JP7726367B2 - 鋼板、部材、それらの製造方法、冷延鋼板用熱延鋼板の製造方法及び冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

鋼板、部材、それらの製造方法、冷延鋼板用熱延鋼板の製造方法及び冷延鋼板の製造方法

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Description

本発明は、高強度であり、衝突特性に優れた鋼板、部材、それらの製造方法、冷延鋼板用熱延鋼板の製造方法及び冷延鋼板の製造方法に関する。本発明の鋼板は、主に自動車用鋼板としての用途に好適に使用できる。
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ＴＳが７８０ＭＰａ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、引張強度（以下、単にＴＳともいう。）が７８０ＭＰａ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の適用においては、７８０ＭＰａ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、５９０ＭＰａ以下の材料が主に適用されている。したがって、衝突時の部材破断を抑制し、高い吸収エネルギーを安定的に発揮することによって衝突時の安全性を担保しつつ、軽量化によって環境保全に寄与する余地がある。以上より、エネルギー吸収部材に衝突特性に優れたＴＳが７８０ＭＰａ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以上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７８０ＭＰａ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（ＣＥ）が０．４６％以上を満たす成分組成と、面積率で、フェライト：１０～５０％、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計：３０％以上、残留オーステナイト：３～２０％、フレッシュマルテンサイト：１５％以下、フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの合計：８５％以上である鋼組織と、を有し、フェライトの平均結晶粒径：２５μｍ以下であり、フェライト粒径の変動係数（ＣＶ）×炭素当量（ＣＥ）が０．２８以下であり、曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げた後、再度平坦に曲げ戻し加工した際に、圧縮－引張変形側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面において、全フェライト粒に対し、界面にボイドを有するフェライト粒の割合（ＮＦｖｏｉｄ／ＮＦ）が１５％以下であり、引張強度が７８０ＭＰａ以上であるとした。これらにより、高強度であり、衝突特性に優れた鋼板が得られることが分かった。
本発明はこのような知見に基づきなされたもので、その要旨は以下の通りである。
［１］炭素当量（ＣＥ）が０．４６％以上を満たす成分組成と、
面積率で、フェライト：１０～５０％、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計：３０％以上、残留オーステナイト：３～２０％、フレッシュマルテンサイト：１５％以下、フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの合計：９０％以上である鋼組織と、を有し、
フェライトの平均結晶粒径：２５μｍ以下であり、
フェライト粒径の変動係数（ＣＶ）×炭素当量（ＣＥ）が０．２８以下であり、
曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げた後、再度平坦に曲げ戻し加工した際に、圧縮－引張変形側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面において、全フェライト粒に対し、界面にボイドを有するフェライト粒の割合（ＮＦｖｏｉｄ／ＮＦ）が１５％以下であり、
引張強度が７８０ＭＰａ以上である鋼板。
［２］前記成分組成は、質量％で、
Ｃ：０．０７～０．２０％、
Ｓｉ：０．１０～２．００％、
Ｍｎ：１．５～４．０％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１００％、及び
Ｎ：０．０１００％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、
前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｃｒ：１．０００％以下、
Ｍｏ：０．５００％以下、
Ｖ：０．５００％以下、
Ｔｉ：０．５００％以下、
Ｎｂ：０．５００％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｎｉ：１．０００％以下、
Ｃｕ：１．０００％以下、
Ｓｂ：１．０００％以下、
Ｓｎ：１．０００％以下、
Ａｓ：１．０００％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｗ：０．５００％以下、
Ｔａ：０．１００％以下、
Ｍｇ：０．０５０％以下、
Ｚｒ：０．０５０％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（ＣＥ）が０．４６以上を満たし、［２］又は［３］に記載の成分組成を有する鋼スラブを、１１００～１３００℃の温度域に加熱し、仕上げ圧延温度を８００～９５０℃で熱間圧延し、仕上げ圧延の累積圧下率を６０％以上とし、仕上げ圧延出側から巻取までの冷却過程において、７５０～６００℃の温度域での滞留時間を１０ｓ以下とし、巻取温度を６００℃以下で巻き取る熱間圧延工程と、
該熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を酸洗し、２０％以上の累積圧下率で冷間圧延する冷間圧延工程と、
該冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、７５０～８８０℃の焼鈍温度まで加熱し、３０秒以上保持する焼鈍工程と、
該焼鈍工程後、冷却停止温度：（Ｍｓ－２５０℃）～（Ｍｓ－５０℃）まで冷却する焼入れ工程と、
該焼入れ工程後、再加熱温度：３００～５００℃まで加熱し、２０秒以上保持する焼戻し工程と、
を含む鋼板の製造方法。
［７］炭素当量（ＣＥ）が０．４６以上を満たし、［２］又は［３］に記載の成分組成を有する鋼スラブを、１１００～１３００℃の温度域に加熱し、仕上げ圧延出側温度を８００～９５０℃で熱間圧延し、仕上げ圧延の累積圧下率を６０％以上とし、仕上げ圧延出側から巻取までの冷却過程において、７５０～６００℃の温度域での滞留時間を１０ｓ以下とし、巻取温度を６００℃以下として巻き取り、熱延鋼板組織の面積率で、フェライト：２０％以下、フレッシュマルテンサイト及びベイナイトの合計：８０％以上である組織を有する熱延鋼板を製造する熱間圧延工程を含む冷延鋼板用熱延鋼板の製造方法。
［８］［７］に記載の製造方法で得られた熱延鋼板を酸洗し、２０％以上の累積圧下率で冷間圧延する冷間圧延工程を含む冷延鋼板の製造方法。
［９］前記焼鈍工程後及び前記焼入れ工程前に、又は焼戻し工程後に、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含む［６］に記載の鋼板の製造方法。
［１０］前記焼鈍工程後かつ前記焼入れ工程前のめっき工程において、めっき前に３００～５００℃の温度域に０～３００ｓ保持する工程を含む［９］に記載の鋼板の製造方法。
［１１］［６］、［９］又は［１０］に記載の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、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７８０ＭＰａ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。
