WO2021085335A1 - 鋼板、部材及びそれらの製造方法 - Google Patents

鋼板、部材及びそれらの製造方法 Download PDF

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拓弥 平島
真平 吉岡
金子　真次郎
宗司 吉本
智弘 橋向
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Ｊｆｅスチール株式会社
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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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to steel sheets, members, and methods for manufacturing them, which are preferably used for automobile parts and the like. More specifically, the present invention relates to steel sheets, members, and methods for producing them, which have high strength and are excellent in shape uniformity and shape freezing property.
  • the shape freezing property is improved by lowering the yield ratio and the r value.
  • the microstructure controls the crystal orientation and controls the rolling direction.
  • the component composition is mass%, C: 0.10 to 0.35%, Si: 0.5 to 3.0%, Mn: 1.5 to 4.0%, P:. It is made of steel satisfying 0.100% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.010 to 0.5%, and has a polygonal ferrite with an area ratio of 0 to 5% and a vanitic ferrite with 5% or more. It contains 5 to 20% martensite, 30 to 60% tempered martensite, and 5 to 20% retained austenite, and the average particle size of the old austenite is 15 ⁇ m or less, so that it has excellent shape freezing properties. We provide high-strength steel sheets.
  • Patent Document 3 provides a technique for suppressing deterioration of the shape of a steel sheet due to martensitic transformation that occurs during water quenching by restraining the steel sheet with a roll in water.
  • Patent Document 1 Although a technique having excellent shape freezing property is provided by controlling the crystal orientation and r value, since the molding is performed in all directions at the time of molding, the shape freezing property may be determined depending on the molding direction. There seems to be a bad direction. Also, the martensite fraction is small and the intensity level is small.
  • Patent Document 2 provides a steel plate having a strength equivalent to that of the present invention and a low yield ratio and excellent shape freezing property, but suppresses the dislocation density difference of the metal phase in the width direction. Since it is not, it is considered that the shape freezeability is inferior, and the shape is not described.
  • Patent Document 3 provides a technique for improving shape uniformity, it is considered that the shape freezeability is inferior because the dislocation density difference of the metal phase in the width direction is not suppressed. ..
  • An object of the present invention is to provide a steel sheet, a member, and a method for producing the same, which have high strength and excellent shape uniformity and shape freezing property.
  • the high strength means that the tensile strength TS in the tensile test conducted at a tensile speed of 10 mm / min is 750 MPa or more in accordance with JISZ2241 (2011).
  • excellent shape uniformity means that the maximum amount of warpage of the steel sheet when sheared at a length of 1 m in the rolling direction is 15 mm or less.
  • the excellent shape freezing property is the difference between the YR at the center of the plate width and the YR at the end of the plate width with respect to the yield ratio YR by the tensile test conducted at a tensile speed of 10 mm / min in accordance with JISZ2241 (2011). It means that ⁇ YR is -3% or more and 3% or less.
  • the present inventors have conducted extensive research on the requirements for a steel sheet having a tensile strength of 750 MPa or more and good shape uniformity and shape freezing property of the steel sheet.
  • the ratio of the dislocation density of the metal phase at the edge of the plate width to the dislocation density of the metal phase at the center of the plate width on the surface of the steel plate is 100% or more and 140% or less. It was found that the ratio of the dislocation density of the metal phase at the edge of the plate width to the dislocation density of the metal phase at the center of the plate width at the center of the plate thickness needs to be 100% or more and 140% or less.
  • the present inventors have found that the strength is increased by increasing the martensite fraction to 20% or more by rapid cooling.
  • the martensitic transformation during water cooling occurs rapidly and non-uniformly, the transformation strain deteriorates the uniformity of the steel sheet shape.
  • the uniformity of the plate shape is improved by applying a binding force from the front and back surfaces of the plate during martensitic transformation. Then, it was found that the reduction of the dislocation density fluctuation of the metal phase in the width direction by controlling the restraint condition reduces the fluctuation of the yield strength (YR) in the width direction and improves the shape freezing property.
  • the gist of the present invention is as follows. [1] In terms of area ratio, martensite: 20% or more and 100% or less, ferrite: 0% or more and 80% or less, and other metal phases: 5% or less. The ratio of the dislocation density of the metal phase at the edge of the plate width to the dislocation density of the metal phase at the center of the plate width on the surface of the steel plate is 100% or more and 140% or less, and the dislocation density of the metal phase at the center of the plate width at the center of the plate thickness.
  • the steel sheet according to [1] which contains Al: 0.005% or more and 0.10% or less, and N: 0.010% or less, and has a component composition in which the balance is composed of Fe and unavoidable impurities.
  • composition of the components is further increased by mass%. Cr: 0.20% or less, The steel sheet according to [2], which contains at least one selected from Mo: less than 0.15% and V: 0.05% or less. [4] The composition of the components is further increased by mass%. The steel sheet according to [2] or [3], which contains at least one selected from Nb: 0.020% or less and Ti: 0.020% or less. [5] The composition of the components is further increased by mass%. The steel sheet according to any one of [2] to [4], which contains at least one selected from Cu: 0.20% or less and Ni: 0.10% or less. [6] The component composition is further increased by mass%.
  • the composition of the components is further increased by mass%.
  • the hot-rolled steel sheet obtained in the hot rolling step is held at an annealing temperature of AC 1 point or more for 30 seconds or more, then water quenching is started at Ms point or more, water-cooled to 100 ° C or less, and then 100 ° C or more 300. It has an annealing step of heating again below ° C.
  • the following conditions (1) to (3) are satisfied by two rolls installed sandwiching the steel sheet in a region where the surface temperature of the steel sheet is (Ms point + 150 ° C.) or less.
  • the pushing amount of each of the two rolls is more than 0 mm and tmm or less.
  • the roll diameters of the two rolls are Rn and rn, respectively, Rn and rn are 50 mm or more and 1000 mm or less.
  • the distance between the rolls of the two rolls is more than 0 mm (Rn + rn + t) / 16 mm or less.
  • the cold-rolled steel sheet obtained in the cold rolling step is held at an annealing temperature of AC 1 point or higher for 30 seconds or longer, then water quenching is started at the Ms point or higher, water-cooled to 100 ° C. or lower, and then 100 ° C. or higher 300. It has an annealing step of heating again below ° C.
  • the following conditions (1) to (3) are satisfied by two rolls installed sandwiching the steel sheet in a region where the surface temperature of the steel sheet is (Ms point + 150 ° C.) or less.
  • a method for manufacturing a member which comprises a step of performing at least one of molding and welding of the steel sheet manufactured by the method for manufacturing a steel sheet according to [9] or [10].
  • the present invention it is possible to provide steel sheets, members, and methods for producing them, which have high strength and are excellent in shape uniformity and shape freezing property.
  • the steel sheet of the present invention By applying the steel sheet of the present invention to an automobile structural member, it is possible to achieve both high strength and improved shape freezing property of the steel sheet for automobiles. That is, according to the present invention, the performance of the automobile body is improved.
  • FIG. 1 It is a schematic diagram of an example in which a steel sheet was restrained by two rolls from the front surface and the back surface of the steel sheet during water cooling in the annealing step. It is an enlarged view which shows the vicinity of two rolls of FIG. It is the schematic for demonstrating the pushing amount of a roll. It is the schematic for demonstrating the distance between rolls of two rolls.
  • the steel plate of the present invention has a martensite: 20% or more and 100% or less, a ferrite: 0% or more and 80% or less, and another metal phase: 5% or less in terms of area ratio, and the metal phase at the center of the plate width on the steel plate surface.
  • the ratio of the dislocation density of the metal phase at the plate width end to the dislocation density of is 100% or more and 140% or less, and the dislocation density of the metal phase at the plate width end to the dislocation density of the metal phase at the center of the plate width at the center of the plate thickness.
  • the steel structure has a steel structure of 100% or more and 140% or less, and the maximum amount of warpage of the steel sheet when sheared at a length of 1 m in the rolling direction is 15 mm or less. As long as the steel sheet satisfies these conditions, the effect of the present invention can be obtained, so that the composition of the steel sheet is not particularly limited.
  • Martensite 20% or more and 100% or less
  • the area ratio of martensite to the entire tissue shall be 20% or more. If the area ratio of martensite is less than 20%, either ferrite, retained austenite, pearlite, or bainite increases, and the strength decreases. The total area ratio of martensite to the entire tissue may be 100%.
  • Martensite is the sum of fresh martensite as hardened and tempered martensite as tempered.
  • martensite refers to a hard structure generated from austenite below the martensitic transformation point (also simply referred to as Ms point), and tempered martensite refers to a structure that is tempered when martensite is reheated. ..
  • ferrite 0% or more and 80% or less From the viewpoint of ensuring the strength of the steel sheet, the area ratio of ferrite to the steel structure of the entire steel sheet is 80% or less. The area ratio may be 0%.
  • ferrite is a structure formed by transformation from austenite at a relatively high temperature and composed of BCC lattice crystal grains.
  • the steel structure of the steel sheet of the present invention may contain a metal phase inevitably contained as other metal phases other than martensite and ferrite.
  • the area ratio of other metal phases is acceptable as long as it is 5% or less.
  • Other metallic phases are retained austenite, pearlite, bainite and the like.
  • the area ratio of the other metal phases may be 0%.
  • Residual austenite refers to austenite that remains at room temperature without martensitic transformation.
  • Pearlite is a structure composed of ferrite and acicular cementite.
  • 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 value of the area ratio of each structure in the steel structure the value obtained by measuring by the method described in the examples is adopted. Specifically, first, a test piece is collected from the rolling direction of each steel sheet and the direction perpendicular to the rolling direction, the plate thickness L cross section parallel to the rolling direction is mirror-polished, and the structure is revealed with a nightal solution. The sample in which the structure was revealed was observed using a scanning electron microscope, and 16 ⁇ 15 lattices at intervals of 4.8 ⁇ m were placed on a region having an actual length of 82 ⁇ m ⁇ 57 ⁇ m on an SEM image at a magnification of 1500, and each phase. The area ratio of martensite is investigated by the point counting method that counts the points above.
  • the area ratio is the average value of the three area ratios obtained from separate SEM images with a magnification of 1500 times.
  • the measurement location is 1/4 of the plate thickness.
  • Martensite has a white structure, and tempered martensite has fine carbides precipitated inside.
  • Ferrite has a black structure. Further, depending on the surface orientation of the block grains and the degree of etching, it may be difficult for carbides to appear inside. In that case, it is necessary to sufficiently perform etching to confirm. Further, the area ratio of other metal phases other than ferrite and martensite is calculated by subtracting the total area ratio of ferrite and martensite from 100%.
  • the ratio of the dislocation density of the metal phase at the end of the plate width to the dislocation density of the metal phase at the center of the plate width on the surface of the steel plate is 100% or more and 140% or less, and the dislocation of the metal phase at the center of the plate width at the center of the plate thickness.
  • the ratio of the dislocation density of the metal phase at the edge of the plate width to the density is 100% or more and 140% or less.
  • the dislocation density of the metal phase on the surface tends to be the smallest and the dislocation density at the center tends to be the largest. It is presumed that the dislocation density fluctuation of the metal phase in the width direction is small.
  • the ratio of the dislocation density of the metal phase at the plate width end to the dislocation density of the metal phase at the center of the plate width on the surface of the steel plate (dislocation density of the metal phase at the plate width end / center of plate width). Dislocation density of the metal phase) must be 140% or less.
  • the ratio of the dislocation density of the metal phase at the plate width end to the dislocation density of the metal phase at the center of the plate width at the center of the plate thickness (dislocation density of the metal phase at the plate width end / dislocation density of the metal phase at the center of the plate width)
  • the ratio on the surface of the steel sheet and the center of the thickness is preferably 135% or less, more preferably 130% or less.
  • the ratio of the dislocation density of the metal phase at the end of the plate width to the dislocation density of the metal phase at the center of the plate width on the surface of the steel plate is 100% or more, and the dislocation density of the metal phase at the center of the plate width at the center of the plate thickness.
  • the ratio of the dislocation density of the metal phase at the edge of the plate width to the plate width must be 100% or more.
  • the ratio on the surface of the steel sheet and the center of the thickness is preferably 110% or more, more preferably 120% or more.
  • the surface of the steel sheet when defining the dislocation density refers to both the front surface and the back surface (one surface and the other surface facing each other) of the steel sheet.
  • the ratio of the dislocation density of the metal phase at the edge of the plate width to the dislocation density of the metal phase at the center of the plate width is adopted. Specifically, first, a sample having a width of 10 mm and a length of 10 mm in the transport direction is sampled from the center of the width of each steel plate and the end of the width of the steel plate (the most edge portion of the steel plate), and the surface of the steel plate is polished to scale. Remove and perform X-ray diffraction measurement on the surface of the steel sheet. Here, the amount of polishing for scale removal is less than 1 ⁇ m.
  • the radiation source is Co.
  • the dislocation density of the metal phase on the surface of the steel sheet is the dislocation density of the metal phase in the range of 0 to 20 ⁇ m from the surface of the steel sheet.
  • the dislocation density of the metal phase is converted from the strain obtained from the half-value width ⁇ of the X-ray diffraction measurement.
  • the Williamson-Hall method shown below is used to extract the strain.
  • the spread of the half-value range is affected by the crystallite size D and strain ⁇ , and can be calculated using the following equation as the sum of both factors.
