WO2023188505A1 - 鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法 - Google Patents

鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法 Download PDF

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WO2023188505A1
WO2023188505A1 PCT/JP2022/040835 JP2022040835W WO2023188505A1 WO 2023188505 A1 WO2023188505 A1 WO 2023188505A1 JP 2022040835 W JP2022040835 W JP 2022040835W WO 2023188505 A1 WO2023188505 A1 WO 2023188505A1
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WO
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less
steel plate
section
tempering
area ratio
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PCT/JP2022/040835
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English (en)
French (fr)
Inventor
真平 吉岡
英之 木村
佑馬 本田
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
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    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to steel plates and members, and methods of manufacturing them.
  • Patent Document 1 describes "In mass %, C: 0.15-0.30%, Si: 1.0-3.0%, Mn: 0.1 to 5.0%, P: 0.1% or less (including 0%), S: 0.010% or less (including 0%), N: 0.01% or less, Al: 0.001-0.10%, , with the remainder consisting of iron and unavoidable impurities, Martensite is contained in an area ratio of 95% or more, while retained austenite and ferrite are contained in a total area ratio of less than 5% (including 0%), Further, the average size of carbides is 60 nm or less in equivalent circle diameter, the number density of carbides with a circle equivalent diameter of 25 nm or more is 0 per 1 mm2, yield strength is 1180 MPa or more, and tensile strength is High strength cold rolled steel sheet with excellent bendability of 1470MPa or more. ” is disclosed.
  • Patent Document 2 "In mass %, C: 0.15-0.35%, Si: 0.5-3.0%, Mn: 0.5-1.5%, Al: 0.001-0.10% each includes The remainder consists of iron and unavoidable impurities, Among the inevitable impurities, P, S, and N are P: 0.1% or less, S: 0.01% or less, N: has a component composition limited to 0.01% or less, Area ratio to total tissue, Martensite: 90% or more, Has a structure consisting of retained austenite: 0.5% or more, A region in which the local Mn concentration is 1.2 times or more the Mn content of the entire steel sheet exists in an area ratio of 1% or more, An ultra-high strength steel plate with excellent yield ratio and workability, characterized by having a tensile strength of 1470 MPa or more, a yield ratio of 0.75 or more, and a total elongation of 10% or more. ” is disclosed.
  • Patent No. 6017341 Japanese Patent Application Publication No. 2016-148098
  • high-strength steel sheets especially steel sheets with a tensile strength (hereinafter also referred to as TS) of 1310 MPa or higher, martensite and bainite (which tend to have higher strength compared to ferrite and pearlite) are used as the main materials. It is considered effective to establish an organization.
  • a high-strength steel plate having a structure mainly composed of martensite or bainite has poorer ductility than a composite structure steel plate containing a soft structure such as ferrite or pearlite.
  • the present invention was developed in view of the above-mentioned current situation, and an object of the present invention is to provide a steel plate that simultaneously achieves a strength of TS: 1310 MPa or more and excellent formability, together with an advantageous manufacturing method. do. Another object of the present invention is to provide a member made of the above-mentioned steel plate, and a method for manufacturing the same.
  • Steel sheets having a structure mainly composed of martensite or bainite generally have a high yield ratio, which is the ratio of yield strength to tensile strength, and therefore have a low n value, which is a work hardening index.
  • n value which is a work hardening index.
  • methods for quantifying the dispersion interval of carbides include number density and the like.
  • the inventors investigated the correlation between the number density of carbides and formability, but these correlations were low. Although the reason for this is not necessarily clear, the inventors believe that in addition to the movement of dislocations, there is also an effect due to the size of carbides, and this point is not sufficiently reflected in the number density.
  • the inventors also investigated the correlation between the dispersion interval of carbides (hereinafter also referred to as calculated dispersion interval) calculated from the average size and area ratio of carbides and formability. However, these correlations were also low.
  • ⁇ pi
  • f area ratio of the carbide [%]
  • d 1 average value of the equivalent circle diameter of the carbide [nm]
  • d 2 average value of the square of the equivalent circle diameter of the carbide [nm 2 ]
  • d 3 average value of the cube of the equivalent circle diameter of the carbide [nm 3 ]
  • the manufacturing conditions, especially the tempering process are divided into two sections, and in each section, It is important to individually and appropriately control the tempering parameters calculated from residence time and intermediate temperature.
  • the inventors believe that by individually and appropriately controlling the tempering parameters calculated from the residence time and intermediate temperature of each section, the tempering conditions will change midway through, which will cause non-uniformity of carbides. thinking.
  • the present invention was completed based on the above findings and further studies.
  • the gist of the present invention is as follows. 1. In mass%, C: 0.12% or more and 0.40% or less, Si: 1.50% or less, Mn: 0.20% or more and 3.50% or less, P: 0.050% or less, S: 0.0100% or less, sol.
  • the total area ratio of martensite and bainite is 95% or more and 100% or less,
  • the area ratio of carbides present in the grains of the martensite and the bainite is 5% or more and 25% or less,
  • the area ratio of the region where the KAM value (Kernel Average Misorientation value) is 1° or less is 70% or more, and The following formula (1) is satisfied for the dispersion interval of the carbide, A steel plate having a tensile strength of 1310 MPa or more.
  • ⁇ pi
  • f area ratio of the carbide [%]
  • d 1 average value of the equivalent circle diameter of the carbide [nm]
  • d 2 average value of the square of the equivalent circle diameter of the carbide [nm 2 ]
  • d 3 average value of the cube of the equivalent circle diameter of the carbide [nm 3 ]
  • the steel sheet according to 1, wherein the component composition further contains at least one of the following groups A and B in mass %.
  • groups A and B Cu: 1.00% or less, Ni: 1.00% or less, Mo: 0.50% or less, Cr: 1.00% or less, Zr: 0.100% or less, Ca: 0.0100% or less, Ti: 0.100% or less, Nb: 0.100% or less, B: 0.0100% or less, V: 0.200% or less, W: 0.200% or less, Sb: 0.100% or less, One or more types selected from Sn: 0.100% or less and Mg: 0.0100% or less
  • group B One or two selected from Se, As, Pb, Bi, Zn, Cs, Rb, Co, La, Tl, Nd, Y, In, Be, Hf, Tc, Ta, O, La, Ce, and Pr. More than: 0.02% or less in total
  • a first cooling step in which the steel plate is cooled at an average cooling rate of 10° C./second or less in a temperature range from the annealing temperature to the second cooling start temperature;
  • the steel plate is cooled to a cooling stop temperature of 50°C or less, with the second cooling start temperature: 680°C or more, and the average cooling rate in the temperature range from the second cooling start temperature to 50°C: 30°C/second or more.
  • the first section and the second section of the tempering process are divided into two equal parts of the time period in the temperature range of 100 ° C or higher in the tempering process, and the first half is the first section of the tempering process and the second half is the second section of the tempering process. This is what I did.
  • a method for manufacturing a member comprising the step of subjecting the steel plate according to any one of 1 to 3 above to at least one of forming and bonding to produce a member.
  • a steel plate can be obtained that simultaneously achieves a strength of TS: 1310 MPa or more and excellent formability. Furthermore, due to the above characteristics, the steel sheet of the present invention can be applied to parts with more complicated shapes by cold pressing, which is more advantageous in terms of cost and productivity, and improves the strength of parts. It can contribute to improvement and weight reduction.
  • the steel sheet of the present invention is suitable as a steel sheet for cold pressing that is applied to automobiles, home appliances, etc. through cold pressing.
  • C 0.12% or more and 0.40% or less C increases the strength of martensite and bainite, and is included from the viewpoint of ensuring a strength of TS: 1310 MPa or more.
  • the C content is set to 0.12% or more.
  • the C content is preferably 0.18% or more.
  • the C content is more preferably 0.24% or more.
  • the C content is set to 0.40% or less.
  • the C content is preferably 0.36% or less, more preferably 0.32% or less.
  • Si 1.50% or less Si can be added as a strengthening element through solid solution strengthening.
  • the lower limit of the Si content is not particularly limited, and may be 0%. However, from the viewpoint of obtaining the above effects, the Si content is preferably 0.02% or more. The Si content is more preferably 0.10% or more. On the other hand, when the Si content exceeds 1.50%, the effect is saturated. Further, deformation resistance during hot rolling increases, which is undesirable. Therefore, the Si content is set to 1.50% or less.
  • the Si content is preferably 1.20% or less, more preferably 1.00% or less, even more preferably 0.80% or less.
  • Mn 0.20% or more and 3.50% or less
  • Mn is an element that improves the hardenability of steel, and is included to ensure martensite.
  • the Mn content is set to 0.20% or more from the viewpoint of ensuring martensite in an industrially stable manner.
  • the Mn content is preferably 0.80% or more.
  • the Mn content is set to 3.50% or less.
  • the Mn content is preferably 3.00% or less, more preferably 2.50% or less, even more preferably 2.00% or less.
  • P 0.050% or less
  • P is an element that strengthens steel, but when its content is large, spot weldability deteriorates. Furthermore, the segregation of P deteriorates the formability. Therefore, the P content is set to 0.050% or less. From the above viewpoint, the P content is preferably 0.020% or less. Note that the lower limit of the P content is not particularly limited. However, reducing the P content to less than 0.002% requires a great deal of cost. Therefore, from the viewpoint of cost, the P content is preferably 0.002% or more.
  • the S content is set to 0.0100% or less. From the above viewpoint, the S content is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0020% or less. Note that the lower limit of the S content is not particularly limited. However, reducing the S content to less than 0.0002% requires a great deal of cost. Therefore, from the viewpoint of cost, the S content is preferably 0.0002% or more.
  • sol. Al 1.00% or less Al can be included in order to perform sufficient deoxidation and reduce inclusions in the steel.
  • the lower limit of the Al content is not particularly limited and may be 0%. However, from the viewpoint of stably deoxidizing, sol.
  • the Al content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.01% or more.
  • the Al content is preferably 0.80% or less, more preferably 0.50% or less.
  • N 0.010% or less N forms coarse nitrides and deteriorates formability. Therefore, N should be 0.010% or less.
  • the N content is preferably 0.0080% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited and may be 0%. However, from the viewpoint of industrial implementation, the N content is preferably 0.0005% or more.
  • the basic components of the steel sheet according to one embodiment of the present invention have been described above.
  • the steel sheet according to one embodiment of the present invention contains the above basic components, and the remainder other than the above basic components is Fe (iron) and inevitable impurities. It has a component composition including.
  • the steel plate according to one embodiment of the present invention has a composition containing the above-mentioned basic components, with the remainder consisting of Fe and unavoidable impurities.
  • the steel plate according to one embodiment of the present invention may contain one or more selected from the following optional additive components.
  • Cu 1.00% or less
  • Ni 1.00% or less
  • Mo 0.50% or less
  • Cr 1.00% or less
  • Zr 0.100% or less
  • Ca 0.0100% or less
  • Ti 0.100% or less
  • Nb 0.100% or less
  • B 0.0100% or less
  • V 0.200% or less
  • W 0.200% or less
  • Sb 0.100% or less
  • Sn 0.100% or less
  • Mg 0.0100% or less
  • Cu 1.00% or less
  • Cu is an element that improves corrosion resistance.
  • Cu also has the effect of coating the surface of the steel plate with corrosion products, suppressing hydrogen penetration into the steel plate, and improving delayed fracture resistance.
  • the Cu content is preferably more than 0%, more preferably 0.01% or more.
  • the Cu content is more preferably 0.05% or more.
  • too much Cu content causes surface defects. Therefore, when Cu is contained, the content is preferably 1.00% or less.
  • Ni 1.00% or less
  • Ni is also an element that improves corrosion resistance.
  • the Ni content is preferably more than 0%, more preferably 0.01% or more.
  • the content is preferably 1.00% or less.
  • Mo 0.50% or less Mo can be contained for the purpose of improving the hardenability of steel and stably ensuring a predetermined strength. From the viewpoint of obtaining the above effects, the Mo content is preferably more than 0%, more preferably 0.001% or more, and still more preferably 0.005% or more. However, when the Mo content exceeds 0.50%, chemical conversion treatment properties deteriorate. Therefore, when Mo is contained, the content is preferably 0.50% or less.
  • Cr 1.00% or less Cr can be contained for the purpose of improving the hardenability of steel. From the viewpoint of obtaining the above effects, the Cr content is preferably more than 0%, more preferably 0.001% or more. However, when the Cr content exceeds 1.00%, chemical conversion treatment properties deteriorate. Therefore, when Cr is contained, the content is preferably 1.00% or less. Note that from the viewpoint of preventing deterioration of chemical conversion treatment properties, the Cr content is more preferably 0.20% or less.