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５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（ＣＥ）が０．４６％以上を満たす成分組成と、面積率で、フェライト：１０～５０％、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計：３０％以上、残留オーステナイト：３～２０％、フレッシュマルテンサイト：１５％以下、フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの合計：９０％以上である鋼組織と、を有し、フェライトの平均結晶粒径：２５μｍ以下であり、フェライト粒径の変動係数（ＣＶ）×炭素当量（ＣＥ）が０．２８以下であり、曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げた後、再度平坦に曲げ戻し加工した際に、圧縮－引張変形側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面において、全フェライト粒に対し、界面にボイドを有するフェライト粒の個数割合（ＮＦｖｏｉｄ／ＮＦ）が１５％以下であり、引張強度が７８０ＭＰａ以上である。
炭素当量（ＣＥ）：０．４６％以上
炭素当量ＣＥ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ＣＥを０．４６％以上とすることで、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し、本発明の引張強度（７８０ＭＰａ以上）および衝突特性を得ることができる。炭素当量ＣＥは、好ましくは０．４８％以上とする。上限は特に限定されないが、溶接性や成形性とのバランスを考慮し、炭素当量ＣＥは０．８５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．８２％以下である。
炭素当量ＣＥは、以下の式（１）で求めることができる。
炭素当量ＣＥ＝［Ｃ％］＋（［Ｓｉ％］／２４）＋（［Ｍｎ％］／６）＋（［Ｎｉ％］／４０）＋（［Ｃｒ％］／５）＋（［Ｍｏ％］／４）＋（［Ｖ％］／１４） ・・・（１）
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：１０～５０％
フェライトの面積率が５０％超では、７８０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）と衝突特性を両立することが困難となる。フェライトの面積率が１０％未満では、変形中にフェライトに応力集中し、界面におけるボイド生成が促進される場合がある。したがって、フェライトの面積率は１０～５０％である。フェライトの面積率は、好ましくは１５％以上である。また、フェライトの面積率は、好ましくは４５％以下である。
焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計面積率：３０％以上
焼戻しマルテンサイトは、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３０％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、３０％以上であり、好ましくは４０％以上である。また、合計面積率の上限は限定されないが、他の組織とのバランスと考慮し、合計面積率は８０％以下であることが好ましい。
残留オーステナイトの面積率：３～２０％
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２０％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２０％以下であり、好ましくは１５％以下である。
フレッシュマルテンサイト：１５％以下
フレッシュマルテンサイトは高強度化には有効である。しかしながら、軟質相との粒界でボイドを生じやすく、フレッシュマルテンサイトの面積率が１５％を超えるとフェライトとの界面でボイドの生成が促進され、衝突特性を低下させる場合がある。したがって、フレッシュマルテンサイトの面積率は１５％以下であり、好ましくは１０％以下であり、より好ましくは５％以下である。フレッシュマルテンサイトの面積率の下限は０％でもよい。
フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの合計面積率：９０％以上
フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの合計面積率が９０％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、パーライト、セメンタイトが挙げられ、これらの相が増加すると、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。上記合計面積率が９０％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。合計面積率は好ましくは９５％以上とする。合計面積率は１００％であってもよい。上記以外の残部の組織となるパーライト及びセメンタイトの合計面積率は１０％以下である。好ましくは、この残部の組織の合計面積率は７％以下であり、より５％以下であり、さらに好ましくは３％以下である。
各組織の面積率とは、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本発明の各組織の面積率とする。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、又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。ここで、フレッシュマルテンサイトも白色を呈し、フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトはＳＥＭ像での区別が困難である。そこで、フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの合計の面積率から、後述する方法で求めた残留オーステナイトの面積率を差し引くことによって、フレッシュマルテンサイトの面積率を求める。
本発明では、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によって求める。
フェライトの平均結晶粒径：２５μｍ以下
本発明の鋼板において、フェライトの平均結晶粒径を２５μｍ以下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及び連結によって発生しやすくなると考えられる。また、実部材の衝突では成形時に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。このとき一次加工部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。高硬度差領域におけるボイド生成の原因は硬質相に対し、軟質相の変形量が大きくなるためである。そこで、フェライトを微細化することで、変形量を小さくし、一次加工部におけるボイド発生、進展及びそれに伴う部材破断を抑制し、高い耐破断特性が得られる。したがって、フェライトの平均結晶粒径は２５μｍ以下であり、好ましくは２０μｍ以下である。なお、フェライトの平均結晶粒径の下限は特に定めないが、３μｍ以上が好ましい。
フェライトの平均結晶粒径は、板厚１／４位置をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で２０００倍の倍率で４０μｍ×５０μｍの領域を１０視野以上撮影し、得られた画像データから上述のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて各フェライト粒の面積比から円相当径を算出し平均することによって測定する。
また、後述のフェライト粒径の標準偏差は、上述のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて求めた各フェライト粒径から算出することができる。
フェライト粒径の変動係数（ＣＶ）×炭素当量（ＣＥ）：０．２８以下
