WO2024128312A1 - 鋼板および鋼板の製造方法 - Google Patents

鋼板および鋼板の製造方法 Download PDF

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恭平 石川
卓史 横山
健悟 竹田
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Nippon Steel Corp
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet and a method for manufacturing the steel sheet.
  • steel sheets for automobiles With regard to steel sheets for automobiles, the demand for thin, high-strength steel sheets with excellent formability has increased significantly in order to reduce the weight of automobile bodies and improve fuel efficiency, in consideration of the global environment.
  • high strength is being required, particularly for high-strength steel sheets used for auto body frame parts, and high formability is also being required for expanded applications.
  • automobile parts are formed by pressing or the like, they are required to have excellent formability (for example, bendability) even if they have high strength.
  • Patent Document 1 describes a high-strength steel plate having a plate thickness center portion and a surface layer portion formed on one or both sides of the plate thickness center portion, in which, in a cross section of the high-strength steel plate, the metal structure of the plate thickness center portion is composed of, in terms of area ratio, tempered martensite: 85% or more, ferrite, bainite, pearlite, and one or more of retained austenite: less than 15% in total, and as-quenched martensite: less than 5%, and the metal structure of the surface layer portion is composed of, in terms of area ratio, ferrite: 65% or more, pearlite: 5% or more, and
  • the high-strength steel sheet disclosed herein is made up of less than 0% of quenched martensite, less than 10% in total of one or more of tempered martensite, bainite, and retained austenite, and less than 5% of as-quenched martensite, the thickness of
  • the crushing properties after pressing are also important from the viewpoint of absorbing energy during a collision.
  • B is added to increase strength. This B is added as solid solution B to improve the hardenability of steel and achieve high strength.
  • the addition of B may cause coarse carbides containing B to be formed in the steel. If these coarse carbides containing B are formed during the manufacturing process, it is difficult to re-melt them by the time the final hardening is performed, and the achievement of high strength is hindered due to the lack of solid solution B during hardening.
  • coarse carbides containing B that remain in the final product promote the generation of voids during press processing and crushing deformation of the component, and become the starting point of crack generation in the component. As a result, there is a risk of reducing the crushing properties (deformation limit) of the component. Therefore, it is necessary to suppress the formation of coarse carbides containing B not only in the final product but also in the manufacturing process.
  • the present invention was developed in consideration of the above circumstances, and aims to provide a steel plate that has high strength and excellent bendability, as well as excellent crushing properties after pressing, and a method for manufacturing the steel plate.
  • the present inventors have investigated ways to ensure the crushing properties after press forming by the following method.
  • B is fixed as relatively fine precipitates. This prevents B and C from bonding in the hot rolling process, and suppresses the generation of coarse carbides containing B.
  • the precipitates containing B are dissolved during the heat treatment process after cold rolling, increasing the amount of dissolved B. This ensures hardenability to ensure the crushing properties of the final product after press forming.
  • the present inventors have found that in a steel in which the contents of B, Ti, Al and N are appropriately controlled, by fixing B mainly as B nitrides by the end of hot rolling, and by dissolving the B nitrides and fixing N as AlN in the heat treatment after cold rolling, it is possible to avoid the precipitation of B nitrides and the generation of coarse B carbides during the cooling process in the heat treatment after cold rolling.
  • N and the N content in the nitride is Nnit , the following formula (5) is satisfied:
  • the area ratio is The sum of ferrite and bainite is 0 to 60%; Martensite is 40 to 100%; The sum of pearlite and retained austenite is 0 to 10%;
  • a region from the surface to 30 ⁇ m along the plate thickness direction is defined as a surface layer portion, in the surface layer portion, A steel plate having a number density of carbides containing B and having a short diameter of 0.2 ⁇ m or more of 0.0030 pieces/ ⁇ m2 or less.
  • N [N] - [Ti] / 3.4 > 0.0000 mass% ... (1) Ex. N-14/27 ⁇ [Al] ⁇ 0.000% by mass (2) [B]-10.8/14 x ex. N ⁇ 0.0003 mass% (3) [Al]-0.01 ⁇ ex. N ⁇ 0.849 ⁇ 0.000 mass% ... (4) Total. N- Nnit ⁇ 0.0005 mass% (5) In the above formulas (1), (2), (3), and (4), [N], [Ti], [Al], and [B] represent the contents of the corresponding elements in mass%, and 0 is substituted when the corresponding elements are not contained.
  • the total of ferrite and bainite is 2% or more, and the total of one or more of martensite, pearlite and retained austenite is 0 to 98%, in terms of area ratio;
  • the chemical composition is, in mass%, Cr: 0.001 to 2.000%, Mo: 0.010 to 1.000%, W: 0.001 to 1.000%, Co: 0.010 to 0.500%, Nb: 0.01 to 0.50%, Ti: 0.0001 to 0.5000%, V: 0.001 to 0.500%, Ta: 0.001 to 0.100%, Sn: 0.001 to 0.050%, Sb: 0.001 to 0.050%, As: 0.001 to 0.050%, Ni: 0.001 to 1.000%, Cu: 0.001 to 1.000%, Ca: 0.001 to 0.050%, Zr: 0.0001 to 0.0500%, Mg: 0.001 to 0.050%, and REM: 0.001 to 0.100%
  • the cold-rolled steel sheet is annealed by heating it to an annealing temperature of 740 to 900 ° C. in an atmosphere having a dew point of -40 to 20 ° C.
  • the above-mentioned aspects of the present invention can provide a steel plate having high strength, excellent bendability, and excellent crushing properties after pressing, as well as a method for manufacturing the steel plate.
  • the chemical composition and metal structure of a steel plate according to one embodiment of the present invention (hereinafter, may be simply referred to as the steel plate according to this embodiment), and a manufacturing method for producing the steel plate will be described in detail below.
  • the steel sheet according to the present embodiment is applicable not only to steel sheets without a plating layer on the surface, but also to base materials of steel sheets with a plating layer formed on the surface.
  • the "base material” refers to a portion (other than the plating layer) mainly composed of Fe in the central region of the plate thickness after removing the plating layer from the plated steel sheet.
  • Such plated steel sheets include, for example, hot-dip galvanized steel sheets having a hot-dip galvanized layer on the surface, and alloyed hot-dip galvanized steel sheets having an alloyed hot-dip galvanized layer on the surface, and the main conditions shown below are characteristics common to base materials such as hot-dip galvanized steel sheets and alloyed hot-dip galvanized steel sheets.
  • C is an essential element for increasing the strength of steel plate. If the C content is less than 0.07%, sufficient tensile strength cannot be obtained. Therefore, the C content is set to 0.07% or more.
  • the C content is preferably 0.11% or more.
  • the C content exceeds 0.25%, the weldability and bendability are deteriorated. In addition, coarse carbides are formed, which deteriorates the crushing characteristics after press working. Therefore, the C content is set to 0.25% or less. From the viewpoint of suppressing the deterioration of press formability and weldability, the C content is preferably 0.20% or less.
  • Si is a solid solution strengthening element and is an effective element for increasing the strength of steel sheet.
  • the Si content is set to 0.01% or more, and preferably 0.30% or more.
  • excessive Si content causes embrittlement of the steel sheet, resulting in deterioration of manufacturability and workability, so the Si content is set to 2.00% or less, and preferably 1.50% or less.
  • Mn has the effect of improving the hardenability of steel and is an effective element for obtaining a desired metal structure. If the Mn content is less than 1.5%, the desired metal structure cannot be obtained and the strength deteriorates. Therefore, the Mn content is set to 1.5% or more. The Mn content is preferably 2.0% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 3.5%, even if the generation of coarse B carbides is suppressed, ferrite is not generated sufficiently in the surface layer, and bending deformability is reduced, so that crushing properties after press working are deteriorated. Therefore, the Mn content is set to 3.5% or less. The Mn content is preferably 3.0% or less.
  • Al is an element that has a deoxidizing effect on steel, and also forms AlN by combining with N.
  • B fixation by N i.e., the formation of BN
  • the hardening effect of the solid-solubilized B is fully exhibited. That is, as described later, it is necessary to satisfy the following formula (2).
  • the Al content is set to 0.001% or more.
  • the Al content is preferably 0.005% or more.
  • the Al content is set to 2.000% or less.
  • the Al content is preferably 1.500% or less.
  • the Al content means the so-called total Al (T-Al) content.
  • B is an element that enhances hardenability, suppresses the transformation from austenite to ferrite and pearlite during the cooling process, and promotes the formation of low-temperature transformation structures such as bainite or martensite.
  • B is also an element that is beneficial for increasing the strength of steel plate. If the B content is less than 0.0003%, the strength of the steel plate decreases. Therefore, the B content is set to 0.0003% or more. The B content is preferably 0.0005% or more, 0.0010% or more. On the other hand, if the B content exceeds 0.0100%, it causes the formation of coarse B oxides and borides in the steel.
  • the coarse B oxides become the starting points for voids during deformation, and the workability (deformation limit) of the steel sheet may deteriorate. For this reason, the B content is set to 0.0100% or less.
  • the B content is preferably 0.0070% or less, 0.0050% or less, or 0.0030% or less.
  • P 0.100% or less
  • P is an element that segregates at grain boundaries to embrittle steel and deteriorate bendability, so the lower the P content, the better, and even 0% is acceptable. If the P content exceeds 0.100%, P segregates at the grain boundaries of martensite, embrittling the grain boundaries, which makes it easier for cracks to occur during press working and for the cracks to grow during bending deformation in crushing, resulting in poor crushing properties after press working. Therefore, the P content is set to 0.100% or less.
  • the P content is preferably 0.020% or less, and more preferably 0.010% or less.
  • S is an element that forms sulfide-based inclusions and deteriorates bendability, so the lower the S content, the better, and even 0% is acceptable. If the S content exceeds 0.0500%, coarse MnS is generated, and cracks are likely to occur during press working or to progress along the interface between MnS and the parent phase during bending deformation during crushing, resulting in poor crushing properties after press working. Therefore, the S content is set to 0.0500% or less.
  • the S content is preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0030% or less, and even more preferably 0.0020% or less.
  • N is an element that forms nitrides such as BN and AlN in the steel sheet. If the N content exceeds 0.0100%, the workability is significantly deteriorated due to the nitrides. In addition, coarse AlN and TiN are generated, which makes it easier for cracks to occur during press working, and therefore the crushing properties after press working are deteriorated. Therefore, the N content is set to 0.0100% or less. The N content may be 0.0090% or less, 0.0080% or less, or 0.0070% or less. On the other hand, if the N content is less than 0.0005%, the manufacturing cost increases significantly. Also, BN, AlN, etc. may not be formed in the steel sheet. Therefore, the N content is set to 0.0005% or more. The N content may be set to 0.0010% or more.
  • O is an element that forms coarse oxides in steel and deteriorates bendability and hole expandability. If the O content exceeds 0.0060%, coarse Al oxides are generated, which makes it easier for cracks to occur during press working, and the crushing properties after press working are deteriorated. Therefore, the O content is set to 0.0060% or less.
  • the O content may be 0.0050% or less, 0.0040% or less, or 0.0030% or less. Since a small O content is preferable, 0% may be acceptable. However, an O content of less than 0.0001% is economically undesirable because it causes excessive cost increase. Therefore, the O content may be 0.0001% or more.
  • the O content may be 0.0010% or more.
  • the chemical composition of the steel plate according to this embodiment may contain the above elements, with the balance being Fe and impurities.
  • impurities are elements that are mixed in due to various factors in the manufacturing process and raw materials such as ores and scraps when industrially manufacturing steel, and whose presence is permitted to the extent that they do not impair the properties of the steel plate according to this embodiment. They also include elements that are not intentionally added to the steel plate.
  • the steel sheet according to this embodiment may further contain the elements (optional elements) shown below for the purpose of improving various properties. These elements do not necessarily have to be contained, so the lower limit is 0%. Furthermore, even if the elements shown below are contained as impurities, the effect of the steel sheet according to this embodiment is not impaired as long as they are within the range described below.
  • Cr 0 to 2.000%
  • Cr is an element that is effective in increasing the hardenability and increasing the strength of the steel sheet. Therefore, Cr may be contained in the steel.
  • the Cr content is preferably 0.001% or more.
  • the Cr content exceeds 2.000%, Cr may segregate in the center of the steel sheet to form coarse Cr carbides, which may reduce the cold formability. For this reason, the Cr content is set to 2.000% or less.
  • Mo is an effective element for strengthening steel sheets. Therefore, Mo may be contained in steel. In order to increase the strength of steel sheets by Mo, the Mo content is preferably 0.010% or more. On the other hand, if the Mo content exceeds 1.000%, the cost increases and coarse Mo carbides are formed, which may reduce the cold workability of the steel sheets. For this reason, the Mo content is set to 1.000% or less.
  • W is a carbide-forming element and is an effective element for increasing the strength of steel plate. Therefore, W may be contained in steel.
  • the W content is preferably 0.001% or more.
  • the W content is more preferably 0.005% or more.
  • the W content is further preferably 0.010% or more.
  • W content is set to 1.000% or less.
  • the W content is more preferably 0.100% or less.
  • Co is an element effective in improving the strength of steel sheet. Therefore, Co may be contained in the steel.
  • the Co content is preferably 0.010% or more, more preferably 0.050% or more.
  • the Co content is set to 0.500% or less. It is more preferable that the Co content is 0.300% or less.
  • Nb is an element effective in controlling the morphology of carbides, and is also effective in improving the toughness of steel sheets because its inclusion refines the structure. Therefore, Nb may be contained in steel.
  • the Nb content is preferably 0.01% or more.
  • the Nb content is set to 0.50% or less.
  • Ti is an important element for controlling the morphology of sulfides, carbides, and nitrides, and is an element that promotes an increase in the strength of ferrite when contained in a large amount.
  • Ti nitrides are formed to suppress the formation of B nitrides, and solute B is ensured to improve hardenability, so Ti is actively contained.
  • B is precipitated as a nitride at one point in the manufacturing process, and the inclusion of Ti is not essential.
  • the Ti content is preferably as low as possible, and may be 0%.
  • the following formula (1) needs to be satisfied in order to ensure solute N necessary for bonding with solute B.
  • the Ti content is set to 0.5000% or less.
  • the Ti content is preferably less than 0.0340%.
  • V is an element effective for controlling the morphology of carbides, and since its inclusion refines the structure, it is also an element effective for improving the toughness of the steel plate. Therefore, V may be contained in the steel. In order to obtain the effect of V, the V content is preferably 0.001% or more. On the other hand, if the V content exceeds 0.500%, a large number of fine V carbides are precipitated, and the strength of the steel plate increases while the ductility is significantly deteriorated, and the workability may decrease. For this reason, the V content is set to 0.500% or less.
  • Ta is an element effective in controlling the morphology of carbides and improving the strength of steel sheets. Therefore, Ta may be contained in steel. In order to obtain the above effect, it is preferable that the Ta content is 0.001% or more. On the other hand, if the Ta content is too high, a large number of fine Ta carbides are precipitated, which may cause a decrease in the ductility of the steel sheet and may reduce the hole expandability and bendability of the steel sheet. For this reason, the Ta content is set to 0.100% or less. It is more preferable that the Ta content is 0.020% or less. It is even more preferable that the Ta content is 0.010% or less.
  • Sn is an element that may be contained in a steel sheet when scrap is used as a raw material for the steel sheet.
  • Sn may cause a decrease in the hole expandability and bendability of the steel sheet due to embrittlement of ferrite. For this reason, the lower the Sn content, the better.
  • the Sn content is preferably 0.050% or less, and more preferably 0.040% or less.
  • the Sn content may be 0%. From the viewpoint of reducing refining costs, the Sn content may be 0.001% or more.
  • Sb is an element that can be contained in a steel sheet when scrap is used as a raw material for the steel sheet. Sb is likely to segregate at grain boundaries, which may cause embrittlement of grain boundaries, reduction in ductility, and further reduction in hole expandability and bendability. For this reason, the lower the Sb content, the better.
  • the Sb content is preferably 0.050% or less, and more preferably 0.040% or less.
  • the Sb content may be 0%. From the viewpoint of reducing refining costs, the Sb content may be 0.001% or more.
  • As is an element that can be contained in a steel sheet when scrap is used as a raw material for the steel sheet. As is likely to segregate at grain boundaries, and may cause a decrease in hole expandability and bendability. For this reason, the lower the As content, the better.
