WO2022004818A1 - 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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steel
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慎介 小峯
達也 中垣内
健太郎 佐藤
智宏 堺谷
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to steel sheets, members, and methods for manufacturing them, which have high strength and excellent collision characteristics.
  • the steel sheet of the present invention can be suitably used for parts mainly used in the automobile field.
  • TS tensile strength
  • automobile parts are roughly divided into non-deformable members such as pillars and bumpers and energy absorbing members such as side members, and each of them is used to ensure the safety of occupants in the event of a collision while the vehicle is running.
  • the required collision characteristics are required.
  • the strength of non-deformable members is increasing, and high-strength steel plates with a TS of 980 MPa or more have already been put into practical use.
  • a high-strength steel plate having a TS of 980 MPa or more tends to cause member breakage starting from a portion that has undergone primary processing by molding at the time of collision, and cannot stably exhibit collision energy absorbing ability.
  • Patent Document 1 discloses a technique relating to an ultra-high strength steel plate having a TS of 1200 MPa class, which is excellent in formability and impact resistance.
  • Patent Document 2 discloses a technique relating to a high-strength steel plate having a maximum tensile strength of 780 MPa or more and applicable to a shock absorbing member at the time of a collision.
  • Patent Document 1 Although the collision characteristics are examined in Patent Document 1, the impact resistance on the premise that the member does not break at the time of collision is examined, and the collision characteristics from the viewpoint of the member breakage are examined. Not.
  • the hat material is subjected to a crack determination in a dynamic shaft crushing test by a drop weight, and the fracture resistance property of TS over 780 MPa is evaluated.
  • the crack determination after crushing the process from cracking to rupture during crushing, which is important for collision characteristics, cannot be evaluated. The reason is that if cracks occur at an early stage in the process of crushing, even a slight crack that does not penetrate the plate thickness may reduce the absorbed energy. In addition, if cracks occur in the later stage of the crushing process, even large cracks that penetrate the plate thickness may have little effect on the absorbed energy. Therefore, it is considered that the evaluation of the fracture resistance is not sufficient only by the crack determination after crushing.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and is suitable for an energy absorbing member of an automobile, has a tensile strength (TS) of 980 MPa or more, and has excellent collision characteristics.
  • TS tensile strength
  • the present inventors have found the following as a result of repeated diligent research to solve the above problems.
  • the steel sheet has a composition and area ratio that satisfies the carbon equivalent Ceq of 0.60% or more and less than 0.85%.
  • Ferrite less than 40%
  • tempered martensite and bainite total 40% or more
  • retained austenite 3 to It has a steel structure with a total of 15%, ferrite, tempered martensite, bainite and retained austenite: 93% or more, and is within the region of 0 to 50 ⁇ m from the surface of the steel plate on the compression side when the steel plate is bent by a predetermined 90 °.
  • the amount of change in (particle size in the plate thickness direction) / (particle size in the direction orthogonal to the plate thickness) of tempered martensite before and after bending was set to 0.40 or more. As a result, it was found that a steel sheet having high strength and excellent collision characteristics can be obtained.
  • the amount of change in (particle size in the plate thickness direction) / (particle size in the direction orthogonal to the plate thickness) of the site before and after bending is 0.40 or more.
  • the composition of the components is mass%. C: 0.07 to 0.20%, Si: 0.1-2.0%, Mn: 2.0-3.5%, P: 0.05% or less, S: 0.05% or less, Sol.
  • the composition of the components is further increased by mass%.
  • [5] A member obtained by subjecting at least one of molding and welding to the steel sheet according to any one of [1] to [4].
  • [6] A steel slab having a carbon equivalent Ceq of 0.60% or more and less than 0.85% and having the component composition described in [2] or [3] is hot at a finish rolling temperature of 850 to 950 ° C.
  • the annealing step of heating the cold-rolled steel sheet after the cold rolling step to an annealing temperature of 750 ° C.
  • the cooling stop temperature from the Martensite transformation start temperature Ms After cooling the temperature range from the annealing temperature to the Martensite transformation start temperature Ms at an average cooling rate of 20 ° C./s or more, the cooling stop temperature from the Martensite transformation start temperature Ms: (Ms-250 ° C.) to (Ms-).
  • a method for producing a steel sheet comprising: a heat treatment step of holding in a temperature range of 100 to 300 ° C. for 20 seconds or more after the tempering step.
  • a steel sheet having a tensile strength (TS) of 980 MPa or more and excellent collision characteristics can be obtained.
  • the member obtained by molding or welding the steel sheet of the present invention can be suitably used as an energy absorbing member used in the automobile field.
  • the steel sheet of the present invention has a component composition having a carbon equivalent Ceq of 0.60% or more and less than 0.85%, an area ratio of ferrite: less than 40%, a total of tempered martensite and bainite: 40% or more, and retained austenite. : 3 to 15%, total of ferrite, tempered martensite, bainite and retained austenite: 93% or more.
  • Carbon equivalent Ceq 0.60% or more and less than 0.85% Carbon equivalent Ceq is the effect of elements other than C converted into C as an index of steel strength.
  • the strength of the present invention can be obtained by setting the carbon equivalent Ceq to 0.60% or more, preferably 0.65% or more.
  • the carbon equivalent Ceq to less than 0.85%, preferably 0.80% or less, the effect of improving the collision characteristics of the present invention can be obtained.
  • the carbon equivalent Ceq can be calculated by the following formula.
  • the area ratio of ferrite is less than 40%, preferably less than 30%.
  • the lower limit is not particularly limited, but it is preferable that the area ratio of ferrite is 10% or more in order to improve the collision characteristics by suppressing the fracture of the member at the time of collision deformation. The reason why this range is preferable is not clear, but it is considered as follows. If the area ratio of ferrite is less than 10%, the ratio of the heterophase interface between tempered martensites increases, and it is considered that peeling easily occurs at the interface between tempered martensites during primary processing.
  • the area ratio of ferrite is preferably 10% or more.
  • Total area ratio of tempered martensite and bainite 40% or more Tempered martensite and bainite improve collision characteristics by suppressing member breakage during collision deformation, while improving absorption energy and strength during collision. It is valid. If the total area ratio of tempered martensite and bainite is less than 40%, such an effect cannot be sufficiently obtained. Therefore, the total area ratio is 40% or more, preferably 50% or more. Further, the range of the area ratios of tempered martensite and bainite is not particularly limited as long as the above range is satisfied, but the area ratio of bainite is preferably 3 to 20%. The reason why this range is preferable is considered as follows.
  • Bainite is effective in concentrating C to untransformed austenite during retention in the tempering step to obtain retained austenite and to improve the absorbed energy at the time of collision. If the area ratio of bainite is less than 3%, this effect may be small. On the other hand, when the area ratio of bainite exceeds 20%, C is excessively concentrated in untransformed austenite during holding in the tempering step, and the martensitic transformation start temperature Ms (hereinafter, also simply referred to as Ms point or Ms) becomes. descend.
  • Ms point or Ms martensitic transformation start temperature
  • the martensite generated during cooling after holding has a high amount of solid solution C and undergoes martensitic transformation at a lower temperature, so that the tempering of martensite during cooling is insufficient as compared with the case where the Ms point is high. ..
  • the area ratio of bainite is preferably 3% or more.
  • the area ratio of bainite is preferably 20% or less.
  • the area ratio of bainite is more preferably 5% or more, still more preferably 8% or more.
  • the area ratio of bainite is more preferably 18% or less, still more preferably 15% or less.
  • Area ratio of retained austenite 3 to 15% Retained austenite is effective in delaying the occurrence of cracks at the time of collision and improving the collision characteristics.
  • the mechanism is not clear, but it is thought to be as follows.
  • the residual austenite is work-hardened during collision deformation, and the radius of curvature during bending deformation increases, so that the strain at the bent portion is dispersed. By dispersing the strain, the stress concentration on the void generation part due to the primary processing is relaxed, and as a result, the collision characteristics are improved. If the area ratio of retained austenite is less than 3%, such an effect cannot be obtained. Therefore, the area ratio of retained austenite is 3% or more, preferably 5% or more.
  • the area ratio of the retained austenite exceeds 15%, the fresh martensite generated by the work-induced transformation may reduce the fracture resistance at the time of collision. Therefore, the area ratio of retained austenite is 15% or less, preferably 10% or less.
  • Total area ratio of ferrite, tempered martensite, bainite, and retained austenite 93% or more
  • the area ratio of phases other than the above is high. Therefore, it becomes difficult to achieve both strength and collision characteristics.
  • the phases other than the above include fresh martensite, pearlite, and cementite, and if these phases exceed 7% in total, they may become a starting point of void formation during collision deformation and deteriorate the collision characteristics.
  • the strength may decrease as pearlite and cementite increase.
  • the total area ratio of ferrite, tempered martensite, bainite, and retained austenite is 93% or more, high strength and collision characteristics can be obtained regardless of the type and area ratio of the remaining phases. Therefore, the total area ratio is 93% or more, preferably 95% or more, and more preferably 97% or more.
  • the total area ratio may be 100%.
  • the remaining structures other than the above include pearlite and cementite, and the total area ratio of these remaining structures is 7% or less.
  • the total area ratio of the remaining tissue is 5% or less, more preferably 3% or less.
  • the area ratio of ferrite, tempered martensite, and bainite is the ratio of the area of each phase to the observed area.
  • the area ratio of each tissue is measured as follows. After polishing the plate thickness cross section of the steel plate cut at right angles to the rolling direction, it is corroded with 3% by volume nital, and the plate thickness 1/4 position is photographed in 3 fields with a SEM (scanning electron microscope) at a magnification of 1500 times. From the obtained image data, the area ratio of each structure is obtained using Image-Pro manufactured by Media Cybernetics. 3 Let the average value of the area ratio of the visual field be the area ratio of each tissue.
  • ferrite is black
  • bainite is black containing island-like retained austenite or gray containing aligned carbides
  • tempered martensite is light gray containing fine misaligned carbides
  • retained austenite is white. Can be distinguished as.
  • the volume fraction of retained austenite was obtained by measuring the X-ray diffraction intensity shown below, and the volume fraction was regarded as the area fraction of retained austenite.
  • the volume fraction of retained austenite is the volume fraction of fcc iron (200), (220), (311) with respect to the X-ray diffraction integral intensity of the (200), (211), (220) planes of bcc iron on the plate thickness 1/4 plane. ) The ratio of the X-ray diffraction integrated intensity of the surface.
  • Radiation of curvature / Plate thickness Tempering Marten in the L cross section within the region of 0 to 50 ⁇ m from the surface of the steel plate on the compression side when it is bent 90 ° in the rolling (L) direction with the width (C) direction as the axis at 4.2.
  • the amount of change in the site (particle size in the plate thickness direction) / (particle size in the direction orthogonal to the plate thickness) before and after bending is 0.40 or more.
  • High collision characteristics can be obtained by setting the amount of change in particle size) / (particle size in the direction orthogonal to the plate thickness) before and after bending to 0.40 or more. This mechanism is not clear, but it is thought to be as follows.
  • the starting point of member breakage at the time of collision which causes deterioration of collision characteristics, is the occurrence and propagation of cracks. It is considered that cracks are likely to occur due to a decrease in work hardening ability and formation and connection of voids in a region of high hardness difference.
  • it is deformed so as to be bent back in the direction orthogonal to the primary processing at the portion subjected to the primary processing.
  • stress is concentrated around the voids, which promotes the generation and growth of cracks, resulting in fracture.
  • the amount of change in (particle size in the plate thickness direction) / (particle size in the direction orthogonal to the plate thickness) of the tempered martensite before and after bending is set to 0.40 or more.
  • the amount of change can be obtained, for example, by controlling the cooling rate after annealing and heat treatment after the tempering step in the manufacturing method described later.
  • the cooling rate is increased to suppress the ferrite transformation during cooling and suppress the decrease in the Ms point.
  • the martensite produced by slowing the cooling rate is tempered from the cooling stage. It is considered that by creating softened tempered martensite, it plastically deforms following ferrite during bending and suppresses the formation of voids.
  • the martensite generated after the tempering step becomes tempered martensite that suppresses void formation due to plastic deformation while maintaining a certain level of strength in a predetermined temperature range (100 to 300 ° C.), and high absorption energy can be stably obtained. It is thought that it will be possible.
  • the amount of change in (particle size in the plate thickness direction) / (particle size in the direction orthogonal to the plate thickness) of the tempered martensite before and after bending is calculated by the following measurement method.
  • the grain size of the tempered martensite in the plate thickness direction (hereinafter, also referred to as “particle size a1”) and the tempered martensite in the L cross section within the region of 0 to 50 ⁇ m from the surface of the steel sheet.
  • the particle size in the direction orthogonal to the plate thickness of the site (hereinafter, also referred to as “particle size a2”) is measured.
  • the particle size in the plate thickness direction of the tempered martensite (hereinafter, also referred to as “particle size b1”) and the particle size in the direction orthogonal to the plate thickness of the tempered martensite (hereinafter, also referred to as “particle size b2”). ) Is measured.
  • the measurement position of the particle size after bending in the rolling direction is defined as a region formed by bending and including a corner portion extending in the width (C) direction (see reference numeral D1 in FIG. 1). More specifically, in the region that becomes the lowermost part in the width direction and the direction perpendicular to the rolling direction (pressing direction of the pressing portion such as a punch) due to bending, the tempered martensite in the region of 0 to 50 ⁇ m in the plate thickness direction. Measure the particle size.
  • the amount of change in (particle size in the plate thickness direction) / (particle size in the direction orthogonal to the plate thickness) of the tempered martensite before and after the bending process is set to "(particle size b1 / particle size b2). -(Particle size a1 / Particle size a2) "is calculated.