本発明の鋼板において、ＣＶ×ＣＥを０．２８以下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。衝突時に破断の起点となる一次加工部におけるボイド発生、進展は局所的な応力集中によって促進される。これを抑制するためには、鋼組織におけるフェライト粒径のばらつきを小さくすることと、硬質相の軟質化が有効であると考えられる。したがって、前者（鋼組織におけるフェライト粒径のばらつきを小さくすること）の指標をＣＶとし、後者（硬質相の軟質化）の指標をＣＥとし、ＣＶ×ＣＥを０．２８以下とすることで高い耐破断特性が得られる。好ましくは０．２５以下である。
フェライト粒径の変動係数ＣＶは、以下の式（２）で求めることができる。
炭素当量ＣＥは、以下の式（１）で求めることができる。
ＣＥ＝［Ｃ％］＋（［Ｓｉ％］／２４）＋（［Ｍｎ％］／６）＋（［Ｎｉ％］／４０）＋（［Ｃｒ％］／５）＋（［Ｍｏ％］／４）＋（［Ｖ％］／１４） ・・・（１）
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。
なお、後述する熱間圧延時の仕上げ圧延の圧下率および仕上げ圧延出側から巻取までの冷却過程、巻取温度を制御し、熱延組織をフレッシュマルテンサイト及びベイナイト主体の組織とすることで、所望のフェライト平均結晶粒径及びＣＶ×ＣＥが得られる。熱延組織について、微細なフレッシュマルテンサイト及びベイナイトを主体とする組織とすると、焼鈍工程及び焼鈍後の冷却工程においてフェライトが生成する際の核生成サイトが増加することで、均一かつ微細なフェライト粒が分散した組織となる。
曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げた後、再度平坦に曲げ戻し加工した際に、圧縮－引張変形側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面において、全フェライト粒に対し、界面にボイドを有するフェライト粒の個数割合（ＮＦｖｏｉｄ／ＮＦ）：１５％以下
本発明の鋼板において、ＮＦｖｏｉｄ／ＮＦを１５％以下とすることで高い衝突特性が得られる（ＮＦは、曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げた後、再度平坦に曲げ戻し加工した際に、圧縮－引張変形側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面における、全フェライト粒の個数である。ＮＦｖｏｉｄは、曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げた後、再度平坦に曲げ戻し加工した際に、圧縮－引張変形側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面において、界面にボイドを有するフェライト粒の個数である。）。
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及び連結によって発生しやすくなると考えられる。また、実部材の衝突では成形時（一次加工）に変形を受けた箇所で衝突時に二次変形を受け、このとき破断起点部の変形履歴は一次加工及び二次変形によって圧縮変形を受けた後に引張変形を受けた箇所と考えられる。圧縮－引張変形部では、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と考えられる。そこで、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトによって高硬度差領域を減少させ、さらに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マクロな応力集中を抑制し、フェライトの粒径を制御することで、粗大なフェライト粒へのミクロな応力集中を抑制することで、一次加工部におけるボイド発生、進展及びそれに伴う部材破断を抑制し、高い耐破断特性が得られる。したがって、これらの効果を得るためにＮＦｖｏｉｄ／ＮＦを１５％以下とする。好ましくは１０％以下である。ＮＦｖｏｉｄ／ＮＦは工業的に得られる下限として、１以上とする。
なお、一次曲げ加工条件（曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げること）を満たしていれば加工方法は制限されない。一次曲げ加工方法の例として、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が挙げられる。曲げ戻し加工においては、平坦な治具を用いたプレス加工などが挙げられる。
ＮＦｖｏｉｄ／ＮＦの測定方法は次のとおりである。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°曲げ加工し、再度平坦に曲げ戻し加工した後、板厚断面を研磨し、圧縮－引張側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面を観察する。Ｌ断面をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で２０００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を用いて視野内の全フェライト粒の数および界面にボイドを有するフェライト粒の数をカウントし、割合を求める。３視野の平均値をＮＦｖｏｉｄ／ＮＦとする。なお、ボイドはフェライトより濃い黒色で各組織と明確に区別できる。
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－引張変形側の鋼板表面とは、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、曲げ戻し加工後の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、且つ鋼板表面に対し垂直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。
曲げ戻し加工した後のフェライト粒の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領域内でフェライト粒の数を測定する。
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、７８０ＭＰａ以上である。本発明でいう高強度とは、引張強度（ＴＳ）が７８０ＭＰａ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１４７０ＭＰａ以下が好ましい。なお、引張強度（ＴＳ）の測定方法は、鋼板から圧延方向に対して直角方向にＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ Ｚ２２０１）を採取し、歪速度を１０－３／ｓとするＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）を求める。
本発明の鋼板の板厚は、本発明の効果を有効に得る観点から、０．２ｍｍ以上であることが好ましい。また、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、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値から荷重が５０％低下した点のストロークの平均値ΔＳ５０が２９ｍｍ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、実施例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３８０００Ｎ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°曲げた後、再度平坦に曲げ戻し加工（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１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２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１及び図２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３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４に示す。図４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３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）＋１．５ｍｍ