  • Zr 0.100% or less Zr contributes to high strength through the refinement of the prior ⁇ grain size and the resulting refinement of the internal structure of martensite. From this viewpoint, the Zr content is preferably more than 0%, more preferably 0.001% or more. However, when Zr is contained excessively, coarse Zr-based precipitates increase, leading to deterioration of delayed fracture resistance. Therefore, when Zr is contained, the content is preferably 0.100% or less.
  • Ca 0.0100% or less
  • Ca has the effect of fixing S as CaS and improving delayed fracture resistance.
  • the Ca content is preferably more than 0%, more preferably 0.0001% or more.
  • the content is preferably 0.0100% or less.
  • the Ca content is more preferably 0.0050% or less.
  • Ti 0.100% or less Ti forms TiN prior to forming BN. Thereby, solid solution B is ensured, and the effect of stabilizing hardenability is obtained. From the viewpoint of obtaining such effects, the Ti content is preferably more than 0%, more preferably 0.002% or more. On the other hand, when Ti is contained excessively, a large amount of coarse inclusions such as TiN and TiC are generated, which deteriorates delayed fracture resistance. Therefore, the Ti content is set to 0.100% or less. The Ti content is preferably 0.060% or less, more preferably 0.055% or less.
  • Nb 0.100% or less Nb contributes to high strength through refining the prior ⁇ grain size and thereby refining the internal structure of martensite.
  • the Nb content is preferably more than 0%, more preferably 0.002% or more.
  • the content is preferably 0.100% or less.
  • B 0.0100% or less
  • B is an element that improves the hardenability of steel, and has the advantage of increasing the amount of martensite produced even with a small Mn content.
  • the B content is preferably greater than 0%, more preferably 0.0002% or more, and even more preferably 0.0005% or more.
  • the B content is set to 0.0100% or less.
  • V 0.200% or less
  • V can be contained for the purpose of improving the hardenability of steel and increasing the strength by refining martensite. From the viewpoint of obtaining such effects, the V content is preferably more than 0%, more preferably 0.001% or more. However, when the V content exceeds 0.200%, castability deteriorates. Therefore, when V is contained, the content is preferably 0.200% or less.
  • W 0.200% or less W contributes to high strength through the formation of fine W-based carbides and carbonitrides. From this point of view, the W content is preferably more than 0%, more preferably 0.001% or more. However, when W is contained excessively, coarse precipitates that remain undissolved during slab heating in the hot rolling process increase, leading to deterioration of delayed fracture resistance. Therefore, when W is contained, the content is preferably 0.200% or less.
  • Sb 0.100% or less Sb suppresses oxidation and nitridation in the surface layer of the steel sheet, thereby suppressing reduction of C and B. By suppressing the reduction of C and B, ferrite formation in the surface layer of the steel sheet is suppressed, contributing to higher strength.
  • the Sb content is preferably more than 0%, more preferably 0.001% or more.
  • the content is preferably 0.100% or less.
  • Sn 0.100% or less Sn suppresses oxidation and nitridation in the surface layer of the steel sheet, thereby suppressing reduction of C and B. By suppressing the reduction of C and B, ferrite formation in the surface layer of the steel sheet is suppressed, contributing to increased strength and further improved delayed fracture resistance.
  • the Sn content is preferably more than 0%, more preferably 0.001% or more.
  • the Sn content exceeds 0.100%, castability deteriorates.
  • Sn segregates at prior ⁇ grain boundaries, leading to deterioration of delayed fracture resistance. Therefore, when Sn is contained, the content is preferably 0.100% or less.
  • Mg 0.0100% or less Mg fixes O as MgO and improves delayed fracture resistance. From this point of view, the Mg content is preferably greater than 0%, more preferably 0.0001% or more. However, excessive Mg content causes deterioration of surface quality and delayed fracture resistance. Therefore, when Mg is contained, the content is preferably 0.0100% or less.
  • the structure of the steel plate according to one embodiment of the present invention is The total area ratio of martensite and bainite is 95% or more and 100% or less, The area ratio of carbides present in the grains of the martensite and the bainite is 5% or more and 25% or less, The area ratio of the region where the KAM value (Kernel Average Misorientation value) is 1° or less is 70% or more, and The structure satisfies the above formula (1) regarding the dispersion interval of the carbide. The reasons for each limitation will be explained below. Note that the area ratio is the area ratio for the entire tissue.
  • Total area ratio of martensite and bainite 95% or more and 100% or less
  • the total area ratio of martensite and bainite is 95% or more.
  • the total area ratio of martensite and bainite is less than 95%, residual structures such as ferrite, retained austenite, and pearlite increase, making it difficult to obtain a predetermined strength.
  • the tempering temperature is lowered, toughness decreases and formability deteriorates.
  • the method of increasing the amount of C may deteriorate weldability. Therefore, the total area ratio of martensite and bainite is 95% or more. Note that the upper limit of the total area ratio of martensite and bainite is not particularly limited, and may be 100%.
  • Area ratio of remainder 5% or less Structures constituting the remainder other than martensite and bainite may reduce strength. Therefore, the area ratio of the remaining portion is set to 5% or less.
  • the lower limit of the area ratio of the remainder is not particularly limited, and the area ratio of the remainder may be 0%. Note that structures constituting the remainder other than martensite and bainite include ferrite, retained austenite, and pearlite.
  • the total area ratio of martensite and bainite is measured as follows. That is, after polishing the L cross section (vertical cross section parallel to the rolling direction) of the steel plate, it was corroded with nital, and the L cross section of the steel plate was observed with SEM at 1/4 the thickness of the steel plate in 4 fields at 2000x magnification. do. Next, the photographed tissue photograph is image analyzed. Both martensite and bainite are gray contrasting regions. Martensite and bainite may contain inclusions such as carbides, nitrides, sulfides, and oxides, but the area occupied by these inclusions shall be included in the area of martensite and bainite. do.
  • the area exhibiting the gray contrast described above may contain retained austenite
  • the area ratio of retained austenite is subtracted from the area ratio of the area exhibiting the gray contrast using the method described below. , calculate the total area ratio of martensite and bainite.
  • martensite and bainite are mainly composed of so-called tempered martensite and tempered bainite that have been tempered during the manufacturing process.
  • the tempered martensite and tempered bainite also include martensite and bainite that have undergone self-tempering during continuous cooling.
  • some of the martensite may contain less than 5% area ratio of so-called fresh martensite, which has not undergone tempering (also in the invention examples of the examples described later), The area ratio of fresh martensite was 5% or less in all cases).
  • Tempered martensite usually contains white contrasting carbides inside. On the other hand, in fresh martensite, no carbide is observed inside.
  • ferrite is a region that exhibits a black contrast.
  • Pearlite is a layered structure of ferrite and plate-shaped white contrasting cementite.
  • martensite and bainite can basically be distinguished from the contrast difference in the above-mentioned SEM microstructure photographs. However, if it is difficult to distinguish between the two, it is possible to do so by observing the position and variant of the carbide contained inside using an SEM at a magnification of 10,000 times. That is, in bainite, carbides are generated at the interface of the lath-like structure or within the lath. Moreover, since the crystal orientation relationship between bainitic ferrite and cementite is one type, the generated carbide extends in one direction. On the other hand, in tempered martensite, which mainly constitutes martensite, carbides are generated within the lath.
  • the generated carbide extends in multiple directions. Therefore, it is possible to distinguish between tempered martensite and bainite by observing the position and variant of carbides contained inside using SEM at a magnification of 10,000 times.
  • the total area of the four fields of view of the region exhibiting the gray contrast is calculated, and a value is obtained by dividing the total area by the total area of the four fields of view and multiplying by 100. Then, the area ratio of retained austenite measured by the method described later is subtracted from the obtained value, and the value is taken as the total area ratio of martensite and bainite. However, among the regions exhibiting a gray contrast, island-like regions having an area of less than 1 ⁇ m 2 are excluded to calculate the total area ratio of martensite and bainite.
  • the area ratio of retained austenite is measured as follows. That is, a steel plate is chemically polished with oxalic acid to a depth of 200 ⁇ m from its surface. Then, using the chemically polished surface as an observation surface, observation is performed using an X-ray diffraction method. MoK ⁇ rays were used for the incident X-rays, and the diffraction intensity of the (200), (211) and (220) planes of BCC iron was compared with the (200), (220) and (311) planes of FCC iron (austenite). Find the ratio of the diffraction intensities. Next, the volume fraction of retained austenite is calculated from the ratio of the diffraction intensities of each surface. Then, assuming that the retained austenite is three-dimensionally homogeneous, the volume fraction of the retained austenite is defined as the area fraction of the retained austenite.
  • Area ratio of carbides present in the grains of martensite and bainite 5% to 25%
  • Carbides present in the grains of martensite and bainite (hereinafter also simply referred to as carbides) inhibit the movement of dislocations during deformation of the steel sheet. inhibit and improve work hardening properties.
  • the area ratio of carbides is less than 5%, the above effects are insufficient and excellent moldability cannot be obtained.
  • the area ratio of carbides exceeds 25%, it becomes difficult to secure a predetermined strength. Therefore, the area ratio of carbides is set to 5% or more and 25% or less.
  • the area ratio of carbide is preferably 10% or more.
  • the area ratio of carbides is preferably 20% or less.
  • KAM value is 1° or less: 70% or more KAM value is the difference between a certain measurement point (pixel) and all adjacent measurement points (pixels) by electron backscatter diffraction (EBSD). This is the average value of the orientation difference.
  • the higher the KAM value the greater the amount of strain inherent in the steel plate. From the viewpoint of ensuring dimensional accuracy during molding into automobile parts, the plate shape is required to be good. Therefore, a shape correction process may be performed after the tempering process. In the shape straightening process, strain is applied to the steel plate by rolling or bending. However, if the applied strain amount becomes too large, the ductility of the steel sheet will be impaired and excellent formability will not be obtained.
  • the area ratio of the region where the KAM value is 1° or less is set to 70% or more.
  • the area ratio of the region where the KAM value is 1° or less is more preferably 80% or more.
  • the upper limit of the area ratio of the region where the KAM value is 1° or less is not particularly limited, and may be 100%.
  • the area ratio of the region where the KAM value is 1° or less is more preferably 95% or less. Note that in order to control the KAM value, it is important to appropriately control the conditions of the shape correction process, which will be described later.
  • the area ratio of the region where the KAM value is 1° or less is measured as follows. That is, after polishing the L cross section (vertical cross section parallel to the rolling direction) of the steel plate, it is finished polished with colloidal silica. Next, a region of 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m at a position of 1/4 of the thickness of the L cross section of the steel plate is analyzed by backscattered electron diffraction (EBSD). The step size is 0.1 ⁇ m. Next, we used the analysis software OIM Analysis Ver. manufactured by TSL Solutions. 7 to find the KAM value of each measurement point.
  • EBSD backscattered electron diffraction
  • Carbide dispersion interval satisfies the following formula (1).
  • the dispersion interval of carbides taking into account the non-uniformity of carbides in an actual structure, can be expressed by the median value of the following equation (1).
  • TS carbide dispersion interval
  • the dispersion interval is less than 20 nm, the movement of dislocations is excessively inhibited during deformation of the steel sheet, and excellent formability cannot be obtained.
  • the dispersion interval is set to 20 to 80 nm.
  • the dispersion interval is preferably 30 nm or more. Further, the dispersion interval is preferably 70 nm or less.
  • ⁇ pi
  • f area ratio of the carbide [%]
  • d1 average value of the equivalent circle diameter of the carbide (arithmetic mean value of the equivalent circle diameter of each carbide) [nm]
  • d 2 average value of the square of the equivalent circle diameter of the carbide (arithmetic mean value of the square of the equivalent circle diameter of each carbide) [nm 2 ]
  • d3 average value of the cube of the equivalent circle diameter of the carbide (arithmetic mean value of the cube of the circle equivalent diameter of each carbide) [ nm3 ], It is.
  • the measurement of the area ratio of carbide and the calculation of the dispersion interval are performed as follows. That is, after polishing the L cross section (vertical cross section parallel to the rolling direction) of the steel plate, it is corroded with nital. Next, the L cross section of the steel plate is observed by SEM at a position of 1/4 of the thickness of the steel plate, and an in-lens SE image is obtained. In addition, in-lens SE images are affected by the work function of the material surface and changes in surface potential due to local electrification, and provide images that are sensitive to differences in materials, so the boundary between the base iron and carbide is clearly visible. You can check it.
  • the acceleration voltage 1 kV
  • the working distance 4 mm
  • the magnification 15,000 times.
  • the obtained in-lens SE image is analyzed by ImageJ and binarized into carbide and base metal.
  • the total area ratio of carbides is calculated using a particle analysis function, and this value is set as the area ratio f of carbides.
  • the equivalent circle diameter of each carbide is calculated, and d 1 , d 2 and d 3 are calculated based on the equivalent circle diameter of each carbide.
  • the median value of the above formula (1) is calculated and used as the carbide dispersion interval.
  • the circle-equivalent diameter of each carbide is calculated by the following formula.