  • ⁇ cos ⁇ / ⁇ 0.9 ⁇ / D + 2 ⁇ ⁇ sin ⁇ / ⁇ .
  • ⁇ means the peak angle calculated by the ⁇ -2 ⁇ method of X-ray diffraction
  • ⁇ means the wavelength of X-rays used in X-ray diffraction.
  • b is a Burgers vector of Fe ( ⁇ ), which is 0.25 nm in the present invention. Then, the ratio of the dislocation density of the metal phase on the surface at the end of the plate width to the dislocation density of the metal phase on the surface at the center of the plate width on the surface of the steel plate is obtained.
  • the dislocation density of the metal phase at the center of the plate thickness is the dislocation density of the metal phase within the range of 0 to 20 ⁇ m from the center of the steel sheet. Based on the measurement results, the ratio of the dislocation density of the metal phase on the surface at the width end to the dislocation density of the metal phase on the surface at the center of the plate thickness is determined. In the plate thickness direction, the dislocation density of the metal phase is highest in the central portion of the plate thickness, and the surface tends to be the smallest. Therefore, in the present invention, the dislocation density ratio of the metal phase in the width direction at the total plate thickness position is defined by measuring the dislocation density of the metal phase on the surface and the central portion of the plate thickness.
  • the steel sheet of the present invention has good shape uniformity. Specifically, the maximum amount of warpage of a steel sheet when sheared with a length of 1 m in the rolling direction (longitudinal direction) of the steel sheet is 15 mm or less. The maximum amount of warpage is preferably 10 mm or less, more preferably 8 mm or less. The lower limit of the maximum warp amount is not limited, and 0 mm is most preferable.
  • the "maximum amount of warpage of a steel sheet when sheared at a length of 1 m in the longitudinal direction of the steel sheet" in the present invention means that the steel sheet is sheared at the original width of the steel sheet at the original width of the steel sheet in the longitudinal direction (rolling direction) at a length of 1 m.
  • the distance here is a distance in a direction (vertical direction) perpendicular to the horizontal plane of the horizontal table.
  • the amount of warpage is measured with the other side of the steel sheet on the upper side, and the maximum value of the measured amount of warpage is defined as the maximum amount of warpage.
  • the sheared steel plate is placed on the horizontal table so that the corners of the steel sheet and the horizontal table have more contact points (two or more points).
  • the amount of warpage is determined by lowering the horizontal plate from a position above the steel plate until it comes into contact with the steel plate, and at the position where it comes into contact with the steel plate, the thickness of the steel plate is determined from the distance between the horizontal table and the horizontal plate. Pull and ask.
  • the clearance of the blade of the shearing machine when cutting the steel sheet in the longitudinal direction is 4% (the upper limit of the control range is 10%).
  • the steel sheet of the present invention has high strength. Specifically, as described in Examples, the tensile strength in a tensile test conducted at a tensile speed of 10 mm / min in accordance with JISZ2241 (2011) is 750 MPa or more.
  • the tensile strength is preferably 950 MPa or more, more preferably 1150 MPa or more, still more preferably 1300 MPa or more.
  • the upper limit of the tensile strength is not particularly limited, but is preferably 2500 MPa or less from the viewpoint of easy balance with other characteristics.
  • the steel sheet of the present invention has excellent shape freezing properties.
  • the shape freezing property is improved by reducing the variation in the yield strength (YR) in the width direction, which correlates with the dislocation density of the metal phase.
  • YR yield strength
  • the yield ratio variation ( ⁇ YR) measured by the difference method is -3% or more and 3% or less.
  • the yield ratio fluctuation ( ⁇ YR) is preferably ⁇ 2% or more and 2% or less, and more preferably -1% or more and 1% or less.
  • the thickness of the steel plate of the present invention is preferably 0.2 mm or more and 3.2 mm or less from the viewpoint of effectively obtaining the effects of the present invention.
  • % which is a unit of the content of the component, means “mass%”.
  • C 0.05% or more and 0.60% or less
  • C is an element that improves hardenability, and by containing C, it becomes easy to secure a predetermined martensite area ratio. Further, by containing C, the strength of martensite is increased, and it becomes easy to secure the strength.
  • the C content is preferably 0.05% or more. From the viewpoint of obtaining TS ⁇ 950 MPa, the C content is more preferably 0.11% or more. Further, from the viewpoint of obtaining TS ⁇ 1150 MPa, the C content is more preferably 0.125% or more.
  • the C content is preferably 0.60% or less.
  • the C content is more preferably 0.50% or less, still more preferably 0.40% or less.
  • Si 0.01% or more and 2.0% or less Si is a strengthening element by solid solution strengthening.
  • the Si content is preferably 0.01% or more.
  • the Si content is more preferably 0.02% or more, still more preferably 0.03% or more.
  • the Si content is preferably 2.0% or less, more preferably 1.7% or less, still more preferably 1.5% or less.
  • Mn 0.1% or more and 3.2% or less Mn is contained in order to improve the hardenability of steel and secure the area ratio of a predetermined martensite. If the Mn content is less than 0.1%, the strength tends to decrease due to the formation of ferrite on the surface layer of the steel sheet. Therefore, the Mn content is preferably 0.1% or more, more preferably 0.2% or more, still more preferably 0.3% or more. On the other hand, Mn is an element that particularly promotes the formation and coarsening of MnS, and when the Mn content exceeds 3.2%, coarse MnS is formed in the central portion of the plate width due to the increase of coarse inclusions.
  • the Mn content is preferably 3.2% or less, more preferably 3.0% or less, still more preferably 2.8% or less.
  • P 0.050% or less
  • P is an element that reinforces steel, but if its content is high, cracking is promoted, and segregation is likely to occur at the grain boundaries in the center of the plate width, with respect to the plate width edge.
  • the dislocation density of the metal phase at the center of the plate width tends to decrease, and the shape freezing property tends to deteriorate. Therefore, the P content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.030% or less, still more 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%.
  • the S content is preferably 0.0050% or less.
  • the S content is more preferably 0.0020% or less, further preferably 0.0010% 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 that can be industrially implemented is about 0.0002%.
  • Al 0.005% or more and 0.10% or less Al is added to sufficiently deoxidize and reduce coarse inclusions in the steel.
  • the Al content is preferably 0.005% or more.
  • the Al content is more preferably 0.010% or more.
  • carbides containing Fe as a main component such as cementite generated during winding after hot rolling become difficult to dissolve in the annealing step, and coarse inclusions and carbides become difficult to dissolve. Tends to be generated.
  • the Al content is preferably 0.10% or less, more preferably 0.08% or less, still more preferably 0.06% or less.
  • N 0.010% or less
  • N is an element that forms coarse inclusions of nitrides such as TiN, (Nb, Ti) (C, N), AlN, and carbonitrides in steel. Through the formation, coarse inclusions are likely to be formed in the central portion of the plate width, and the dislocation density of the metal phase in the center of the plate width tends to decrease with respect to the end of the plate width, and the shape freezing property tends to deteriorate.
  • the N content is preferably 0.010% or less in order to prevent deterioration of shape freezing property.
  • the N content is more preferably 0.007% or less, still more preferably 0.005% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited, but at present, the lower limit that can be industrially implemented is about 0.0006%.
  • the steel sheet of the present invention contains the above-mentioned components, and the balance other than the above-mentioned components has a component composition containing Fe (iron) and unavoidable impurities.
  • the steel sheet of the present invention contains the above-mentioned components, and the balance has a component composition of Fe and unavoidable impurities.
  • the steel sheet of the present invention may contain the following allowable components (arbitrary elements) as long as the action of the present invention is not impaired.
  • At least one Cr, Mo, V selected from Cr: 0.20% or less, Mo: less than 0.15%, and V: 0.05% or less is for the purpose of obtaining the effect of improving the hardenability of steel. Can be contained in. However, if the amount of any of the elements is too large, the coarsening of carbides reduces the dislocation density of the metal phase at the center of the plate width with respect to the plate width end, and the shape freezing property deteriorates. Therefore, the Cr content is preferably 0.20% or less, more preferably 0.15% or less.
  • the Mo content is preferably less than 0.15%, more preferably 0.10% or less.
  • the V content is preferably 0.05% or less, more preferably 0.04% or less, still more preferably 0.03% or less.
  • the lower limits of Cr content and Mo content are not particularly limited, but from the viewpoint of more effectively obtaining the effect of improving hardenability, the Cr content and Mo content should be 0.01% or more, respectively. preferable.
  • the Cr content and the Mo content are more preferably 0.02% or more, still more preferably 0.03% or more, respectively.
  • the lower limit of the V content is not particularly limited, but from the viewpoint of more effectively obtaining the effect of improving hardenability, the V content is preferably 0.001% or more.
  • the V content is more preferably 0.002% or more, still more preferably 0.003% or more.
  • At least one Nb or Ti selected from Nb: 0.020% or less and Ti: 0.020% or less contributes to high strength through the miniaturization of old ⁇ grains.
  • Nb-based materials such as NbN, Nb (C, N), (Nb, Ti) (C, N) that remain 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 increase, and the dislocation density of the metal phase in the center of the plate width with respect to the plate width end increases. Is reduced and the shape freezing property is deteriorated.
  • the Nb content and the Ti content are preferably 0.020% or less, more preferably 0.015% or less, and further preferably 0.010% or less, respectively.
  • the lower limit of the Nb content and the Ti content is not particularly limited, but from the viewpoint of more effectively obtaining the effect of increasing the strength, it is preferable to contain at least one of Nb and Ti in an amount of 0.001% or more.
  • the content of any element is more preferably 0.002% or more, still more preferably 0.003% or more.
  • Cu and Ni improve the corrosion resistance in the usage environment of automobiles, and the corrosion products cover the surface of the steel sheet. It has the effect of suppressing hydrogen intrusion into the steel sheet.
  • the Cu content is preferably 0.20% or less. , More preferably 0.15% or less, still more preferably 0.10% or less.
  • the Ni content is preferably 0.10% or less, more preferably 0.08% or less, still more preferably 0.06% or less.
  • the lower limits of the Cu content and the Ni content are not particularly limited, but from the viewpoint of more effectively obtaining the effects of improving corrosion resistance and suppressing hydrogen intrusion, at least one of Cu and Ni is contained in an amount of 0.001% or more. It is preferable, and it is more preferable to contain 0.002% or more.
  • B Less than 0.0020% B is an element that improves the hardenability of steel, and by containing B, the effect of generating martensite having a predetermined area ratio can be obtained even when the Mn content is small. ..
  • the B content is 0.0020% 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. As a result, coarse inclusions and carbides are generated, so that the dislocation density of the metal phase at the center of the plate width tends to decrease with respect to the plate width end, and the shape freezing property tends to deteriorate.
  • the B content is preferably less than 0.0020%, more preferably 0.0015% or less, still more preferably 0.0010% or less.
  • the lower limit of the B content is not particularly limited, but from the viewpoint of more effectively obtaining the effect of improving the hardenability of steel, the B content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0002% or more. More preferably, it is 0.0003% or more. Further, from the viewpoint of fixing N, it is preferable to add it in combination with Ti having a content of 0.0005% or more.
  • At least one type Sb or Sn selected from Sb: 0.1% or less and Sn: 0.1% or less suppresses oxidation and nitriding of the surface layer of the steel sheet, and C and C due to oxidation and nitriding of the surface layer of the steel sheet. Suppress the reduction of B. Further, by suppressing the reduction of C and B, the formation of ferrite on the surface layer of the steel sheet is suppressed, which contributes to high strength. However, if the content exceeds 0.1% in either the Sb content or the Sn content, Sb and Sn segregate at the old ⁇ grain boundaries and dislocation of the metal phase at the center of the plate width with respect to the plate width end. The density decreases and the shape freezing property deteriorates.
  • the content is 0.1% or less in both the Sb content and the Sn content.
  • the Sb content and Sn content are more preferably 0.08% or less, still more preferably 0.06% or less, respectively.
  • the lower limits of the Sb content and the Sn content are not particularly limited, but from the viewpoint of more effectively obtaining the effect of increasing the strength, both the Sb content and the Sn content should be 0.002% or more. Is preferable.
  • the Sb content and Sn content are more preferably 0.003% or more, still more preferably 0.004% or more, respectively.
  • the steel sheet of the present invention may contain Ta, W, Ca, Mg, Zr, and REM as other elements as long as the effects of the present invention are not impaired. If it is 0.1% or less, it is acceptable.
  • the method for producing a steel sheet of the present invention includes a hot rolling step, a cold rolling step performed as needed, and an annealing step.
  • One embodiment of the method for producing a steel sheet of the present invention includes a hot rolling step of heating a steel slab having the above component composition and then hot rolling, a cold rolling step performed as necessary, and the hot rolling.
  • the hot-rolled steel sheet obtained in the step or the cold-rolled steel sheet obtained in the cold rolling step is held at a quenching temperature of AC 1 point or more for 30 seconds or more, and then water-hardened at Ms point or more to start water quenching at 100 ° C.
  • the surface temperature of the steel sheet is (Ms point + 150 ° C.) or less during the water-cooling of the water-molding in the ablation step, which comprises a annealing step of water-cooling to the following and then heating again at 100 ° C. or higher and 300 ° C.
  • the steel sheet is restrained from the front surface and the back surface of the steel sheet so as to satisfy the following conditions (1) to (3) with two rolls installed sandwiching the steel sheet.