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、最大荷重から荷重が５０％低下した点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最大荷重から荷重が５０％低下した点のストロークの平均値をΔＳ５０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。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５及び図６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５及び図６に示すような試験用部材３０を作製する。図５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６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６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７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７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：０．１０～２．００％
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０．１０％以上であり、より好ましくは０．２０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が２．００％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２．００％以下であり、より好ましくは１．５０％以下である。
Ｍｎ：１．５～４．０％
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１．５％以上である。Ｍｎ含有量は、より好ましくは２．０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が４．０％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４．０％以下であり、より好ましくは３．５％以下である。
Ｐ：０．１００％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０．１００％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０．１００％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０．１００％以下であり、好ましくは０．０５０％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％程度であり、０．００２％以上であることが好ましい。
Ｓ：０．０５０％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０．０５０％以下である。Ｓ含有量は、より好ましくは、０．０１０％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％程度であり、０．０００２％以上であることが好ましい。
Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１００％
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０．１００％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０．１００％以下であり、より好ましくは０．０４％以下である。
Ｎ：０．０１００％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０．０１００％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０．０１００％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％程度であり、０．０００３％以上であることが好ましい。
本発明の鋼板は、上記の成分を含有し、残部がＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む成分組成を有する。特に、本発明の一実施形態に係る鋼板は、上記の成分を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。
本発明の鋼板には、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：１．０００％以下、Ｍｏ：０．５００％以下、Ｖ：０．５００％以下、Ｔｉ：０．５００％以下、Ｎｂ：０．５００％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｎｉ：１．０００％以下、Ｃｕ：１．０００％以下、Ｓｂ：１．０００％以下、Ｓｎ：１．０００％以下、Ａｓ：１．０００％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｗ：０．５００％以下、Ｔａ：０．１００％以下、Ｍｇ：０．０５０％以下、Ｚｒ：０．０５０％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：１．０００％、Ｍｏ：０．５００％、Ｖ：０．５００％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１．０００％以下、Ｍｏ含有量は好ましくは０．５００％以下、Ｖ含有量は好ましくは０．５００％以下である。より好ましくはＣｒ含有量は、０．８００％以下、Ｍｏ含有量は、０．４００％以下、Ｖ含有量は、０．４００％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。
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０．５００％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０．５００％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０．４００％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。
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０．００５０％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０．００５０％以下であることが好ましい。より好ましくはＢ含有量は、０．００４０％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。
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１．０００％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１．０００％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０．８００％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。
Ｓｂ、Ｓｎ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１．０００％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１．０００％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０．８００％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。