  • the martensite region contains prior ⁇ grain boundaries, packet boundaries, and block boundaries, and carbides may precipitate in the form of a film on these grain boundaries and boundaries. It is not included in the carbides present in the grains.
  • the steel plate according to one embodiment of the present invention is characterized by excellent formability even when the TS is 1310 MPa or more. Therefore, TS is set to 1310 MPa or more.
  • TS is preferably 1470 MPa or more, more preferably 1700 MPa or more.
  • the upper limit of the TS is not particularly limited, but, for example, it may be suitable that the TS is 2500 MPa or less. Note that TS is measured by a tensile test based on JIS Z 2241. The details are as described in the examples described later.
  • the steel plate according to an embodiment of the present invention may have a plating layer on its surface (one or both surfaces).
  • the type of the plating layer is not particularly limited, and examples include a galvanized layer and a plating layer of a metal other than zinc. Further, the plating layer may contain components other than the main component such as zinc. Examples of the galvanized layer include a hot-dip galvanized layer, an alloyed hot-dip galvanized layer, and an electrogalvanized layer.
  • the thickness of the steel plate according to an embodiment of the present invention is not particularly limited, but is preferably 0.5 mm or more and 3.0 mm or less.
  • the steel plate according to one embodiment of the present invention may be a hot-rolled steel plate or a cold-rolled steel plate.
  • a member according to an embodiment of the present invention is a member made of (made of) the above-mentioned steel plate.
  • a steel plate material is subjected to at least one of forming and bonding, preferably cold pressing, to form a member.
  • the above-mentioned steel plate simultaneously realizes strength of TS: 1310 MPa or more and excellent formability.
  • the above steel sheet can be applied to parts with more complex shapes by cold pressing, which is more advantageous in terms of cost and productivity, and improves the strength of parts. and can contribute to weight reduction. Therefore, the member according to one embodiment of the present invention is particularly suitable for application to members used in automobiles, home appliances, and the like.
  • a method for manufacturing a steel plate according to an embodiment of the present invention includes: A rolling process of rolling a steel slab having the above-mentioned composition to produce a steel plate; an annealing step of annealing the steel plate at an annealing temperature of 3 points or more of A and an annealing time of 30 seconds or more; Next, a first cooling step in which the steel plate is cooled at an average cooling rate of 10° C./second or less in a temperature range from the annealing temperature to the second cooling start temperature; The steel plate is cooled to a cooling stop temperature of 50°C or less, with the second cooling start temperature: 680°C or more, and the average cooling rate in the temperature range from the second cooling start temperature to 50°C: 30°C/second or more.
  • each temperature mentioned above means the surface temperature of a steel slab and a steel plate unless otherwise specified.
  • a steel slab is rolled, for example, hot rolled, or hot rolled and cold rolled to form a steel plate.
  • the preparation method (manufacturing conditions), hot rolling conditions, and cold rolling conditions of the steel slab are not particularly limited, and may be carried out according to conventional methods.
  • the hot rolled steel sheet after hot rolling may be optionally pickled.
  • the pickling conditions are not particularly limited either, and conventional methods may be followed.
  • the cold rolled steel sheet after cold rolling may optionally be pickled.
  • the pickling conditions are not particularly limited either, and conventional methods may be followed.
  • the steel plate (hot-rolled steel plate or cold-rolled steel plate) obtained as described above is annealed at an annealing temperature of 3 points or more of A and an annealing time of 30 seconds or more.
  • Annealing temperature 3 points or more of A
  • the annealing temperature is set to A3 point or higher.
  • the annealing temperature is preferably 1000°C or less.
  • the annealing temperature is the highest temperature reached in the annealing process, and the temperature during holding during annealing may be constant or may vary as long as it is A3 points or higher.
  • the A3 points are determined by the following formula.
  • Annealing time 30 seconds or more If the annealing time is less than 30 seconds, sufficient austenite will not be generated during annealing. As a result, a predetermined total area ratio of martensite and bainite cannot be obtained in the final product, and as a result, a TS of 1310 MPa or more cannot be obtained. Therefore, the annealing time is set to 30 seconds or more. Although the upper limit of the annealing time is not particularly limited, if the annealing time exceeds a certain value, the austenite grain size may become coarse and the toughness may deteriorate. Therefore, the annealing time is preferably 900 seconds or less. Note that the annealing time is the holding time (residence time) in the temperature range of A3 points or higher.
  • Average cooling rate in the temperature range from annealing temperature to second cooling start temperature 10°C/second or less
  • Average cooling rate in the temperature range from annealing temperature to second cooling start temperature (hereinafter also referred to as first cooling rate) is 10 If it exceeds .degree. C./second, temperature variations will occur in the steel sheet before the start of secondary cooling, and the shape of the sheet after the second cooling step may not be flat. If the plate shape is not flat, problems arise such as, for example, it becomes difficult to ensure dimensional accuracy when molding into automobile parts. Therefore, the first cooling rate is set to 10° C./second or less.
  • the first cooling rate is preferably 8° C./second or less. Note that the lower limit of the first cooling rate is not particularly limited, but the first cooling rate is preferably 1° C./second or more.
  • Second cooling start temperature 680°C or higher If the second cooling start temperature is less than 680°C, excessive residual ⁇ and pearlite may be generated, and there is a risk that the desired total area ratio of martensite and bainite may not be obtained in the final product. be. Additionally, martensite and bainite may be tempered during cooling, and carbides may become excessively coarse. Therefore, the second cooling start temperature is set to 680° C. or higher. Although the upper limit of the second cooling start temperature is not particularly limited, for example, the second cooling start temperature is preferably 910° C. or lower. Further, the second cooling start temperature is preferably ⁇ 50° C. or lower than the annealing temperature.
  • Average cooling rate in the temperature range from second cooling start temperature to 50°C: 30°C/sec or more Average cooling rate in the temperature range from second cooling start temperature to 50°C (hereinafter also referred to as second cooling rate) is 30°C If it is less than 0.degree. C./sec, residual .gamma. and pearlite will be excessively produced, and there is a possibility that a predetermined total area ratio of martensite and bainite cannot be obtained in the final product. Additionally, martensite and bainite may be tempered during cooling, and carbides may become excessively coarse. Therefore, the second cooling rate is set to 30° C./second or more. The second cooling rate is preferably 50°C/second or more, more preferably 100°C/second or more. Note that the upper limit of the second cooling rate is not particularly limited, but the second cooling rate is preferably 2000° C./second or less.
  • Cooling stop temperature 50°C or less From the viewpoint of suppressing coarsening of carbides, the cooling stop temperature is set to 50°C or less. Note that the lower limit of the cooling stop temperature is not particularly limited, but the cooling stop temperature is preferably 5° C. or higher.
  • ⁇ 1 is set to 5000 or less.
  • ⁇ 1 is more preferably 4700 or less.
  • the lower limit of ⁇ 1 is not particularly limited, for example, ⁇ 1 is preferably 3500 or more.
  • ⁇ 2 is set to 3100 or more.
  • ⁇ 1 tempering parameter of the first section of the tempering process
  • ⁇ 2 tempering parameter of the second section of the tempering process
  • ⁇ 1 T1 ⁇ (logt1+20)...(5)
  • ⁇ 2 T2 ⁇ (logt2+20)...(6)
  • t1 residence time in the first section of the tempering process [s]
  • t2 residence time [s] of the second section of the tempering process
  • T2 intermediate temperature in the second section of the tempering process [°C]
  • the first section and the second section of the tempering process are divided into two equal parts of the time period in the temperature range of 100 ° C or higher in the tempering process, and the first half is the first section of the tempering process and the second half is the second section of the tempering process. This is what I did.
  • T1 and T2 measure the temperature at the middle point of the first section and the second section, and let the measured values be T1 and T2, respectively.
  • t1 and t2 are not particularly limited, and are preferably set to, for example, 200 to 700 seconds each. Further, T1 and T2 are also not particularly limited, and for example, it is preferable that T1 be 150 to 220°C and T2 be 150 to 200°C.
  • the obtained steel plate is subjected to processing to flatten the plate shape (shape correction) from the viewpoint of stabilizing the shape accuracy of press forming.
  • the processing can be carried out by, for example, skin pass rolling (temper rolling) or leveler processing, and any method may be used as long as the elongation rate can be controlled to an appropriate level.
  • the elongation rate needs to be 0.1% or more.
  • the upper limit of the elongation rate is set to 0.4%.
  • the upper limit of the elongation rate is preferably 0.3% or less.
  • Elongation rate (%) ⁇ (V0-Vi)/Vi ⁇ 100 (7) here, V0: exit side sheet passing speed of the shape correction device (m/sec), Vi: Inlet side threading speed of shape correction device (m/sec) It is.
  • the obtained steel plate may be subjected to plating treatment.
  • plating treatment By performing plating treatment, a steel plate having a plating layer on the surface can be obtained.
  • the plating method is not particularly limited, and examples thereof include hot-dip plating and electroplating.
  • a plating process may be performed in which alloying is performed after hot-dip plating.
  • the type of plating is not particularly limited, and examples thereof include zinc plating and plating of a metal other than zinc.
  • the conditions for the plating treatment are not particularly limited, and any conventional method may be followed.
  • the plating bath may contain components other than the main component such as zinc.
  • the plating process is performed after the tempering process and before the shape correction process.
  • each step after the above-mentioned annealing step may be performed by continuous annealing or batch annealing, but from the viewpoint of productivity, it is preferable to perform continuous annealing.
  • Conditions other than the above are not particularly limited and may be according to conventional methods.
  • a method for manufacturing a member according to an embodiment of the present invention preferably includes a step of subjecting the above steel plate (for example, a steel plate manufactured by the above steel plate manufacturing method) to at least one of a forming process and a joining process to form a member.
  • the method includes a step of applying cold pressing to form a member.
  • the molding method is not particularly limited, and for example, a general processing method such as press working can be used.
  • the joining method is not particularly limited, and for example, common welding such as spot welding, laser welding, arc welding, rivet joining, caulking joining, etc. can be used.
  • the molding conditions and bonding conditions are not particularly limited, and conventional methods may be followed.
  • Cold pressing conditions are not particularly limited either, and conventional methods may be followed.
  • a part of the cold rolled steel sheet (cold rolled steel sheet No. 18) was subjected to plating treatment (electrogalvanizing treatment) to provide a plating layer on the surface of the cold rolled steel sheet.
  • plating treatment electrowettizing treatment
  • the cold rolled steel sheet or the plated steel sheet was subjected to shape correction by temper rolling under the conditions shown in Table 2 to obtain a final product steel sheet (thickness: 1.2 mm).
  • No. The annealing time of No. 27 is as follows. This is the holding time at an annealing temperature of 27. Conditions other than those specified were in accordance with conventional law.
  • a tensile test was conducted in accordance with JIS Z 2241 and JIS Z 2253, and the TS and n value were measured. That is, a JIS No. 5 test piece was taken from the steel plate so that the longitudinal direction was perpendicular to the rolling direction of the steel plate. Using the sampled test piece, a tensile test was conducted at a crosshead speed of 10 mm/min, and the TS and n value were measured. The results are also listed in Table 3. Note that the evaluation criteria for TS are as follows. ⁇ TS Pass: 1310 MPa or more Fail: Less than 1310 MPa In addition, the n value was calculated for the strain amount in the range of 1% to 3%.
  • the moldability was evaluated using the n value calculated above and the 90 degree V bending test.
  • a bending test the surface of a steel plate after bending is observed and the bendability is evaluated based on the presence or absence of cracks.
  • the dispersibility of strain was evaluated. That is, during bending, a gap is created between the bending punch and the steel plate before reaching the bottom dead center, and the bending apex portion of the steel plate is bent with a smaller radius of curvature than the tip of the bending punch. This phenomenon often occurs in actual press forming, and occurs more markedly in steel sheets with lower strain dispersion.
  • FIG. 1 is an example of a SEM photograph of a plate thickness cross section of a steel plate perpendicular to a bending ridge line obtained by 90-degree V-bending. Then, r/R, which is a value obtained by dividing r by the radius of curvature R of the bending punch, was determined, and this r/R was used as an index of formability.
  • R was 4.0 mm.
  • t is the thickness of the steel plate to be evaluated
  • rt is the radius of curvature of the bending apex portion evaluated on the steel plate having the thickness t.
  • the 90-degree V-bending was performed at a molding speed of 30 mm/min and a molding load of 10 tons.
  • the reason why the moldability was evaluated as described above is to more quantitatively analyze the superiority or inferiority of the moldability.
  • the superiority or inferiority of the moldability can only be determined by the presence or absence of cracks.
  • r/R is basically an index of strain dispersion, but if there are excessive inclusions or segregation, necking or cracking will occur at the bending apex, so the value of r/R will be low. Therefore, it is possible to evaluate the effects of inclusions, segregation, etc., and this also correlates with the actual formability.
