[go: up one dir, main page]

WO2025263572A1 - 鋼部材及び鋼板 - Google Patents

鋼部材及び鋼板

Info

Publication number
WO2025263572A1
WO2025263572A1 PCT/JP2025/022140 JP2025022140W WO2025263572A1 WO 2025263572 A1 WO2025263572 A1 WO 2025263572A1 JP 2025022140 W JP2025022140 W JP 2025022140W WO 2025263572 A1 WO2025263572 A1 WO 2025263572A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel
content
plate thickness
coating
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
PCT/JP2025/022140
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
翔平 藪
龍矢 大槻
伸麻 吉川
正美 澤田
翔 松井
将明 浦中
達也 森井
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Publication of WO2025263572A1 publication Critical patent/WO2025263572A1/ja
Pending legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Definitions

  • the material is heated before being formed.
  • the steel is soft during forming and has good formability. This allows even high-strength steel plates to be formed into complex shapes with high precision.
  • the material is quenched at the same time as it is formed using a press die, so the steel part has sufficient strength after forming.
  • Patent Document 1 discloses a steel sheet having a tensile strength of 1320 MPa or more, which has a steel structure in which the area ratio of martensite and bainite to the entire structure is 95% or more and 100% or less in total, the remainder being one or both of ferrite and retained austenite, the average grain size of prior austenite grains exceeding 5 ⁇ m, and inclusion groups with major axis lengths of 20 to 80 ⁇ m being present at 5 grains/ mm2 or less.
  • Patent Document 1 discloses that the technology described in Patent Document 1 makes it possible to obtain a high-strength steel sheet with excellent delayed fracture resistance at the sheared edge.
  • Patent Document 2 discloses a steel sheet having a structure in which the total area ratio of martensite and bainite is 95% or more and 100% or less, with the remainder being one or more types selected from ferrite and retained austenite, in which the density of inclusion particles having a major axis length of 20 ⁇ m or more and 80 ⁇ m or less, and in which the shortest distance between the inclusion particles is longer than 10 ⁇ m, and the density of inclusion particle groups consisting of two or more inclusions having a major axis length of 20 ⁇ m or more and 80 ⁇ m or less, and in which the major axis length is 0.3 ⁇ m or more and the shortest distance between the inclusion particles is 10 ⁇ m or less, is 5 particles/ mm2 or less, the local P concentration from the steel sheet surface in the thickness direction from the 1/4 position to the 3/4 position is 0.060 mass% or less, the Mn segregation degree in the above-mentioned positional range is 1.50 or less, and the tensile strength is 1320 MPa or
  • Patent Documents 1 and 2 do not take into consideration the toughness of the components.
  • This disclosure has been made in light of the above-mentioned circumstances. It aims to provide a steel member with high strength and excellent toughness, as well as a steel plate from which this steel member can be manufactured.
  • the gist of the present invention is as follows. [1] Chemical composition, in mass%, C: more than 0.40%, less than 1.00%, Si: 2.00% or less, Mn: 0.01-1.00%, P: 0.100% or less, S: 0.0100% or less, Al: 0.001-1.000%, N: 0.0200% or less, O: 0.0100% or less, Nb: 0.001 to 0.100%, Ti: 0.001 to 0.200%, Cr: 0-1.00%, B: 0 to 0.0100%, Mo: 0-1.00%, W: 0-2.00%, Co: 0-1.00%, Ni: 0 to 1.00%, Cu: 0 to 1.00%, V: 0 to 1.00%, Ca: 0-0.2000%, Mg: 0-0.2000%, REM: 0-0.3000%, Sb: 0 to 1.00%, Sn: 0-1.00%, Zr: 0 to 1.00%, As: 0 to 1.00%, Se: 0 to 1.0000%,
  • the chemical composition is, in mass%, Cr: 0.01-1.00%, B: 0.0001 to 0.0100%, Mo: 0.01-1.00%, W: 0.01-2.00%, Co: 0.01 to 1.00%, Ni: 0.01-1.00%, Cu: 0.01 to 1.00%, V: 0.01 to 1.00%, Ca: 0.0001-0.2000%, Mg: 0.0001-0.2000%, REM: 0.0001-0.3000%, Sb: 0.01 to 1.00%, Sn: 0.01-1.00%, Zr: 0.01-1.00%, As: 0.01 to 1.00%, Se: 0.0001 to 1.0000%, Bi: 0.0001 to 1.0000%, Ta: 0.0001 to 1.0000%, Re: 0.0001 to 1.0000%, Os: 0.0001-1.0000%,
  • the chemical composition is, in mass%, Cr: 0.01-1.00%, B: 0.0001 to 0.0100%, Mo: 0.01-1.00%, W: 0.01-2.00%, Co: 0.01 to 1.00%, Ni: 0.01-1.00%, Cu: 0.01 to 1.00%, V: 0.01 to 1.00%, Ca: 0.0001-0.2000%, Mg: 0.0001-0.2000%, REM: 0.0001-0.3000%, Sb: 0.01 to 1.00%, Sn: 0.01-1.00%, Zr: 0.01-1.00%, As: 0.01 to 1.00%, Se: 0.0001 to 1.0000%, Bi: 0.0001 to 1.0000%, Ta: 0.0001 to 1.0000%, Re: 0.0001 to 1.0000%, Os: 0.0001-1.0000%,
  • the steel sheet according to the above [6] characterized in that it contains one or more selected from the group consisting of Ir: 0.0001 to 1.0000% and Tc: 0.0001 to 1.0000%.
  • FIG. 1 is a diagram for explaining how to determine the center position of a Ti, Nb-based precipitate.
  • FIG. 10 is a diagram for explaining a method for calculating DC , which is a decarburization index.
  • Nb-based precipitates contained in steel are the main cause of reduced toughness in high-strength steel components.
  • these precipitate groups promote the formation and connection of cracks between each other, causing a significant deterioration in toughness.
  • the steel member according to this embodiment will be described in detail below. First, the reasons for limiting the chemical composition of the steel member according to this embodiment will be explained.
  • the steel member according to this embodiment has the following chemical composition. Note that the numerical ranges described below, separated by “to”, include the lower and upper limits. Values marked “less than” and “greater than” are not included in the numerical range. All percentages in chemical composition indicate mass %.
  • the steel member according to this embodiment has a chemical composition, in mass%, of C: more than 0.40% and not more than 1.00%, Si: not more than 2.00%, Mn: 0.01 to 1.00%, P: not more than 0.100%, S: not more than 0.0100%, Al: 0.001 to 1.000%, N: not more than 0.0200%, O: not more than 0.0100%, Nb: 0.001 to 0.100%, Ti: 0.001 to 0.200%, and the balance: Fe and impurities.
  • C more than 0.40% and not more than 1.00%
  • Si not more than 2.00%
  • Mn 0.01 to 1.00%
  • P not more than 0.100%
  • S not more than 0.0100%
  • Al 0.001 to 1.000%
  • N not more than 0.0200%
  • O not more than 0.0100%
  • Nb 0.001 to 0.100%
  • Ti 0.001 to 0.200%
  • balance Fe and impurities
  • C more than 0.40% and not more than 1.00% C is an element that greatly affects the strength of steel members. If the C content is 0.40% or less, the desired strength cannot be obtained in the steel members. Therefore, the C content is set to more than 0.40%. The C content is preferably 0.45% or more or 0.50% or more. On the other hand, if the C content exceeds 1.00%, the strength of the steel member becomes too high, resulting in a decrease in the toughness of the steel member. Therefore, the C content is set to 1.00% or less. The C content is preferably 0.90% or less, 0.80% or less, or 0.75% or less.
  • Si 2.00% or less Si has temper softening resistance and is effective in suppressing a decrease in strength due to auto-tempering during hot stamp quenching.
  • the Si content may be 0%. However, Si may be intentionally added to obtain the above effect. From the viewpoint of obtaining higher strength, the Si content is preferably 0.005% or more.
  • the Si content is more preferably 0.01% or more, 0.02% or more, 0.03% or more, 0.15% or more, or 0.20% or more.
  • problems with surface scale occur. That is, after pickling to remove the scale formed during hot rolling, a pattern due to surface irregularities occurs, resulting in poor surface appearance.
  • the Si content is set to 2.00% or less.
  • the Si content is preferably 1.50% or less, 1.00% or less, 0.70% or less, 0.50% or less, 0.45% or less, or 0.40% or less.
  • Mn 0.01-1.00%
  • Mn is an element that improves the strength of steel members and the hardenability of steel. To achieve this effect and obtain high strength, the Mn content is set to 0.01% or more. The Mn content is preferably 0.05% or more, 0.10% or more, 0.20% or more, 0.30% or more, or 0.40% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 1.00%, the toughness of the steel member decreases. Therefore, the Mn content is set to 1.00% or less, and preferably 0.80% or less or 0.60% or less.
  • P 0.100% or less
  • P is an element that segregates at grain boundaries and reduces the strength of the grain boundaries. If the P content exceeds 0.100%, the strength of the grain boundaries is significantly reduced, resulting in a decrease in the toughness of the steel member. Therefore, the P content is set to 0.100% or less.
  • the P content is preferably 0.050% or less, 0.040% or less, or 0.030% or less.
  • the P content may be 0%. However, since an excessive reduction in the P content increases the refining cost, the P content may be 0.001% or more.
  • S 0.0100% or less
  • S is an element that affects non-metallic inclusions in steel and deteriorates the toughness of steel members. If the S content exceeds 0.0100%, the toughness of the steel members deteriorates significantly. Therefore, the S content is set to 0.0100% or less.
  • the S content is preferably 0.0080% or less or 0.0050% or less.
  • the S content may be 0%. However, since excessively reducing the S content increases the manufacturing cost of the desulfurization step, the S content may be 0.0001% or more.
  • Al 0.001-1.000%
  • Al is an element used as a deoxidizer for molten steel. If deoxidation is insufficient, the toughness of the steel member will deteriorate due to the excess oxides produced.
  • the Al content is set to 0.001% or more.
  • the Al content is preferably 0.010% or more or 0.030% or more.
  • the Al content exceeds 1.000%, a large amount of non-metallic inclusions is formed, which deteriorates the toughness of the steel member. Therefore, the Al content is set to 1.000% or less.
  • the Al content is preferably 0.700% or less, 0.500% or less, 0.300% or less, 0.200% or less, or 0.100% or less.
  • the N content is set to 0.0200% or less.
  • the N content is preferably 0.0150% or less, 0.0100% or less, or 0.0050% or less.
  • the N content may be 0%.
  • the N content is preferably 0.0005% or more.
  • the N content is more preferably 0.0010% or more.
  • O 0.0100% or less
  • O content is set to 0.0100% or less.
  • the O content is preferably 0.0080% or less or 0.0050% or less.
  • the O content may be 0%. However, if the O content is reduced to less than 0.0005%, the cost of deoxidation increases significantly, which is not economically preferable. Therefore, the O content is preferably 0.0005% or more or 0.0010% or more.
  • Nb 0.001-0.100%
  • Nb improves the toughness of steel members by refining the grain size of the metal structure as a solid solution element. If the Nb content is less than 0.001%, the toughness of the steel members decreases. Therefore, the Nb content is set to 0.001% or more.
  • the Nb content is preferably 0.005% or more or 0.010% or more.
  • the Nb content exceeds 0.100%, the number density of Ti, Nb-based precipitates increases, resulting in a decrease in the toughness of the steel member. Therefore, the Nb content is set to 0.100% or less.
  • the Nb content is preferably 0.080% or less, 0.070% or less, or 0.060% or less.
  • Ti forms carbonitrides in steel and improves the strength of steel members through precipitation strengthening. It also refines the metal structure, improving the toughness of the steel members. If the Ti content is less than 0.001%, the toughness of the steel members decreases. Therefore, the Ti content is set to 0.001% or more. The Ti content is preferably 0.005% or more or 0.010% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.200%, the number density of Ti, Nb-based precipitates increases, resulting in a decrease in the toughness of the steel member. Therefore, the Ti content is set to 0.200% or less. The Ti content is preferably 0.150% or less, 0.100% or less, 0.080% or less, 0.070% or less, or 0.060% or less.
  • the balance of the chemical composition of the steel member according to this embodiment may be Fe and impurities.
  • impurities include elements that are inevitably mixed in from steel raw materials or scrap and/or during the steelmaking process, and are permissible to the extent that they do not impair the properties of the steel member according to this embodiment.
  • the steel member according to this embodiment may contain one or more of the following elements as optional elements in place of a portion of the Fe. If none of the following optional elements are contained, the content is 0%.
  • Cr is an element that improves the hardenability of steel and has the effect of improving the strength of steel members. Cr also has the effect of improving the corrosion resistance of steel members. Therefore, Cr may be contained as necessary.
  • the Cr content is preferably 0.01% or more.
  • the Cr content is more preferably 0.03% or more or 0.05% or more.
  • the Cr content is set to 1.00% or less.
  • the Cr content is preferably 0.95% or less or 0.60% or less.
  • B 0.0001-0.0100%
  • B has the effect of improving the hardenability during hot stamping or during cooling after hot stamping, thereby improving the strength of the steel member. Therefore, B may be contained as necessary.
  • the B content is preferably 0.0001% or more.
  • the B content is more preferably 0.0005% or more or 0.0010% or more.
  • the B content is set to 0.0100% or less.
  • the B content is preferably 0.0090% or less or 0.0060% or less.
  • Mo 0.01 ⁇ 1.00%
  • Mo is an element that improves the hardenability of steel and has the effect of improving the strength of steel members. Mo also has the effect of improving the corrosion resistance of steel members. Therefore, Mo may be contained as needed.
  • the Mo content is preferably 0.01% or more.
  • the Mo content is more preferably 0.05% or more or 0.10% or more.
  • the Mo content is set to 1.00% or less.
  • the Mo content is preferably 0.80% or less or 0.60% or less.
  • W 0.01 ⁇ 2.00%
  • W is an element that improves the hardenability of steel and contributes to improving the strength of steel members. W also has the effect of improving the corrosion resistance of steel members. Therefore, W may be contained as needed.
  • the W content is preferably 0.01% or more.
  • the W content is more preferably 0.05% or more or 0.10% or more.
  • the W content is set to 2.00% or less.
  • the W content is preferably set to 1.80% or less or 0.60% or less.
  • Co is an element that improves the corrosion resistance of steel members and improves the toughness of the steel members. Therefore, Co may be contained as necessary. To ensure the above effects, the Co content is preferably 0.01% or more. The Co content is more preferably 0.05% or more or 0.10% or more. On the other hand, if the Co content exceeds 1.00%, the hardenability of the steel decreases, resulting in a decrease in the strength of the steel member. Therefore, the Co content is set to 1.00% or less. The Co content is preferably 0.80% or less or 0.60% or less.
  • Ni 0.01-1.00%
  • Ni is an element that improves the hardenability of steel and has the effect of improving the strength of steel members. Ni also has the effect of improving the corrosion resistance of steel members. Therefore, Ni may be contained as needed.
  • the Ni content is preferably 0.01% or more.
  • the Ni content is more preferably 0.04% or more or 0.06% or more.
  • the Ni content is set to 1.00% or less.
  • the Ni content is preferably 0.90% or less or 0.60% or less.
  • Cu 0.01 ⁇ 1.00%
  • Cu is an element that improves the hardenability of steel and has the effect of improving the strength of steel members.
  • Cu also has the effect of improving the corrosion resistance of steel members. Therefore, Cu may be contained as needed.
  • the Cu content is preferably 0.01% or more.
  • the Cu content is more preferably 0.05% or more or 0.07% or more.
  • the Cu content is set to 1.00% or less.
  • the Cu content is preferably 0.80% or less or 0.60% or less.
  • V forms carbonitrides in steel and has the effect of improving the strength of steel members through precipitation strengthening. Furthermore, as a solid solution element, it also has the effect of refining the metal structure, thereby improving the strength and toughness of steel members. Therefore, V may be contained as needed.
  • the V content is preferably 0.01% or more.
  • the V content is more preferably 0.04% or more or 0.10% or more.
  • the V content is set to 1.00% or less.
  • the V content is preferably 0.80% or less or 0.60% or less.
  • Ca 0.0001 ⁇ 0.2000%
  • Ca has the effect of refining inclusions in steel and preventing cracks caused by the inclusions during hot stamping and collision. Therefore, Ca may be contained as needed.
  • the Ca content is preferably 0.0001% or more.
  • the Ca content is more preferably 0.0005% or more or 0.0010% or more.
  • the Ca content is set to 0.2000% or less.
  • the Ca content is preferably 0.1800% or less or 0.1000% or less.
  • Mg 0.0001-0.2000% Mg has the effect of refining inclusions in steel and preventing cracks caused by the inclusions during hot stamping and collision. Therefore, Mg may be added as needed.
  • the Mg content is preferably 0.0001% or more.
  • the Mg content is more preferably 0.0005% or more or 0.0010% or more.
  • the Mg content is set to 0.2000% or less.
  • the Mg content is preferably 0.1800% or less or 0.1000% or less.
  • REM 0.0001 ⁇ 0.3000% REM has the effect of refining inclusions in steel and preventing cracks caused by the inclusions during hot stamping and collision. Therefore, REM may be added as needed.