Ａｓは、粒界に偏析する元素であり、原料のスクラップに不純物として含有される元素である。粒界脆化抑制の観点から、１．０００％以下であることが好ましい。より好ましくはＡｓ含有量は、０．８００％以下である。Ａｓの含有量は少ないほど好ましく、含有量の下限は特に限定されないが、精錬コストの観点から、０．００５％以上であることが好ましい。
Ｃａは、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の含有量が０．００５０％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を含有する場合、Ｃａの含有量は０．００５０％以下とすることが好ましい。より好ましくはＣａ含有量は、０．００４０％以下である。Ｃａの含有量が少なくても本発明の効果は得られるので、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の含有量は０．００１０％以上とすることが好ましい。
Ｗは熱間圧延時、又は焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物、又は炭窒化物を形成し、鋼の析出強化に有用である。Ｗの含有量が０．５００％を超えると加工性が低下する。したがって、Ｗを含有させる場合は、０．５００％以下とする。Ｗを含有させる場合は、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０５０％以上である。Ｗを含有させる場合は、好ましくは０．４００％以下、より好ましくは０．３００％以下である。
Ｔａは熱間圧延時、又は焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物、又は炭窒化物を形成し、鋼の析出強化に有用である。Ｔａの含有量が０．１００％を超えると、加工性が低下する。したがって、Ｔａを含有させる場合は、０．１００％以下とする。Ｔａを含有させる場合は、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。Ｔａを含有させる場合は、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０６０％以下である。
Ｍｇは、介在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。一方、Ｍｇの含有量が０．０５０％を超えると、鋼の清浄度に悪影響を及ぼすおそれがある。したがって、Ｍｇを含有させる場合は、Ｍｇの含有量は０．０５０％以下とする。Ｍｇを含有させる場合は、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１％以上である。Ｍｇを含有させる場合は、好ましくは０．０４０％以下、より好ましくは０．０３０％以下である。
Ｚｒは、介在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。一方、Ｚｒの含有量が０．０５０％を超えると、鋼の清浄度に悪影響を及ぼすおそれがある。したがって、Ｚｒを含有させる場合は、Ｚｒの含有量は０．０５０％以下とする。Ｚｒを含有させる場合は、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１％以上である。Ｚｒを含有させる場合は、好ましくは０．０４０％以下、より好ましくは０．０３０％以下である。
ＲＥＭは、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、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、ＲＥＭのいずれかを含有する場合、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ＲＥＭ含有量は、０．００４％以下である。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、ＲＥＭの含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることが好ましい。
また、上記の任意元素を前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、１１００～１３００℃の温度域に加熱し、仕上げ圧延温度（仕上げ圧延出側温度）を８００～９５０℃とし、仕上げ圧延の圧下率を６０％以上とし、仕上げ圧延出側から巻取までの冷却過程において、７５０～６００℃の温度域での滞留時間を１０ｓ以下とし、巻取温度を６００℃以下として巻き取る熱間圧延工程を含む。
巻取後、熱延鋼板は、面積率で、フェライト：２０％以下、フレッシュマルテンサイト及びベイナイトの合計：８０％以上である組織を有していてよい。
また、上記熱間圧延工程後の熱延鋼板を酸洗し、２０％以上の累積圧下率で冷間圧延する冷間圧延工程を含む。
また、上記冷間圧延工程後の冷延鋼板を７５０～８８０℃の焼鈍温度まで加熱し、３０秒以上保持する焼鈍工程と、該焼鈍工程後、冷却停止温度：（Ｍｓ－２５０℃）～（Ｍｓ－５０℃）まで冷却する焼入れ工程と、該焼入れ工程後、再加熱温度：３００～５００℃まで加熱し、２０秒以上保持する焼戻し工程と、を含む。
また、本発明の鋼板の製造方法は、前記焼入れ工程前、又は焼戻し工程後に、鋼板の表面に、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：８００～９５０℃
仕上げ圧延温度（仕上げ圧延出側温度）が８００℃未満の場合、圧延時にフェライト変態が起こり、本発明の熱間圧延組織が得られない場合がある。したがって、仕上げ圧延温度は８００℃以上であり、好ましくは８５０℃以上であり、より好ましくは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、焼鈍後に不均一なフェライト粒が生成する場合がある。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。
仕上げ圧延の累積圧下率：６０％以上
仕上げ圧延の累積圧下率を６０％以上とすることで、熱間圧延時の再結晶率が増加し、微細な熱間圧延組織となる。さらに、仕上げ圧延出側から巻取までの冷却過程および巻取温度の制御により、フェライトの生成を抑制し、フレッシュマルテンサイトおよびベイナイト主体の微細な熱間圧延組織とすることで、焼鈍工程において、フェライトの核生成サイトが増加し、均一かつ微細なフェライト粒が得られると考えられる。仕上げ圧延の累積圧下率が６０％未満ではこれらの効果が得られない。したがって、仕上げ圧延の累積圧下率は６０％以上であり、好ましくは７０％以上である。上限は特に限定されないが、冷間圧延時の圧下率とのバランスを考慮し、仕上げ圧延の累積圧下率は９９％以下とすることが好ましく、より好ましくは９６％以下である。
仕上げ圧延出側から巻取までの冷却過程における７５０～６００℃の温度域での滞留時間：１０ｓ以下
仕上げ圧延出側から巻取までの冷却過程において、７５０～６００℃の温度域での滞留時間が１０ｓを超えた場合、フェライト変態が進行し、本発明の熱間圧延組織が得られない場合がある。したがって、７５０～６００℃の温度域での滞留時間は１０ｓ以下であり、好ましくは８ｓ以下である。
下限は特に限定されないが、製造コストを考慮し、滞留時間は１ｓ以上とすることが好ましく、より好ましくは３ｓ以上である。
巻取温度：６００℃以下
巻取温度が６００℃を超えた場合、巻き取り後にフェライト変態が進行し、本発明の熱間圧延組織が得られない場合がある。また、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。
熱延鋼板のフェライトの面積率：２０％以下
本発明の鋼板において、熱延鋼板（熱間圧延板）の組織を制御することは、最終組織で平均結晶粒径が２５μｍ以下のフェライトおよび０．２８以下のＣＶ×ＣＥを得るために重要である。熱間圧延工程において、仕上げ圧延時の圧下率及び仕上げ圧延出側から巻取までの冷却過程、巻取温度の制御により、フェライトの生成を抑制し、熱延鋼板組織について、フェライトの面積率を２０％以下とすることで、後述するフレッシュマルテンサイト及びベイナイトを８０％以上含む微細な熱間圧延組織が得られ、焼鈍工程において、フェライトの核生成サイトが増加し、均一かつ微細なフェライト粒が得られると考えられる。したがって、熱延鋼板のフェライトの面積率は２０％以下であり、好ましくは１５％以下である。熱延鋼板のフェライトの面積率は、０％であってもよい。