  • the plate shape is required to be good. Therefore, we cut a steel plate to a width of 1000 mm and a length of 500 mm, and placed the cut steel plate horizontally on a surface plate, and measured the height (distance from the surface of the surface plate) at the highest point on the surface plate. It was measured. Then, the value obtained by subtracting the thickness of the steel plate from the measured value was defined as the maximum warp height, and was used as an index of the plate shape.
  • both the tensile strength (TS) and formability of the invention examples passed.
  • the plate shape was also good.
  • members of various shapes obtained by performing various forming processes including cold pressing and members of various shapes obtained by performing bonding processes using the steel plate of the invention example did not crack. It had the target shape and sufficient tensile strength (TS).
  • TS tensile strength
  • the comparative example at least one of tensile strength (TS) and formability was insufficient.
  • a steel plate can be obtained that simultaneously achieves a strength of TS: 1310 MPa or more and excellent formability. Furthermore, due to the above characteristics, the steel sheet of the present invention can be applied to parts with more complicated shapes by cold pressing, which is more advantageous in terms of cost and productivity, and improves the strength of parts. It can contribute to improvement and weight reduction.

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Abstract

ＴＳ：１３１０ＭＰａ以上の強度と、優れた成形性とを同時に実現した鋼板を、提供する。所定の成分組成とし、マルテンサイトおよびベイナイトを主体とする複合組織とし、マルテンサイトおよびベイナイトの粒内に存在する炭化物を５％以上２５％以下とし、かつ、炭化物の分散間隔について式（１）を満足させる。

Description

鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
　本発明は、鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法に関する。
　近年、自動車の車体軽量化ニーズの更なる高まりから、車体骨格部品への高強度鋼板の適用が進みつつある。
　このような高強度鋼板として、例えば、特許文献１には、
「質量％で、
  Ｃ：０．１５～０．３０％、
  Ｓｉ：１．０～３．０％、
  Ｍｎ：０．１～５．０％、
  Ｐ：０．１％以下（０％を含む）、
  Ｓ：０．０１０％以下（０％を含む）、
  Ｎ：０．０１％以下、
  Ａｌ：０．００１～０．１０％、
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
  マルテンサイトが面積率で９５％以上含有される一方、残留オーステナイト、フェライトが、面積率の合計で５％未満（０％を含む）であり、
  更に炭化物の平均サイズが円相当径で６０ｎｍ以下であるとともに、円相当径で２５ｎｍ以上の炭化物の数密度が１ｍｍ２あたり０個である
  ことを特徴とする、降伏強度が１１８０ＭＰａ以上、引張強度が１４７０ＭＰａ以上の曲げ性に優れた高強度冷延鋼板。」
が開示されている。
　特許文献２には、
「質量％で、
  Ｃ：０．１５～０．３５％、
  Ｓｉ：０．５～３．０％、
  Ｍｎ：０．５～１．５％、
  Ａｌ：０．００１～０．１０％
  をそれぞれ含み、
  残部が鉄および不可避的不純物からなり、
  前記不可避的不純物のうち、Ｐ、Ｓ、Ｎが、
  Ｐ：０．１％以下、
  Ｓ：０．０１％以下、
  Ｎ：０．０１％以下
  にそれぞれ制限される成分組成を有し、
  全組織に対する面積率で、
  マルテンサイト：９０％以上、
  残留オーステナイト：０．５％以上
  からなる組織を有し、
  局所のＭｎ濃度が、鋼板全体のＭｎ含有量の１．２倍以上となる領域が、面積率で１％以上存在し、
  引張強度が１４７０ＭＰａ以上、降伏比が０．７５以上で、かつ全伸びが１０％以上である
  ことを特徴とする、降伏比と加工性に優れた超高強度鋼板。」
が開示されている。
特許第６０１７３４１号 特開２０１６－１４８０９８号公報
　ところで、車体骨格部品への高強度鋼板の適用に際し、従来は、鋼板を加熱してプレスする、いわゆる熱間プレス成形での高強度鋼板の適用が精力的に検討されてきた。しかしながら、最近では、コストや生産性の観点から、改めて冷間プレス成形（以下、冷間プレスともいう）での高強度鋼板の適用が検討されつつある。
　高強度鋼板、特に、引張強さ（以下、ＴＳともいう）：１３１０ＭＰａ以上の鋼板の組織設計においては、（フェライトやパーライトなど比較して高い強度が得られやすい）マルテンサイトやベイナイトを主体とする組織とすることが有効であると考えられる。しかしながら、マルテンサイトやベイナイトを主体とする組織を有する高強度鋼板は、フェライトやパーライト等の軟質な組織を含有する複合組織鋼板よりも、延性が乏しい。
　また、張出し成形等により比較的複雑な形状の部品を成形するには、曲げ性のような局部延性だけでなく、均一変形時の延性も必要である。しかし、上記の高強度鋼板では、均一変形時の延性も乏しい。そのため、マルテンサイトやベイナイトを主体とする組織を有する高強度鋼板の冷間プレスへの適用は、曲げ成形主体で成形されるドアビームやバンパー等、比較的単純形状の部品に留まっているのが現状である。
　実際、特許文献１および２に開示の高強度鋼板は、いずれも十分な成形性を有しているとは言えず、複雑形状の部品への冷間プレスへの適用は進んでいないのが現状である。
　本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであって、ＴＳ：１３１０ＭＰａ以上の強度と、優れた成形性とを同時に実現した鋼板を、その有利な製造方法とともに、提供することを目的とする。
　また、本発明は、上記の鋼板を素材とする部材、および、その製造方法を提供することを目的とする。
　さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、鋭意検討を重ねたところ、以下の知見を得た。
ｉ）マルテンサイトやベイナイトを主体とする組織を有する鋼板は、一般的に、引張強さに対する降伏強さの比である降伏比が高いため、加工硬化指数であるｎ値が低位である。発明者らが実際のプレス成形試験において成形性（プレス成形性）と鋼板特性の関係を調査した結果、ｎ値が低い鋼板ほど局所的にひずみが集中しやすくなり、引張試験で評価される伸びが同等であっても、成形性が劣位であることを見出した。
ｉｉ）ｎ値を向上させる手法に関して、従来のＤＰ鋼等においては、硬質相の硬さや分率の制御指針がある程度明らかになっている。しかし、マルテンサイトやベイナイトを主体とする組織を有する鋼板の加工硬化特性についてはこれまで着目されていなかった。発明者らは、この点について鋭意検討した。特に、発明者らは、マルテンサイトやベイナイトを主体とする組織を有する鋼板の加工硬化特性を向上させる手法として、粒内の転位運動を阻害する炭化物の形態や分散状態を制御することに着目して、検討を重ねた。
ｉｉｉ）その結果、発明者らは、炭化物の分散間隔を所定の範囲内に制御することによって、成形性が向上するのではないかと考えた。実際、炭化物の分散間隔が狭い、つまり炭化物が微細であるほど、加工硬化特性が向上し、成形性も良好な結果となった。しかしながら、炭化物が過度に微細な場合、転位の運動も過度に抑制されて塑性変形が生じにくくなり、成形性が劣化した。
ｉｖ）ここで、炭化物の分散間隔を定量化する方法としては、個数密度等が挙げられる。発明者らは、炭化物の個数密度と成形性との相関性を検討したが、これらの相関性は低かった。この理由は必ずしも明らかではないが、発明者らは、転位の運動に加えて炭化物のサイズによる効果もあり、個数密度ではこの点が十分に反映されていないためと考えている。また、発明者らは、炭化物の平均サイズと面積率から計算される炭化物の分散間隔（以下、計算分散間隔ともいう）と成形性との相関性についても検討した。しかし、これらの相関性も低かった。これは、実際の組織では、炭化物のサイズが不均一なために、計算分散間隔が実際の炭化物の分散間隔よりも過少になるためと、発明者らは考えている。さらに、炭化物の平均サイズから計算される炭化物の分散間隔と成形性との相関性も十分ではなかった。
ｖ）そこで、発明者らは、成形性の向上には、炭化物の分散間隔だけでなく、炭化物の不均一性も寄与しているのではないかと考え、さらに検討を重ねた。その結果、
・次式（１）の中央値により、実際の組織での炭化物の不均一性を加味しつつ、炭化物の分散間隔が評価できること、
・次式（１）の中央値と成形性との相関性が高いこと、および、
・次式（１）の中央値を２０～８０ｎｍの範囲に制御することによって、ＴＳ：１３１０ＭＰａ以上の強度と、優れた成形性とを同時に実現することが可能となること、
を知見した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
 　ここで、
　π：円周率、
　ｆ：前記炭化物の面積率［％］、
　ｄ１：前記炭化物の円相当径の平均値［ｎｍ］、
　ｄ２：前記炭化物の円相当径の２乗の平均値［ｎｍ２］、および、
　ｄ３：前記炭化物の円相当径の３乗の平均値［ｎｍ３］、
である。
ｖｉ）また、上記の組織を得る、特に上掲式（１）の中央値を２０～８０ｎｍの範囲に制御するには、製造条件、特に、焼戻し工程を２区間に分け、それぞれの区間において、滞留時間と中間温度から算出される焼戻しパラメーターを個別かつ適切に制御することが重要である。なお、発明者らは、各区間の滞留時間と中間温度から算出される焼戻しパラメーターを個別かつ適切に制御することで焼戻し条件が途中で変化し、これによって、炭化物の不均一性が生じるものと考えている。
　本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。
　すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
　Ｃ：０．１２％以上０．４０％以下、
　Ｓｉ：１．５０％以下、
　Ｍｎ：０．２０％以上３．５０％以下、
　Ｐ：０．０５０％以下、
　Ｓ：０．０１００％以下、
　ｓｏｌ．Ａｌ：１．００％以下および
　Ｎ：０．０１０％以下
であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である、成分組成を有し、
　マルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率が９５％以上１００％以下であり、
　前記マルテンサイトおよび前記ベイナイトの粒内に存在する炭化物の面積率が５％以上２５％以下であり、
　ＫＡＭ値（Ｋｅｒｎｅｌ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値）が１°以下である領域の面積率が７０％以上であり、かつ、
　前記炭化物の分散間隔について次式（１）を満足し、
　引張強さが１３１０ＭＰａ以上である、鋼板。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
 　ここで、
　π：円周率、
　ｆ：前記炭化物の面積率［％］、
　ｄ１：前記炭化物の円相当径の平均値［ｎｍ］、
　ｄ２：前記炭化物の円相当径の２乗の平均値［ｎｍ２］、および、
　ｄ３：前記炭化物の円相当径の３乗の平均値［ｎｍ３］、
である。
２．前記成分組成が、さらに、質量％で、以下のＡ群およびＢ群のうちの少なくとも一方を含有する、前記１に記載の鋼板。
（Ａ群）
　Ｃｕ：１．００％以下、
　Ｎｉ：１．００％以下、
　Ｍｏ：０．５０％以下、
　Ｃｒ：１．００％以下、
　Ｚｒ：０．１００％以下、
　Ｃａ：０．０１００％以下、
　Ｔｉ：０．１００％以下、
　Ｎｂ：０．１００％以下、
　Ｂ：０．０１００％以下、
　Ｖ：０．２００％以下、
　Ｗ：０．２００％以下、
　Ｓｂ：０．１００％以下、
　Ｓｎ：０．１００％以下および
　Ｍｇ：０．０１００％以下
のうちから選択される一種または二種以上
（Ｂ群）
　Ｓｅ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｚｎ、Ｃｓ、Ｒｂ、Ｃｏ、Ｌａ、Ｔｌ、Ｎｄ、Ｙ、Ｉｎ、Ｂｅ、Ｈｆ、Ｔｃ、Ｔａ、Ｏ、Ｌａ、ＣｅおよびＰｒうちから選択される一種または二種以上：合計で０．０２％以下
３．表面にめっき層を有する、前記１または２に記載の鋼板。