  • the REM content is preferably 0.0001% or more.
  • the REM content is more preferably 0.0005% or more or 0.0010% or more.
  • the REM content is set to 0.3000% or less.
  • the REM content is preferably 0.2000% or less or 0.1000% or less.
  • REM refers to a total of 17 elements consisting of Sc, Y, and lanthanoids, and the REM content refers to the total content of these elements.
  • Sb 0.01 ⁇ 1.00%
  • Sb is an element that improves corrosion resistance in a corrosive environment. Therefore, Sb may be contained as necessary.
  • the Sb content is preferably 0.01% or more.
  • the Sb content is more preferably 0.02% or more or 0.05% or more.
  • the Sb content is set to 1.00% or less, and preferably 0.80% or less or 0.60% or less.
  • Sn 0.01-1.00% Sn has the effect of improving the corrosion resistance of steel members. Therefore, Sn may be contained as necessary. To ensure this effect, the Sn content is preferably 0.01% or more. The Sn content is more preferably 0.02% or more or 0.05% or more. On the other hand, even if the Sn content exceeds 1.00%, the above effect saturates, so the Sn content is set to 1.00% or less, and preferably 0.80% or less or 0.60% or less.
  • Zr 0.01 ⁇ 1.00%
  • Zr has the effect of forming carbonitrides in steel and improving the strength of steel members through precipitation strengthening. Furthermore, it has the effect of fixing N as nitrides, suppressing the formation of BN, and enhancing the hardenability-improving effect of B. Therefore, Zr may be added as needed.
  • the Zr content is preferably 0.01% or more.
  • the Zr content is more preferably 0.02% or more or 0.05% or more.
  • the Zr content is set to 1.00% or less.
  • the Zr content is preferably 0.80% or less or 0.60% or less.
  • the As content is preferably 0.01% or more.
  • the As content is more preferably 0.02% or more or 0.05% or more.
  • the As content is set to 1.00% or less.
  • the As content is preferably 0.80% or less or 0.60% or less.
  • Se 0.0001-1.0000% Se has the effect of improving hydrogen embrittlement resistance. Therefore, Se may be contained as necessary.
  • the Se content is preferably 0.0001% or more.
  • the Se content is more preferably 0.0002% or more or 0.0005% or more.
  • the Se content is set to 1.0000% or less.
  • the Se content is preferably 0.1000% or less, 0.0800% or less, or 0.0600% or less.
  • Bi 0.0001 ⁇ 1.0000%
  • Bi has the effect of improving hydrogen embrittlement resistance. Therefore, Bi may be contained as necessary.
  • the Bi content is preferably 0.0001% or more.
  • the Bi content is more preferably 0.0005% or more or 0.0010% or more.
  • the Bi content is set to 1.0000% or less.
  • the Bi content is preferably 0.1000% or less, 0.0800% or less, or 0.0600% or less.
  • Ta 0.0001 ⁇ 1.0000%
  • Ta has the effect of improving hydrogen embrittlement resistance. Therefore, Ta may be contained as necessary.
  • the Ta content is preferably 0.0001% or more.
  • the Ta content is more preferably 0.0020% or more or 0.0050% or more.
  • the Ta content is set to 1.0000% or less.
  • the Ta content is preferably 0.1000% or less, 0.0800% or less, or 0.0600% or less.
  • Re 0.0001 ⁇ 1.0000% Re has the effect of improving hydrogen embrittlement resistance. Therefore, Re may be contained as necessary.
  • the Re content is preferably 0.0001% or more.
  • the Re content is more preferably 0.0020% or more or 0.0050% or more.
  • the Re content is set to 1.0000% or less.
  • the Re content is preferably 0.1000% or less, 0.0800% or less, or 0.0600% or less.
  • Os has the effect of improving hydrogen embrittlement resistance. Therefore, Os may be contained as necessary.
  • the Os content is preferably 0.0001% or more.
  • the Os content is more preferably 0.0020% or more or 0.0050% or more.
  • the Os content is set to 1.0000% or less.
  • the Os content is preferably 0.1000% or less, 0.0800% or less, or 0.0600% or less.
  • Ir 0.0001-1.0000% Ir has the effect of improving hydrogen embrittlement resistance. Therefore, Ir may be contained as necessary. In order to reliably exert the above effect, the Ir content is preferably 0.0001% or more. The Ir content is more preferably 0.0010% or more or 0.0050% or more. On the other hand, if the Ir content exceeds 1.0000%, the effect saturates and the cost increases. Therefore, the Ir content is set to 1.0000% or less. The Ir content is preferably 0.1000% or less, 0.0800% or less, or 0.0600% or less.
  • Tc 0.0001-1.0000%
  • Tc has the effect of improving hydrogen embrittlement resistance. Therefore, Tc may be contained as necessary.
  • the Tc content is preferably 0.0001% or more.
  • the Tc content is more preferably 0.0010% or more or 0.0050% or more.
  • the Tc content is set to 1.0000% or less.
  • the Tc content is preferably 0.1000% or less, 0.0800% or less, or 0.0600% or less.
  • the chemical composition of the above-mentioned steel member can be determined by the following method.
  • a test piece is taken from the surface of the steel member in the range of 1/8 to 3/8 of the plate thickness in the plate thickness direction, and this test piece can be measured by a general method such as ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry).
  • ICP-AES Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry.
  • C and S can be measured using the combustion-infrared absorption method
  • N can be measured using the inert gas fusion-thermal conductivity method
  • O can be measured using the inert gas fusion-non-dispersive infrared absorption method.
  • the steel member has a coating on its surface, the coating is removed by mechanical grinding, and then the chemical composition is analyzed in the same manner.
  • the metal structure of the steel member according to this embodiment when a range from a position 1/8 of the plate thickness from the surface to a position 3/8 of the plate thickness, with the center being a position 1/4 of the plate thickness in the plate thickness direction from the surface, is defined as a 1/4 depth position, the metal structure at the 1/4 depth position is, in volume %, martensite, bainite, and tempered martensite: a total of 90% or more, and the number density of a group of two or more Ti, Nb-based precipitates having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more and a shortest distance of 15 ⁇ m or less at the 1/4 depth position is 10.0 precipitates/ mm2 or less.
  • the metallographic structure at the 1/4 depth position is defined because the metallographic structure at this position represents a representative metallographic structure of a steel member.
  • the 1/4 depth position refers to a range from a position 1/8 of the plate thickness from the surface to a position 3/8 of the plate thickness, which can be rephrased as "a range starting from a position 1/8 of the plate thickness from the surface and ending at a position 3/8 of the plate thickness from the surface.”
  • the surface of a steel member referred to here refers to the surface of the steel plate when the steel member consists only of a steel plate, and refers to the interface between the coating and the steel plate when the steel member has a coating on its surface.
  • the interface between the coating and the steel plate in the steel member is identified by a BSE image (or a COMPO image) described below.
  • Martensite, bainite, and tempered martensite 90% or more in total Martensite, bainite, and tempered martensite are high-strength structures. If the total volume fraction of martensite, bainite, and tempered martensite is less than 90%, the strength of the steel member decreases. Therefore, the total volume fraction of martensite, bainite, and tempered martensite is set to 90% or more.
  • the total volume fraction of martensite, bainite, and tempered martensite is preferably 93% or more, 95% or more, or 97% or more. The larger the total volume fraction of martensite, bainite, and tempered martensite, the better, so it may be 100%.
  • the total volume fraction of ferrite, pearlite, cementite, and retained austenite is preferably 10% or less.
  • the total volume fraction of ferrite, pearlite, cementite, and retained austenite is more preferably 7% or less, 5% or less, or 3% or less.
  • the volume fraction of each structure is measured by the following method.
  • a test specimen is taken from any position at least 10 mm away from the end face of the steel member (if a test specimen cannot be taken from this position, a position avoiding the end), so that the metal structure at a 1/4 depth position can be observed in a cross section parallel to the plate thickness direction (plate thickness cross section).
  • the cross section of the test piece is polished using silicon carbide paper ranging from #600 to #1500 in stages, and then polished to a mirror finish using a liquid in which diamond powder with a particle size of 1 to 6 ⁇ m is dispersed in a diluted solution such as alcohol or pure water.
  • the test piece is polished at room temperature using colloidal silica that does not contain an alkaline solution to remove the strain introduced into the surface layer of the test piece.
  • an EBSD analyzer consisting of a thermal field emission scanning electron microscope (JSM-7200F manufactured by JEOL) and an EBSD detector (Velocity detector manufactured by AMETEK) was used.
  • the vacuum level inside the apparatus was 9.6 ⁇ 10 ⁇ 5 Pa or less, the acceleration voltage was 25 kV, and the irradiation current level was 16.
  • the phases were set to "iron- ⁇ " and "iron- ⁇ ” and the measurement was performed.
  • the same area as the EBSD measurement area is observed at a magnification of 1000x or more using a FE-SEM: thermal field emission scanning electron microscope (JEOL JSM-7200F).
  • JEOL JSM-7200F thermal field emission scanning electron microscope
  • Vickers indentations are stamped at three of the four corners of the EBSD measurement area within 100 ⁇ m of each corner so that the observation position can be identified. After that, surface contamination is polished away, leaving the metal structure of the observation surface, and the surface is then etched with nital. Using the Vickers indentations as a guide, the same area as the EBSD observation surface can be observed.
  • Contamination can be removed by methods such as buffing using alumina particles with a particle size of 0.1 ⁇ m or less, polishing using colloidal silica that does not contain alkaline solution at room temperature, or Ar ion sputtering.
  • volume fractions of cementite and pearlite are determined using the following method.
  • regions with high brightness in the secondary electron image are identified as cementite.
  • Regions with low brightness are identified as ferrite.
  • a structure in which ferrite and cementite are arranged in alternating layers is identified as pearlite. Note that when the structure is processed by rolling or forming, the cementite in the lamellar structure may be curved or partially cut. However, even such deformed cementite is identified as pearlite if it is arranged in alternating layers with ferrite. The area ratio of the regions identified as pearlite is calculated to obtain the pearlite area ratio.
  • the area ratio of granular regions with a circle equivalent diameter of 2 ⁇ m or more among the regions identified as cementite is calculated to obtain the cementite area ratio.
  • the area ratios of cementite and pearlite are regarded as the volume fractions of cementite and pearlite, respectively.
  • the ferrite and cementite that constitute pearlite are not included in the volume fraction of ferrite and the volume fraction of cementite in the metal structure.
  • the cementite that constitutes bainite and tempered martensite is also not included in the volume fraction of cementite in the metal structure.
  • regions with an fcc crystal structure and regions with a bcc crystal structure are identified from the crystal orientation information obtained by EBSD measurement. Specifically, first, the EBSD measurement results and the structural image obtained by FE-SEM observation are superimposed using the Vickers indentation as a marker. For regions other than those determined to be cementite and pearlite from the structural image obtained by FE-SEM observation, regions with an fcc crystal structure and regions with a bcc crystal structure are distinguished using the crystal orientation information obtained by EBSD measurement and the "Phase Map" function installed in the software "OIM Analysis (registered trademark)" attached to the EBSD analyzer.
  • OIM Analysis registered trademark
  • the positions of cementite and pearlite may be identified by comparing the grain boundary map using the 15° grain boundary (described later) with the position of the Vickers indentation.
  • the area fraction of the region with an fcc crystal structure is obtained by calculating the area fraction of the retained austenite.
  • the area fraction of the retained austenite is regarded as the volume fraction of the retained austenite.
  • the "Grain Average Misorientation" function installed in the software "OIMAnalysis (registered trademark)" attached to the EBSD analyzer is used to determine whether the region is ferrite, bainite, martensite, or tempered martensite, and the area ratio is measured. Specifically, under the condition that a boundary with a crystal orientation misorientation of 15° or more is regarded as a grain boundary (15° grain boundary), a region with a grain average misorientation value (GAM value) of 1.0° or less is determined to be ferrite.
  • GAM value grain average misorientation value
  • a region with a GAM value of more than 1.0° is determined to be "martensite, bainite, and tempered martensite.”
  • the area fractions of the regions determined to be ferrite and “bainite, martensite, and tempered martensite” are calculated, respectively, to obtain the area fractions of ferrite and "bainite, martensite, and tempered martensite.”
  • the area fractions of ferrite and "bainite, martensite, and tempered martensite” are regarded as the volume fractions of ferrite and "bainite, martensite, and tempered martensite,” respectively.
  • Ti,Nb-based precipitates have a structure harder than steel.
  • Ti,Nb-based precipitates having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more are present in steel, cracks are generated during deformation due to delamination at the interface between the steel and the Ti,Nb-based precipitates or cracks in the Ti,Nb-based precipitates themselves.
  • the spacing between these Ti,Nb-based precipitates is 15 ⁇ m or less, cracks are promoted to link together and promote crack propagation.
  • the number density of a group consisting of two or more Ti,Nb-based precipitates having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more and a shortest distance of 15 ⁇ m or less exceeds 10.0 precipitates/mm2, crack initiation and propagation are promoted during deformation of the steel member, thereby degrading the toughness of the steel member. Therefore, the number density of the precipitate group is set to 10.0 particles/ mm2 or less.
  • the number density of the precipitate group is preferably 5.0 particles/ mm2 or less. Since a lower number density of the precipitate group is more preferable, it may be 0.0 particles/ mm2 .
  • the number density of a group consisting of two or more Ti, Nb-based precipitates having a circle-equivalent diameter of 1 ⁇ m or more and a shortest distance of 15 ⁇ m or less is measured by the following method.
  • Ti, Nb-based precipitates are identified by energy dispersive X-ray spectroscopy (EDS).
  • EDS energy dispersive X-ray spectroscopy
  • JSM-6380A thermal field emission scanning electron microscope
  • XFlash 5030T manufactured by Bruker AXS XFlash 5030T manufactured by Bruker AXS
  • the degree of vacuum inside the device is set to 2.0 ⁇ 10 -4 Pa or less
  • the acceleration voltage is 20 kV
  • the irradiation current is 35 ⁇ A
  • the irradiation time is 32 ⁇ s.
  • a test piece is cut from any position at least 10 mm away from the end face of the steel member (if a test piece cannot be taken from this position, a position that avoids the end), the surface of the cut test piece is mechanically ground, and then polished using silicon carbide paper from #600 to #1500 in stages up to a depth of 1/4 of the steel member, and then finished to a mirror finish using a liquid in which diamond powder with a particle size of 1 to 6 ⁇ m is dispersed in a diluted solution such as alcohol or pure water to prepare a sample for SEM observation. SEM observation and EDS measurement are performed on an area of 4 mm2 or more on the surface of this sample.
  • Observation is performed at a magnification of 500x. Steel is distinguished from Ti, Nb-based precipitates based on the brightness of the backscattered electron image and EDS measurement. Areas with low brightness are considered to be precipitates. The composition of the above precipitates is then measured using EDS.
  • the elements to be analyzed are C, Si, Mn, P, S, Al, N, O, Nb, and Ti. Cr, B, Mo, W, Co, Ni, Cu, V, Ca, Mg, REM, Sb, Sn, Zr, As, Se, Bi, Ta, Re, Os, Ir, and Tc may also be added as necessary.
  • Ti, Nb-based precipitates Of the precipitates with a COUNT number of 1000 or more, those with a sum of the Ti and Nb concentrations of 10% or more by weight are identified as Ti, Nb-based precipitates.
  • the circle-equivalent diameter of Ti and Nb-based precipitates is calculated, and Ti and Nb-based precipitates with a circle-equivalent diameter of 1 ⁇ m or more are classified into a precipitate group by performing the following procedure.
  • a given Ti, Nb-based precipitate A belongs to the same group as a different Ti, Nb-based precipitate B if the length (shortest distance) of the line segment connecting the center position of precipitate A and the center position of precipitate B is equal to or less than 15 ⁇ m. This is calculated for all combinations of precipitates to determine which Ti, Nb-based precipitates belong to the same group. The number of groups obtained divided by the measured area is taken as the number density of the group consisting of Ti, Nb-based precipitates.
  • the center positions of the Ti, Nb-based precipitates are determined by the following method. As shown in Figure 1, the origin is the lower left corner of the backscattered electron image, the horizontal direction is the x-axis, and the vertical direction is the y-axis.
  • the x-coordinate xc of the center position of the precipitate (coordinates: xc , yc ) is taken as the average value of the x-coordinate of the pixel with the maximum x-coordinate and the x-coordinate of the pixel with the minimum x-coordinate among the coordinates of the pixels contained in the precipitate.
  • the y-coordinate yc of the center position of the precipitate is calculated in the same way.
  • the 50 ⁇ m depth is defined as a position 50 ⁇ m deep from the surface in the plate thickness direction (a range of 45 to 55 ⁇ m deep from the surface in the plate thickness direction is acceptable)
  • the Vickers hardness at the 50 ⁇ m depth is at least 50 HV lower than the Vickers hardness at a position 1/4 of the plate thickness from the surface in the plate thickness direction (a range of -20 ⁇ m to +20 ⁇ m in the plate thickness direction from the 1/4 position in the plate thickness direction is acceptable).