熱延鋼板のフレッシュマルテンサイト及びベイナイトの合計面積率：８０％以上
本発明において、熱延鋼板の組織をフレッシュマルテンサイト及びベイナイト主体の組織に制御することは、前記と同様の理由から最終組織で平均結晶粒径が２５μｍ以下のフェライト及び０．２８以下のＣＶ×ＣＥを得るために重要である。したがって、熱延鋼板のフレッシュマルテンサイト及びベイナイトの合計面積率は８０％以上であり、好ましくは８５％以上である。熱延鋼板のフレッシュマルテンサイト及びベイナイトの合計面積率は、１００％であってもよい。
なお、熱延鋼板（熱間圧延板）のフェライトの面積率：２０％以下及び熱間圧延板のフレッシュマルテンサイト及びベイナイトの合計面積率：８０％以上を満たしていれば、上記以外の相の種類及び面積率に関わらず本発明の組織、強度、衝突特性が得られる。上記以外の相には、例えば、パーライト、セメンタイトが挙げられる。これらの相が過剰に増加し、熱延鋼板のフレッシュマルテンサイト及びベイナイトの合計面積率が８０％未満になると、焼鈍時に不均一なフェライト粒が形成され、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。これらの相は、面積率で１５％以下であることが好ましい。
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。
冷間圧延の累積圧下率：２０％以上
冷間圧延の累積圧下率が２０％未満では、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、冷間圧延の累積圧下率は２０％以上であり、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：７５０～８８０℃、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。よって、焼鈍温度は７５０℃以上とする。焼鈍温度は、８８０℃を超えるとオーステナイトが過剰となり、フェライトが不足する場合がある。したがって、焼鈍温度は、８８０℃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。
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。
Ｍｓは以下の式（３）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％］ ・・・（３）
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。［α面積％］は、焼鈍後、本発明の焼入れ工程、焼戻し工程を経て、最終的に得られる鋼板に含まれるフェライトの面積率と同じとして扱う。
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（再加熱温度）：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、フェライトと焼戻しマルテンサイトの硬度差が大きくなることで、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、フェライトとの界面で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本発明の鋼組織及び耐破断特性が得られない場合がある。したがって、焼戻し温度（再加熱温度）は３００℃以上であり、好ましくは３５０℃以上である。一方、焼戻し温度（再加熱温度）が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。また、ベイナイト変態が不十分となり本発明の鋼組織及び耐破断特性が得られない場合がある。したがって、焼戻し温度（再加熱温度）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、本発明の鋼組織及び耐破断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。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。
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、上記焼鈍工程後かつ焼入れ工程前、又は焼戻し工程後に、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。
焼鈍工程後かつ焼入れ工程前のめっき工程においては、めっき前に３００～５００℃の温度域に０～３００ｓ保持する工程を含むことが好ましい。
上記温度域が３００℃未満では、マルテンサイト変態が生じる場合があり、未変態オーステナイト中にＣが過度に濃化することで、めっきまたはめっき合金化時に分解し、残留オーステナイトが減少する場合がある。一方で、上記温度域が５００℃超えでは、フェライトが生成する場合があり、本発明の鋼組織が得られない場合がある。
また、保持時間が３００ｓ超えでは、過度にベイナイト変態が進行し本発明の鋼組織及び耐破断特性が得られない場合がある。
よって、本発明では、焼鈍工程後かつ焼入れ工程前のめっき工程においては、めっき前に３００～５００℃の温度域に０～３００ｓ保持する工程を含むことが好ましい
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。
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１８０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１１００～１３００℃に加熱し、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、焼入れ工程前、又は焼戻し工程後に、一部の鋼板にめっき処理を施した。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。
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）、フレッシュマルテンサイト（ＦＭ）、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°曲げた後、再度平坦に曲げ戻し加工した際に、圧縮－引張変形側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面において、全フェライト粒に対し、界面にボイドを有するフェライト粒の割合（ＮＦｖｏｉｄ／ＮＦ）も測定した。
ＮＦｖｏｉｄ／ＮＦの測定方法は次のとおりである。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°曲げ加工し、再度平坦に曲げ戻し加工した後、板厚断面を研磨し、圧縮－引張側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面を観察した。Ｌ断面をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で２０００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を用いて視野内の全フェライト粒の数および界面にボイドを有するフェライト粒の数をカウントし、割合を求める。３視野の平均値をＮＦｖｏｉｄ／ＮＦとした。なお、ボイドはフェライトより濃い黒色で各組織と明確に区別できる。
曲げ戻し加工した後のフェライト粒の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した。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領域内でフェライト粒の数を測定した。