４．前記１～３のいずれかに記載の鋼板を用いてなる、部材。
５．前記１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブに圧延を施して鋼板とする、圧延工程と、
　前記鋼板を、焼鈍温度：Ａ３点以上、および、焼鈍時間：３０秒以上として焼鈍する、焼鈍工程と、
　ついで、前記鋼板を、前記焼鈍温度～第２冷却開始温度の温度域での平均冷却速度：１０℃／秒以下として冷却する、第１冷却工程と、
　前記鋼板を、前記第２冷却開始温度：６８０℃以上、前記第２冷却開始温度～５０℃の温度域での平均冷却速度：３０℃／秒以上として、５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する、第２冷却工程と、
　前記鋼板を、次式（２）、（３）および（４）満足する条件で焼戻す、焼戻し工程と、
　前記鋼板に、伸び率：０．１％以上０．４％以下として加工を施す、形状矯正工程と、
を有する、鋼板の製造方法。
　λ１≦５０００・・・（２）
　λ２≧３１００・・・（３）
　λ２≦０．８８×λ１＋４００・・・（４）
　ここで、
　λ１：焼戻し工程の第１区間の焼戻しパラメーター、および
　λ２：焼戻し工程の第２区間の焼戻しパラメーター、
であり、それぞれ次式（５）および（６）式により定義される。
　λ１＝Ｔ１×（ｌｏｇｔ１＋２０）・・・（５）
　λ２＝Ｔ２×（ｌｏｇｔ２＋２０）・・・（６）
　また、
　ｔ１：焼戻し工程の第１区間の滞留時間［ｓ］、
　Ｔ１：焼戻し工程の第１区間の中間温度［℃］、
　ｔ２：焼戻し工程の第２区間の滞留時間［ｓ］、および
　Ｔ２：焼戻し工程の第２区間の中間温度［℃］、
である。
　焼戻し工程の第１区間および第２区間とは、焼戻し工程において１００℃以上の温度域にある時間域を２等分し、前半を焼戻し工程の第１区間、後半を焼戻し工程の第２区間としたものである。
６．前記焼戻し工程後でかつ、前記形状矯正工程の前に、前記鋼板にめっき処理を行う、めっき処理工程を、さらに有する、前記５に記載の鋼板の製造方法。
７．前記１～３のいずれかに記載の鋼板に、成形加工および接合加工の少なくとも一方を施して部材とする、工程を有する、部材の製造方法。
　本発明によれば、ＴＳ：１３１０ＭＰａ以上の強度と、優れた成形性とを同時に実現した鋼板が得られる。また、本発明の鋼板は、上記の特性により、より複雑な形状を有する部品に対しても冷間プレスでの適用が可能となるので、コストや生産性の点でより有利に、部品強度の向上および軽量化に貢献することができる。特に、本発明の鋼板は、自動車や家電製品等に冷間プレスを経て供される冷間プレス用鋼板として、好適である。
９０度Ｖ曲げによる曲げ稜線と直交する鋼板の板厚断面のＳＥＭ写真の一例である。
　本発明を、以下の実施形態に基づき説明する。
［１］鋼板
　まず、本発明の一実施形態に従う鋼板の成分組成について説明する。なお、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
Ｃ：０．１２％以上０．４０％以下
　Ｃはマルテンサイトやベイナイトの強度を上昇させ、ＴＳ：１３１０ＭＰａ以上の強度を確保する観点から含有させる。Ｃ含有量が０．１２％未満では、所定の強度を安定して得ることが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．１２％以上とする。ＴＳ：１４７０ＭＰａ以上を得る観点からは、Ｃ含有量は０．１８％以上が好ましい。ＴＳ：１７００ＭＰａ以上を得る観点からは、Ｃ含有量は、より好ましくは０．２４％以上である。一方、Ｃ含有量が０．４０％を超えると、強度が高くなり過ぎて優れた成形性を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．４０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．３６％以下、より好ましくは０．３２％以下である。
Ｓｉ：１．５０％以下
　Ｓｉは、固溶強化による強化元素として添加することができる。Ｓｉ含有量の下限は特に限定されず、０％であってもよい。ただし、上記効果を得る観点から、Ｓｉ含有量は０．０２％以上が好ましい。Ｓｉ含有量は、より好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｓｉの含有量が１．５０％を超えると、その効果が飽和する。また、熱間圧延時の変形抵抗が増加するため望ましくない。したがって、Ｓｉ含有量は１．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．２０％以下、より好ましくは１．００％以下、さらに好ましくは０．８０％以下である。
Ｍｎ：０．２０％以上３．５０％以下
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、マルテンサイトを確保するために含有させる。ここで、Ｍｎ含有量は、工業的に安定してマルテンサイトを確保する観点から、０．２０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．８０％以上である。一方、Ｍｎを過剰に含有させると、粗大なＭｎＳやＭｎ偏析の形成を通じて成形性を劣化させるおそれがある。そのため、Ｍｎ含有量は３．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは３．００％以下、より好ましくは２．５０％以下、さらに好ましくは２．００％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、スポット溶接性が劣化する。また、Ｐの偏析により、成形性が劣化する。そのため、Ｐ含有量は０．０５０％以下とする。上記の観点から、Ｐ含有量は、好ましくは０．０２０％以下である。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されない。ただし、Ｐ含有量を０．００２％未満に低減するには多大なコストを要する。そのため、コストの観点からは、Ｐ含有量は０．００２％以上が好ましい。
Ｓ：０．０１００％以下
　Ｓは、粗大なＭｎＳの形成を通じて成形性を劣化させる。そのため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。上記の観点から、Ｓ含有量は、好ましくは０．００５０％以下、より好ましくは０．００２０％以下である。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されない。ただし、Ｓ含有量を０．０００２％未満に低減するには多大なコストを要する。そのため、コストの観点からは、Ｓ含有量は０．０００２％以上が好ましい。
ｓｏｌ．Ａｌ：１．００％以下
　Ａｌは、十分な脱酸を行い、鋼中介在物を低減するために含有させることができる。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の下限は特に限定されず０％であってもよい。ただし、安定して脱酸を行う観点からは、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００５％以上が好ましく、０．０１％以上がより好ましい。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が１．００％を超えると、Ａｌ系の粗大介在物が多量に生成し、成形性が劣化する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は１．００％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．８０％以下、より好ましくは０．５０％以下である。
Ｎ：０．０１０％以下
　Ｎは、粗大な窒化物を形成し、成形性を劣化させる。したがって、Ｎは０．０１０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下である。Ｎ含有量の下限は特に限定されず０％であってもよい。ただし、工業的に実施する観点からは、Ｎ含有量は０．０００５％以上が好ましい。
　以上、本発明の一実施形態に従う鋼板の基本成分について説明したが、本発明の一実施形態に従う鋼板は、上記基本成分を含有し、上記基本成分以外の残部は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、本発明の一実施形態に従う鋼板は、上記基本成分を含有し、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。本発明の一実施形態に従う鋼板には、上記基本成分に加え、以下に示す任意添加成分のうちから選択される一種または二種以上を含有させてもよい。なお、以下に示す任意添加成分は、以下に示す上限値以下で含有していれば、本発明の効果が得られるため、下限値は特に設けなくてもよい。また、以下に示す各任意添加成分が後述する好適な下限値未満で含有される場合、当該成分は不可避的不純物として含まれるものとすることもできる。
　Ｃｕ：１．００％以下、
　Ｎｉ：１．００％以下、
　Ｍｏ：０．５０％以下、
　Ｃｒ：１．００％以下、
　Ｚｒ：０．１００％以下、
　Ｃａ：０．０１００％以下、
　Ｔｉ：０．１００％以下、
　Ｎｂ：０．１００％以下、
　Ｂ：０．０１００％以下、
　Ｖ：０．２００％以下、
　Ｗ：０．２００％以下、
　Ｓｂ：０．１００％以下、
　Ｓｎ：０．１００％以下および
　Ｍｇ：０．０１００％以下
Ｃｕ：１．００％以下
　Ｃｕは、耐食性を向上させる元素である。また、Ｃｕは、腐食生成物により鋼板表面を被覆して鋼板への水素侵入を抑制し、耐遅れ破壊特性を向上させる効果も有する。上記の観点から、Ｃｕ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．０１％以上である。特に、耐遅れ破壊特性の向上の観点からは、Ｃｕ含有量は０．０５％以上がさらに好ましい。しかしながら、Ｃｕ含有量が多くなりすぎると表面欠陥の原因となる。したがって、Ｃｕを含有させる場合、その含有量は１．００％以下が好ましい。
Ｎｉ：１．００％以下
　Ｎｉも、耐食性を向上させる元素である。上記の観点から、Ｎｉ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．０１％以上である。しかしながら、Ｎｉ含有量が多くなりすぎると、加熱炉内でのスケール生成が不均一になり、表面欠陥の原因になる。また、コスト増にもなる。したがって、Ｎｉを含有させる場合、その含有量は１．００％以下が好ましい。
Ｍｏ：０．５０％以下
　Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させ、所定の強度を安定的に確保する効果を得る目的で含有させることができる。上記の効果を得る観点から、Ｍｏ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．００１％以上、さらに好ましくは０．００５％以上である。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると、化成処理性の劣化を招く。したがって、Ｍｏを含有させる場合、その含有量は０．５０％以下が好ましい。
Ｃｒ：１．００％以下
　Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させる効果を得る目的で含有させることができる。上記の効果を得る観点から、Ｃｒ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．００１％以上である。しかしながら、Ｃｒ含有量が１．００％を超えると、化成処理性の劣化を招く。したがって、Ｃｒを含有させる場合、その含有量は１．００％以下が好ましい。なお、化成処理性の劣化を防止する観点からは、Ｃｒ含有量は０．２０％以下がより好ましい。
Ｚｒ：０．１００％以下
　Ｚｒは、旧γ粒径の微細化やそれによるマルテンサイトの内部構造の微細化を通じて高強度化に寄与する。このような観点から、Ｚｒ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．００１％以上である。しかしながら、Ｚｒを過剰に含有させると、Ｚｒ系の粗大な析出物が増加し、耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、Ｚｒを含有させる場合、その含有量は０．１００％以下が好ましい。
Ｃａ：０．０１００％以下
　Ｃａは、ＳをＣａＳとして固定し、耐遅れ破壊特性を改善する効果を有する。このような効果を得る観点から、Ｃａ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．０００１％以上である。しかしながら、Ｃａを過剰に含有させると、表面品質が劣化する。したがって、Ｃａを含有させる場合、その含有量は０．０１００％以下が好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．００５０％以下である。
Ｔｉ：０．１００％以下
　Ｔｉは、ＢＮの形成に先んじてＴｉＮを形成する。これにより、固溶Ｂが確保され、焼入れ性の安定化効果が得られる。このような効果を得る観点から、Ｔｉ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．００２％以上である。一方、Ｔｉを過剰に含有させると、粗大なＴｉＮやＴｉＣ等の介在物が多量に生成し、耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０６０％以下、より好ましくは０．０５５％以下である。
Ｎｂ：０．１００％以下
　Ｎｂは、旧γ粒径の微細化やそれによるマルテンサイトの内部構造の微細化を通じて高強度化に寄与する。このような観点から、Ｎｂ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．００２％以上である。しかしながら、Ｎｂを過剰に含有させると、Ｎｂ系の粗大な析出物が増加し、耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、Ｎｂを含有させる場合、その含有量は０．１００％以下が好ましい。
Ｂ：０．０１００％以下
　Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、少ないＭｎ含有量でもマルテンサイトの生成量を増加させる利点を有する。このような効果を得る観点から、Ｂ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．０００２％以上、さらに好ましく０．０００５％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、その効果が飽和する。したがって、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。
Ｖ：０．２００％以下
　Ｖは、鋼の焼入れ性を向上させる効果、および、マルテンサイトの微細化による高強度化の効果を得る目的で含有させることができる。このような効果を得る観点から、Ｖ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．００１％以上である。しかしながら、Ｖ含有量が０．２００％を超えると、鋳造性の劣化を招く。したがって、Ｖを含有させる場合、その含有量は０．２００％以下が好ましい。
Ｗ：０．２００％以下
　Ｗは、微細なＷ系炭化物・炭窒化物の形成を通じて、高強度化に寄与する。このような観点から、Ｗ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．００１％以上である。しかしながら、Ｗを過剰に含有させると、熱間圧延工程のスラブ加熱時に未固溶で残存する粗大な析出物が増加し、耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、Ｗを含有させる場合、その含有量は０．２００％以下が好ましい。
Ｓｂ：０．１００％以下
　Ｓｂは、鋼板の表層での酸化や窒化を抑制し、これにより、ＣやＢの低減を抑制する。ＣやＢの低減が抑制されることによって、鋼板の表層でのフェライト生成が抑制され、高強度化に寄与する。このような観点から、Ｓｂ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．００１％以上である。しかしながら、Ｓｂ含有量が０．１００％を超えると、鋳造性が劣化する。また、旧γ粒界にＳｂが偏析して耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、Ｓｂを含有させる場合、その含有量は０．１００％以下が好ましい。
Ｓｎ：０．１００％以下
　Ｓｎは、鋼板の表層での酸化や窒化を抑制し、これにより、ＣやＢの低減を抑制する。ＣやＢの低減が抑制されることによって、鋼板の表層でのフェライト生成が抑制され、高強度化、さらには耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このような観点から、Ｓｎ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．００１％以上である。しかしながら、Ｓｎ含有量が０．１００％を超えると、鋳造性が劣化する。また、旧γ粒界にＳｎが偏析して耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、Ｓｎを含有させる場合、その含有量は０．１００％以下が好ましい。
Ｍｇ：０．０１００％以下
　Ｍｇは、ＭｇＯとしてＯを固定し、耐遅れ破壊特性を改善する。このような観点から、Ｍｇ含有量は好ましくは０％超え、より好ましくは０．０００１％以上である。しかしながら、Ｍｇを過剰に含有させると、表面品質や耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、Ｍｇを含有させる場合、その含有量は０．０１００％以下が好ましい。
　なお、上記以外の元素としては、例えば、Ｓｅ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｚｎ、Ｃｓ、Ｒｂ、Ｃｏ、Ｌａ、Ｔｌ、Ｎｄ、Ｙ、Ｉｎ、Ｂｅ、Ｈｆ、Ｔｃ、Ｔａ、Ｏ、Ｌａ、ＣｅおよびＰｒ等が挙げられ、これらの元素のうちから選択される一種または二種以上の合計の含有量は０．０２％以下であれば許容できる。これらの元素の含有量はいずれも０％であってよいことは言うまでもない。
　上記以外の元素は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
　つぎに、本発明の一実施形態に従う鋼板の組織について説明する。
　本発明の一実施形態に従う鋼板の組織は、
　マルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率が９５％以上１００％以下であり、
　前記マルテンサイトおよび前記ベイナイトの粒内に存在する炭化物の面積率が５％以上２５％以下であり、
　ＫＡＭ値（Ｋｅｒｎｅｌ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値）が１°以下である領域の面積率が７０％以上であり、かつ、
　前記炭化物の分散間隔について上掲式（１）を満足する、組織である。
　以下、それぞれの限定理由について説明する。なお、面積率は、組織全体に対する面積率である。
マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率：９５％以上１００％以下
　所定の強度を得るために、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率を９５％以上とする。マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が９５％未満になると、残部組織であるフェライト、残留オーステナイトおよびパーライトが増加し、所定の強度を得ることが難しくなる。なお、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が９５％未満の組織構成で所定の強度を確保する方法としては、例えば、焼戻し温度の低温化やＣ量を増加させる方法がある。しかしながら、焼戻し温度の低温化の場合、靭性が低下して成形性が劣化する。また、Ｃ量を増加させる方法では、溶接性を劣化させるおそれがある。したがって、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率は９５％以上とする。なお、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率の上限は特に限定されず、１００％であってもよい。
残部の面積率：５％以下
　マルテンサイトおよびベイナイト以外の残部を構成する組織は、強度を低下させるおそれがある。そのため、残部の面積率は５％以下とする。残部の面積率の下限は特に限定されず、残部の面積率は０％であってもよい。なお、マルテンサイトおよびベイナイト以外の残部を構成する組織としては、フェライト、残留オーステナイトおよびパーライトが挙げられる。
　ここで、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率は、以下のように測定する。
　すなわち、鋼板のＬ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を研磨後、ナイタールで腐食し、鋼板のＬ断面を、鋼板の板厚１／４位置においてＳＥＭにより２０００倍の倍率にて４視野観察する。ついで、撮影した組織写真を画像解析する。マルテンサイトおよびベイナイトはいずれも、灰色のコントラストを呈した領域である。マルテンサイトおよびベイナイトには、内部に炭化物や窒化物、硫化物、酸化物などの介在物が含まれる場合があるが、これらの介在物が占める領域は、マルテンサイトおよびベイナイトの面積に含めるものとする。また、上記の灰色のコントラストを呈した領域には、残留オーステナイトが含まれる場合があるため、後述する方法により、上記の灰色のコントラストを呈した領域の面積率から残留オーステナイトの面積率を減じて、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率を算出する。
　なお、マルテンサイトおよびベイナイトは、製造過程において焼戻しが生じた、いわゆる焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトを主体として構成される。ここで、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトには、連続冷却中に自己焼戻しを生じたマルテンサイトおよびベイナイトも含まれる。また、マルテンサイトの一部には、焼戻しが生じていない、いわゆるフレッシュマルテンサイトが面積率で５％以下含まれる場合がある（後述する実施例の発明例においても、（内部に炭化物が認められない）フレッシュマルテンサイトの面積率はいずれも、５％以下であった）。焼戻しマルテンサイトでは、通常、内部に白いコントラストの炭化物を含む。一方、フレッシュマルテンサイトでは、内部に炭化物が認められない。
　また、残部組織のうち、フェライトは、黒色のコントラストを呈した領域である。パーライトは、フェライトと板状で白いコントラストのセメンタイトとが層状になった組織である。
　なお、マルテンサイトとベイナイトとは、基本的には、上記したＳＥＭによる組織写真のコントラスト差から判別可能である。しかし、両者の判別が困難な場合には、内部に含まれる炭化物の位置やバリアントを、ＳＥＭにより１００００倍の倍率にて観察することにより、判別することが可能である。すなわち、ベイナイトでは、ラス状組織の界面またはラス内に炭化物が生成している。また、ベイニティックフェライトとセメンタイトとの結晶方位関係が１種類であるので、生成した炭化物は一方向に伸びている。一方、マルテンサイトを主に構成する焼戻しマルテンサイトでは、ラス内に炭化物が生成している。また、ラスと炭化物との結晶方位関係が２種類以上あるため、生成した炭化物は複数方向に伸びている。よって、内部に含まれる炭化物の位置やバリアントを、ＳＥＭにより１００００倍の倍率にて観察することにより、焼戻しマルテンサイトとベイナイトとを判別することが可能である。
　ついで、上記の灰色のコントラストを呈した領域の４視野分の合計の面積を算出し、当該合計面積を４視野分の観察領域の全面積で除して１００を乗じた値を求める。ついで、求めた値から後述する方法により測定した残留オーステナイトの面積率を減じ、その値を、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率とする。ただし、灰色のコントラストを呈した領域のうち、面積が１μｍ２未満の島状領域は除外してマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率を算出する。
　ここで、残留オーステナイトの面積率は、以下のように測定する。
　すなわち、鋼板をその表面から２００μｍまでの深さまでシュウ酸により化学研磨する。ついで、化学研磨した面を観察面として、Ｘ線回折法により観察する。入射Ｘ線にはＭｏＫα線を使用し、ｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）および（２２０）各面の回折強度に対するｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２００）、（２２０）および（３１１）各面の回折強度の比を求める。ついで、各面の回折強度の比から、残留オーステナイトの体積率を算出する。そして、残留オーステナイトが三次元的に均質であるとみなして、残留オーステナイトの体積率を、残留オーステナイトの面積率とする。
　また、残部の面積率は、１００％から上記のようにして求めたマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率を減じることにより求める。
　［残部の面積率（％）］＝１００－［マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率（％）］
マルテンサイトおよびベイナイトの粒内に存在する炭化物の面積率：５％以上２５％以下
　マルテンサイトおよびベイナイトの粒内に存在する炭化物（以下、単に炭化物ともいう)は、鋼板の変形時に転位の運動を阻害して加工硬化特性を向上させる。炭化物の面積率が５％未満の場合、上記の効果が十分でなく優れた成形性が得られない。一方、炭化物の面積率が２５％超えの場合、所定の強度を確保することが困難になる。したがって、炭化物の面積率は５％以上２５％以下とする。炭化物の面積率は、好ましくは１０％以上である。炭化物の面積率は、好ましくは２０％以下である。
ＫＡＭ値が１°以下である領域の面積率：７０％以上
　ＫＡＭ値は、後方散乱電子回折（ＥＢＳＤ）による、ある測定点（ピクセル）とその隣接する全ての測定点（ピクセル）との間の方位差の平均値である。そして、ＫＡＭ値が高いほど、鋼板に内在するひずみ量が大きいことを示す。自動車部品への成形時に寸法精度を確保する観点から、板形状は良好であることが求められる。そのため、焼戻し工程の後に形状矯正工程を行う場合がある。形状矯正工程では、圧延や曲げ加工により鋼板にひずみを付与する。しかし、付与するひずみ量が過大になると、鋼板の延性が損なわれ、優れた成形性が得られない。つまり、良好な成形性を確保するためには、ＫＡＭ値を低くする必要がある。ここで、ＫＡＭ値が１°以下である領域の面積率が７０％以上の場合には、優れた成形性が得られていた。そのため、ＫＡＭ値が１°以下である領域の面積率は７０％以上とする。ＫＡＭ値が１°以下である領域の面積率は、より好ましくは８０％以上である。ＫＡＭ値が１°以下である領域の面積率の上限は特に限定されず、１００％であってもよい。ＫＡＭ値が１°以下である領域の面積率は、より好ましくは９５％以下である。なお、ＫＡＭ値の制御には、後述する形状矯正工程の条件を適正に制御することが重要である。
　ここで、ＫＡＭ値が１°以下である領域の面積率は、以下のように測定する。
　すなわち、鋼板のＬ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を研磨後、コロイダルシリカにて仕上げ研磨する。ついで、鋼板のＬ断面の板厚１／４位置において１００μｍ×１００μｍの領域を後方散乱電子回折（ＥＢＳＤ）にて解析する。ステップサイズは０．１μｍとする。ついで、ＴＳＬソリューションズ製の解析ソフトＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ　Ｖｅｒ．７を用いて、各測定点のＫＡＭ値を求める。そして、ＫＡＭ値が１°以下である測定点（ピクセル）の合計の面積を解析領域の全面積（１００μｍ×１００μｍ）で除し、１００を乗じた値を、ＫＡＭ値が１°以下である領域の面積率とする。