  • the Vickers hardness is measured by the following method. Vickers hardness tests are performed at a depth of 50 ⁇ m and at a position 1/4 of the plate thickness from the surface in the plate thickness direction in accordance with JIS Z 2244-1: 2020. In the Vickers hardness test, a load of 0.098 N is applied to the polished cross section (plate thickness cross section) at a depth of 50 ⁇ m, and a load of 9.8 N is applied to the position 1/4 of the plate thickness from the surface in the plate thickness direction, with a load holding time of 10 seconds. Measurements are taken at five points for each position, and the average value of the three points excluding the maximum and minimum values is calculated to obtain the Vickers hardness at each position.
  • the steel member according to this embodiment may have a coating on a part or all of its surface.
  • the coating may be an Al-based coating (a coating mainly made of an Fe-Al-based alloy) or a Zn-based coating (a coating mainly made of an Fe-Zn-based alloy).
  • the coating is also called a film, an alloyed plating layer, or an intermetallic compound layer.
  • the presence of the coating can improve corrosion resistance.
  • the thickness of the coating is preferably 5 to 100 ⁇ m.
  • An Al-based coating (a coating primarily made of an Fe-Al alloy) is a coating that contains a total of 70% or more by mass of Fe and Al
  • a Zn-based coating (a coating primarily made of an Fe-Zn alloy) is a coating that contains a total of 70% or more by mass of Fe and Zn.
  • Al-based coatings may contain, in addition to Fe and Al, one or more of the following: Si, Mg, Ca, Sr, Ni, Cu, Mo, Mn, Cr, C, Nb, Ti, B, V, Sn, W, Sb, Zn, Co, In, Bi, Zr, Se, As, and REM, with the remainder being impurities.
  • Zn-based coatings may contain, in addition to Fe and Zn, one or more of the following: Si, Mg, Ca, Sr, Ni, Cu, Mo, Mn, Cr, C, Nb, Ti, B, V, Sn, W, Sb, Al, Co, In, Bi, Zr, Se, As, and REM, with the remainder being impurities.
  • the thickness of the coating can be determined by observing the cross section using a scanning electron microscope.
  • a test piece is cut out from an arbitrary position at least 10 mm away from the end face.
  • the cross section of the cut test piece is mechanically polished and then mirror-finished.
  • the observation range using a scanning electron microscope is, for example, 400x magnification and an area of 40,000 ⁇ m2 or more.
  • the thickness of the coating can be determined by measuring the thickness from the outermost surface to the point where the contrast changes. Measurements are taken at 20 equally spaced locations within the observation photograph, with the distance between measurement locations being 6.5 ⁇ m. When measuring, five fields of view are observed using the above method, and the average value is used to determine the coating thickness.
  • the chemical composition of the coating can be determined by performing spot elemental analysis (beam diameter 1 ⁇ m or less) using an electron probe microanalyzer (EPMA) on the same observation area as above to determine the concentrations of Fe, Al, and Zn contained in the coating. A total of 10 points are analyzed on any 10 fields of view of the coating, and the average value is taken as the concentration of Fe, Al, and Zn contained in the coating. The same method can be used to determine the concentration even if elements other than Fe, Al, and Zn are present.
  • spot elemental analysis beam diameter 1 ⁇ m or less
  • EPMA electron probe microanalyzer
  • the thickness of the steel member according to this embodiment is not particularly limited, but may be 0.4 to 5.0 mm. To increase the energy absorption during a collision, the thickness may preferably be 0.8 to 5.0 mm or 1.0 to 5.0 mm.
  • Vickers hardness of 630 HV or more is used as an alternative index of tensile strength.
  • the steel member according to this embodiment may have a Vickers hardness of 630 HV or more at a position of 1/4 of the plate thickness from the surface in the plate thickness direction. If the Vickers hardness at a position of 1/4 of the plate thickness from the surface in the plate thickness direction is 630 HV or more, in this embodiment, it can be determined that the steel member has sufficient strength (tensile strength: 2.2 GPa or more).
  • the Vickers hardness at a position of 1/4 of the plate thickness from the surface in the plate thickness direction is preferably 650 HV or more, 680 HV or more, or 690 HV or more.
  • the Vickers hardness at a position of 1/4 of the plate thickness from the surface in the plate thickness direction may be 850 HV or less.
  • the Vickers hardness at a position extending from the surface to 1/4 of the plate thickness in the plate thickness direction is measured by the method described above.
  • the steel member according to this embodiment preferably has a Charpy impact value at -40°C of 20 J/cm 2 or more, obtained by carrying out a Charpy impact test under the following conditions: If the Charpy impact value at -40°C is 20 J/cm 2 or more, it can be determined that the steel member has excellent toughness in this embodiment.
  • the Charpy impact value at -40°C is the Charpy impact absorption energy at -40°C divided by the cross-sectional area of the test specimen.
  • the Charpy impact absorption energy at -40°C is determined by tests conforming to JIS Z 2242:2018 and JIS B 7722:2018. Test specimens are taken from flat portions of the steel member at least 10 mm away from the end face (for example, the top plate or other flat portions in the case of a hat-shaped member). The coating film on the steel member is peeled off, and test specimens measuring 10 mm wide and 55 mm long are taken with the original material thickness intact (including the notch shape described below, with the shape conforming to JIS Z 2242:2018 except for the thickness).
  • V-notch notch angle: 45°, notch bottom radius: 0.25 mm, notch bottom width: 8 mm, notch position (center): 27.5 mm from the longitudinal end of the test piece
  • notch position center
  • the Charpy impact value varies depending on the relationship between the depth direction of the notch and the rolling direction of the steel plate, but when taking test pieces from the member, they may be taken from either direction.
  • the steel member according to this embodiment preferably has a VDA bending angle of 40° or more (equivalent to a plate thickness of 2.0 mm) obtained by performing a bending test in accordance with the following VDA standard. If the VDA bending angle of the steel plate constituting the steel member is 40° or more, in this embodiment, the steel member can be determined to have excellent bendability, and the collision safety of the automobile member can be further improved.
  • the bending test is carried out by the following method.
  • a test piece is taken from a position at least 10 mm away from the end face of the steel member, and a bending test is performed under the following conditions in accordance with the German Association of the Automotive Industry standard VDA 238-100:2017-04.
  • the bending angle (VDA bending angle) is determined when the bending load drops by 60 N from the maximum point. If a crack occurs before the bending load reaches the maximum point, the bending angle at the time when the crack occurs is determined and used as the VDA bending angle.
  • the value of the VDA bending angle varies depending on the relationship between the bending ridge direction and the rolling direction of the steel plate, but when taking test pieces from the member, pieces taken from either direction may be used.
  • VDA bending angle ⁇ t - 23.05 ⁇ (1 - t / 2.0)
  • ⁇ t the VDA bending angle obtained by the bending test
  • t the plate thickness (mm).
  • Test piece dimensions 60 mm x 30 mm Bending ridge: parallel to the 30 mm side
  • Test method roll support, punch pressing Roll diameter: ⁇ 30 mm
  • Push-in speed 20 mm/min Testing machine: SHIMADZU AUTOGRAPH 20kN
  • the steel plate according to this embodiment has the same chemical composition as the steel member described above, and therefore the reasons for limitations and measurement methods will not be described.
  • the number density of a group consisting of two or more Ti, Nb-based precipitates having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more and a shortest distance of 15 ⁇ m or less is 10.0 particles/ mm2 or less.
  • the surface that serves as the reference for the depth position is the surface of the steel plate, but in cases where the steel plate has a coating on its surface, it refers to the interface between the coating and the base steel plate.
  • the surface of the steel sheet is identified by GD-OES analysis, which will be described later.
  • the number density of a group consisting of two or more Ti,Nb-based precipitates, each having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more and a shortest distance of 15 ⁇ m or less, is 10.0 particles/ mm2 or less.
  • Ti,Nb-based precipitates have a structure harder than steel.
  • the locations of the Ti,Nb-based precipitates are retained, so it is important to control the locations of the Ti,Nb-based precipitates in the steel sheet.
  • the number density of a group (precipitate group) consisting of two or more Ti, Nb-based precipitates having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more and a shortest distance of 15 ⁇ m or less exceeds 10.0 precipitates/ mm2 , the toughness is deteriorated by promoting the initiation and propagation of cracks during deformation of the steel member. Therefore, the number density of the precipitate group is set to 10.0 precipitates/ mm2 or less.
  • the number density of the precipitate group is preferably 5.0 precipitates/ mm2 or less. Since a lower number density of the precipitate group is preferable, it may be 0.0 precipitates/ mm2 .
  • the method for measuring the number density of the group consisting of Ti and Nb-based precipitates is the same as for steel members, so explanation will be omitted.
  • the rolling direction of the steel sheet may be determined by the following method.
  • a test specimen is taken from any position at least 50 mm away from the end face of the steel plate so that the plate thickness cross section can be observed.
  • the plate thickness cross section of the taken test specimen is mirror-polished, and then a BSE image (or COMPO image) is observed using an FE-SEM at magnifications of 100x, 200x, 500x, and 1000x.
  • An appropriate magnification at which the inclusion dimensions can be measured is selected depending on the size of the inclusion.
  • the observation range is 500 ⁇ m or more in width and across the entire plate thickness, and areas with low brightness are determined to be inclusions. Observation may be performed from multiple fields of view.
  • a test specimen is taken so that the plate thickness cross section can be observed by rotating it in 5° increments in the range of 0° to 180° around the plate thickness direction, and the cross section is observed using the same method as above.
  • the average length of the major axis of the multiple inclusions in each cross section is calculated for each cross section.
  • the cross section with the largest average value of the major axis length of the obtained inclusions is identified.
  • the direction parallel to the major axis direction of the inclusion in the cross section is determined as the rolling direction. In the case of steel members, the rolling direction of the steel plate that constitutes the steel member can be determined in a similar manner.
  • Decarburization index D C 0.10 or more
  • the steel sheet according to this embodiment preferably has a decarburization index (index representing the decarburization state of the surface layer) D C of 0.10 or more.
  • a decarburization index index representing the decarburization state of the surface layer
  • the decarburization index D C is more preferably 0.15 or more or 0.20 or more.
  • the decarburization index D C may be 0.40 or less.
  • the decarburization index of a steel plate is obtained by the following method.
  • the element concentration distribution is measured from the surface of the steel sheet toward the thickness direction using a glow discharge optical emission spectrometer (GD-OES: a Marcus-type high-frequency glow discharge optical emission spectrometer, GD-PROFILER-HR, manufactured by HORIBA, Ltd.).
  • the measurement range is from the measurement start surface to a depth of 120 ⁇ m or more.
  • the measurement conditions are an analysis diameter of 4 mm ⁇ , a sputtering rate of 4 ⁇ m/min, an argon pressure of 600 Pa, an RF output of 35 W, and a measurement interval of 0.02 ⁇ m or less.
  • the elements to be analyzed are C and Fe. Furthermore, if the contained components are determined in advance, they are specified as the analyzed elements.
  • a region where the Fe concentration is 90 mass% or more in the GD-OES analysis is determined to be a steel sheet, and the depth position of the measurement point where the Fe concentration first becomes 90 mass% or more from the start of measurement is determined to be the surface of the steel sheet.
  • the steel sheet may be subjected to GD-OES analysis after removing part or all of the coating by mechanical polishing or chemical polishing so that measurement can be performed up to a depth of 120 ⁇ m from the surface of the steel sheet (the interface between the steel sheet and the coating).
  • the position where the Fe concentration first reaches 90 mass% in the GD-OES analysis is considered to be the interface between the steel sheet and the coating.
  • the average of the measured carbon concentration values in the region from 100 ⁇ m deep from the surface of the steel plate to 120 ⁇ m deep from the surface is calculated, and the obtained average value is regarded as the carbon concentration of the steel plate.
  • a curve graph such as that shown in Figure 2 is obtained by performing GD-OES analysis from the surface of the steel plate to a depth of 120 ⁇ m.
  • the amount of carbon reduction is obtained by calculating the difference between the carbon concentration of the steel plate and the measured carbon concentration at each unit depth (measurement interval). If the carbon concentration at the measurement point is higher than the carbon concentration of the steel plate, the amount of carbon reduction is set to 0.
  • the area of the carbon-depleted region is obtained by integrating the product of the unit depth and the amount of carbon reduction (area of region A in Figure 2).
  • the product of the carbon concentration of the steel plate and a depth of 120 ⁇ m is set to the reference area (area of region B in Figure 2).
  • the area of the carbon-depleted region is divided by the reference area (area of region A/area of region B), and the value obtained is multiplied by 0.6 to obtain DC , the decarburization index.
  • the steel plate according to this embodiment may have a metal structure at a quarter depth position, in volume %, of 40% or more pearlite and a balance structure of 0 to 60% in total of one or more of ferrite, bainite, tempered martensite, martensite, cementite, and retained austenite.
  • the fraction of the metal structure of the steel plate is measured by the same method as that for the steel member.
  • the Vickers hardness at a position 1/4 of the sheet thickness from the surface in the sheet thickness direction which is an alternative index of tensile strength, is preferably 380 HV or less. If the Vickers hardness at a position 1/4 of the sheet thickness from the surface in the sheet thickness direction is 380 HV or less, it can be determined that the tensile strength is 1300 MPa or less, which makes it easier to shear the steel sheet before heat treatment.
  • the Vickers hardness of the steel plate is measured in the same manner as for the steel member.
  • the steel plate according to this embodiment may have the above-mentioned coating on part or all of its surface.
  • the type and measurement method are the same as for the steel member, so explanation is omitted here.
  • the thickness of the steel plate in this embodiment is not particularly limited, but may be 0.4 to 5.0 mm. To increase the energy absorption during a collision, the thickness may preferably be 0.8 to 5.0 mm or 1.0 to 5.0 mm.
  • the slab temperature and steel plate temperature in this embodiment refer to the surface temperature of the slab and steel plate.
  • a slab having the above-mentioned chemical composition is obtained by continuous casting, and the slab is inserted into a heating furnace before being cooled to a temperature range of 450°C or less.
  • the slab is heated so that the residence time ts (minutes) in the temperature range of 650 to 950 ° C is 180 minutes or less,
  • the temperature is maintained in a temperature range of 1100°C or higher so that the holding time th (minutes) satisfies the following formula (A):
  • the width reduction is carried out in a temperature range of 1000°C or higher so that the total reduction rate is 5% or more. th ⁇ 1.8 ⁇ ts...(A)
  • a slab having the above-mentioned chemical composition is obtained by continuous casting.
  • the slab is then inserted into a heating furnace and heating begins before it is cooled to a temperature range of 450°C or less.
  • Ti and Nb-based precipitates precipitate during the cooling process to room temperature after continuous casting, then coarsen and stabilize. By starting heating before the slab has cooled to a temperature range of 450°C or less, the precipitation of Ti and Nb-based precipitates can be suppressed.
  • the slab inserted into the heating furnace is heated so that the residence time ts in the temperature range of 650 to 950°C is 180 minutes or less.
  • Ti and Nb-based precipitates coarsen and stabilize. These coarsened and stabilized Ti and Nb-based precipitates do not dissolve sufficiently even in the subsequent heating for solution treatment, and remain in the final structure. Therefore, by shortening the residence time ts in this temperature range, specifically to 180 minutes or less, it is possible to prevent coarse Ti and Nb-based precipitates from remaining and to prevent the formation of an increased number of precipitate groups consisting of Ti and Nb-based precipitates.
  • the material is held at a temperature of 1100°C or higher for a holding time th that satisfies the above formula (A).
  • the holding time th is equal to or greater than the right-hand side of the above formula (A)
  • the Ti and Nb-based precipitates can be sufficiently dissolved.
  • width reduction is performed at a temperature of 1000°C or higher to achieve a total reduction of 5% or more.
  • simply reducing the number of Ti, Nb-based precipitates with an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more is insufficient to achieve excellent toughness. Therefore, it is necessary to reduce the number of precipitate groups consisting of two or more Ti, Nb-based precipitates within a certain distance.
  • the inventors have discovered that in order to reduce such precipitate groups, in addition to the suppression of precipitation and coarsening during the slab heating and holding process described above, width reduction of the slab at a high temperature is effective.
  • a slab containing remaining coarse Ti, Nb-based precipitates can be subjected to width reduction at a temperature of 1000°C or higher to achieve a total reduction of 5% or more, thereby further reducing the number of Ti, Nb-based precipitate groups.
  • Width reduction may be performed multiple times at a temperature of 1000°C or higher.
  • the total width reduction ratio is preferably 50% or less, and more preferably 45% or less.
  • the total rolling reduction here can be expressed as (1- w1 / w0 ) x 100 (%), where w0 is the width direction length of the slab before rolling and w1 is the width direction length of the slab after final rolling.
  • the hot-rolled steel sheet may be subjected to cold rolling or annealing as necessary. Furthermore, after cold rolling or annealing, a coating may be formed as necessary.
  • the conditions for these steps are not particularly limited, but in order to refine the metal structure of the steel sheet, it is preferable that the total reduction rate of cold rolling is 30% or more, and the heating temperature of annealing is ( Ac3 point - 150) ° C. or more and ( Ac3 point + 150) ° C. or less.