  • the As content is preferably 0.050% or less, and more preferably 0.040% or less.
  • the As content may be 0%. From the viewpoint of reducing refining costs, the As content may be 0.001% or more.
  • Ni is an element effective in improving the strength of steel sheet. Therefore, Ni may be contained in steel. In order to obtain the above effect, the Ni content is preferably 0.001% or more. The Ni content is more preferably 0.010% or more. On the other hand, if the Ni content is too high, the ductility of the steel sheet may decrease, causing a decrease in hole expandability and bendability. For this reason, the Ni content is set to 1.000% or less. The Ni content is preferably 0.800% or less.
  • Cu is an element that contributes to improving the strength of the steel sheet. Therefore, Cu may be contained in the steel. In order to obtain the above effect, it is preferable that the Cu content is 0.001% or more. However, if the Cu content is too high, red embrittlement may occur, which may reduce the productivity in hot rolling. Furthermore, if the Cu content is too high, it may cause a decrease in hole expandability and bendability due to the formation of coarse inclusions. For this reason, the Cu content is set to 1.000% or less. It is preferable that the Cu content is 0.500% or less.
  • Ca is an element that can control the form of sulfides with a small amount. Therefore, Ca may be contained in the steel.
  • the Ca content is preferably 0.001% or more.
  • the Ca content is set to 0.050% or less.
  • the Ca content is preferably 0.030% or less.
  • Zr 0 to 0.0500%
  • Zr is an element that can control the morphology of sulfides with a small amount. Therefore, Zr may be contained in the steel.
  • the Zr content is preferably 0.0001% or more. However, if the Zr content is too high, coarse Zr oxides may be generated, and the hole expandability and bendability may decrease. For this reason, the Zr content is set to 0.0500% or less.
  • the Zr content is preferably 0.0400% or less.
  • Mg is an element that controls the morphology of sulfides and oxides and contributes to improving the bendability of steel sheets. Therefore, Mg may be contained in steel. In order to obtain the above effect, the Mg content is preferably 0.001% or more. However, if the Mg content is too high, it may cause a decrease in hole expandability and bendability due to the formation of coarse inclusions. For this reason, the Mg content is set to 0.050% or less. The Mg content is preferably 0.040% or less.
  • REM 0 to 0.100%
  • REM stands for rare earth metal. Even if the content is small, REM is an element that effectively controls the morphology of sulfides. Therefore, REM may be contained in steel. In order to obtain the above effect, the REM content is preferably 0.001% or more. However, if the REM content is too high, coarse REM oxides may be generated, which may reduce workability, fracture resistance, hole expansion, and bendability. For this reason, the REM content is set to 0.100% or less, and preferably 0.050% or less.
  • REM refers to two elements, scandium (Sc) and yttrium (Y), and 15 elements (lanthanoids) from lanthanum (La) to lutetium (Lu). In the present embodiment, "REM” refers to one or more elements selected from these rare earth elements, and “REM content” refers to the total amount of rare earth elements.
  • the value (ex. N) of the middle part of the following formula (1) is preferably 0.0010% by mass or more, and more preferably 0.0030% by mass or more. It may be 0.050% by mass or less, 0.0100% by mass or less, or 0.0070% by mass or less.
  • Ex. N [N] - [Ti] / 3.4 > 0.0000 mass% ... (1)
  • the chemical composition of the steel sheet according to this embodiment satisfies the following formula (2).
  • Al combines with N to form AlN.
  • the BN formed before cold rolling is converted to AlN by annealing after cold rolling.
  • the following formula (2) is satisfied, so that N generated by the decomposition of BN bonds with Al to form AlN. This allows quenching by the dissolved B during annealing after cold rolling.
  • the value of the left side of the following formula (2) is preferably ⁇ 0.030 mass % or less, and ⁇ 0.050 mass % or less. It may be 300% by mass or more, ⁇ 0.200% by mass or more, or ⁇ 0.100% by mass or more.
  • [N], [Ti], [Al], and [B] in the above formulas (1), (2), (3), and (4) are the contents of the corresponding elements in mass%, and 0 is substituted if the element is not contained. Also, ex. N in the above formulas (2), (3), and (4) is ex. N in the above formula (1).
  • Total. N-N nit ⁇ 0.0005 mass% In the steel sheet according to the present embodiment, as shown in the following formula (5), the value obtained by subtracting the N content in nitrides (N nit ) from the N content (Total. N) is 0.0005 mass % or less.
  • the nitrides are BN, AlN, TiN, etc.
  • the value of the left side of the following formula (5) is more preferably 0.0003 mass % or less.
  • the chemical composition of the steel sheet according to this embodiment can be determined by the following method.
  • the chemical composition of the steel sheet described above may be measured by a general chemical composition. For example, it may be measured using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry).
  • C and S may be measured using a combustion-infrared absorption method
  • N may be measured using an inert gas fusion-thermal conductivity method
  • O may be measured using an inert gas fusion-non-dispersive infrared absorption method.
  • the plating layer can be removed by mechanical grinding before analyzing the chemical composition.
  • the boundary between the plating layer and the steel sheet is determined by measuring the C concentration in the thickness direction of the steel sheet using GDS (glow discharge optical emission spectroscopy), and the boundary between the plating layer and the steel sheet is determined as the position where the C concentration is minimal within a range of 200 ⁇ m deep in the thickness direction from the C detection start point.
  • the term "surface (of the steel sheet)” refers to the boundary in the case of a steel sheet having a plating layer on its surface as the "surface (of the steel sheet)”.
  • the N content (N nit ) in the nitride is measured by the following method.
  • the sample After subjecting a sample taken from the steel sheet to constant-potential electrolysis, the sample is filtered and separated using a Nuclepore membrane with a pore size of 0.2 ⁇ m to collect the residue.
  • the residue obtained by electrolysis is dissolved using potassium sulfate and sulfuric acid, and the nitrogen content is quantified by subjecting the residue to ammonia distillation separation bis(1-phenyl-3-methyl-5-pyrazolone) absorptiometry.
  • the obtained nitrogen content is regarded as the N content (N nit ) in the nitride.
  • the chemical composition is measured by taking a measurement sample from a depth of 1/4 of the plate thickness direction to include the surface layer, and the amount of electrolysis is ensured to be 1 g or more.
  • the steel plate (including steel plate, hot-dip galvanized steel plate, and alloyed hot-dip galvanized steel plate) according to this embodiment has a metal structure at the 1/4 depth position (a position 1/4 of the plate thickness from the surface along the plate thickness direction) with an area ratio of 0-60% total ferrite and bainite, 40-100% martensite, and 0-10% total pearlite and retained austenite.
  • Ferrite is a soft phase formed during two-phase annealing or slow cooling after annealing. When ferrite is mixed with a hard phase such as martensite, it improves the ductility of the steel sheet. However, in order to achieve a high strength of 980 MPa or more, it is necessary to limit the area ratio of ferrite. Bainite is a phase that is formed by holding at 350 to 450°C for a certain period of time during the cooling process after the annealing step. Bainite is softer than martensite and has the effect of improving ductility.
  • the total area ratio of ferrite and bainite is set to 60% or less, and preferably 40% or less. Since ferrite and bainite do not have to be included, the lower limit is 0%. Furthermore, there are no limitations on the area ratios of ferrite and bainite.
  • the area ratio of martensite is 40 to 100%. Since martensite is a hard structure, it contributes to improving tensile strength. In order to obtain a desired strength, the area ratio of martensite is set to 40% or more. The area ratio of martensite is preferably 80% or more, and more preferably 90% or more. This makes it easier to ensure high tensile strength (for example, tensile strength of 1470 MPa or more). From the viewpoint of obtaining high strength, the area ratio of martensite may be 100%.
  • "martensite” refers to fresh martensite and tempered martensite. Fresh martensite is martensite that does not contain iron-based carbides.
  • Tempered martensite is martensite that contains iron-based carbides. From the viewpoints of toughness, hole expandability, and ductility, it is desirable to have a high tempered martensite fraction, but there are no limitations on the area ratios of fresh martensite and tempered martensite. The degree of tempering may be adjusted within a general range depending on the required strength, toughness, hole expandability, and ductility levels.
  • Pearlite is a hard structure in which soft ferrite and hard cementite are arranged in layers, and contributes to improving the tensile strength of the steel sheet.
  • retained austenite is a structure that contributes to improving elongation by transformation induced plasticity (TRIP). Since pearlite and retained austenite do not need to be included, the lower limit of each area ratio is 0%.
  • Pearlite is a structure having cementite in the structure, and consumes C (carbon) in the steel, which contributes to improving the strength. Therefore, if the area ratio of pearlite is excessive, the strength of the steel plate decreases.
  • the area ratio of pearlite and retained austenite is set to 0 to 10% in total.
  • the area ratio of pearlite is set to 5% or less.
  • the area ratio of pearlite is preferably 3% or less, more preferably 1% or less.
  • the area ratio of retained austenite is set to, for example, 10% or less. Preferably, it is set to 5% or less.
  • each metal structure To identify each metal structure and calculate its area ratio, first determine which areas should be retained austenite in a given observation area, and then identify ferrite, bainite, martensite, or pearlite in the same area.
  • the area and area ratio of retained austenite are measured by the following method.
  • the observation surface is finished by colloidal silica polishing or electrolytic polishing, and the measurement is performed using an EBSD device consisting of a thermal field emission scanning electron microscope (JSM-7001F manufactured by JEOL) and an EBSD detector (high-speed Hikari Supreme detector manufactured by TSL).
  • JSM-7001F thermal field emission scanning electron microscope
  • EBSD detector high-speed Hikari Supreme detector manufactured by TSL.
  • the degree of vacuum in the EBSD device is 5.0 ⁇ 10 ⁇ 6 Pa or less
  • the acceleration voltage is 15 kV
  • the irradiation current level is 15
  • the electron beam irradiation level (current value) is about 14.2 nA.
  • Diffracted electrons are measured at intervals of 0.2 ⁇ m (lattice arrangement) in the thickness direction and rolling direction in a square area of 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m at a position 1/4 of the sheet thickness from the surface of the steel sheet.
  • the crystal orientation and crystal system are identified by analyzing the obtained pseudo-Kikuchi pattern.
  • the sample preparation conditions are within the range of conditions recommended in the Japan Society for Materials Science standard "Crystal Orientation Difference Measurement Standard for Material Evaluation by Electron Backscatter Diffraction (EBSD) Method".
  • the "Phase Map” function installed in the software "OIM Analysis (registered trademark)" attached to the EBSD analyzer is used to identify the region having the fcc crystal structure, and the area ratio of this region is calculated, thereby obtaining the area ratio of the retained austenite.
  • the areas and area ratios of ferrite, bainite, martensite and pearlite are measured by the following method.
  • the same square region as that used in the observation of retained austenite above is etched with a nital solution and photographed at a magnification of 5000 times using a field emission scanning electron microscope (FE-SEM).
  • FE-SEM field emission scanning electron microscope
  • the ratio of each structure obtained from the obtained structural photograph by a point counting method at intervals of 2 ⁇ m (grid arrangement) is defined as the area ratio of each structure.
  • Ferrite has a granular or acicular shape and does not contain iron-based carbides inside.
  • Bainite has a lath-like form (lath structure), and is a region in which iron-based carbides with a long diameter of 20 nm or more exist within the lath structure and the carbides extend in the same direction.
  • Fresh martensite has a lath-like form (lath structure), and the inside of the lath structure is a region that does not contain iron-based carbides with a major axis of 20 nm or more.
  • Tempered martensite has a lath-like form (lath structure), and the lath structure contains iron-based carbides with a major axis of 20 nm or more, and these carbides are regions that extend in a number of different directions. Moreover, the region in which ferrite and cementite are in a lamellar form is called pearlite.
  • the above-mentioned visual identification is not performed for regions that have been determined to be retained austenite in the preceding identification of retained austenite.
  • the area ratio is calculated as a ratio to the total area of the observation range, including the retained austenite region. The determination of these metal structures is generally performed as part of routine work by those skilled in the art, and can be easily made by those skilled in the art.
  • the area ratio of each texture shall be calculated by multiplying the area ratio of each texture by 100/(total area ratio of each texture).
  • the surface layer portion is a region extending from the surface of the steel plate to 30 ⁇ m in the thickness direction of the steel plate.
  • the total of ferrite and bainite is preferably 2% or more, and the total of one or more of martensite, pearlite and retained austenite is preferably 0 to 98%, in terms of area ratio.
  • Total area ratio of ferrite and bainite is 2% or more
  • ferrite and bainite are mixed with a hard phase such as martensite, they improve the ductility of the steel sheet.
  • the area ratio of ferrite and bainite in the surface layer is preferably 2% or more in total. More preferably, the area ratio of ferrite and bainite in the surface layer is 50% or more in total.
  • Total area ratio of one or more of martensite, pearlite, and retained austenite is 0 to 98%
  • the bendability of the steel sheet can be further improved. Therefore, it is preferable that the total area ratio of one or more of martensite, pearlite, and retained austenite in the surface layer portion is 98% or less. Since martensite, pearlite, and retained austenite do not need to be contained in the metal structure of the surface layer portion, the lower limit of each is 0%.
  • the identification of each metal structure and the calculation of its area and area ratio are performed in the same manner as for each metal structure at the 1/4 depth position, except for the measurement position.
  • the measurement area is a square area from the surface of the steel plate to a depth of 30 ⁇ m (a square area of 30 ⁇ m x 30 ⁇ m with one side being the surface).
  • ⁇ Number density of carbides containing B and having a minor axis of 0.2 ⁇ m or more at a 1/4 depth position is 0.0030 pieces/ ⁇ m2 or less>
  • the number density of the carbides containing B in the surface layer is limited, but the number density of the carbides containing B at the 1/4 depth position is not particularly limited.
  • the number density of the carbides containing B and having a minor axis of 0.2 ⁇ m or more is preferably 0.0030 pieces/ ⁇ m 2 or less.
  • the number density of the carbides containing B and having a minor axis of 0.2 ⁇ m or more is 0.0030 pieces/ ⁇ m 2 or less, the generation of voids originating from the carbides due to deformation of the steel plate can be suppressed, and the advantage of the crushing characteristics after pressing can be obtained.
  • the lower limit of the number density of the carbides containing B and having a minor axis of 0.2 ⁇ m or more at the 1/4 depth position of the steel plate according to this embodiment is 0 pieces/ ⁇ m 2 because the carbides may not be included.
  • the lower limit of the number density of the carbides containing B is, for example, 0.0001 pieces/ ⁇ m 2 .
  • Examples of carbides containing B include M 3 (C, B) and M 23 (C, B) 6.
  • M means Fe and other metal elements.
  • ⁇ Number density of AlN at 1/4 depth position is 0.01 particles/ ⁇ m2 or more>
  • the number density of AlN is not particularly limited.
  • the number density of AlN at the 1/4 depth position is preferably 0.01 pieces/ ⁇ m 2 or more. If the number density of AlN at the 1/4 depth position is 0.01 pieces/ ⁇ m 2 or more, the formation of BN can be suppressed by fixing at least a part of N as AlN, and the hardenability due to the solid solution B can be further improved.
  • the upper limit of the number density of AlN at the 1/4 depth position is not particularly limited, but is, for example, 1.00 pieces/ ⁇ m 2 .
  • ⁇ Number density of carbides containing B and having a minor axis of 0.2 ⁇ m or more in the surface layer is 0.0030 pieces/ ⁇ m2 or less>
  • the number density of carbides containing B and having a short diameter of 0.2 ⁇ m or more is 0.0030 pieces/ ⁇ m2 or less. If the number density of the carbides is 0.0030 pieces/ ⁇ m2 or less, the generation of voids during pressing can be suppressed, and the crushing characteristics after pressing can be improved. It is more preferable that the number density of carbides containing B and having a short diameter of 0.2 ⁇ m or more in the surface layer portion is 0.0020 pieces/ ⁇ m2 or less.
  • the number density of carbides containing B and having a short diameter of 0.2 ⁇ m or more in the surface layer portion is 0.0010 pieces/ ⁇ m2 or less.
  • the lower limit of the number density of carbides containing B and having a minor axis of 0.2 ⁇ m or more is 0 pieces/ ⁇ m2 because such carbides may not be included.
  • the lower limit of the number density of carbides containing B is, for example, 0.0001 pieces/ ⁇ m2 .
