature to 550 ° C is "(annealing temperature-550 ° C) / (cooling time from the annealing temperature to 550 ° C)".
  • the cooling stop temperature is 350 ° C or less.
  • the cooling stop temperature exceeds 350 ° C, tempering does not proceed sufficiently, martensite and retained austenite as hardened are generated in the final structure, and the hardness of the end face of the bent ridge increases, resulting in delayed fracture resistance. Deteriorates. Therefore, in order to obtain excellent delayed fracture resistance, the cooling stop temperature is 350 ° C. or lower, preferably 300 ° C. or lower, and more preferably 250 ° C. or lower.
  • the lower limit of the cooling stop temperature is not particularly limited, it is preferably 0 ° C. or higher from the viewpoint of facilitating securing the temperature when reheating after that.
  • the carbides distributed inside bainite are carbides that are generated during retention in the low temperature range after quenching, and by becoming hydrogen trap sites, hydrogen can be trapped and deterioration of delayed fracture resistance can be prevented.
  • the holding temperature is less than 100 ° C. or the holding time is less than 20 seconds, bainite is not formed and hardened martensite containing no carbide is formed, so that the hardness of the end face of the bent ridge becomes high. , The above effect cannot be obtained.
  • the holding temperature exceeds 260 ° C. or the holding time exceeds 1500 seconds, decarburization is performed and coarse carbides are generated inside the bainite, which causes the bainite to become too soft and deteriorate the delayed fracture resistance.
  • the holding temperature is 100 ° C. or higher and 260 ° C. or lower, and the holding time is 20 seconds or longer and 1500 seconds or lower.
  • the holding temperature is preferably 130 ° C. or higher and 240 ° C. or lower, and the holding time is preferably 50 seconds or longer and 1000 seconds or lower.
  • the holding in the present invention includes not only holding at a constant temperature but also a case where the temperature changes within the holding temperature of the present invention.
  • the hot-rolled steel sheet after hot rolling may be heat-treated to soften the structure. Further, the surface of the steel sheet may be plated with Zn, Al, or the like. Further, after annealing cooling or plating treatment, temper rolling for shape adjustment may be performed.
  • Example 1 The steel sheet having the tensile strength shown in Table 1 was sheared into small pieces of 30 mm ⁇ 110 mm.
  • JIS No. 5 test pieces with a distance between gauge points of 50 mm, a width between gauge points of 25 mm, and a plate thickness of 1.4 mm were collected from the rolling direction of the steel sheet, and in accordance with JISZ2241, the tensile speed was 10 mm / min.
  • a tensile test was performed.
  • the measured tensile strength (TS) and yield strength (YS) are shown in Table 1.
  • TS measured tensile strength
  • YiS yield strength
  • Table 1 shows each condition of the end face treatment.
  • the column of the heat treatment temperature (° C.) described as "-" means that the heat treatment was not performed.
  • the critical load stress was measured by a delayed fracture test. Specifically, the members obtained under each production condition were immersed in hydrochloric acid having a pH of 1 (25 ° C.), and the maximum load stress that did not cause delayed fracture was evaluated as the critical load stress. The judgment of delayed fracture was performed visually and with an image magnified to a magnification of 20 with a stereomicroscope, and the case where the image was immersed for 96 hours and no cracks occurred was regarded as no destruction.
  • the term “crack” as used herein refers to the case where a crack having a crack length of 200 ⁇ m or more occurs.
  • FIG. 3 is an enlarged view of the end face of the bent ridge line portion, and is shown with reference numerals at the plate thickness center C1 and the measurement direction D2, respectively.
  • the Vickers hardness (HV) of the end face was measured by the Vickers hardness test for the members obtained under each manufacturing condition.
  • the Vickers hardness was measured at a position 100 ⁇ m from the end face at the center of the plate thickness of the cross section obtained by cutting the end face of the bent ridge line portion in the bending ridge line direction D1 direction and mirror-polishing the end face.
  • the measured load was 1 kgf.
  • a member having TS ⁇ 1470 MPa and critical load stress ⁇ 1.10 ⁇ YS was accepted, and is shown as an example of the invention in Table 1. Further, a member having TS ⁇ 1470 MPa or critical load stress ⁇ 1.10 ⁇ YS was rejected and is shown as a comparative example in Table 1.
  • Table 1 when "critical load stress / YS" is 1.10 or more, it means that critical load stress ⁇ 1.10 ⁇ YS.
  • the members of the examples of the present invention have high strength and excellent delayed fracture resistance.
  • Example 2 1. Production of Evaluation Member A steel having the composition shown in Table 2 and having the balance of Fe and unavoidable impurities was melted in a vacuum melting furnace and then lump-rolled to obtain a lump-rolled material having a thickness of 27 mm. The obtained block-rolled material was hot-rolled to a thickness of 4.2 mm to produce a hot-rolled steel sheet. Next, the hot-rolled steel sheet was ground to a plate thickness of 3.2 mm and then cold-rolled to a plate thickness of 2.4 to 1.12 mm to produce a cold-rolled steel sheet. Next, the cold-rolled steel sheet obtained as described above was heat-treated under the conditions shown in Tables 3 and 4 (annealing step).
  • the blanks in the component composition in Table 2 indicate that the component was not intentionally added, and include not only the case where the component is not contained (0% by mass) but also the case where the component is unavoidably contained. Details of each condition of the hot rolling step, the cold rolling step, and the annealing step are shown in Tables 3 and 4.
  • the heat-treated steel sheet is sheared into small pieces of 30 mm x 110 mm, a sample of the steel sheet is placed on a die with an angle of 90 °, and the steel sheet is pressed with a punch with an angle of 90 ° to perform V-shaped bending.
  • the bent steel plate member
  • the relationship between the load stress and the tightening amount was calculated by CAE (Computer Aided Engineering) analysis, and the tightening amount and the critical load stress were made to match.
  • the critical load stress was measured by the method described later.
  • microstructure fraction was investigated by analyzing the steel structure (microstructure) of the members obtained under various manufacturing conditions.
  • tensile properties such as tensile strength were evaluated by conducting a tensile test, and delayed fracture resistance was evaluated by the critical load stress measured by the delayed fracture test.
  • the residual stress and Vickers hardness of the end face of the member were measured as follows. The method of each evaluation is as follows.
  • a test piece is collected from the direction perpendicular to the steel sheet obtained in the annealing process (hereinafter referred to as annealed steel sheet), the plate thickness L cross section parallel to the rolling direction is mirror-polished, and the structure is revealed with a bainite solution.
  • a 16 mm x 15 mm grid with 4.8 ⁇ m intervals is placed on a region with an actual length of 82 ⁇ m ⁇ 57 ⁇ m on an SEM image with a magnification of 1500 times, and points are counted on each phase.
  • the area ratios of martensite containing carbides having an average particle size of 50 nm or less and bainite containing carbides having an average particle size of 50 nm or less were calculated, and the total area ratios thereof were calculated.
  • the area ratio was the average value of the three area ratios obtained from separate SEM images at a magnification of 1500 times.
  • Martensite has a white structure
  • bainite has fine carbides precipitated inside the black structure.
  • the average particle size of the carbide was calculated as follows.
  • the area ratio is the area ratio with respect to the entire observation range, and this is regarded as the area ratio with respect to the entire steel sheet structure.
  • the critical load stress was measured by a delayed fracture test. Specifically, the members obtained under each production condition were immersed in hydrochloric acid having a pH of 1 (25 ° C.), and the maximum load stress that did not cause delayed fracture was evaluated as the critical load stress. The judgment of delayed fracture was performed visually and with an image magnified to a magnification of 20 with a stereomicroscope, and the case where the image was immersed for 96 hours and no cracks occurred was regarded as no destruction.
  • the term “crack” as used herein refers to the case where a crack having a crack length of 200 ⁇ m or more occurs.
  • FIG. 3 is an enlarged view of the end face of the bent ridge line portion, and is shown with reference numerals at the plate thickness center C1 and the measurement direction D2, respectively.
  • the Vickers hardness (HV) of the end face was measured by the Vickers hardness test for the members obtained under each manufacturing condition.
  • the Vickers hardness was measured at a position 100 ⁇ m from the end face at the center of the plate thickness of the cross section obtained by cutting the end face of the bent ridge line portion in the bending ridge line direction D1 direction and mirror-polishing the end face.
  • the measured load was 1 kgf.
  • a member having TS ⁇ 1470 MPa and critical load stress ⁇ 1.10 ⁇ YS was accepted, and is shown as an example of invention in Tables 5 and 6. Further, the members having TS ⁇ 1470 MPa or critical load stress ⁇ 1.10 ⁇ YS were rejected and are shown as comparative examples in Tables 5 and 6.
  • Tables 5 and 6 when "critical load stress / YS" is 1.10 or more, it means that critical load stress ⁇ 1.10 ⁇ YS.
  • the members of the examples of the present invention have high strength and excellent delayed fracture resistance.
  • Example 3 In Example 3, a member was manufactured and evaluated with a steel grade containing no Sb. 1.
  • a steel having the composition shown in Table 7 and having the balance of Fe and unavoidable impurities was melted in a vacuum melting furnace and then lump-rolled to obtain a lump-rolled material having a thickness of 27 mm.
  • the obtained block-rolled material was hot-rolled to a thickness of 4.2 mm to produce a hot-rolled steel sheet.
  • the hot-rolled steel sheet was ground to a plate thickness of 3.2 mm and then cold-rolled to a plate thickness of 2.4 to 1.12 mm to produce a cold-rolled steel sheet.