  • the particle size of the tempered martensite in the plate thickness direction and the particle size of the tempered martensite in the direction orthogonal to the plate thickness are measured as follows. After polishing the thick cross section of the steel plate cut in the rolling direction, the L cross section within the region of 0 to 50 ⁇ m from the surface of the steel plate at the bending apex on the compression side is photographed in 3 fields with a SEM (scanning electron microscope) at a magnification of 3000 times. .. From the obtained image data, using Image-Pro manufactured by Media Cybernetics, the particle size in the plate thickness direction of tempered martensite (length in the plate thickness direction) and the particle size in the direction perpendicular to the plate thickness of tempered martensite. (Length in the direction perpendicular to the plate thickness) is calculated. Each particle size is calculated by averaging the particle sizes of the three fields. This measurement is performed before the 90 ° bending process and after the 90 ° bending process, respectively.
  • performing 90 ° bending in the rolling (L) direction about the width (C) direction means that when the steel plate is viewed in the width (C) direction (see reference numeral D1 in FIG. 1) (width direction).
  • One of the steel plate surfaces in the width direction and the direction perpendicular to the rolling direction see reference numerals D1 and D2 in FIG. 1) so that the distance between both ends is shortened in the steel plate view (horizontal vertical cross-sectional view in the width direction). It refers to bending by pressing from the side and pressing until the angle formed by the flat parts that have not been bent at both ends becomes 90 °.
  • the surface of the steel plate on the compression side refers to the surface of the steel plate on one side of the pressing (the surface of the steel plate in contact with the pressing portion such as a punch to be pressed).
  • the L cross section refers to a cross section that is parallel to the rolling direction before bending and is perpendicular to the surface of the steel sheet (cross section perpendicular to the width direction).
  • the L cross section after bending is a cross section formed by cutting in parallel with the direction of deformation due to bending, and refers to a cross section perpendicular to the width direction.
  • the 90 ° bending process can be performed by bending process by V block method or bending process by draw forming.
  • the steel sheet of the present invention may have an electrogalvanized layer, a hot-dip galvanized layer, or an alloyed hot-dip galvanized layer on the surface of the steel sheet.
  • the tensile strength (TS) of the steel sheet of the present invention is 980 MPa or more.
  • the high strength in the present invention means that the tensile strength (TS) is 980 MPa or more.
  • the upper limit of the tensile strength (TS) is not particularly limited, but is preferably 1600 MPa or less, more preferably 1500 MPa or less, from the viewpoint of harmony with other characteristics.
  • JIS Z2241 (2011) in which a JIS No. 5 tensile test piece (JIS Z2201) is collected from a steel plate in a direction perpendicular to the rolling direction and the strain rate is 10 -3 / s. ) is collected from a steel plate in a direction perpendicular to the rolling direction and the strain rate is 10 -3 / s. )
  • a tensile test is performed to determine the tensile strength (TS).
  • 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 effect of the present invention.
  • the steel sheet of the present invention has excellent collision characteristics.
  • excellent in collision characteristics means that the fracture resistance characteristics are good and the absorption energy is good.
  • Good fracture resistance in the present invention means that the average value ⁇ S of the stroke at the maximum load when the bending-orthogonal bending test described below is performed is 27 mm or more.
  • Good collision characteristics in the present invention means that the shaft crushing test described below is carried out, and the average value Ave of the area in the range of stroke 0 to 100 mm in the stroke-load graph at the time of crushing is 40,000 N or more. It means that it is.
  • a test piece is prepared by subjecting a steel sheet to a 90 ° bending process (primary bending process) in the rolling (L) direction with the width (C) direction as the axis at a radius of curvature / plate thickness of 4.2.
  • the punch B1 is pushed into the steel plate placed on the die A1 having the V groove to obtain the test piece T1.
  • the punch B2 is pushed into the test piece T1 placed on the support roll A2 so that the bending direction is perpendicular to the rolling direction, and orthogonal bending (secondary bending) is performed.
  • D1 indicates the width (C) direction
  • D2 indicates the rolling (L) direction.
  • FIG. 4 shows a test piece T1 obtained by bending a steel sheet by 90 ° (primary bending).
  • FIG. 5 shows a test piece T2 that has been subjected to orthogonal bending (secondary bending process) to the test piece T1.
  • the position shown by the broken line on the test piece T2 of FIG. 5 corresponds to the position shown by the broken line on the test piece T1 of FIG. 4 before performing the orthogonal bending.
  • the conditions for orthogonal bending are as follows. [Orthogonal bending conditions] Test method: Roll support, punch pushing roll diameter: ⁇ 30 mm Punch tip R: 0.4 mm Distance between rolls: (plate thickness x 2) + 0.5 mm Stroke speed: 20 mm / min Test piece size: 60 mm x 60 mm Bending direction: Rolling orthogonal direction In the stroke-load curve obtained when the above orthogonal bending is performed, the stroke at the maximum load is obtained. Let ⁇ S be the average value of the strokes at the maximum load when the bending-orthogonal bending test is performed three times.
  • the above shaft crush test is performed as follows. First, in consideration of the influence of the plate thickness, the shaft crushing test is carried out using a steel plate having a plate thickness of 1.2 mm.
  • the steel sheet obtained in the above manufacturing process is cut out and molded (bent) to a depth of 40 mm using a die having a punch shoulder radius of 5.0 mm and a die shoulder radius of 5.0 mm.
  • the hat-shaped member 10 shown in FIGS. 6 and 7 is manufactured. Further, the steel plate used as the material of the hat-shaped member is separately cut into a size of 200 mm ⁇ 80 mm.
  • the cut steel plate 20 and the hat-shaped member 10 are spot-welded to produce a test member 30 as shown in FIGS. 6 and 7.
  • FIG. 6 is a front view of the test member 30 produced by spot welding the hat-shaped member 10 and the steel plate 20.
  • FIG. 7 is a perspective view of the test member 30. As shown in FIG. 7, the positions of the spot welded portions 40 are such that the end portion of the steel plate and the welded portion are at a distance of 10 mm and the distance between the welded portions is 45 mm.
  • the test member 30 is joined to the main plate 50 by TIG welding to prepare a sample for a shaft crush test.
  • the impactor 60 is collided with the prepared sample for the shaft crush test at a constant velocity at a collision speed of 10 m / s, and the sample for the shaft crush test is crushed by 100 mm. As shown in FIG.
  • the crushing direction D3 is a direction parallel to the longitudinal direction of the test member 30.
  • the area in the range of stroke 0 to 100 mm in the stroke-load graph at the time of crushing is obtained, and the average value of the area when the test is performed three times is defined as the absorbed energy ( Fave ).
  • C 0.07 to 0.20% C is an element necessary for improving the strength because it facilitates the formation of a phase other than ferrite and forms an alloy compound with Nb, Ti, and the like. If the C content is less than 0.07%, the desired strength may not be secured even if the production conditions are optimized. Therefore, the C content is preferably 0.07% or more, more preferably 0.10% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.20%, the strength of martensite increases excessively, and the collision characteristics of the present invention may not be obtained even if the production conditions are optimized. Therefore, the C content is preferably 0.20% or less, more preferably 0.18% or less.
  • Si 0.1-2.0%
  • Si is a ferrite-forming element and is also a solid solution strengthening element. Therefore, it contributes to improving the balance between strength and ductility.
  • the Si content is preferably 0.1% or more, more preferably 0.2% or more.
  • the Si content is preferably 2.0% or less, more preferably 1.5% or less.
  • Mn 2.0-3.5%
  • Mn is a martensite-forming element and is also a solid solution-enhancing element. It also contributes to the stabilization of retained austenite.
  • the Mn content is preferably 2.0% or more.
  • the Mn content is more preferably 2.5% or more.
  • the Mn content is preferably 3.5% or less, more preferably 3.3% or less.
  • P 0.05% or less
  • the P content is preferably 0.05% or less, more preferably 0.01% or less.
  • the lower limit that is currently industrially feasible is 0.002%, preferably 0.002% or more.
  • the S content should be as low as possible, but the S content is preferably 0.05% or less from the viewpoint of manufacturing cost.
  • the S content is more preferably 0.01% or less.
  • Sol. Al 0.005 to 0.1% Al acts as a deoxidizing agent and is also a solid solution strengthening element. Sol. If the Al content is less than 0.005%, these effects may not be obtained, and even if the steel structure of the present invention is satisfied, the strength may decrease. Therefore, Sol. The Al content is preferably 0.005% or more. On the other hand, Sol. If the Al content exceeds 0.1%, the slab quality during steelmaking deteriorates. Therefore, Sol. The Al content is preferably 0.1% or less, more preferably 0.04% or less.
  • N 0.010% or less N forms a nitride such as TiN, (Nb, Ti) (C, N), AlN, or a carbonitride-based coarse inclusion in the steel to reduce the collision characteristics. Therefore, it is necessary to suppress the content.
  • the N content exceeds 0.010%, the collision characteristics tend to deteriorate, so the N content is preferably 0.010% or less.
  • 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 the lower limit that can be industrially implemented at present is 0.0003%, preferably 0.0003% or more.
  • the component composition of the steel sheet in the present invention contains the above-mentioned component elements as basic components, and the balance contains iron (Fe) and unavoidable impurities.
  • the steel sheet of the present invention contains the above-mentioned basic components, and the balance has a component composition consisting of iron (Fe) and unavoidable impurities.
  • the steel sheet of the present invention can appropriately contain the components (arbitrary elements) described below according to desired characteristics.
  • Cr 1.0% or less
  • Mo 0.5% or less
  • V 0.5% or less
  • Ti 0.5% or less
  • Nb 0.5% or less
  • B 0.005% or less
  • Ni Select from 1.0% or less
  • Cu 1.0% or less
  • Sb 1.0% or less
  • Sn 1.0% or less
  • Ca 1.0% or less
  • REM 0.005% or less
  • At least one kind of Cr, Mo, and V is an element that improves hardenability and is effective for strengthening steel.
  • the second phase fraction may become excessive and the fracture resistance at the time of collision may be deteriorated.
  • the Cr content is preferably 1.0% or less, the Mo content is preferably 0.5% or less, and the V content is preferably 0.5% or less. Is. More preferably, the Cr content is 0.8% or less, the Mo content is 0.4% or less, and the V content is 0.4% or less. Since the effect of the present invention can be obtained even if the content of Cr, Mo, and V is small, the lower limit of the content of each is not particularly limited. In order to obtain the effect of quenchability more effectively, the contents of Cr, Mo and V are preferably 0.005% or more, respectively. More preferably, the contents of Cr, Mo and V are 0.01% or more, respectively.
  • Ti and Nb are elements that are effective in strengthening the precipitation of steel. However, if the Ti content and the Nb content each exceed 0.5%, the fracture resistance at the time of collision may deteriorate. Therefore, when any of Ti and Nb is contained, the Ti content and the Nb content are preferably 0.5% or less, respectively. More preferably, the Ti content and the Nb content are 0.4% or less, respectively. Since the effect of the present invention can be obtained even if the contents of Ti and Nb are small, the lower limit of the respective contents is not particularly limited. In order to more effectively obtain the effect of steel precipitation strengthening, the Ti content and the Nb content are preferably 0.005% or more, respectively. More preferably, the Ti content and the Nb content are 0.01% or more, respectively.
  • the B contributes to the improvement of hardenability by suppressing the formation and growth of ferrite from the austenite grain boundaries, and can be added as needed. However, if the B content exceeds 0.005%, the fracture resistance at the time of collision may deteriorate. Therefore, when B is contained, the B content is preferably 0.005% or less. More preferably, the B content is 0.004% or less. Since the effect of the present invention can be obtained even if the B content is small, the lower limit of the B content is not particularly limited. In order to more effectively obtain the effect of improving hardenability, the B content is preferably 0.0003% or more. More preferably, the B content is 0.0005% or more.
  • Ni and Cu are effective elements for strengthening steel. However, if Ni and Cu each exceed 1.0%, the fracture resistance at the time of collision may deteriorate. Therefore, when any of Ni and Cu is contained, the content of Ni and Cu is preferably 1.0% or less, respectively. More preferably, the Ni content and the Cu content are 0.9% or less, respectively. Since the effect of the present invention can be obtained even if the contents of Ni and Cu are small, the lower limit of the respective contents is not particularly limited. In order to obtain the effect of strengthening the steel more effectively, the Ni content and the Cu content are preferably 0.005% or more, respectively. More preferably, the Ni content and the Cu content are 0.01% or more, respectively.
  • Sn and Sb can be added as needed from the viewpoint of suppressing nitriding and oxidation of the surface of the steel sheet and decarburization of the region near the surface of the steel sheet. Suppressing such nitriding and oxidation has the effect of preventing the amount of martensite produced on the surface of the steel sheet from decreasing and improving the collision characteristics. However, if Sb and Sn each exceed 1.0%, the collision characteristics may deteriorate due to grain boundary embrittlement. Therefore, when any of Sb and Sn is contained, the Sb content and the Sn content are preferably 1.0% or less, respectively. More preferably, the Sb content and the Sn content are 0.9% or less, respectively.
  • the lower limit of the respective contents is not particularly limited.
  • the Sb content and the Sn content are preferably 0.005% or more, respectively. More preferably, the Sb content and the Sn content are 0.01% or more, respectively.
  • Both Ca and REM are effective elements for improving processability by controlling the morphology of sulfides.
  • the content of Ca and REM is preferably 0.005% or less, respectively. More preferably, the Ca content and the REM content are 0.004% or less, respectively. Since the effect of the present invention can be obtained even if the contents of Ca and REM are small, the lower limit of the respective contents is not particularly limited.
  • the contents of Ca and REM are preferably 0.001% or more, respectively. More preferably, the Ca content and the REM content are 0.002% or more, respectively.
  • the element is considered to be contained as an unavoidable impurity.
  • the temperature at which the steel slab (steel material), steel plate, etc. shown below is heated or cooled means the surface temperature of the steel slab (steel material), steel plate, etc., unless otherwise specified.
  • the method for producing a steel plate of the present invention is, for example, a hot rolling step in which a steel slab having the above-mentioned composition is hot-rolled at a finish rolling temperature of 850 to 950 ° C. and wound at a winding temperature of 600 ° C. or lower.