  • the pushing amount of each of the two rolls is more than 0 mm and tmm or less.
  • Rn and rn are 50 mm or more and 1000 mm or less.
  • the distance between the rolls of the two rolls is more than 0 mm (Rn + rn + t) / 16 mm or less.
  • the temperature at which the steel slabs, steel plates, etc. shown below are heated or cooled means the surface temperature of the steel slabs, steel plates, etc., unless otherwise specified.
  • Hot rolling step is a step of heating a steel slab having the above-mentioned composition and then hot rolling.
  • the steel slab having the above-mentioned composition is subjected to hot rolling.
  • the slab heating temperature is not particularly limited, but by setting it to 1200 ° C. or higher, it is possible to promote the solid solution of sulfide and reduce Mn segregation, reduce the amount of coarse inclusions and carbides described above, and shape freezeability. Is improved. Therefore, the slab heating temperature is preferably 1200 ° C. or higher.
  • the slab heating temperature is more preferably 1230 ° C. or higher, still more preferably 1250 ° C. or higher.
  • the upper limit of the slab heating temperature is not particularly limited, but is preferably 1400 ° C. or lower.
  • the heating rate during slab heating is not particularly limited, but is preferably 5 to 15 ° C./min.
  • the slab heating time during slab heating is not particularly limited, but is preferably 30 to 100 minutes.
  • the finish rolling temperature is preferably 840 ° C or higher. If the finish rolling temperature is less than 840 ° C, it takes time for the temperature to decrease, and inclusions and coarse carbides are generated, which not only deteriorates the shape freezing property but also may deteriorate the internal quality of the steel sheet. .. Therefore, the finish rolling temperature is preferably 840 ° C. or higher. The finish rolling temperature is more preferably 860 ° C. or higher. On the other hand, although the upper limit is not particularly limited, the finish rolling temperature is preferably 950 ° C. or lower because it becomes difficult to cool down to the subsequent winding temperature. The finish rolling temperature is more preferably 920 ° C. or lower.
  • the winding temperature is preferably 630 ° C. or lower.
  • the winding temperature is 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 after winding may be pickled.
  • the pickling conditions are not particularly limited.
  • the cold rolling process is a process of cold rolling a hot-rolled steel sheet obtained in the hot rolling process.
  • the reduction rate and the upper limit of cold rolling are not particularly limited, but when the reduction rate is less than 20%, the structure tends to be non-uniform, so the reduction rate is preferably 20% or more. Further, when the reduction rate is more than 90%, the excessively introduced strain promotes recrystallization excessively at the time of annealing, so that the old ⁇ grain size may become coarse and the strength may be deteriorated. Therefore, the reduction rate is preferably 90% or less.
  • the cold rolling step is not an essential step, and the cold rolling step may be omitted as long as the steel structure and mechanical properties satisfy the present invention.
  • the annealing step is to hold a cold-rolled steel sheet or hot-rolled steel sheet at a quenching temperature of AC 1 point or higher for 30 seconds or longer, then start water quenching at Ms point or higher, water-cool to 100 ° C or lower, and then 100 ° C. This is a step of heating again at 300 ° C. or lower. Further, during the water cooling of the water quenching, in the region where the surface temperature of the steel sheet is (Ms point + 150 ° C.) or less, the following conditions (1) to (3) are satisfied by the two rolls installed sandwiching the steel sheet. Restrain the steel sheet from the front and back surfaces.
  • the pushing amount of each of the two rolls is more than 0 mm and tmm or less.
  • the roll diameters of the two rolls are Rn and rn, respectively, Rn and rn are 50 mm or more and 1000 mm or less.
  • the distance between the rolls of the two rolls is more than 0 mm (Rn + rn + t) / 16 mm or less.
  • FIG. 1 shows a schematic view of an example in which a steel sheet is restrained by two rolls from the front surface and the back surface of the steel sheet 10 so as to satisfy the above conditions (1) to (3) during water cooling in the annealing step. Two rolls are arranged one by one on the front surface side and the back surface side of the steel plate 10 in the cooling water 12. The steel plate 10 is restrained from the front surface side and the back surface side by one roll 11a and the other roll 11b.
  • reference numeral D1 is attached to the transport direction of the steel sheet.
  • the annealing temperature is AC 1 point or higher.
  • the annealing temperature is preferably (AC 1 point + 10 ° 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 optimizing the temperature during water quenching and preventing deterioration of shape uniformity.
  • the AC1 point ( AC1 transformation point) referred to here is calculated by the following formula. Further, in the following formula, (% element symbol) means the content (mass%) of each element.
  • a C1 (°C) 723 + 22 (% Si) -18 (% Mn) +17 (% Cr) +4.5 (% Mo) +16 (% V)
  • Holding time at annealing temperature is 30 seconds or more If the holding time at annealing temperature is less than 30 seconds, dissolution of carbides and austenite transformation do not proceed sufficiently, so that the remaining carbides become coarse during the subsequent heat treatment, and the plate width. The dislocation density of the metal phase at the center of the plate width decreases with respect to the edge, and the shape freezing property deteriorates. In addition, the desired martensite fraction cannot be obtained, and the desired strength cannot be obtained. Therefore, the holding time at the annealing temperature is 30 seconds or more, preferably 35 seconds or more.
  • the upper limit of the holding time at the annealing temperature is not particularly limited, but the holding time at the annealing temperature is preferably 900 seconds or less from the viewpoint of suppressing coarsening of the austenite particle size and preventing deterioration of shape freezing property.
  • Water quenching start temperature is above Ms point Quenching start temperature is an important factor for determining the martensite fraction, which is the controlling factor of strength.
  • the quenching start temperature is less than the Ms point, martensite transformation occurs before quenching, so that self-tempering occurs before quenching, resulting in poor shape uniformity and ferrite, pearlite, and bainite transformation before quenching.
  • the water quenching start temperature is set to Ms point or higher.
  • the water quenching start temperature is preferably (Ms point + 50 ° C.) or higher.
  • the upper limit of the water quenching start temperature is not particularly limited, and the annealing temperature may be used.
  • the Ms point referred to here is calculated by the following formula.
  • Ms point (°C) 550-350 ((% C) / (% V M) ⁇ 100) -40 (% Mn) -17 (% Ni) -17 (% Cr) -21 (% Mo)
  • the present invention is characterized in that the uniformity of the steel sheet shape is improved by correcting the transformation strain during water cooling by restraint, and the leveler straightening that increases the YR fluctuation and deteriorates the shape freezing property and the straightening by skin pass rolling are not required. is there.
  • the front surface and the back surface in the present invention refer to the other surface facing one surface of the steel sheet, and any surface may be used as the front surface.
  • the restraint temperature is (Ms point + 150 ° C.) or less, preferably (Ms point + 100 ° C.) or less, and more preferably (Ms point + 50 ° C.) or less.
  • the lower limit of the restraint temperature is not particularly limited, and may be 0 ° C. or higher at which water does not freeze.
  • FIG. 2 is an enlarged view showing the vicinity of the two rolls of FIG.
  • FIG. 3 is a schematic view for explaining the amount of pushing of the roll. For convenience of explanation, only the steel plate 10 of FIG. 2 is shown in FIG.
  • the amount of pushing of the roll in the present invention is the amount (distance) of moving the roll toward the steel plate from the state where the steel plate is in a straight state and the roll is in contact with each other without pressurization as the amount of pushing is 0 mm.
  • the pushing amount B1 by one roll 11a and the pushing amount B2 by the other roll 11b are indicated by reference numerals.
  • the pushing amount of the two rolls is more than 0 mm and tmm or less, respectively.
  • the pushing amount is less than 0 mm, the roll and the steel plate are not in contact with each other.
  • the pushing amount is 0 mm, the roll and the steel plate are in contact with each other, but the steel plate is not pushed by the roll.
  • the pushing amount needs to be more than 0 mm.
  • the pushing amount is preferably 0.1 mm or more.
  • the pushing amount is set to tmm or less.
  • the pushing amount is preferably (t-0.1 mm) or less.
  • the body lengths of the two rolls described above are not particularly limited, but in order to stably restrain the steel sheet from the back surface and the front surface of the steel sheet by the two rolls, the said. It is preferable that the body length of each of the two rolls is longer than the width of the steel plate.
  • the contact area of Rn and rn with the steel sheet changes depending on the roll diameter of 50 mm or more and 1000 mm or less, respectively, and the larger the roll diameter, the higher the shape correction ability.
  • the roll diameter needs to be 50 mm or more in order to increase the shape straightening ability and obtain the desired shape uniformity.
  • the roll diameter is preferably 70 mm or more, more preferably 100 mm or more.
  • the cooling nozzle does not enter the vicinity of the roll, if the roll diameter becomes too large, the cooling capacity near the roll decreases and the shape uniformity deteriorates.
  • the roll diameter needs to be 1000 mm or less in order to obtain the cooling capacity that achieves the desired shape uniformity.
  • the roll diameter is preferably 700 mm or less, more preferably 500 mm or less. Further, the two roll diameters may be different as long as the desired shape uniformity can be obtained.
  • the distance between the rolls of the two rolls is more than 0 mm (Rn + rn + t) / 16 mm or less
  • the distance between the rolls of the two rolls in the present invention is the distance between the centers of the two rolls in the conveying direction (rolling direction) of the steel sheet. To say. As shown in FIG. 2, when the center C1 of one roll 11a and the center C2 of the other roll 11b are used, the distance between the center C1 and the center C2 in the transport direction D1 of the steel sheet is the inter-roll distance A1.
  • the inter-roll distance A1 is obtained as A0 ⁇ cosX. ..
  • the distance between rolls is 0 mm.
  • the distance between rolls is set to (Rn + rn + t) / 16 mm or less.
  • the distance between rolls is preferably (Rn + rn + t) / 18 mm or less. Further, in order to obtain the shape correction effect, the distance between the rolls needs to be more than 0 mm.
  • the number of rolls may be 3 or more as long as the cooling capacity can be secured and the desired shape uniformity and shape freezing property can be secured.
  • the distance between the rolls of the two rolls adjacent to the rolling direction (longitudinal direction) of the steel sheet among the three rolls may be more than 0 mm (Rn + rn + t) / 16 mm or less.
  • the temperature of the steel sheet after it comes out of the water tank needs to be 100 ° C. or lower. It is preferably 80 ° C. or lower.
  • the reheating temperature is set to 100 ° C. or higher.
  • the reheating temperature is preferably 130 ° C. or higher.
  • the reheating temperature is set to 300 ° C. or lower.
  • the reheating temperature is preferably 260 ° C. or lower.
  • the hot-rolled steel sheet after the hot-rolling step may be heat-treated for structural softening, and may be temper-rolled for shape adjustment after the annealing step. Further, the surface of the steel sheet may be plated with Zn, Al, or the like.
  • the member of the present invention is a steel sheet of the present invention formed by at least one of molding and welding.
  • the method for manufacturing a member of the present invention includes a step of performing at least one of molding and welding of the steel sheet manufactured by the method for manufacturing a steel sheet of the present invention.
  • the member obtained by using the steel sheet of the present invention has high strength and high dimensional accuracy. Therefore, the member of the present invention can be suitably used for parts and the like that require high strength and high dimensional accuracy.
  • the members of the present invention can be suitably used for, for example, automobile parts.
  • general processing methods such as press processing can be used without limitation.
  • welding general welding such as spot welding and arc welding can be used without limitation.
  • Example 1 A cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.4 mm obtained by cold rolling under the conditions shown in Table 1 was annealed under the conditions shown in Table 1 to produce a steel sheet having the characteristics shown in Table 2. The temperature when passing through the restraint roll was measured using a contact thermometer attached to the roll. The two rolls were arranged so that the pushing amounts of the two rolls were equal to each other. In hot rolling before cold rolling, the slab heating temperature of the steel slab is 1250 ° C, the slab heating time during slab heating is 60 minutes, the finish rolling temperature is 880 ° C, and the winding temperature. Was 550 ° C. The steel sheet used had an AC1 point of 706 ° C. and an Ms point of 410 ° C.
  • the measurement location was 1/4 of the plate thickness. Martensite has a white structure, and tempered martensite has fine carbides precipitated inside. Ferrite has a black structure. Further, depending on the surface orientation of the block grains and the degree of etching, it may be difficult for carbides to appear inside. In that case, it is necessary to sufficiently perform etching to confirm.
  • the area ratio of other metal phases other than ferrite and martensite was calculated by subtracting the total area ratio of ferrite and martensite from 100%.
  • Each steel plate was sheared in the longitudinal direction of the steel plate (rolling direction) at the original width of the steel plate to a length of 1 m, and the sheared steel plate was placed on a horizontal table.
  • the sheared steel sheet was placed on a horizontal table so that the corners of the steel sheet and the horizontal table had more contact points (two or more points).
  • the amount of warpage is determined by lowering the horizontal plate from a position above the steel plate until it comes into contact with the steel plate, and at the position where it comes into contact with the steel plate, the thickness of the steel plate is determined from the distance between the horizontal table and the horizontal plate. I pulled it out.
  • the distance here is a distance in a direction (vertical direction) perpendicular to the horizontal plane of the horizontal table. Further, after measuring the amount of warpage with one side of the steel sheet on the upper side, the amount of warpage was measured with the other side of the steel sheet on the upper side, and the maximum value of the measured amount of warpage was defined as the maximum amount of warpage.