  • decarburization annealing may be performed after the hot rolling process or after the cold rolling process. Furthermore, a coating may be formed after decarburization annealing.
  • the decarburization conditions are preferably a moist atmosphere containing nitrogen, hydrogen, or oxygen and having a dew point of 1°C or higher, and a residence time in the temperature range of ( Ac3 point - 150)°C or higher and ( Ac3 point + 150)°C or lower of 5 to 1200 seconds.
  • the residence time is the total time from when the steel sheet temperature is raised to Ac3 point - 150°C, to when it is held for a certain period of time, and then when it is cooled to Ac3 point - 150°C.
  • the Ac3 point can be calculated using the formula described below.
  • Hot-dip plating is the most widely used method industrially.
  • coatings include Al-based coatings containing Al and Zn-based coatings containing Zn.
  • the plating bath When an Al-based coating is formed by hot dip plating, the plating bath often contains Fe as an impurity in addition to Al. Furthermore, as long as the total content of Fe and Al is 70% by mass or more, the plating bath may also contain one or more of the following elements in addition to those mentioned above: Si, Mg, Ca, Sr, Ni, Cu, Mo, Mn, Cr, C, Nb, Ti, B, V, Sn, W, Sb, Zn, Co, In, Bi, Zr, Se, As, and REM.
  • the plating bath When a Zn-based coating is formed by hot dip plating, the plating bath often contains Fe as an impurity in addition to Zn. Furthermore, as long as the total content of Fe and Zn is 70% by mass or more, the plating bath may also contain one or more of the following elements in addition to Zn and Fe: Si, Mg, Ca, Sr, Ni, Cu, Mo, Mn, Cr, C, Nb, Ti, B, V, Sn, W, Sb, Al, Co, In, Bi, Zr, Se, As, and REM.
  • the steel sheet after the annealing process or decarburization annealing process may be cooled to room temperature and then heated again before plating, or after annealing or decarburization annealing, it may be cooled to a temperature close to the plating bath temperature (for example, 650-750°C for Al-based coatings, 420-500°C for Zn-based coatings) and then hot-dip plated without first cooling to room temperature.
  • the plating bath temperature for example, 650-750°C for Al-based coatings, 420-500°C for Zn-based coatings
  • pre- and post-treatment for coating, and possible methods include pre-coating, solvent application, alloying, and temper rolling.
  • alloying the coated steel sheet can be heated to, for example, 450 to 800°C.
  • skin-pass rolling with a reduction of 0.1 to 0.5% can also be performed to adjust the shape of the steel sheet.
  • the steel member according to this embodiment can be stably manufactured by using the steel plate according to this embodiment obtained by the method described above, for example, by using a manufacturing method including the steps shown below.
  • the steel sheet according to this embodiment is subjected to a heat treatment to obtain a steel member.
  • the heat treatment is preferably carried out under conditions in which the steel sheet obtained by the above-described method is heated to a temperature range of Ac3 to ( Ac3 + 300)°C at an average heating rate of 1.0 to 1000°C/s, and then cooled to a temperature range of Ms point or lower at an average cooling rate of 30.0°C/s or higher.
  • An average heating rate of less than 1.0°C/sec is undesirable as it reduces the productivity of the heat treatment.
  • an average heating rate of more than 1000°C/sec is undesirable as it results in the metal structure becoming a duplex structure and the limiting hydrogen content decreasing.
  • the heat treatment temperature (maximum heating temperature) is less than the Ac3 point (°C)
  • the average cooling rate is less than 30.0°C/sec, or if the cooling stop temperature is higher than the Ms point (°C)
  • the volume fractions of martensite, bainite, and tempered martensite after cooling will be insufficient, and the strength of the steel member may be insufficient, which is undesirable.
  • the heat treatment temperature exceeds ( Ac3 point + 300)°C, the metal structure may become coarse-grained, which may reduce the limit hydrogen content and may deteriorate the toughness, which is undesirable.
  • the steel member may be held for 1 to 300 seconds in a temperature range of Ac 3 ° C. to (Ac 3 ° C.+300)° C.
  • tempering treatment may be performed in which the steel member is held in a temperature range of 100 to 600° C. for 10 to 60 minutes in order to adjust the strength of the steel member.
  • the Ac3 point and Ms point are calculated from the content (mass%) of each element in the chemical composition of the steel sheet (steel sheet for heat treatment) using the following formulas (1) and (2). 0 is substituted for elements that are not contained in the steel sheet.
  • Ac 3 (°C) 854-179 ⁇ C+44 ⁇ Si-14 ⁇ Mn-18 ⁇ Ni-2 ⁇ Cr...(1)
  • Ms(°C) 521-353 ⁇ C-22 ⁇ Si-24 ⁇ Mn-17 ⁇ Ni-8 ⁇ Cu-16 ⁇ Mo...(2)
  • hot forming such as hot stamping while heating to a temperature range of Ac3 point to ( Ac3 point + 300) ° C. and then cooling to the Ms point.
  • hot forming include bending, drawing, stretch forming, and hole expansion (stretch flange forming).
  • forming methods other than press forming, such as roll forming may be applied as long as a means for cooling the steel sheet simultaneously with or immediately after forming is provided. If the above thermal history is followed, repeated hot forming may be performed. Furthermore, the above series of heat treatments may be repeated multiple times.
  • the forming start temperature is 700°C or higher, cool using the mold, and set the demolding temperature (the surface temperature of the steel part when it is removed from the mold) to below the Ms point and below 250°C. This improves the dimensional accuracy of the steel part.
  • the above heat treatment may be performed on only a portion of the steel plate that will be used as the raw material for hot forming or heat treatment. In this case, a steel component with regions of different strength will be obtained.
  • heating can be carried out by high-frequency heating, electrical heating, infrared heating, or furnace heating. Cooling can also be carried out by water cooling, mold cooling, etc.
  • the atmosphere inside the heating furnace can be air, combustion gas, or nitrogen gas.
  • the dew point inside the heating furnace can also be controlled to suppress hydrogen generation during the heat treatment.
  • the conditions in the example are merely an example of conditions adopted to confirm the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is not limited to these examples.
  • Various conditions may be adopted in the present invention as long as they do not deviate from the gist of the present invention and achieve the objectives of the present invention.
  • the hot-rolled steel sheet was subjected to cold rolling at a total rolling reduction of 30% or more.
  • some of the examples were annealed in an atmosphere with a dew point of less than 1° C., in a temperature range of ( Ac3 point ⁇ 150)° C. or more and ( Ac3 point+150)° C. or less for 1000 seconds or less.
  • Examples in which this annealing was performed are marked “normal” in the tables.
  • some of the examples were subjected to decarburization annealing after cold rolling in a moist atmosphere containing nitrogen, hydrogen, or oxygen and having a dew point of 1°C or higher, under conditions where the residence time was 5 to 1200 seconds in a temperature range of ( Ac3 point - 150)°C or higher and ( Ac3 point + 150)°C or lower. Examples where this annealing was performed are indicated as "decarburized” in the tables.
  • an Al-based coating or a Zn-based coating was applied under the above-mentioned conditions to the steel sheet after cold rolling, annealing, or decarburization annealing.
  • Insertion temperature The temperature at which a slab obtained by continuous casting is inserted into a heating furnace. Heating temperature: maximum heating temperature of the slab. Residence time ts: residence time in the temperature range of 650 to 950°C. Holding time th: Holding time in the temperature range of 1100°C or higher. Width reduction: The total width reduction in a temperature range of 1000°C or higher.
  • Number density of precipitate group Number density of a group consisting of two or more Ti, Nb-based precipitates having a circle equivalent diameter of 1 ⁇ m or more and a shortest distance of 15 ⁇ m or less at a quarter depth position.
  • the obtained steel sheets were evaluated for metal structure, Ti, Nb-based precipitates, and decarburization index DC by the methods described above.
  • the obtained results are shown in Tables 3A to 3D.
  • the volume fraction of pearlite was 40% or more, and the structure other than pearlite was one or more of ferrite, bainite, tempered martensite, martensite, cementite, and retained austenite, with a total volume fraction of 0 to 60%.
  • the steel plate according to the present invention had a Vickers hardness of 380 HV or less at a position 1 ⁇ 4 of the plate thickness from the surface in the plate thickness direction.
  • Hot stamping was performed under the conditions shown in Tables 4A to 4E to obtain plate-shaped steel members.
  • the hot stamping start temperature was 700°C or higher, and the demolding temperature (cooling stop temperature) was below the Ms point and less than 250°C.