  • the cold-rolled steel sheet after the hot-rolled step is cold-rolled at a reduction rate of over 20%, and the cold-rolled steel sheet after the cold-rolled step is heated to a shrinking temperature of 750 ° C. or higher for 30 seconds.
  • the cooling stop temperature from the martensite transformation start temperature Ms (Ms-250 ° C.). )-(Ms-50 ° C) is cooled at an average cooling rate of 2 to 15 ° C / s, a rolling step of holding in a temperature range of 300 to 500 ° C for 20 seconds or more, and 100 to 300 after the rolling step. It has a heat treatment step of holding in a temperature range of ° C. for 20 seconds or more.
  • the method for producing a steel plate of the present invention may include a plating step of applying electrozinc plating, hot-dip galvanizing, or alloying hot-dip galvanizing to the surface of the steel plate after the tempering step and before the heat treatment step. ..
  • the composition of the steel slab used in the method for producing a steel sheet of the present invention satisfies the carbon equivalent Ceq: 0.60% or more and less than 0.85%. Carbon equivalent Ceq: 0.60% or more and less than 0.85% is a range optimized for producing the steel sheet of the present invention under the production conditions of the present invention.
  • Finish rolling temperature 850-950 ° C If the finish rolling temperature is less than 850 ° C., ferrite transformation occurs during rolling and the strength is locally reduced, so that the strength may not be obtained even if the structure of the present invention is satisfied. Therefore, the finish rolling temperature is 850 ° C. or higher, preferably 880 ° C. or higher. On the other hand, when the finish rolling temperature exceeds 950 ° C., the crystal grains become coarse and the strength may not be obtained even if the structure of the present invention is satisfied. Therefore, the finish rolling temperature is 950 ° C. or lower, preferably 930 ° C. or lower.
  • Winding temperature 600 ° C or less
  • the winding temperature exceeds 600 ° C, the carbides in the hot-rolled steel sheet become coarse, and such coarsened carbides do not melt completely during soaking during annealing, so the required strength is required. May not be obtained. Therefore, the winding temperature is 600 ° C. or lower, preferably 580 ° C. or lower.
  • the lower limit of the take-up temperature is not particularly limited, but it is preferable that the take-up temperature is 400 ° C. or higher from the viewpoint of preventing the steel sheet from having a shape defect and preventing the steel sheet from becoming excessively hard.
  • the hot-rolled steel sheet obtained by the hot-rolling process is subjected to pretreatment such as pickling and degreasing by a commonly known method, and then cold-rolled as necessary.
  • pretreatment such as pickling and degreasing by a commonly known method
  • cold-rolled as necessary.
  • the conditions of the cold rolling process when cold rolling is performed will be described.
  • Cold rolling reduction rate 20% or more When the cold rolling reduction rate is 20% or less, recrystallization of ferrite is not promoted, unrecrystallized ferrite remains, and the steel structure of the present invention may not be obtained. be. Therefore, the rolling reduction of cold rolling is more than 20%, preferably 30% or more.
  • the annealing temperature is 750 ° C. or higher and the holding time is 30 seconds or longer and the annealing temperature is less than 750 ° C., the formation of austenite becomes insufficient and excessive ferrite is formed, so that the steel structure of the present invention cannot be obtained. Therefore, the annealing temperature is 750 ° C. or higher.
  • the upper limit of the annealing temperature is not particularly limited, but is preferably 890 ° C. or lower. If the temperature exceeds 890 ° C., austenite becomes excessive, ferrite is insufficient, and bainite becomes excessive, which may deteriorate the fracture resistance characteristics. Therefore, it is preferably 890 ° C. or lower.
  • the holding time is 30 seconds or more, preferably 60 seconds or more.
  • the upper limit of the holding time is not particularly limited, but the holding time is preferably 600 seconds or less so as not to impair the productivity.
  • Average cooling rate in the temperature range from the annealing temperature to the martensitic transformation start temperature Ms 20 ° C./s or more If the average cooling rate is less than 20 ° C./s, the fracture resistance characteristics of the present invention cannot be obtained. The reason for this is not clear, but it is thought to be as follows. If the cooling rate is less than 20 ° C./s, ferrite and bainite are excessively generated during cooling, and the martensitic transformation start temperature Ms decreases. Therefore, the amount of martensitic transformation at the time of cooling stop is reduced, and the martensitic transformation is performed at a lower temperature, so that the tempering of martensite during cooling becomes insufficient as compared with the case where the Ms point is high.
  • the average cooling rate is set to 20 ° C./s or higher.
  • Ms can be obtained by the following formula.
  • each element symbol represents the content (mass%) of each element, and the element not contained is 0.
  • [ ⁇ area%] is the ferrite area ratio after annealing.
  • the ferrite area ratio after annealing is determined in advance by simulating the heating rate, annealing temperature, and holding time during annealing with a thermal expansion measuring device.
  • the average cooling rate in the temperature range from the annealing temperature to the martensitic transformation start temperature Ms is more preferably 30 ° C./s or more.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly limited, but is preferably 200 ° C./s or less from the viewpoint of reducing the manufacturing cost.
  • Average cooling rate from martensitic transformation start temperature Ms to cooling stop temperature 2 to 15 ° C / s If the average cooling rate is less than 2 ° C./s, bainite containing carbides is excessively formed during cooling, and the steel structure and fracture resistance characteristics of the present invention cannot be obtained. Therefore, the average cooling rate is 2 ° C./s or higher, preferably 5 ° C./s or higher. On the other hand, when cooled at an average cooling rate exceeding 15 ° C./s, the fracture resistance characteristics of the present invention cannot be obtained. The reason for this is not clear, but it is thought to be as follows.
  • the average cooling rate is 15 ° C./s or less, preferably 10 ° C./s or less.
  • Cooling shutdown temperature (Ms-250 ° C) to (Ms-50 ° C) If the cooling shutdown temperature exceeds (Ms-50 ° C.), the formation of tempered martensite is insufficient, and the steel structure of the present invention cannot be obtained. Therefore, the cooling shutdown temperature is (Ms-50 ° C.) or lower, preferably (Ms-100 ° C.) or lower. On the other hand, if it is less than (Ms-250 ° C.), tempered martensite may be excessive and the production of retained austenite may be insufficient. Therefore, the cooling shutdown temperature is (Ms-250 ° C.) or higher, preferably (Ms-200 ° C.) or higher.
  • tempering is performed. The conditions of the tempering process will be described.
  • Tempering temperature 300 to 500 ° C, holding time: 20 seconds or more and less than 300 ° C, the tempering of martensite becomes insufficient, and the tempered martensite does not follow the ferrite and is not deformed during the primary processing, and voids are likely to occur. It is considered that the collision characteristics deteriorate. In addition, the bainite transformation may be insufficient, a preferable amount of bainite may not be obtained for improving the fracture resistance, and the fracture resistance may be deteriorated. Therefore, the tempering temperature is 300 ° C. or higher, preferably 350 ° C. or higher. On the other hand, if the temperature exceeds 500 ° C., ferrite may be excessively generated and the steel structure of the present invention may not be obtained.
  • the bainite transformation may be insufficient, a preferable amount of bainite may not be obtained for improving the fracture resistance, and the fracture resistance may be deteriorated. Therefore, the tempering temperature is 500 ° C. or lower, preferably 450 ° C. or lower. Further, if the holding time is less than 20 seconds, the tempering of martensite becomes insufficient, and the fracture resistance property of the present invention cannot be obtained. In addition, the bainite transformation may be insufficient, a preferable amount of bainite may not be obtained for improving the fracture resistance, and the fracture resistance may be deteriorated. Therefore, the holding time is 20 seconds or more, preferably 30 seconds or more. The upper limit of the retention time is not particularly limited, but the retention time is preferably 500 seconds or less from the viewpoint of productivity and suppression of excessive bainite transformation.
  • Holding temperature after tempering step 100 to 300 ° C., holding time: 20 seconds or more
  • the method for producing a steel plate of the present invention includes a heat treatment step of holding in a temperature range of 100 to 300 ° C. for 20 seconds or more after the tempering step. If the holding temperature is less than 100 ° C. or more than 300 ° C., or the holding time is less than 20 seconds, the steel structure and fracture resistance characteristics of the present invention cannot be obtained. The reason for this is not clear, but it is thought to be as follows.
  • the holding temperature is 100 ° C. or higher, preferably 150 ° C. or higher.
  • the holding temperature exceeds 300 ° C, the amount of martensite produced may be small, and the martensite generated during cooling after holding may not be tempered and remains as fresh martensite until the final structure. It is considered that the steel structure and collision characteristics of the present invention cannot be obtained.
  • the holding temperature is 300 ° C. or lower, preferably 250 ° C. or lower. If the holding time is less than 20 seconds, the tempering of martensite generated during cooling after the tempering step becomes insufficient, and the collision characteristics of the present invention may not be obtained. Therefore, the holding time is 20 seconds or more, preferably 30 seconds or more. Retention in the temperature range of 100 to 300 ° C. may be carried out after cooling to a temperature range of 100 to 300 ° C. after the tempering step, or after the tempering step, cooling to less than 100 ° C. and then 100 to 300 ° C. It may be carried out after reheating to a temperature range.
  • the holding temperature does not have to be constant as long as it is within the above-mentioned temperature range, and even if the cooling rate changes during cooling, it is within the specified range.
  • the gist of the present invention is not impaired.
  • the steel sheet may be heat-treated by any equipment as long as the heat history is satisfied.
  • the surface of the steel plate may be subjected to electrozinc plating, hot-dip galvanizing, or alloyed hot-dip galvanizing after the tempering step and before the heat treatment step.
  • the electrozinc plating treatment is preferably performed by energizing while immersing in a zinc solution at 50 to 60 ° C.
  • the hot-dip galvanizing treatment is preferably performed by immersing the steel sheet obtained above in a zinc plating bath having a temperature of 440 ° C. or higher and 500 ° C. or lower. After that, it is preferable to adjust the amount of plating adhesion by gas wiping or the like. It should be noted that there may be an alloying step in which the alloying treatment is performed after the hot dip galvanizing treatment step. When the zinc plating is alloyed, it is preferable to hold it for 1 second or more and 40 seconds or less in a temperature range of 450 ° C. or higher and 580 ° C. or lower for alloying.
  • the steel sheet after hot-dip galvanizing or alloying hot-dip galvanizing can be temper-rolled for the purpose of shape correction and surface roughness adjustment.
  • the pressure adjusting ratio exceeds 0.5%, the bendability may deteriorate due to surface hardening, so the pressure adjusting ratio is preferably 0.5% or less. More preferably, it is 0.3% or less.
  • various coating treatments such as resin and oil coating can be applied.
  • the conditions of other manufacturing methods are not particularly limited, but it is preferable to carry out under the following conditions.
  • the slab is preferably manufactured by a continuous casting method in order to prevent macrosegregation, and can also be manufactured by an ingot forming method or a thin slab casting method.
  • To hot-roll the slab the slab may be cooled to room temperature and then reheated for hot rolling. It is also possible to charge the slab into a heating furnace without cooling it to room temperature and perform hot rolling. In addition, an energy-saving process of hot rolling immediately after performing a small amount of heat retention can also be applied.
  • heating the slab it is preferable to heat it to 1100 ° C. or higher because it prevents the rolling load from increasing and the carbides dissolve. Further, in order to prevent an increase in scale loss, the heating temperature of the slab is preferably 1300 ° C. or lower.
  • the scale of the rolled steel sheet may be removed by pickling or the like. After pickling, cold rolling, annealing, and galvanization are performed under the above conditions.
  • the member of the present invention is formed by subjecting the steel sheet of the present invention to at least one of molding and welding. Further, the method for manufacturing a member of the present invention includes a step of performing at least one of molding and welding on the steel sheet manufactured by the method for manufacturing a steel sheet of the present invention.
  • the steel sheet of the present invention has high strength and excellent collision characteristics. Therefore, the member obtained by using the steel plate of the present invention also has high strength, excellent collision characteristics, and is less likely to break the member at the time of collision deformation. Therefore, the member of the present invention can be suitably used as an energy absorbing member in an automobile part.
  • 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 The steel having the composition shown in Table 1 was melted in a vacuum melting furnace and lump-rolled to obtain a steel slab. These steel slabs were heated and subjected to hot rolling, cold rolling, annealing, quenching, tempering, and heat treatment under the conditions shown in Table 2 to produce a steel sheet. When the steel sheets were manufactured under the conditions shown in Table 2, some of the steel sheets were plated after the tempering step. In the electrozinc plating treatment, the steel sheet was immersed in a zinc solution and energized to form an electrozinc plating layer (EG) having a plating adhesion amount of 10 to 100 g / m 2.
  • EG electrozinc plating layer
  • the steel sheet was immersed in a plating bath to form a hot-dip galvanizing layer (GI) having a plating adhesion amount of 10 to 100 g / m 2.
  • a hot-dip galvanizing layer GI
  • an alloyed hot-dip galvanized layer GA was formed by forming a hot-dip galvanized layer on a steel sheet and then performing an alloying treatment. The final thickness of each steel plate was 1.2 mm.
  • the obtained steel sheet is subjected to skin pass rolling with a rolling reduction of 0.2%, and then the area ratio of ferrite (F), bainite (B), tempered martensite (TM) and retained austenite (RA) is according to the following method. I asked for each. Further, according to the above method, when bending is performed by 90 ° in the rolling (L) direction with the width (C) direction as the axis at the radius of curvature / plate thickness: 4.2, it is within the region of 0 to 50 ⁇ m from the surface of the steel plate on the compression side. The amount of change in the tempered martensite (particle size in the plate thickness direction) / (particle size in the direction orthogonal to the plate thickness) before and after bending was also measured in the L cross section of.