  • the cold-rolled steel sheet obtained as described above was heat-treated under the conditions shown in Table 8 (annealing step).
  • the blanks in the component composition in Table 7 indicate that the component was not intentionally added, and include not only the case where the component is not intentionally added (0% by mass) but also the case where the component is unavoidably contained.
  • the details of each condition of the hot rolling step, the cold rolling step, and the annealing step are shown in Table 8.
  • the heat-treated steel sheet is sheared into small pieces of 30 mm x 110 mm, a sample of the steel sheet is placed on a die with an angle of 90 °, and the steel sheet is pressed with a punch with an angle of 90 ° to perform V-shaped bending.
  • the bent steel plate member
  • the relationship between the load stress and the tightening amount was calculated by CAE (Computer Aided Engineering) analysis, and the tightening amount and the critical load stress were made to match.
  • the critical load stress was measured by the method described in Example 2.
  • a member having TS ⁇ 1470 MPa and critical load stress ⁇ 1.10 ⁇ YS was accepted, and is shown as an example of invention in Table 9. Further, a member having TS ⁇ 1470 MPa or critical load stress ⁇ 1.10 ⁇ YS was rejected and is shown as a comparative example in Table 9.
  • Table 9 when "critical load stress / YS" is 1.10 or more, it means that critical load stress ⁇ 1.10 ⁇ YS.
  • the members of the examples of the present invention have high strength and excellent delayed fracture resistance.

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Abstract

本発明の課題は、耐遅れ破壊特性に優れた高強度部材、高強度部材の製造方法及び高強度部材用鋼板の製造方法を提供することである。　本発明の高強度部材１０は、鋼板１１を用いて得た曲げ稜線部１２を有する高強度部材１０であって、部材の引張強度が１４７０ＭＰａ以上であり、曲げ稜線部１２の端面１３の残留応力が３００ＭＰａ以下であり、かつ曲げ稜線部１２の端面１３のビッカース硬さ（ＨＶ）が、２００以上４５０以下である。

Description

高強度部材、高強度部材の製造方法及び高強度部材用鋼板の製造方法
　本発明は、自動車部品等に用いられる高強度部材、高強度部材の製造方法及び高強度部材用鋼板の製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、耐遅れ破壊特性に優れた高強度部材及びその製造方法に関する。また、その高強度部材用の鋼板の製造方法に関する。
　近年、センターピラーＲ／Ｆ（レインフォースメント）等の車体骨格部品や、バンパー、インパクトビーム部品等（以下、部品ともいう）に対し、引張強度（ＴＳ）が１３２０～１４７０ＭＰａ級の高強度鋼板の適用が進みつつある。さらには、自動車車体の一層の軽量化の観点から、部品に対しＴＳが１８００ＭＰａ（１．８ＧＰａ）級以上の強度を有する鋼板の適用についても検討されている。
　鋼板の高強度化に伴い、遅れ破壊の発生が懸念されている。近年では、部品形状へ加工されたサンプル、特にひずみが集中する曲げ加工部のせん断端面からの遅れ破壊が懸念されており、このようなせん断端面を起点とした遅れ破壊を抑制することが重要となっている。
　例えば、特許文献１では、化学成分が、Ｃ：０．０５～０．３％、Ｓｉ：３．０％以下、Ｍｎ：０．０１～３．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：３．０％以下、Ｎ：０．０１％以下を満たし、残部がＦｅ及び不可避不純物である鋼からなり、Ｍｇの酸化物、硫化物、複合晶出物及び複合析出物の粒径と密度を規定することで成形加工後の耐遅れ破壊特性に優れた薄鋼板を提供している。
　特許文献２では、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを有する鋼板のせん断端面にショットピーニングを施すことによって、端面の残留応力を低減させ、耐遅れ破壊特性に優れた成形部材の製造方法を提供している。
特開２００３－１６６０３５号公報 特開２０１７－１２５２２８号公報
　特許文献１で開示された技術は、化学成分及び鋼中の析出物の粒径と密度を規定することで耐遅れ破壊特性に優れる鋼板を提供している。しかしながら、特許文献１の鋼板は、添加されているＣ量が少ないため、本発明の高強度部材に用いられる鋼板よりも強度が低く、ＴＳが１４７０ＭＰａ未満である。特許文献１の鋼板ではＣ量を多くする等して強度を向上させても、強度が上昇すると端面の残留応力も増加するため、耐遅れ破壊特性は劣化すると思われる。
　特許文献２で開示された技術では、せん断端面にショットピーニングを施すことで、端面の残留応力を低減し、耐遅れ破壊特性に優れる成形部材を提供している。しかしながら、本発明として規定した３００ＭＰａ以下の端面の残留応力よりも大きく、耐遅れ破壊特性の改善効果としては不十分である。
　本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、耐遅れ破壊特性に優れた高強度部材及びその製造方法を提供することである。
　本発明において、高強度とは、引張強度（ＴＳ）が１４７０ＭＰａ以上であることを意味する。
　本発明において、耐遅れ破壊特性に優れるとは、実施例に記載するように、鋼板を曲げ加工した後の部材をｐＨ＝１（２５℃）の塩酸中に浸漬し、遅れ破壊しない最大負荷応力を臨界負荷応力として測定したときに、当該臨界負荷応力が降伏強度（ＹＳ）の１．１０倍以上であることを意味する。
　本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った。本発明者らは、鋼板を用いて得た曲げ稜線部を有する高強度部材を、部材の引張強度が１４７０ＭＰａ以上であり、曲げ稜線部の端面の残留応力が３００ＭＰａ以下であり、かつ曲げ稜線部の端面のビッカース硬さ（ＨＶ）が２００以上４５０以下とすることによって、耐遅れ破壊特性に優れた高強度部材とすることができることを見出し、本発明に至った。上記課題は、以下の手段によって解決される。
［１］鋼板を用いて得た曲げ稜線部を有する高強度部材であって、
　部材の引張強度が１４７０ＭＰａ以上であり、
　前記曲げ稜線部の端面の残留応力が３００ＭＰａ以下であり、かつ
　前記曲げ稜線部の端面のビッカース硬さ（ＨＶ）が２００以上４５０以下である、高強度部材。
［２］前記鋼板は、質量％で、
　Ｃ：０．１７％以上０．３５％以下、
　Ｓｉ：０．００１％以上１．２％以下、
　Ｍｎ：０．９％以上３．２％以下、
　Ｐ：０．０２０％以下、
　Ｓ：０．００１０％以下、
　Ａｌ：０．０１０％以上０．２０％以下、及び
　Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなる成分組成と、
　平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するベイナイト及び平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するマルテンサイトの１種又は２種の面積率が合計で９０％以上であるミクロ組織と、を有する、［１］に記載の高強度部材。
［３］前記鋼板は、質量％で、
　Ｃ：０．１７％以上０．３５％以下、
　Ｓｉ：０．００１％以上１．２％以下、
　Ｍｎ：０．９％以上３．２％以下、
　Ｐ：０．０２０％以下、
　Ｓ：０．００１０％以下、
　Ａｌ：０．０１０％以上０．２０％以下、
　Ｎ：０．０１０％以下、及び
　Ｓｂ：０．００１％以上０．１０％以下を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなる成分組成と、
　平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するベイナイト及び平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するマルテンサイトの１種又は２種の面積率が合計で９０％以上であるミクロ組織と、を有する、［１］に記載の高強度部材。
［４］前記鋼板の前記成分組成が、さらに、質量％で、
　Ｂ：０．０００２％以上０．００３５％未満を含有する、［２］又は［３］に記載の高強度部材。
［５］前記鋼板の前記成分組成が、さらに、質量％で、
　Ｎｂ：０．００２％以上０．０８％以下及び
　Ｔｉ：０．００２％以上０．１２％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、［２］～［４］のいずれか一つに記載の高強度部材。
［６］前記鋼板の前記成分組成が、さらに、質量％で、
　Ｃｕ：０．００５％以上１％以下及び
　Ｎｉ：０．００５％以上１％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、［２］～［５］のいずれか一つに記載の高強度部材。