  • Some examples were subjected to tempering treatment under the conditions shown in the tables after hot stamping.
  • the obtained steel members were evaluated for metal structure, Ti and Nb-based precipitates, Vickers hardness, Charpy impact value at -40°C (K -40 ), and VDA bend angle ( ⁇ ) using the methods described above.
  • test specimens When measuring the Charpy impact value, test specimens were prepared so that the notch depth direction was perpendicular to the rolling direction of the steel sheet. When measuring the VDA bend angle, test specimens were prepared so that the bend ridge direction (parallel to the 30 mm side) was parallel to the rolling direction of the steel sheet.
  • the results are shown in Tables 4A to 4E.
  • the underlines in the table indicate that the material is outside the scope of the present disclosure, that the manufacturing conditions are not preferable, or that the characteristic values are not preferable.
  • the structures other than the hard structures (martensite, bainite, and tempered martensite) were one or more of ferrite, pearlite, cementite, and retained austenite.
  • the plate was deemed to have high strength and passed. On the other hand, if the Vickers hardness measured at 1/4 of the plate thickness from the surface in the plate thickness direction was less than 630 HV, the plate was deemed to not have high strength and failed.
  • the steel members according to the present disclosure have high strength and excellent toughness. Furthermore, it can be seen that steel members having the above-mentioned properties can be manufactured from the steel plate according to the present disclosure.

Landscapes

  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

この鋼板及び鋼部材は、所定の化学組成を有し、１／４深さ位置において、円相当径で１μｍ以上であり、且つ、最短距離が１５μｍ以下である２以上のＴｉ，Ｎｂ系析出物からなる群の数密度が１０．０個／ｍｍ２以下である。

Description

鋼部材及び鋼板
　本開示は、鋼部材及び鋼板に関する。
　本願は、２０２４年６月２１日に、日本に出願された特願２０２４－１００２５２号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　自動車用鋼板の分野においては、昨今の環境規制及び衝突安全基準の厳格化を背景に、燃費と衝突安全性との両方を向上させるため、高い引張強さを有する鋼板（高強度鋼板）の適用が拡大している。しかしながら、高強度化に伴い鋼板のプレス成形性が低下するので、複雑な形状の製品を製造することが困難になってきている。
　具体的には、高強度化に伴って鋼板の延性が低下し、複雑な形状に加工した場合に高加工部位で破断するという問題が生じている。また、鋼板の高強度化に伴って、加工後の残留応力によってスプリングバック及び壁反りが発生し、寸法精度が劣化するという問題も生じている。したがって、高強度、特に７８０ＭＰａ以上の引張強さを有する鋼板を、複雑な形状を有する製品にプレス成形することは容易ではない。プレス成形ではなくロール成形によれば、高強度の鋼板を加工しやすいが、その適用先は長手方向に一様な断面を有する部品に限定される。
　そこで近年、高強度鋼板のような成形が困難な材料をプレス成形する技術として、ホットスタンプ技術が採用されている。ホットスタンプ技術とは、成形に供する材料を加熱してから成形する熱間成形技術である。
　この技術では、材料を加熱してから成形する。そのため、成形時には、鋼材が軟質であり、良好な成形性を有する。これにより、高強度な鋼板であっても、複雑な形状に精度よく成形することができる。また、ホットスタンプ技術では、プレス金型によって成形と同時に焼入れを行うので、成形後の鋼部材は十分な強度を有する。
　しかしながら、一般に鋼部材は、高強度化に伴って靭性が低下する。近年の自動車部材の軽量化、高強度化及び衝突安全性の向上の観点から、高い強度及び優れた靭性を有する鋼部材が求められている。
　例えば、特許文献１には、マルテンサイト及びベイナイトの組織全体に対する面積率が合計で９５％以上１００％以下であり、残部がフェライト及び残留オーステナイトの１種もしくは２種からなり、旧オーステナイト粒の平均粒径が５μｍ超えであり、長軸の長さが２０～８０μｍである介在物群が５個／ｍｍ２以下で存在する鋼組織と、を有し、引張強度が１３２０ＭＰａ以上である鋼板が開示されている。特許文献１には、特許文献１に記載の技術により、せん断端面の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板が得られることが開示されている。
　特許文献２には、マルテンサイト及びベイナイトの合計の面積率が９５％以上１００％以下であり、残部がフェライト及び残留オーステナイトのうちから選ばれる１種以上であり、介在物粒子間の最短距離が１０μｍより長い長軸長さが２０μｍ以上８０μｍ以下の介在物粒子の密度と、長軸長さが０．３μｍ以上である介在物粒子であって介在物粒子間の最短距離が１０μｍ以下である２以上の介在物からなる介在物粒子群の長軸長さが２０μｍ以上８０μｍ以下の介在物粒子群の密度との合計が５個／ｍｍ２以下である組織と、を有し、鋼板表面から板厚方向に１／４位置から３／４位置までにおける局所Ｐ濃度が０．０６０質量％以下であり、前記位置範囲におけるＭｎ偏析度が１．５０以下であり、引張強度が１３２０ＭＰａ以上である、鋼板が開示されている。特許文献２には、特許文献２に記載の技術により、鋼板母材に生じる遅れ破壊だけでなく切断端面そのものの耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板が得られることが開示されている。
国際公開第２０１８／０６２３８１号 国際公開第２０２０／１２９４０２号
　しかしながら、特許文献１及び２では、部材における靭性について考慮されていない。
　本開示は上記実情に鑑みてなされたものである。本開示は、高い強度及び優れた靭性を有する鋼部材、並びに、この鋼部材を製造することができる鋼板を提供することを目的とする。
　本発明の要旨は以下の通りである。
［１］化学組成が、質量％で、
Ｃ　：０．４０％超、１．００％以下、
Ｓｉ：２．００％以下、
Ｍｎ：０．０１～１．００％、
Ｐ　：０．１００％以下、
Ｓ　：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００１～１．０００％、
Ｎ　：０．０２００％以下、
Ｏ　：０．０１００％以下、
Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
Ｔｉ：０．００１～０．２００％、
Ｃｒ：０～１．００％、
Ｂ　：０～０．０１００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｗ　：０～２．００％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｖ　：０～１．００％、
Ｃａ：０～０．２０００％、
Ｍｇ：０～０．２０００％、
ＲＥＭ：０～０．３０００％、
Ｓｂ：０～１．００％、
Ｓｎ：０～１．００％、
Ｚｒ：０～１．００％、
Ａｓ：０～１．００％、
Ｓｅ：０～１．００００％、
Ｂｉ：０～１．００００％、
Ｔａ：０～１．００００％、
Ｒｅ：０～１．００００％、
Ｏｓ：０～１．００００％、
Ｉｒ：０～１．００００％、
Ｔｃ：０～１．００００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
　表面から板厚方向に板厚の１／４の位置を中心とする、前記表面から前記板厚の１／８の位置～前記板厚の３／８の位置の範囲を１／４深さ位置としたとき、
　前記１／４深さ位置の金属組織が、体積％で、
　マルテンサイト、ベイナイト及び焼戻しマルテンサイト：合計で９０％以上であり、
　前記１／４深さ位置において、円相当径で１μｍ以上であり、且つ、最短距離が１５μｍ以下である２以上のＴｉ，Ｎｂ系析出物からなる群の数密度が１０．０個／ｍｍ２以下であることを特徴とする鋼部材。
［２］前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．０１～１．００％、
Ｂ　：０．０００１～０．０１００％、
Ｍｏ：０．０１～１．００％、
Ｗ　：０．０１～２．００％、
Ｃｏ：０．０１～１．００％、
Ｎｉ：０．０１～１．００％、
Ｃｕ：０．０１～１．００％、
Ｖ　：０．０１～１．００％、
Ｃａ：０．０００１～０．２０００％、
Ｍｇ：０．０００１～０．２０００％、
ＲＥＭ：０．０００１～０．３０００％、
Ｓｂ：０．０１～１．００％、
Ｓｎ：０．０１～１．００％、
Ｚｒ：０．０１～１．００％、
Ａｓ：０．０１～１．００％、
Ｓｅ：０．０００１～１．００００％、
Ｂｉ：０．０００１～１．００００％、
Ｔａ：０．０００１～１．００００％、
Ｒｅ：０．０００１～１．００００％、
Ｏｓ：０．０００１～１．００００％、
Ｉｒ：０．０００１～１．００００％、及び
Ｔｃ：０．０００１～１．００００％からなる群のうち１種以上を含有することを特徴とする上記［１］に記載の鋼部材。
［３］前記表面から前記板厚方向に５０μｍ深さの位置を５０μｍ深さ位置としたとき、
　前記５０μｍ深さ位置のビッカース硬さが、前記表面から前記板厚方向に前記板厚の１／４の位置のビッカース硬さよりも５０ＨＶ以上小さいことを特徴とする上記［１］又は［２］に記載の鋼部材。
［４］前記表面に被覆を有することを特徴とする上記［１］～［３］のいずれか一項に記載の鋼部材。
［５］前記被覆が、Ａｌ系被覆又はＺｎ系被覆であることを特徴とする上記［４］に記載の鋼部材。
［６］化学組成が、質量％で、
Ｃ　：０．４０％超、１．００％以下、
Ｓｉ：２．００％以下、
Ｍｎ：０．０１～１．００％、
Ｐ　：０．１００％以下、
Ｓ　：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００１～１．０００％、
Ｎ　：０．０２００％以下、
Ｏ　：０．０１００％以下、
Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
Ｔｉ：０．００１～０．２００％、
Ｃｒ：０～１．００％、
Ｂ　：０～０．０１００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｗ　：０～２．００％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｖ　：０～１．００％、
Ｃａ：０～０．２０００％、
Ｍｇ：０～０．２０００％、
ＲＥＭ：０～０．３０００％、
Ｓｂ：０～１．００％、
Ｓｎ：０～１．００％、
Ｚｒ：０～１．００％、
Ａｓ：０～１．００％、
Ｓｅ：０～１．００００％、
Ｂｉ：０～１．００００％、
Ｔａ：０～１．００００％、
Ｒｅ：０～１．００００％、
Ｏｓ：０～１．００００％、
Ｉｒ：０～１．００００％、
Ｔｃ：０～１．００００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
　表面から板厚方向に板厚の１／４の位置を中心とする、前記表面から前記板厚の１／８の位置～前記板厚の３／８の位置の範囲を１／４深さ位置としたとき、
　前記１／４深さ位置において、円相当径で１μｍ以上であり、且つ、最短距離が１５μｍ以下である２以上のＴｉ，Ｎｂ系析出物からなる群の数密度が１０．０個／ｍｍ２以下であることを特徴とする鋼板。
［７］前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．０１～１．００％、
Ｂ　：０．０００１～０．０１００％、
Ｍｏ：０．０１～１．００％、
Ｗ　：０．０１～２．００％、
Ｃｏ：０．０１～１．００％、
Ｎｉ：０．０１～１．００％、
Ｃｕ：０．０１～１．００％、
Ｖ　：０．０１～１．００％、
Ｃａ：０．０００１～０．２０００％、
Ｍｇ：０．０００１～０．２０００％、
ＲＥＭ：０．０００１～０．３０００％、
Ｓｂ：０．０１～１．００％、
Ｓｎ：０．０１～１．００％、
Ｚｒ：０．０１～１．００％、
Ａｓ：０．０１～１．００％、
Ｓｅ：０．０００１～１．００００％、
Ｂｉ：０．０００１～１．００００％、
Ｔａ：０．０００１～１．００００％、
Ｒｅ：０．０００１～１．００００％、
Ｏｓ：０．０００１～１．００００％、
Ｉｒ：０．０００１～１．００００％、及び
Ｔｃ：０．０００１～１．００００％からなる群のうち１種以上を含有することを特徴とする上記［６］に記載の鋼板。
［８］脱炭指標であるＤＣが０．１０以上であることを特徴とする上記［６］又は［７］に記載の鋼板。
［９］前記表面に被覆を有することを特徴とする上記［６］～［８］のいずれか一項に記載の鋼板。
［１０］前記被覆が、Ａｌ系被覆又はＺｎ系被覆であることを特徴とする上記［９］に記載の鋼板。
　本開示に係る上記態様によれば、高い強度及び優れた靭性を有する鋼部材、並びに、この鋼部材を製造することができる鋼板を提供することができる。
Ｔｉ，Ｎｂ系析出物の中心位置の求め方を説明するための図である。 脱炭指標であるＤＣの算出方法を説明するための図である。
　鋼板に対してホットスタンプすることで製造された、２．２ＧＰａ以上の引張強さを有する鋼部材では、優れた靭性を確保することが困難である。本発明者らは、鋼部材において高い強度及び優れた靭性を実現するために検討した結果、以下の知見を得た。
　鋼中に含まれるＴｉ，Ｎｂ系析出物は、高い強度を有する鋼部材において靭性が低下することの主な要因となる。円相当径で１μｍ以上であるＴｉ，Ｎｂ系析出物は、一定の距離内に複数個存在する場合に、これらの析出物群が互いにき裂の形成及び連結を助長することで、顕著な靭性劣化を引き起こす。単に鋼中のＴｉ，Ｎｂ系析出物の数密度を低減するのではなく、一定の距離内に存在する２個以上のＴｉ，Ｎｂ系析出物からなる析出物群の数密度を低減することで、高い強度及び優れた靭性を両立することができる。
　以下、本実施形態に係る鋼部材について詳細に説明する。まず、本実施形態に係る鋼部材の化学組成の限定理由について説明する。
　本実施形態に係る鋼部材は、以下の化学組成を有する。なお、以下に記載する「～」を挟んで記載され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」、「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。化学組成についての％は全て質量％を示す。
　本実施形態に係る鋼部材は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．４０％超、１．００％以下、Ｓｉ：２．００％以下、Ｍｎ：０．０１～１．００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００１～１．０００％、Ｎ：０．０２００％以下、Ｏ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０．００１～０．１００％、Ｔｉ：０．００１～０．２００％、並びに、残部：Ｆｅ及び不純物からなる。
　以下、各元素について詳細に説明する。
　Ｃ：０．４０％超、１．００％以下
　Ｃは、鋼部材の強度に大きく影響する元素である。Ｃ含有量が０．４０％以下であると、鋼部材において所望の強度を得ることができない。そのため、Ｃ含有量は０．４０％超とする。Ｃ含有量は、好ましくは、０．４５％以上又は０．５０％以上である。
　一方、Ｃ含有量が１．００％超であると、鋼部材の強度が高くなりすぎて、鋼部材の靭性が低下する。そのため、Ｃ含有量は１．００％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは、０．９０％以下、０．８０％以下又は０．７５％以下である。
　Ｓｉ：２．００％以下
　Ｓｉは、焼戻し軟化抵抗を有しており、ホットスタンプ焼入れ時のオートテンパーによる強度低下を抑える効果がある。Ｓｉ含有量は０％でもよい。しかし、上記効果を得るために積極的に含有させてもよい。より高い強度を得る観点からは、Ｓｉ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｓｉ含有量は、より好ましくは、０．０１％以上、０．０２％以上、０．０３％以上、０．１５％以上又は０．２０％以上である。
　一方、Ｓｉ含有量が２．００％超であると、表面スケールの問題が生じる。すなわち、熱間圧延時に生成するスケールを酸洗した後に、表面凹凸に起因した模様が発生して、表面外観が劣位となる。また、ホットスタンプされて鋼部材に成形される前の、鋼板の表面にめっき処理を行う場合は、めっき性が劣化する。また、Ｓｉ含有量が２．００％超では鋼部材の靭性が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は２．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは、１．５０％以下、１．００％以下、０．７０％以下、０．５０％以下、０．４５％以下又は０．４０％以下である。
　Ｍｎ：０．０１～１．００％
　Ｍｎは、鋼部材の強度及び鋼の焼入れ性を向上させる元素である。この効果を得て高い強度を得るために、Ｍｎ含有量は０．０１％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは、０．０５％以上、０．１０％以上、０．２０％以上、０．３０％以上又は０．４０％以上である。
　一方、Ｍｎ含有量が１．００％超であると、鋼部材の靭性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は１．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは、０．８０％以下又は０．６０％以下である。
　Ｐ：０．１００％以下
　Ｐは、粒界に偏析し、粒界の強度を低下させる元素である。Ｐ含有量が０．１００％超であると、粒界の強度が著しく低下して、鋼部材の靭性が低下する。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、０．０５０％以下、０．０４０％以下又は０．０３０％以下である。
　Ｐ含有量は０％であってもよい。ただし、Ｐ含有量を過度に低減すると精錬コストが増加するため、Ｐ含有量は０．００１％以上としてもよい。
　Ｓ：０．０１００％以下
　Ｓは、鋼中の非金属介在物に影響して鋼部材の靭性を劣化させる元素である。Ｓ含有量が０．０１００％超であると、鋼部材の靭性が顕著に劣化する。そのため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは、０．００８０％以下又は０．００５０％以下である。
　Ｓ含有量は０％であってもよい。ただし、Ｓ含有量を過度に低減すると脱硫工程の製造コストが増加するため、Ｓ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
　Ａｌ：０．００１～１．０００％