  • the area ratio of each tissue is measured as follows. After polishing the plate thickness cross section of the steel plate cut at right angles to the rolling direction, it is corroded with 3% by volume nital, and the plate thickness 1/4 position is photographed in 3 fields with a SEM (scanning electron microscope) at a magnification of 1500 times. From the obtained image data, the area ratio of each structure is obtained using Image-Pro manufactured by Media Cybernetics. 3 Let the average value of the area ratio of the visual field be the area ratio of each tissue. In the above image data, ferrite is black, bainite is black containing island-like retained austenite or gray containing aligned carbides, tempered martensite is light gray containing fine misaligned carbides, and retained austenite is white.
  • the residual structure is determined by subtracting the total area ratio of ferrite (F), bainite (B), tempered martensite (TM) and retained austenite (RA) from 100%. , These remnants were determined to be pearlite and / or cementite.
  • the volume fraction of retained austenite is the volume fraction of fcc iron (200), (220), (311) with respect to the X-ray diffraction integral intensity of the (200), (211), (220) planes of bcc iron on the plate thickness 1/4 plane. ) The ratio of the X-ray diffraction integrated intensity of the surface.
  • the particle size of the tempered martensite in the plate thickness direction and the particle size of the tempered martensite in the direction orthogonal to the plate thickness were measured as follows. After polishing the sheet thickness section obtained by cutting the steel sheet in the rolling direction, the L section within the region of 0 to 50 ⁇ m from the surface of the steel sheet at the bending apex on the compression side was photographed in 3 fields with a SEM (scanning electron microscope) at a magnification of 3000 times. .. From the obtained image data, using Image-Pro manufactured by Media Cybernetics, the particle size in the plate thickness direction of tempered martensite (length in the plate thickness direction) and the particle size in the direction perpendicular to the plate thickness of tempered martensite. (Length in the direction perpendicular to the plate thickness) was calculated. Each particle size is calculated by averaging the particle sizes of the three fields. This measurement was performed before the 90 ° bending process and after the 90 ° bending process, respectively.
  • ⁇ Tensile test> A JIS No. 5 tensile test piece (JIS Z2201) is sampled from each of the obtained steel sheets in a direction perpendicular to the rolling direction, and a tensile test in accordance with JIS Z2241 (2011) with a strain rate of 10 -3 / s is performed. The tensile strength (TS) was determined. A TS of 980 MPa or more was regarded as acceptable.
  • FIG. 4 shows a test piece T1 obtained by bending a steel sheet by 90 ° (primary bending).
  • FIG. 5 shows a test piece T2 that has been subjected to orthogonal bending (secondary bending process) to the test piece T1.
  • the position shown by the broken line on the test piece T2 of FIG. 5 corresponds to the position shown by the broken line on the test piece T1 of FIG. 4 before performing the orthogonal bending.
  • the conditions for orthogonal bending are as follows. [Orthogonal bending conditions] Test method: Roll support, punch pushing roll diameter: ⁇ 30 mm Punch tip R: 0.4 mm Distance between rolls: (plate thickness x 2) + 0.5 mm Stroke speed: 20 mm / min Test piece size: 60 mm x 60 mm Bending direction: Rolling orthogonal direction In the stroke-load curve obtained when the above orthogonal bending is performed, the stroke at the maximum load is obtained. The average value of the strokes at the maximum load when the bending-orthogonal bending test was performed three times was defined as ⁇ S. It was evaluated that the fracture resistance was good when ⁇ S was 27 mm or more.
  • FIG. 6 is a front view of the test member 30 produced by spot welding the hat-shaped member 10 and the steel plate 20.
  • FIG. 7 is a perspective view of the test member 30. As shown in FIG. 7, the positions of the spot welded portions 40 are such that the end portion of the steel plate and the welded portion are 10 mm apart and the welded portion is 45 mm apart.
  • the test member 30 was joined to the main plate 50 by TIG welding to prepare a sample for a shaft crush test.
  • the impactor 60 was collided with the prepared sample for the shaft crush test at a constant velocity at a collision speed of 10 m / s, and the sample for the shaft crush test was crushed by 100 mm. As shown in FIG.
  • the crushing direction D3 is a direction parallel to the longitudinal direction of the test member 30.
  • the area in the range of stroke 0 to 100 mm was obtained, and the average value of the area when the test was performed three times was taken as the absorbed energy ( Fave ).
  • F ave was evaluated as good absorption energy at more than 40000N.
  • the collision property was evaluated as good.
  • the steel sheet of the invention example had a TS of 980 MPa or more and was excellent in collision characteristics.
  • the steel sheet of the comparative example had a TS of less than 980 MPa or poor collision characteristics.
  • Example 2 No. 1 in Table 3 of Example 1.
  • the steel sheet of No. 3 (example of the present invention) was formed by press working to manufacture the member of the example of the present invention. Further, No. 1 in Table 3 of Example 1. No. 3 in Table 3 and No. 3 in Table 3 of Example 1.
  • the steel plate of 9 (example of the present invention) was joined by spot welding to manufacture the member of the example of the present invention.
  • the member of the present invention example manufactured by using the steel plate of the present invention has excellent collision characteristics and high strength, and No. 1 in Table 3 of Example 1 is used.
  • Example 3 No. 1 in Table 3 of Example 1.
  • the galvanized steel sheet of No. 1 (example of the present invention) was formed by press working to manufacture the member of the example of the present invention. Further, No. 1 in Table 3 of Example 1.
  • the galvanized steel sheet of No. 1 and No. 1 of Table 3 of Example 1. 4 (Example of the present invention) was joined to the galvanized steel sheet by spot welding to manufacture the member of the example of the present invention.
  • the member of the present invention example manufactured by using the steel plate of the present invention has excellent collision characteristics and high strength, and No. 1 in Table 3 of Example 1 is used.
  • a steel sheet having a TS of 980 MPa or more and excellent collision characteristics can be obtained. If the member obtained from the steel plate of the present invention is used as an automobile part, it can contribute to the weight reduction of the automobile and greatly contribute to the high performance of the automobile body.

Abstract

引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上であり、衝突特性に優れた鋼板、部材及びそれらの製造方法を提供することを目的とする。　本発明の鋼板は、炭素当量Ｃｅｑが０．６０％以上０．８５％未満を満たす成分組成と、面積率で、フェライト：４０％未満、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計：４０％以上、残留オーステナイト：３～１５％、フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトの合計：９３％以上である鋼組織を有し、曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工した際に、圧縮側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面において、焼戻しマルテンサイトの（板厚方向の粒径）／（板厚と直交方向の粒径）の曲げ加工前後での変化量が０．４０以上であり、引張強度が９８０ＭＰａ以上である。

Description

鋼板、部材及びそれらの製造方法
　本発明は、高強度であり、衝突特性に優れた鋼板、部材及びそれらの製造方法に関する。本発明の鋼板は、主に自動車分野で使用される部品用として好適に使用できる。