  • the clearance of the blade of the shearing machine when cutting the steel sheet in the longitudinal direction was 4% (the upper limit of the control range was 10%).
  • the dislocation density of the metal phase was measured by the method shown below, and the ratio of the dislocation density of the metal phase at the edge of the sheet width to the dislocation density of the metal phase at the center of the sheet width was calculated on the surface of the steel sheet. In addition, the ratio of the dislocation density of the metal phase at the edge of the plate width to the dislocation density of the metal phase at the center of the plate width at the center of the plate thickness was also calculated.
  • Samples with a width of 10 mm and a length of 10 mm in the transport direction are sampled from the center of the width of each steel plate and the end of the width of the steel plate (the most edge of the steel plate), and the surface of the steel plate is polished to remove scale.
  • a line diffraction measurement was performed.
  • the amount of polishing for removing the scale was set to less than 1 ⁇ m.
  • the radiation source was Co. Since the analysis depth of Co is about 20 ⁇ m, the dislocation density of the metal phase on the surface of the steel sheet is the dislocation density of the metal phase in the range of 0 to 20 ⁇ m from the surface of the steel sheet.
  • the dislocation density of the metal phase was converted from the strain obtained from the half-value width ⁇ of the X-ray diffraction measurement.
  • the Williamson-Hall method shown below was used to extract the strain.
  • the spread of the half-value range is affected by the crystallite size D and strain ⁇ , and can be calculated using the following equation as the sum of both factors.
  • ⁇ cos ⁇ / ⁇ 0.9 ⁇ / D + 2 ⁇ ⁇ sin ⁇ / ⁇ .
  • ⁇ means the peak angle calculated by the ⁇ -2 ⁇ method of X-ray diffraction
  • ⁇ means the wavelength of X-rays used in X-ray diffraction
  • b is a Burgers vector of Fe ( ⁇ ), which is 0.25 nm in this example. Then, the ratio of the dislocation density of the metal phase on the surface at the edge of the plate width to the dislocation density of the metal phase on the surface at the center of the plate width on the surface of the steel plate was determined.
  • Samples having a width of 20 mm and a length of 20 mm in the transport direction were taken from the central portion of the plate width and the end of the plate width of each steel plate, and the surface of the steel plate was polished to remove scale.
  • the amount of polishing for removing the scale was set to less than 1 ⁇ m.
  • each sample was ground to the center of the plate thickness by surface grinding, and then X-ray diffraction measurement was performed by the same method as the above-mentioned measurement of the steel plate surface. Since the analysis depth of Co is about 20 ⁇ m, the dislocation density of the metal phase at the center of the plate thickness is the dislocation density of the metal phase within the range of 0 to 20 ⁇ m from the center of the steel sheet. Based on the measurement results, the ratio of the dislocation density of the metal phase on the surface at the width end to the dislocation density of the metal phase on the surface at the center of the plate thickness was determined.
  • the dislocation density of the metal phase is highest in the central part of the plate thickness, and the surface tends to be the smallest. Therefore, in this embodiment, the dislocation density ratio of the metal phase in the width direction at the total plate thickness position is defined by measuring the dislocation density of the metal phase on the surface and the central portion of the plate thickness.
  • a steel sheet having a TS of 750 MPa or more, a ⁇ YR of -3% or more and 3% or less, and a maximum warp amount of 15 mm or less was accepted, and is shown as an example of invention in Table 2.
  • steel sheets that do not satisfy at least one of these were rejected and are shown as comparative examples in Table 2.
  • Example 2 1. Production of Steel Sheet for Evaluation A steel having the composition shown in Table 3 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 lump-rolled material was hot-rolled. Next, the sample to be cold-rolled is obtained by grinding a hot-rolled steel sheet and then cold-rolling at the reduction ratio shown in Table 4 or Table 5 so as to have the plate thickness shown in Table 4 or Table 5. It was rolled to produce a cold-rolled steel sheet. Some samples were not cold-rolled after the hot-rolled steel sheet was ground. Samples with a rolling reduction of "-" in the table mean that they have not been cold-rolled.
  • the hot-rolled steel sheet and the cold-rolled steel sheet obtained as described above were annealed under the conditions shown in Table 4 or Table 5 to produce a steel sheet.
  • the blanks in Table 3 indicate that they were not added intentionally, and include not only the case where they are not contained (0% by mass) but also the cases where they are unavoidably contained.
  • the temperature when passing through the restraint roll was measured using a contact thermometer attached to the roll. The two rolls were arranged so that the pushing amounts of the two rolls were equal to each other.
  • the slab heating temperature of the steel slab is 1250 ° C
  • the slab heating time during slab heating is 60 minutes
  • the finish rolling temperature is 880 ° C
  • the winding temperature was 550 ° C.
  • Example 3 No. in Table 6 of Example 2.
  • the steel plate of No. 1 was formed by press working to manufacture the member of the example of the present invention. Further, No. 1 in Table 6 of Example 2. No. 1 and No. 6 in Table 6 of Example 2.
  • the steel plate of No. 2 was joined by spot welding to manufacture the member of the example of the present invention. Since these members of the examples of the present invention have high strength and high dimensional accuracy, it has been confirmed that they can be suitably used for automobile parts and the like.

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Abstract

高強度であり、形状均一性及び形状凍結性に優れた鋼板、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、面積率で、マルテンサイト：２０％以上１００％以下、フェライト：０％以上８０％以下、その他の金属相：５％以下であり、鋼板表面における、板幅中央の金属相の転位密度に対する板幅端の金属相の転位密度の割合が１００％以上１４０％以下であり、かつ板厚中央における、板幅中央の金属相の転位密度に対する板幅端の金属相の転位密度の割合が１００％以上１４０％以下である鋼組織を有し、圧延方向に長さ１ｍでせん断した際の鋼板の最大反り量が１５ｍｍ以下である。

Description

鋼板、部材及びそれらの製造方法
　本発明は、自動車部品等に好適に用いられる鋼板、部材及びそれらの製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、高強度であり、形状均一性及び形状凍結性に優れた鋼板、部材及びそれらの製造方法に関する。
　近年、地球環境保全の観点から、ＣＯ２排出量の規制を目的として自動車業界全体で自動車の燃費改善が指向されている。自動車の燃費改善には、使用部品の薄肉化による自動車の軽量化が最も有効であるため、近年、自動車部品用素材としての高強度鋼板の使用量が増加しつつある。
　鋼板強度を得るために硬質相であるマルテンサイトを活用した鋼板は多い。一方で、マルテンサイトを生成させる際、変態ひずみによって板形状の均一性が悪化する。板形状の均一性が悪化すると成形時の寸法精度に悪影響をもたらすため、所望の寸法精度が得られるよう板をレベラー加工やスキンパス圧延（調質圧延）によって矯正されてきた。一方で、これらのレベラー加工やスキンパス圧延によってひずみが導入されると、形状凍結性が劣化するため、成形時の寸法精度が悪くなり、所望の寸法精度が得られなくなる。形状凍結性を悪化させないためにはマルテンサイト変態時の板形状の均一性の劣化を抑制する必要があるのに対し、これまでにも様々な技術が提案されている。