炭化物の分散間隔：次式（１）を満足する。
　上述したように、実際の組織での炭化物の不均一性を加味した炭化物の分散間隔は、次式（１）の中央値により表すことができる。そして、次式（１）を満足させる、つまり、次式（１）の中央値で表される炭化物の分散間隔（以下、単に分散間隔ともいう）を２０～８０ｎｍの範囲に制御することによって、ＴＳ：１３１０ＭＰａ以上の強度と、優れた成形性とを同時に実現できる。ここで、分散間隔が２０ｎｍ未満の場合、鋼板の変形時に転位の運動が過剰に阻害され、優れた成形性が得られない。一方、分散間隔が８０ｎｍを超えると、所定の強度を確保することが困難となる。そのため、分散間隔は２０～８０ｎｍとする。分散間隔は、好ましくは３０ｎｍ以上である。また、分散間隔は、好ましくは７０ｎｍ以下である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
 　ここで、
　π：円周率、
　ｆ：前記炭化物の面積率［％］、
　ｄ１：前記炭化物の円相当径の平均値（各炭化物の円相当径の算術平均値）［ｎｍ］、
　ｄ２：前記炭化物の円相当径の２乗の平均値（各炭化物の円相当径の２乗の算術平均値）［ｎｍ２］、および、
　ｄ３：前記炭化物の円相当径の３乗の平均値（各炭化物の円相当径の３乗の算術平均値）［ｎｍ３］、
である。
　また、炭化物の面積率の測定、および、分散間隔の算出は、以下のようにして行う。
　すなわち、鋼板のＬ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を研磨後、ナイタールで腐食する。ついで、鋼板のＬ断面を、鋼板の板厚１／４位置においてＳＥＭにより観察し、インレンズＳＥ像を取得する。なお、インレンズＳＥ像では、物質表面の仕事関数、局所的な帯電による表面ポテンシャルの変化の影響を受け、物質の違いに敏感な像が得られるため、地鉄と炭化物との境界が明瞭に確認できる。また、加速電圧：１ｋＶ、ワーキングディスタンス：４ｍｍ、倍率：１５０００倍とする。得られたインレンズＳＥ像をＩｍａｇｅＪにより画像解析し、炭化物と地鉄に２値化する。ついで、粒子解析機能により、炭化物の合計の面積率を算出し、その値を炭化物の面積率ｆとする。また、各炭化物の円相当径を算出し、各炭化物の円相当径を基に、ｄ１、ｄ２およびｄ３を算出する。そして、これらの値から、上掲式（１）の中央値を算出し、炭化物の分散間隔とする。
　ここで、各炭化物の円相当径は、次式により算出する。
　［各炭化物の円相当径（ｎｍ）］＝（４×［各炭化物の面積（ｎｍ２）］÷π）１／２
　なお、炭化物の面積率およびｄ１、ｄ２およびｄ３の算出では、円相当径が５ｎｍ未満の炭化物は除外する。
　また、マルテンサイトの領域には旧γ粒界、パケット境界およびブロック境界が内在し、これらの粒界および境界上に炭化物がフィルム状に析出する場合があるが、これらの炭化物は、マルテンサイトの粒内に存在する炭化物には含めない。
　つぎに、本発明の一実施形態に従う鋼板の機械特性について、説明する。
引張強さ（ＴＳ）：１３１０ＭＰａ以上
　本発明の一実施形態に従う鋼板は、ＴＳ：１３１０ＭＰａ以上でも、成形性に優れる点を特徴の一つとするものである。したがって、ＴＳは１３１０ＭＰａ以上とする。ＴＳは、好ましくは１４７０ＭＰａ以上、より好ましくは１７００ＭＰａ以上である。ＴＳの上限については特に限定されないが、例えば、ＴＳは２５００ＭＰａ以下が好適であり得る。なお、ＴＳは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠する引張試験により測定する。詳細は後述する実施例に記載するとおりである。
　また、本発明の一実施形態に従う鋼板は、その表面（片面または両面）にめっき層を有していてもよい。めっき層の種類は特に限定されず、例えば、亜鉛めっき層や亜鉛以外の金属のめっき層が挙げられる。また、めっき層は、亜鉛等の主となる成分以外の成分を含んでもよい。亜鉛めっき層としては、例えば、溶融亜鉛めっき層や合金化溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層が挙げられる。
　なお、本発明の一実施形態に従う鋼板の板厚は特に限定されないが、好ましくは０．５ｍｍ以上３．０ｍｍ以下である。また、本発明の一実施形態に従う鋼板は、熱延鋼板であっても、冷延鋼板であってもよい。
［２］部材
　つぎに、本発明の一実施形態に従う部材について、説明する。
　本発明の一実施形態に従う部材は、上記の鋼板を用いてなる（素材とする）部材である。例えば、素材である鋼板に、成形加工および接合加工の少なくとも一方、好適には、冷間プレスを施して部材とする。
　ここで、上記の鋼板は、ＴＳ：１３１０ＭＰａ以上の強度と、優れた成形性とを同時に実現している。また、上記の鋼板は、上記の特性により、より複雑な形状を有する部品に対しても冷間プレスでの適用が可能となるので、コストや生産性の点でより有利に、部品強度の向上および軽量化に貢献することができる。そのため、本発明の一実施形態に従う部材は、自動車や家電製品等に使用される部材に適用して特に好適である。
［３］鋼板の製造方法
　つぎに、本発明の一実施形態に従う鋼板の製造方法について、説明する。
　本発明の一実施形態に従う鋼板の製造方法は、
　上記の成分組成を有する鋼スラブに圧延を施して鋼板とする、圧延工程と、
　前記鋼板を、焼鈍温度：Ａ３点以上、および、焼鈍時間：３０秒以上として焼鈍する、焼鈍工程と、
　ついで、前記鋼板を、前記焼鈍温度～第２冷却開始温度の温度域での平均冷却速度：１０℃／秒以下として冷却する、第１冷却工程と、
　前記鋼板を、前記第２冷却開始温度：６８０℃以上、前記第２冷却開始温度～５０℃の温度域での平均冷却速度：３０℃／秒以上として、５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する、第２冷却工程と、
　前記鋼板を、上掲式（２）、（３）および（４）満足する条件で焼戻す、焼戻し工程と、
　前記鋼板に、伸び率：０．１％以上０．４％以下として加工を施す、形状矯正工程と、
を有する、というものである。
　なお、上記の各温度は、特に説明がない限り、鋼スラブおよび鋼板の表面温度を意味する。
［圧延工程］
　まず、鋼スラブに圧延、例えば、熱間圧延、または、熱間圧延および冷間圧延を施して鋼板とする。鋼スラブの準備方法（製造条件）、熱間圧延条件および冷間圧延条件は特に限定されず、常法に従い行えばよい。なお、熱間圧延後の熱延鋼板に、任意に酸洗を施してもよい。酸洗条件についても特に限定されず、常法に従えばよい。また、冷間圧延後の冷延鋼板に、任意に酸洗を施してもよい。酸洗条件についても特に限定されず、常法に従えばよい。
［焼鈍工程］
　ついで、上記のようにして得られた鋼板（熱延鋼板または冷延鋼板）を、焼鈍温度：Ａ３点以上、および、焼鈍時間：３０秒以上として焼鈍する。
焼鈍温度：Ａ３点以上
　最終製品の鋼板の組織において、上記のようなマルテンサイトおよびベイナイトを主体とする組織を得るためには、焼鈍温度をＡ３点以上とすることが必要である。
　すなわち、焼鈍温度がＡ３点未満になると、焼鈍時に十分なオーステナイトが生成しない。その結果、最終製品において所定のマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が得られず、ひいては、ＴＳ：１３１０ＭＰａ以上が得られない。そのため、焼鈍温度はＡ３点以上とする。なお、焼鈍温度の上限は特に限定されないが、焼鈍温度が一定以上になると、オーステナイト粒径が粗大になり靱性が劣化するおそれがある。そのため、焼鈍温度は１０００℃以下が好ましい。
　なお、焼鈍温度は、焼鈍工程での最高到達温度であり、焼鈍における保持中の温度はＡ３点以上であれば、一定であっても、変動してもよい。また、Ａ３点は次式により求める。
　Ａ３点（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ％］０．５＋４４．７×［Ｓｉ％］＋
　３１．５×［Ｍｏ％］－３０×［Ｍｎ％］－１１×［Ｃｒ％］＋７００×［Ｐ％］＋
　４００×［Ａｌ％］＋４００×［Ｔｉ％］
焼鈍時間：３０秒以上
　焼鈍時間が３０秒未満になると、焼鈍時に十分なオーステナイトが生成しない。その結果、最終製品において所定のマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が得られず、ひいては、ＴＳ：１３１０ＭＰａ以上が得られない。そのため、焼鈍時間は３０秒以上とする。なお、焼鈍時間の上限は特に限定されないが、焼鈍時間が一定以上になると、オーステナイト粒径が粗大になり靱性が劣化するおそれがある。したがって、焼鈍時間は９００秒以下が好ましい。
　なお、焼鈍時間とは、Ａ３点以上の温度域での保持時間（滞留時間）である。
［第１冷却工程］
　ついで、上記のようにして焼鈍を施した鋼板を、焼鈍温度～（後述する）第２冷却開始温度の温度域での平均冷却速度：１０℃／秒以下として、冷却する。
焼鈍温度～第２冷却開始温度の温度域での平均冷却速度：１０℃／秒以下
　焼鈍温度～第２冷却開始温度の温度域での平均冷却速度（以下、第１冷却速度ともいう）が１０℃／秒を超えると、２次冷却開始前の鋼板に温度ばらつきが生じ、第２冷却工程後の板形状が平坦でなくなるおそれがある。板形状が平坦でない場合、例えば、自動車部品への成形時に寸法精度の確保が困難になる等の問題が生じる。そのため、第１冷却速度は１０℃／秒以下とする。第１冷却速度は、好ましくは８℃／秒以下である。なお、第１冷却速度の下限は特に限定されないが、第１冷却速度は１℃／秒以上が好ましい。
［第２冷却工程］
　ついで、鋼板を、第２冷却開始温度：６８０℃以上、第２冷却開始温度～５０℃の温度域での平均冷却速度：３０℃／秒以上として、５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する。
第２冷却開始温度：６８０℃以上
　第２冷却開始温度が６８０℃未満の場合、残留γやパーライトが過剰に生成し、最終製品において所定のマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が得られないおそれがある。また、冷却中にマルテンサイトやベイナイトの焼戻しが生じ、炭化物が過度に粗大化するおそれもある。そのため、第２冷却開始温度：６８０℃以上とする。第２冷却開始温度の上限は特に限定されないが、例えば、第２冷却開始温度は９１０℃以下が好ましい。また、第２冷却開始温度は、焼鈍温度－５０℃以下が好ましい。
第２冷却開始温度～５０℃の温度域での平均冷却速度：３０℃／秒以上
　第２冷却開始温度～５０℃の温度域での平均冷却速度（以下、第２冷却速度ともいう）が３０℃／秒未満の場合、残留γやパーライトが過剰に生成し、最終製品において所定のマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が得られないおそれがある。また、冷却中にマルテンサイトやベイナイトの焼戻しが生じ、炭化物が過度に粗大化するおそれもある。そのため、第２冷却速度は３０℃／秒以上とする。第２冷却速度は、好ましくは５０℃／秒以上、より好ましくは１００℃／秒以上である。なお、第２冷却速度の上限は特に限定されないが、第２冷却速度は２０００℃／秒以下が好ましい。
冷却停止温度：５０℃以下
　炭化物の粗大化を抑制する観点から、冷却停止温度は５０℃以下とする。なお、冷却停止温度の下限は特に限定されないが、冷却停止温度は５℃以上が好ましい。
［焼戻し工程］
　ついで、鋼板を、次式（２）、（３）および（４）を同時に満足する条件で焼戻す。
λ１≦５０００　・・・（２）　
　λ１が過大になると、炭化物の面積率が過大となり、所定の強度を得ることが困難となる。そのため、λ１は５０００以下とする。λ１は、より好ましくは４７００以下である。λ１の下限については特に限定されないが、例えば、λ１は３５００以上が好ましい。
λ２≧３１００　・・・（３）
　λ２が過小になると、炭化物が過度に微細になり成形性が劣化する。そのため、λ２は３１００以上とする。
λ２≦０．８８×λ１＋４００・・・（４）
　また、λ１との関係で上掲式（４）を満足するようにλ２を制御することにより、炭化物のサイズに不均一性が生じる。これにより、炭化物の分散間隔について上掲式（１）を満足させて、ＴＳ：１３１０ＭＰａ以上の強度と優れた成形性とを同時に得ることが可能となる。そのため、λ１との関係で上掲式（４）を満足するようにλ２を制御する。
　なお、上掲式（２）～（４）において、
　λ１：焼戻し工程の第１区間の焼戻しパラメーター、および
　λ２：焼戻し工程の第２区間の焼戻しパラメーター、
であり、それぞれ次式（５）および（６）式により定義される。
　λ１＝Ｔ１×（ｌｏｇｔ１＋２０）・・・（５）
　λ２＝Ｔ２×（ｌｏｇｔ２＋２０）・・・（６）
　また、
　ｔ１：焼戻し工程の第１区間の滞留時間［ｓ］、
　Ｔ１：焼戻し工程の第１区間の中間温度［℃］、
　ｔ２：焼戻し工程の第２区間の滞留時間［ｓ］、および、
　Ｔ２：焼戻し工程の第２区間の中間温度［℃］、
である。なお、上掲式（５）および（６）中のｌｏｇは、常用対数（底＝１０）を表すものである。
　焼戻し工程の第１区間および第２区間とは、焼戻し工程において１００℃以上の温度域にある時間域を２等分し、前半を焼戻し工程の第１区間、後半を焼戻し工程の第２区間としたものである。
　また、Ｔ１およびＴ２は、第１区間および第２区間の中間時点の温度を測定し、その測定値をそれぞれＴ１およびＴ２とする。
　なお、ｔ１およびｔ２は特に限定されず、例えば、それぞれ２００～７００秒とすることが好ましい。また、Ｔ１およびＴ２も特に限定されず、例えば、Ｔ１は１５０～２２０℃、Ｔ２は１５０～２００℃とすることが好ましい。
［形状矯正工程］
　ついで、得られた鋼板に、プレス成形の形状精度を安定化させる観点から、板形状を平坦化する加工（形状矯正）を施す。当該加工は、例えば、スキンパス圧延（調質圧延）やレベラー加工などで実施可能であり、適正な伸び率に制御できれば方法は問わない。ここで、良好な板形状を得るには伸び率を０．１％以上にする必要がある。一方、伸び率が０．４％を超えると、鋼板の成形性が劣化する。そのため、伸び率の上限は０．４％とする。伸び率の上限は、好ましくは０．３％以下である。なお、伸び率は、次式（７）により計算する。