  • the morphology of the carbides in the surface layer is an even more important indicator, as their effect on the deformation limit is particularly pronounced in steel plates with a softened surface. The reason for this is not clear, but it is thought that in the softened parent phase, minute peeling (minute voids) that occurs at the interface between the carbides and the parent phase easily progresses into the parent phase and grows into fatal cracks that lead to fracture.
  • ⁇ Number density of carbides containing B and having a minor axis of 0.05 to 0.2 ⁇ m in the surface layer is 0.0010 pieces/ ⁇ m2 or less>
  • the number density of carbides containing B and having a minor axis of 0.05 to 0.2 ⁇ m may be 0.0010 pieces/ ⁇ m2 or less.
  • ⁇ Number density of AlN in surface layer is 0.01 particles/ ⁇ m2 or more>
  • the number density of AlN is preferably 0.01 pieces/ ⁇ m 2 or more. If the number density of AlN is 0.01 pieces/ ⁇ m 2 or more, the hardenability due to the solid solution B can be further improved. It is more preferable that the number density of AlN is 0.10 pieces/ ⁇ m 2 or more. It is even more preferable that the number density of AlN is 0.15 pieces/ ⁇ m 2 or more.
  • the upper limit of the number density of AlN is not particularly limited, but is, for example, 2.00 pieces/ ⁇ m 2 .
  • the number density of AlN in the surface layer is a more important indicator because its effect on the deformation limit is particularly noticeable in steel sheets with a softened surface. The reason for this is not clear, but it is thought that in the softened parent phase, fine peeling (fine voids) that occurs at the interface between AlN and the parent phase easily progresses into the parent phase and grows into fatal cracks that lead to fracture.
  • the AlN is sufficiently finer in size than the above-mentioned carbides containing B, and its number density is sufficiently high, so that the locations where voids occur due to deformation are sufficiently dispersed in the parent phase.
  • the minor axis of the B-containing carbides, the number density of the B-containing carbides, and the number density of AlN can be measured by the following methods. Measurements are performed by observing thin film or extraction replica samples at a magnification of 5,000 to 50,000 times with a scanning or transmission electron microscope. At least 30 fields of view are measured, and for the surface layer, a thin film or extraction replica sample is taken from the Z-plane (a plane perpendicular to the rolling direction and the plate width direction) in a region up to 30 ⁇ m from the surface of the steel plate and measured.
  • Z-plane a plane perpendicular to the rolling direction and the plate width direction
  • a region from 3/8t to 5/8t (t is the thickness of the steel plate) from the surface of the steel plate is exposed by polishing, and a thin film or extraction replica sample is taken from the Z-plane (a plane perpendicular to the rolling direction and the plate width direction) and measured.
  • Precipitates are identified by elemental analysis of the precipitates using an EDS (energy dispersive X-ray spectrometry) device mounted on a scanning or transmission electron microscope. Those in which Al and N are detected are considered to be AlN.
  • B carbide and BN are identified from the electron beam diffraction image.
  • the ratio Hs/Hc of the Vickers hardness Hs of the surface layer of the steel plate according to the present embodiment to the Vickers hardness Hc at the 1/4 depth position is preferably 0.65 or less.
  • Hs/Hc the bendability can be further improved.
  • the effect of improving bendability by softening the surface layer is generally known, but in the steel sheet according to the present embodiment in which the precipitate morphology in the steel, particularly the morphology of the B-containing carbides and AlN in the surface layer is controlled, the effect of improving bendability is remarkable. The reason for this is not clear, but as described above, it is thought to be due to an effect of intertwining with the precipitate morphology in the surface layer.
  • the Vickers hardness Hs of the surface layer and the Vickers hardness Hc at the 1/4 depth position are measured by the following procedure.
  • the thickness cross section of the steel plate parallel to the rolling direction and thickness direction is mechanically polished to a mirror finish.
  • the Vickers hardness (HV) is measured at 12 points on a straight line parallel to the rolling direction at a distance (depth) of 20 ⁇ m from the plate surface toward the inside of the plate thickness, in accordance with JIS Z 2244-1:2020, with an indentation load of 20 gf.
  • the average value of the Vickers hardness of 10 points excluding the lowest and highest values of the measured Vickers hardness at 12 points is defined as the Vickers hardness Hs of the surface layer.
  • the Vickers hardness (HV) is measured at 12 points on the polished surface, at a distance (depth) of 1/4 of the plate thickness from the plate surface toward the plate thickness, on a straight line parallel to the rolling direction, with an indentation load of 20 gf.
  • the Vickers hardness at the 1/4 depth position Hc is determined as the average value of the Vickers hardness at 10 points excluding the lowest and highest values among the 12 points measured.
  • the interval between the measurement points is preferably four or more times the indentation distance, which means a distance obtained by multiplying the diagonal length of the indentation made by the diamond indenter when measuring the Vickers hardness by a value four or more times.
  • the tensile strength (TS) is preferably 980 MPa or more as a strength that contributes to weight reduction of the automobile body. From the viewpoint of impact absorption, the strength of the steel plate is preferably 1400 MPa or more, and more preferably 1470 MPa or more.
  • the tensile strength (TS) can be determined by taking a JIS No. 5 tensile test piece from the steel plate in the direction perpendicular to the rolling direction and plate thickness direction, and conducting a tensile test in accordance with JIS Z 2241:2011.
  • the thickness of the steel plate according to the present embodiment is not limited, but considering the application to the impact absorbing member, it is preferably 0.5 mm or more. More preferably, the thickness is 1.0 mm or more. The thickness of the steel plate may be, for example, 3.0 mm or less. More preferably, the thickness is 2.0 mm or less.
  • the steel sheet according to the present embodiment may have a hot-dip galvanized layer on the surface.
  • a hot-dip galvanized layer By providing a plated layer on the surface, corrosion resistance is improved. If there is a concern about holes due to corrosion, steel sheets for automobiles may not be thinned below a certain plate thickness even if they are strengthened. Since one of the purposes of increasing the strength of steel sheets is to reduce weight by making them thinner, even if a steel sheet is developed, if the corrosion resistance is low, the application sites are limited. As a method for solving these problems, it is considered to apply a plating such as hot-dip galvanizing, which has high corrosion resistance, to the steel sheet. Since the steel sheet components of the steel sheet according to the present embodiment are controlled as described above, hot-dip galvanizing is possible.
  • the hot-dip galvanized layer may be a galvannealed layer.
  • the steel plate according to this embodiment has excellent crushing properties after pressing, making it suitable for use in automobile parts, particularly front side members. Even when processed into such parts, the above-mentioned characteristics of the steel plate according to this embodiment are retained in parts that have not been subjected to heavy processing. Therefore, when measuring parts that have been processed, measurements are performed on parts that avoid parts that have been subjected to heavy processing (for example, parts with a radius of curvature of 1000 mm or less).
  • the steel plate according to this embodiment can be manufactured by a manufacturing method including the following steps (I) to (IV). Each temperature described below is the surface temperature of the slab or the steel plate.
  • (I) A hot rolling process in which a slab having the same chemical composition as the above-mentioned steel plate is heated and hot rolled under conditions in which the total time in the temperature range of 950 to 700 ° C. is 5 s or more to obtain a hot-rolled steel plate.
  • (II) A coiling process in which the hot-rolled steel sheet is coiled at a coiling temperature of 600 to 450° C. after the hot rolling process.
  • Hot rolling process a slab having the same chemical composition as the steel sheet according to the present embodiment described above is heated and hot rolled to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the slab heating conditions in the hot rolling are not limited, but it is preferable to heat the slab to 1100° C. or higher. If the heating temperature is less than 1100° C., the homogenization of the material is likely to be insufficient.
  • hot rolling is performed under conditions where the total time during which the surface temperature is in the temperature range of 950 to 700° C. is 5 s or more. By making the chemical composition satisfy the above formula (1) and making the total time during which the surface temperature is in the range of 950 to 700° C. 5 s or more, the precipitation of BN can be promoted.
  • the method for producing the slab there is no limitation on the method for producing the slab. From the viewpoint of productivity, it is preferable to cast the slab by a continuous casting method, but the slab may be produced by an ingot casting method or a thin slab casting method. When the steel slab obtained by continuous casting can be subjected to the hot rolling process while still at a sufficiently high temperature, heating of the slab may be omitted.
  • the steel sheet after the hot rolling step is coiled at a coiling temperature of 600 to 450° C.
  • the cooling conditions to the coiling temperature are not particularly limited.
  • the average cooling rate of the surface at the width center of the hot rolled coil is more preferable to set to 50°C/h or more during the time period of 1 to 3 hours after winding (from 1 hour after completion of winding to 3 hours after completion of winding). This suppresses the decomposition of BN and the generation of coarse B carbides, and even if B carbides are generated, their size can be made fine. As a result, the number density of carbides containing B and having a minor axis of 0.05 to 0.2 ⁇ m in the surface layer can be further reduced.
  • the widthwise center of the hot-rolled coil refers to the widthwise center of the outer circumferential surface of the hot-rolled coil.
  • the steel sheet after the coiling process (hot-rolled steel sheet) is descaled by pickling or the like using a known method as necessary, and then cold-rolled at a sheet thickness reduction rate of 20 to 80% to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • a sheet thickness reduction rate of 20 to 80% it is possible to sufficiently advance recrystallization in the annealing process, and by promoting the precipitation of AlN during annealing, it is possible to obtain a steel sheet with excellent crushing properties after pressing.
  • the cold-rolled steel sheet after the cold rolling step may be subjected to a treatment such as degreasing according to a known method, if necessary.
  • the steel sheet (cold-rolled steel sheet) after the cold rolling process is annealed in an atmosphere with a dew point of -40 to 20°C by increasing the temperature to an annealing temperature of 740 to 900°C so that the average heating rate in the temperature range of 550 to 650°C is 0.5 to 5.0°C/s.
  • These conditions are suitable for obtaining an appropriate structure fraction.
  • the decomposition of BN and the formation of AlN can be promoted by increasing the temperature to the annealing temperature so that the chemical composition of the slab satisfies the above formula (2) and the average heating rate in the temperature range of 550 to 650°C is 0.5 to 5.0°C/s. This allows formula (5) to be satisfied.
  • the annealing temperature in the annealing step is set to the ⁇ / ⁇ two-phase region, a desired amount of ferrite can be obtained. If the area ratio of ferrite is set to 0%, the annealing temperature may be set to the ⁇ single-phase region.
  • the cooling step after holding at the annealing temperature is not limited, but may be a quenching step to obtain martensite, a holding step at 550°C or less to obtain bainite or residual austenite, or a combination of the above. For example, after holding at the annealing temperature, the untransformed austenite is transformed into martensite by cooling to a temperature range of 50 to 250°C at an average cooling rate of 10°C/s or more.
  • the annealing step is assumed to be continuous annealing, but the manufacturing method of the steel sheet according to the present embodiment is not limited to the annealing equipment as long as the heat treatment can decompose BN.
  • continuous annealing is advantageous for realizing a preferable heating rate and cooling rate, the application of batch annealing or the like is not excluded as long as other conditions are satisfied.
  • the dew point during annealing to -15 to 20°C, and slowly cooling to 650°C or higher (average cooling rate less than 3°C/s) after holding at the annealing temperature, it is possible to promote the formation of ferrite and bainite in the surface layer.
  • Hs/Hc which is the ratio of the Vickers hardness Hs of the surface layer to the Vickers hardness Hc at the 1/4 depth position, to 0.65 or less.
  • the metal structure of the surface layer can be such that, in terms of area ratio, the total of ferrite and bainite is 2% or more, and the total of one or more of martensite, pearlite and retained austenite is 0 to 98%.
  • the holding time at the annealing temperature is preferably 60 seconds or more.
  • Hs/Hc which is the ratio of the Vickers hardness Hs of the surface layer to the Vickers hardness Hc at the 1/4 depth position, 0.65 or less.
  • Hs/Hc which is the ratio of the Vickers hardness Hs of the surface layer to the Vickers hardness Hc at the 1/4 depth position, 0.65 or less.
  • hot-dip galvanizing When manufacturing a steel sheet having a hot-dip galvanized layer on its surface (hot-dip galvanized steel sheet), hot-dip galvanization may be performed by immersing the steel sheet in a plating bath at an equivalent temperature in the cooling process of the annealing step while the steel sheet temperature is more than 425° C. and less than 600° C.
  • the hot-dip galvanizing step when manufacturing a steel sheet having alloyed hot-dip galvanized plating on its surface (alloyed hot-dip galvanized steel sheet), the hot-dip galvanizing step may be followed by alloying heat treatment in which the steel sheet is heated to more than 450° C. and less than 600° C. to form alloyed hot-dip galvanized plating.
  • a tempering process may be carried out after the annealing process, the hot-dip galvanizing process, or the alloying process.
  • the steel sheet is tempered at a temperature of 200 to 350° C. for 1 second or more to adjust the strength, bendability, hydrogen embrittlement resistance, etc. of the steel sheet.
  • the steel sheet after the hot-dip galvanizing step, or the steel sheet after the hot-dip galvanizing step and the alloying step is preferably cooled to a temperature range of 50 to 250°C, and then tempered for 1 second or more in a temperature range of 200 to 350°C.
  • the tempering temperature is preferably 325°C or less, more preferably 300°C or less.
  • the tempering temperature is set to 200° C. or higher.
  • the tempering temperature is preferably 220° C. or higher, and more preferably 250° C. or higher.
  • the tempering time may be 1 second or more, but in order to perform a stable tempering treatment, it is preferably 5 seconds or more, and more preferably 10 seconds or more.
  • the tempering time is preferably 750 seconds or less, and more preferably 500 seconds or less.
  • the steel sheet after the tempering process may be cooled to a temperature suitable for skin-pass rolling, and then skin-pass rolling may be performed.
  • the cooling after annealing is performed by water spray cooling, dip cooling, air-water cooling, or the like, in order to remove the oxide film formed by contact with water at high temperatures and to improve the chemical conversion treatability of the steel sheet, it is preferable to perform pickling and then plating with a small amount of one or more of Ni, Fe, Co, Sn, and Cu before skin-pass rolling.
  • a small amount refers to a plating amount of about 3 to 30 mg/ m2 on the steel sheet surface.
  • Skin pass rolling can adjust the shape of the steel sheet.
  • the elongation rate of skin pass rolling is preferably 0.05% or more. More preferably, it is 0.10% or more. On the other hand, if the elongation rate of skin pass rolling is high, the area ratio of retained austenite decreases and ductility deteriorates. Therefore, the elongation rate is preferably 1.00% or less. The elongation rate is more preferably 0.75% or less, and further preferably 0.50% or less.
  • Slabs having the chemical compositions shown in Tables 1A and 1B were cast.
  • the cast slabs were hot rolled, coiled, cold rolled and annealed under the conditions shown in Tables 2A and 2B.
  • the holding time at the annealing temperature was 60 seconds or more, and after holding, the slabs were slowly cooled (average cooling rate less than 3°C/s) in a temperature range of 650°C or higher.
  • the metal structure of the obtained steel sheets was measured using the method described above. The results are shown in Tables 4A and 4B.
  • the tensile strength (TS) and bendability were evaluated as follows.
  • the crushing properties after bending back were evaluated as the crushing properties after pressing.
  • the corners of the hat component are bent back, and these parts are particularly likely to become the starting points for cracks. If cracks are unlikely to occur in the bent back parts, the crushing properties after pressing can be considered to be excellent, so the crushing properties after bending back were evaluated as the crushing properties after pressing.
  • the tensile strength (TS) was determined by taking a JIS No. 5 tensile test piece from the steel plate in a direction perpendicular to the rolling direction and conducting a tensile test in accordance with JIS Z 2241:2011. When the tensile strength was 980 MPa or more, it was judged to have high strength and to pass, whereas when the tensile strength was less than 980 MPa, it was judged to not have high strength and to fail.
  • Bendability was evaluated based on the limit bending angle obtained by bending tests.
  • the bending tests were conducted in accordance with VDA (German Association of the Automotive Industry) standard 238-100.
  • the bending test was performed to obtain the limit bending angle (C-axis bending angle) ⁇ C when the bending ridgeline was perpendicular to the rolling direction and the sheet thickness direction.