　例えば、特許文献１では、降伏比及びｒ値を低下することで形状凍結性を改善する。具体的には、ミクロ組織が、フェライト又はベイナイトを体積分率最大の相とし、体積分率で１％以上２５％以下のマルテンサイトを含む複合組織鋼において、結晶方位を制御し、圧延方向のｒ値及び圧延方向と直角方向のｒ値のうち少なくとも１つを０．７以下、降伏比を７０％以下とすることで形状凍結性が良好な超高強度鋼板を提供している。
　また、特許文献２は、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．１０～０．３５％、Ｓｉ：０．５～３．０％、Ｍｎ：１．５～４．０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１０～０．５％を満たす鋼からなり、面積率で０～５％のポリゴナルフェライト、５％以上のベイニティックフェライト、５～２０％のマルテンサイト、３０～６０％の焼き戻しマルテンサイトと、５～２０％の残留オーステナイトを含み、かつ旧オーステナイトの平均粒径が１５μｍ以下とすることで形状凍結性に優れた高強度鋼板を提供している。
　また、特許文献３は、水中で鋼板をロールにより拘束することで、水焼入れ時に生じるマルテンサイト変態による鋼板形状劣化を抑制する技術が提供されている。
特開２００５－２７２９８８号公報 特開２０１２－２２９４６６号公報 特許第６０９４７２２号公報
　自動車車体に使用される鋼板はプレス加工されて使用されるため、形状均一性及び形状凍結性は必要な特性である。さらに最近の自動車部品用素材には高強度鋼板の使用量が増加しつつある。そこで、高強度でかつ形状凍結性に優れる必要がある。
　特許文献１で開示された技術では、結晶方位及びｒ値の制御により形状凍結性の優れる技術は提供されているものの、成形時にはあらゆる方向に成形されるため、成形の方向によっては形状凍結性の優れない方向があると思われる。また、マルテンサイト分率は小さく、強度レベルは小さい。
　特許文献２で開示された技術では、本発明と同等の強度で、低降伏比とすることで形状凍結性に優れる鋼板を提供しているものの、幅方向の金属相の転位密度差を抑制していないことから、形状凍結性は劣ると考えられ、形状の記載はない。
　特許文献３で開示された技術では、形状均一性を良好にする技術は提供されているものの、幅方向の金属相の転位密度差を抑制していないことから、形状凍結性は劣ると考えられる。
　本発明は、高強度かつ形状均一性及び形状凍結性に優れた鋼板、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。
　なお、ここで、高強度とは、ＪＩＳＺ２２４１（２０１１）に準拠し、引張速度：１０ｍｍ／分で行った引張試験による引張強度ＴＳが７５０ＭＰａ以上であることを指す。
また、優れた形状均一性とは、圧延方向に長さ１ｍでせん断した際の鋼板の最大反り量が１５ｍｍ以下であることを指す。
また、優れた形状凍結性とは、ＪＩＳＺ２２４１（２０１１）に準拠し、引張速度：１０ｍｍ／分で行った引張試験による降伏比ＹＲに関し、板幅中央のＹＲと板幅端のＹＲの差であるΔＹＲが－３％以上３％以下であることを指す。
　本発明者らは、上記課題を解決するために、引張強度７５０ＭＰａ以上であり、かつ鋼板の形状均一性及び形状凍結性を良好とする鋼板の要件について鋭意研究を重ねた。その結果、優れた形状凍結性を得るためには、鋼板表面における、板幅中央の金属相の転位密度に対する板幅端の金属相の転位密度の割合が１００％以上１４０％以下であり、かつ板厚中央における、板幅中央の金属相の転位密度に対する板幅端の金属相の転位密度の割合が１００％以上１４０％以下とすることが必要であることを知見した。また、本発明者らは、急速冷却によりマルテンサイト分率を２０％以上とすることで、高強度となることを知見した。一方、水冷中のマルテンサイト変態は急速かつ不均一に生じるため、変態ひずみにより鋼板形状の均一性を悪化させる。変態ひずみによる悪影響の軽減について調査した結果、マルテンサイト変態中に板表裏面から拘束力を加えることによって板形状の均一性が改善することに想到した。そして、拘束条件制御による幅方向における金属相の転位密度変動の低減により、幅方向での降伏強度（ＹＲ）変動が低減し形状凍結性が良好となることが判明した。
　以上の通り、本発明者らは、上記の課題を解決するために様々な検討をおこなった結果、高強度であり、形状均一性及び形状凍結性に優れた鋼板が得られることを見出し、本発明を完成するに至った。本発明の要旨は以下の通りである。
［１］面積率で、マルテンサイト：２０％以上１００％以下、フェライト：０％以上８０％以下、その他の金属相：５％以下であり、
　鋼板表面における、板幅中央の金属相の転位密度に対する板幅端の金属相の転位密度の割合が１００％以上１４０％以下であり、かつ
　板厚中央における、板幅中央の金属相の転位密度に対する板幅端の金属相の転位密度の割合が１００％以上１４０％以下である鋼組織を有し、
　圧延方向に長さ１ｍでせん断した際の鋼板の最大反り量が１５ｍｍ以下である鋼板。
［２］質量％で、
Ｃ：０．０５％以上０．６０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、
Ｍｎ：０．１％以上３．２％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．００５％以上０．１０％以下、及び
Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する［１］に記載の鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．２０％以下、
Ｍｏ：０．１５％未満、及び
Ｖ：０．０５％以下のうちから選ばれた少なくとも１種を含有する［２］に記載の鋼板。
［４］前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．０２０％以下及び
Ｔｉ：０．０２０％以下のうちから選ばれた少なくとも１種を含有する［２］又は［３］に記載の鋼板。
［５］前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．２０％以下及び
Ｎｉ：０．１０％以下のうちから選ばれた少なくとも１種を含有する［２］～［４］のいずれか一つに記載の鋼板。
［６］前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｂ：０．００２０％未満を含有する［２］～［５］のいずれか一つに記載の鋼板。
［７］前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｓｂ：０．１％以下及び
Ｓｎ：０．１％以下のうちから選ばれた少なくとも１種を含有する［２］～［６］のいずれか一つに記載の鋼板。
［８］［１］～［７］のいずれか一つに記載の鋼板が、成形加工及び溶接の少なくとも一方をされてなる部材。
［９］［２］～［７］のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼スラブを加熱した後、熱間圧延する、熱間圧延工程と、
　前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、焼鈍温度：ＡＣ１点以上で３０秒以上保持し、その後、Ｍｓ点以上で水焼入れ開始し、１００℃以下まで水冷後、１００℃以上３００℃以下で再度加熱する焼鈍工程と、を有し、
　前記焼鈍工程における前記水焼入の水冷中、鋼板の表面温度が（Ｍｓ点＋１５０℃）以下の領域において、鋼板を挟んで設置された２つのロールで下記条件（１）～（３）を満たすように鋼板の表面及び裏面から鋼板を拘束する、鋼板の製造方法。
（１）鋼板の板厚をｔとしたとき、前記２つのロールのそれぞれの押し込み量が０ｍｍ超ｔｍｍ以下である。
（２）前記２つのロールのロール径をそれぞれＲｎ及びｒｎであるとしたとき、Ｒｎ及びｒｎは、５０ｍｍ以上１０００ｍｍ以下である。
（３）前記２つのロールのロール間距離が、０ｍｍ超（Ｒｎ＋ｒｎ＋ｔ）／１６ｍｍ以下である。
［１０］［２］～［７］のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼スラブを加熱した後、熱間圧延する、熱間圧延工程と、
　前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を冷間圧延する冷間圧延工程と、
　前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、焼鈍温度：ＡＣ１点以上で３０秒以上保持し、その後、Ｍｓ点以上で水焼入れ開始し、１００℃以下まで水冷後、１００℃以上３００℃以下で再度加熱する焼鈍工程と、を有し、
　前記焼鈍工程における前記水焼入の水冷中、鋼板の表面温度が（Ｍｓ点＋１５０℃）以下の領域において、鋼板を挟んで設置された２つのロールで下記条件（１）～（３）を満たすように鋼板の表面及び裏面から鋼板を拘束する、鋼板の製造方法。
（１）鋼板の板厚をｔとしたとき、前記２つのロールのそれぞれの押し込み量が０ｍｍ超ｔｍｍ以下である。
（２）前記２つのロールのロール径をそれぞれＲｎ及びｒｎであるとしたとき、Ｒｎ及びｒｎは、５０ｍｍ以上１０００ｍｍ以下である。
（３）前記２つのロールのロール間距離が、０ｍｍ超（Ｒｎ＋ｒｎ＋ｔ）／１６ｍｍ以下である。
［１１］［９］又は［１０］に記載の鋼板の製造方法によって製造された鋼板を、成形加工及び溶接の少なくとも一方を行う工程を有する、部材の製造方法。
　本発明によれば、高強度であり、形状均一性及び形状凍結性に優れた鋼板、部材及びそれらの製造方法を提供することができる。本発明の鋼板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形状凍結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。
焼鈍工程における水冷中に、鋼板の表面及び裏面から鋼板を２つのロールで拘束した一例の概略図である。 図１の２つのロール付近を示す拡大図である。 ロールの押し込み量を説明するための概略図である。 ２つのロールのロール間距離を説明するための概略図である。
　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。
　本発明の鋼板は、面積率で、マルテンサイト：２０％以上１００％以下、フェライト：０％以上８０％以下、その他の金属相：５％以下であり、鋼板表面における、板幅中央の金属相の転位密度に対する板幅端の金属相の転位密度の割合が１００％以上１４０％以下であり、かつ板厚中央における、板幅中央の金属相の転位密度に対する板幅端の金属相の転位密度の割合が１００％以上１４０％以下である鋼組織を有し、圧延方向に長さ１ｍでせん断した際の鋼板の最大反り量が１５ｍｍ以下である。これらの条件を満たす鋼板であれば、本発明の効果が得られるので鋼板の成分組成は特に限られない。
　まず、本発明の鋼板の鋼組織について説明する。なお、以下の鋼組織の説明における、マルテンサイト、フェライト、及びその他の金属相の「％」は、「鋼板全体の鋼組織に対する面積率（％）」を意味する。
　マルテンサイト：２０％以上１００％以下
　ＴＳ≧７５０ＭＰａの高強度を得るため、マルテンサイトの組織全体に対する面積率は２０％以上とする。マルテンサイトの面積率が２０％未満であると、フェライト、残留オーステナイト、パーライト、ベイナイトのいずれかが多くなり、強度が低下する。なお、マルテンサイトの組織全体に対する面積率は合計で１００％であってもよい。マルテンサイトは焼入れままのフレッシュマルテンサイトと焼戻した焼戻しマルテンサイトの合計とする。本発明において、マルテンサイトとは、マルテンサイト変態点（単にＭｓ点ともいう。）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。
　フェライト：０％以上８０％以下
　鋼板の強度を確保する観点から、鋼板全体の鋼組織に対するフェライトの面積率は８０％以下である。当該面積率は、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の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。
　その他の金属相：５％以下
　本発明の鋼板の鋼組織は、マルテンサイト及びフェライト以外のその他の金属相として、不可避的に含む金属相を含んでいてもよい。その他の金属相の面積率は、５％以下であれば許容される。その他の金属相は、残留オーステナイト、パーライト、ベイナイトなどである。その他の金属相の面積率は、０％であってもよい。残留オーステナイトとはマルテンサイト変態せずに室温まで残ったオーステナイトを指す。パーライトとはフェライトと針状セメンタイトからなる組織である。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。
　ここで、鋼組織における各組織の面積率の値は、実施例に記載の方法で測定して得られた値を採用する。
具体的には、まず、各鋼板の圧延方向及び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する。組織現出したサンプルを、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１６×１５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、マルテンサイトの面積率を調査する。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する。測定場所は板厚１／４とする。マルテンサイトは白色の組織を呈しており、焼戻しマルテンサイトは内部に微細な炭化物が析出している。フェライトは黒色の組織を呈している。また、ブロック粒の面方位とエッチングの程度によっては、内部の炭化物が現出しにくい場合もあるので、その場合はエッチングを十分に行い確認する必要がある。
また、フェライト及びマルテンサイト以外のその他の金属相の面積率を、１００％からフェライト及びマルテンサイトの合計面積率を引いて算出する。
　鋼板表面における、板幅中央の金属相の転位密度に対する板幅端の金属相の転位密度の割合が１００％以上１４０％以下であり、かつ、板厚中央における、板幅中央の金属相の転位密度に対する板幅端の金属相の転位密度の割合が１００％以上１４０％以下
　優れた形状凍結性を得るためには、鋼板幅方向のＹＲ変動を小さくする必要があり、そのためにはＹＲと相関がある金属相の転位密度変動を小さくする必要がある。板厚位置において、表面は金属相の転位密度が最も小さく、中央は最も大きくなる傾向があるため、表面と中央で鋼板幅方向における金属相の転位密度変動が小さいと、どの板厚位置でも鋼板幅方向における金属相の転位密度変動が小さくなっていると推定される。優れた形状凍結性を得るためには、鋼板表面における、板幅中央の金属相の転位密度に対する板幅端の金属相の転位密度の割合（板幅端の金属相の転位密度／板幅中央の金属相の転位密度）が１４０％以下である必要がある。また、板厚中央における、板幅中央の金属相の転位密度に対する板幅端の金属相の転位密度の割合（板幅端の金属相の転位密度／板幅中央の金属相の転位密度）が１４０％以下である必要がある。鋼板表面及び板厚中央のそれぞれにおける、当該割合は、好ましくは１３５％以下、より好ましくは１３０％以下である。一方、板幅端では焼鈍保持後、焼入れ温度までの冷却時に抜熱されやすいため、マルテンサイト以外の組織が出やすくなる。するとＹＲが低下するため、鋼板幅方向のＹＲ変動が大きくなる。このＹＲ変動を抑制するために、水焼入れ時の拘束条件を適正化することで板幅端の金属相の転位密度を板幅中央部と同等にする、又は板幅中央部よりも高くする必要がある。したがって、鋼板表面における、板幅中央の金属相の転位密度に対する板幅端の金属相の転位密度の割合が１００％以上であり、かつ、板厚中央における、板幅中央の金属相の転位密度に対する板幅端の金属相の転位密度の割合が１００％以上とする必要がある。鋼板表面及び板厚中央のそれぞれにおける、当該割合は、好ましくは１１０％以上、より好ましくは１２０％以上である。