　伸び率（％）＝｛（Ｖ０－Ｖｉ）／Ｖｉ｝×１００　・・・（７）
　ここで、
　Ｖ０：形状矯正装置の出側通板速度（ｍ／秒）、
　Ｖｉ：形状矯正装置の入側通板速度（ｍ／秒）
である。
［めっき処理工程］
　また、得られた鋼板に、めっき処理を施してもよい。めっき処理を施すことにより、表面にめっき層を有する鋼板が得られる。めっき処理方法は特に限定されず、例えば、溶融めっきや電気めっきが挙げられる。また、溶融めっき後に合金化を施すめっき処理でもよい。また、めっきの種類も特に限定されず、例えば、亜鉛めっきや亜鉛以外の金属のめっきが挙げられる。めっき処理の条件は特に限定されず、常法に従えばよい。なお、めっき浴は、亜鉛等の主となる成分以外の成分を含んでもよい。また、めっき処理工程は、前記焼戻し工程後でかつ、前記形状矯正工程の前に、行うことが好ましい。
　なお、上記の焼鈍工程以降の各工程は、任意に、連続焼鈍により行っても、バッチ焼鈍により行ってもよいが、生産性の観点からは、連続焼鈍により行うことが好ましい。
　上記以外の条件については特に限定されず、常法に従えばよい。
［４］部材の製造方法
　つぎに、本発明の一実施形態に従う部材の製造方法について、説明する。
　本発明の一実施形態に従う部材の製造方法は、上記の鋼板（例えば、上記の鋼板の製造方法により製造された鋼板）に、成形加工および接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程、好適には、冷間プレスを施して部材とする工程を有する。
　ここで、成形加工方法は、特に限定されず、例えば、プレス加工等の一般的な加工方法を用いることができる。また、接合加工方法も、特に限定されず、例えば、スポット溶接、レーザー溶接、アーク溶接等の一般的な溶接や、リベット接合、かしめ接合等を用いることができる。なお、成形条件および接合条件については特に限定されず、常法に従えばよい。冷間プレス条件についても特に限定されず、常法に従えばよい。
　表１に示す成分組成（残部はＦｅ及び不可避的不純物）を有する鋼を溶製し、鋼スラブに鋳造した。得られた鋼スラブを、仕上げ圧延温度：８４０～９５０℃、巻取温度：４００～７００℃の条件で熱間圧延し、熱延鋼板を得た。ついで、得られた熱延鋼板を、酸洗後、冷間圧延し、冷延鋼板を得た。得られた冷延鋼板に、表２に示す条件で連続焼鈍による熱処理（焼鈍工程、第１冷却工程、第２冷却工程および焼戻し工程）を施した。なお、第２冷却工程における冷却停止温度はいずれも室温（２５℃）とした。ついで、一部の冷延鋼板（Ｎｏ．１８の冷延鋼板）にめっき処理（電気亜鉛めっき処理）を施し、冷延鋼板の表面にめっき層を設けた。ついで、冷延鋼板またはめっき鋼板に、表２に示す条件で調質圧延による形状矯正を施し、最終製品となる鋼板（板厚：１．２ｍｍ）を得た。なお、Ｎｏ．２７の焼鈍時間は、Ｎｏ．２７の焼鈍温度での保持時間である。また、明記した以外の条件は、常法に従った。
　かくして得られた鋼板を用いて、上述した要領により、鋼板の組織の同定、ならびに、マルテンサイトおよびベイナイトの粒内に存在する炭化物の面積率の測定を行った。また、上述した要領により、炭化物の分散間隔（上掲式（１）の中央値）を求めた。結果を表３に示す。
　また、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１およびＪＩＳ　Ｚ　２２５３に準拠して引張試験を行い、ＴＳおよびｎ値を測定した。すなわち、鋼板から、長手方向が鋼板の圧延方向に対して直角となるようにＪＩＳ５号試験片を採取した。採取した試験片を用いて、クロスヘッド速度：１０ｍｍ／ｍｉｎの条件で引張試験を行い、ＴＳおよびｎ値を測定した。結果を表３に併記する。なお、ＴＳの評価基準は以下のとおりである。
・ＴＳ
　合格：１３１０ＭＰａ以上
　不合格：１３１０ＭＰａ未満
　また、ｎ値は、ひずみ量が１％から３％の範囲を対象として算出した。
　また、成形性の評価は、上記で算出したｎ値による評価と、９０度Ｖ曲げ試験による評価とで行った。一般に、曲げ試験では、曲げ成形後の鋼板表面を観察して亀裂の有無から曲げ性の優劣を評価する。しかし、ここでは、ひずみの分散性を評価した。すなわち、曲げ成形時には、下死点に到達する前に曲げポンチと鋼板との間に隙間が生じ、鋼板の曲げ頂点部が曲げポンチの先端よりも小さい曲率半径で曲げ成形される。この現象は、実際のプレス成形においてもしばしば生じる現象であり、ひずみ分散性が低い鋼板ほど顕著に生じる。ひずみ分散性が低い鋼板を所定の形状にプレス成形すると、局部的にひずみが集中してしまい、割れに至る。ここでは、鋼板の圧延直角方向が長手方向となるように３０ｍｍ×１００ｍｍの試験片を切り出し、９０度Ｖ曲げを行った。ついで、曲げ稜線と直交する鋼板の板厚断面を研磨後、当該断面をＳＥＭにて観察し、鋼板の曲げ頂点部の曲率半径ｒを次式（８）により求めた。
　ｒ＝｛（ｗ／２）２＋ｈ２｝／２ｈ・・・（８）
　ここで、ｗおよびｈは、図１に示す距離であり、ｗは一定（２ｍｍ）となるようにした。なお、図１は、９０度Ｖ曲げによる曲げ稜線と直交する鋼板の板厚断面のＳＥＭ写真の一例である。そして、ｒを曲げポンチの曲率半径Ｒで除した値であるｒ／Ｒを求め、このｒ／Ｒを成形性の指標とした。ここで、Ｒは４．０ｍｍで実施した。
　なお、本実施例ではいずれも板厚：１．２ｍｍの鋼板を用いたが、板厚：１．２ｍｍ以外の板厚の鋼板を評価する場合には、曲げ成形後のスプリングバック量が変化するため計測される鋼板の曲げ頂点部の曲率半径の値を補正する必要がある。例えば、板厚が薄い場合、鋼板の剛性が小さくなるためスプリングバック量が大きくなり、鋼板の曲げ頂点部の曲率半径の値が大きくなる。そのため、板厚：１．２ｍｍ以外の板厚の鋼板を評価する場合には、次式（９）のようにｒを計算する。
　ｒ＝ｒｔ＋２．２×（ｔ－１．２）・・・（９）
　ここで、ｔ：評価対象とする鋼板の板厚、ｒｔ：板厚ｔの鋼板で評価した曲げ頂点部の曲率半径である。
　なお、９０度Ｖ曲げは、成形速度：３０ｍｍ／ｍｉｎ、成形荷重：１０ｔｏｎで行った。本実施例において、成形性を上記のように評価した理由は、成形性の優劣をより定量的に解析するためである。また、実際に部品をプレス成形する試験では、割れの有無でしか成形性の優劣を判断できないからである。また、ｒ／Ｒは、基本的にはひずみ分散性の指標であるが、介在物や偏析が過剰な場合、曲げ頂点部でネッキングや割れを生じるため、ｒ／Ｒの値は低位となる。そのため、介在物や偏析等の影響を含めた評価が可能であり、実際の成形性の優劣とも相関する。
　そして、ｎ値が０．１３以上かつｒ／Ｒの値が０．６０以上の鋼板を成形性に優れる（表３中の成形性の判定の欄が「合格」）と判定し、ｎ値が０．１３未満またはｒ／Ｒの値が０．６０未満の鋼板を成形性が十分ではない（表３中の成形性の判定の欄が「不合格」）と判定した。結果を表３に併記する。
　また、自動車部品への成形時に寸法精度を確保する観点から、板形状が良好であることが求められる。そのため、鋼板を、１０００ｍｍ幅、５００ｍｍ長さに切り出し、切り出した鋼板を定盤上に水平に設置して、定盤上での最高点の位置での高さ（定盤表面からの距離）を測定した。そして、その測定値から当該鋼板の板厚を減じた値を、最大反り高さと定義し、板形状の指標とした。そして、最大反り高さが２０ｍｍ以下の鋼板を板形状が良好である（表３中の板形状の欄が「合格」）と判定し、最大反り高さが２０ｍｍ超えの鋼板を板形状が良好ではない（表３中の板形状の欄が「不合格」）と判定した。結果を表３に併記する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　表３に示したように、発明例ではいずれも、引張強さ（ＴＳ）および成形性の両方が合格であった。また、板形状も良好であった。また、発明例の鋼板を用いて、冷間プレスを含む種々の成形加工を施して得た種々の形状の部材および接合加工を施して得た種々の形状の部材ではいずれも、割れの発生なく目標とする形状を有し、また、十分な引張強さ（ＴＳ）を有していた。
　一方、比較例では、引張強さ（ＴＳ）および成形性の少なくとも１つが十分ではなかった。
　本発明によれば、ＴＳ：１３１０ＭＰａ以上の強度と、優れた成形性とを同時に実現した鋼板が得られる。また、本発明の鋼板は、上記の特性により、より複雑な形状を有する部品に対しても冷間プレスでの適用が可能となるので、コストや生産性の点でより有利に、部品強度の向上および軽量化に貢献することができる。

Claims (8)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．１２％以上０．４０％以下、
    　Ｓｉ：１．５０％以下、
    　Ｍｎ：０．２０％以上３．５０％以下、
    　Ｐ：０．０５０％以下、
    　Ｓ：０．０１００％以下、
    　ｓｏｌ．Ａｌ：１．００％以下および
    　Ｎ：０．０１０％以下
    であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である、成分組成を有し、
    　マルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率が９５％以上１００％以下であり、
    　前記マルテンサイトおよび前記ベイナイトの粒内に存在する炭化物の面積率が５％以上２５％以下であり、
    　ＫＡＭ値（Ｋｅｒｎｅｌ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値）が１°以下である領域の面積率が７０％以上であり、かつ、
    　前記炭化物の分散間隔について次式（１）を満足し、
    　引張強さが１３１０ＭＰａ以上である、鋼板。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
     　ここで、
    　π：円周率、
    　ｆ：前記炭化物の面積率［％］、
    　ｄ１：前記炭化物の円相当径の平均値［ｎｍ］、
    　ｄ２：前記炭化物の円相当径の２乗の平均値［ｎｍ２］、および、
    　ｄ３：前記炭化物の円相当径の３乗の平均値［ｎｍ３］、
    である。
  2. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、以下のＡ群およびＢ群のうちの少なくとも一方を含有する、請求項１に記載の鋼板。
    （Ａ群）
    　Ｃｕ：１．００％以下、
    　Ｎｉ：１．００％以下、
    　Ｍｏ：０．５０％以下、
    　Ｃｒ：１．００％以下、
    　Ｚｒ：０．１００％以下、
    　Ｃａ：０．０１００％以下、
    　Ｔｉ：０．１００％以下、
    　Ｎｂ：０．１００％以下、
    　Ｂ：０．０１００％以下、
    　Ｖ：０．２００％以下、
    　Ｗ：０．２００％以下、
    　Ｓｂ：０．１００％以下、
    　Ｓｎ：０．１００％以下および
    　Ｍｇ：０．０１００％以下
    のうちから選択される一種または二種以上
    （Ｂ群）
    　Ｓｅ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｚｎ、Ｃｓ、Ｒｂ、Ｃｏ、Ｌａ、Ｔｌ、Ｎｄ、Ｙ、Ｉｎ、Ｂｅ、Ｈｆ、Ｔｃ、Ｔａ、Ｏ、Ｌａ、ＣｅおよびＰｒうちから選択される一種または二種以上：合計で０．０２％以下
  3. 　表面にめっき層を有する、請求項１に記載の鋼板。
  4. 　表面にめっき層を有する、請求項２に記載の鋼板。
  5. 　請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼板を用いてなる、部材。
  6. 　請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブに圧延を施して鋼板とする、圧延工程と、
    　前記鋼板を、焼鈍温度：Ａ３点以上、および、焼鈍時間：３０秒以上として焼鈍する、焼鈍工程と、
    　ついで、前記鋼板を、前記焼鈍温度～第２冷却開始温度の温度域での平均冷却速度：１０℃／秒以下として冷却する、第１冷却工程と、
    　前記鋼板を、前記第２冷却開始温度：６８０℃以上、前記第２冷却開始温度～５０℃の温度域での平均冷却速度：３０℃／秒以上として、５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する、第２冷却工程と、
    　前記鋼板を、次式（２）、（３）および（４）満足する条件で焼戻す、焼戻し工程と、
    　前記鋼板に、伸び率：０．１％以上０．４％以下として加工を施す、形状矯正工程と、
    を有する、鋼板の製造方法。
    　λ１≦５０００・・・（２）
    　λ２≧３１００・・・（３）
    　λ２≦０．８８×λ１＋４００・・・（４）
    　ここで、
    　λ１：焼戻し工程の第１区間の焼戻しパラメーター、および
    　λ２：焼戻し工程の第２区間の焼戻しパラメーター、
    であり、それぞれ次式（５）および（６）式により定義される。
    　λ１＝Ｔ１×（ｌｏｇｔ１＋２０）・・・（５）
    　λ２＝Ｔ２×（ｌｏｇｔ２＋２０）・・・（６）
    　また、
    　ｔ１：焼戻し工程の第１区間の滞留時間［ｓ］、
    　Ｔ１：焼戻し工程の第１区間の中間温度［℃］、
    　ｔ２：焼戻し工程の第２区間の滞留時間［ｓ］、および
    　Ｔ２：焼戻し工程の第２区間の中間温度［℃］、
    である。
    　焼戻し工程の第１区間および第２区間とは、焼戻し工程において１００℃以上の温度域にある時間域を２等分し、前半を焼戻し工程の第１区間、後半を焼戻し工程の第２区間としたものである。
  7. 　前記焼戻し工程後でかつ、前記形状矯正工程の前に、前記鋼板にめっき処理を行う、めっき処理工程を、さらに有する、請求項６に記載の鋼板の製造方法。
  8. 　請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼板に、成形加工および接合加工の少なくとも一方を施して部材とする、工程を有する、部材の製造方法。
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