  • the pass criteria for bendability were as follows, depending on the tensile strength of the steel sheet. If the pass criteria were met, the steel sheet was judged to have excellent bendability and was judged to have passed. On the other hand, if the pass criteria were not met, the steel sheet was judged to have failed. Tensile strength is 1470 MPa or more: ⁇ C > 65° passed. Tensile strength is 1180 MPa or more and less than 1470 MPa: ⁇ C > 75° passed. Tensile strength is less than 1180 MPa: ⁇ C > 85° passed.
  • the crushing characteristics after bending back were evaluated using test material that was stopped midway through the bending test.
  • the same bending test as above was performed, and the maximum circular equivalent diameter of the voids and the maximum crack size were obtained for the test pieces stopped midway at a bending angle of 60°.
  • the circular equivalent diameter of the voids and the maximum crack size were measured using the following method.
  • the surface perpendicular to the bending ridge of the test piece was etched with nital solution. Photographs were taken at a magnification of 1000 to 3000 times using a field emission scanning electron microscope (FE-SEM) in a range of 400 ⁇ m or more on both sides of the bending apex and 200 ⁇ m deep in the plate thickness direction.
  • FE-SEM field emission scanning electron microscope
  • the circular equivalent diameter of each void present in the SEM photograph was calculated, and the largest one was taken as the maximum circular equivalent diameter of the voids.
  • the equivalent circle diameter can be calculated by measuring the area of the void using image binarization processing, etc.
  • the size of the crack is determined by measuring the length of the crack present in the observation area, and if the crack is curved, the distance between the start point and the end point of the crack is taken as the crack size.
  • the pass/fail criteria for the crushing properties after bending back were as follows, according to the tensile strength. If the circular equivalent diameter of the voids and the maximum value of the crack size met the following pass criteria, the specimen was judged to have excellent crushing properties after pressing and was judged to have passed. On the other hand, if the pass criteria were not met, the specimen was judged to have failed. Tensile strength of 1470 MPa or more: 5 ⁇ m or less is acceptable. Tensile strength of 1180 MPa or more and less than 1470 MPa: 4 ⁇ m or less is acceptable. Tensile strength of less than 1180 MPa: 3 ⁇ m or less is acceptable.
  • the acceptance criteria were changed depending on the tensile strength as described above, taking into consideration the following background. If the tensile strength is low, the absolute value of the limit bending angle becomes large and the size of voids and cracks to be tolerated becomes small without any special consideration as specified in this embodiment.
  • the absolute value of the limit bending angle and the size of voids and cracks were at a level comparable to that of the steel sheets according to the invention.
  • the limit bending angle and the size of voids and cracks in these comparative examples are merely at a good absolute level because the steel materials have a relatively low tensile strength.

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Abstract

この鋼板は、所定の化学組成を有し、１／４深さ位置での金属組織において、フェライトおよびベイナイトの面積率の合計が０～６０％であり、マルテンサイトの面積率が４０～１００％であり、パーライトおよび残留オーステナイトの面積率の合計が０～１０％であり、表層部において、Ｂを含み短径が０．２μｍ以上の炭化物の数密度が０．００３０個／μｍ２以下である。

Description

鋼板および鋼板の製造方法
　本発明は、鋼板および鋼板の製造方法に関する。
　本願は、２０２２年１２月１５日に、日本に出願された特願２０２２－２００１６２号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　自動車用鋼板に関して、地球環境への配慮から、車体を軽量化して燃費を向上させるために、板厚が薄く、成形性に優れる高強度鋼板の需要が著しく高まっている。自動車用鋼板の中でも特に車体骨格部品に使用される高強度鋼板については、高い強度が要求されるようになり、さらに適用拡大に向けた高い成形性が要求されている。
　また、自動車部品は、プレス等によって成形されるので、高強度であっても、成形性（例えば曲げ性）に優れることが求められる。
　このような高強度鋼板として、特許文献１には、板厚中心部と、前記板厚中心部の片側又は両側に形成された表層部とを有する高強度鋼板であって、前記高強度鋼板の断面において、前記板厚中心部の金属組織が、面積率で、焼戻しマルテンサイト：８５％以上、フェライト、ベイナイト、パーライト、残留オーステナイトの１種又は２種以上：合計で１５％未満、及び焼入れままマルテンサイト：５％未満からなり、前記表層部の金属組織が、面積率で、フェライト：６５％以上、パーライト：５％以上２０％未満、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトの１種又は２種以上：合計で１０％未満、及び焼入れままマルテンサイト：５％未満からなり、片側又は両側に形成された前記表層部のそれぞれの厚さが、１０μｍ超、かつ、板厚の１５％以下であり、前記表層部のパーライトとパーライトとの平均間隔が３μｍ以上であり、前記板厚中心部のビッカース硬さ（Ｈｃ）および前記表層部のビッカース硬さ（Ｈｓ）が、０．５０≦Ｈｓ／Ｈｃ≦０．７５を満足する高強度鋼板が開示されている。
国際公開第２０２０／１９６０６０号
　自動車の衝撃吸収部材において、衝突時のエネルギーの吸収の観点から、プレス後の圧潰特性も重要である。特許文献１のような高強度鋼板では、高強度化のためにＢを添加している。このＢは固溶Ｂとして鋼の焼き入れ性を向上させ、高強度化を達成するために添加される。しかし、Ｂを添加することで、粗大なＢを含む炭化物が鋼中に形成される場合がある。この粗大なＢを含む炭化物が製造過程で形成されると、最終的な焼き入れを実施する時点までに再溶解することが困難であり、焼き入れ時に固溶Ｂが欠乏するため、高強度化の達成が妨げられる。さらに、最終製品まで残存するＢを含む粗大な炭化物は、プレス加工および部材の圧潰変形時にボイドの生成を促進し、部材での亀裂発生起点となる。その結果、部材の圧潰特性（変形限界）を低下させる恐れがある。そのため、最終製品はもちろん、製造過程においてもＢを含む粗大な炭化物の形成を抑制することが求められている。
　本発明は上記の事情を鑑みなされた発明であり、高い強度および優れた曲げ性を有し、且つ、プレス後の圧潰特性に優れた鋼板およびその鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、以下の方法によりプレス成形後の圧壊特性を確保することを検討した。熱間圧延および熱延鋼板の熱処理の終了時点、すなわち冷間圧延工程の直前ではＢを比較的微細な析出物として固定する。これにより、熱間圧延工程においてＢとＣとを結合させず、Ｂを含む粗大な炭化物の生成を抑制しておく。次に、冷間圧延後の熱処理過程でＢを含む析出物を溶解させ、固溶Ｂ量を増大させる。これにより、最終製品のプレス成形後の圧壊特性を確保するための焼き入れ性を担保する。
　その結果、本発明者らは、Ｂ、Ｔｉ、ＡｌおよびＮの含有量を適切に制御した鋼において、熱間圧延の終了までに、主としてＢ窒化物としてＢを固定しておき、冷間圧延後の熱処理においてＢ窒化物を溶解させるとともにＮをＡｌＮとして固定することで、冷間圧延後の熱処理中の冷却過程でのＢ窒化物の析出および粗大なＢ炭化物の生成を回避できることを見出した。
　本発明は上記の知見に鑑みてなされた。本発明の要旨は、以下のとおりである。
［１］質量％で、
　　Ｃ　：０．０７～０．２５％、
　　Ｓｉ：０．０１～２．００％、
　　Ｍｎ：１．５～３．５％、
　　Ａｌ：０．００１～２．０００％、
　　Ｂ　：０．０００３～０．０１００％、
　　Ｐ　：０．１００％以下、
　　Ｓ　：０．０５００％以下、
　　Ｎ　：０．０００５～０．０１００％、
　　Ｏ　：０．００６０％以下、
　　Ｃｒ：０～２．０００％、
　　Ｍｏ：０～１．０００％、
　　Ｗ　：０～１．０００％、
　　Ｃｏ：０～０．５００％、
　　Ｎｂ：０～０．５０％、
　　Ｔｉ：０～０．５０００％、
　　Ｖ　：０～０．５００％、
　　Ｔａ：０～０．１００％、
　　Ｓｎ：０～０．０５０％、
　　Ｓｂ：０～０．０５０％、
　　Ａｓ：０～０．０５０％、
　　Ｎｉ：０～１．０００％、
　　Ｃｕ：０～１．０００％、
　　Ｃａ：０～０．０５０％、
　　Ｚｒ：０～０．０５００％、
　　Ｍｇ：０～０．０５０％、および
　　ＲＥＭ：０～０．１００％
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、前記化学組成が下記（１）式、（２）式、（３）式、および（４）式を満たし、
　　前記化学組成のＮ含有量をＴｏｔａｌ．Ｎとし、窒化物中のＮ含有量をＮｎｉｔとしたとき、下記（５）式を満たし、
　板厚方向に沿って、表面から板厚の１／４の位置である１／４深さ位置での金属組織において、面積率で、
　　フェライトおよびベイナイトの合計が０～６０％であり、
　　マルテンサイトが４０～１００％であり、
　　パーライトおよび残留オーステナイトの合計が０～１０％であり、
　前記板厚方向に沿って、前記表面から３０μｍまでの領域を表層部としたとき、前記表層部において、
　Ｂを含み短径が０．２μｍ以上の炭化物の数密度が０．００３０個／μｍ２以下である、鋼板。
　ｅｘ．Ｎ＝［Ｎ］－［Ｔｉ］／３．４＞０．００００質量％・・・（１）
　ｅｘ．Ｎ－１４／２７×［Ａｌ］＜０．０００質量％・・・（２）
　［Ｂ］－１０．８／１４×ｅｘ．Ｎ＜０．０００３質量％・・・（３）
　［Ａｌ］－０．０１×ｅｘ．Ｎ－０．８４９＜０．０００質量％・・・（４）
　Ｔｏｔａｌ．Ｎ－Ｎｎｉｔ≦０．０００５質量％・・・（５）
　上記（１）式、（２）式、（３）式および（４）式中の［Ｎ］、［Ｔｉ］、［Ａｌ］および［Ｂ］は、当該元素の質量％での含有量であり、含有しない場合は０を代入する。
［２］前記表層部の金属組織において、面積率で、フェライトおよびベイナイトの合計が２％以上であり、マルテンサイト、パーライトおよび残留オーステナイトの１種又は２種以上の合計が０～９８％であり、
　前記表層部のビッカース硬さＨｓと、前記１／４深さ位置のビッカース硬さＨｃとの比であるＨｓ／Ｈｃが０．６５以下である、［１］に記載の鋼板。
［３］前記表層部において、ＡｌＮの数密度が０．０１個／μｍ２以上である、［１］または［２］に記載の鋼板。
［４］引張強さが９８０ＭＰａ以上である、［１］～［３］のいずれか１項に記載の鋼板。
［５］前記化学組成が、質量％で、
　　Ｃｒ：０．００１～２．０００％、
　　Ｍｏ：０．０１０～１．０００％、
　　Ｗ：０．００１～１．０００％、
　　Ｃｏ：０．０１０～０．５００％、
　　Ｎｂ：０．０１～０．５０％、
　　Ｔｉ：０．０００１～０．５０００％、
　　Ｖ：０．００１～０．５００％、
　　Ｔａ：０．００１～０．１００％、
　　Ｓｎ：０．００１～０．０５０％、
　　Ｓｂ：０．００１～０．０５０％、
　　Ａｓ：０．００１～０．０５０％、
　　Ｎｉ：０．００１～１．０００％、
　　Ｃｕ：０．００１～１．０００％、
　　Ｃａ：０．００１～０．０５０％、
　　Ｚｒ：０．０００１～０．０５００％、
　　Ｍｇ：０．００１～０．０５０％、および、
　　ＲＥＭ：０．００１～０．１００％
のうち、１種または２種以上を含有する、［１］～［４］のいずれか１項に記載の鋼板。
［６］前記表面に溶融亜鉛めっき層を有する、［１］～［５］のいずれか１項に記載の鋼板。
［７］前記表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する、［１］～［５］のいずれか１項に記載の鋼板。
［８］質量％で、
　　Ｃ　：０．０７～０．２５％、
　　Ｓｉ：０．０１～２．００％、
　　Ｍｎ：１．５～３．５％、
　　Ａｌ：０．００１～２．０００％、
　　Ｂ　：０．０００３～０．０１００％、
　　Ｐ　：０．１００％以下、
　　Ｓ　：０．０５００％以下、
　　Ｎ　：０．０００５～０．０１００％、
　　Ｏ　：０．００６０％以下、
　　Ｃｒ：０～２．０００％、
　　Ｍｏ：０～１．０００％、
　　Ｗ　：０～１．０００％、
　　Ｃｏ：０～０．５００％、
　　Ｎｂ：０～０．５０％、
　　Ｔｉ：０～０．５０００％、
　　Ｖ　：０～０．５００％、
　　Ｔａ：０～０．１００％、
　　Ｓｎ：０～０．０５０％、
　　Ｓｂ：０～０．０５０％、
　　Ａｓ：０～０．０５０％、
　　Ｎｉ：０～１．０００％、
　　Ｃｕ：０～１．０００％、
　　Ｃａ：０～０．０５０％、
　　Ｚｒ：０～０．０５００％、
　　Ｍｇ：０～０．０５０％、および
　　ＲＥＭ：０～０．１００％