［７］前記鋼板の前記成分組成が、さらに、質量％で、
　Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下、
　Ｍｏ：０．０１％以上０．３％未満、
　Ｖ：０．００３％以上０．５％以下、
　Ｚｒ：０．００５％以上０．２０％以下、及び
　Ｗ：０．００５％以上０．２０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、［２］～［６］のいずれか一つに記載の高強度部材。
［８］前記鋼板の前記成分組成が、さらに、質量％で、
　Ｃａ：０．０００２％以上０．００３０％以下、
　Ｃｅ：０．０００２％以上０．００３０％以下、
　Ｌａ：０．０００２％以上０．００３０％以下、及び
　Ｍｇ：０．０００２％以上０．００３０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する、［２］～［７］のいずれか一つに記載の高強度部材。
［９］前記鋼板の前記成分組成が、さらに、質量％で、
　Ｓｎ：０．００２％以上０．１％以下を含有する、［２］～［８］のいずれか一つに記載の高強度部材。
［１０］引張強度が１４７０ＭＰａ以上の鋼板を切出し、前記鋼板に対して曲げ加工を施す曲げ加工工程と、
　切断により生じた端面を、前記曲げ加工の後に、４００℃以上９００℃以下の温度で０秒超１０秒以下の条件で加熱する端面処理工程と、を有する、高強度部材の製造方法。
［１１］［２］～［９］のいずれか一つに記載の鋼板を切出し、鋼板に対して曲げ加工を施す曲げ加工工程と、
　切断により生じた端面を、前記曲げ加工の後に、４００℃以上９００℃以下の温度で０秒超１０秒以下の条件で加熱する端面処理工程と、を有する、高強度部材の製造方法。
［１２］引張強度が１４７０ＭＰａ以上の鋼板を切出した後、切断により生じた端面を４００℃以上９００℃以下の温度で０秒超１０秒以下の条件で加熱する端面処理工程と、
　前記端面処理工程後の鋼板に対して曲げ加工を施す曲げ加工工程と、を有する、高強度部材の製造方法。
［１３］［２］～［９］のいずれか一つに記載の鋼板を切出した後、切断により生じた端面を４００℃以上９００℃以下の温度で０秒超１０秒以下の条件で加熱する端面処理工程と、
　前記端面処理工程後の鋼板に対して曲げ加工を施す曲げ加工工程と、を有する、高強度部材の製造方法。
［１４］［１０］～［１３］のいずれか一つに記載の高強度部材の製造方法により得られる高強度部材に用いる高強度部材用鋼板の製造方法であって、
　鋼素材を熱間圧延する熱間圧延工程と、
　前記熱間圧延によって得られた熱延鋼板を冷間圧延する冷間圧延工程と、
　前記冷間圧延によって得られた冷延鋼板を、ＡＣ３点以上の焼鈍温度まで加熱した後、前記焼鈍温度から５５０℃までの温度域の平均冷却速度を３℃／秒以上とし、かつ冷却停止温度を３５０℃以下とする冷却を行い、その後、１００℃以上２６０℃以下の温度域で２０秒以上１５００秒以下保持させる焼鈍工程と、を有する高強度部材用鋼板の製造方法。
　本発明によれば、耐遅れ破壊特性に優れた高強度部材、高強度部材の製造方法及び高強度部材用鋼板の製造方法を提供することができる。また、本発明の高強度部材を自動車構造部材に適用することにより、自動車用鋼板の高強度化と耐遅れ破壊特性向上との両立が可能となる。即ち、本発明により、自動車車体が高性能化する。
本発明の高強度部材の一例を示す斜視図である。 実施例において、ボルトとナットで締めこんだ部材の状態を示す側面図である。 実施例の端面の残留応力の測定において、測定箇所である板厚中心と、測定方向を示す端面の拡大図である。
　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。
　本発明は鋼板を用いて得た曲げ稜線部を有する高強度部材であって、部材の引張強度が１４７０ＭＰａ以上であり、曲げ稜線部の端面の残留応力が３００ＭＰａ以下であり、かつ曲げ稜線部の端面のビッカース硬さ（ＨＶ）が２００以上４５０以下である。
　これらの条件を満たす高強度部材が得られれば、高強度部材に用いる鋼板は特に限定されない。以下、本発明の高強度部材を得るための好ましい鋼板について説明をするが、本発明の高強度部材に用いる鋼板は以下で説明する鋼板には限定されない。
　高強度部材を得るための好ましい鋼板は、後述する成分組織と、ミクロ組織とを有することが好ましい。なお、本発明の高強度部材が得られれば、必ずしも後述する成分組成とミクロ組織を有する鋼板を用いる必要はない。
　まず、高強度部材に用いられる好ましい鋼板（素材鋼板）の好ましい成分組成について説明する。下記の好ましい成分組成の説明において、成分の含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。
＜Ｃ：０．１７％以上０．３５％以下＞
　Ｃは焼入れ性を向上させる元素である。所定のマルテンサイト及びベイナイトの１種又は２種の合計面積率を確保するとともに、マルテンサイト及びベイナイトの強度を上昇させ、ＴＳ≧１４７０ＭＰａを確保する観点から、Ｃ含有量は好ましくは０．１７％以上であり、より好ましくは０．１８％以上であり、さらに好ましくは０．１９％以上である。一方、Ｃ含有量が０．３５％を超えると、曲げ加工後に加熱したとしても、曲げ稜線部の端面の残留応力が３００ＭＰａを超えて、耐遅れ破壊特性を劣化させる可能性がある。したがって、Ｃ含有量は好ましくは０．３５％以下であり、より好ましくは０．３３％以下であり、さらに好ましくは０．３１％以下である。
＜Ｓｉ：０．００１％以上１．２％以下＞
　Ｓｉは固溶強化による強化元素である。また、Ｓｉは、２００℃以上の温度域で鋼板を保持する場合に、粗大な炭化物の過剰な生成を抑制して伸びの向上に寄与する。さらに、板厚中央部でのＭｎ偏析を軽減してＭｎＳの生成の抑制にも寄与し、耐遅れ破壊特性を向上させる。上記のような効果を十分に得るには、Ｓｉ含有量は好ましくは０．００１％以上であり、より好ましくは０．００３％以上であり、さらに好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｓｉ含有量が多くなりすぎると、板厚方向に粗大なＭｎＳが生成しやすくなり、耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、Ｓｉ含有量は好ましくは１．２％以下であり、より好ましくは１．１％以下であり、さらに好ましくは１．０％以下である。
＜Ｍｎ：０．９％以上３．２％以下＞
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させ、所定のマルテンサイト及びベイナイトの１種又は２種の合計面積率を確保するために含有させる。Ｍｎ含有量が０．９％未満では、鋼板表層部にフェライトが生成することで強度が低下する可能性がある。したがって、Ｍｎ含有量は好ましくは０．９％以上であり、より好ましくは１．０％以上であり、さらに好ましくは１．１％以上である。また、ＭｎＳが増加し、耐遅れ破壊特性を劣化させないために、Ｍｎ含有量は好ましくは３．２％以下であり、より好ましくは３．１％以下であり、さらに好ましくは３．０％以下である。
＜Ｐ：０．０２０％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耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、Ｐ含有量は好ましくは０．０２０％以下であり、より好ましくは０．０１５％以下であり、さらに好ましくは０．０１０％以下である。なお、Ｐ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０．００３％程度である。
＜Ｓ：０．００１０％以下＞
　Ｓは、ＭｎＳ、ＴｉＳ、Ｔｉ（Ｃ，Ｓ）等の介在物を形成する。この介在物による耐遅れ破壊特性の劣化を抑制するために、Ｓ含有量は０．００１０％以下とすることが好ましい。Ｓ含有量は、より好ましくは０．０００９％以下、さらに好ましくは０．０００７％以下、特に好ましくは０．０００５％以下である。なお、Ｓ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０．０００２％程度である。
＜Ａｌ：０．０１０％以上０．２０％以下＞
　Ａｌは十分な脱酸を行い、鋼中の粗大介在物を低減するために添加される。その効果を得るために、Ａｌ含有量が好ましくは０．０１０％以上であり、より好ましくは０．０１５％以上である。一方、Ａｌ含有量が０．２０％超となると、熱間圧延後の巻取り時に生成したセメンタイトなどのＦｅを主成分とする炭化物が焼鈍工程で固溶しにくくなり、粗大な介在物や炭化物が生成する可能性があるため、耐遅れ破壊特性を劣化させる可能性がある。したがって、Ａｌ含有量は好ましくは０．２０％以下であり、より好ましくは０．１７％以下であり、さらに好ましくは０．１５％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する元素であり、これらの生成を通じて耐遅れ破壊特性を劣化させる。耐遅れ破壊特性の劣化を防止するため、Ｎ含有量は好ましくは０．０１０％以下であり、より好ましくは０．００７％以下であり、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０．０００６％程度である。
＜Ｓｂ：０．００１％以上０．１０％以下＞
　Ｓｂは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、鋼板表層部の酸化や窒化による脱炭を抑制する。脱炭が抑制されることで、鋼板表層部のフェライト生成を抑制し、高強度化に寄与する。さらに脱炭の抑制により耐遅れ破壊特性も向上する。このような観点から、Ｓｂ含有量は好ましくは０．００１％以上であり、より好ましくは０．００２％以上であり、さらに好ましくは０．００３％以上である。一方、Ｓｂは０．１０％を超えて含有させると、旧オーステナイト（γ）粒界に偏析して亀裂発生を促進するため、耐遅れ破壊特性を劣化させる可能性がある。このため、Ｓｂ含有量は、好ましくは０．１０％以下であり、より好ましくは０．０８％以下であり、さらに好ましくは０．０６％以下である。なお、Ｓｂを含有することが好ましいが、Ｓｂを含有せずに鋼板の高強度化及び耐遅れ破壊特性の向上の効果を十分に得られる場合は、Ｓｂを含有しなくてもよい。
　本発明の高強度部材に用いる好ましい鋼は上記成分を基本的に含有することが好ましく、残部は鉄及び不可避的不純物である。本発明の高強度部材に用いる好ましい鋼は、本発明の作用を損なわない範囲で以下の任意元素を含有させることができる。なお、下記の任意元素を下記の下限値未満で含む場合、その任意元素は不可避的不純物として含まれるものとする。
＜Ｂ：０．０００２％以上０．００３５％未満＞
　Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、Ｍｎ含有量が少ない場合であっても、所定の面積率のマルテンサイト及び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、Ｂ含有量は好ましくは０．０００２％以上であり、より好ましくは０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．０００７％以上である。また、Ｎを固定する観点から、０．００２％以上のＴｉと複合添加することが好ましい。一方、Ｂ含有量が０．００３５％以上になると、焼鈍時のセメンタイトの固溶速度を遅延させ、未固溶のセメンタイトなどのＦｅを主成分とする炭化物が残存することとなり、これにより、粗大な介在物や炭化物が生成するため、耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は好ましくは０．００３５％未満であり、より好ましくは０．００３０％以下であり、さらに好ましくは０．００２５％以下である。
＜Ｎｂ：０．００２％以上０．０８％以下及びＴｉ：０．００２％以上０．１２％以下のうちから選ばれる少なくとも１種＞
　ＮｂやＴｉは、旧オーステナイト（γ）粒の微細化を通じて、高強度化に寄与する。このような観点から、Ｎｂ含有量及びＴｉ含有量は、それぞれ、好ましくは０．００２％以上であり、より好ましくは０．００３％以上であり、さらに好ましくは０．００５％以上である。一方、ＮｂやＴｉ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ＮｂＮ、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）、（Ｎｂ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）等のＮｂ系の粗大な析出物、ＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）、Ｔｉ（Ｃ，Ｓ）、ＴｉＳ等のＴｉ系の粗大な析出物が増加し、耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量は好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは０．０６％以下であり、さらに好ましくは０．０４％以下である。また、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ含有量は、好ましくは０．１２％以下であり、より好ましくは０．１０％以下であり、さらに好ましくは０．０８％以下である。
＜Ｃｕ：０．００５％以上１％以下及びＮｉ：０．００５％以上１％以下のうちから選ばれる少なくとも１種＞
　ＣｕやＮｉは、自動車の使用環境での耐食性を向上させ、かつ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。また、耐遅れ破壊特性向上の観点からは、Ｃｕ及びＮｉは、それぞれ、０．００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００８％以上である。しかしながら、ＣｕやＮｉが多くなりすぎると表面欠陥の発生を招来し、めっき性や化成処理性を劣化させるので、Ｃｕ及びＮｉのうち少なくとも１種を含有する場合、Ｃｕ含有量及びＮｉ含有量は、それぞれ、好ましくは１％以下であり、より好ましくは０．８％以下であり、さらに好ましくは０．６％以下である。
＜Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．３％未満、Ｖ：０．００３％以上０．５％以下、Ｚｒ：０．００５％以上０．２０％以下、及びＷ：０．００５％以上０．２０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種＞
　Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、鋼の焼入れ性の向上効果目的で、含有させることができる。このような効果を得るには、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量は、それぞれ、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０２％以上であり、さらに好ましくは０．０３％以上である。Ｖ含有量は、好ましくは０．００３％以上であり、より好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．００７％以上である。しかしながら、いずれの元素も多くなりすぎると炭化物の粗大化により、耐遅れ破壊特性を劣化させる。そのため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量は、好ましくは１．０％以下であり、より好ましくは０．４％以下であり、さらに好ましくは０．２％以下である。Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は、好ましくは０．３％未満であり、より好ましくは０．２％以下であり、さらに好ましくは０．１％以下である。Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は、好ましくは０．５％以下であり、より好ましくは０．４％以下であり、さらに好ましくは０．３％以下である。
　ＺｒやＷは、旧オーステナイト（γ）粒の微細化を通じて、高強度化に寄与する。このような観点から、Ｚｒ含有量及びＷ含有量は、それぞれ、好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．００６％以上であり、さらに好ましくは０．００７％以上である。ただし、Ｚｒや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、耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｚｒ及びＷのうち少なくとも１種を含有する場合、Ｚｒ含有量やＷ含有量は、それぞれ、好ましくは０．２０％以下であり、より好ましくは０．１５％以下であり、さらに好ましくは０．１０％以下である。
＜Ｃａ：０．０００２％以上０．００３０％以下、Ｃｅ：０．０００２％以上０．００３０％以下、Ｌａ：０．０００２％以上０．００３０％以下、及びＭｇ：０．０００２％以上０．００３０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種＞
　Ｃａ、Ｃｅ、Ｌａは、Ｓを硫化物として固定することで、耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、これらの元素の含有量は、それぞれ、好ましくは０．０００２％以上であり、より好ましくは０．０００３％以上であり、さらに好ましくは０．０００５％以上である。一方、これらの元素は多量に添加すると硫化物の粗大化により、耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、Ｃａ、Ｃｅ及びＬａのうち少なくとも１種を含有する場合、これらの元素の含有量は、それぞれ、好ましくは０．００３０％以下であり、より好ましくは０．００２０％以下であり、さらに好ましくは０．００１０％以下である。
　ＭｇはＭｇＯとしてＯを固定し、鋼中水素のトラップサイトとなるため、耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ｍｇ含有量は、好ましくは０．０００２％以上であり、より好ましくは０．０００３％以上であり、さらに好ましくは０．０００５％以上である。一方、Ｍｇは多量に添加するとＭｇＯの粗大化により、耐遅れ破壊特性を劣化させる。そのため、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００３０％以下であり、より好ましくは０．００２０％以下であり、さらに好ましくは０．００１０％以下である。
＜Ｓｎ：０．００２％以上０．１％以下＞
　Ｓｎは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、鋼板表層部の酸化や窒化による脱炭を抑制する。脱炭が抑制されることで、鋼板表層部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、Ｓｎ含有量は、好ましくは０．００２％以上であり、より好ましくは０．００３％以上であり、さらに好ましくは０．００４％以上である。一方、Ｓｎを０．１％を超えて含有させると、旧オーステナイト（γ）粒界に偏析して耐遅れ破壊特性を劣化させる。このため、Ｓｎを含有する場合、Ｓｎ含有量は、好ましくは０．１％以下であり、より好ましくは０．０８％以下であり、さらに好ましくは０．０６％以下である。
　次に、本発明の高強度部材に用いられる鋼板が有するミクロ組織の好ましい条件を説明する。
＜平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するベイナイト及び平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するマルテンサイトの１種又は２種の面積率が合計で９０％以上＞
　ＴＳ≧１４７０ＭＰａの高強度を得るため、鋼板組織全体に対して、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するベイナイト及び平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するマルテンサイトの１種又は２種の面積率が合計で９０％以上とすることが好ましい。これより少ないと、フェライトが多くなり、強度が低下する。また、強度を高める観点から、当該合計の面積率は、より好ましくは９１％以上、さらに好ましくは９２％以上、特に好ましくは９３％以上である。当該合計の面積率は合計で１００％であってもよい。また、どちらか一方の面積率が９０％以上であってもよく、両方の合計の面積率が９０％以上であってもよい。
　マルテンサイトは、焼入れしたままのマルテンサイトは含まず、焼戻しマルテンサイトとする。本発明において、マルテンサイトとは低温（マルテンサイト変態点以下）でオーステナイトから生成した硬質な組織を指し、焼戻しマルテンサイトはマルテンサイトを再加熱した時に焼戻される組織を指す。ベイナイトとは比較的低温（マルテンサイト変態点以上）でオーステナイトから生成し、針状又は板状のフェライト中に微細な炭化物が分散した硬質な組織を指す。
　なお、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、パーライト、残留オーステナイトであり、その合計量は１０％未満であれば許容できる。０％であってもよい。
　本発明において、フェライトとは比較的高温でオーステナイトからの変態により生成し、ｂｃｃ格子の結晶粒からなる組織である。パーライトとはフェライトとセメンタイトが層状に生成した組織である。残留オーステナイトとはマルテンサイト変態温度が室温以下となることでマルテンサイト変態しなかったオーステナイトである。