　地球環境保全の観点から、ＣＯ２排出量を削減すべく、自動車車体の強度を維持しつつ、その軽量化を図り、自動車の燃費を改善することが自動車業界においては常に重要な課題となっている。自動車車体の強度を維持しつつその軽量化を図るためには、自動車部品用素材となる鋼板の高強度化により鋼板を薄肉化することが有効である。一方、鋼板を素材とする自動車部品は、衝突時に車内の人間の安全を担保することが前提となる。したがって自動車部品用素材として用いられる高強度鋼板には所望の強度を有することに加えて、優れた衝突特性が要求される。
　近年、自動車車体において引張強度（以下、単にＴＳともいう。）が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の適用が拡大しつつある。衝突特性の観点では、自動車部品はピラーやバンパー等の非変形部材とサイドメンバー等のエネルギー吸収部材に大別され、自動車が走行中に万一衝突した場合に乗員の安全を確保するためにそれぞれ必要な衝突特性が求められる。非変形部材においては高強度化が進んでおり、ＴＳが９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板はすでに実用化されている。しかしながら、エネルギー吸収部材への適用において、ＴＳが９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板は衝突時に成形による一次加工を受けた箇所が起点となって部材破断を引き起こしやすく、安定的に衝突エネルギー吸収能を発揮できないという課題があり、未だ実用化に至っていない。したがって衝突時の部材破断を抑制し、高い吸収エネルギーを安定的に発揮することによって衝突時の安全性を担保しつつ、軽量化によって環境保全に寄与する余地がある。以上より、エネルギー吸収部材に衝突特性に優れたＴＳが９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を適用することが必要である。
　このような要求に対して、例えば、特許文献１では、成形性及び耐衝撃性に優れたＴＳが１２００ＭＰａ級の超高強度鋼板に関する技術が開示されている。また、特許文献２では引張最大強度７８０ＭＰａ以上で衝突時の衝撃吸収部材に適用可能な高強度鋼板に関する技術が開示されている。
特開２０１２－３１４６２号公報 特開２０１５－１７５０６１号公報
　しかしながら、特許文献１では衝突特性について検討しているものの、衝突時に部材の破断が起こらないことを前提とした耐衝撃性について検討されており、耐部材破断という観点での衝突特性については検討されていない。
　また、特許文献２では、ハット材に対して落錘による動的軸圧壊試験の割れ判定を行い、ＴＳが７８０ＭＰａ超級の耐破断特性について評価している。しかし、圧壊後の割れ判定では衝突特性に重要な圧壊中の割れ発生から破断に至るまでの過程を評価できない。その理由は、圧壊の過程において、早期に割れが発生した場合、板厚を貫通しない程度の軽微な割れであっても吸収エネルギーを低下させる可能性があるからである。また、圧壊の過程における後期に割れが発生した場合、板厚を貫通するほどの大きな割れであっても吸収エネルギーにほとんど影響を及ぼさない可能性がある。したがって、圧壊後の割れ判定のみでは耐破断特性の評価として不十分であると考えられる。
　本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、自動車のエネルギー吸収部材用として好適な、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上であり、衝突特性に優れた鋼板、部材及びそれらの製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは上記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果以下のことを見出した。
　鋼板を、炭素当量Ｃｅｑが０．６０％以上０．８５％未満を満たす成分組成と、面積率で、フェライト：４０％未満、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計：４０％以上、残留オーステナイト：３～１５％、フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトの合計：９３％以上である鋼組織を有し、鋼板を所定の９０°曲げ加工した際に、圧縮側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面において、焼戻しマルテンサイトの（板厚方向の粒径）／（板厚と直交方向の粒径）の曲げ加工前後での変化量が０．４０以上とした。これにより、高強度であり、衝突特性に優れた鋼板が得られることが分かった。
　本発明はこのような知見に基づきなされたもので、その要旨は以下の通りである。
［１］炭素当量Ｃｅｑが０．６０％以上０．８５％未満を満たす成分組成と、
　面積率で、フェライト：４０％未満、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計：４０％以上、残留オーステナイト：３～１５％、フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトの合計：９３％以上である鋼組織を有し、
　曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工した際に、圧縮側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面において、焼戻しマルテンサイトの（板厚方向の粒径）／（板厚と直交方向の粒径）の曲げ加工前後での変化量が０．４０以上であり、
　引張強度が９８０ＭＰａ以上である鋼板。
［２］前記成分組成は、質量％で、
　Ｃ：０．０７～０．２０％、
　Ｓｉ：０．１～２．０％、
　Ｍｎ：２．０～３．５％、
　Ｐ：０．０５％以下、
　Ｓ：０．０５％以下、
　Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１％、及び
　Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる［１］に記載の鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、
　Ｃｒ：１．０％以下、
　Ｍｏ：０．５％以下、
　Ｖ：０．５％以下、
　Ｔｉ：０．５％以下、
　Ｎｂ：０．５％以下、
　Ｂ：０．００５％以下、
　Ｎｉ：１．０％以下、
　Ｃｕ：１．０％以下、
　Ｓｂ：１．０％以下、
　Ｓｎ：１．０％以下、
　Ｃａ：０．００５％以下、及び
　ＲＥＭ：０．００５％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する［２］に記載の鋼板。
［４］鋼板の表面に、電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層、又は合金化溶融亜鉛めっき層を有する［１］から［３］までのいずれか一つに記載の鋼板。
［５］［１］から［４］までのいずれか一つに記載の鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施してなる部材。
［６］炭素当量Ｃｅｑが０．６０％以上０．８５％未満を満たし、かつ［２］又は［３］に記載の成分組成を有する鋼スラブを、仕上げ圧延温度を８５０～９５０℃として熱間圧延を施し、６００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
　前記熱間圧延工程後の熱延鋼板を２０％超えの圧下率で冷間圧延する冷間圧延工程と、
　前記冷間圧延工程後の冷延鋼板を７５０℃以上の焼鈍温度まで加熱し、３０秒以上保持する焼鈍工程と、
　前記焼鈍温度からマルテンサイト変態開始温度Ｍｓまでの温度域を平均冷却速度２０℃／ｓ以上で冷却した後、前記マルテンサイト変態開始温度Ｍｓから冷却停止温度：（Ｍｓ－２５０℃）～（Ｍｓ－５０℃）までを平均冷却速度２～１５℃／ｓで冷却する焼入れ工程と、
　３００～５００℃の温度域で２０秒以上保持する焼戻し工程と、
　前記焼戻し工程後に、１００～３００℃の温度域で２０秒以上保持する熱処理工程と、を有する鋼板の製造方法。
［７］前記焼戻し工程後、かつ前記熱処理工程前に、鋼板の表面に、電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、又は合金化溶融亜鉛めっきを施すめっき工程を有する［６］に記載の鋼板の製造方法。
［８］［６］又は［７］に記載の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施す工程を有する部材の製造方法。
　本発明によれば、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上であり、衝突特性に優れた鋼板を得ることができる。本発明の鋼板に対して成形加工や溶接などを施して得られた部材は、自動車分野で用いられるエネルギー吸収部材として好適に使用できる。
９０°曲げ加工（一次曲げ加工）後の鋼板を説明するための図である。 実施例の曲げ－直交曲げ試験における、９０°曲げ加工（一次曲げ加工）を説明するための図である。 実施例の曲げ－直交曲げ試験における、直交曲げ（二次曲げ加工）を説明するための図である。 ９０°曲げ加工（一次曲げ加工）を施した試験片を示す斜視図である。 直交曲げ（二次曲げ加工）を施した試験片を示す斜視図である。 実施例の軸圧壊試験をするために製造した、ハット型部材と、鋼板とをスポット溶接した試験用部材の正面図である。 図６に示す試験用部材の斜視図である。 実施例の軸圧壊試験を説明するための概略図である。
　以下に、本発明の詳細を説明する。
　本発明の鋼板は、炭素当量Ｃｅｑが０．６０％以上０．８５％未満を満たす成分組成と、面積率で、フェライト：４０％未満、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計：４０％以上、残留オーステナイト：３～１５％、フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトの合計：９３％以上である鋼組織を有する。
　炭素当量Ｃｅｑ：０．６０％以上０．８５％未満
　炭素当量Ｃｅｑは鋼の強度における指標としてＣ以外の元素の影響をＣ量に換算したものである。炭素当量Ｃｅｑを０．６０％以上０．８５％未満とすることで、後述するフェライト等の各金属組織の面積率を本発明の範囲内に制御することができる。炭素当量Ｃｅｑを０．６０％以上、好ましくは０．６５％以上とすることで、本発明の強度を得ることができる。一方、炭素当量Ｃｅｑを０．８５％未満、好ましくは０．８０％以下とすることで、本発明の衝突特性向上の効果を得ることができる。
　炭素当量Ｃｅｑは、以下の式で求めることができる。
　炭素当量Ｃｅｑ＝［Ｃ％］＋（［Ｓｉ％］／２４）＋（［Ｍｎ％］／６）＋（［Ｎｉ％］／４０）＋（［Ｃｒ％］／５）＋（［Ｍｏ％］／４）＋（［Ｖ％］／１４）
　ただし、上記式中の［元素記号％］は、各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない元素は０とする。
　フェライトの面積率：４０％未満
　フェライトの面積率が４０％以上では、９８０ＭＰａ以上のＴＳと衝突特性を両立することが困難となる。したがって、フェライトの面積率は４０％未満であり、好ましくは３０％未満である。下限は特に限定されないが、衝突変形時の部材破断抑制による衝突特性向上のため、フェライトの面積率を１０％以上とすることが好ましい。この範囲が好ましい理由は明らかではないが、次のように考えられる。フェライトの面積率が１０％未満では焼戻しマルテンサイト同士の異相界面の割合が増加し、一次加工時に焼戻しマルテンサイト同士の界面で剥離が生じやすくなると考えられる。剥離部に応力が集中し、焼戻しマルテンサイトの変形が進行せずに割れが生じることで、衝突変形時の部材破断抑制効果が小さくなる場合があると考えられる。したがって、フェライトの面積率は１０％以上であることが好ましい。
　焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計面積率：４０％以上
　焼戻しマルテンサイト及びベイナイトは、衝突変形時の部材破断を抑制することで衝突特性を向上させつつ、衝突時の吸収エネルギー及び強度を向上させるのに有効である。焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計面積率が４０％未満では、こうした効果を十分に得られない。したがって、合計面積率は４０％以上であり、好ましくは５０％以上である。
また、上記の範囲を満たしていれば焼戻しマルテンサイト及びベイナイトのそれぞれの面積率の範囲は特に限定されないが、ベイナイトの面積率は３～２０％であることが好ましい。この範囲が好ましい理由は次のように考えられる。ベイナイトは焼戻し工程における保持中に未変態オーステナイトへＣを濃化させ、残留オーステナイトを得ることと、衝突時の吸収エネルギーを向上させることに有効である。ベイナイトの面積率が３％未満ではこうした効果が小さくなる場合がある。一方、ベイナイトの面積率が２０％を超えると、焼戻し工程における保持中に未変態オーステナイト中にＣが過度に濃化し、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ（以下単に、Ｍｓ点又はＭｓともいう。）が低下する。そのため、保持後の冷却時に生成するマルテンサイトは固溶Ｃ量が高く、さらに、より低温でマルテンサイト変態するため、Ｍｓ点が高い場合に比べて冷却中におけるマルテンサイトの焼戻しが不十分となる。その結果、焼戻しマルテンサイトによる高度差緩和の効果が小さくなり、一次加工時に焼戻しマルテンサイトがフェライトに追随して変形せず、ボイドが発生しやすくなり、衝突特性が低下する場合がある。したがって、ベイナイトの面積率は３％以上であることが好ましい。また、ベイナイトの面積率は２０％以下であることが好ましい。
また、ベイナイトの面積率は、より好ましくは５％以上であり、さらに好ましくは８％以上である。また、ベイナイトの面積率は、より好ましくは１８％以下であり、さらに好ましくは１５％以下である。
　残留オーステナイトの面積率：３～１５％
　残留オーステナイトは衝突時の割れ発生を遅延させ、衝突特性を向上させるのに有効である。メカニズムは明らかではないが、次のように考えられる。残留オーステナイトは衝突変形時に加工硬化することで曲げ変形中の曲率半径が大きくなることで曲げ部のひずみが分散される。ひずみが分散されることによって一次加工によるボイド生成部への応力集中が緩和され、その結果衝突特性が向上する。残留オーステナイトの面積率が３％未満ではこうした効果を得られない。したがって、残留オーステナイトの面積率は３％以上であり、好ましくは５％以上である。一方、残留オーステナイトの面積率が１５％を超えると、加工誘起変態によって生成したフレッシュマルテンサイトによって衝突時の耐破断特性を低下させる場合がある。したがって、残留オーステナイトの面積率は１５％以下であり、好ましくは１０％以下である。
　フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、及び残留オーステナイトの合計面積率：９３％以上
　フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、及び残留オーステナイトの合計面積率が９３％未満になると、上記以外の相の面積率が高くなり、強度と衝突特性を両立することが困難となる。上記以外の相には、例えば、フレッシュマルテンサイト、パーライト、セメンタイトが挙げられ、これらの相が合計で７％を超えると、衝突変形時にボイド生成の起点となり衝突特性を低下させる場合がある。またパーライトやセメンタイトが増加すると強度が低下する場合がある。フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、及び残留オーステナイトの合計面積率が９３％以上であれば残りの相の種類や面積率にかかわらず高い強度及び衝突特性が得られる。したがって、合計面積率は９３％以上であり、好ましくは９５％以上であり、より好ましくは９７％以上である。合計面積率は１００％であってもよい。なお、上記以外の残部の組織としては、パーライト及びセメンタイトがあり、これら残部の組織の合計面積率は７％以下である。好ましくは、この残部の組織の合計面積率は５％以下であり、より好ましくは３％以下である。
　フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの面積率とは、観察面積に占める各相の面積の割合のことである。各組織の面積率は、次のように測定する。圧延方向に対して直角に切断した鋼板の板厚断面を研磨後、３体積％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で１５００倍の倍率で３視野撮影し、得られた画像データからＭｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて各組織の面積率を求める。３視野の面積率の平均値を各組織の面積率とする。上記画像データにおいて、フェライトは黒色、ベイナイトは島状の残留オーステナイトを含む黒色あるいは方位の揃った炭化物を含む灰色、焼戻しマルテンサイトは微細な方位の揃っていない炭化物を含む明灰色、残留オーステナイトは白色として区別できる。