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、前記化学組成が下記（１）式、（２）式、（３）式、および（４）式を満たす、スラブを加熱し、９５０～７００℃の温度域となる合計時間が５ｓ以上となる条件で熱間圧延を施し、熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
　前記熱間圧延工程後に、前記熱延鋼板を６００～４５０℃の巻き取り温度で巻き取る巻き取り工程と、
　前記巻き取り工程後に、前記熱延鋼板に対して、２０～８０％の板厚減少率で冷間圧延を施し、冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、
　前記冷間圧延工程後に、前記冷延鋼板に対して、露点が－４０～２０℃の雰囲気の中で、５５０～６５０℃の温度域の平均昇温速度が０．５～５．０℃／ｓとなるように、７４０～９００℃の焼鈍温度まで昇温して焼鈍を施す焼鈍工程と、を含む、鋼板の製造方法。
　ｅｘ．Ｎ＝［Ｎ］－［Ｔｉ］／３．４＞０．００００質量％・・・（１）
　ｅｘ．Ｎ－１４／２７×［Ａｌ］＜０．０００質量％・・・（２）
　［Ｂ］－１０．８／１４×ｅｘ．Ｎ＜０．０００３質量％・・・（３）
　［Ａｌ］－０．０１×ｅｘ．Ｎ－０．８４９＜０．０００・・・（４）
　上記（１）式、（２）式、（３）式および（４）式中の［Ｎ］、［Ｔｉ］、［Ａｌ］および［Ｂ］は、当該元素の質量％での含有量であり、含有しない場合は０を代入する。
　本発明の上記態様によれば、高い強度および優れた曲げ性を有し、且つ、プレス後の圧潰特性に優れた鋼板およびその鋼板の製造方法を提供することができる。
　本発明の一実施形態に係る鋼板（以下、単に本実施形態に係る鋼板という場合がある）における化学組成、金属組織、およびその鋼板を製造しうる製造方法について以下に詳述する。
　本実施形態に係る鋼板は、表面にめっき層を有しない鋼板だけでなく、表面にめっき層が形成された鋼板の母材としても適用される。ここで「母材」とは、めっき鋼板からめっき層を除去した板厚中央領域の主としてＦｅで構成される部位（めっき層以外の部位）である。このようなめっき鋼板としては、例えば表面に溶融亜鉛めっき層を備える溶融亜鉛めっき鋼板、または表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含み、以下に示す主要条件は溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板などの母材にも共通する特徴である。
＜化学組成＞
　まず、本実施形態に係る鋼板の化学組成について説明する。化学組成における各元素の含有量を示す「％」とは、断りがない限り、すべて質量％を意味する。
　以下に「～」を挟んで記載する数値限定範囲には、下限値及び上限値がその範囲に含まれる。「未満」または「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。
［Ｃ：０．０７～０．２５％］
　Ｃ（炭素）は、鋼板の高強度化のために必須の元素である。Ｃ含有量が０．０７％未満では十分な引張強さを得ることができない。そのため、Ｃ含有量を０．０７％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１１％以上である。
　一方、Ｃ含有量が０．２５％を超えると溶接性が低下するとともに曲げ性が劣化する。また、粗大な炭化物が形成されてプレス加工後の圧潰特性が劣化する。そのため、Ｃ含有量は０．２５％以下とする。プレス成形性および溶接性の劣化を抑制する観点から、Ｃ含有量は好ましくは０．２０％以下である。
［Ｓｉ：０．０１～２．００％］
　Ｓｉ（ケイ素）は固溶強化元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素である。上記効果を得るため、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は好ましくは０．３０％以上である。
　一方、Ｓｉを過度に含有させると鋼板の脆化を引き起こして製造性や加工性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量を２．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．５０％以下である。
［Ｍｎ：１．５～３．５％］
　Ｍｎは、鋼の焼入性を向上させる作用を有し、所望の金属組織を得るのに有効な元素である。Ｍｎ含有量が１．５％未満では所望の金属組織を得ることができず、強度が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は１．５％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．０％以上である。
　一方、Ｍｎ含有量が３．５％超では、粗大なＢ炭化物の生成を抑制したとしても、表層のフェライトが十分に生成せず、曲げ変形能が低下するため、プレス加工後の圧潰特性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は３．５％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは３．０％以下である。
［Ａｌ：０．００１～２．０００％］
　Ａｌは、鋼の脱酸作用を有する元素であり、また、Ｎと結合することでＡｌＮを形成する元素である。本実施形態に係る鋼板においては、最終製品で十分な量のＡｌＮを形成することで、ＮによるＢ固定、すなわちＢＮの形成を抑制し、固溶Ｂによる焼き入れ効果が十分に発揮されるよう作用する。すなわち、後述のとおり下記（２）式を満たす必要がある。この効果を得るため、Ａｌ含有量を０．００１％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．００５％以上である。
　一方、Ａｌを過剰に含有させても効果が飽和してコスト上昇を引き起こすばかりか、熱間圧延の加熱段階でＡｌＮを溶体化できず、固溶Ｂを固定するための固溶Ｎを確保できない。その結果、プレス加工後の圧潰特性が劣化する。そのため、Ａｌ含有量は２．０００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは１．５００％以下である。
　本実施形態においてＡｌ含有量は、いわゆるｔｏｔａｌ　Ａｌ（Ｔ－Ａｌ）の含有量を意味する。
［Ｂ：０．０００３～０．０１００％］
　Ｂは、焼き入れ性を高めることで、冷却過程において、オーステナイトからフェライト及びパーライトへの変態を抑え、ベイナイト又はマルテンサイト等の低温変態組織の生成を促す元素である。また、Ｂは、鋼板の高強度化に有益な元素である。Ｂ含有量が０．０００３％未満であると、鋼板の強度が低下する。そのため、Ｂ含有量を０．０００３％以上とする。Ｂ含有量は、好ましくは、０．０００５％以上、０．００１０％以上である。
　一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超える場合、鋼中に粗大なＢ酸化物やホウ化物の生成を引き起こす。粗大なＢ酸化物が変形時のボイドの発生起点となり、鋼板の加工性（変形限界）が劣化する場合がある。このため、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは、０．００７０％以下、０．００５０％以下、０．００３０％以下である。
［Ｐ：０．１００％以下］
　Ｐは、粒界に偏析して鋼を脆化させるとともに曲げ性を劣化させる元素である。このため、Ｐ含有量は少ないほど好ましく、０％でもよい。
　Ｐ含有量が０．１００％超であると、マルテンサイトの粒界にＰが偏析して粒界が脆化するため、プレス加工の際のき裂発生や圧潰の曲げ変形の際にき裂が進展しやすくなるため、プレス加工後の圧潰特性が劣化する。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２０％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。
［Ｓ：０．０５００％以下］
　Ｓは、硫化物系介在物を形成して曲げ性を劣化させる元素である。このため、Ｓ含有量は少ないほど好ましく、０％でもよい。
　Ｓ含有量が０．０５００％超であると、粗大なＭｎＳが生成し、プレス加工の際のき裂発生や圧潰の曲げ変形の際にＭｎＳと母相の界面に沿ったき裂が進展しやすくなるため、プレス加工後の圧潰特性が劣化する。そのため、Ｓ含有量は０．０５００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００３０％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。
［Ｎ：０．０００５～０．０１００％］
　Ｎは、鋼板中でＢＮ、ＡｌＮなどの窒化物を形成する元素である。Ｎ含有量が０．０１００％超では、窒化物による加工性劣化が著しくなる。また、粗大なＡｌＮやＴｉＮが生成し、プレス加工の際のき裂発生がしやすくなるため、プレス加工後の圧潰特性が劣化する。そのため、Ｎ含有量を０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は０．００９０％以下、０．００８０％以下又は０．００７０％以下であってもよい。
　一方、Ｎ含有量を０．０００５％未満とする場合、製造コストが大幅に増加する。また、鋼板中でＢＮ、ＡｌＮなどを生成できない場合がある。そのため、Ｎ含有量を０．０００５％以上とする。Ｎ含有量を０．００１０％以上としてもよい。
［Ｏ：０．００６０％以下］
　Ｏは、鋼中に粗大な酸化物を形成して曲げ性および穴広げ性を劣化させる元素である。Ｏ含有量が０．００６０％超では、粗大なＡｌ酸化物が生成し、プレス加工の際のき裂発生がしやすくなるため、プレス加工後の圧潰特性が劣化する。そのため、Ｏ含有量を０．００６０％以下とする。Ｏ含有量は０．００５０％以下、０．００４０％以下又は０．００３０％以下であってもよい。
　Ｏ含有量は少ない方が好ましいため、０％でもよい。しかしながら、Ｏ含有量を０．０００１％未満とすることは、過度のコスト高を引き起こすため経済的に好ましくない。このため、Ｏ含有量を０．０００１％以上としてもよい。Ｏ含有量を０．００１０％以上としてもよい。
　本実施形態に係る鋼板の化学組成は、上記の元素を含有し、残部がＦｅ及び不純物であってもよい。ここで、不純物は、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する元素であって、本実施形態に係る鋼板の特性を阻害しない範囲で、存在が許容される元素である。また当該鋼板に対して意図的に添加した成分でないものを意味する元素も含む。
　本実施形態に係る鋼板は、各種特性の向上を目的として、さらに、以下に示す元素（任意元素）を含有してもよい。これらの元素は、必ずしも含まなくてよいので、下限は０％である。また、以下に示す元素を不純物として含んでいたとしても、後述の範囲であれば本実施形態に係る鋼板の効果は阻害されない。
［Ｃｒ：０～２．０００％］
　Ｃｒは、焼入れ性を高めて鋼板の高強度化に有効な元素である。したがって、Ｃｒを鋼に含有させてもよい。Ｃｒによって焼入れ性を高めて鋼板を高強度化するためには、Ｃｒ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。一方、Ｃｒ含有量が２．０００％を超えると、Ｃｒが鋼板の中心部に偏析して粗大なＣｒ炭化物が形成され、冷間成形性を低下させる場合がある。このため、Ｃｒ含有量は２．０００％以下とする。
［Ｍｏ：０～１．０００％］
　Ｍｏは、鋼板の強化に有効な元素である。したがって、Ｍｏを鋼に含有させてもよい。Ｍｏによって鋼板を高強度化するためには、Ｍｏ含有量は０．０１０％以上であることが好ましい。一方、Ｍｏ含有量が１．０００％を超えると、コストが上昇するとともに粗大なＭｏ炭化物が形成されて鋼板の冷間加工性が低下する場合がある。このため、Ｍｏ含有量は１．０００％以下とする。
［Ｗ：０～１．０００％］
　Ｗは炭化物形成元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素である。したがって、鋼中にＷを含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｗ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｗ含有量は、０．００５％以上であることがより好ましい。Ｗ含有量は、０．０１０％以上であることがさらに好ましい。
　一方、Ｗを過度に含有させても効果が飽和し、コストが上昇する。したがって、Ｗを含有させる場合、Ｗ含有量を１．０００％以下とする。Ｗ含有量は、０．１００％以下であることがより好ましい。
［Ｃｏ：０～０．５００％］
　Ｃｏは、鋼板の強度の向上に有効な元素である。したがって、鋼中にＣｏを含有させてもよい。上記効果を得るためには、Ｃｏ含有量が０．０１０％以上であることが好ましく、０．０５０％以上がより好ましい。一方、Ｃｏ含有量が多すぎると、鋼板の延性が低下して、穴広げ性および曲げ性の低下を招くおそれがある。このため、Ｃｏ含有量は０．５００％以下とする。Ｃｏ含有量は、０．３００％以下であることがより好ましい。
［Ｎｂ：０～０．５０％］
　Ｎｂは、炭化物の形態制御に有効な元素であり、その含有により組織を微細化するため鋼板の靭性の向上にも効果的な元素である。したがって、鋼中にＮｂを含有させてもよい。Ｎｂによる当該効果を得るためには、Ｎｂ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．５０％を超えると、粗大なＮｂ炭化物が多数析出し、それがプレス成型時のボイドの発生起点となり、鋼板の加工性が劣化する場合がある。このため、Ｎｂ含有量は０．５０％以下とする。
［Ｔｉ：０～０．５０００％］
　Ｔｉは、硫化物、炭化物および窒化物の形態制御に重要な元素であり、多量の含有によりフェライトの強度増加を促す元素である。一般的に、本実施形態に係る鋼板のように、Ｂを含有しマルテンサイトを活用する高強度鋼板では、Ｔｉ窒化物を形成することでＢ窒化物の形成を抑制し、固溶Ｂを確保することでの焼き入れ性向上を担保するため積極的に含有される。しかし、本実施形態に係る鋼板においては製造工程の一時点でＢを窒化物として析出させることを想定しており、Ｔｉの含有は必須ではない。上記のようなＢ窒化物の形成促進の観点から、Ｔｉ含有量は少ないほど好ましく、０％であってもよい。本実施形態では、後述の通り熱間圧延段階において、固溶Ｂと結合するために必要な固溶Ｎを確保するために下記（１）式を満たす必要がある。
　一方、Ｔｉ含有量が０．５０００％を超えると、粗大なＴｉ酸化物又はＴｉＮが鋼中に存在して鋼板の加工性を低下させる場合がある。このため、Ｔｉ含有量は０．５０００％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは、０．０３４０％未満である。
［Ｖ：０～０．５００％］
　Ｖは、炭化物の形態制御に有効な元素であり、その含有により組織を微細化するため、鋼板の靭性の向上にも効果的な元素である。したがって、鋼中にＶを含有させてもよい。Ｖによる当該効果を得るためには、Ｖ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。一方、Ｖ含有量が０．５００％を超えると、微細なＶ炭化物が多数析出し、鋼板の強度が上昇するとともに延性が顕著に劣化し、加工性が低下する場合がある。このため、Ｖ含有量は０．５００％以下とする。
［Ｔａ：０～０．１００％］
　Ｔａは、炭化物の形態制御と鋼板の強度の向上に有効な元素である。したがって、鋼中にＴａを含有させてもよい。上記効果を得るためには、Ｔａ含有量が０．００１％以上であることが好ましい。一方、Ｔａ含有量が多すぎると、微細なＴａ炭化物が多数析出し、鋼板の延性の低下を引き起こし、鋼板の穴広げ性および曲げ性を低下させる場合がある。このため、Ｔａ含有量は０．１００％以下とする。Ｔａ含有量は、０．０２０％以下であることがより好ましい。Ｔａ含有量は、０．０１０％以下であることがさらに好ましい。
［Ｓｎ：０～０．０５０％］
　Ｓｎは、鋼板の原料としてスクラップを用いた場合に、鋼板に含有され得る元素である。また、Ｓｎは、フェライトの脆化による鋼板の穴広げ性および曲げ性の低下を引き起こす場合がある。このため、Ｓｎ含有量は少ないほど好ましい。Ｓｎ含有量は、０．０５０％以下とすることが好ましく、０．０４０％以下であることがより好ましい。Ｓｎ含有量は０％であってもよい。精錬コスト低減の観点からは、Ｓｎ含有量を０．００１％以上としてもよい。
［Ｓｂ：０～０．０５０％］
　Ｓｂは、Ｓｎと同様に、鋼板の原料としてスクラップを用いた場合に鋼板に含有され得る元素である。Ｓｂは、粒界に偏析し易く、粒界の脆化、延性の低下、さらには穴広げ性および曲げ性の低下を引き起こす場合がある。このため、Ｓｂ含有量は少ないほど好ましい。Ｓｂ含有量は、０．０５０％以下とすることが好ましく、０．０４０％以下であることがより好ましい。Ｓｂ含有量は０％であってもよい。精錬コスト低減の観点から、Ｓｂ含有量を０．００１％以上としてもよい。
［Ａｓ：０～０．０５０％］