　Ａｌは、溶鋼の脱酸材として使われる元素である。脱酸が不十分であると、過剰に生成した酸化物により鋼部材の靭性が劣化する。溶鋼を十分に脱酸させるために、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは、０．０１０％以上又は０．０３０％以上である。
　一方、Ａｌ含有量が１．０００％を超えると、非金属介在物が多く形成され、鋼部材の靭性が劣化する。そのため、Ａｌ含有量は１．０００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは、０．７００％以下、０．５００％以下、０．３００％以下、０．２００％以下又は０．１００％以下である。
　Ｎ：０．０２００％以下
　Ｎ含有量が０．０２００％超であると、Ｔｉ，Ｎｂ系析出物群の数密度が高くなることで、鋼部材の靭性が低下する。そのため、Ｎ含有量は０．０２００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは、０．０１５０％以下、０．０１００％以下又は０．００５０％以下である。
　Ｎ含有量は０％であってもよい。ただし、Ｎ含有量を０．０００５％未満に低減すると、脱Ｎコストが大幅に上昇し、経済的に好ましくない。そのため、Ｎ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。Ｎ含有量は、０．００１０％以上とすることがより好ましい。
　Ｏ：０．０１００％以下
　Ｏは、鋼中に多く含まれると破壊の起点となる粗大な酸化物を形成する。その結果、鋼部材の靭性が低下する。Ｏ含有量が０．０１００％超であると、鋼部材の靭性が顕著に劣化する。そのため、Ｏ含有量は０．０１００％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは、０．００８０％以下又は０．００５０％以下である。
　Ｏ含有量は０％であってもよい。ただし、Ｏ含有量を０．０００５％未満に低減すると、脱Ｏコストが大幅に上昇し、経済的に好ましくない。そのため、Ｏ含有量は、０．０００５％以上又は０．００１０％以上とすることが好ましい。
　Ｎｂ：０．００１～０．１００％
　Ｎｂは、固溶元素として金属組織を細粒化することで、鋼部材の靭性を向上させる。Ｎｂ含有量が０．００１％未満であると、鋼部材の靭性が低下する。そのため、Ｎｂ含有量は０．００１％以上とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは、０．００５％以上又は０．０１０％以上である。
　一方、Ｎｂ含有量が０．１００％超であると、Ｔｉ，Ｎｂ系析出物群の数密度が高くなることで、鋼部材の靭性が低下する。そのため、Ｎｂ含有量は０．１００％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは、０．０８０％以下、０．０７０％以下又は０．０６０％以下である。
　Ｔｉ：０．００１～０．２００％
　Ｔｉは、鋼中に炭窒化物を形成して、析出強化により鋼部材の強度を向上させる。また、金属組織を微細化することで、鋼部材の靭性を向上させる。Ｔｉ含有量が０．００１％未満であると、鋼部材の靭性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は０．００１％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは、０．００５％以上又は０．０１０％以上である。
　一方、Ｔｉ含有量が０．２００％超であると、Ｔｉ，Ｎｂ系析出物群の数密度が高くなることで、鋼部材の靭性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は０．２００％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは、０．１５０％以下、０．１００％以下、０．０８０％以下、０．０７０％以下又は０．０６０％以下である。
　本実施形態に係る鋼部材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物であってもよい。不純物としては、鋼原料もしくはスクラップから及び／又は製鋼過程で不可避的に混入するものであって、本実施形態に係る鋼部材の特性を阻害しない範囲で許容される元素が例示される。
　本実施形態に係る鋼部材は、Ｆｅの一部に代えて、任意元素として、以下の元素の１種以上を含有してもよい。以下の任意元素を含有しない場合の含有量は０％である。
　Ｃｒ：０．０１～１．００％
　Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、鋼部材の強度を向上させる効果がある。また、Ｃｒは、鋼部材の耐食性を向上させる効果がある。そのため、必要に応じてＣｒを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは、０．０３％以上又は０．０５％以上である。
　一方、Ｃｒ含有量が１．００％超であると、熱間圧延後、冷間圧延後又は焼鈍後（めっき処理後も含む）に存在する炭化物が安定化し、ホットスタンプ後に炭化物が残存し、鋼部材の靭性が低下する場合がある。そのため、Ｃｒ含有量は１．００％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは、０．９５％以下又は０．６０％以下である。
　Ｂ：０．０００１～０．０１００％
　Ｂは、ホットスタンプ中あるいはホットスタンプ後の冷却での焼入れ性を向上させて鋼部材の強度を向上させる効果がある。そのため、必要に応じてＢを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは、０．０００５％以上又は０．００１０％以上である。
　一方、Ｂ含有量が０．０１００％超であると、上記効果が飽和するとともに、熱間圧延時に割れが生じる場合及び硼化物により鋼部材の靭性が低下する場合がある。そのため、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは、０．００９０％以下又は０．００６０％以下である。
　Ｍｏ：０．０１～１．００％
　Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、鋼部材の強度を向上させる効果がある。また、Ｍｏは、鋼部材の耐食性を向上させる効果がある。そのため、必要に応じてＭｏを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは、０．０５％以上又は０．１０％以上である。
　一方、Ｍｏ含有量が１．００％超であると、熱間圧延後、冷間圧延後又は焼鈍後（めっき処理後も含む）に存在する炭化物が安定化し、ホットスタンプ後に炭化物が残存し、鋼部材の靭性が低下する場合がある。そのため、Ｍｏ含有量は１．００％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは、０．８０％以下又は０．６０％以下である。
　Ｗ：０．０１～２．００％
　Ｗは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、鋼部材の強度の向上に寄与する元素である。また、Ｗは、鋼部材の耐食性を向上させる効果がある。そのため、必要に応じてＷを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｗ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｗ含有量は、より好ましくは、０．０５％以上又は０．１０％以上である。
　一方、Ｗ含有量が２．００％超であると、熱間加工性が劣化して生産性が低下する場合がある。そのため、Ｗ含有量は２．００％以下とする。Ｗ含有量は、好ましくは、１．８０％以下又は０．６０％以下である。
　Ｃｏ：０．０１～１．００％
　Ｃｏは、鋼部材の耐食性を向上させる元素であり、鋼部材の靭性を向上させる。そのため、必要に応じてＣｏを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｃｏ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｏ含有量は、より好ましくは、０．０５％以上又は０．１０％以上である。
　一方、Ｃｏ含有量が１．００％を超えると鋼の焼入れ性が低下することで、鋼部材の強度が低下する。そのため、Ｃｏ含有量は１．００％以下とする。Ｃｏ含有量は、好ましくは、０．８０％以下又は０．６０％以下である。
　Ｎｉ：０．０１～１．００％
　Ｎｉは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、鋼部材の強度を向上させる効果がある。また、Ｎｉは、鋼部材の耐食性を向上させる効果がある。そのため、必要に応じてＮｉを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｎｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは、０．０４％以上又は０．０６％以上である。
　一方、Ｎｉ含有量を１．００％超としても上記効果は飽和し、合金コストが増加する。そのため、Ｎｉ含有量は１．００％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは、０．９０％以下又は０．６０％以下である。
　Ｃｕ：０．０１～１．００％
　Ｃｕは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、鋼部材の強度を向上させる効果がある。また、Ｃｕは、鋼部材の耐食性を向上させる効果がある。そのため、必要に応じてＣｕを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは、０．０５％以上又は０．０７％以上である。
　一方、Ｃｕ含有量を１．００％超としても上記効果は飽和し、合金コストが増加する。そのため、Ｃｕ含有量は１．００％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは、０．８０％以下又は０．６０％以下である。
　Ｖ：０．０１～１．００％
　Ｖは、鋼中に炭窒化物を形成して、析出強化により鋼部材の強度を向上させる効果を有する。さらに、固溶元素としても金属組織を細粒化することで、鋼部材の強度及び靭性を向上させる効果がある。そのため、必要に応じてＶを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｖ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは、０．０４％以上又は０．１０％以上である。
　一方、Ｖ含有量が１．００％超であると、多量に炭窒化物が生成して鋼部材の靭性が劣化する。そのため、Ｖ含有量は１．００％以下とする。Ｖ含有量は、好ましくは、０．８０％以下又は０．６０％以下である。
　Ｃａ：０．０００１～０．２０００％
　Ｃａは、鋼中の介在物を微細化し、介在物によるホットスタンプ時及び衝突時の割れの発生を防止する効果を有する。そのため、必要に応じてＣａを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｃａ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは、０．０００５％以上又は０．００１０％以上である。
　一方、Ｃａ含有量が０．２０００％超であると、鋼中の介在物を微細化する効果は飽和し、合金コストが増加する。そのため、Ｃａ含有量は０．２０００％以下とする。Ｃａ含有量は、好ましくは、０．１８００％以下又は０．１０００％以下である。
　Ｍｇ：０．０００１～０．２０００％
　Ｍｇは、鋼中の介在物を微細化し、介在物によるホットスタンプ時及び衝突時の割れの発生を防止する効果を有する。そのため、必要に応じてＭｇを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｍｇ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは、０．０００５％以上又は０．００１０％以上である。
　一方、Ｍｇ含有量が０．２０００％超であると、鋼中の介在物を微細化する効果は飽和し、合金コストが増加する。そのため、Ｍｇ含有量は０．２０００％以下とする。Ｍｇ含有量は、好ましくは、０．１８００％以下又は０．１０００％以下である。
　ＲＥＭ：０．０００１～０．３０００％
　ＲＥＭは、鋼中の介在物を微細化し、介在物によるホットスタンプ時及び衝突時の割れの発生を防止する効果を有する。そのため、必要に応じてＲＥＭを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、ＲＥＭ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは、０．０００５％以上又は０．００１０％以上である。
　一方、ＲＥＭ含有量が０．３０００％超であると、鋼中の介在物を微細化する効果は飽和し、合金コストが増加する。そのため、ＲＥＭ含有量は０．３０００％以下とする。ＲＥＭ含有量は、好ましくは、０．２０００％以下又は０．１０００％以下である。
　なお、本実施形態においてＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドからなる合計１７元素を指し、ＲＥＭの含有量は、これらの元素の合計の含有量を指す。
　Ｓｂ：０．０１～１．００％
　Ｓｂは、腐食環境において耐食性を向上させる元素である。そのため、必要に応じてＳｂを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｓｂ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは、０．０２％以上又は０．０５％以上である。
　一方、Ｓｂ含有量を１．００％超としても上記効果が飽和するため、Ｓｂ含有量は１．００％以下とする。Ｓｂ含有量は、好ましくは、０．８０％以下又は０．６０％以下である。
　Ｓｎ：０．０１～１．００％
　Ｓｎは、鋼部材の耐食性を向上させる効果を有する。そのため、必要に応じてＳｎを含有させてもよい。この効果を確実に発揮させるためには、Ｓｎ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは、０．０２％以上又は０．０５％以上である。
　一方、Ｓｎ含有量を１．００％超としても上記効果は飽和するため、Ｓｎ含有量は１．００％以下とする。Ｓｎ含有量は、好ましくは、０．８０％以下又は０．６０％以下である。
　Ｚｒ：０．０１～１．００％
　Ｚｒは、鋼中に炭窒化物を形成して、析出強化により鋼部材の強度を向上させる効果を有する。更に、Ｎを窒化物として固定してＢＮの生成を抑制し、Ｂの焼入れ性向上効果を高める効果がある。そのため、必要に応じてＺｒを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｚｒ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｚｒ含有量は、より好ましくは、０．０２％以上又は０．０５％以上である。
　一方、Ｚｒ含有量が１．００％超であると、多量に炭窒化物が生成して鋼部材の靭性が低下する。そのため、Ｚｒ含有量は１．００％以下とする。Ｚｒ含有量は、好ましくは、０．８０％以下又は０．６０％以下である。
　Ａｓ：０．０１～１．００％
　Ａｓは、耐水素脆性を向上させる効果がある。そのため、必要に応じてＡｓを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ａｓ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ａｓ含有量は、より好ましくは、０．０２％以上又は０．０５％以上である。
　一方、Ａｓ含有量が１．００％を超えるとその効果は飽和する上、コストが増加する。そのため、Ａｓ含有量は１．００％以下とする。Ａｓ含有量は、好ましくは、０．８０％以下又は０．６０％以下である。
　Ｓｅ：０．０００１～１．００００％
　Ｓｅは、耐水素脆性を向上させる効果がある。そのため、必要に応じてＳｅを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｓｅ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｓｅ含有量は、より好ましくは、０．０００２％以上又は０．０００５％以上である。
　一方、Ｓｅ含有量が１．００００％を超えるとその効果は飽和する上、コストが増加する。そのため、Ｓｅ含有量は１．００００％以下とする。Ｓｅ含有量は、好ましくは、０．１０００％以下、０．０８００％以下又は０．０６００％以下である。
　Ｂｉ：０．０００１～１．００００％
　Ｂｉは、耐水素脆性を向上させる効果がある。そのため、必要に応じてＢｉを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｂｉ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｂｉ含有量は、より好ましくは、０．０００５％以上又は０．００１０％以上である。
　一方、Ｂｉ含有量が１．００００％を超えるとその効果は飽和する上、コストが増加する。そのため、Ｂｉ含有量は１．００００％以下とする。Ｂｉ含有量は、好ましくは、０．１０００％以下、０．０８００％以下又は０．０６００％以下である。
　Ｔａ：０．０００１～１．００００％
　Ｔａは、耐水素脆性を向上させる効果がある。そのため、必要に応じてＴａを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｔａ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｔａ含有量は、より好ましくは、０．００２０％以上又は０．００５０％以上である。
　一方、Ｔａ含有量が１．００００％を超えるとその効果は飽和する上、コストが増加する。そのため、Ｔａ含有量は１．００００％以下とする。Ｔａ含有量は、好ましくは、０．１０００％以下、０．０８００％以下又は０．０６００％以下である。
　Ｒｅ：０．０００１～１．００００％
　Ｒｅは、耐水素脆性を向上させる効果がある。そのため、必要に応じてＲｅを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｒｅ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｒｅ含有量は、より好ましくは、０．００２０％以上又は０．００５０％以上である。
　一方、Ｒｅ含有量が１．００００％を超えるとその効果は飽和する上、コストが増加する。そのため、Ｒｅ含有量は１．００００％以下とする。Ｒｅ含有量は、好ましくは、０．１０００％以下、０．０８００％以下又は０．０６００％以下である。
　Ｏｓ：０．０００１～１．００００％
　Ｏｓは、耐水素脆性を向上させる効果がある。そのため、必要に応じてＯｓを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｏｓ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｏｓ含有量は、より好ましくは、０．００２０％以上又は０．００５０％以上である。
　一方、Ｏｓ含有量が１．００００％を超えるとその効果は飽和する上、コストが増加する。そのため、Ｏｓ含有量は１．００００％以下とする。Ｏｓ含有量は、好ましくは、０．１０００％以下、０．０８００％以下又は０．０６００％以下である。
　Ｉｒ：０．０００１～１．００００％
　Ｉｒは、耐水素脆性を向上させる効果がある。そのため、必要に応じてＩｒを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｉｒ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｉｒ含有量は、より好ましくは、０．００１０％以上又は０．００５０％以上である。
　一方、Ｉｒ含有量が１．００００％を超えるとその効果は飽和する上、コストが増加する。そのため、Ｉｒ含有量は１．００００％以下とする。Ｉｒ含有量は、好ましくは、０．１０００％以下、０．０８００％以下又は０．０６００％以下である。
　Ｔｃ：０．０００１～１．００００％
　Ｔｃは、耐水素脆性を向上させる効果がある。そのため、必要に応じてＴｃを含有させてもよい。上記効果を確実に発揮させるためには、Ｔｃ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｔｃ含有量は、より好ましくは、０．００１０％以上又は０．００５０％以上である。
　一方、Ｔｃ含有量が１．００００％を超えるとその効果は飽和する上、コストが増加する。そのため、Ｔｃ含有量は１．００００％以下とする。Ｔｃ含有量は、好ましくは、０．１０００％以下、０．０８００％以下又は０．０６００％以下である。
　上述した鋼部材の化学組成は、以下の方法で求めることができる。
　鋼部材の表面から板厚方向に板厚の１／８～３／８の範囲から試験片を採取し、この試験片に対し、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）などの一般的な方法で測定すればよい。なお、Ｃ及び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。