　本発明でいう平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物は、ＳＥＭで観察した際にベイナイト及びマルテンサイト中に観察できる微細な炭化物のことである。炭化物は、具体的には、例えば、Ｆｅ炭化物、Ｔｉ炭化物、Ｖ炭化物、Ｍｏ炭化物、Ｗ炭化物、Ｎｂ炭化物、Ｚｒ炭化物が挙げられる。
　なお、鋼板は、溶融亜鉛めっき層等のめっき層を備えていても良い。かかるめっき層としては、例えば電気めっき層、無電解めっき層、溶融めっき層等が挙げられる。さらに、合金化めっき層としても良い。
　次に、高強度部材について説明する。
　本発明の高強度部材は、鋼板を用いて得た曲げ稜線部を有する高強度部材であって、部材の引張強度が１４７０ＭＰａ以上であり、曲げ稜線部の端面の残留応力が３００ＭＰａ以下であり、かつ曲げ稜線部の端面のビッカース硬さ（ＨＶ）が２００以上４５０以下である。
　本発明の高強度部材は、鋼板を用いて得たものであり、所定の形状となるように、成形加工及び曲げ加工等の加工を行うことにより得た成形部材である。本発明の高強度部材は、例えば、自動車部品に好適に用いることができる。
　本発明の高強度部材は曲げ稜線部を有する。本発明でいう「曲げ稜線部」とは、鋼板に曲げ加工を施すことにより平板ではなくなった領域を指す。図１に示す高強度部材１０の一例は、鋼板１１をＶ字曲げ加工したものである。高強度部材１０は、曲げ加工した部分の鋼板１１の側面に、曲げ稜線部１２を有する。曲げ稜線部１２の端面１３は、曲げ稜線部１２の側面に位置する板厚面である。本発明でいう曲げ稜線方向Ｄ１は、曲げ稜線部１２に平行な方向である。
　本発明の高強度部材は、曲げ稜線部の端面の残留応力が３００ＭＰａ以下であり、かつ、曲げ稜線部の端面のビッカース硬さ（ＨＶ）が２００以上４５０以下であれば、曲げ加工の角度は特に限られない。
　図１に示した高強度部材１０の一例は、曲げ加工した箇所が１つである例を示したが、２つ以上の箇所を曲げ加工して、２つ以上の曲げ稜線部を有することとしてもよい。
＜部材の引張強度が１４７０ＭＰａ以上＞
　高強度部材の引張強度（ＴＳ）は１４７０ＭＰａ以上である。引張強度（ＴＳ）を１４７０ＭＰａ以上とするためには、上記鋼板を用いることが好ましい。
　本発明における引張強度（ＴＳ）及び降伏強度（ＹＳ）は、高強度部材の曲げ加工されていない部分である平坦部で測定することによって算出する。また、曲げ加工前の焼鈍鋼板（焼鈍工程後の鋼板）の引張強度（ＴＳ）及び降伏強度（ＹＳ）を測定しておけば、これらの測定値は、当該焼鈍鋼板を用いて得た高強度部材の引張強度（ＴＳ）及び降伏強度（ＹＳ）の測定値とみなせる。部材の強度は実施例に記載の方法で算出することができる。
＜曲げ稜線部の端面の残留応力が３００ＭＰａ以下＞
　高強度部材の曲げ稜線部の端面（板厚面）の残留応力が、３００ＭＰａ以下である。これにより、曲げ稜線部の端面に亀裂が発生しにくくなるので、耐遅れ破壊特性に優れる部材を得ることができる。遅れ破壊による亀裂発生を抑制する観点から、残留応力は３００ＭＰａ以下であり、好ましくは２５０ＭＰａ以下であり、より好ましくは２００ＭＰａ以下である。下限は特に限定せず、圧縮応力となっても構わない。曲げ稜線部の端面の残留応力は、本明細書の実施例に記載するような方法で算出することができる。
＜曲げ稜線部の端面のビッカース硬さ（ＨＶ）が２００以上４５０以下＞
　高強度部材の曲げ稜線部の端面（板厚面）のビッカース硬さ（ＨＶ）が２００以上４５０以下である。これにより、曲げ稜線部の端面に亀裂が発生しにくくなるので、耐遅れ破壊特性に優れる部材を得ることができる。遅れ破壊による亀裂発生を抑制する観点から、硬さは４５０以下であり、好ましくは４３０以下であり、より好ましくは４００以下である。また、曲げ稜線部の端面の硬さが低くなると、母材硬さとの差が大きくなるため、亀裂の発生が促進される。したがって、遅れ破壊による亀裂発生を抑制し、部材の強度を得る観点から、端面のビッカース硬さ（ＨＶ）は２００以上とする。好ましくは２２０以上であり、より好ましくは２５０以上である。曲げ稜線部の端面のビッカース硬さは、本明細書の実施例に記載するような方法で算出することができる。
　次に、本発明の高強度部材の製造方法の実施形態について説明する。
　本発明の高強度部材の製造方法の実施形態の一例は、引張強度が１４７０ＭＰａ以上の鋼板を切出し、鋼板に対して曲げ加工を施す曲げ加工工程と、切断により生じた端面を、曲げ加工の後に、４００℃以上９００℃以下の温度で０秒超１０秒以下の条件で加熱する端面処理工程と、を有する。
　また、本発明の高強度部材の製造方法の実施形態の他の一例は、上記成分組成及び上記ミクロ組織を有する鋼板を切出し、鋼板に対して曲げ加工を施す曲げ加工工程と、切断により生じた端面を、曲げ加工の後に、４００℃以上９００℃以下の温度で０秒超１０秒以下の条件で加熱する端面処理工程と、を有する。
　また、本発明の高強度部材の製造方法の実施形態の他の一例は、引張強度が１４７０ＭＰａ以上の鋼板を切出した後、切断により生じた端面を４００℃以上９００℃以下の温度で０秒超１０秒以下の条件で加熱する端面処理工程と、端面処理工程後の鋼板に対して曲げ加工を施す曲げ加工工程と、を有する。
　また、本発明の高強度部材の製造方法の実施形態の他の一例は、上記成分組成及び上記ミクロ組織を有する鋼板を切出した後、切断により生じた端面を４００℃以上９００℃以下の温度で０秒超１０秒以下の条件で加熱する端面処理工程と、端面処理工程後の鋼板に対して曲げ加工を施す曲げ加工工程と、を有する。
［端面処理工程］
　上述したとおり、本発明の高強度部材の製造方法は、鋼板を切出した後、切断により生じた端面を４００℃以上９００℃以下の温度で０秒超１０秒以下の条件で加熱する端面処理工程を有する。ここで、切り出される鋼板は、例えば、引張強度が１４７０ＭＰａ以上の鋼板である。また、切り出される鋼板は、例えば、上記成分組成及び上記ミクロ組織を有する鋼板である。
　本発明でいう切断とは、せん断切断（機械切断）、レーザー切断、放電加工などの電気切断、ガス切断などの公知の切断を含む意味である。
　端面処理工程を行うことにより、鋼板端面の残留応力を低減させ、端面を軟質化することで曲げ稜線部の端面に亀裂を生じにくくし、耐遅れ破壊特性に優れる部材を得ることができる。端面の加熱方法については特に限定されず、例えば、レーザーによる加熱がある。
　端面の残留応力を低減するために、鋼板を曲げ加工した後の成形部材の端面を、４００℃以上９００℃以下の温度で加熱する。加熱温度が９００℃超となると、フェライトの生成及び粗大化が顕著になるため、成形部材の強度が低下し、また軟質化しすぎてしまい耐遅れ破壊特性も劣化させる。したがって、加熱温度は９００℃以下であり、好ましくは８７０℃以下である。また、４００℃未満となると、加熱能力が足りず組織の軟質化は起こらない。したがって、加熱温度は４００℃以上である。好ましくは４５０℃以上であり、より好ましくは５００℃以上であり、さらに好ましくは６００℃超であり、特に好ましくは７００℃以上である。加熱時間は１０秒以下とする。加熱時間が１０秒超となれば、組織が粗大化し耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、加熱時間は１０秒以下とする。好ましくは９秒以下、より好ましくは８秒以下である。組織の軟質化が起こり、端面のビッカース硬さが２００以上４５０以下となればよく、加熱時間は特に限定されない。したがって、加熱時間は、０秒超であり、１秒以上が好ましく、２秒以上がより好ましい。
　加熱範囲は特に限定しないが、成形部材の強度を確保するために、曲げ稜線部の端面から５ｍｍ程度が好ましい。また、加熱方向は特に限定しないが、板厚方向での温度ばらつきを無くすために、板厚面と垂直方向が好ましい。
［曲げ加工工程］
　本発明の高強度部材の製造方法は、鋼板に対して曲げ加工を施す曲げ加工工程を有する。曲げ加工工程は、端面処理工程の前に行ってもよく、端面処理工程の後に行ってもよい。
　本発明の曲げ加工は、例えば、曲げ変形、深絞り変形、張出し変形、伸びフランジ変形に分類される４つの変形様式を少なくとも一つ含む。
　次に、高強度部材の製造方法により得られる高強度部材に用いる高強度部材用鋼板の製造方法の一実施形態について説明する。
　また、本発明の高強度部材用鋼板の製造方法の実施形態の一例は、鋼（鋼素材）を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延によって得られた熱延鋼板を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延によって得られた冷延鋼板を、ＡＣ３点以上の焼鈍温度まで加熱した後、焼鈍温度から５５０℃までの温度域の平均冷却速度を３℃／秒以上とし、かつ冷却停止温度を３５０℃以下とする冷却を行い、その後、１００℃以上２６０℃以下の温度域で２０秒以上１５００秒以下保持させる焼鈍工程と、を有する。
　以下、これらの工程と、熱間圧延工程前に行う好ましい鋳造工程について説明する。なお、以下に示す温度は、特に説明がない限り、鋼素材（スラブ）、鋼板等の表面温度を意味する。
［鋳造工程］
　前述した成分組成を有する鋼を鋳造する。鋳造速度は特に限定しないが、上記の介在物の生成を抑え、耐遅れ破壊特性を向上させるために、鋳造速度は１．８０ｍ／分以下が好ましく、１．７５ｍ／分以下がより好ましく、１．７０ｍ／分以下がさらに好ましい。下限も特に限定しないが、生産性の観点から、好ましくは１．２５ｍ／分以上であり、より好ましくは１．３０ｍ／分以上である。
［熱間圧延工程］
　熱間圧延工程では、例えば、前述した成分組成を有する鋼素材（スラブ）を、熱間圧延する。スラブ加熱温度は特に限定されないが、スラブ加熱温度を１２００℃以上とすることで、硫化物の固溶促進とＭｎ偏析の軽減が図られ、上記した粗大な介在物量の低減が図られ、耐遅れ破壊特性が向上する傾向がある。このため、スラブ加熱温度は１２００℃以上が好ましい。より好ましくは１２２０℃以上である。また、スラブ加熱時の加熱速度は５～１５℃／分が好ましく、スラブ均熱時間は３０～１００分が好ましい。
　仕上げ圧延終了温度は８４０℃以上が好ましい。仕上げ圧延終了温度が８４０℃未満では、温度の低下までに時間がかかり、介在物が生成することで耐遅れ破壊特性を劣化させるのみならず、鋼板の内部の品質も低下する可能性がある。したがって、仕上げ圧延終了温度は好ましくは８４０℃以上であり、より好ましくは８６０℃以上である。一方、上限は特に限定しないが、後の巻き取り温度までの冷却が困難になるため、仕上げ圧延終了温度は好ましくは９５０℃以下であり、より好ましくは９２０℃以下である。
　冷却された熱延鋼板は６３０℃以下の温度で巻き取るのが好ましい。巻き取り温度が６３０℃超では、地鉄表面が脱炭するおそれがあり、鋼板内部と表面で組織差が生じ合金濃度ムラの原因となる可能性がある。また表層の脱炭により、鋼中表層の炭化物を有するベイナイトやマルテンサイトの面積率が減少するため、所望の強度を確保するのが難しくなる傾向がある。したがって、巻き取り温度は好ましくは６３０℃以下であり、より好ましくは６００℃以下である。巻き取り温度の下限は特に限定されないが、冷間圧延性の低下を防ぐために５００℃以上が好ましい。