　Ａｓは、Ｓｎ、Ｓｂと同様に、鋼板の原料としてスクラップを用いた場合に鋼板に含有され得る元素である。Ａｓは、粒界に偏析し易く、穴広げ性および曲げ性の低下を引き起こす場合がある。このため、Ａｓ含有量は少ないほど好ましい。Ａｓ含有量は、０．０５０％以下とすることが好ましく、０．０４０％以下であることがより好ましい。Ａｓ含有量は０％であってもよい。精錬コスト低減の観点から、Ａｓ含有量を０．００１％以上としてもよい。
［Ｎｉ：０～１．０００％］
　Ｎｉは、鋼板の強度の向上に有効な元素である。したがって、鋼中にＮｉを含有させてもよい。上記効果を得るためには、Ｎｉ含有量が０．００１％以上であることが好ましい。Ｎｉ含有量は、０．０１０％以上であることがより好ましい。一方、Ｎｉ含有量が多すぎると、鋼板の延性が低下して、穴広げ性および曲げ性の低下を引き起こす場合がある。このため、Ｎｉ含有量は１．０００％以下とする。Ｎｉ含有量は、０．８００％以下であることが好ましい。
［Ｃｕ：０～１．０００％］
　Ｃｕは、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。したがって、鋼中にＣｕを含有させてもよい。上記効果を得るためには、Ｃｕ含有量が０．００１％以上であることが好ましい。ただし、Ｃｕ含有量が多すぎると、赤熱脆化を引き起こし、熱間圧延での生産性を低下させる場合がある。さらに、Ｃｕ含有量が多すぎると、粗大な介在物の形成による穴広げ性および曲げ性の低下を引き起こす場合がある。このため、Ｃｕ含有量は１．０００％以下とする。Ｃｕ含有量は、０．５００％以下であることが好ましい。
［Ｃａ：０～０．０５０％］
　Ｃａは、微量で硫化物の形態を制御できる元素である。したがって、鋼中にＣａを含有させてもよい。上記効果を得るためには、Ｃａ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。しかし、Ｃａ含有量が多すぎると、粗大なＣａ酸化物が生成される場合がある。当該Ｃａ酸化物は、冷間成形時に割れ発生の起点となり、その結果、穴広げ性および曲げ性が劣化する場合がある。このため、Ｃａ含有量は、０．０５０％以下とする。Ｃａ含有量は、０．０３０％以下であることが好ましい。
［Ｚｒ：０～０．０５００％］
　Ｚｒは、微量で硫化物の形態を制御できる元素である。したがって、鋼中にＺｒを含有させてもよい。上記効果を得るために、Ｚｒ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。しかし、Ｚｒ含有量が多すぎると、粗大なＺｒ酸化物が生成され、穴広げ性および曲げ性が低下する場合がある。このため、Ｚｒ含有量は、０．０５００％以下とする。Ｚｒ含有量は、０．０４００％以下であることが好ましい。
［Ｍｇ：０～０．０５０％］
　Ｍｇは、硫化物や酸化物の形態を制御し、鋼板の曲げ性の向上に寄与する元素である。したがって、鋼中にＭｇを含有させてもよい。上記効果を得るためには、Ｍｇ含有量が０．００１％以上であることが好ましい。しかし、Ｍｇ含有量が多すぎると、粗大な介在物の形成による穴広げ性および曲げ性の低下を引き起こす場合がある。このため、Ｍｇ含有量は、０．０５０％以下とする。Ｍｇ含有量は、０．０４０％以下であることが好ましい。
［ＲＥＭ：０～０．１００％］
　ＲＥＭとは、Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ（希土類元素）である。ＲＥＭは、含有量が微量であっても、硫化物の形態制御に有効に作用する元素である。したがって、ＲＥＭを鋼中に含有させてもよい。上記効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。しかし、ＲＥＭ含有量が多すぎると、粗大なＲＥＭ酸化物が生成され、加工性や耐破断特性、穴広げ性、曲げ性が低下する場合がある。このため、ＲＥＭ含有量は、０．１００％以下とし、０．０５０％以下であることが好ましい。
　ここで、ＲＥＭとは、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）の２元素と、ランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素（ランタノイド）の総称を指す。また、本実施形態でいう「ＲＥＭ」とは、これら希土類元素から選択される１種以上で構成されるものであり、「ＲＥＭ含有量」とは、希土類元素の合計量である。
［ｅｘ．Ｎ＝［Ｎ］－［Ｔｉ］／３．４＞０．００００質量％］
　本実施形態に係る鋼板の化学組成は、下記（１）式を満足する。前述のとおり、本実施形態に係る鋼板のように、Ｂを含有しマルテンサイトを活用する高強度鋼板では、一般的には、Ｔｉ窒化物を形成することでＢ窒化物の形成を抑制し、固溶Ｂを確保することでの焼き入れ性向上を担保する。このために、Ｎ含有量に対して過剰な量のＴｉが含有される。しかし、冷間圧延前の鋼板において固溶Ｂが多量に存在すると、熱延鋼板の巻き取りやその後の熱処理において、Ｂを含む粗大な炭化物が形成される。Ｂを含む粗大な炭化物が最終製品に残存すると、プレス後の圧潰特性が劣化する。本実施形態に係る鋼板の化学組成は、下記（１）式を満足するので、仕上げ圧延を行う温度域においてＢＮを析出させることができる。これによって、熱延鋼板の冷却過程での固溶Ｂを低減することができる。また、冷間圧延直前の熱延鋼板において、粗大な炭化物の形成を抑制することができる。下記（１）式の中辺の値（ｅｘ．Ｎ）は、好ましくは０．００１０質量％以上であり、より好ましくは０．００３０質量％以上である。上限は特に限定しないが、０．１０００質量％以下、０．０１００質量％以下、０．００７０質量％以下としてもよい。
　ｅｘ．Ｎ＝［Ｎ］－［Ｔｉ］／３．４＞０．００００質量％・・・（１）
［ｅｘ．Ｎ－１４／２７×［Ａｌ］＜０．０００質量％］
　本実施形態に係る鋼板の化学組成は、下記（２）式を満足する。Ａｌは、Ｎと結合し、ＡｌＮを形成する。冷間圧延前までに形成したＢＮを冷間圧延後の焼鈍で分解した際に、下記（２）式を満足することで、ＢＮの分解で生成したＮがＡｌと結合し、ＡｌＮが形成される。これによって、冷間圧延後の焼鈍時に固溶Ｂによる焼入れ性の向上を図ることができる。下記（２）式の左辺の値は、好ましくは、－０．０３０質量％以下、－０．０５０質量％以下である。下限は特に限定しないが、－０．３００質量％以上、－０．２００質量％以上、－０．１００質量％以上としてもよい。
　ｅｘ．Ｎ－１４／２７×［Ａｌ］＜０．０００質量％・・・（２）
［［Ｂ］－１０．８／１４×ｅｘ．Ｎ＜０．０００３質量％］
　本実施形態に係る鋼板の化学組成は、下記（３）式を満足する。下記（３）式を満足することで、熱間圧延およびその後の冷間圧延直前までのＢＮの形成を促進し、鋼板中の固溶Ｂ量を低減することができる。そのため、熱延鋼板でのＢを含有する粗大な炭化物の形成を抑制することができ、プレス後の圧潰特性をより向上することができる。下記（３）式の左辺の値は、好ましくは、－０．０００５質量％以下、－０．００１０質量％以下である。下限は特に限定しないが、－０．００３０質量％以上、－０．００２０質量％以上としてもよい。
　［Ｂ］－１０．８／１４×ｅｘ．Ｎ＜０．０００３質量％・・・（３）
　［［Ａｌ］－０．０１×ｅｘ．Ｎ－０．８４９＜０．０００質量％］
　本実施形態に係る鋼板の化学組成は、下記（４）式を満足する。Ａｌを過剰に含有させると、熱延鋼板製造時の熱履歴において、ＡｌＮの形成が促進されてＢＮの形成が抑制される。これにより、熱延鋼板において、Ｂを含む粗大な炭化物の形成の原因となり、最終製品での加工性低下などを引き起こしやすくなる。本実施形態に係る鋼板の化学組成が下記（４）式を満足することで、その後の冷間圧延工程前までのＢＮの形成を促進し、上記問題発生の懸念をより軽減することができる。
　［Ａｌ］－０．０１×ｅｘ．Ｎ－０．８４９＜０．０００質量％・・・（４）
　なお、上記（１）式、（２）式、（３）式および（４）式中の［Ｎ］、［Ｔｉ］、［Ａｌ］および［Ｂ］は、当該元素の質量％での含有量であり、含有しない場合は０を代入する。また、上記（２）式、（３）式および（４）式中のｅｘ．Ｎは、上記（１）式のｅｘ．Ｎである。
［Ｔｏｔａｌ．Ｎ－Ｎｎｉｔ≦０．０００５質量％］
　本実施形態に係る鋼板において、下記（５）式に示すように、Ｎ含有量（Ｔｏｔａｌ．Ｎ）から、窒化物中のＮ含有量（Ｎｎｉｔ）を引いた値は０．０００５質量％以下である。窒化物は、ＢＮやＡｌＮ、ＴｉＮなどである。下記（５）式の左辺の値は、より好ましくは、０．０００３質量％以下である。下記（５）式を満足することで、冷間圧延後の焼鈍において、固溶Ｂによる焼入れ性向上効果を十分に得ることができる。
　Ｔｏｔａｌ．Ｎ－Ｎｎｉｔ≦０．０００５質量％・・・（５）
　本実施形態に係る鋼板の化学組成は、以下の方法で求めることができる。
　上述した鋼板の化学組成は、一般的な化学組成によって測定すればよい。例えば、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。また、ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。
　鋼板が表面にめっき層を備える場合は、機械研削によりめっき層を除去してから化学組成の分析を行えばよい。めっき層と鋼板との境界は、ＧＤＳ（グロー放電発光分光法）を用いて鋼板の板厚方向にＣ濃度を測定し、Ｃの検出開始点から板厚方向深さ２００μｍの範囲でのＣ濃度が極小値となる位置をめっき層と鋼板の境界とする。以下の記述において「（鋼板の）表面」との記述は、表面にめっき層を備える鋼板においては、上記境界を「（鋼板の）表面」と見なすものとする。
　窒化物中のＮ含有量（Ｎｎｉｔ）は、以下の方法で測定する。鋼板から採取した試料を定電位電解した後、孔径０．２μｍのニュクリポアー・メンブレンにてろ過、分離して残渣を採取する。ＪＩＳ　Ｇ　１２２８：２００６に記載されているように、電解で得た残渣を硫酸カリウムおよび硫酸を用いて溶液化し、アンモニア蒸留分離ビス（１－フェニル－３－メチル５－ピラゾロン）吸光光度法に供して窒素量を定量する。得られた窒素量を、窒化物中のＮ含有量（Ｎｎｉｔ）とみなす。
　本実施形態に係る鋼板は板厚方向に濃度差が形成される可能性があるが、化学組成は板厚方向１／４深さから表層部を含むよう測定サンプルを採取し、電解量を１ｇ以上確保するものとする。
＜１／４深さ位置の金属組織＞
　次に、本実施形態に係る鋼板の１／４深さ位置（板厚方向に沿って、表面から板厚の１／４の位置）の金属組織について説明する。
　本実施形態に係る鋼板の金属組織の説明において、組織分率は面積率で表す。従って、特に断りがなければ「％」は「面積％」を表す。
　本実施形態に係る鋼板（鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む）は、１／４深さ位置（板厚方向に沿って、表面から板厚の１／４の位置）での金属組織が、面積率で、フェライトおよびベイナイトの合計が０～６０％であり、マルテンサイトが４０～１００％であり、パーライトおよび残留オーステナイトの合計が０～１０％である。
［フェライトおよびベイナイトの面積率の合計が０～６０％］
　フェライトは、二相域焼鈍、もしくは焼鈍工程の保持後の緩冷却で生成する軟質な相である。フェライトは、マルテンサイトのような硬質相と混在する場合には鋼板の延性を向上させるが、９８０ＭＰａ以上の高強度を達成するためには、フェライトの面積率を制限する必要がある。
　また、ベイナイトは焼鈍工程の保持後の冷却過程で、３５０～４５０℃に一定時間保持することで生成する相である。ベイナイトは、マルテンサイトに対して軟質であるので延性を向上させる効果がある。しかし、９８０ＭＰａ以上の高強度を達成するためには、上記のフェライト同様にその面積率を制限する必要がある。
　したがって、フェライトおよびベイナイトの面積率の合計は６０％以下とする。好ましくは４０％以下である。フェライトおよびベイナイトは含まれなくてもよいので、下限は０％である。また、フェライトおよびベイナイトのそれぞれの面積率は限定されない。
［マルテンサイトの面積率が４０～１００％］
　マルテンサイトの面積率は４０～１００％である。マルテンサイトは、硬質な組織であるので、引張強さの向上に寄与する。所望の強度を得るため、マルテンサイトの面積率は４０％以上とする。マルテンサイトの面積率は、８０％以上であることが好ましく、９０％以上であることがより好ましい。これにより、高い引張強さ（例えば１４７０ＭＰａ以上の引張強さ）を確保し易くなる。高強度を得る観点から、マルテンサイトの面積率は、１００％であってもよい。
　なお、本実施形態において「マルテンサイト」とは、フレッシュマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトを指す。フレッシュマルテンサイトとは鉄系炭化物を含まないマルテンサイトである。また、「焼戻しマルテンサイト」とは鉄系炭化物を含むマルテンサイトである。
　靭性や穴広げ性、延性の観点からは焼戻しマルテンサイト分率は高い方が望ましいが、フレッシュマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトのそれぞれの面積率は限定されない。求められる強度、靭性や穴広げ性、延性レベルに応じて、一般的な範囲で焼戻しの程度を調整すればよい
［パーライトおよび残留オーステナイトの面積率の合計が０～１０％］
　パーライトは、軟質なフェライトと硬質なセメンタイトとが層状に並んだ硬質な組織であり、鋼板の引張強さの向上に寄与する組織である。また、残留オーステナイトは、加工誘起変態（ＴＲＩＰ：Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ　Ｉｎｄｕｃｅｄ　Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）によって伸びの向上に寄与する組織である。パーライトおよび残留オーステナイトは含まれなくてもよいので、それぞれの面積率の下限は０％である。
　パーライトは、組織内にセメンタイトを有する組織であり強度の向上に寄与する鋼中のＣ（炭素）を消費する。そのため、パーライトの面積率が過剰であると、鋼板の強度が低下する。また、残留オーステナイトの面積率が過剰になると、残留オーステナイトの粒径が大きくなる。このような粒径の大きな残留オーステナイトは、変形後に粗大かつ硬質なマルテンサイトとなる。この場合、割れの起点が発生しやすくなり、曲げ性が劣化する。そのため、パーライトおよび残留オーステナイトの面積率は合計で０～１０％とする。例えば、パーライトの面積率は、５％以下とする。パーライトの面積率は、好ましくは３％以下であり、より好ましくは１％以下である。残留オーステナイトの面積率は例えば、１０％以下とする。好ましくは５％以下である。
　次に、１／４深さ位置における各金属組織の同定と面積率の算出方法について説明する。
　各金属組織の同定と面積率の算定は、所定の観察領域について、最初に残留オーステナイトとすべき領域を確定し、その後、同じ領域について、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、またはパーライトの同定を行う。
　残留オーステナイトの面積および面積率は、以下の方法で測定する。
　コロイダルシリカ研磨または電解研磨により観察面を仕上げ、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製高速型Ｈｉｋａｒｉ　Ｓｕｐｒｅ型検出器）とで構成されたＥＢＳＤ装置を用いて測定を行う。この際、ＥＢＳＤ装置内の真空度は５．０×１０－６Ｐａ以下、加速電圧は１５ｋＶ、照射電流レベルは１５、電子線の照射レベルは（電流値）は約１４．２ｎＡとする。鋼板の表面から板厚の１／４の位置における、１００μｍ×１００μｍの正方形領域において、板厚方向と圧延方向のそれぞれについて０．２μｍの間隔（格子状配置）で回折電子を測定する。得られた擬菊池パターンを解析することで、結晶方位や結晶系を同定する。なお、試料作製条件などは日本材料学会標準「電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）法による材料評価のための結晶方位差測定標準」で推奨されている条件の範囲とする。得られた結晶方位情報から、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｐｈａｓｅ　Ｍａｐ」機能を用いて、結晶構造がｆｃｃである領域を特定し、この領域の面積率を算出する。これにより、残留オーステナイトの面積率を得る。
　フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、パーライトの面積および面積率は、以下の方法で測定する。
　上記で残留オーステナイトの観察を実施したときと同じ正方形領域をナイタール液でエッチングし、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて、倍率５０００倍で撮影する。得られた組織写真から、２μｍの間隔（格子状配置）でのポイントカウンティング法によって得られる各組織の比率を、各組織の面積率とする。
　各組織は以下のように判定する。
　フェライトは粒状または針状の形態をしており、内部に鉄系炭化物を含まない。
　ベイナイトは、ラス状の形態（ラス組織）であり、ラス組織内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物が存在し、その炭化物が同一方向に伸張した領域である。