なお、本発明において、転位密度を規定する際の鋼板表面とは、鋼板の表面及び裏面（一方の面及び対向する他方の面）の双方のことを指す。
　板幅中央の金属相の転位密度に対する板幅端の金属相の転位密度の割合は、実施例に記載の方法で得られた値を採用する。
　具体的には、まず、各鋼板の板幅中央部及び板幅端部（鋼板最エッジ部）から、それぞれ幅１０ｍｍ×搬送方向長さ１０ｍｍのサンプルを採取し、鋼板表面を研磨してスケールを除去し、鋼板表面のＸ線回折測定を行う。ここで、スケール除去のために研磨する量は１μｍ未満とする。線源はＣｏとする。Ｃｏの分析深さは２０μｍ程度であるため、鋼板表面の金属相の転位密度は鋼板表面から０～２０μｍの範囲内の金属相の転位密度のことである。金属相の転位密度はＸ線回折測定の半価幅βから求める歪みから換算する手法を用いる。歪みの抽出には、以下に示すＷｉｌｌｉａｍｓｏｎ－Ｈａｌｌ法を用いる。半価幅の広がりは結晶子のサイズＤとひずみεが影響し、両因子の和として次式を用いて計算できる。
　β＝β１＋β２＝（０．９λ／（Ｄ×ｃｏｓθ））＋２ε×ｔａｎθ
　この式を変形すると、βｃｏｓθ／λ＝０．９λ／Ｄ＋２ε×ｓｉｎθ／λとなる。ｓｉｎθ／λに対してβｃｏｓθ／λをプロットすることにより、直線の傾きからひずみεが算出される。なお、算出に用いる回折線は（１１０）、（２１１）、及び（２２０）とする。ひずみεから金属相の転位密度の換算はρ＝１４．４ε2／ｂ2を用いる。なお、θはＸ線回折のθ‐２θ法より算出されるピーク角度を意味し、λはＸ線回折で使用するＸ線の波長を意味する。ｂはＦｅ（α）のバーガース・ベクトルで、本発明においては、０．２５ｎｍとする。そして、鋼板表面における板幅中央の表面の金属相の転位密度に対する板幅端の表面の金属相の転位密度の割合を求める。
　次に、板厚中央における、板幅中央の金属相の転位密度に対する板幅端の金属相の転位密度の割合を算出した方法を説明する。
　各鋼板の板幅中央部及び板幅端部から、それぞれ幅２０ｍｍ×搬送方向長さ２０ｍｍのサンプルを採取し、鋼板表面を研磨してスケールを除去する。ここで、スケール除去のために研磨する量は１μｍ未満とする。次に、それぞれのサンプルを、表面研削により板厚中央まで研削した後に、上記の鋼板表面の測定と同様の方法で、Ｘ線回折測定を行う。なお、Ｃｏの分析深さは２０μｍ程度であるため、板厚中央の金属相の転位密度は鋼板中央から０～２０μｍの範囲内の金属相の転位密度のことである。測定結果に基づいて、板厚中央における表面の金属相の転位密度に対する板幅端の表面の金属相の転位密度の割合を求める。
　板厚方向で板厚中央部は金属相の転位密度が最も大きく、表面は最も小さくなる傾向がある。そこで本発明では、表面及び板厚中央部での金属相の転位密度を測定することで、全板厚位置における幅方向の金属相の転位密度比を規定する。
　次いで、本発明の鋼板の特性について説明する。
　本発明の鋼板は形状均一性が良好である。具体的には、鋼板の圧延方向（長手方向）に長さ１ｍでせん断した際の鋼板の最大反り量が１５ｍｍ以下である。最大反り量は、好ましくは１０ｍｍ以下、より好ましくは８ｍｍ以下である。最大反り量の下限は限定せず、０ｍｍが最も好ましい。
　本発明でいう「鋼板長手方向に長さ１ｍでせん断した際の鋼板の最大反り量」とは、鋼板を鋼板長手方向（圧延方向）に鋼板の元幅にて長さ１ｍでせん断した後、せん断後の鋼板を水平な台に置き、水平な台から鋼板の下部までの隙間が最大になっている箇所における水平な台から鋼板までの距離をいう。なお、ここでの距離は、水平な台の水平面と垂直な方向（鉛直方向）における距離である。また、鋼板の一方の面を上側にして反り量を測定した後、鋼板の他方の面を上側にして反り量を測定し、測定した反り量のうち最大である値を最大反り量とする。また、せん断後の鋼板は、鋼板の角部と水平な台がより多くの接触点（２点以上）が存在するように水平な台の上に置いている。反り量は、鋼板よりも上の位置から水平な板を鋼板に接触するまで降ろしていき、鋼板に接触した位置において、水平な台と水平な板との間の距離から、鋼板の板厚を引いて求める。なお、鋼板の長手方向の切断をする際のせん断機の刃のクリアランスは４％（管理範囲の上限は１０％）で行う。
　本発明の鋼板は強度が高い。具体的には、実施例に記載のように、ＪＩＳＺ２２４１（２０１１）に準拠し、引張速度：１０ｍｍ／分で行った引張試験による引張強度が７５０ＭＰａ以上である。引張強度は、好ましくは９５０ＭＰａ以上、より好ましくは１１５０ＭＰａ以上、さらに好ましくは１３００ＭＰａ以上である。なお、引張強度の上限は特に限定されないが、他の特性とのバランスの取りやすさの観点から２５００ＭＰａ以下が好ましい。
　本発明の鋼板は形状凍結性に優れる。金属相の転位密度と相関のある降伏強度（ＹＲ）の幅方向変動を低減することで形状凍結性は良好となる。具体的には、実施例に記載のように、ＪＩＳＺ２２４１（２０１１）に準拠し、引張速度：１０ｍｍ／分で行った引張試験による降伏比ＹＲに関し、板幅中央のＹＲと板幅端のＹＲの差である方法で測定した降伏比変動（ΔＹＲ）が－３％以上３％以下である。降伏比変動（ΔＹＲ）は、好ましくは－２％以上２％以下、より好ましくは－１％以上１％以下である。
　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。
　次いで、本発明の鋼板とするための好ましい成分組成について説明する。下記の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：０．０５％以上０．６０％以下
　Ｃは、焼入れ性を向上させる元素であり、Ｃを含有させることにより、所定のマルテンサイトの面積率を確保しやすくなる。また、Ｃを含有させることにより、マルテンサイトの強度を上昇させ、強度を確保しやすくなる。優れた形状凍結性を維持して所定の強度を得る観点から、Ｃ含有量が０．０５％以上であることが好ましい。なお、ＴＳ≧９５０ＭＰａを得る観点からは、Ｃ含有量は０．１１％以上とすることがより好ましい。また、ＴＳ≧１１５０ＭＰａを得る観点からは、Ｃ含有量は０．１２５％以上とすることがさらに好ましい。一方、Ｃ含有量が０．６０％を超えると、強度が過剰になるのみならず、マルテンサイト変態による変態膨張を抑制しにくくなる傾向がある。そのため、形状均一性が劣化する傾向がある。したがって、Ｃ含有量は０．６０％以下であることが好ましい。Ｃ含有量は、より好ましくは０．５０％以下、さらに好ましくは０．４０％以下である。
　Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下
　Ｓｉは固溶強化による強化元素である。このような効果を十分に得るには、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｓｉ含有量は、より好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｓｉ含有量が多くなりすぎると、板幅中央部に粗大なＭｎＳが生成しやすくなり、板幅端に対して板幅中央の金属相の転位密度が減少し形状凍結性が劣化する傾向がある。したがって、Ｓｉ含有量は好ましくは２．０％以下、より好ましくは１．７％以下、さらに好ましくは１．５％以下である。
　Ｍｎ：０．１％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の面積率を確保するために含有させる。Ｍｎ含有量が０．１％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傾向がある。したがって、Ｍｎ含有量は好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．２％以上、さらに好ましくは０．３％以上である。一方、Ｍｎは、ＭｎＳの生成・粗大化を特に助長する元素であり、Ｍｎ含有量が３．２％を超えると、粗大な介在物の増加により、板幅中央部に粗大なＭｎＳが生成しやすくなり、板幅端に対して板幅中央の金属相の転位密度が減少し形状凍結性が劣化する傾向がある。したがって、Ｍｎ含有量は好ましくは３．２％以下、より好ましくは３．０％以下、さらに好ましくは２．８％以下である。
　Ｐ：０．０５０％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亀裂発生を促進させ、板幅中央部の粒界に偏析しやすくなり、板幅端に対して板幅中央の金属相の転位密度が減少し形状凍結性が劣化する傾向がある。したがって、Ｐ含有量は好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０３０％以下、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：０．００５０％以下
　Ｓは、ＭｎＳ、ＴｉＳ、Ｔｉ（Ｃ、Ｓ）等の形成を通じて板幅中央部に粗大な介在物が生成しやすくなり、板幅端に対して板幅中央の金属相の転位密度が減少し形状凍結性が劣化する傾向がある。この介在物による弊害を軽減するために、Ｓ含有量は０．００５０％以下とすることが好ましい。Ｓ含有量はより好ましくは０．００２０％以下、さらに好ましくは０．００１０％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：０．００５％以上０．１０％以下
　Ａｌは十分な脱酸を行い、鋼中の粗大な介在物を低減するために添加される。その効果を十分に得る観点から、Ａｌ含有量は０．００５％以上であることが好ましい。Ａｌ含有量はより好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ａｌ含有量が０．１０％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傾向にある。そのため、強度を低下させるのみならず、特に板幅中央部で粗大化しやすくなり、板幅端に対して板幅中央の金属相の転位密度が減少し形状凍結性が劣化する傾向がある。したがって、Ａｌ含有量は好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０６％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、炭窒化物系の粗大な介在物を形成する元素であり、これらの生成を通じて板幅中央部に粗大な介在物が生成しやすくなり、板幅端に対して板幅中央の金属相の転位密度が減少し形状凍結性が劣化する傾向がある。形状凍結性の劣化を防止するため、Ｎ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。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０．０００６％程度である。
　本発明の鋼板は、上記成分を含有し、上記成分以外の残部はＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む成分組成を有する。ここで、本発明の鋼板は、上記成分を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。本発明の鋼板には、本発明の作用を損なわない範囲で以下の許容成分（任意元素）を含有させることができる。
　Ｃｒ：０．２０％以下、Ｍｏ：０．１５％未満、及びＶ：０．０５％以下のうちから選ばれた少なくとも１種
　Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、鋼の焼入れ性の向上効果を得る目的で、含有させることができる。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、板幅端に対して板幅中央の金属相の転位密度が減少し形状凍結性が劣化する。そのためＣｒ含有量は好ましくは０．２０％以下、より好ましくは０．１５％以下である。Ｍｏ含有量は好ましくは０．１５％未満、より好ましくは０．１０％以下である。Ｖ含有量は好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０４％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量の下限は特に限られないが、焼入れ性の向上効果をより有効に得る観点からは、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量は、それぞれ、０．０１％以上にすることが好ましい。Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量は、それぞれ、より好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上である。Ｖ含有量の下限は特に限られないが、焼入れ性の向上効果をより有効に得る観点からは、Ｖ含有量は０．００１％以上にすることが好ましい。Ｖ含有量はより好ましくは０．００２％以上、さらに好ましくは０．００３％以上である。
　Ｎｂ：０．０２０％以下及びＴｉ：０．０２０％以下のうちから選ばれた少なくとも１種
　ＮｂやＴｉは、旧γ粒の微細化を通じて、高強度化に寄与する。しかしながら、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、板幅端に対して板幅中央の金属相の転位密度が減少し形状凍結性が劣化する。このため、Ｎｂ含有量及びＴｉ含有量は、それぞれ、好ましくは０．０２０％以下、より好ましくは０．０１５％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下である。Ｎｂ含有量及びＴｉ含有量の下限は特に限られないが、高強度化の効果をより有効に得る観点からは、Ｎｂ及びＴｉの少なくとも１種を０．００１％以上で含有することが好ましい。いずれの元素の含有量でも、より好ましくは０．００２％以上、さらに好ましくは０．００３％以上である。
　Ｃｕ：０．２０％以下及びＮｉ：０．１０％以下のうちから選ばれた少なくとも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。しかしながら、Ｃｕ含有量やＮｉ含有量が多くなりすぎると表面欠陥の発生を招来し、自動車用鋼板に必要なめっき性や化成処理性を劣化させるので、Ｃｕ含有量は好ましくは０．２０％以下、より好ましくは０．１５％以下、さらに好ましくは０．１０％以下である。Ｎｉ含有量は好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０６％以下である。Ｃｕ含有量及びＮｉ含有量の下限は特に限られないが、耐食性の向上及び水素侵入を抑制の効果をより有効に得る観点からは、Ｃｕ、Ｎｉの少なくとも１種を０．００１％以上含有することが好ましく、０．００２％以上含有することがより好ましい。
　Ｂ：０．００２０％未満
　Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、Ｂ含有により、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を生成させる効果が得られる。しかしながら、Ｂ含有量が０．００２０％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る。これにより、粗大な介在物や炭化物が生成するため、板幅端に対して板幅中央の金属相の転位密度が減少し形状凍結性が劣化する傾向がある。したがって、Ｂ含有量は好ましくは０．００２０％未満、より好ましくは０．００１５％以下、さらに好ましくは０．００１０％以下である。Ｂ含有量の下限は特に限られないが、鋼の焼入れ性を向上の効果をより有効に得る観点からは、Ｂ含有量は好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００２％以上、さらに好ましくは０．０００３％以上である。また、Ｎを固定する観点から、０．０００５％以上の含有量のＴｉと複合添加することが好ましい。
　Ｓｂ：０．１％以下及びＳｎ：０．１％以下のうちから選ばれた少なくとも１種