各組織の面積率は、次のように測定した。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た。３視野の面積率の平均値を本発明の各組織の面積率とする。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、又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した。ここで、フレッシュマルテンサイトも白色を呈し、フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトはＳＥＭ像での区別が困難である。そこで、フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトの合計の面積率から、後述する方法で求めた残留オーステナイトの面積率を差し引くことによって、フレッシュマルテンサイトの面積率を求めた。
なお、表３には示していないが、残部組織は、フェライト（Ｆ）、焼戻しマルテンサイト（ＴＭ）、ベイナイト（Ｂ）、残留オーステナイト（ＲＡ）及びフレッシュマルテンサイト（ＦＭ）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。
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によって求めた。
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７８０ＭＰａ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°曲げた後、再度平坦に曲げ戻し加工（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１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２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１及び図２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３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４に示す。図４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３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）＋１．５ｍｍ
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、最大荷重から荷重が５０％低下した点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最大荷重から荷重が５０％低下した点のストロークの平均値をΔＳ５０とした。ΔＳ５０が２９ｍｍ以上で耐破断特性が良好と評価した。ΔＳ５０を求める際、ストローク量を決定する荷重は耐破断特性の評価において重要である。軸圧壊変形時の破断は部材の一次加工部で発生した割れが大きくなり、板厚を貫通することで破断に至る。曲げ－直交曲げ試験では、最大荷重付近で試験片に割れが生じ、割れが大きくなるにしたがって曲げ部の断面積が減少し、荷重が低下する。つまり、最大荷重から荷重が低下した割合は、割れが変形に伴いどの程度大きくなったかを表す。最大荷重から荷重が５０％低下した点のストロークΔＳ５０を２９ｍｍ以上とすることで、実際の圧壊変形におけるばらつきを考慮しても破断を抑制することができる。したがって、ΔＳ５０が２９ｍｍ以上であることで、耐破断特性が良好であると評価した。
＜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５及び図６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５及び図６に示すような試験用部材３０を作製した。図５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６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６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７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７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３８０００Ｎ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。
発明例の鋼板は、ＴＳが７８０ＭＰａ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７８０ＭＰａ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．１（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．１の鋼板と、実施例１の表３のＮｏ．３０（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．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．３０（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．３０（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．３０（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
本発明によれば、ＴＳが７８０ＭＰａ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 (10)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０７～０．２０％、
    Ｓｉ：０．１０～２．００％、
    Ｍｎ：１．５～４．０％、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０５０％以下、
    Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１００％、及び
    Ｎ：０．０１００％以下を含有し、
    炭素当量（ＣＥ）が０．４６％以上を満たし、
    残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、
    面積率で、フェライト：１０～５０％、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計：３０％以上、残留オーステナイト：３～２０％、フレッシュマルテンサイト：１５％以下、フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの合計：９０％以上である鋼組織と、を有し、
    フェライトの平均結晶粒径：２５μｍ以下であり、
    フェライト粒径の変動係数（ＣＶ）×炭素当量（ＣＥ）が０．２８以下であり、
    曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げた後、再度平坦に曲げ戻し加工した際に、圧縮－引張変形側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面において、全フェライト粒に対し、界面にボイドを有するフェライト粒の個数割合（ＮＦｖｏｉｄ／ＮＦ）が１５％以下であり、
    引張強度が７８０ＭＰａ以上である鋼板。
  2. 前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｃｒ：１．０００％以下、
    Ｍｏ：０．５００％以下、
    Ｖ：０．５００％以下、
    Ｔｉ：０．５００％以下、
    Ｎｂ：０．５００％以下、
    Ｂ：０．００５０％以下、
    Ｎｉ：１．０００％以下、
    Ｃｕ：１．０００％以下、
    Ｓｂ：１．０００％以下、
    Ｓｎ：１．０００％以下、
    Ａｓ：１．０００％以下、
    Ｃａ：０．００５０％以下、
    Ｗ：０．５００％以下、
    Ｔａ：０．１００％以下、
    Ｍｇ：０．０５０％以下、