　鋼部材が表面に被覆を備える場合は、機械研削により表面の被覆を除去してから、同様に化学組成の分析を行う。
　次に、本実施形態に係る鋼部材の金属組織について説明する。
　本実施形態に係る鋼部材は、表面から板厚方向に板厚の１／４の位置を中心とする、前記表面から前記板厚の１／８の位置～前記板厚の３／８の位置の範囲を１／４深さ位置としたとき、前記１／４深さ位置の金属組織が、体積％で、マルテンサイト、ベイナイト及び焼戻しマルテンサイト：合計で９０％以上であり、前記１／４深さ位置において、円相当径で１μｍ以上であり、且つ、最短距離が１５μｍ以下である２以上のＴｉ，Ｎｂ系析出物からなる群の数密度が１０．０個／ｍｍ２以下である。
　本実施形態では、１／４深さ位置の金属組織を規定する。その理由は、この位置における金属組織が、鋼部材の代表的な金属組織を示すためである。１／４深さ位置とは、表面から板厚の１／８の位置～板厚の３／８の位置の範囲のことであり、「表面から板厚の１／８の位置を始点として、表面から板厚の３／８の位置を終点する範囲」と換言することができる。
　なお、ここでいう鋼部材の表面とは、鋼部材が鋼板のみからなる場合には、鋼板の表面のことをいい、鋼部材が表面に被覆を備える場合には、被覆と鋼板との界面のことをいう。
　鋼部材において被覆と鋼板との界面は、後述するＢＳＥ像（又はＣＯＭＰＯ像）により判別する。
　マルテンサイト、ベイナイト及び焼戻しマルテンサイト：合計で９０％以上
　マルテンサイト、ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトは、強度が高い組織である。マルテンサイト、ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトの体積率の合計が９０％未満であると、鋼部材において強度が低下する。そのため、マルテンサイト、ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトの体積率の合計は９０％以上とする。マルテンサイト、ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトの体積率の合計は、好ましくは、９３％以上、９５％以上又は９７％以上である。マルテンサイト、ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトの体積率の合計は多いほど好ましいため、１００％であってもよい。
　フェライト、パーライト、セメンタイト及び残留オーステナイト：合計で０～１０％
　フェライト、パーライト、セメンタイト及び残留オーステナイトの体積率が多すぎると、所望量のマルテンサイト、ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトを確保できず、鋼部材において強度が低下する。そのため、マルテンサイト、ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトの体積率の合計との関係から、フェライト、パーライト、セメンタイト及び残留オーステナイトの体積率の合計は１０％以下とすることが好ましい。フェライト、パーライト、セメンタイト及び残留オーステナイトの体積率の合計は、より好ましくは、７％以下、５％以下又は３％以下である。フェライト、パーライト、セメンタイト及び残留オーステナイトの体積率の合計は少ないほど好ましいため、０％であってもよい。析出物（セメンタイトを除く）及び介在物が存在していてもよいが、これらの体積率は、これらが存在する組織（マルテンサイト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、フェライト、パーライト及び残留オーステナイト）の体積率に含める。
　各組織の体積率は、以下の方法により測定する。
　鋼部材の端面から１０ｍｍ以上離れた任意の位置（この位置から試験片を採取できない場合は、端部を避けた位置）から、板厚方向に平行な断面（板厚断面）において、１／４深さ位置における金属組織が観察できるように試験片を採取する。
　上記試験片の断面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを段階的に使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。次に、室温においてアルカリ性溶液を含まないコロイダルシリカを用いて研磨し、試験片の表層に導入されたひずみを除去する。
　研磨後の試験片の断面の長手方向の任意の位置において、長手方向に２００μｍ、表面から板厚方向に板厚の１／４の位置が中心となる、表面から板厚の１／８の位置～表面から板厚の３／８の位置に亘る領域を、０．１μｍの測定間隔で、電子後方散乱回折法により測定して結晶方位情報を得る。測定には、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７２００Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＡＭＥＴＥＫ製Ｖｅｌｏｃｉｔｙ検出器）とで構成されたＥＢＳＤ解析装置を用いる。この際、装置内の真空度は９．６×１０－５Ｐａ以下、加速電圧は２５ｋＶ、照射電流レベルは１６とする。また、測定の際には、Ｐｈａｓｅとして、「ｉｒｏｎ－α」、「ｉｒｏｎ－γ」を設定し、測定を行う。
　また、ＥＢＳＤ測定領域と同じ領域を、ＦＥ－ＳＥＭ：サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７２００Ｆ）を用いて１０００倍以上の倍率で観察する。ＥＢＳＤ測定領域と同じ領域を観察するに際し、観察位置が特定できるように、ＥＢＳＤ測定領域の４隅の内３点に対して、ＥＢＳＤ測定領域の４隅から１００μｍ以内の範囲にそれぞれビッカース圧痕を打刻する。その後、観察面の金属組織を残して、表層のコンタミを研磨除去し、ナイタールエッチングする。ビッカース圧痕を目印とすれば、ＥＢＳＤ観察面と同じ領域を観察することができる。
　コンタミ除去については、粒子径０．１μｍ以下のアルミナ粒子を用いたバフ研磨、室温においてアルカリ性溶液を含まないコロイダルシリカを用いた研磨、あるいはＡｒイオンスパッタリング等の手法を用いればよい。
　サーマル電界放射型走査電子顕微鏡を用いた組織観察において、セメンタイト及びパーライトの体積率は以下の方法により求める。
　組織観察において、２次電子像の輝度が高い領域をセメンタイトと判別する。輝度が低い領域をフェライトと判別する。フェライトとセメンタイトとが交互に層状に並んだ組織（ラメラ状組織）をパーライトと判別する。なお、組織が圧延や成形によって加工を受けている場合、上記ラメラ状組織中のセメンタイトが湾曲したり、一部分断された形状を有する場合があるが、これら変形を受けたセメンタイトについてもフェライトと交互に層状に並んでいる場合には、パーライトと判別する。パーライトと判別された領域の面積率を算出することで、パーライトの面積率を得る。また、パーライトと判別された領域以外の領域において、セメンタイトと判別された領域のうち、円相当直径が２μｍ以上の粒状の領域の面積率を算出することで、セメンタイトの面積率を得る。セメンタイト及びパーライトの面積率をそれぞれ、セメンタイト及びパーライトの体積率とみなす。
　なお、パーライトを構成するフェライト及びセメンタイトは、金属組織中のフェライトの体積率、セメンタイトの体積率には含めない。ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトを構成するセメンタイトも、金属組織中のセメンタイトの体積率には含めない。
　続いて、ＦＥ－ＳＥＭを用いた組織観察によりセメンタイト及びパーライトと判別された領域以外の領域について、ＥＢＳＤ測定により得られた結晶方位情報から、結晶構造がｆｃｃである領域と、結晶構造がｂｃｃである領域とを判別する。
　具体的には、まず、ＥＢＳＤによる測定結果とＦＥ－ＳＥＭ観察によって得られた組織画像とを、ビッカース圧痕を目印として重ね合わせる。ＦＥ－ＳＥＭ観察の組織画像から、セメンタイト及びパーライトと判断された領域以外の領域について、ＥＢＳＤ測定により得られた結晶方位情報と、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭＡｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「ＰｈａｓｅＭａｐ」機能とを用いて、結晶構造がｆｃｃである領域と、結晶構造がｂｃｃである領域とを判別する。この際、後述する１５°粒界を用いた粒界ＭＡＰとビッカース圧痕の位置との比較から、セメンタイト及びパーライトの位置を特定してもよい。結晶構造がｆｃｃである領域の面積率を算出することで、残留オーステナイトの面積率を得る。残留オーステナイトの面積率を残留オーステナイトの体積率とみなす。
　また、結晶構造がｂｃｃである領域について、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭＡｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」機能を用いて、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトのいずれであるかを判断し、面積率を測定する。
　具体的には、結晶方位差が１５°以上である境界を結晶粒界（１５°粒界）とみなす条件下で、Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ値（ＧＡＭ値）が１．０°以下の領域をフェライトと判別する。また、ＧＡＭ値が１．０°超の領域を「マルテンサイト、ベイナイト及び焼戻しマルテンサイト」と判別する。フェライト、並びに、「ベイナイト、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイト」と判別された領域の面積率をそれぞれ算出することで、フェライト、並びに、「ベイナイト、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイト」のそれぞれの面積率を得る。また、フェライト、「ベイナイト、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイト」の面積率をそれぞれ、フェライト、「ベイナイト、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイト」の体積率とみなす。
　円相当径で１μｍ以上であり、且つ、最短距離が１５μｍ以下である２以上のＴｉ，Ｎｂ系析出物からなる群の数密度：１０．０個／ｍｍ２以下
　Ｔｉ，Ｎｂ系析出物は、鋼より硬度が高い組織である。円相当径（円相当直径）で１μｍ以上のＴｉ，Ｎｂ系析出物が鋼中に存在すると、変形時に鋼とＴｉ，Ｎｂ系析出物との界面の剥離又はＴｉ，Ｎｂ系析出物自身の割れによりき裂を生成する。また、これらＴｉ，Ｎｂ系析出物同士の間隔が１５μｍ以下であると、き裂同士の連結を促し、き裂の伝播を促進する。円相当径で１μｍ以上であり、且つ、最短距離が１５μｍ以下である２以上のＴｉ，Ｎｂ系析出物からなる群（析出物群）の数密度が１０．０個／ｍｍ２超であると、鋼部材の変形時にき裂の発生及び進展を促進することで、鋼部材の靭性を劣化させる。そのため、上記析出物群の数密度は１０．０個／ｍｍ２以下とする。上記析出物群の数密度は、好ましくは、５．０個／ｍｍ２以下である。上記析出物群の数密度は低いほど好ましいため、０．０個／ｍｍ２であってもよい。
　円相当径で１μｍ以上であり、且つ、最短距離が１５μｍ以下である２以上のＴｉ，Ｎｂ系析出物からなる群の数密度は、以下の方法により測定する。
　Ｔｉ，Ｎｂ系析出物は、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）によって判別する。測定には、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－６３８０Ａ）とＥＤＳ検出器（ブルカーＡＸＳ製ＸＦｌａｓｈ　５０３０Ｔ）とで構成された解析装置を用いる。この際、装置内の真空度は２．０×１０－４Ｐａ以下、加速電圧は２０ｋＶ、照射電流は３５μＡ、照射時間は３２μ秒とする。
　鋼部材の端面から１０ｍｍ以上離れた任意の位置（この位置から試験片を採取できない場合は、端部を避けた位置）から試験片を切り出し、切り出した試験片の表面を機械研削し、続いて鋼部材の１／４深さ位置まで、＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを段階的に使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げ、ＳＥＭ観察用の試料とする。この試料の表面の４ｍｍ２以上の領域についてＳＥＭ観察及びＥＤＳ測定を行う。
　測定倍率５００倍で観察を行う。反射電子像の輝度とＥＤＳ測定とにより、鋼とＴｉ，Ｎｂ系析出物とを区別する。輝度の低い領域を析出物とみなす。次いで、ＥＤＳにより上記析出物の組成を測定する。分析する元素はＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｏ、Ｎｂ及びＴｉとする。必要に応じて、Ｃｒ、Ｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｚｒ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｂｉ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ及びＴｃを追加してもよい。ＣＯＵＮＴ数が１０００以上となった析出物のうち、Ｔｉ及びＮｂの濃度の和が重量パーセントで１０％以上となる析出物を、Ｔｉ，Ｎｂ系析出物と判別する。Ｔｉ，Ｎｂ系析出物の円相当径を算出し、円相当径で１μｍ以上のＴｉ，Ｎｂ系析出物について、下記の操作を行うことで析出物群として分類する。
　ある１つのＴｉ，Ｎｂ系析出物Ａがこれと異なる任意のＴｉ，Ｎｂ系析出物Ｂと同一の群に属することは、析出物Ａの中心位置と析出物Ｂの中心位置を結ぶ線分の長さ（最短距離）が、１５μｍより小さい又は等しいことを意味する。これをすべての析出物の組合せについて計算し、同一の群に属するＴｉ，Ｎｂ系析出物を判別する。得られた群の個数を測定面積で除した値を、Ｔｉ，Ｎｂ系析出物からなる群の数密度とする。
　なお、Ｔｉ，Ｎｂ系析出物の中心位置は、以下の方法で求める。
　図１に示すように、反射電子像の左下を原点とし、横方向をｘ軸、縦方向をｙ軸とする。析出物の中心位置（座標：ｘｃ、ｙｃ）のｘ座標ｘｃは、当該析出物に含まれるピクセルの座標のうち、ｘ座標が最大となるピクセルのｘ座標とｘ座標が最小となるピクセルのｘ座標の平均値とする。析出物の中心位置のｙ座標ｙｃについても同様に求める。
　本実施形態に係る鋼部材では、表面から板厚方向に５０μｍ深さの位置（表面から板厚方向に４５～５５μｍ深さの範囲であれば許容される）を５０μｍ深さ位置としたとき、５０μｍ深さ位置のビッカース硬さが、表面から板厚方向に板厚の１／４の位置（表面から板厚の１／４の位置を中心に、板厚方向に－２０μｍ～＋２０μｍの範囲であれば許容される）のビッカース硬さよりも５０ＨＶ以上小さいことが好ましい。すなわち、「（表面から板厚方向に板厚の１／４の位置のビッカース硬さ）－（５０μｍ深さ位置のビッカース硬さ）≧５０ＨＶ」を満たすことが好ましい。５０μｍ深さ位置のビッカース硬さを、表面から板厚方向に板厚の１／４の位置のビッカース硬さよりも５０ＨＶ以上小さくすることで、高い強度及び優れた靭性を確保しつつ、より優れた曲げ性を得ることができる。より一層曲げ性を高めるためには、５０μｍ深さ位置のビッカース硬さは、表面から板厚方向に板厚の１／４の位置のビッカース硬さよりも１００ＨＶ以上小さいことがより好ましい。
　ビッカース硬さは以下の方法により測定する。
　ＪＩＳ　Ｚ　２２４４－１：２０２０に準拠して、５０μｍ深さ位置及び表面から板厚方向に板厚の１／４の位置についてビッカース硬さ試験を行う。ビッカース硬さ試験では、研磨後の試験片断面（板厚断面）に対し、５０μｍ深さ位置については負荷荷重：０．０９８Ｎ、表面から板厚方向に板厚の１／４の位置については負荷荷重：９．８Ｎで、荷重保持時間を１０秒として、各位置につき５点測定し、最大値、最小値を除く３点の平均値を算出することで、各位置のビッカース硬さを得る。
　本実施形態に係る鋼部材は、表面の一部又は全部に被覆を備えていてもよい。被覆はＡｌ系被覆（Ｆｅ－Ａｌ系合金を主体とした被覆）であってもよく、Ｚｎ系被覆（Ｆｅ－Ｚｎ系合金を主体とした被覆）であってもよい。被覆は、皮膜、合金化めっき層、金属間化合物層ともいう。被覆を有することで、耐食性を高めることができる。
　被覆の厚みは、５～１００μｍであることが好ましい。
　Ａｌ系被覆（Ｆｅ－Ａｌ系合金を主体とした被覆）とは、ＦｅとＡｌとを合計で７０質量％以上含む被覆であり、Ｚｎ系被覆（Ｆｅ－Ｚｎ系合金を主体とした被覆）とは、ＦｅとＺｎとを合計で７０質量％以上含む被覆である。
　Ａｌ系被覆（Ｆｅ－Ａｌ系合金を主体とした被覆）は、Ｆｅ、Ａｌの他に、更にＳｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｖ、Ｓｎ、Ｗ、Ｓｂ、Ｚｎ、Ｃｏ、Ｉｎ、Ｂｉ、Ｚｒ、Ｓｅ、Ａｓ、ＲＥＭの１種以上を含有し、残部が不純物であってもよい。
　Ｚｎ系被覆（Ｆｅ－Ｚｎ系合金を主体とした被覆）は、Ｆｅ、Ｚｎの他に、更にＳｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｖ、Ｓｎ、Ｗ、Ｓｂ、Ａｌ、Ｃｏ、Ｉｎ、Ｂｉ、Ｚｒ、Ｓｅ、Ａｓ、ＲＥＭの１種以上を含有し、残部が不純物であってもよい。
　被覆の厚みは、走査型電子顕微鏡を用いた断面観察によって求めることができる。
　端面から１０ｍｍ以上離れた任意の位置から試験片を切り出す。切り出した試験片の板厚断面を機械研磨し、続いて鏡面仕上げする。走査型電子顕微鏡による観察範囲は、例えば４００倍の倍率で、面積で４００００μｍ２以上の範囲とする。
　ＢＳＥ像（又はＣＯＭＰＯ像）によって断面観察すると、被覆と、地鉄（鋼板）とでは、明確なコントラストの差が確認される。そのため、最表面からコントラストの変わる位置までの厚みを測定することで、被覆の厚みを測定することができる。測定は、観察写真内で等間隔に２０カ所測定し、測定箇所間の距離は６．５μｍとする。また測定に際しては、上記の要領で５視野観察を行い、その平均値を用いて被覆の厚みとする。
　被覆の化学組成は、上記と同様の観察範囲に対し、電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて、スポットの元素分析（ビーム直径１μｍ以下）を行うことで被覆に含まれるＦｅ、Ａｌ、Ｚｎの濃度を求めることができる。任意の１０視野の被覆において計１０点の分析を行い、その平均値を被覆に含まれるＦｅ、Ａｌ、Ｚｎの濃度とする。Ｆｅ、Ａｌ、Ｚｎ以外の元素が含まれる場合であっても同様の方法を用いて求める。
　本実施形態に係る鋼部材の板厚は特に限定されないが、０．４～５．０ｍｍとしてもよい。衝突時の吸収エネルギーを高める点から、板厚は、好ましくは、０．８～５．０ｍｍ又は１．０～５．０ｍｍとしてもよい。
　強度：ビッカース硬さが６３０ＨＶ以上
　本実施形態では、引張強さの代替指標として、ビッカース硬さを用いる。本実施形態に係る鋼部材は、表面から板厚方向に板厚の１／４の位置のビッカース硬さが６３０ＨＶ以上であってもよい。表面から板厚方向に板厚の１／４の位置のビッカース硬さが６３０ＨＶ以上であれば、本実施形態では十分な強度（引張強さ：２．２ＧＰａ以上）を有すると判断することができる。表面から板厚方向に板厚の１／４の位置のビッカース硬さは６５０ＨＶ以上、６８０ＨＶ以上又は６９０ＨＶ以上であることが好ましい。表面から板厚方向に板厚の１／４の位置のビッカース硬さは８５０ＨＶ以下であってもよい。
　表面から板厚方向に板厚の１／４の位置のビッカース硬さは上述の方法により測定する。
　－４０℃でのシャルピー衝撃値（Ｋ－４０）：２０Ｊ／ｃｍ２以上
　本実施形態に係る鋼部材は、以下の条件でシャルピー衝撃試験を行って得られる、－４０℃でのシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上であることが好ましい。－４０℃でのシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上であれば、本実施形態では靭性に優れると判断することができる。