　また、本発明では、以下で示すＸ線回折強度を測定して残留オーステナイトの体積率を求め、当該体積率を残留オーステナイトの面積率とみなした。残留オーステナイトの体積率とは、板厚１／４面におけるｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）、（２２０）面のＸ線回折積分強度に対するｆｃｃ鉄の（２００）、（２２０）、（３１１）面のＸ線回折積分強度の割合である。
　曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工した際に、圧縮側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面において、焼戻しマルテンサイトの（板厚方向の粒径）／（板厚と直交方向の粒径）の曲げ加工前後での変化量が０．４０以上
　本発明の鋼板において、上記焼戻しマルテンサイトの（板厚方向の粒径）/（板厚と直交方向の粒径）の曲げ加工前後での変化量を０．４０以上とすることで高い衝突特性が得られる。このメカニズムは明らかではないが、次のように考えられる。衝突特性劣化の原因となる衝突時の部材破断は、割れの発生及び進展が起点となる。割れは加工硬化能の低下及び高硬度差領域でのボイドの生成や連結によって発生しやすくなると考えられる。また、実部材の衝突では一次加工を受けた箇所で一次加工と直交方向に曲げ戻されるように変形する。このとき一次加工の高硬度差領域でボイドが発生するとボイドの周辺に応力が集中し、割れの発生・進展が助長され、その結果破断に至る。そこで、マルテンサイトを焼戻すことによって高硬度差領域を減少させ、さらに曲げ変形時に軟質なフェライト相に追随して塑性変形させることで一次加工部におけるボイド発生を抑制し、また必要に応じて残留オーステナイトを活用し変形中に一次加工部での応力集中を抑制することで、ボイドからの割れの進展を抑制することで部材破断を抑制し、高い衝突特性が得られる。したがって、これらの効果を得るために、上記焼戻しマルテンサイトの（板厚方向の粒径）／（板厚と直交方向の粒径）の曲げ加工前後での変化量を０．４０以上とする。
　なお、上記変化量は、例えば、後述する製造方法における、焼鈍後の冷却速度の制御、焼戻し工程後の熱処理により得られる。焼鈍温度～マルテンサイト変態開始温度（以下単に、Ｍｓ点又はＭｓともいう。）の温度域では冷却速度を速くすることで冷却中のフェライト変態を抑制しＭｓ点の低下を抑制する。Ｍｓ点～冷却停止温度の温度域では冷却速度を遅くすることで生成したマルテンサイトを冷却中から焼戻しを行う。軟化した焼戻しマルテンサイトを作り込むことで、曲げ加工時にフェライトに追随して塑性変形し、ボイドの生成が抑制されると考えられる。さらに、焼戻し工程後に生成したマルテンサイトは、所定の温度域（１００～３００℃）において、ある程度の強度を残しつつ塑性変形によるボイド生成も抑制する焼戻しマルテンサイトとなり、高い吸収エネルギーが安定的に得られると考えられる。
　ここで、上記焼戻しマルテンサイトの（板厚方向の粒径）/（板厚と直交方向の粒径）の曲げ加工前後での変化量は、以下の測定方法により算出している。
　まず、鋼板を９０°曲げ加工する前において、鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面において、焼戻しマルテンサイトの板厚方向の粒径（以下「粒径ａ１」ともいう。）と、焼戻しマルテンサイトの板厚と直交方向の粒径（以下「粒径ａ２」ともいう。）を測定する。
　次に、鋼板を曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工を行った後で、圧縮側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面において、焼戻しマルテンサイトの板厚方向の粒径（以下「粒径ｂ１」ともいう。）と、焼戻しマルテンサイトの板厚と直交方向の粒径（以下「粒径ｂ２」ともいう。）を測定する。
曲げ加工後の粒径の圧延方向における測定位置については、曲げ加工により形成され、幅（Ｃ）方向（図１の符号Ｄ１参照）に延びた角部を含む領域とする。より具体的には、曲げ加工により幅方向及び圧延方向に垂直な方向（パンチ等の押圧部の押圧方向）で最下部となる領域において、板厚方向に０～５０μｍ領域内で焼戻しマルテンサイトの粒径を測定する。
　そして、本発明では、焼戻しマルテンサイトの（板厚方向の粒径）／（板厚と直交方向の粒径）の上記曲げ加工前後での変化量を、「（粒径ｂ１／粒径ｂ２）－（粒径ａ１／粒径ａ２）」によって算出している。
　上記焼戻しマルテンサイトの板厚方向の粒径と、上記焼戻しマルテンサイトの板厚と直交方向の粒径は、次のように測定する。鋼板を圧延方向に切断した板厚断面を研磨後、圧縮側の曲げ頂点部の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で３０００倍の倍率で３視野撮影する。得られた画像データからＭｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて、焼戻しマルテンサイトの板厚方向の粒径（板厚方向の長さ）と、焼戻しマルテンサイトの板厚と直交方向の粒径（板厚と直交方向の長さ）を求める。３視野分の粒径を平均することで、それぞれの粒径を算出する。この測定は、９０°曲げ加工を施す前と、９０°曲げ加工を施す後で、それぞれ行う。
　本発明において、幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工を行うこととは、幅（Ｃ）方向（図１の符号Ｄ１参照）に鋼板を視た際（幅方向鋼板視（幅方向垂直断面視）で）、両端部間距離が短くなるように、幅方向及び圧延方向（図１の符号Ｄ１および符号Ｄ２参照）に垂直な方向に鋼板表面のうちの一方の側から押圧による曲げを施し、両端部の曲げ加工を受けていない平坦な部分のなす角度が９０°になるまで押圧することを指す。
また、圧縮側の鋼板表面とは、上記の押圧した一方の側の鋼板表面（押圧を施すパンチ等の押圧部と接触する方の鋼板表面）のことを指す。
また、Ｌ断面とは、曲げ加工前については圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面（幅方向に対し垂直な断面）のことを指す。
また、曲げ加工後のＬ断面については、曲げ加工による変形の方向に対し平行に切断することで形成される断面であって、幅方向に対し垂直な断面のことを指す。
　なお、９０°曲げ加工は、Ｖブロック法による曲げ加工やドロー成形による曲げ加工などで行うことができる。
　本発明の鋼板は、鋼板の表面に、電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層、又は合金化溶融亜鉛めっき層を有してもよい。
　本発明の鋼板の引張強度（ＴＳ）は、９８０ＭＰａ以上である。本発明でいう高強度とは、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上のことをいう。引張強度（ＴＳ）の上限は特に限定されないが、他の特性との調和の観点から１６００ＭＰａ以下が好ましく、１５００ＭＰａ以下がより好ましい。なお、引張強度（ＴＳ）の測定方法については、鋼板から圧延方向に対して直角方向にＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ　Ｚ２２０１）を採取し、歪速度が１０－３／ｓとするＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）を求める。
　本発明の鋼板の板厚は、本発明の効果を有効に得る観点から、０．２ｍｍ以上３．２ｍｍ以下であることが好ましい。
　本発明の鋼板は、衝突特性に優れる。本発明でいう衝突特性に優れるとは、耐破断特性が良好であり、かつ吸収エネルギーが良好であることをいう。本発明でいう耐破断特性が良好であるとは、以下に記載の曲げ－直交曲げ試験を実施した際の当該荷重最大時のストロークの平均値ΔＳが２７ｍｍ以上であることをいう。本発明でいう衝突特性が良好であるとは、以下に記載の軸圧壊試験を実施し、圧壊時のストローク－荷重のグラフにおける、ストローク０～１００ｍｍの範囲における面積の平均値Ｆａｖｅが４００００Ｎ以上であることをいう。
　上記の曲げ－直交曲げ試験は以下のようにして行う。
まず、鋼板に対して、曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工（一次曲げ加工）を施し、試験片を準備する。９０°曲げ加工（一次曲げ加工）では、図２に示すように、Ｖ溝を有するダイＡ１の上に載せた鋼板に対して、パンチＢ１を押し込んで試験片Ｔ１を得る。次に、図３に示すように、支持ロールＡ２の上に載せた試験片Ｔ１に対して、曲げ方向が圧延直角方向となるようにして、パンチＢ２を押し込んで直交曲げ（二次曲げ加工）を施す。図２及び図３において、Ｄ１は幅（Ｃ）方向、Ｄ２は圧延（Ｌ）方向を示している。
　鋼板に対して９０°曲げ加工（一次曲げ加工）を施した試験片Ｔ１を図４に示す。また、試験片Ｔ１に対して直交曲げ（二次曲げ加工）を施した試験片Ｔ２を図５に示す。図５の試験片Ｔ２に破線で示した位置は、直交曲げを行う前の図４の試験片Ｔ１に破線で示した位置に対応している。
　直交曲げの条件は、以下のとおりである。
［直交曲げ条件］
試験方法：ロール支持、パンチ押し込み
ロール径：φ３０ｍｍ
パンチ先端Ｒ：０．４ｍｍ
ロール間距離：（板厚×２）＋０．５ｍｍ
ストローク速度：２０ｍｍ／ｍｉｎ
試験片サイズ：６０ｍｍ×６０ｍｍ
曲げ方向：圧延直角方向
　上記直交曲げを施した際に得られるストローク－荷重曲線において、荷重最大時のストロークを求める。上記曲げ－直交曲げ試験を３回実施した際の当該荷重最大時のストロークの平均値をΔＳとする。
　また、上記の軸圧壊試験は以下のようにして行う。
まず、軸圧壊試験では板厚の影響を考慮し、全て板厚１．２ｍｍの鋼板で実施する。上記製造工程で得られた鋼板を切り出し、パンチ肩半径が５．０ｍｍであり、ダイ肩半径が５．０ｍｍである金型を用いて、深さ４０ｍｍとなるように成形加工（曲げ加工）して、図６及び図７に示すハット型部材１０を作製する。また、ハット型部材の素材として用いた鋼板を、２００ｍｍ×８０ｍｍの大きさに別途切り出す。次に、その切り出した後の鋼板２０と、ハット型部材１０とをスポット溶接し、図６及び図７に示すような試験用部材３０を作製する。図６は、ハット型部材１０と鋼板２０とをスポット溶接して作製した試験用部材３０の正面図である。図７は、試験用部材３０の斜視図である。スポット溶接部４０の位置は、図７に示すように、鋼板の端部と溶接部が１０ｍｍ、溶接部間が４５ｍｍの間隔となるようにする。次に、図８に示すように、試験用部材３０を地板５０とＴＩＧ溶接により接合して軸圧壊試験用サンプルを作製する。次に、作製した軸圧壊試験用サンプルにインパクター６０を衝突速度１０ｍ／ｓで等速衝突させ、軸圧壊試験用のサンプルを１００ｍｍ圧壊する。図８に示すように、圧壊方向Ｄ３は、試験用部材３０の長手方向と平行な方向とする。圧壊時のストローク－荷重のグラフにおける、ストローク０～１００ｍｍの範囲における面積を求め、３回試験を行った際の当該面積の平均値を吸収エネルギー（Ｆａｖｅ）とする。
　次に、鋼板の成分組成の好ましい範囲について説明する。なお、成分元素の含有量を表す「％」は、特に断らない限り、「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０７～０．２０％
　Ｃはフェライト以外の相を生成しやすくし、また、ＮｂやＴｉなどと合金化合物を形成するため、強度向上に必要な元素である。Ｃ含有量が０．０７％未満では、製造条件の最適化を図っても、所望の強度を確保できない場合がある。したがって、Ｃ含有量は好ましくは０．０７％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｃ含有量が０．２０％を超えるとマルテンサイトの強度が過剰に増加し、製造条件の最適化を図っても本発明の衝突特性が得られない場合がある。したがって、Ｃ含有量は好ましくは０．２０％以下であり、より好ましくは０．１８％以下である。
　Ｓｉ：０．１～２．０％
　Ｓｉはフェライト生成元素であり、また、固溶強化元素でもある。したがって、強度と延性のバランスの向上に寄与する。この効果を得るために、Ｓｉ含有量は好ましくは０．１％以上であり、より好ましくは０．２％以上である。一方、Ｓｉ含有量が２．０％を超えると、亜鉛めっき付着、密着性の低下及び表面性状の劣化を引き起こす場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は好ましくは２．０％以下であり、より好ましくは１．５％以下である。
　Ｍｎ：２．０～３．５％
　Ｍｎはマルテンサイトの生成元素であり、また、固溶強化元素でもある。また、残留オーステナイト安定化に寄与する。これらの効果を得るために、Ｍｎ含有量は好ましくは２．０％以上である。Ｍｎ含有量は、より好ましくは２．５％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３．５％を超えると残留オーステナイト分率が増加し、衝突特性が低下する場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は好ましくは３．５％以下であり、より好ましくは３．３％以下である。
　Ｐ：０．０５％以下
　Ｐは、鋼の強化に有効な元素である。しかしながら、Ｐ含有量が０．０５％を超えると合金化速度を大幅に遅延させる場合がある。また、Ｐを０．０５％超えて過剰に含有させると、粒界偏析により脆化を引き起こし、本発明の鋼組織を満たしても衝突時の耐破断特性を劣化させる場合がある。したがって、Ｐ含有量は好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０１％以下である。Ｐ含有量に特に下限は無いが、現在工業的に実施可能な下限は０．００２％であり、０．００２％以上であることが好ましい。
　Ｓ：０．０５％以下
　Ｓは、ＭｎＳなどの介在物となって、溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となり、本発明の鋼組織を満たしても衝突特性が低下する場合がある。したがって、Ｓ量は極力低い方がよいが、製造コストの面からＳ含有量は好ましくは０．０５％以下である。Ｓ含有量は、より好ましくは、０．０１％以下である。Ｓ含有量に特に下限は無いが、現在工業的に実施可能な下限は０．０００２％であり、０．０００２％以上であることが好ましい。
　Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１％
　Ａｌは脱酸剤として作用し、また、固溶強化元素でもある。Ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００５％未満ではこれらの効果は得られない場合があり、本発明の鋼組織を満たしても強度が低下する場合がある。したがって、Ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．１％を超えると製鋼時におけるスラブ品質を劣化させる。したがって、Ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．１％以下であり、より好ましくは０．０４％以下である。
　Ｎ：０．０１０％以下
　Ｎは、鋼中でＴｉＮ、（Ｎｂ、Ｔｉ）（Ｃ、Ｎ）、ＡｌＮ等の窒化物、炭窒化物系の粗大介在物を形成して衝突特性を低下させることから、含有量を抑える必要がある。Ｎの含有量が０．０１０％超えの場合に衝突特性が低下しやすくなるので、Ｎ含有量は好ましくは０．０１０％以下である。Ｎ含有量は、より好ましくは０．００７％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。なお、Ｎ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在工業的に実施可能な下限は０．０００３％であり、０．０００３％以上であることが好ましい。
　本発明における鋼板の成分組成は、上記の成分元素を基本成分として含有し、残部は鉄（Ｆｅ）及び不可避的不純物を含む。ここで、本発明の鋼板は上記の基本成分を含有し、残部は鉄（Ｆｅ）及び不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。
　本発明の鋼板には、所望の特性に応じて、以下に述べる成分（任意元素）を適宜含有させることができる。
　Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｔｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｓｂ：１．０％以下、Ｓｎ：１．０％以下、Ｃａ：０．００５％以下、及びＲＥＭ：０．００５％以下のうちから選ばれる少なくとも１種
　Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは焼き入れ性を上げ、鋼の強化に有効な元素である。しかし、Ｃｒ：１．０％、Ｍｏ：０．５％、Ｖ：０．５％を超えて過剰に添加すると、上記の効果が飽和し、さらに原料コストが増加する。また、第２相分率が過大となり衝突時の耐破断特性を劣化させる場合がある。したがって、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖのいずれかを含有する場合、Ｃｒ含有量は好ましくは１．０％以下、Ｍｏ含有量は好ましくは０．５％以下、Ｖ含有量は好ましくは０．５％以下である。より好ましくは、Ｃｒ含有量は０．８％以下であり、Ｍｏ含有量は０．４％以下であり、Ｖ含有量は０．４％以下である。Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの含有量が少なくても本発明の効果は得られるので、それぞれの含有量の下限は特に限定されない。焼き入れ性の効果をより有効に得るためには、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの含有量はそれぞれ０．００５％以上であることが好ましい。より好ましくは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの含有量はそれぞれ０．０１％以上である。
　Ｔｉ、Ｎｂは鋼の析出強化に有効な元素である。しかし、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量がそれぞれ０．５％を超えると衝突時の耐破断特性を劣化させる場合がある。したがって、Ｔｉ及びＮｂのいずれかを含有する場合、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量は、それぞれ０．５％以下であることが好ましい。より好ましくは、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量は、それぞれ０．４％以下である。Ｔｉ、Ｎｂの含有量が少なくても本発明の効果は得られるので、それぞれの含有量の下限は特に限定されない。鋼の析出強化の効果をより有効に得るためには、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量は、それぞれ０．００５％以上であることが好ましい。より好ましくは、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量は、それぞれ０．０１％以上である。
　Ｂはオーステナイト粒界からのフェライトの生成・成長を抑制することで焼入れ性の向上に寄与するので、必要に応じて添加することができる。しかし、Ｂ含有量が０．００５％を超えると衝突時の耐破断特性を劣化させる場合がある。したがって、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は０．００５％以下であることが好ましい。より好ましくは、Ｂ含有量は０．００４％以下である。Ｂ含有量が少なくても本発明の効果は得られるので、Ｂ含有量の下限は特に限定されない。焼入れ性の向上の効果をより有効に得るためには、Ｂ含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｂ含有量は０．０００５％以上である。
　Ｎｉ、Ｃｕは鋼の強化に有効な元素である。しかし、Ｎｉ、Ｃｕがそれぞれ１．０％を超えると、衝突時の耐破断特性を劣化させる場合がある。したがって、Ｎｉ、Ｃｕのいずれかを含有する場合、Ｎｉ、Ｃｕの含有量はそれぞれ１．０％以下であることが好ましい。より好ましくは、Ｎｉ含有量、Ｃｕ含有量はそれぞれ０．９％以下である。Ｎｉ、Ｃｕの含有量が少なくても本発明の効果は得られるので、それぞれの含有量の下限は特に限定されない。鋼の強化の効果をより有効に得るためには、Ｎｉ含有量、Ｃｕ含有量は、それぞれ０．００５％以上であることが好ましい。より好ましくは、Ｎｉ含有量、Ｃｕ含有量はそれぞれ０．０１％以上である。
　Ｓｎ、Ｓｂは鋼板表面の窒化、酸化や、鋼板表面付近の領域の脱炭を抑制する観点から必要に応じて添加することができる。このような窒化や酸化を抑制することで鋼板表面においてマルテンサイトの生成量が減少するのを防止し、衝突特性を向上させる効果がある。しかしながら、Ｓｂ、Ｓｎがそれぞれ１．０％を超えると、粒界脆化によって衝突特性が低下する場合がある。したがって、Ｓｂ、Ｓｎのいずれかを含有する場合、Ｓｂ含有量、Ｓｎ含有量はそれぞれ１．０％以下であることが好ましい。より好ましくは、Ｓｂ含有量、Ｓｎ含有量はそれぞれ０．９％以下である。Ｓｂ、Ｓｎの含有量が少なくても本発明の効果は得られるので、それぞれの含有量の下限は特に限定されない。衝突特性を向上させる効果をより有効に得るためには、Ｓｂ含有量、Ｓｎ含有量はそれぞれ０．００５％以上であることが好ましい。より好ましくは、Ｓｂ含有量、Ｓｎ含有量はそれぞれ０．０１％以上である。
　Ｃａ、ＲＥＭは、いずれも硫化物の形態制御により加工性を改善させるのに有効な元素である。しかし、Ｃａ、ＲＥＭのそれぞれの含有量が０．００５％を超えると、鋼の清浄度に悪影響を及ぼし特性が低下するおそれがある。したがって、Ｃａ、ＲＥＭのいずれかを含有する場合、Ｃａ、ＲＥＭの含有量はそれぞれ０．００５％以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃａ含有量、ＲＥＭ含有量はそれぞれ０．００４％以下である。Ｃａ、ＲＥＭの含有量が少なくても本発明の効果は得られるので、それぞれの含有量の下限は特に限定されない。加工性の改善の効果をより有効に得るには、Ｃａ、ＲＥＭの含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃａ含有量、ＲＥＭ含有量はそれぞれ０．００２％以上である。
　また、上記の任意元素を後述する好適な下限値未満で含む場合、当該元素は不可避的不純物として含まれるものとする。
　以下、本発明の鋼板の製造方法の一実施形態を詳細に説明する。なお、以下に示す鋼スラブ（鋼素材）、鋼板等を加熱又は冷却する際の温度は、特に説明がない限り、鋼スラブ（鋼素材）、鋼板等の表面温度を意味する。
　本発明の鋼板の製造方法は、例えば、上記成分組成を有する鋼スラブを、仕上げ圧延温度を８５０～９５０℃として熱間圧延を施し、６００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、熱間圧延工程後の熱延鋼板を２０％超えの圧下率で冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延工程後の冷延鋼板を７５０℃以上の焼鈍温度まで加熱し、３０秒以上保持する焼鈍工程と、焼鈍温度からマルテンサイト変態開始温度Ｍｓまでの温度域を平均冷却速度２０℃／ｓ以上で冷却した後、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓから冷却停止温度：（Ｍｓ－２５０℃）～（Ｍｓ－５０℃）までを平均冷却速度２～１５℃／ｓで冷却する焼入れ工程と、３００～５００℃の温度域で２０秒以上保持する焼戻し工程と、焼戻し工程後に、１００～３００℃の温度域で２０秒以上保持する熱処理工程と、を有する。また、本発明の鋼板の製造方法は、焼戻し工程後、かつ熱処理工程前に、鋼板の表面に、電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、又は合金化溶融亜鉛めっきを施すめっき工程を有してもよい。また、本発明の鋼板の製造方法で用いる鋼スラブの成分組成は、炭素当量Ｃｅｑ：０．６０％以上０．８５％未満を満たす。炭素当量Ｃｅｑ：０．６０％以上０．８５％未満は、本発明の製造条件の下で、本発明の鋼板を製造するために最適化された範囲である。
　まず、熱間圧延工程の各条件について説明する。
　仕上げ圧延温度：８５０～９５０℃
　仕上げ圧延温度が８５０℃未満の場合、圧延時にフェライト変態が起こり、局所的に強度が低下するため、本発明の組織を満たしても強度が得られない場合がある。したがって、仕上げ圧延温度は８５０℃以上であり、好ましくは８８０℃以上である。一方、仕上げ圧延温度が９５０℃を超えると結晶粒が粗大化し、本発明の組織を満たしても強度が得られない場合がある。したがって、仕上げ圧延温度は９５０℃以下であり、好ましくは９３０℃以下である。
　巻取温度：６００℃以下
　巻取温度が６００℃を超えた場合、熱延鋼板中の炭化物が粗大化し、このような粗大化した炭化物は焼鈍時の均熱中に溶けきらないため、必要な強度を得ることができない場合がある。したがって、巻取温度は、６００℃以下であり、好ましくは５８０℃以下である。巻取温度の下限は特に限定されないが、鋼板の形状不良を発生しにくくし、かつ鋼板が過度に硬質化することを防ぐ観点から、巻取温度を４００℃以上とすることが好ましい。
　熱間圧延工程により得られた熱延鋼板を通常公知の方法で酸洗、脱脂などの予備処理を行った後に、必要に応じて冷間圧延を施す。冷間圧延を施す際の冷間圧延工程の条件について説明する。
　冷間圧延の圧下率：２０％超え
　冷間圧延の圧下率が２０％以下では、フェライトの再結晶が促進されず、未再結晶フェライトが残存し、本発明の鋼組織が得られない場合がある。したがって、冷間圧延の圧下率は２０％超えであり、好ましくは３０％以上である。
　次に、冷間圧延工程により得られた冷延鋼板を焼鈍する際の焼鈍工程の条件について説明する。
　焼鈍温度：７５０℃以上、保持時間：３０秒以上
　焼鈍温度が７５０℃未満では、オーステナイトの生成が不十分となり、過剰なフェライトが生成して本発明の鋼組織が得られない。したがって、焼鈍温度は７５０℃以上である。焼鈍温度の上限は特に限定されないが、８９０℃以下が好ましい。８９０℃を超えるとオーステナイトが過剰となり、フェライトが不足し、ベイナイトが過剰となることで、耐破断特性が低下する場合がある。したがって、好ましくは８９０℃以下である。また、保持時間が３０秒未満では、オーステナイトの生成が不十分となり、過剰なフェライトが生成して本発明の鋼組織が得られない。したがって、保持時間は３０秒以上であり、好ましくは６０秒以上である。保持時間の上限は特に限定されないが、生産性を損なわないようにするために、保持時間を６００秒以下とすることが好ましい。
　焼鈍工程後、焼入れを施す。焼入れ工程の条件について説明する。
　焼鈍温度～マルテンサイト変態開始温度Ｍｓまでの温度域における平均冷却速度：２０℃／ｓ以上
　平均冷却速度が２０℃／ｓ未満では、本発明の耐破断特性が得られない。この理由は明らかではないが以下のように考えられる。冷却速度が２０℃／ｓ未満では冷却中にフェライトやベイナイトが過度に生成し、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓが低下する。そのため冷却停止時のマルテンサイト変態量が減少し、また、より低温でマルテンサイト変態するため、Ｍｓ点が高い場合に比べて冷却中におけるマルテンサイトの焼戻しが不十分となる。その結果焼戻しマルテンサイトによる高度差緩和の効果が小さくなり、一次加工時に焼戻しマルテンサイトがフェライトに追随して変形せず、ボイドが発生しやすくなり、衝突特性が低下すると考えられる。したがって、平均冷却速度は２０℃／ｓ以上とする。なお、Ｍｓは以下の式により求めることができる。
　Ｍｓ（℃）＝５３９－４２３×｛［Ｃ％］×１００／（１００－［α面積％］）｝－３０×［Ｍｎ％］－１２×［Ｃｒ％］－１８×［Ｎｉ％］－８×［Ｍｏ％］
　なお、上記式において、各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない元素は０とする。
　また、［α面積％］は焼鈍後のフェライト面積率である。焼鈍後のフェライト面積率は、熱膨張測定装置で昇温速度、焼鈍温度及び焼鈍時の保持時間を模擬することによって事前に求める。
　焼鈍後は可能な限り速い冷却速度で急冷することが好ましく、焼鈍温度～マルテンサイト変態開始温度Ｍｓまでの温度域における平均冷却速度は３０℃／ｓ以上がより好ましい。平均冷却速度の上限は特に限定されないが、製造コストの低減の観点から、２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
　マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ～冷却停止温度までの平均冷却速度：２～１５℃／ｓ
　平均冷却速度が２℃／ｓ未満では、冷却中に炭化物を含むベイナイトが過度に生成して本発明の鋼組織および耐破断特性が得られない。したがって、平均冷却速度は２℃／ｓ以上であり、好ましくは５℃／ｓ以上である。一方、１５℃／ｓを超える平均冷却速度で冷却すると、本発明の耐破断特性が得られない。この理由は明らかではないが以下のように考えられる。冷却速度を１５℃／ｓ以下とすることでＭｓ点から冷却停止温度に到達するまでの時間が長くなり、マルテンサイトが冷却中にも焼戻され、焼戻しマルテンサイトによる高度差緩和の効果がより大きくなると考えられる。冷却速度が１５℃／ｓを超えるとこの効果が得られなくなり、その結果一次加工時に焼戻しマルテンサイトがフェライトに追随して変形せず、ボイドが発生しやすくなり、衝突特性が低下すると考えられる。したがって、平均冷却速度は１５℃／ｓ以下であり、好ましくは１０℃／ｓ以下である。
　冷却停止温度：（Ｍｓ－２５０℃）～（Ｍｓ－５０℃）
　冷却停止温度が（Ｍｓ－５０℃）超えでは焼戻しマルテンサイトの生成が不十分であり、本発明の鋼組織が得られない。したがって、冷却停止温度は、（Ｍｓ－５０℃）以下であり、好ましくは（Ｍｓ－１００℃）以下である。一方、（Ｍｓ－２５０℃）未満では焼戻しマルテンサイトが過剰になり、残留オーステナイトの生成が不十分となる場合がある。したがって、冷却停止温度は（Ｍｓ－２５０℃）以上であり、好ましくは（Ｍｓ－２００℃）以上である。
　焼入れ工程後、焼戻しを施す。焼戻し工程の条件について説明する。
　焼戻し温度：３００～５００℃、保持時間：２０秒以上
　３００℃未満ではマルテンサイトの焼戻しが不十分となり、一次加工時に焼戻しマルテンサイトがフェライトに追随して変形せず、ボイドが発生しやすくなり、衝突特性が低下すると考えられる。また、ベイナイト変態が不十分となり、耐破断特性向上のために好ましい量のベイナイトが得られず、耐破断特性が低下する場合がある。したがって、焼戻し温度は３００℃以上であり、好ましくは３５０℃以上である。一方、５００℃を超えるとフェライトが過剰に生成し、本発明の鋼組織が得られない場合がある。また、ベイナイト変態が不十分となり、耐破断特性向上のために好ましい量のベイナイトが得られず、耐破断特性が低下する場合がある。したがって、焼戻し温度は５００℃以下であり、好ましくは４５０℃以下である。また、保持時間が２０秒未満ではマルテンサイトの焼戻しが不十分となり、本発明の耐破断特性が得られない。また、ベイナイト変態が不十分となり、耐破断特性向上のために好ましい量のベイナイトが得られず、耐破断特性が低下する場合がある。したがって、保持時間は２０秒以上であり、好ましくは３０秒以上である。保持時間の上限は特に限定されないが、生産性および過度なベイナイト変態抑制の観点から、保持時間を５００秒以下とすることが好ましい。
　焼戻し工程後の保持温度：１００～３００℃、保持時間：２０秒以上
　本発明の鋼板の製造方法は、焼戻し工程後に、１００～３００℃の温度域で２０秒以上保持する熱処理工程を有する。保持温度が１００℃未満又は３００℃超え、若しくは保持時間が２０秒未満では本発明の鋼組織及び耐破断特性が得られない。この理由は明らかではないが次のように考えられる。１００℃未満では焼戻し工程後の冷却中に生成したマルテンサイトの焼戻しが不十分となり、一次加工時に焼戻しマルテンサイトがフェライトに追随して変形せず、ボイドが発生しやすくなり、その結果衝突特性が低下すると考えられる。したがって、保持温度は１００℃以上であり、好ましくは１５０℃以上である。一方、保持温度が３００℃超えでは、マルテンサイトの生成量が少ない状態で保持される場合があり、保持後の冷却中に生成するマルテンサイトが焼戻されずにフレッシュマルテンサイトとして最終組織まで残るため本発明の鋼組織及び衝突特性が得られないと考えられる。また、保持温度が３００℃超えではベイナイト変態が進行し、本発明の鋼組織が得られない場合がある。したがって、保持温度は３００℃以下であり、好ましくは２５０℃以下である。保持時間が２０秒未満では、焼戻し工程後の冷却中に生成したマルテンサイトの焼戻しが不十分となり、本発明の衝突特性が得られない場合がある。したがって、保持時間は２０秒以上であり、好ましくは３０秒以上である。１００～３００℃の温度域での保持は、焼戻し工程後に１００～３００℃の温度域に冷却してから実施してもよいし、焼戻し工程後に１００℃未満まで冷却し、その後１００～３００℃の温度域まで再加熱してから実施してもよい。
　なお、本発明の製造方法における一連の熱処理においては、上述した温度範囲内であれば保持温度は一定である必要はなく、また冷却速度が冷却中に変化した場合においても規定した範囲内であれば本発明の趣旨を損なわない。また、熱履歴さえ満足されれば、鋼板はいかなる設備で熱処理を施されてもかまわない。
　次に、めっき工程の条件について説明する。
　本発明の鋼板の製造方法では、上記焼戻し工程後、かつ上記熱処理工程前に、鋼板の表面に、電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、又は合金化溶融亜鉛めっきを施してもよい。
　電気亜鉛めっき処理は、５０～６０℃の亜鉛溶液に浸漬しつつ通電して行うことが好ましい。また溶融亜鉛めっき処理は、上記により得られた鋼板を４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬して行うことが好ましい。その後、ガスワイピングなどによってめっき付着量を調整して行うことが好ましい。なお、溶融亜鉛めっき処理工程後に合金化処理を施す合金化工程を有してもよい。亜鉛めっきに合金化処理を施す際は、４５０℃以上５８０℃以下の温度域で１秒以上４０秒以下保持して合金化することが好ましい。