　Ｓｂや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ＣやＢの低減を抑制する。また、ＣやＢの低減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。しかしながら、Ｓｂ含有量、Ｓｎ含有量のいずれの場合でも０．１％を超えて含有すると、旧γ粒界にＳｂやＳｎが偏析して板幅端に対して板幅中央の金属相の転位密度が減少し形状凍結性が劣化する。このため、Ｓｂ含有量及びＳｎ含有量のいずれの場合でも０．１％以下とすることが好ましい。Ｓｂ含有量及びＳｎ含有量は、それぞれ、より好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０６％以下である。Ｓｂ含有量及びＳｎ含有量の下限は特に限られないが、高強度化の効果をより有効に得る観点からは、Ｓｂ含有量及びＳｎ含有量のいずれの場合でも０．００２％以上であることが好ましい。Ｓｂ含有量及びＳｎ含有量は、それぞれ、より好ましくは０．００３％以上、さらに好ましくは０．００４％以上である。
　なお、本発明の鋼板には、他の元素としてＴａ、Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭを本発明の効果を損なわない範囲で含有してもよく、これらの元素の含有量は、それぞれ、０．１％以下であれば許容される。
　次いで、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
　本発明の鋼板の製造方法は、熱間圧延工程、必要に応じて行う冷間圧延工程、焼鈍工程を有する。本発明の鋼板の製造方法の一実施形態は、上記成分組成を有する鋼スラブを加熱した後、熱間圧延する熱間圧延工程と、必要に応じて行う冷間圧延工程と、前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板又は前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、焼鈍温度：ＡＣ１点以上で３０秒以上保持し、その後、Ｍｓ点以上で水焼入れ開始し、１００℃以下まで水冷後、１００℃以上３００℃以下で再度加熱する焼鈍工程と、を有し、前記焼鈍工程における前記水焼入の水冷中、鋼板の表面温度が（Ｍｓ点＋１５０℃）以下の領域において、鋼板を挟んで設置された２つのロールで下記条件（１）～（３）を満たすように鋼板の表面及び裏面から鋼板を拘束する。
（１）鋼板の板厚をｔとしたとき、前記２つのロールのそれぞれの押し込み量が０ｍｍ超ｔｍｍ以下である。
（２）前記２つのロールのロール径をそれぞれＲｎ及びｒｎであるとしたとき、Ｒｎ及びｒｎは、５０ｍｍ以上１０００ｍｍ以下である。
（３）前記２つのロールのロール間距離が、０ｍｍ超（Ｒｎ＋ｒｎ＋ｔ）／１６ｍｍ以下である。
　以下、各工程について説明する。なお、以下に示す鋼スラブ、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、鋼板等の表面温度を意味する。
　熱間圧延工程
　熱間圧延工程とは、上記成分組成を有する鋼スラブを加熱した後、熱間圧延する工程である。
　前述した成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延に供する。スラブ加熱温度は特に限定されないが、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及び炭化物量の低減が図られ、形状凍結性が向上する。このため、スラブ加熱温度は１２００℃以上が好ましい。スラブ加熱温度はより好ましくは１２３０℃以上、さらに好ましくは１２５０℃以上である。スラブ加熱温度の上限は特に限定されないが、１４００℃以下が好ましい。また、スラブ加熱時の加熱速度は特に限定されないが、５～１５℃／分とすることが好ましい。また、スラブ加熱時のスラブ均熱時間は特に限定されないが、３０～１００分とすることが好ましい。
　仕上げ圧延温度は８４０℃以上が好ましい。仕上げ圧延温度が８４０℃未満では、温度の低下までに時間がかかり、介在物及び粗大炭化物が生成することで形状凍結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、仕上げ圧延温度は８４０℃以上が好ましい。仕上げ圧延温度はより好ましくは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、仕上げ圧延温度は９５０℃以下が好ましい。仕上げ圧延温度はより好ましくは９２０℃以下である。
　巻取温度まで冷却された熱延鋼板を６３０℃以下の温度で巻き取るのが好ましい。巻取温度が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。また脱炭により表層にフェライトが生成し、引張強度を低下させる可能性がある。したがって、巻取温度は６３０℃以下が好ましい。巻取温度はより好ましくは６００℃以下である。巻取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。
　巻取後の熱延鋼板を酸洗してもよい。酸洗条件は特に限定されない。
　冷間圧延工程
　冷間圧延工程とは、熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を冷間圧延する工程である。冷間圧延の圧下率及び上限は特に限定されないが、圧下率が２０％未満の場合、組織が不均一となりやすいため、圧下率は２０％以上とするのが好ましい。また、圧下率が９０％超の場合、過剰に導入されたひずみが焼鈍時に再結晶を過剰に促進させるため、旧γ粒径が粗大化し、強度を劣化させる可能性がある。したがって、圧下率は９０％以下が好ましい。なお、冷間圧延工程は必須の工程ではなく、鋼組織や機械的特性が本発明を満たせば、冷間圧延工程は省略しても構わない。
　焼鈍工程
　焼鈍工程とは、冷延鋼板又は熱延鋼板を、焼鈍温度：ＡＣ１点以上で３０秒以上保持し、その後、Ｍｓ点以上で水焼入れ開始し、１００℃以下まで水冷後、１００℃以上３００℃以下で再度加熱する工程である。また、前記水焼入の水冷中、鋼板の表面温度が（Ｍｓ点＋１５０℃）以下の領域において、鋼板を挟んで設置された２つのロールで下記条件（１）～（３）を満たすように鋼板の表面及び裏面から鋼板を拘束する。
（１）鋼板の板厚をｔとしたとき、前記２つのロールのそれぞれの押し込み量が０ｍｍ超ｔｍｍ以下である。
（２）前記２つのロールのロール径をそれぞれＲｎ及びｒｎであるとしたとき、Ｒｎ及びｒｎは、５０ｍｍ以上１０００ｍｍ以下である。
（３）前記２つのロールのロール間距離が、０ｍｍ超（Ｒｎ＋ｒｎ＋ｔ）／１６ｍｍ以下である。
　図１には、焼鈍工程における水冷中に、上記条件（１）～（３）を満たすように、鋼板１０の表面及び裏面から鋼板を２つのロールで拘束した一例の概略図を示す。２つのロールは、冷却水１２中で、鋼板１０の表面側と裏面側に１つずつ配置されている。鋼板１０は、一方のロール１１ａと他方のロール１１ｂによって、表面側と裏面側から拘束されている。なお、図１では、鋼板の搬送方向に符号Ｄ１を付して示している。
　ＡＣ１点以上の焼鈍温度に加熱
　焼鈍温度がＡＣ１点未満では、オーステナイトが生成しないため、２０％以上のマルテンサイトを有する鋼板を得ることが難しくなり、所望の強度が得られなくなる。したがって、焼鈍温度はＡＣ１点以上である。焼鈍温度は、好ましくは（ＡＣ１点＋１０℃）以上である。焼鈍温度の上限は特に限定されないが、水焼入れ時の温度を適正化し、形状均一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、ここで言うＡＣ１点（ＡＣ１変態点）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。
ＡＣ１（℃）＝７２３＋２２（％Ｓｉ）－１８（％Ｍｎ）＋１７（％Ｃｒ）＋４．５（％Ｍｏ）＋１６（％Ｖ）
　焼鈍温度での保持時間は３０秒以上
　焼鈍温度での保持時間が３０秒未満となると、炭化物の溶解とオーステナイト変態が十分に進行しないため、以降の熱処理時に、残った炭化物が粗大化し、板幅端に対して板幅中央の金属相の転位密度が減少し形状凍結性が劣化する。また所望のマルテンサイト分率が得られなくなり、所望の強度が得られなくなる。したがって、焼鈍温度での保持時間は３０秒以上、好ましくは３５秒以上である。焼鈍温度での保持時間の上限は特に限定されないが、オーステナイト粒径の粗大化を抑制し、形状凍結性の劣化を防ぐ観点から、焼鈍温度での保持時間は９００秒以下とするのが好ましい。
　水焼入れ開始温度はＭｓ点以上
　焼入れ開始温度は強度の支配因子であるマルテンサイト分率を決めるために重要な因子である。焼入れ開始温度がＭｓ点未満となると、焼入れ前にマルテンサイト変態するため、焼入れ前にマルテンサイトの自己焼戻しが生じ、形状均一性が悪くなるのみならず、焼入れまでにフェライト、パーライト、ベイナイト変態が生じるためマルテンサイト分率が小さくなり、所望の強度を得るのが困難となる。したがって、水焼入れ開始温度はＭｓ点以上とする。水焼入れ開始温度は好ましくは（Ｍｓ点＋５０℃）以上である。水焼入れ開始温度の上限は特に限定せず、焼鈍温度でも構わない。
　なお、ここで言うＭｓ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％）、（％ＶM）はマルテンサイト面積率（単位：％）を意味する。
Ｍｓ点（℃）＝５５０－３５０（（％Ｃ）／（％ＶM）×１００）－４０（％Ｍｎ）－１７（％Ｎｉ）－１７（％Ｃｒ）－２１（％Ｍｏ）
　前記水焼入の水冷中、２つのロールで鋼板の表面及び裏面から鋼板を拘束することは形状矯正効果を得るために重要な因子であり、鋼板全幅で金属相の転位密度変動を抑制するためには、拘束条件の制御が重要な因子となる。水冷中の変態ひずみを拘束により矯正することで鋼板形状の均一性を改善し、ＹＲ変動を増加させ形状凍結性を劣化させるレベラー矯正やスキンパス圧延による矯正を不要としたことに本発明は特徴がある。形状悪化を矯正する際に施されるレベラー加工やスキンパス圧延が不要となるため、鋼板全幅で金属相の転位密度変動を抑制することが可能となる。
なお、本発明でいう表面及び裏面とは、鋼板の一方の面と対向する他方の面のことを指し、いずれの面を表面としてもよい。
　２つのロールで鋼板の表面及び裏面から鋼板を拘束するときの鋼板の表面温度（拘束温度）が（Ｍｓ点＋１５０℃）以下
　拘束温度が（Ｍｓ点＋１５０℃）超となると、拘束後にマルテンサイト変態するため、マルテンサイト変態の変態膨張による形状劣化を抑制することができず、形状均一性が悪くなる。したがって、拘束温度は（Ｍｓ点＋１５０℃）以下、好ましくは（Ｍｓ点＋１００℃）以下、より好ましくは（Ｍｓ点＋５０℃）以下である。拘束温度の下限は特に限定せず、水が凍らない０℃以上であればよい。
　鋼板の板厚をｔとしたとき、２つのロールのそれぞれの押し込み量が０ｍｍ超ｔｍｍ以下
　図２は、図１の２つのロール付近を示す拡大図である。また、図３は、ロールの押し込み量を説明するための概略図である。説明の都合上、図３には図２の鋼板１０のみを示している。
　図２及び図３に示すように、鋼板１０は、２つのロールによって、表面側及び裏面側から押し込まれている。本発明でいうロールの押し込み量とは、鋼板が真っ直ぐの状態でロールが加圧なしに接触した状態を押し込み量０ｍｍとしたときに、そこから鋼板に向かってロールを移動させた量（距離）を指す。図３には、一方のロール１１ａによる押し込み量Ｂ１と、他方のロール１１ｂによる押し込み量Ｂ２にそれぞれ符号を付して示している。
　本発明では、鋼板の板厚をｔとしたとき、２つのロールでの押し込み量が、それぞれ０ｍｍ超ｔｍｍ以下である。押し込み量が０ｍｍ未満ではロールと鋼板が接触していない状態である。また、押し込み量が０ｍｍではロールと鋼板が接触しているが、鋼板がロールによって押し込まれていない状態である。形状矯正効果を得るためには押し込み量は０ｍｍ超である必要がある。押し込み量は、好ましくは０．１ｍｍ以上である。一方、形状矯正効果を得るためには押し込み量を多くする必要があるが、押し込み量がｔｍｍ超となると鋼板に曲げの力が加わるため、鋼板、特に板幅中央部にひずみが入りやすくなり、板幅中央に対する板幅端の金属相の転位密度の割合が１００％未満となり、形状凍結性が劣化する。したがって、押し込み量はｔｍｍ以下とする。押し込み量は、好ましくは（ｔ－０．１ｍｍ）以下である。
　なお、押し込み量が上記範囲内であれば、上述した２つのロールの胴長はそれぞれ特に限定されないが、当該２つのロールによって鋼板の裏面及び表面から鋼板を安定的に拘束するためには、当該２つのロールの胴長はそれぞれ鋼板の幅よりも長くすることが好ましい。
　２つのロールのそれぞれのロール径をＲｎ及びｒｎであるとしたとき、Ｒｎ及びｒｎは、それぞれ、５０ｍｍ以上１０００ｍｍ以下
　ロール径により鋼板との接触面積が変わり、ロール径が大きいほど形状矯正能力が高くなる。形状矯正能力を高くし、所望の形状均一性とするためにはロール径を５０ｍｍ以上とする必要がある。ロール径は好ましくは７０ｍｍ以上、より好ましくは１００ｍｍ以上である。一方、ロール付近には冷却ノズルが入らないため、ロール径が大きくなりすぎるとロール付近での冷却能力が低下し、形状均一性が悪化する。所望の形状均一性となる冷却能力を得るためにはロール径を１０００ｍｍ以下とする必要がある。ロール径は好ましくは７００ｍｍ以下、より好ましくは５００ｍｍ以下である。また、所望の形状均一性が得られれば、２つのロール径は異なっても構わない。
　２つのロールのロール間距離を０ｍｍ超（Ｒｎ＋ｒｎ＋ｔ）／１６ｍｍ以下
　本発明でいう２つのロールのロール間距離とは、鋼板の搬送方向（圧延方向）における、２つのロールの中心間の距離のことをいう。図２に示すように、一方のロール１１ａの中心Ｃ１、他方のロール１１ｂの中心Ｃ２としたとき、鋼板の搬送方向Ｄ１における中心Ｃ１と中心Ｃ２の間の距離が、ロール間距離Ａ１である。
より詳細には、中心Ｃ１と中心Ｃ２との２点を最短距離で結んだ線分の距離Ａ０と搬送方向Ｄ１との角度をＸとしたとき、ロール間距離Ａ１は、Ａ０・ｃｏｓＸとして求められる。
図４で示すように、仮に、一方のロール１１ａの中心Ｃ１と、他方のロール１１ｂの中心Ｃ２が鋼板１０と垂直な位置となるように、２つのロールで鋼板１０を挟んで配置した場合は、ロール間距離が０ｍｍの場合である。
　ロール間距離が大きくなると、形状矯正効果を得るために押し込み量を大きくする必要があり、そうすると鋼板に曲げの力が加わるため、鋼板、特に板幅中央部にひずみが入りやすくなり、板幅中央に対する板幅端の金属相の転位密度の割合が１００％未満となり、形状凍結性が劣化する。したがって、ロール間距離は（Ｒｎ＋ｒｎ＋ｔ）／１６ｍｍ以下とする。ロール間距離は、好ましくは（Ｒｎ＋ｒｎ＋ｔ）／１８ｍｍ以下である。また、形状矯正効果を得るためには、ロール間距離は０ｍｍ超である必要がある。
　なお、冷却能力が確保でき、所望の形状均一性及び形状凍結性を確保できれば、ロール数は３つ以上でも構わない。ロール数が３つ以上ある場合には、３つのロールのうち、鋼板の圧延方向（長手方向）に隣接する２つのロールのロール間距離が、０ｍｍ超（Ｒｎ＋ｒｎ＋ｔ）／１６ｍｍ以下であればよい。
　１００℃以下まで水冷
　水冷後の温度が１００℃を超えると、形状均一性に悪影響をもたらすほどマルテンサイト変態が水冷後に進行する。そのため、水槽から出た後の鋼板温度は１００℃以下である必要がある。好ましくは８０℃以下である。
　１００℃以上３００℃以下で再度加熱
　水冷後は再加熱し、水冷時に生成したマルテンサイトを焼き戻すことでマルテンサイト中に入ったひずみを除去することが可能となる。そうすることで鋼板全幅でのひずみ量が一定となり金属相の転位密度変動を低減でき、形状凍結性を良好にすることができる。再加熱温度が１００℃未満では上記の効果が得られない。そこで、再加熱温度を１００℃以上とする。再加熱温度は好ましくは１３０℃以上である。一方、３００℃超で焼き戻すと焼戻しによる変態収縮により形状均一性を劣化させる。以上から、再加熱温度を３００℃以下とする。再加熱温度は好ましくは２６０℃以下である。
　なお、熱間圧延工程後の熱延鋼板には、組織軟質化のための熱処理をおこなってもよく、焼鈍工程後は形状調整のための調質圧延を行ってもよい。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。