　フレッシュマルテンサイトは、ラス状の形態（ラス組織）であり、そのラス組織の内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含まない領域である。
　焼戻しマルテンサイトは、ラス状の形態（ラス組織）であり、ラス組織の内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物が存在し、その炭化物が複数の異なる方向に伸長した領域である。
　また、フェライトとセメンタイトがラメラ状である領域をパーライトとする。
　なお、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、パーライトの同定においては、それに先立つ残留オーステナイトの同定において残留オーステナイトと判断された領域については上記の目視での同定は行わない。ただし、面積率は残留オーステナイト領域を含めた観察範囲の全面積に対する比率として算定する。
　これら金属組織の判断は、一般的に当業者が通常業務として実施しているものであり、当業者であれば容易に判定可能なものである。
　上記の評価方法で得られた各組織の合計の面積率が１００％と異なった場合、各組織の面積率に１００／（各組織の合計の面積率）を乗じて得られる値を各組織の面積率とする。
＜表層部の金属組織＞
　本実施形態において、鋼板の板厚方向に沿って、鋼板の表面から３０μｍまでの領域を表層部とする。
　本実施形態に係る鋼板の表層部の金属組織において、面積率で、フェライトおよびベイナイトの合計が２％以上であり、マルテンサイト、パーライトおよび残留オーステナイトの１種又は２種以上の合計が０～９８％であることが好ましい。表層部の金属組織がこれらの要件を満たし、且つ、後述するビッカース硬さの比（Ｈｓ／Ｈｃ）を満たすことで、鋼板の曲げ性をより向上することができる。
［フェライトおよびベイナイトの面積率の合計が２％以上］
　フェライトおよびベイナイトは、マルテンサイトのような硬質相と混在する場合には鋼板の延性を向上させる。鋼板の曲げ性をより向上するためには、表層部のフェライトおよびベイナイトの面積率が、合計で２％以上であることが好ましい。より一層好ましい表層部のフェライトおよびベイナイトの面積率は、合計で５０％以上である。
［マルテンサイト、パーライト、残留オーステナイトの１種又は２種以上の合計面積率が０～９８％］
　表層部のマルテンサイト、パーライト、残留オーステナイトの１種又は２種以上の面積率の合計を９８％以下とすることで、鋼板の曲げ性をより向上することができる。そのため、表層部のマルテンサイト、パーライト、残留オーステナイトの１種又は２種以上の面積率の合計は９８％以下であることが好ましい。表層部の金属組織においてマルテンサイト、パーライト、残留オーステナイトは含まれなくてもよいので、それぞれの下限は０％である。
　次に、表層部における各金属組織の同定と面積率の算出方法について説明する。
　各金属組織の同定と面積および面積率の算出は、測定位置以外は、１／４深さ位置における各金属組織のときと同様の方法を用いる。測定領域は、鋼板の表面から深さ３０μｍまでの正方領域（表面を一辺とする３０μｍ×３０μｍの正方形の領域）とする。
＜１／４深さ位置におけるＢを含み短径が０．２μｍ以上の炭化物の数密度が０．００３０個／μｍ２以下＞
　本実施形態では、表層部における、Ｂを含む炭化物の数密度を限定するが、１／４深さ位置における、Ｂを含む炭化物の数密度は特に限定されない。１／４深さ位置では、Ｂを含み短径が０．２μｍ以上の炭化物の数密度が０．００３０個／μｍ２以下であることが好ましい。Ｂを含み短径が０．２μｍ以上の炭化物の数密度が０．００３０個／μｍ２以下であれば、鋼板の変形に伴う、該炭化物を起点とするボイドの生成を抑制し、プレス後の圧潰特性でのメリットを得ることができる。本実施形態に係る鋼板の１／４深さ位置においてＢを含み短径が０．２μｍ以上の炭化物の数密度の下限は、当該炭化物は含まれなくてもよいため、０個／μｍ２である。Ｂを含む炭化物の数密度の下限は、例えば、０．０００１個／μｍ２である。
　Ｂを含む炭化物は、例えば、Ｍ３（Ｃ，Ｂ）、Ｍ２３（Ｃ，Ｂ）６などが挙げられる。ここで、Ｍは、Ｆｅおよびその他の金属元素を意味する。
＜１／４深さ位置におけるＡｌＮの数密度が０．０１個／μｍ２以上＞
　本実施形態に係る鋼板の１／４深さ位置において、ＡｌＮの数密度は特に限定されない。１／４深さ位置のＡｌＮの数密度は０．０１個／μｍ２以上であることが好ましい。１／４深さ位置におけるＡｌＮの数密度が０．０１個／μｍ２以上であれば、Ｎの少なくとも一部をＡｌＮとして固定することでＢＮの形成を抑制し、固溶Ｂによる焼入れ性をより向上することができる。１／４深さ位置におけるＡｌＮの数密度の上限は、特に限定されないが、例えば、１．００個／μｍ２である。
＜表層部におけるＢを含み短径が０．２μｍ以上の炭化物の数密度が０．００３０個／μｍ２以下＞
　本実施形態に係る鋼板の表層部において、Ｂを含み短径が０．２μｍ以上の炭化物の数密度は０．００３０個／μｍ２以下とする。当該炭化物の数密度が０．００３０個／μｍ２以下であれば、プレス時のボイドの生成を抑制することができ、プレス後の圧潰特性を向上することができる。表層部におけるＢを含み短径が０．２μｍ以上の炭化物の数密度は０．００２０個／μｍ２以下であることがより好ましい。表層部におけるＢを含み短径が０．２μｍ以上の炭化物の数密度は０．００１０個／μｍ２以下であることがさらに好ましい。
　Ｂを含み短径が０．２μｍ以上の炭化物の数密度の下限は、当該炭化物は含まれなくてもよいため、０個／μｍ２である。Ｂを含む炭化物の数密度の下限は、例えば、０．０００１個／μｍ２である。
　表層部における該炭化物の形態は、表層を軟質化した鋼板において特に変形限界への影響が顕著となるため、より重要な指標となる。この理由は明確ではないが、軟質化した母相中では該炭化物と母相の界面に発生した微細な剥離（微細なボイド）が容易に母相中に進展してしまい、破断につながる致命的なクラックに成長してしまうためと考えられる。
＜表層部におけるＢを含み短径が０．０５～０．２μｍの炭化物の数密度が０．００１０個／μｍ２以下＞
　本実施形態に係る鋼板の表層部において、Ｂを含み短径が０．０５～０．２μｍの炭化物の数密度は０．００１０個／μｍ２以下であってもよい。このような状態にＢの炭化物の状態を制御することで、部品の曲率半径が小さい箇所が発生するような厳しいプレス条件においても微細なボイドの発生を抑制することができる。
＜表層部におけるＡｌＮの数密度が０．０１個／μｍ２以上＞
　本実施形態に係る鋼板の表層部において、ＡｌＮの数密度が０．０１個／μｍ２以上であることが好ましい。ＡｌＮの数密度が０．０１個／μｍ２以上であれば、固溶Ｂによる焼入れ性をより向上することができる。ＡｌＮの数密度が０．１０個／μｍ２以上であることがより好ましい。ＡｌＮの数密度が０．１５個／μｍ２以上であることがさらに好ましい。ＡｌＮの数密度の上限は、特に限定されないが、例えば、２．００個／μｍ２である。
　また、表層部におけるＡｌＮの数密度は、表層を軟質化した鋼板において特に変形限界への影響が顕著となるため、より重要な指標となる。この理由は明確ではないが、軟質化した母相中ではＡｌＮと母相の界面に発生した微細な剥離（微細なボイド）が容易に母相中に進展してしまい、破断につながる致命的なクラックに成長してしまうためと考えられる。本実施形態に係る鋼板においてＡｌＮは上記のＢを含む炭化物よりはサイズは十分に微細で、また数密度は十分に高く、変形に伴うボイドの発生箇所は母相中で十分に分散される。そのため、上記のＢを含む炭化物と同様に破断限界に影響することは奇異な感もあるが、一般的にＡｌＮの形状は異方性を持ち、針状になるため、クラックの発生および進展に強く影響を及ぼすものと考えられる。
　Ｂを含む炭化物の短径、Ｂを含む炭化物の数密度、およびＡｌＮの数密度は以下の方法で測定することができる。測定は、薄膜または抽出レプリカのサンプルを用いて、走査型または透過型電子顕微鏡にて、５０００～５００００倍の倍率で観察を行う。最低３０視野を測定し、表層部は、鋼板の表面から３０μｍまでの領域においてＺ面（圧延方向と板幅方向に垂直な面）から薄膜または抽出レプリカのサンプルを採取して測定する。１／４深さ位置の測定は、鋼板の表面から３／８ｔ～５／８ｔ（ｔは鋼板の板厚）の領域を研磨で露出させ、Ｚ面（圧延方向と板幅方向に垂直な面）から薄膜または抽出レプリカのサンプルを採取して測定する。析出物の同定は、走査型または透過型電子顕微鏡に搭載されたＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分析）装置により析出物の元素分析を実施する。ＡｌとＮが検出されたものをＡｌＮとする。Ａｌが検出されない析出物については電子線回折像からＢ炭化物およびＢＮを同定する。
＜表層部のビッカース硬さＨｓと１／４深さ位置のビッカース硬さＨｃとの比＞
　本実施形態に係る鋼板の表層部のビッカース硬さＨｓと、１／４深さ位置のビッカース硬さＨｃの比であるＨｓ／Ｈｃが０．６５以下であることが好ましい。表層部の金属組織が上述の範囲内であり、且つ、Ｈｓ／Ｈｃが０．６５以下であることで、曲げ性をより向上することができる。
　表層軟化による曲げ性の向上効果は一般的にも知られているが、鋼中の析出物形態、特に表層部でのＢを含む炭化物およびＡｌＮの形態を制御した本実施形態に係る鋼板においては、曲げ性の向上効果が顕著に現れる。この理由は明確ではないが、前述のように、表層部での析出物形態と交絡した効果が考えられる。
　表層部のビッカース硬さＨｓおよび１／４深さ位置のビッカース硬さＨｃは、以下の手順で測定する。
　鋼板の圧延方向と板厚方向とに平行な板厚断面を、機械研磨により鏡面に仕上げる。この研磨面のうち、板表面から板厚内部に向かって２０μｍの距離（深さ）であって、圧延方向に平行な直線上の１２箇所において、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４－１：２０２０に準拠し、押し込み荷重２０ｇｆでビッカース硬さ（ＨＶ）を測定する。測定した１２点のビッカース硬さのうち、最も低い値および最も高い値を除いた１０点のビッカース硬さの平均値を、表層部のビッカース硬さＨｓとする。
　同様に、この研磨面のうち、板表面から板厚内部に向かって板厚の１／４深さの距離（深さ）であって、圧延方向に平行な直線上の１２箇所において、押し込み荷重２０ｇｆでビッカース硬さ（ＨＶ）を測定する。測定した１２点のビッカース硬さのうち、最も低い値と最も高い値を除いた１０点のビッカース硬さの平均値を、１／４深さ位置のビッカース硬さＨｃとする。
　なお、各測定点の間隔は、圧痕の４倍以上の距離とすることが好ましい。ここで述べる圧痕の４倍以上の距離とは、ビッカース硬さの測定の際に、ダイヤモンド圧子によって生じた圧痕の対角線の長さに対して４倍以上の数値を乗じた距離である。
＜機械的特性＞
［引張強さが９８０ＭＰａ以上］
　本実施形態に係る鋼板では、自動車の車体軽量化に寄与する強度として、引張強さ（ＴＳ）は９８０ＭＰａ以上とすることが好ましい。衝撃吸収性の観点からすると、鋼板の強度は、好ましくは１４００ＭＰａ以上であり、さらに好ましくは１４７０ＭＰａ以上である。
　引張強さ（ＴＳ）は、鋼板から、圧延方向および板厚方向に垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に沿って引張試験を行うことにより求めることができる。
＜板厚＞
　本実施形態に係る鋼板の板厚は限定されないが、衝撃吸収部材への適用を考慮すると、０．５ｍｍ以上であることが好ましい。より好ましくは、板厚は、１．０ｍｍ以上である。鋼板の板厚は例えば、３．０ｍｍ以下としてもよい。より好ましくは、板厚は、２．０ｍｍ以下である。
　本実施形態に係る鋼板では、表面に溶融亜鉛めっき層を備えてもよい。表面にめっき層を備えることで、耐食性が向上する。自動車用鋼板は、腐食による穴あきの懸念があると、高強度化してもある一定板厚以下に薄手化できない場合がある。鋼板の高強度化の目的の一つは、薄手化による軽量化であることから、鋼板を開発しても、耐食性が低いと適用部位が限られる。これら課題を解決する手法として、耐食性の高い溶融亜鉛めっき等のめっきを鋼板に施すことが考えられる。本実施形態に係る鋼板は、鋼板成分を上述のように制御しているので、溶融亜鉛めっきが可能である。
　溶融亜鉛めっき層は、合金化溶融亜鉛めっき層であってもよい。
　本実施形態に係る鋼板はプレス後の圧潰特性に優れるため、自動車部品、特にフロントサイドメンバーに好適に適用することができる。このような部品に加工された場合であっても、強い加工を受けていない部分では本実施形態に係る鋼板の上述の特徴は引き継がれる。そのため、加工を受けた部品について測定を行う場合には、強い加工を受けた部分（例えば、曲率半径１０００ｍｍ以下）を避けた部分について測定を行う。
＜製造方法＞
　本実施形態に係る鋼板は、以下の工程（Ｉ）～（ＩＶ）を含む製造方法によって製造可能である。以下に説明する各温度は、スラブまたは鋼板の表面温度である。
（Ｉ）上記の鋼板と同じ化学組成を有するスラブを加熱し、９５０～７００℃の温度域となる合計時間が５ｓ以上となる条件で熱間圧延を施し、熱延鋼板を得る熱間圧延工程。
（ＩＩ）熱間圧延工程後に、熱延鋼板を６００～４５０℃の巻き取り温度で巻き取る巻き取り工程。
（ＩＩＩ）巻き取り工程後に、熱延鋼板に対して、２０～８０％の板厚減少率で冷間圧延を施し、冷延鋼板を得る冷間圧延工程。
（ＩＶ）冷間圧延工程後に、冷延鋼板に対して、露点が－４０～２０℃の雰囲気の中で、５５０～６５０℃の温度域の平均昇温速度が０．５～５．０℃／ｓとなるように、７４０～９００℃の焼鈍温度まで昇温して焼鈍を施す焼鈍工程。
　以下、各工程について説明する。
［熱間圧延工程］
　熱間圧延工程では、上述した本実施形態に係る鋼板と同様の化学組成を有するスラブを加熱し、熱間圧延を施して熱延鋼板とする。熱間圧延におけるスラブ加熱条件は限定されないが、１１００℃以上に加熱することが好ましい。加熱温度が１１００℃未満では、材料の均質化が不十分となりやすい。
　熱間圧延工程では、スラブの加熱後、表面温度が９５０～７００℃の温度域となる合計時間が５ｓ以上となる条件で熱間圧延を施す。化学組成が上記（１）式を満足し、かつ、表面温度が９５０～７００℃の状態の合計時間を５ｓ以上とすることで、ＢＮの析出を促進することができる。
　スラブの製造方法については限定されない。生産性の観点から連続鋳造法によって鋳造することが好ましいが、造塊法又は薄スラブ鋳造法によって製造してもよい。
　連続鋳造によって得られた鋼片を、十分に高い温度のまま熱間圧延工程に供することができる場合には、スラブの加熱は省略してもよい。
［巻き取り工程］
　巻き取り工程では、熱間圧延工程後の鋼板（熱延鋼板）を、６００～４５０℃の巻き取り温度で巻き取る。熱間圧延終了後、巻き取り温度までの冷却条件については特に限定されない。
　鋼板の表面温度が６００℃以下の状態で巻き取ることで、ＢＮの分解および粗大なＢ炭化物の生成を抑制することができる。鋼板の表面温度が４００℃未満の状態で巻き取ると、温度低下により加工性が劣化し、その後の冷間圧延工程において破断が生じる可能性がある。
　巻き取り後１～３時間（巻取りが完了してから１時間から、巻取りが完了してから３時間まで）の時間帯における熱延コイルの幅中央部における表面の平均冷却速度を５０℃／ｈ以上とすることがより好ましい。これによりＢＮの分解および粗大Ｂ炭化物の生成を抑制するとともに、Ｂ炭化物が生成した場合でもそのサイズを微細化することができる。その結果、表層部におけるＢを含み短径が０．０５～０．２μｍの炭化物の数密度をより低減することができる。
　なお、熱延コイルの幅中央部とは、熱延コイルの外周面の幅方向中央部のことをいう。
［冷間圧延工程］
　冷間圧延工程では、巻き取り工程後の鋼板（熱延鋼板）を、必要に応じて公知の方法で酸洗等により脱スケールした後に、２０～８０％の板厚減少率で冷間圧延を施し、冷延鋼板とする。
　２０～８０％の板厚減少率の条件で冷間圧延を施すことで、焼鈍工程での再結晶を十分に進行させることができ、また焼鈍時のＡｌＮの析出を促進することで、プレス後の圧潰特性に優れた鋼板とすることができる。
　冷間圧延工程後の冷延鋼板は、必要に応じて公知の方法に従って脱脂等の処理が施されてもよい。
［焼鈍工程］
　焼鈍工程では、冷間圧延工程後の鋼板（冷延鋼板）を、露点が－４０～２０℃の雰囲気の中で、５５０～６５０℃の温度域の平均昇温速度が０．５℃～５．０℃／ｓとなるように、７４０～９００℃の焼鈍温度まで昇温して、焼鈍を施す。これらの条件は適切な組織分率を得るために好適な条件である。スラブの化学組成が上記（２）式を満足し、かつ、５５０～６５０℃の温度域の平均昇温速度を０．５～５．０℃／ｓとして焼鈍温度まで昇温することで、ＢＮの分解およびＡｌＮの形成を促進することができる。これによって、式（５）を満たすことができる。
　焼鈍工程の焼鈍温度をα／γの二相域とすると、所望量のフェライトを得ることができる。フェライトの面積率を０％とする場合は、γ単相域の焼鈍温度としてもよい。焼鈍温度にて保持した後の冷却工程は限定されないが、マルテンサイトを得るための急冷工程、ベイナイトや残留オーステナイトを得るための５５０℃以下の保持工程、および以上の組み合わせとしてもよい。例えば、焼鈍温度にて保持した後、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で５０～２５０℃の温度域まで冷却されることで、未変態のオーステナイトがマルテンサイトに変態する。