    Ｚｒ：０．０５０％以下、及び
    ＲＥＭ：０．００５％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１に記載の鋼板。
  3. 鋼板の表面に、電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層、又は合金化溶融亜鉛めっき層を有する請求項１又は請求項２に記載の鋼板。
  4. 請求項１から請求項３までのいずれか一項に記載の鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施してなる部材。
  5. 炭素当量（ＣＥ）が０．４６以上を満たし、請求項１又は請求項２に記載の成分組成を有する鋼スラブを、１１００～１３００℃の温度域に加熱し、仕上げ圧延温度を８００～９５０℃で熱間圧延し、仕上げ圧延の累積圧下率を６０％以上とし、仕上げ圧延出側から巻取までの冷却過程において、７５０～６００℃の温度域での滞留時間を１０ｓ以下とし、巻取温度を６００℃以下として巻き取る熱間圧延工程と、
    該熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を酸洗し、２０％以上の累積圧下率で冷間圧延する冷間圧延工程と、
    該冷間圧延工程で得られた冷延鋼板を、７５０～８８０℃の焼鈍温度まで加熱し、３０秒以上保持する焼鈍工程と、
    該焼鈍工程後、冷却停止温度：（Ｍｓ－２５０℃）～（Ｍｓ－５０℃）まで冷却する焼入れ工程と、
    該焼入れ工程後、再加熱温度：３００～５００℃まで加熱し、２０秒以上保持する焼戻し工程と、
    を含む、
    質量％で、
    Ｃ：０．０７～０．２０％、
    Ｓｉ：０．１０～２．００％、
    Ｍｎ：１．５～４．０％、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０５０％以下、
    Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１００％、及び
    Ｎ：０．０１００％以下を含有し、
    炭素当量（ＣＥ）が０．４６％以上を満たし、
    さらに任意選択的に、
    Ｃｒ：１．０００％以下、
    Ｍｏ：０．５００％以下、
    Ｖ：０．５００％以下、
    Ｔｉ：０．５００％以下、
    Ｎｂ：０．５００％以下、
    Ｂ：０．００５０％以下、
    Ｎｉ：１．０００％以下、
    Ｃｕ：１．０００％以下、
    Ｓｂ：１．０００％以下、
    Ｓｎ：１．０００％以下、
    Ａｓ：１．０００％以下、
    Ｃａ：０．００５０％以下、
    Ｗ：０．５００％以下、
    Ｔａ：０．１００％以下、
    Ｍｇ：０．０５０％以下、
    Ｚｒ：０．０５０％以下、及び
    ＲＥＭ：０．００５％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有し、
    残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、
    面積率で、フェライト：１０～５０％、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計：３０％以上、残留オーステナイト：３～２０％、フレッシュマルテンサイト：１５％以下、フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの合計：９０％以上である鋼組織と、を有し、
    フェライトの平均結晶粒径：２５μｍ以下であり、
    フェライト粒径の変動係数（ＣＶ）×炭素当量（ＣＥ）が０．２８以下であり、
    曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げた後、再度平坦に曲げ戻し加工した際に、圧縮－引張変形側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面において、全フェライト粒に対し、界面にボイドを有するフェライト粒の個数割合（ＮＦｖｏｉｄ／ＮＦ）が１５％以下であり、
    引張強度が７８０ＭＰａ以上である鋼板の製造方法。
  6. 質量％で、
    Ｃ：０．０７～０．２０％、
    Ｓｉ：０．１０～２．００％、
    Ｍｎ：１．５～４．０％、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０５０％以下、
    Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．１００％、及び
    Ｎ：０．０１００％以下を含有し、
    炭素当量（ＣＥ）が０．４６％以上を満たし、
    さらに任意選択的に、
    Ｃｒ：１．０００％以下、
    Ｍｏ：０．５００％以下、
    Ｖ：０．５００％以下、
    Ｔｉ：０．５００％以下、
    Ｎｂ：０．５００％以下、
    Ｂ：０．００５０％以下、
    Ｎｉ：１．０００％以下、
    Ｃｕ：１．０００％以下、
    Ｓｂ：１．０００％以下、
    Ｓｎ：１．０００％以下、
    Ａｓ：１．０００％以下、
    Ｃａ：０．００５０％以下、
    Ｗ：０．５００％以下、
    Ｔａ：０．１００％以下、
    Ｍｇ：０．０５０％以下、
    Ｚｒ：０．０５０％以下、及び
    ＲＥＭ：０．００５％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有し、
    残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、
    面積率で、フェライト：１０～５０％、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計：３０％以上、残留オーステナイト：３～２０％、フレッシュマルテンサイト：１５％以下、フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの合計：９０％以上である鋼組織と、を有し、
    フェライトの平均結晶粒径：２５μｍ以下であり、
    フェライト粒径の変動係数（ＣＶ）×炭素当量（ＣＥ）が０．２８以下であり、
    曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げた後、再度平坦に曲げ戻し加工した際に、圧縮－引張変形側の鋼板表面から０～５０μｍ領域内のＬ断面において、全フェライト粒に対し、界面にボイドを有するフェライト粒の個数割合（ＮＦｖｏｉｄ／ＮＦ）が１５％以下であり、
    引張強度が７８０ＭＰａ以上である冷延鋼板に用いる熱延鋼板の製造方法であって、
    炭素当量（ＣＥ）が０．４６以上を満たし、請求項１又は請求項２に記載の成分組成を有する鋼スラブを、１１００～１３００℃の温度域に加熱し、仕上げ圧延温度を８００～９５０℃で熱間圧延し、仕上げ圧延の累積圧下率を６０％以上とし、仕上げ圧延出側から巻取までの冷却過程において、７５０～６００℃の温度域での滞留時間を１０ｓ以下とし、巻取温度を６００℃以下として巻き取り、
    熱延鋼板組織の面積率で、フェライト：２０％以下、フレッシュマルテンサイト及びベイナイトの合計：８０％以上である組織を有する熱延鋼板を製造する熱間圧延工程を含む冷延鋼板用熱延鋼板の製造方法。
  7. 請求項６に記載の冷延鋼板用熱延鋼板の製造方法で得られた熱延鋼板を酸洗し、２０％以上の累積圧下率で冷間圧延する冷間圧延工程を含む冷延鋼板の製造方法。
  8. 前記焼鈍工程後かつ前記焼入れ工程前に、又は焼戻し工程後に、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含む請求項５に記載の鋼板の製造方法。
  9. 前記焼鈍工程後かつ前記焼入れ工程前のめっき工程において、めっき前に３００～５００℃の温度域に０～３００ｓ保持する工程を含む請求項８に記載の鋼板の製造方法。
  10. 請求項５、請求項８又は請求項９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含む部材の製造方法。
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