　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、本発明の鋼板が、成形加工及び溶接の少なくとも一方がされてなるものである。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を、成形加工及び溶接の少なくとも一方を行う工程を有する。
　本発明の鋼板は、高強度であり、形状均一性及び形状凍結性に優れるため、本発明の鋼板を用いて得た部材は、高強度であり、かつ寸法精度が高い。そのため、本発明の部材は、高強度であり、かつ高い寸法精度を求められる部品等に好適に用いることができる。本発明の部材は、例えば、自動車部品に好適に用いることができる。
　成形加工は、プレス加工等の一般的な加工方法を制限なく用いることができる。また、溶接は、スポット溶接、アーク溶接等の一般的な溶接を制限なく用いることができる。
　本発明を、実施例を参照しながら具体的に説明する。
［実施例１］
　表１に示す条件で冷間圧延して得た板厚１．４ｍｍの冷延鋼板に、表１に示す条件で焼鈍を行い、表２に記載の特性を有する鋼板を製造した。拘束ロール通過時の温度はロールに付随した接触式の温度計を用いて測定された。なお、２つのロールでのそれぞれの押し込み量は等しくなるように、２つのロールを配置した。
また、冷間圧延を行う前の熱間圧延においては、鋼スラブのスラブ加熱温度を１２５０℃とし、スラブ加熱時のスラブ均熱時間を６０分とし、仕上げ圧延温度を８８０℃とし、巻取温度を５５０℃とした。
また、用いた鋼板は、ＡＣ１点が７０６℃であり、Ｍｓ点は、４１０℃であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
　２．評価方法
　各種製造条件で得られた鋼板に対して、鋼組織を解析することで組織分率を調査し、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た。また、鋼板の反りによって形状均一性を評価し、Ｘ線回折測定により金属相の転位密度を調査した。各評価の方法は次のとおりである。
　（マルテンサイトの面積率）
　各鋼板の圧延方向及び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。組織現出したサンプルを、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１６×１５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、マルテンサイトの面積率を調査した。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。測定場所は板厚１／４とした。マルテンサイトは白色の組織を呈しており、焼戻しマルテンサイトは内部に微細な炭化物が析出している。フェライトは黒色の組織を呈している。また、ブロック粒の面方位とエッチングの程度によっては、内部の炭化物が現出しにくい場合もあるので、その場合はエッチングを十分に行い確認する必要がある。
　また、フェライト及びマルテンサイト以外のその他の金属相の面積率を、１００％からフェライト及びマルテンサイトの合計面積率を引いて算出した。
　（引張試験）
　各鋼板の板幅中央部の圧延方向から、標点間距離５０ｍｍ、標点間幅２５ｍｍのＪＩＳ５号試験片を鋼板全幅で採取し、ＪＩＳＺ２２４１（２０１１）に準拠し、引張速度が１０ｍｍ／分で引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＳ）及び降伏比変動（ΔＹＲ）を測定した。ＹＲは、ＹＳ／ＴＳ×１００により算出した。ＴＳ及びＹＳは、板幅中央のＴＳ及びＹＳである。ΔＹＲは板幅中央のＹＲと板幅端のＹＲの差である。
　（鋼板の形状均一性の評価）
　各鋼板を、鋼板長手方向（圧延方向）に鋼板の元幅にて長さ１ｍでせん断し、せん断後の鋼板を水平な台に置いた。なお、せん断後の鋼板は、鋼板の角部と水平な台がより多くの接触点（２点以上）が存在するように水平な台の上に置いた。反り量は、鋼板よりも上の位置から水平な板を鋼板に接触するまで降ろしていき、鋼板に接触した位置において、水平な台と水平な板との間の距離から、鋼板の板厚を引いて求めた。なお、ここでの距離は、水平な台の水平面と垂直な方向（鉛直方向）における距離である。また、鋼板の一方の面を上側にして反り量を測定した後、鋼板の他方の面を上側にして反り量を測定し、測定した反り量のうち最大である値を最大反り量とした。なお、鋼板の長手方向の切断をする際のせん断機の刃のクリアランスは４％（管理範囲の上限は１０％）で行った。
　（金属相の転位密度測定）
　各鋼板について、以下に示す方法で金属相の転位密度を測定し、鋼板表面における、板幅中央の金属相の転位密度に対する板幅端の金属相の転位密度の割合を算出した。また、板厚中央における、板幅中央の金属相の転位密度に対する板幅端の金属相の転位密度の割合も算出した。
　まず、鋼板表面における、板幅中央の金属相の転位密度に対する板幅端の金属相の転位密度の割合を算出した方法を説明する。
　各鋼板の板幅中央部及び板幅端部（鋼板最エッジ部）から、それぞれ幅１０ｍｍ×搬送方向長さ１０ｍｍのサンプルを採取し、鋼板表面を研磨してスケールを除去し、鋼板表面のＸ線回折測定を行った。ここで、スケール除去のために研磨する量は１μｍ未満とした。線源はＣｏとした。Ｃｏの分析深さは２０μｍ程度であるため、鋼板表面の金属相の転位密度は鋼板表面から０～２０μｍの範囲内の金属相の転位密度のことである。金属相の転位密度はＸ線回折測定の半価幅βから求める歪みから換算する手法を用いた。歪みの抽出には、以下に示すＷｉｌｌｉａｍｓｏｎ－Ｈａｌｌ法を用いた。半価幅の広がりは結晶子のサイズＤとひずみεが影響し、両因子の和として次式を用いて計算できる。
　β＝β１＋β２＝（０．９λ／（Ｄ×ｃｏｓθ））＋２ε×ｔａｎθ
　この式を変形すると、βｃｏｓθ／λ＝０．９λ／Ｄ＋２ε×ｓｉｎθ／λとなる。ｓｉｎθ／λに対してβｃｏｓθ／λをプロットすることにより、直線の傾きからひずみεが算出される。なお、算出に用いる回折線は（１１０）、（２１１）、及び（２２０）とする。ひずみεから金属相の転位密度の換算はρ＝１４．４ε2／ｂ2を用いた。なお、θはＸ線回折のθ‐２θ法より算出されるピーク角度を意味し、λはＸ線回折で使用するＸ線の波長を意味する。ｂはＦｅ（α）のバーガース・ベクトルで、本実施例においては、０．２５ｎｍとした。そして、鋼板表面における板幅中央の表面の金属相の転位密度に対する板幅端の表面の金属相の転位密度の割合を求めた。
　次に、板厚中央における、板幅中央の金属相の転位密度に対する板幅端の金属相の転位密度の割合を算出した方法を説明する。
　各鋼板の板幅中央部及び板幅端部から、それぞれ幅２０ｍｍ×搬送方向長さ２０ｍｍのサンプルを採取し、鋼板表面を研磨してスケールを除去した。ここで、スケール除去のために研磨する量は１μｍ未満とした。次に、それぞれのサンプルを、表面研削により板厚中央まで研削した後に、上記の鋼板表面の測定と同様の方法で、Ｘ線回折測定を行った。なお、Ｃｏの分析深さは２０μｍ程度であるため、板厚中央の金属相の転位密度は鋼板中央から０～２０μｍの範囲内の金属相の転位密度のことである。測定結果に基づいて、板厚中央における表面の金属相の転位密度に対する板幅端の表面の金属相の転位密度の割合を求めた。
　板厚方向で板厚中央部は金属相の転位密度が最も大きく、表面は最も小さくなる傾向がある。そこで本実施例では、表面及び板厚中央部での金属相の転位密度を測定することで、全板厚位置における幅方向の金属相の転位密度比を規定した。
　３．評価結果
　上記評価結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
　本実施例では、ＴＳが７５０ＭＰａ以上、ΔＹＲが－３％以上３％以下、かつ最大反り量が１５ｍｍ以下の鋼板を合格とし、表２に発明例として示した。一方、これらのうち少なくとも一つを満たさない鋼板を不合格とし、表２に比較例として示した。
［実施例２］
　１．評価用鋼板の製造
　表３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熱間圧延した。次いで、冷間圧延するサンプルは、熱延鋼板を研削加工した後、表４又は表５に示す圧下率で冷間圧延して、表４又は表５に記載の板厚となるように冷間圧延し、冷延鋼板を製造した。なお、一部のサンプルは、熱延鋼板を研削加工した後、冷間圧延しなかった。表中で圧下率「－」と記載したサンプルは、冷間圧延していないことを意味する。次いで、上記により得られた熱延鋼板及び冷延鋼板に、表４又は表５に示す条件で焼鈍を行い、鋼板を製造した。なお、表３の空欄は、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。拘束ロール通過時の温度はロールに付随した接触式の温度計を用いて測定された。なお、２つのロールでのそれぞれの押し込み量は等しくなるように、２つのロールを配置した。
また、冷間圧延を行う前の熱間圧延においては、鋼スラブのスラブ加熱温度を１２５０℃とし、スラブ加熱時のスラブ均熱時間を６０分とし、仕上げ圧延温度を８８０℃とし、巻取温度を５５０℃とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
  
　２．評価方法
　各種製造条件で得られた鋼板に対して、鋼組織を解析することで組織分率を調査し、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た。また、鋼板の反りによって形状均一性を評価し、Ｘ線回折測定により金属相の転位密度を調査した。各評価の方法は、実施例１と同じである。
　３．評価結果
　上記評価結果を表６及び表７に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
  
　本実施例では、ＴＳが７５０ＭＰａ以上、ΔＹＲが－３％以上３％以下、かつ最大反り量が１５ｍｍ以下の鋼板を合格とし、表６及び表７に発明例として示した。一方、これらのうち少なくとも一つを満たさない鋼板を不合格とし、表６及び表７に比較例として示した。
［実施例３］
　実施例２の表６のＮｏ．１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２の表６のＮｏ．１の鋼板と、実施例２の表６のＮｏ．２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。これらの本発明例の部材は、高強度であり、かつ寸法精度が高いため、自動車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　　鋼板
　１１ａ　ロール
　１１ｂ　ロール
　１２　　冷却水
　Ａ１　　２つのロールのロール間距離
　Ｄ１　　鋼板の搬送方向

Claims (11)

  1. 　面積率で、マルテンサイト：２０％以上１００％以下、フェライト：０％以上８０％以下、その他の金属相：５％以下であり、
    　鋼板表面における、板幅中央の金属相の転位密度に対する板幅端の金属相の転位密度の割合が１００％以上１４０％以下であり、かつ
    　板厚中央における、板幅中央の金属相の転位密度に対する板幅端の金属相の転位密度の割合が１００％以上１４０％以下である鋼組織を有し、
    　圧延方向に長さ１ｍでせん断した際の鋼板の最大反り量が１５ｍｍ以下である鋼板。
  2. 　質量％で、
    Ｃ：０．０５％以上０．６０％以下、
    Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、
    Ｍｎ：０．１％以上３．２％以下、
    Ｐ：０．０５０％以下、
    Ｓ：０．００５０％以下、
    Ａｌ：０．００５％以上０．１０％以下、及び
    Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｃｒ：０．２０％以下、
    Ｍｏ：０．１５％未満、及び
    Ｖ：０．０５％以下のうちから選ばれた少なくとも１種を含有する請求項２に記載の鋼板。
  4. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｎｂ：０．０２０％以下及び
    Ｔｉ：０．０２０％以下のうちから選ばれた少なくとも１種を含有する請求項２又は３に記載の鋼板。
  5. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｃｕ：０．２０％以下及び
    Ｎｉ：０．１０％以下のうちから選ばれた少なくとも１種を含有する請求項２～４のいずれか一項に記載の鋼板。
  6. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｂ：０．００２０％未満を含有する請求項２～５のいずれか一項に記載の鋼板。
  7. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｓｂ：０．１％以下及び
    Ｓｎ：０．１％以下のうちから選ばれた少なくとも１種を含有する請求項２～６のいずれか一項に記載の鋼板。
  8. 　請求項１～７のいずれか一項に記載の鋼板が、成形加工及び溶接の少なくとも一方をされてなる部材。
  9. 　請求項２～７のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼スラブを加熱した後、熱間圧延する、熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、焼鈍温度：ＡＣ１点以上で３０秒以上保持し、その後、Ｍｓ点以上で水焼入れ開始し、１００℃以下まで水冷後、１００℃以上３００℃以下で再度加熱する焼鈍工程と、を有し、
    　前記焼鈍工程における前記水焼入の水冷中、鋼板の表面温度が（Ｍｓ点＋１５０℃）以下の領域において、鋼板を挟んで設置された２つのロールで下記条件（１）～（３）を満たすように鋼板の表面及び裏面から鋼板を拘束する、鋼板の製造方法。
    （１）鋼板の板厚をｔとしたとき、前記２つのロールのそれぞれの押し込み量が０ｍｍ超ｔｍｍ以下である。
    （２）前記２つのロールのロール径をそれぞれＲｎ及びｒｎであるとしたとき、Ｒｎ及びｒｎは、５０ｍｍ以上１０００ｍｍ以下である。
    （３）前記２つのロールのロール間距離が、０ｍｍ超（Ｒｎ＋ｒｎ＋ｔ）／１６ｍｍ以下である。
  10. 　請求項２～７のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼スラブを加熱した後、熱間圧延する、熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を冷間圧延する冷間圧延工程と、
    　前記冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、焼鈍温度：ＡＣ１点以上で３０秒以上保持し、その後、Ｍｓ点以上で水焼入れ開始し、１００℃以下まで水冷後、１００℃以上３００℃以下で再度加熱する焼鈍工程と、を有し、
    　前記焼鈍工程における前記水焼入の水冷中、鋼板の表面温度が（Ｍｓ点＋１５０℃）以下の領域において、鋼板を挟んで設置された２つのロールで下記条件（１）～（３）を満たすように鋼板の表面及び裏面から鋼板を拘束する、鋼板の製造方法。
    （１）鋼板の板厚をｔとしたとき、前記２つのロールのそれぞれの押し込み量が０ｍｍ超ｔｍｍ以下である。
    （２）前記２つのロールのロール径をそれぞれＲｎ及びｒｎであるとしたとき、Ｒｎ及びｒｎは、５０ｍｍ以上１０００ｍｍ以下である。
    （３）前記２つのロールのロール間距離が、０ｍｍ超（Ｒｎ＋ｒｎ＋ｔ）／１６ｍｍ以下である。
  11. 　請求項９又は１０に記載の鋼板の製造方法によって製造された鋼板を、成形加工及び溶接の少なくとも一方を行う工程を有する、部材の製造方法。
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