［冷間圧延工程］
　冷間圧延工程では、熱間圧延により得られた熱延鋼板を冷間圧延する。冷間圧延工程では、例えば、上述のように巻き取られた熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延し、冷延鋼板を製造する。酸洗の条件は特に限定はされない。圧下率が２０％未満の場合、表面の平坦度が悪く、組織が不均一となる危険性があるので、圧下率は、好ましくは２０％以上であり、より好ましくは３０％以上であり、さらに好ましくは４０％以上である。
［焼鈍工程］
　冷間圧延によって得られた冷延鋼板を、ＡＣ３点以上の焼鈍温度に加熱する。焼鈍温度がＡＣ３点未満では、組織にフェライトが生成し、所望の強度を得ることができない。したがって、焼鈍温度はＡＣ３点以上であり、好ましくはＡＣ３点＋１０℃以上であり、より好ましくはＡＣ３点＋２０℃以上である。焼鈍温度の上限は特に限定されないが、オーステナイトの粗大化を抑制し、耐遅れ破壊特性の劣化を防ぐ観点から、焼鈍温度は９００℃以下が好ましい。なお、ＡＣ３点以上の焼鈍温度まで加熱した後に、当該焼鈍温度で均熱してもよい。
　ＡＣ３点は以下の式により算出する。また、下記式において（％元素記号）は各元素の含有量（質量％）を意味する。
ＡＣ３点（℃）＝９１０－２０３√（％Ｃ）＋４５（％Ｓｉ）－３０（％Ｍｎ）－２０（％Ｃｕ）－１５（％Ｎｉ）＋１１（％Ｃｒ）＋３２（％Ｍｏ）＋１０４（％Ｖ）＋４００（％Ｔｉ）＋４６０（％Ａｌ）
　上記のとおり冷延鋼板をＡＣ３点以上の焼鈍温度まで加熱した後、当該焼鈍温度から５５０℃までの温度域の平均冷却速度を３℃／秒以上とし、かつ冷却停止温度を３５０℃以下とする冷却を行い、その後、１００℃以上２６０℃以下の温度域で２０秒以上１５００秒以下保持させる。
　焼鈍温度から５５０℃までの温度域の平均冷却速度が３℃／秒未満では、フェライトの過度な生成を招くため所望の強度を得ることが難しくなる。また表層にフェライトが生成することで、表層付近の炭化物を有するベイナイトやマルテンサイト分率を得ることが難しくなり、耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、焼鈍温度から５５０℃までの温度域の平均冷却速度は、３℃／秒以上であり、好ましくは５℃／秒以上であり、より好ましくは１０℃／秒以上である。なお、平均冷却速度の上限は特に規定されないが、早くなりすぎるとコイル幅方向でマルテンサイト変態の不均一化が起こりやすくなり、形状劣化により鋼板が設備へ接触するおそれがあるため、最低限の形状を得る観点から、３０００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
　焼鈍温度から５５０℃までの温度域の平均冷却速度は、特に断らない限り、「（焼鈍温度－５５０℃）／（焼鈍温度から５５０℃までの冷却時間）」である。
　冷却停止温度は３５０℃以下である。冷却停止温度が３５０℃超となると、十分に焼戻しが進行せず、最終組織に焼入れままのマルテンサイトや残留オーステナイトが生成し、曲げ稜線部の端面の硬さが高くなることで耐遅れ破壊特性が劣化する。したがって、優れた耐遅れ破壊特性を得るために、冷却停止温度は３５０℃以下であり、好ましくは３００℃以下、より好ましくは２５０℃以下である。なお、冷却停止温度の下限は特に限定しないが、その後再加熱したときの温度を確保しやすくする観点から０℃以上が好ましい。
　ベイナイト内部に分布する炭化物は、焼入れ後の低温域での保持中に生成する炭化物であり、水素のトラップサイトとなることで水素を捕捉し、耐遅れ破壊特性の劣化を防ぐことができる。保持温度が１００℃未満、又は、保持時間が２０秒未満になると、ベイナイトが生成せず、また炭化物を含まない焼入れままのマルテンサイトが生成するため、曲げ稜線部の端面の硬さが高くなり、上記の効果が得られなくなる。
　また、保持温度が２６０℃超、又は、保持時間が１５００秒超となると、脱炭し、さらにベイナイト内部に粗大な炭化物が生成するため、軟質化しすぎてしまい耐遅れ破壊特性を劣化させる。
　したがって、保持温度は１００℃以上２６０℃以下であり、保持時間は２０秒以上１５００秒以下である。また、保持温度は好ましくは１３０℃以上２４０℃以下であり、保持時間は、好ましくは５０秒以上、１０００秒以下である。
　なお、本発明における保持とは、一定の温度での保持のみだけではなく、本発明の保持温度の範囲内で変化する場合も含むものとする。
　なお、熱間圧延後の熱延鋼板には、組織軟質化のための熱処理をおこなってもよい。また、鋼板表面にＺｎやＡｌなどのめっきが施されていても構わない。また、焼鈍冷却後又はめっき処理後は形状調整のための調質圧延を行ってもよい。
　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。
［実施例１］
　表１に記載の引張強度を有する鋼板を３０ｍｍ×１１０ｍｍの小片にせん断した。なお、引張試験は、鋼板の圧延方向から、標点間距離５０ｍｍ、標点間幅２５ｍｍ、板厚１．４ｍｍのＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１に準拠し、引張速度が１０ｍｍ／分で引張試験を行った。測定した引張強度（ＴＳ）及び降伏強度（ＹＳ）は表１に示す。
　せん断後の一部の鋼板については、切断により生じた端面に対して表１に示す条件で端面処理を施した。次に、９０°の角度を有するダイスの上に鋼板のサンプルを載せて、９０°の角度を有するポンチによって鋼板をプレスすることで、Ｖ字曲げ加工を行った。次いで、図２に側面図を示すように、ボルト２０、ナット２１及びテーパーワッシャー２２を用いて、曲げ加工後の鋼板（部材）を、鋼板１１の板面の両側からボルト２０で締め込んだ。ＣＡＥ（Ｃｏｍｐｕｔｅｒ　Ａｉｄｅｄ　Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ）解析によって、負荷応力と締込量の関係を算出し、締込量と臨界負荷応力が一致するようにした。臨界負荷応力は、後述する方法で測定した。次に、一部の曲げ加工後の鋼板（部材）については、鋼板の端面に対して、表１に示す条件で端面処理を施した。端面処理の各条件は表１に示す。表１の端面処理で、熱処理温度（℃）の欄を「－」と記載したものは、熱処理しなかったことを意味する。
２．評価方法
　各種製造条件で得られた部材に対して、遅れ破壊試験によって測定した臨界負荷応力で耐遅れ破壊特性を評価した。また、部材の端面の残留応力とビッカース硬さを以下のように測定した。各評価の方法は次のとおりである。
（臨界負荷応力の測定）
　遅れ破壊試験によって臨界負荷応力を測定した。具体的には、各製造条件で得られた部材をｐＨ＝１（２５℃）の塩酸中に浸漬し、遅れ破壊しない最大負荷応力を臨界負荷応力として評価した。遅れ破壊の判定は目視及び実体顕微鏡で倍率×２０まで拡大した画像にて行い、９６時間浸漬し割れが発生しなかった場合を破壊なしとした。ここでいう割れとは、亀裂長さが２００μｍ以上の亀裂が発生した場合を指す。
（端面の残留応力の測定）
　各製造条件で得られた部材について、Ｘ線回折により端面の残留応力を測定した。残留応力の測定箇所は、曲げ稜線部の端面の板厚中心であり、Ｘ線の照射径は１５０μｍとした。測定方向は、板厚方向に垂直かつ曲げ稜線方向に垂直な方向とした。図３は、曲げ稜線部の端面の拡大図であり、板厚中心Ｃ１及び測定方向Ｄ２にそれぞれ符号を付して示している。
（端面のビッカース硬さの測定）
　各製造条件で得られた部材について、ビッカース硬さ試験により端面のビッカース硬さ（ＨＶ）を測定した。ビッカース硬さの測定箇所は、曲げ稜線部の端面を曲げ稜線方向Ｄ１方向に切断し、鏡面研磨したその断面の板厚中心において、端面から１００μｍの箇所とした。測定荷重は１ｋｇｆとした。
３．評価結果
　評価結果を表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　ＴＳ≧１４７０ＭＰａ、かつ、臨界負荷応力≧１．１０×ＹＳの部材を合格とし、表１に発明例として示した。また、ＴＳ＜１４７０ＭＰａ、又は、臨界負荷応力＜１．１０×ＹＳの部材を不合格とし、表１に比較例として示した。なお、表１において、「臨界負荷応力／ＹＳ」が１．１０以上であることが、臨界負荷応力≧１．１０×ＹＳであることを意味する。表１に示すように、本発明例の部材は、高強度で、かつ耐遅れ破壊特性に優れている。
［実施例２］
１．評価用部材の製造
　表２に示す成分組成を有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼を真空溶解炉にて溶製後、分塊圧延し２７ｍｍ厚の分塊圧延材を得た。得られた分塊圧延材を板厚４．２ｍｍ厚まで熱間圧延し、熱延鋼板を製造した。次いで、熱延鋼板を研削加工し、板厚３．２ｍｍにした後、板厚２．４～１．１２ｍｍまで冷間圧延し、冷延鋼板を製造した。次いで、上記により得られた冷延鋼板に、表３及び表４に示す条件で熱処理を行った（焼鈍工程）。なお、表２の成分組成の空欄は、その成分を意図的に添加していないことを表しており、含有しない（０質量％）場合だけでなく、不可避的に含有する場合も含む。なお、熱間圧延工程、冷間圧延工程、焼鈍工程の各条件の詳細は表３及び表４に示す。
　熱処理後の鋼板を３０ｍｍ×１１０ｍｍの小片にせん断し、９０°の角度を有するダイスの上に鋼板のサンプルを載せて、９０°の角度を有するポンチによって鋼板をプレスすることで、Ｖ字曲げ加工を行った。次いで、図２に側面図を示すように、ボルト２０、ナット２１及びテーパーワッシャー２２を用いて、曲げ加工後の鋼板（部材）を、鋼板１１の板面の両側からボルト２０で締め込んだ。ＣＡＥ（Ｃｏｍｐｕｔｅｒ　Ａｉｄｅｄ　Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ）解析によって、負荷応力と締込量の関係を算出し、締込量と臨界負荷応力が一致するようにした。臨界負荷応力は、後述する方法で測定した。
　表３及び表４のＮｏ．１～７２は、曲げ加工の後、種々の温度で曲げ稜線部の端面を加熱した。表４のＮｏ．７３は、鋼板を小片にせん断した後、上記曲げ加工を行う前に、切断により生じた端面を加熱した。端面処理の各条件は、表３及び表４に示す。表３及び表４の端面処理で、熱処理温度（℃）の欄を「－」と記載したものは、熱処理しなかったことを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
２．評価方法
　各種製造条件で得られた部材に対して、鋼組織（ミクロ組織）を解析することで組織分率を調査した。また、引張試験を実施することで引張強度等の引張特性を評価し、遅れ破壊試験によって測定した臨界負荷応力で耐遅れ破壊特性を評価した。また、部材の端面の残留応力とビッカース硬さを以下のように測定した。各評価の方法は次のとおりである。