　溶融亜鉛めっき処理又は合金化溶融亜鉛めっき処理を施した後の鋼板には、形状矯正や表面粗度の調整などを目的に、調質圧延を行うことができる。ただし、調質圧延は調圧率が０．５％を超えると表層硬化により曲げ性が劣化することがあるため、調圧率は０．５％以下にすることが好ましい。より好ましくは０．３％以下である。また、樹脂や油脂コーティングなどの各種塗装処理を施すこともできる。
　その他の製造方法の条件は、特に限定しないが、以下の条件で行うのが好ましい。
　スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましく、造塊法、薄スラブ鋳造法により製造することもできる。スラブを熱間圧延するには、スラブをいったん室温まで冷却し、その後再加熱して熱間圧延を行ってもよい。また、スラブを室温まで冷却せずに加熱炉に装入して熱間圧延を行うこともできる。また、わずかの保熱を行った後に直ちに熱間圧延する省エネルギープロセスも適用できる。スラブを加熱する場合は、圧延荷重の増大防止や、炭化物が溶解するため、１１００℃以上に加熱することが好ましい。また、スケールロスの増大を防止するため、スラブの加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。
　スラブを熱間圧延する時は、スラブの加熱温度を低くしたときに圧延時のトラブルを防止する観点から、粗圧延後の粗バーを加熱することもできる。また、粗バー同士を接合し、仕上げ圧延を連続的に行う、いわゆる連続圧延プロセスを適用できる。また、圧延荷重の低減や形状・材質の均一化のために、仕上げ圧延の全パス又は一部のパスで摩擦係数が０．１０～０．２５となる潤滑圧延を行うことが好ましい。
　巻取り後の鋼板は、スケールを酸洗などにより除去してもよい。酸洗後、上記の条件で
冷間圧延、焼鈍、亜鉛めっきが施される。
　次に、本発明の部材及びその製造方法について説明する。
　本発明の部材は、本発明の鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施してなるものである。また、本発明の部材の製造方法は、本発明の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施す工程を有する。
　本発明の鋼板は、高強度であり、衝突特性に優れている。そのため、本発明の鋼板を用いて得た部材も、高強度であり、衝突特性に優れ、衝突変形時の部材破断が発生しにくい。したがって、本発明の部材は、自動車部品におけるエネルギー吸収部材として好適に用いることができる。
　成形加工は、プレス加工等の一般的な加工方法を制限なく用いることができる。また、溶接は、スポット溶接、アーク溶接等の一般的な溶接を制限なく用いることができる。
　本発明を、実施例を参照しながら具体的に説明する。本発明の範囲は以下の実施例に限定されない。
［実施例１］
　表１に示す成分組成の鋼を真空溶解炉により溶製し、分塊圧延して鋼スラブとした。これらの鋼スラブを加熱し、表２に示す条件で、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍、焼入れ、焼戻し、熱処理を施し、鋼板を製造した。表２に示す条件で鋼板を製造する際に、焼戻し工程後に、一部の鋼板にめっき処理を施した。電気亜鉛めっき処理では、鋼板を亜鉛溶液に浸漬しつつ通電し、めっき付着量１０～１００ｇ／ｍ２の電気亜鉛めっき層（ＥＧ）を形成させた。また、溶融亜鉛めっき処理では、鋼板をめっき浴中に浸漬し、めっき付着量１０～１００ｇ／ｍ２の溶融亜鉛めっき層（ＧＩ）を形成させた。また、合金化溶融亜鉛めっきでは、鋼板に溶融亜鉛めっき層を形成した後に合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき層（ＧＡ）を形成させた。なお、最終的な各鋼板の板厚は、１．２ｍｍであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
　得られた鋼板に、圧下率０．２％のスキンパス圧延を施した後、以下の手法に従い、フェライト（Ｆ）、ベイナイト（Ｂ）、焼戻しマルテンサイト（ＴＭ）及び残留オーステナイト（ＲＡ）の面積率をそれぞれ求めた。また、上記した手法に従い、曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工した際に、圧縮側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面において、焼戻しマルテンサイトの（板厚方向の粒径）／（板厚と直交方向の粒径）の曲げ加工前後での変化量も測定した。
　各組織の面積率は、次のように測定する。圧延方向に対して直角に切断した鋼板の板厚断面を研磨後、３体積％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で１５００倍の倍率で３視野撮影し、得られた画像データからＭｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて各組織の面積率を求める。３視野の面積率の平均値を各組織の面積率とする。上記画像データにおいて、フェライトは黒色、ベイナイトは島状の残留オーステナイトを含む黒色あるいは方位の揃った炭化物を含む灰色、焼戻しマルテンサイトは微細な方位の揃っていない炭化物を含む明灰色、残留オーステナイトは白色として区別できる。なお、表３には示していないが、残部組織は、フェライト（Ｆ）、ベイナイト（Ｂ）、焼戻しマルテンサイト（ＴＭ）及び残留オーステナイト（ＲＡ）の合計面積率を１００％から引くことによって求められ、これら残部組織はパーライト及び／またはセメンタイトであると判断した。
　また、Ｘ線回折強度を測定して残留オーステナイトの体積率を求め、当該体積率を残留オーステナイトの面積率とみなした。残留オーステナイトの体積率とは、板厚１／４面におけるｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）、（２２０）面のＸ線回折積分強度に対するｆｃｃ鉄の（２００）、（２２０）、（３１１）面のＸ線回折積分強度の割合である。
　焼戻しマルテンサイトの板厚方向の粒径と、焼戻しマルテンサイトの板厚と直交方向の粒径は、次のように測定した。鋼板を圧延方向に切断した板厚断面を研磨後、圧縮側の曲げ頂点部の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で３０００倍の倍率で３視野撮影した。得られた画像データからＭｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて、焼戻しマルテンサイトの板厚方向の粒径（板厚方向の長さ）と、焼戻しマルテンサイトの板厚と直交方向の粒径（板厚と直交方向の長さ）を求めた。３視野分の粒径を平均することで、それぞれの粒径を算出する。この測定は、９０°曲げ加工を施す前と、９０°曲げ加工を施す後で、それぞれ行った。
　また、以下の試験方法にしたがい、引張特性及び衝突特性を求めた。結果は表３に示す。
　＜引張試験＞
　得られた各鋼板から圧延方向に対して直角方向にＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ　Ｚ２２０１）を採取し、歪速度を１０－３／ｓとするＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）を求めた。なお、ＴＳが９８０ＭＰａ以上を合格とした。
　＜曲げ－直交曲げ試験＞
　得られた鋼板に対して、曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工（一次曲げ加工）を施し、試験片を準備した。９０°曲げ加工（一次曲げ加工）では、図２に示すように、Ｖ溝を有するダイＡ１の上に載せた鋼板に対して、パンチＢ１を押し込んで試験片Ｔ１を得た。次に、図３に示すように、支持ロールＡ２の上に載せた試験片Ｔ１に対して、曲げ方向が圧延直角方向となるようにして、パンチＢ２を押し込んで直交曲げ（二次曲げ加工）を施した。図２及び図３において、Ｄ１は幅（Ｃ）方向、Ｄ２は圧延（Ｌ）方向を示している。
　鋼板に対して９０°曲げ加工（一次曲げ加工）を施した試験片Ｔ１を図４に示す。また、試験片Ｔ１に対して直交曲げ（二次曲げ加工）を施した試験片Ｔ２を図５に示す。図５の試験片Ｔ２に破線で示した位置は、直交曲げを行う前の図４の試験片Ｔ１に破線で示した位置に対応している。
　直交曲げの条件は、以下のとおりである。
［直交曲げ条件］
試験方法：ロール支持、パンチ押し込み
ロール径：φ３０ｍｍ
パンチ先端Ｒ：０．４ｍｍ
ロール間距離：（板厚×２）＋０．５ｍｍ
ストローク速度：２０ｍｍ／ｍｉｎ
試験片サイズ：６０ｍｍ×６０ｍｍ
曲げ方向：圧延直角方向
　上記直交曲げを施した際に得られるストローク－荷重曲線において、荷重最大時のストロークを求めた。上記曲げ－直交曲げ試験を３回実施した際の当該荷重最大時のストロークの平均値をΔＳとした。ΔＳが２７ｍｍ以上で耐破断特性が良好と評価した。
　＜軸圧壊試験＞
　軸圧壊試験では板厚の影響を考慮し、全て板厚１．２ｍｍの鋼板で実施した。上記製造工程で得られた鋼板を切り出し、パンチ肩半径が５．０ｍｍであり、ダイ肩半径が５．０ｍｍである金型を用いて、深さ４０ｍｍとなるように成形加工（曲げ加工）して、図６及び図７に示すハット型部材１０を作製した。また、ハット型部材の素材として用いた鋼板を、２００ｍｍ×８０ｍｍの大きさに別途切り出した。次に、その切り出した後の鋼板２０と、ハット型部材１０とをスポット溶接し、図６及び図７に示すような試験用部材３０を作製した。図６は、ハット型部材１０と鋼板２０とをスポット溶接して作製した試験用部材３０の正面図である。図７は、試験用部材３０の斜視図である。スポット溶接部４０の位置は、図７に示すように、鋼板の端部と溶接部が１０ｍｍ、溶接部間が４５ｍｍの間隔となるようにした。次に、図８に示すように、試験用部材３０を地板５０とＴＩＧ溶接により接合して軸圧壊試験用サンプルを作製した。次に、作製した軸圧壊試験用サンプルにインパクター６０を衝突速度１０ｍ／ｓで等速衝突させ、軸圧壊試験用のサンプルを１００ｍｍ圧壊した。図８に示すように、圧壊方向Ｄ３は、試験用部材３０の長手方向と平行な方向とした。圧壊時のストローク－荷重のグラフにおける、ストローク０～１００ｍｍの範囲における面積を求め、３回試験を行った際の当該面積の平均値を吸収エネルギー（Ｆａｖｅ）とした。Ｆａｖｅが４００００Ｎ以上で吸収エネルギーが良好と評価した。また、耐破断特性及び吸収エネルギーの両方が良好の場合、衝突特性が良好と評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  
　発明例の鋼板は、ＴＳが９８０ＭＰａ以上であり、衝突特性に優れていた。一方、比較例の鋼板は、ＴＳが９８０ＭＰａ未満であるか、衝突特性が不良であった。
［実施例２］
　実施例１の表３のＮｏ．３（本発明例）の鋼板を、プレス加工により成形加工して、本発明例の部材を製造した。さらに、実施例１の表３のＮｏ．３の鋼板と、実施例１の表３のＮｏ．９（本発明例）の鋼板とをスポット溶接により接合し、本発明例の部材を製造した。本発明の鋼板を用いて製造した本発明例の部材は、衝突特性に優れており、高強度であり、実施例１の表３のＮｏ．３（本発明例）の鋼板の成形加工により製造した部材、および実施例１の表３のＮｏ．３の鋼板と、実施例１の表３のＮｏ．９（本発明例）の鋼板とをスポット溶接して製造した部材のすべてにおいて、自動車用骨格部品等に好適に用いることができることを確認できた。
［実施例３］
　実施例１の表３のＮｏ．１（本発明例）の亜鉛めっき鋼板を、プレス加工により成形加工して、本発明例の部材を製造した。さらに、実施例１の表３のＮｏ．１の亜鉛めっき鋼板と、実施例１の表３のＮｏ．４（本発明例）の亜鉛めっき鋼板とをスポット溶接により接合し、本発明例の部材を製造した。本発明の鋼板を用いて製造した本発明例の部材は、衝突特性に優れており、高強度であり、実施例１の表３のＮｏ．１（本発明例）の鋼板の成形加工により製造した部材、および実施例１の表３のＮｏ．１の鋼板と、実施例１の表３のＮｏ．４（本発明例）の鋼板とをスポット溶接して製造した部材のすべてにおいて、自動車用骨格部品等に好適に用いることができることを確認できた。
　１０　　ハット型部材
　２０　　鋼板
　３０　　試験用部材
　４０　　スポット溶接部
　５０　　地板
　６０　　インパクター
　Ａ１　　ダイ
　Ａ２　　支持ロール
　Ｂ１　　パンチ
　Ｂ２　　パンチ
　Ｄ１　　幅（Ｃ）方向
　Ｄ２　　圧延（Ｌ）方向
　Ｄ３　　圧壊方向
　Ｔ１　　試験片
　Ｔ２　　試験片
　Ｘ０　　角部
　ＸＡ　　曲げ加工後の焼戻しマルテンサイトの粒径の測定位置（測定領域）
　本発明によれば、ＴＳが９８０ＭＰａ以上であり、衝突特性に優れた鋼板を得ることができる。本発明の鋼板により得られた部材を自動車用部品として使用すれば、自動車の軽量化に寄与し、自動車車体の高性能化に大きく寄与することができる。

 

Claims (8)

  1. 　炭素当量Ｃｅｑが０．６０％以上０．８５％未満を満たす成分組成と、
    　面積率で、フェライト：４０％未満、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計：４０％以上、残留オーステナイト：３～１５％、フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト及び残留オーステナイトの合計：９３％以上である鋼組織を有し、
    　曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工した際に、圧縮側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面において、焼戻しマルテンサイトの（板厚方向の粒径）／（板厚と直交方向の粒径）の曲げ加工前後での変化量が０．４０以上であり、
    　引張強度が９８０ＭＰａ以上である鋼板。
  2. 　前記成分組成は、質量％で、
    　Ｃ：０．０７～０．２０％、
    　Ｓｉ：０．１～２．０％、
    　Ｍｎ：２．０～３．５％、
    　Ｐ：０．０５％以下、
    　Ｓ：０．０５％以下、
    　Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１％、及び
    　Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    　Ｃｒ：１．０％以下、
    　Ｍｏ：０．５％以下、
    　Ｖ：０．５％以下、
    　Ｔｉ：０．５％以下、
    　Ｎｂ：０．５％以下、
    　Ｂ：０．００５％以下、
    　Ｎｉ：１．０％以下、
    　Ｃｕ：１．０％以下、
    　Ｓｂ：１．０％以下、
    　Ｓｎ：１．０％以下、
    　Ｃａ：０．００５％以下、及び
    　ＲＥＭ：０．００５％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する請求項２に記載の鋼板。
  4. 　鋼板の表面に、電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層、又は合金化溶融亜鉛めっき層を有する請求項１から請求項３までのいずれか一項に記載の鋼板。
  5. 　請求項１から請求項４までのいずれか一項に記載の鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施してなる部材。
  6. 　炭素当量Ｃｅｑが０．６０％以上０．８５％未満を満たし、かつ請求項２又は請求項３に記載の成分組成を有する鋼スラブを、仕上げ圧延温度を８５０～９５０℃として熱間圧延を施し、６００℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程後の熱延鋼板を２０％超えの圧下率で冷間圧延する冷間圧延工程と、
    　前記冷間圧延工程後の冷延鋼板を７５０℃以上の焼鈍温度まで加熱し、３０秒以上保持する焼鈍工程と、
    　前記焼鈍温度からマルテンサイト変態開始温度Ｍｓまでの温度域を平均冷却速度２０℃／ｓ以上で冷却した後、前記マルテンサイト変態開始温度Ｍｓから冷却停止温度：（Ｍｓ－２５０℃）～（Ｍｓ－５０℃）までを平均冷却速度２～１５℃／ｓで冷却する焼入れ工程と、
    　３００～５００℃の温度域で２０秒以上保持する焼戻し工程と、
    　前記焼戻し工程後に、１００～３００℃の温度域で２０秒以上保持する熱処理工程と、を有する鋼板の製造方法。
  7. 　前記焼戻し工程後、かつ前記熱処理工程前に、鋼板の表面に、電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、又は合金化溶融亜鉛めっきを施すめっき工程を有する請求項６に記載の鋼板の製造方法。
  8. 　請求項６又は請求項７に記載の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施す工程を有する部材の製造方法。
     

     
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