　なお、ここでは、焼鈍工程について連続焼鈍を想定した説明としたが、ＢＮを分解できる熱処理であれば、本実施形態に係る鋼板の製造方法は、焼鈍設備に限定されない。好ましい昇温速度、冷却速度を実現するには、連続焼鈍が有利ではあるが、その他の条件を満足すればバッチ焼鈍などの適用も排除するものではない。
　特に、焼鈍時の露点を－１５～２０℃に制限し、焼鈍温度での保持後に６５０℃以上で徐冷（平均冷却速度が３℃／ｓ未満）することで、表層部におけるフェライトおよびベイナイトの生成を促進することができる。これにより表層部のビッカース硬さＨｓと１／４深さ位置のビッカース硬さＨｃの比であるＨｓ／Ｈｃを０．６５以下とすることができる。加えて、表層部の金属組織を、面積率で、フェライトおよびベイナイトが合計で２％以上であり、マルテンサイト、パーライトおよび残留オーステナイトの１種又は２種以上の合計が０～９８％とすることができる。
　焼鈍温度での保持時間は、６０秒以上であることが好ましい。焼鈍温度の保持時間を６０秒以上にすることで、表層部のビッカース硬さＨｓと１／４深さ位置のビッカース硬さＨｃの比であるＨｓ／Ｈｃを０．６５以下としやすくなる。また、焼鈍温度での保持時間を６０秒以上とすることで、脱炭を十分に促進することができ、表層部のフェライトおよびベイナイトの面積率の合計を５０％以上とすることができる。
［溶融亜鉛めっき］
［合金化］
　表面に溶融亜鉛めっき層を備える鋼板（溶融亜鉛めっき鋼板）を製造する場合には、焼鈍工程の冷却過程において、鋼板温度が４２５℃超、６００℃未満の状態で、同等の温度のめっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施してもよい。また、表面に合金化溶融亜鉛めっきを備える鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板）を製造する場合には、溶融亜鉛めっき工程に引き続き、さらに、４５０℃超、６００℃未満に加熱する合金化熱処理を施してめっきを合金化溶融亜鉛めっきとしてもよい。
［焼戻し工程］
　焼鈍工程後、溶融亜鉛めっき後または合金化後には、焼戻し工程を施してもよい。焼戻し工程では、鋼板を、２００～３５０℃の温度で１秒間以上焼戻すことにより、鋼板強度や曲げ性、耐水素脆化特性などを調整する。
　溶融亜鉛めっき工程及びまたは合金化工程が行われた場合には、溶融亜鉛めっき工程後の鋼板、または、溶融亜鉛めっき工程及び合金化工程後の鋼板を５０～２５０℃の温度域まで冷却した後、２００～３５０℃の温度域で１秒間以上焼戻しを行うことが好ましい。焼戻し温度が３５０℃超であると鋼板強度が低下する。焼戻し温度は、３２５℃以下が好ましく、３００℃以下がより好ましい。
　一方、焼戻し温度が２００℃未満であると焼戻しが不十分となり、曲げ性、耐水素脆化特性が劣化する。よって焼戻し温度は２００℃以上とする。焼戻し温度は、２２０℃以上が好ましく、２５０℃以上がより好ましい。
　焼戻し時間は１秒以上あればよいが、安定した焼戻し処理を行うために５秒以上が好ましく、１０秒以上がさらに好ましい。一方、長時間の焼戻しでは鋼板強度が低下する場合があるため、焼戻し時間は７５０秒以下が好ましく、５００秒以下がさらに好ましい。
［スキンパス工程］
　焼戻し工程後の鋼板は、スキンパス圧延可能な温度まで冷却した後、スキンパス圧延を行ってもよい。焼鈍後の冷却が水を用いる水スプレー冷却、ディップ冷却、気水冷却などの場合は、高温で水と接触したことによって形成された酸化膜の除去および鋼板の化成処理性向上のため、スキンパス圧延前に、酸洗及び続いて微量のＮｉ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｃｕのうちの１種または２種以上のめっきを行うことが好ましい。ここで微量とは鋼板表面に３～３０ｍｇ／ｍ２程度のめっき量をいう。
　スキンパス圧延により、鋼板の形状を整えることができる。スキンパス圧延の伸び率は０．０５％以上が好ましい。より好ましくは０．１０％以上である。一方で、スキンパス圧延の伸び率が高いと残留オーステナイトの面積率が減少し延性が劣化する。そのため、伸び率は１．００％以下とすることが好ましい。伸び率は、０．７５％以下がより好ましく、０．５０％以下がさらに好ましい。
　本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。ただし、実施例での条件は、本開示の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本開示はこの一条件例に限定されるものではない。本開示は、本開示の要旨を逸脱せず、本開示の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　表１Ａおよび表１Ｂに示す化学組成を有するスラブを鋳造した。鋳造後のスラブを表２Ａおよび表２Ｂに示す条件で熱間圧延、巻き取り、冷間圧延および焼鈍を行った。焼鈍工程では、焼鈍温度での保持時間は６０秒以上とし、保持した後は６５０℃以上の温度域で徐冷（平均冷却速度が３℃／ｓ未満）を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　得られた鋼板について、上述の方法により金属組織について測定を行った。得られた結果を表４Ａおよび表４Ｂに示す。
　また、以下に示す要領で、引張強さ（ＴＳ）および曲げ性を評価した。
　また、プレス後の圧壊特性として、曲げ戻し後の圧壊特性を評価した。鋼板にプレス加工を施し、例えばハット部材を製造した場合には、ハット部材の角部などは曲げ戻しを受け、この部分は特に亀裂の発生起点となりやすい。曲げ戻しを受けた部分において亀裂が発生しにくい場合には、プレス後の圧壊特性に優れるとみなすことができるため、プレス後の圧壊特性として曲げ戻し後の圧壊特性を評価した。
　引張強さ（ＴＳ）は、鋼板から、圧延方向に対し垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に沿って引張試験を行うことにより求めた。
　引張強さが９８０ＭＰａ以上であった場合、高強度を有するとして合格と判定した。一方、引張強さが９８０ＭＰａ未満であった場合、高強度を有さないとして不合格と判定した。
　曲げ性は曲げ試験により得られる限界曲げ角度により評価した。曲げ試験は、ＶＤＡ（ドイツ自動車工業会規格）２３８－１００に準拠して行った。
　曲げ試験により、圧延方向および板厚方向に垂直な方向を曲げ稜線とした場合の限界曲げ角度（Ｃ軸曲げ角）θＣを得た。鋼板の引張強さに応じて、曲げ性の合格基準は以下の通りとした。下記合格基準を満たした場合は、曲げ性に優れると判断し、合格と判定した。一方、下記合格基準を満たさなかった場合は、不合格と判定した。
　引張強さが１４７０ＭＰａ以上：θＣ＞６５°を合格
　引張強さが１１８０ＭＰａ以上、１４７０ＭＰａ未満：θＣ＞７５°を合格
　引張強さが１１８０ＭＰａ未満：θＣ＞８５°を合格
　曲げ戻し後の圧潰特性（曲げ加工後のボイド、き裂発生評価）は、曲げ試験の途中止め試験材を用いて評価した。上記と同じ曲げ試験を行い、曲げ角が６０°で途中止めした試験片について、表面から２００μｍまでの領域における、ボイドの円相当径の最大値およびき裂のサイズの最大値を得た。なお、ボイドの円相当径およびき裂のサイズは以下の方法により測定した。試験片の曲げ稜線に垂直な面に対し、表面をナイタール液でエッチングする。曲げ頂点の左右４００μｍ以上、板厚方向深さ２００μｍの範囲において、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて、倍率１０００倍～３０００倍で撮影する。撮影されたＳＥＭ写真中に存在する各ボイドの円相当径を算出し、最大のものをボイドの円相当径の最大値とする。円相当径の算出方法は限定されないが、画像の二値化処理などによりボイドの面積を測定することで、円相当径を計算することができる。き裂のサイズは上記観測領域に存在するき裂の長さを測定し、き裂が湾曲している場合はき裂の始点と終点の距離をき裂サイズとする。
　引張強さに応じて、曲げ戻し後の圧潰特性の合否基準は以下の通りとした。ボイドの円相当径およびき裂のサイズの最大値が下記合格基準を満たした場合、プレス後の圧潰特性に優れると判断し、合格と判定した。一方、下記合格基準を満たさなかった場合、不合格と判定した。
　引張強さが１４７０ＭＰａ以上：５μｍ以下を合格
　引張強さが１１８０ＭＰａ以上、１４７０ＭＰａ未満：４μｍ以下を合格
　引張強さが１１８０ＭＰａ未満：３μｍ以下を合格
　本実施例において、上記のように引張強さに応じて合格基準を変えたのは以下のような背景を考慮したためである。
　引張強さが低ければ、本実施形態が規定するような特別の考慮をせずとも、限界曲げ角度の絶対値は大きくなるとともに許容すべきボイドやき裂のサイズは小さくなる。例えば、Ｎｏ．２３、Ｎｏ．２６、Ｎｏ．２８、Ｎｏ．３５、Ｎｏ．３９およびＮｏ．４０の比較例では、限界曲げ角度の絶対値およびボイドやき裂のサイズは、発明例に係る鋼板に引けをとらないレベルであった。しかし、これらの比較例における限界曲げ角度およびボイドやき裂のサイズは、引張強さが比較的低い鋼材であるため絶対値が良好なレベルになっているに過ぎない。
　表４Ａおよび表４Ｂから分かるように、本発明例はいずれも、高い強度および優れた曲げ性を有し、且つ、プレス後の圧潰特性に優れていた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007

Claims (8)

  1. 　質量％で、
    　　Ｃ　：０．０７～０．２５％、
    　　Ｓｉ：０．０１～２．００％、
    　　Ｍｎ：１．５～３．５％、
    　　Ａｌ：０．００１～２．０００％、
    　　Ｂ　：０．０００３～０．０１００％、
    　　Ｐ　：０．１００％以下、
    　　Ｓ　：０．０５００％以下、
    　　Ｎ　：０．０００５～０．０１００％、
    　　Ｏ　：０．００６０％以下、
    　　Ｃｒ：０～２．０００％、
    　　Ｍｏ：０～１．０００％、
    　　Ｗ　：０～１．０００％、
    　　Ｃｏ：０～０．５００％、
    　　Ｎｂ：０～０．５０％、
    　　Ｔｉ：０～０．５０００％、
    　　Ｖ　：０～０．５００％、
    　　Ｔａ：０～０．１００％、
    　　Ｓｎ：０～０．０５０％、
    　　Ｓｂ：０～０．０５０％、
    　　Ａｓ：０～０．０５０％、
    　　Ｎｉ：０～１．０００％、
    　　Ｃｕ：０～１．０００％、
    　　Ｃａ：０～０．０５０％、
    　　Ｚｒ：０～０．０５００％、
    　　Ｍｇ：０～０．０５０％、および
    　　ＲＥＭ：０～０．１００％
    を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、前記化学組成が下記（１）式、（２）式、（３）式、および（４）式を満たし、
    　　前記化学組成のＮ含有量をＴｏｔａｌ．Ｎとし、窒化物中のＮ含有量をＮｎｉｔとしたとき、下記（５）式を満たし、
    　板厚方向に沿って、表面から板厚の１／４の位置である１／４深さ位置での金属組織において、面積率で、
    　　フェライトおよびベイナイトの合計が０～６０％であり、
    　　マルテンサイトが４０～１００％であり、
    　　パーライトおよび残留オーステナイトの合計が０～１０％であり、
    　前記板厚方向に沿って、前記表面から３０μｍまでの領域を表層部としたとき、前記表層部において、
    　Ｂを含み短径が０．２μｍ以上の炭化物の数密度が０．００３０個／μｍ２以下である、鋼板。
    　ｅｘ．Ｎ＝［Ｎ］－［Ｔｉ］／３．４＞０．００００質量％・・・（１）
    　ｅｘ．Ｎ－１４／２７×［Ａｌ］＜０．０００質量％・・・（２）
    　［Ｂ］－１０．８／１４×ｅｘ．Ｎ＜０．０００３質量％・・・（３）
    　［Ａｌ］－０．０１×ｅｘ．Ｎ－０．８４９＜０．０００質量％・・・（４）
    　Ｔｏｔａｌ．Ｎ－Ｎｎｉｔ≦０．０００５質量％・・・（５）
    　上記（１）式、（２）式、（３）式および（４）式中の［Ｎ］、［Ｔｉ］、［Ａｌ］および［Ｂ］は、当該元素の質量％での含有量であり、含有しない場合は０を代入する。
  2. 　前記表層部の金属組織において、面積率で、フェライトおよびベイナイトの合計が２％以上であり、マルテンサイト、パーライトおよび残留オーステナイトの１種又は２種以上の合計が０～９８％であり、
    　前記表層部のビッカース硬さＨｓと、前記１／４深さ位置のビッカース硬さＨｃとの比であるＨｓ／Ｈｃが０．６５以下である、請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記表層部において、ＡｌＮの数密度が０．０１個／μｍ２以上である、請求項１または２に記載の鋼板。
  4. 　引張強さが９８０ＭＰａ以上である、請求項１または２に記載の鋼板。
  5. 　前記化学組成が、質量％で、
    　　Ｃｒ：０．００１～２．０００％、
    　　Ｍｏ：０．０１０～１．０００％、
    　　Ｗ：０．００１～１．０００％、
    　　Ｃｏ：０．０１０～０．５００％、
    　　Ｎｂ：０．０１～０．５０％、
    　　Ｔｉ：０．０００１～０．５０００％、
    　　Ｖ：０．００１～０．５００％、
    　　Ｔａ：０．００１～０．１００％、
    　　Ｓｎ：０．００１～０．０５０％、
    　　Ｓｂ：０．００１～０．０５０％、
    　　Ａｓ：０．００１～０．０５０％、
    　　Ｎｉ：０．００１～１．０００％、
    　　Ｃｕ：０．００１～１．０００％、
    　　Ｃａ：０．００１～０．０５０％、
    　　Ｚｒ：０．０００１～０．０５００％、
    　　Ｍｇ：０．００１～０．０５０％、および、
    　　ＲＥＭ：０．００１～０．１００％
    のうち、１種または２種以上を含有する、請求項１または２に記載の鋼板。
  6. 　前記表面に溶融亜鉛めっき層を有する、請求項１または２に記載の鋼板。
  7. 　前記表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する、請求項１または２に記載の鋼板。
  8. 　質量％で、
    　　Ｃ　：０．０７～０．２５％、
    　　Ｓｉ：０．０１～２．００％、
    　　Ｍｎ：１．５～３．５％、
    　　Ａｌ：０．００１～２．０００％、
    　　Ｂ　：０．０００３～０．０１００％、
    　　Ｐ　：０．１００％以下、
    　　Ｓ　：０．０５００％以下、
    　　Ｎ　：０．０００５～０．０１００％、
    　　Ｏ　：０．００６０％以下、
    　　Ｃｒ：０～２．０００％、
    　　Ｍｏ：０～１．０００％、
    　　Ｗ　：０～１．０００％、
    　　Ｃｏ：０～０．５００％、
    　　Ｎｂ：０～０．５０％、
    　　Ｔｉ：０～０．５０００％、
    　　Ｖ　：０～０．５００％、
    　　Ｔａ：０～０．１００％、
    　　Ｓｎ：０～０．０５０％、
    　　Ｓｂ：０～０．０５０％、
    　　Ａｓ：０～０．０５０％、
    　　Ｎｉ：０～１．０００％、
    　　Ｃｕ：０～１．０００％、
    　　Ｃａ：０～０．０５０％、
    　　Ｚｒ：０～０．０５００％、
    　　Ｍｇ：０～０．０５０％、および
    　　ＲＥＭ：０～０．１００％
    を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、前記化学組成が下記（１）式、（２）式、（３）式、および（４）式を満たす、スラブを加熱し、９５０～７００℃の温度域となる合計時間が５ｓ以上となる条件で熱間圧延を施し、熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程後に、前記熱延鋼板を６００～４５０℃の巻き取り温度で巻き取る巻き取り工程と、
    　前記巻き取り工程後に、前記熱延鋼板に対して、２０～８０％の板厚減少率で冷間圧延を施し、冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、
    　前記冷間圧延工程後に、前記冷延鋼板に対して、露点が－４０～２０℃の雰囲気の中で、５５０～６５０℃の温度域の平均昇温速度が０．５～５．０℃／ｓとなるように、７４０～９００℃の焼鈍温度まで昇温して焼鈍を施す焼鈍工程と、
    を含む、鋼板の製造方法。
    　ｅｘ．Ｎ＝［Ｎ］－［Ｔｉ］／３．４＞０．００００質量％・・・（１）
    　ｅｘ．Ｎ－１４／２７×［Ａｌ］＜０．０００質量％・・・（２）
    　［Ｂ］－１０．８／１４×ｅｘ．Ｎ＜０．０００３質量％・・・（３）
    　［Ａｌ］－０．０１×ｅｘ．Ｎ－０．８４９＜０．０００・・・（４）
    　上記（１）式、（２）式、（３）式および（４）式中の［Ｎ］、［Ｔｉ］、［Ａｌ］および［Ｂ］は、当該元素の質量％での含有量であり、含有しない場合は０を代入する。
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