（平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するベイナイト及び平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するマルテンサイトの１種又は２種の面積率の合計）
　焼鈍工程で得られた鋼板（以下、焼鈍鋼板という。）に対して垂直方向から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚Ｌ断面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出した後、走査電子顕微鏡を用いて観察し、倍率１５００倍のＳＥＭ像上の、実長さ８２μｍ×５７μｍの領域上に４．８μｍ間隔の１６ｍｍ×１５ｍｍの格子をおき、各相上にある点数を数えるポイントカウンティング法により、平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するマルテンサイト及び平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するベイナイトの面積率を計算し、それらの合計の面積率を算出した。面積率は、倍率１５００倍の別々のＳＥＭ像から求めた３つの面積率の平均値とした。マルテンサイトは白色の組織を呈しており、ベイナイトは黒色の組織の内部に微細な炭化物が析出している。炭化物の平均粒径は以下のように算出した。また、面積率は、観察範囲全体に対する面積率であり、これを鋼板組織全体に対する面積率とみなした。
（ベイナイト及びマルテンサイト中の炭化物の平均粒径）
　焼鈍鋼板の圧延方向に対して垂直方向から試験片を採取し、圧延方向に平行な板厚Ｌ断面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出した後、走査電子顕微鏡を用いて観察し、倍率５０００倍のＳＥＭ像上の炭化物の総面積を二値化による画像解析にて測定し、その総面積を個数平均することで炭化物１個あたりの平均面積を算出した。炭化物１個あたりの平均面積から求めた円相当直径を平均粒径とした。
（引張試験）
　焼鈍鋼板の圧延方向から、標点間距離５０ｍｍ、標点間幅２５ｍｍ、板厚１．４ｍｍのＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１に準拠し、引張速度が１０ｍｍ／分で引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）及び降伏強度（ＹＳ）を測定した。
（臨界負荷応力の測定）
　遅れ破壊試験によって臨界負荷応力を測定した。具体的には、各製造条件で得られた部材をｐＨ＝１（２５℃）の塩酸中に浸漬し、遅れ破壊しない最大負荷応力を臨界負荷応力として評価した。遅れ破壊の判定は目視及び実体顕微鏡で倍率×２０まで拡大した画像にて行い、９６時間浸漬し割れが発生しなかった場合を破壊なしとした。ここでいう割れとは、亀裂長さが２００μｍ以上の亀裂が発生した場合を指す。
（端面の残留応力の測定）
　各製造条件で得られた部材について、Ｘ線回折により端面の残留応力を測定した。残留応力の測定箇所は、曲げ稜線部の端面の板厚中心であり、Ｘ線の照射径は１５０μｍとした。測定方向は、板厚方向に垂直かつ曲げ稜線方向に垂直な方向とした。図３は、曲げ稜線部の端面の拡大図であり、板厚中心Ｃ１及び測定方向Ｄ２にそれぞれ符号を付して示している。
（端面のビッカース硬さの測定）
　各製造条件で得られた部材について、ビッカース硬さ試験により端面のビッカース硬さ（ＨＶ）を測定した。ビッカース硬さの測定箇所は、曲げ稜線部の端面を曲げ稜線方向Ｄ１方向に切断し、鏡面研磨したその断面の板厚中心において、端面から１００μｍの箇所とした。測定荷重は１ｋｇｆとした。
３．評価結果
　上記評価結果を表５及び表６に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　本実施例では、ＴＳ≧１４７０ＭＰａ、かつ、臨界負荷応力≧１．１０×ＹＳの部材を合格とし、表５及び表６に発明例として示した。また、ＴＳ＜１４７０ＭＰａ、又は、臨界負荷応力＜１．１０×ＹＳの部材を不合格とし、表５及び表６に比較例として示した。なお、表５及び表６において、「臨界負荷応力／ＹＳ」が１．１０以上であることが、臨界負荷応力≧１．１０×ＹＳであることを意味する。表５及び表６に示すように、本発明例の部材は、高強度で、かつ耐遅れ破壊特性に優れている。
［実施例３］
　実施例３では、Ｓｂを含有しない鋼種で部材を製造して評価した。
１．評価用部材の製造
　表７示す成分組成を有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼を真空溶解炉にて溶製後、分塊圧延し２７ｍｍ厚の分塊圧延材を得た。得られた分塊圧延材を板厚４．２ｍｍ厚まで熱間圧延し、熱延鋼板を製造した。次いで、熱延鋼板を研削加工し、板厚３．２ｍｍにした後、板厚２．４～１．１２ｍｍまで冷間圧延し、冷延鋼板を製造した。次いで、上記により得られた冷延鋼板に、表８に示す条件で熱処理を行った（焼鈍工程）。なお、表７の成分組成の空欄は、その成分を意図的に添加していないことを表しており、含有しない（０質量％）場合だけでなく、不可避的に含有する場合も含む。なお、熱間圧延工程、冷間圧延工程、焼鈍工程の各条件の詳細は表８に示す。
　熱処理後の鋼板を３０ｍｍ×１１０ｍｍの小片にせん断し、９０°の角度を有するダイスの上に鋼板のサンプルを載せて、９０°の角度を有するポンチによって鋼板をプレスすることで、Ｖ字曲げ加工を行った。次いで、図２に側面図を示すように、ボルト２０、ナット２１及びテーパーワッシャー２２を用いて、曲げ加工後の鋼板（部材）を、鋼板１１の板面の両側からボルト２０で締め込んだ。ＣＡＥ（Ｃｏｍｐｕｔｅｒ　Ａｉｄｅｄ　Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ）解析によって、負荷応力と締込量の関係を算出し、締込量と臨界負荷応力が一致するようにした。臨界負荷応力は、実施例２に記載の方法で測定した。
　曲げ加工の後、種々の温度で曲げ稜線部の端面を加熱した。端面処理の各条件は、表８に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
２．評価方法
　各種製造条件で得られた部材に対して、実施例２と同様に、部材の測定及び評価を行った。
３．評価結果
　評価結果を表９に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　本実施例では、ＴＳ≧１４７０ＭＰａ、かつ、臨界負荷応力≧１．１０×ＹＳの部材を合格とし、表９に発明例として示した。また、ＴＳ＜１４７０ＭＰａ、又は、臨界負荷応力＜１．１０×ＹＳの部材を不合格とし、表９に比較例として示した。なお、表９において、「臨界負荷応力／ＹＳ」が１．１０以上であることが、臨界負荷応力≧１．１０×ＹＳであることを意味する。表９に示すように、本発明例の部材は、高強度で、かつ耐遅れ破壊特性に優れている。
　１０　高強度部材
　１１　鋼板
　１２　曲げ稜線部
　１３　曲げ稜線部の端面
　２０　ボルト
　２１　ナット
　２２　テーパーワッシャー
　Ｃ１　板厚中心
　Ｄ１　曲げ稜線方向
　Ｄ２　測定方向

Claims (14)

  1. 　鋼板を用いて得た曲げ稜線部を有する高強度部材であって、
    　部材の引張強度が１４７０ＭＰａ以上であり、
    　前記曲げ稜線部の端面の残留応力が３００ＭＰａ以下であり、かつ
    　前記曲げ稜線部の端面のビッカース硬さ（ＨＶ）が２００以上４５０以下である、高強度部材。
  2. 　前記鋼板は、質量％で、
    　Ｃ：０．１７％以上０．３５％以下、
    　Ｓｉ：０．００１％以上１．２％以下、
    　Ｍｎ：０．９％以上３．２％以下、
    　Ｐ：０．０２０％以下、
    　Ｓ：０．００１０％以下、
    　Ａｌ：０．０１０％以上０．２０％以下、及び
    　Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなる成分組成と、
    　平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するベイナイト及び平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するマルテンサイトの１種又は２種の面積率が合計で９０％以上であるミクロ組織と、を有する、請求項１に記載の高強度部材。
  3. 　前記鋼板は、質量％で、
    　Ｃ：０．１７％以上０．３５％以下、
    　Ｓｉ：０．００１％以上１．２％以下、
    　Ｍｎ：０．９％以上３．２％以下、
    　Ｐ：０．０２０％以下、
    　Ｓ：０．００１０％以下、
    　Ａｌ：０．０１０％以上０．２０％以下、
    　Ｎ：０．０１０％以下、及び
    　Ｓｂ：０．００１％以上０．１０％以下を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなる成分組成と、
    　平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するベイナイト及び平均粒径が５０ｎｍ以下の炭化物を含有するマルテンサイトの１種又は２種の面積率が合計で９０％以上であるミクロ組織と、を有する、請求項１に記載の高強度部材。
  4. 　前記鋼板の前記成分組成が、さらに、質量％で、
    　Ｂ：０．０００２％以上０．００３５％未満を含有する、請求項２又は３に記載の高強度部材。
  5. 　前記鋼板の前記成分組成が、さらに、質量％で、
    　Ｎｂ：０．００２％以上０．０８％以下及び
    　Ｔｉ：０．００２％以上０．１２％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２～４のいずれか一項に記載の高強度部材。
  6. 　前記鋼板の前記成分組成が、さらに、質量％で、
    　Ｃｕ：０．００５％以上１％以下及び
    　Ｎｉ：０．００５％以上１％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２～５のいずれか一項に記載の高強度部材。
  7. 　前記鋼板の前記成分組成が、さらに、質量％で、
    　Ｃｒ：０．０１％以上１．０％以下、
    　Ｍｏ：０．０１％以上０．３％未満、
    　Ｖ：０．００３％以上０．５％以下、
    　Ｚｒ：０．００５％以上０．２０％以下、及び
    　Ｗ：０．００５％以上０．２０％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２～６のいずれか一項に記載の高強度部材。
  8. 　前記鋼板の前記成分組成が、さらに、質量％で、
    　Ｃａ：０．０００２％以上０．００３０％以下、
    　Ｃｅ：０．０００２％以上０．００３０％以下、
    　Ｌａ：０．０００２％以上０．００３０％以下、及び
    　Ｍｇ：０．０００２％以上０．００３０％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２～７のいずれか一項に記載の高強度部材。
  9. 　前記鋼板の前記成分組成が、さらに、質量％で、
    　Ｓｎ：０．００２％以上０．１％以下を含有する、請求項２～８のいずれか一項に記載の高強度部材。
  10. 　引張強度が１４７０ＭＰａ以上の鋼板を切出し、前記鋼板に対して曲げ加工を施す曲げ加工工程と、
    　切断により生じた端面を、前記曲げ加工の後に、４００℃以上９００℃以下の温度で０秒超１０秒以下の条件で加熱する端面処理工程と、を有する、高強度部材の製造方法。
  11. 　請求項２～９のいずれか一項に記載の鋼板を切出し、鋼板に対して曲げ加工を施す曲げ加工工程と、
    　切断により生じた端面を、前記曲げ加工の後に、４００℃以上９００℃以下の温度で０秒超１０秒以下の条件で加熱する端面処理工程と、を有する、高強度部材の製造方法。
  12. 　引張強度が１４７０ＭＰａ以上の鋼板を切出した後、切断により生じた端面を４００℃以上９００℃以下の温度で０秒超１０秒以下の条件で加熱する端面処理工程と、
    　前記端面処理工程後の鋼板に対して曲げ加工を施す曲げ加工工程と、を有する、高強度部材の製造方法。
  13. 　請求項２～９のいずれか一項に記載の鋼板を切出した後、切断により生じた端面を４００℃以上９００℃以下の温度で０秒超１０秒以下の条件で加熱する端面処理工程と、
    　前記端面処理工程後の鋼板に対して曲げ加工を施す曲げ加工工程と、を有する、高強度部材の製造方法。
  14. 　請求項１０～１３のいずれか一項に記載の高強度部材の製造方法により得られる高強度部材に用いる高強度部材用鋼板の製造方法であって、
    　鋼素材を熱間圧延する熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延によって得られた熱延鋼板を冷間圧延する冷間圧延工程と、
    　前記冷間圧延によって得られた冷延鋼板を、ＡＣ３点以上の焼鈍温度まで加熱した後、前記焼鈍温度から５５０℃までの温度域の平均冷却速度を３℃／秒以上とし、かつ冷却停止温度を３５０℃以下とする冷却を行い、その後、１００℃以上２６０℃以下の温度域で２０秒以上１５００秒以下保持させる焼鈍工程と、を有する、高強度部材用鋼板の製造方法。
PCT/JP2020/019021 2019-05-16 2020-05-12 高強度部材、高強度部材の製造方法及び高強度部材用鋼板の製造方法 WO2020230796A1 (ja)

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US17/610,483 US20220220577A1 (en) 2019-05-16 2020-05-12 High strength member, method for manufacturing high strength member, and method for manufacturing steel sheet for high strength member

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Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7004126B1 (ja) * 2020-12-03 2022-01-21 Ｊｆｅスチール株式会社 遅れ破壊特性評価方法、及びプログラム
JP7111281B1 (ja) * 2021-03-02 2022-08-02 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
JP7111280B1 (ja) * 2021-03-02 2022-08-02 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2022185805A1 (ja) * 2021-03-02 2022-09-09 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2022185804A1 (ja) * 2021-03-02 2022-09-09 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20230089785A (ko) * 2021-12-14 2023-06-21 주식회사 포스코 굽힘 특성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
KR20240052137A (ko) * 2022-10-13 2024-04-23 주식회사 포스코 굽힘 특성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
CN118086782B (zh) * 2024-04-28 2024-07-16 江苏永钢集团有限公司 一种8.8级非调型螺栓用高塑性热轧盘条及其制造方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003166035A (ja) 2001-11-28 2003-06-13 Nippon Steel Corp 成形加工後の耐遅れ破壊性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法並びに高強度薄鋼板により作成された自動車用強度部品
US20120060982A1 (en) * 2010-03-12 2012-03-15 Benteler Automobiltechnik Gmbh Method of producing press-hardened structural parts
JP2012157902A (ja) * 2011-01-14 2012-08-23 Amada Co Ltd 板材の折曲げ加工方法及び残留応力増減装置
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
JP2017125228A (ja) 2016-01-13 2017-07-20 Ｊｆｅスチール株式会社 成形部材の製造方法
JP2017226901A (ja) * 2016-06-24 2017-12-28 東洋スチール株式会社 高張力鋼板の絞り加工品の置き割れ防止方法

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5273324B1 (ja) * 2011-07-29 2013-08-28 新日鐵住金株式会社 曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP3415656B1 (en) * 2016-02-10 2020-12-23 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same
KR102206448B1 (ko) * 2016-08-10 2021-01-21 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 박강판 및 그의 제조 방법

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003166035A (ja) 2001-11-28 2003-06-13 Nippon Steel Corp 成形加工後の耐遅れ破壊性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法並びに高強度薄鋼板により作成された自動車用強度部品
US20120060982A1 (en) * 2010-03-12 2012-03-15 Benteler Automobiltechnik Gmbh Method of producing press-hardened structural parts
JP2012157902A (ja) * 2011-01-14 2012-08-23 Amada Co Ltd 板材の折曲げ加工方法及び残留応力増減装置
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
JP2017125228A (ja) 2016-01-13 2017-07-20 Ｊｆｅスチール株式会社 成形部材の製造方法
JP2017226901A (ja) * 2016-06-24 2017-12-28 東洋スチール株式会社 高張力鋼板の絞り加工品の置き割れ防止方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3971308A4

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7004126B1 (ja) * 2020-12-03 2022-01-21 Ｊｆｅスチール株式会社 遅れ破壊特性評価方法、及びプログラム
JP7111281B1 (ja) * 2021-03-02 2022-08-02 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
JP7111280B1 (ja) * 2021-03-02 2022-08-02 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2022185805A1 (ja) * 2021-03-02 2022-09-09 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2022185804A1 (ja) * 2021-03-02 2022-09-09 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
EP4283007A4 (en) * 2021-03-02 2024-07-31 Jfe Steel Corp STEEL SHEET, ELEMENT, METHOD FOR PRODUCING SAID STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCING SAID ELEMENT
EP4283006A4 (en) * 2021-03-02 2024-08-07 Jfe Steel Corp STEEL SHEET, ELEMENT, METHOD FOR PRODUCING SAID STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCING SAID ELEMENT

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