　－４０℃でのシャルピー衝撃値は－４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーを試験片の断面積で除した値である。－４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２０１８、ＪＩＳ　Ｂ　７７２２：２０１８に準じた試験により求める。端面から１０ｍｍ以上離れた鋼部材の平坦部分（例えばハット形部材であれば、天板部分やそれ以外の平面部）から試験片を採取する。試験片は、鋼部材の塗膜を剥離し、素材厚みのまま、幅１０ｍｍ、長さ５５ｍｍのサイズの試験片（後述のノッチ形状も含め、厚み以外はＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２０１８に準じた形状の試験片）を採取する。鋼部材が被覆を有する場合であっても、被覆を除外することなく試験片を採取する。採取した試験片に深さ２ｍｍのＶノッチ（ノッチ角度：４５°、ノッチ底半径：０．２５ｍｍ、ノッチ下幅：８ｍｍ、ノッチ位置（中心）：試験片の長さ方向の端部から２７．５ｍｍの位置）を設ける。試験片を３枚重ねてビスで固定し、シャルピー衝撃試験を行う。ただし、板厚が２．０ｍｍ未満の場合は３枚重ねで試験を行うが、板厚が２．０ｍｍ以上の場合は試験片を重ねずに、１枚で試験を行う。
　なお、シャルピー衝撃値はノッチの深さ方向と鋼板の圧延方向との関係によって値が異なるが、部材から試験片を採取する際にはいずれの方向から採取したものを用いてもよい。
　ＶＤＡ曲げ角（α）：４０°以上
　本実施形態に係る鋼部材は、以下のＶＤＡ規格に準拠した曲げ試験を行うことで得られる、ＶＤＡ曲げ角が４０°以上（板厚２．０ｍｍ厚換算値）であることがより好ましい。鋼部材を構成する鋼板のＶＤＡ曲げ角が４０°以上であれば、本実施形態では鋼部材は曲げ性に優れると判断することができ、自動車部材の衝突安全性をより高めることができる。
　曲げ試験は以下の方法により行う。
　鋼部材の端面から１０ｍｍ以上離れた任意の位置から試験片を採取し、ドイツ自動車工業会規格ＶＤＡ　２３８－１００：２０１７－０４に準拠して、下記条件により曲げ試験を行う。曲げ荷重が最高点から６０Ｎ低下した時点の曲げ角（ＶＤＡ曲げ角）を求める。曲げ荷重が最高点に達する前に割れが生じる場合は、割れが生じた時点の曲げ角を求め、ＶＤＡ曲げ角とする。
　なお、ＶＤＡ曲げ角は曲げ稜線方向と鋼板の圧延方向との関係によって値が異なるが、部材から試験片を採取する際にはいずれの方向から採取したものを用いてもよい。
　なお、板厚が２．０ｍｍでない場合には、その板厚にて曲げ試験を行って得られたＶＤＡ曲げ角を、下記式を用いて板厚２．０ｍｍ厚換算値に補正する。
　ＶＤＡ曲げ角＝αｔ－２３．０５×（１－ｔ／２．０）
　上記式において、αｔは曲げ試験により得られたＶＤＡ曲げ角を示し、ｔは板厚（ｍｍ）を示す。
　曲げ試験における条件は以下の通りとする。
　試験片寸法：６０ｍｍ×３０ｍｍ
　曲げ稜線：３０ｍｍの辺に平行な方向
　試験方法：ロール支持、ポンチ押し込み
　ロール径：φ３０ｍｍ
　ポンチ形状：先端Ｒ＝０．４ｍｍ
　ロール間距離：（２．０×板厚＋０．５０）～（２．０×板厚＋０．５５）ｍｍ
　押し込み速度：２０ｍｍ／ｍｉｎ
　試験機：ＳＨＩＭＡＤＺＵ　ＡＵＴＯＧＲＡＰＨ　２０ｋＮ
　次に、上述した鋼部材を製造することができる、本実施形態に係る鋼板について説明する。
　本実施形態に係る鋼板は、上述した鋼部材と同様の化学組成を有するため、限定理由及び測定方法については説明を省略する。
　本実施形態に係る鋼板は、表面から板厚方向に板厚の１／４の位置を中心とする、前記表面から前記板厚の１／８の位置～前記板厚の３／８の位置の範囲を１／４深さ位置としたとき、前記１／４深さ位置において、円相当径で１μｍ以上であり、且つ、最短距離が１５μｍ以下である２以上のＴｉ，Ｎｂ系析出物からなる群の数密度が１０．０個／ｍｍ２以下である。
　なお、深さ位置の基準となる表面は、鋼板の表面であるが、鋼板が表面に被覆を備える場合には、被覆と母鋼板との界面のことをいう。
　鋼板において表面は、後述するＧＤ－ＯＥＳ分析により判別する。
　１／４深さ位置において、円相当径で１μｍ以上であり、且つ、最短距離が１５μｍ以下である２以上のＴｉ，Ｎｂ系析出物からなる群の数密度が１０．０個／ｍｍ２以下
　Ｔｉ，Ｎｂ系析出物は、鋼より硬度が高い組織である。円相当径（円相当直径）で１μｍ以上のＴｉ，Ｎｂ系析出物が鋼中に存在すると、変形時に鋼とＴｉ，Ｎｂ系析出物との界面の剥離又はＴｉ，Ｎｂ系析出物自身の割れによりき裂を生成する。また、これらＴｉ，Ｎｂ系析出物の間隔が１５μｍ以下であると、き裂同士の連結を促しき裂の伝播を促進する。鋼板に対してホットスタンプを行って鋼部材とした場合でも、Ｔｉ，Ｎｂ系析出物の存在位置は引き継がれるため、鋼板におけるＴｉ，Ｎｂ系析出物の存在位置を制御することが重要である。円相当径で１μｍ以上であり、且つ、最短距離が１５μｍ以下である２以上のＴｉ，Ｎｂ系析出物からなる群（析出物群）の数密度が１０．０個／ｍｍ２超であると、鋼部材の変形時にき裂の発生及び進展を促進することで靭性を劣化させる。そのため、上記析出物群の数密度は１０．０個／ｍｍ２以下とする。上記析出物群の数密度は、好ましくは、５．０個／ｍｍ２以下である。上記析出物群の数密度は低いほど好ましいため、０．０個／ｍｍ２であってもよい。
　Ｔｉ，Ｎｂ系析出物からなる群の数密度の測定方法は鋼部材のときと同様のため、説明を省略する。
　なお、鋼板の圧延方向が事前に明らかではない場合、鋼板の圧延方向を以下の方法により判別してもよい。
　鋼板の端面から５０ｍｍ以上離れた任意の位置から、板厚断面が観察できるように試験片を採取する。採取した試験片の板厚断面を鏡面研磨で仕上げた後、ＦＥ－ＳＥＭを用いて、倍率１００倍、２００倍、５００倍、１０００倍のそれぞれの倍率でＢＳＥ像（又はＣＯＭＰＯ像）を観察する。介在物の寸法に応じて、介在物寸法が測定可能な適切な倍率の観察結果を選択する。観察範囲は、幅５００μｍ以上、且つ板厚全厚の範囲とし、輝度が低い領域を介在物と判定する。観察の際は複数の視野で観察してもよい。次に、上記方法により初めに観察した板厚断面を基準として、板厚方向を軸に０°～１８０°の範囲において５°刻みで回転させた板厚断面が観察できるように試験片を採取し、上記と同様の方法により断面観察する。各断面における複数の介在物の長径の長さの平均値を断面毎に算出する。得られた介在物の長径の長さの平均値が最大となる断面を特定する。その断面における介在物の長径方向と平行な方向を圧延方向と判別する。鋼部材においても、鋼部材を構成する鋼板の圧延方向を、同様にして判別することができる。
　脱炭指標であるＤＣ：０．１０以上
　本実施形態に係る鋼板は、脱炭指標（表層部の脱炭状態を表す指標）であるＤＣが０．１０以上であることが好ましい。鋼板の脱炭指標であるＤＣを０．１０以上とすることで、ホットスタンプ後の鋼部材において、表層部（５０μｍ深さ位置）のビッカース硬さを低減することができる。その結果、鋼部材において、曲げ性を高めることができる。脱炭指標であるＤＣは、より好ましくは、０．１５以上又は０．２０以上である。脱炭指標であるＤＣは、０．４０以下であってもよい。
　鋼板の脱炭指標は以下の方法により得る。
　グロー放電発光分析装置（Ｇｌｏｗ　Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ　Ｏｐｔｉｃａｌ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ、ＧＤ－ＯＥＳ：堀場製作所製マーカス型高周波グロー放電発光分析装置、ＧＤ－ＰＲＯＦＩＬＥＲ－ＨＲ）を用いて、鋼板の表面から板厚方向に向かって元素濃度分布を測定する。ここで、測定範囲は、測定開始面から深さ１２０μｍ以上の位置までとする。測定条件は、分析径を４ｍｍφ、スパッタ速度を４μｍ／ｍｉｎ、アルゴン圧力を６００Ｐａ、ＲＦ出力を３５Ｗとし、測定間隔を０．０２μｍ以下とする。分析する元素はＣ及びＦｅとする。また、事前に含有成分が判別している場合にはそれらを分析元素として指定する。
　本実施形態においては、ＧＤ－ＯＥＳ分析においてＦｅ濃度が９０質量％以上となる領域を鋼板と判定し、測定開始からＦｅ濃度が最初に９０質量％以上となる測定点の深さ位置を鋼板の表面とする。
　鋼板が表面に被覆を有する場合には、鋼板の表面（鋼板と被覆との界面）から１２０μｍ深さまでの測定が可能となるように、機械研磨もしくは化学研磨により被覆の一部又は全てを除去してからＧＤ－ＯＥＳ分析に供してもよい。ＧＤ－ＯＥＳ分析においてＦｅ濃度が初めて９０質量％となる位置を、鋼板と被覆との界面とみなす。
　鋼板の表面から１００μｍ深さの位置～表面から１２０μｍ深さの位置の領域における、Ｃ濃度の測定値の平均値を算出し、得られた平均値を鋼板のＣ濃度とみなす。
　鋼板の表面から１２０μｍ深さまでＧＤ－ＯＥＳ分析を行うことで、図２に示すような曲線グラフを得る。単位深さ（測定間隔）毎に、鋼板のＣ濃度と、その測定位置におけるＣ濃度の測定値との差分を求めることで、Ｃ減少量を得る。測定点のＣ濃度が鋼板のＣ濃度よりも高い場合はＣ減少量を０とする。単位深さとＣ減少量との積の積分値を求めることで、Ｃの欠乏領域の面積を得る（図２の領域Ａの面積）。鋼板のＣ濃度と深さ１２０μｍとの積を基準面積（図２の領域Ｂの面積）とする。Ｃの欠乏領域の面積を基準面積で除する（領域Ａの面積／領域Ｂの面積）ことで得られた値に、０．６を掛けることで脱炭指標であるＤＣを得る。
　本実施形態に係る鋼板は、１／４深さ位置の金属組織において、体積％で、パーライトが４０％以上と、残部組織として、合計で０～６０％であるフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、マルテンサイト、セメンタイト及び残留オーステナイトの１種以上とからなっていてもよい。
　鋼板の金属組織の組織分率は、鋼部材のときと同様の方法により測定する。
　本実施形態に係る鋼板において、引張強さの代替指標である、表面から板厚方向に板厚の１／４の位置におけるビッカース硬さは、３８０ＨＶ以下であることが好ましい。表面から板厚方向に板厚の１／４の位置のビッカース硬さが３８０ＨＶ以下であれば、引張強さが１３００ＭＰａ以下であると判断することができ、熱処理前の鋼板のせん断加工が容易になる。
　鋼板のビッカース硬さは、鋼部材のときと同様の方法により測定する。
　本実施形態に係る鋼板は、表面の一部又は全部に、上述した被覆を有していてもよい。その種類や測定方法などについては鋼部材のときと同様のため、説明を省略する。
　本実施形態に係る鋼板の板厚は特に限定されないが、０．４～５．０ｍｍとしてもよい。衝突時の吸収エネルギーを高める点から、板厚は、好ましくは、０．８～５．０ｍｍ又は１．０～５．０ｍｍとしてもよい。
　次に、本実施形態に係る鋼板の好ましい製造方法について説明する。なお、本実施形態におけるスラブの温度及び鋼板の温度は、スラブの表面温度及び鋼板の表面温度のことをいう。
　本実施形態に係る鋼板の好ましい製造方法では、
　連続鋳造により、上述した化学組成を有するスラブを得て、４５０℃以下の温度域に冷却されるまでにスラブを加熱炉に挿入し、
　６５０～９５０℃の温度域での滞留時間ｔｓ（分）が１８０分以下となるようにスラブを加熱し、
　１１００℃以上の温度域にて保持時間ｔｈ（分）が下記式（Ａ）を満たすように保持し、
　１０００℃以上の温度域にて、総圧下率が５％以上となるように幅圧下を行う。
　　ｔｈ≧１．８×ｔｓ　…（Ａ）
　以下、各工程について説明する。
　上述した化学組成を有するスラブを連続鋳造により得る。次いで、４５０℃以下の温度域に冷却されるまでに、スラブを加熱炉に挿入し、加熱を開始する。Ｔｉ，Ｎｂ系析出物は、連続鋳造後、室温まで冷却される過程で析出し、その後粗大化し、安定化する。スラブが４５０℃以下の温度域まで冷却されることなく加熱を開始することで、Ｔｉ，Ｎｂ系析出物の析出を抑制することができる。
　加熱炉に挿入したスラブを、６５０～９５０℃の温度域での滞留時間ｔｓが１８０分以下となるように加熱する。６５０～９５０℃の温度域では、Ｔｉ，Ｎｂ系析出物が粗大化し、且つ安定化する。粗大化し、安定化したＴｉ，Ｎｂ系析出物は、後続の溶体化のための加熱によっても十分に溶解せず、最終的な組織にも残存する。そのため、この温度域における滞留時間ｔｓを短くする、具体的には１８０分以下とすることで、粗大なＴｉ，Ｎｂ系析出物が残存し、Ｔｉ，Ｎｂ系析出物からなる析出物群が多くなることを抑制することができる。
　次に、１１００℃以上の温度域にて保持時間ｔｈが上記式（Ａ）を満たすように保持する。保持時間ｔｈが上記式（Ａ）の右辺以上となるように加熱することで、Ｔｉ，Ｎｂ系析出物を十分に溶解させることができる。
　保持した後は、１０００℃以上の温度域にて総圧下率が５％以上となるように幅圧下を行う。２．２ＧＰａ以上の引張強さを有する鋼材では、円相当径で１μｍ以上のＴｉ，Ｎｂ系析出物の数を低減するだけでは優れた靭性を得ることはできないため、一定距離内にある２個以上Ｔｉ，Ｎｂ系析出物からなる析出物群の数を低減する必要がある。本発明者らは、このような析出物群を低減するためには、上述したスラブ加熱、保持における析出及び粗大化抑制に加えて、スラブを高温域で幅圧下することが有効であることを知見した。具体的には、溶体化のための加熱、保持を行った後、残存する粗大なＴｉ，Ｎｂ系析出物を含有するスラブに対し、１０００℃以上の温度域で総圧下率が５％以上となるように幅圧下を施すことで、Ｔｉ，Ｎｂ系析出物の析出物群の数を更に低減することができる。幅圧下は１０００℃以上の温度域であれば複数回に分けて行っても良い。
　なお、幅圧下における総圧下率の上限は特に設けない。ただし、５０％以上の幅圧下を施すと後の粗圧延や仕上げ圧延において形状不良を生じるリスクが高まる。そのため、幅圧下における総圧下率は、好ましくは５０％以下であり、より好ましくは４５％以下である。
　ここでいう総圧下率とは、圧下前のスラブの幅方向長さをｗ０とし、最終圧下後のスラブの幅方向長さをｗ１としたとき、（１－ｗ１／ｗ０）×１００（％）で表すことができる。
　幅圧下を行った後は、粗圧延、仕上げ圧延、巻取りを行う。さらに熱延鋼板に対し、必要に応じて冷間圧延を施しても良く、焼鈍を施しても良い。また、冷間圧延後又は焼鈍後には、必要に応じて被覆を形成してもよい。これらの工程の条件は特に限定されないが、鋼板の金属組織を微細化するために、冷間圧延の総圧下率を３０％以上、焼鈍の加熱温度を（Ａｃ３点－１５０）℃以上、（Ａｃ３点＋１５０）℃以下とすることが好ましい。
　また、鋼部材の曲げ性を向上させるためには、焼鈍時に鋼板の表層部を脱炭させること（脱炭焼鈍ともいう）が好ましい。脱炭焼鈍は、熱間圧延工程後に実施してもよく、冷間圧延工程後に実施してもよい。また、脱炭焼鈍後に被覆を形成してもよい。脱炭条件は、窒素、水素又は酸素を含有する、露点が１℃以上の湿潤雰囲気とし、（Ａｃ３点－１５０）℃以上、（Ａｃ３点＋１５０）℃以下の温度域における滞留時間を５～１２００秒とすることが好ましい。
　ここで、滞留時間とは鋼板温度が上昇してＡｃ３点－１５０℃に昇温してから、一定時間保持の後、Ａｃ３点－１５０℃まで冷却するまでの時間の合計時間である。Ａｃ３点は後述する式により求めることができる。
　被覆の方法については、特に限定するものではなく、溶融めっき法、電気めっき法、真空蒸着法、クラッド法、溶射法等が可能である。工業的に最も普及しているのは溶融めっき法である。被覆については、Ａｌを含むＡｌ系被覆やＺｎを含むＺｎ系被覆等が挙げられる。
　Ａｌ系被覆を溶融めっきで形成する場合、めっき浴にはＡｌの他に不純物としてＦｅが混入している場合が多い。また、ＦｅとＡｌとを合計で７０質量％以上含有する限り、さらに上述した元素以外にめっき浴にＳｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｖ、Ｓｎ、Ｗ、Ｓｂ、Ｚｎ、Ｃｏ、Ｉｎ、Ｂｉ、Ｚｒ、Ｓｅ、Ａｓ、ＲＥＭの１種以上を含有させてもよい。
　Ｚｎ系被覆を溶融めっきで形成する場合、めっき浴にはＺｎの他に不純物としてＦｅが混入している場合が多い。また、ＦｅとＺｎとを合計で７０質量％以上含有する限り、Ｚｎ及びＦｅの他、めっき浴に更にＳｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｖ、Ｓｎ、Ｗ、Ｓｂ、Ａｌ、Ｃｏ、Ｉｎ、Ｂｉ、Ｚｒ、Ｓｅ、Ａｓ、ＲＥＭの１種以上を含有させてもよい。
　溶融めっきを行う場合、焼鈍工程後又は脱炭焼鈍工程後の鋼板を、室温まで冷却した後に再度昇温しめっきを行ってもよく、焼鈍又は脱炭焼鈍後にめっき浴温近傍の温度（例えばＡｌ系被覆であれば６５０～７５０℃、Ｚｎ系被覆であれば４２０～５００℃）に冷却し、一旦室温まで冷却することなく溶融めっきを行ってもよい。
　被覆の前処理や後処理については特に限定するものではなく、プレコート、溶剤塗布、合金化処理、調質圧延等が可能である。合金化処理として、被覆後の鋼板を例えば４５０～８００℃に加熱することが可能である。また、後処理として、鋼板の形状調整のために、０．１～０．５％の圧下を行うスキンパス圧延を行ってもよい。
　本実施形態に係る鋼部材は、上述した方法で得られた本実施形態に係る鋼板に対し、例えば以下に示す工程を含む製造方法を用いることにより安定的に製造することができる。
　本実施形態に係る鋼板に熱処理を行って鋼部材を得る。熱処理は、例えば上述の方法により得られた鋼板を、１．０～１０００℃／秒の平均昇温速度で、Ａｃ３点～（Ａｃ３点＋３００）℃の温度域まで加熱し、３０．０℃／秒以上の平均冷却速度でＭｓ点以下の温度域まで冷却する条件で行うことが好ましい。
　平均昇温速度が１．０℃／秒未満であると熱処理の生産性が低下するので好ましくない。一方、平均昇温速度が１０００℃／秒超であると金属組織が混粒組織となり限界水素量が低下するので好ましくない。
　また、熱処理温度（最高加熱温度）がＡｃ３点（℃）未満であるか、平均冷却速度が３０．０℃／秒未満であるか、冷却停止温度がＭｓ点（℃）超であると、冷却後にマルテンサイト、ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトの体積率が不足し、鋼部材の強度が不足する場合があるので好ましくない。一方、熱処理温度が（Ａｃ３点＋３００）℃超であると、金属組織が粗粒化し限界水素量が低下する場合及び靭性が劣化する場合があるので好ましくない。
　加熱時には、Ａｃ３点～（Ａｃ３点＋３００）℃の温度域で、１～３００秒の保持を行ってもよい。また、Ｍｓ点以下の温度まで冷却した後に、鋼部材の強度を調整するために１００～６００℃の温度域で１０～６０分保持する焼戻し処理を行ってもよい。
　Ａｃ３点、Ｍｓ点は、鋼板（熱処理用鋼板）の化学組成における各元素の含有量（質量％）を用いて、以下の式（１）及び式（２）から計算される。該当元素を含有しない元素については０を代入する。
Ａｃ３（℃）＝８５４－１７９×Ｃ＋４４×Ｓｉ－１４×Ｍｎ－１８×Ｎｉ－２×Ｃｒ　…（１）
Ｍｓ（℃）＝５２１－３５３×Ｃ－２２×Ｓｉ－２４×Ｍｎ－１７×Ｎｉ－８×Ｃｕ－１６×Ｍｏ　…（２）
　ここで、上記一連の熱処理に際して、Ａｃ３点～（Ａｃ３点＋３００）℃の温度域に加熱後、Ｍｓ点まで冷却する間に、ホットスタンプのような熱間成形を施すことが好ましい。熱間成形としては、曲げ加工、絞り成形、張出し成形、穴広げ成形（伸びフランジ成形）等が挙げられる。また、成形と同時又はその直後に鋼板を冷却する手段を備えていれば、プレス成形以外の成形法、例えばロール成形を適用してもよい。上述の熱履歴に従うなら、繰返し熱間成形を施してもよい。また、上記一連の熱処理を複数回繰り返してもよい。
　ホットスタンプによる熱間成形（平板状の金型を用いる場合を含む）を行う場合は、成形開始温度を７００℃以上とし、金型による冷却を行い、離型温度（金型から鋼部材を取り出す際の鋼部材の表面温度）をＭｓ点以下かつ２５０℃未満とすることが好ましい。これにより、鋼部材の寸法精度が向上する。
　また、上記の熱処理は、熱間成形又は熱処理の素材となる鋼板の一部に対して行ってもよい。この場合、強度の異なる領域を持つ鋼部材が得られる。
　上記の一連の熱処理は任意の方法によって実施することができ、例えば、加熱を、高周波加熱や通電加熱、赤外線加熱、炉加熱によって実施してもよい。また、冷却も、水冷、金型冷却などによって実施してもよい。また、加熱炉内の雰囲気は大気の他、燃焼ガスや窒素ガスを用いてもよい。また熱処理における水素発生を抑制するため、加熱炉内の露点を制御してもよい。
　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明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、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明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～表２Ｄに示す化学組成を有する鋼を溶製し連続鋳造した。続いて表３Ａ～表３Ｄに示す条件で、スラブを加熱し、熱間圧延、冷間圧延及び焼鈍を行い（一部の条件では冷間圧延を省略）、板厚１．６～３．５ｍｍの鋼板を得た。
　なお、表中の条件で幅圧下を行った後、粗圧延完了温度が１０４０～１０００℃の温度域となるように粗圧延を行い、仕上げ圧延完了温度がＡｃ３点以上となるように仕上げ圧延を実施し、巻取温度が７５０～５００℃の温度域となるように巻取りを行った。更に、熱延鋼板に対し、一部の実施例では３０％以上の総圧延率で冷間圧延を施した。
　また、一部の実施例については冷間圧延後に、露点が１℃未満の雰囲気で、（Ａｃ３点－１５０）℃以上、（Ａｃ３点＋１５０）℃以下の温度域で１０００秒以下保持する焼鈍を施した。この焼鈍を行った例については、表中に「通常」と記載した。
　また、一部の実施例については表層部に脱炭層を形成させる目的で、冷間圧延後に、窒素、水素又は酸素を含有する露点が１℃以上の湿潤雰囲気にて、（Ａｃ３点－１５０）℃以上、（Ａｃ３点＋１５０）℃以下の温度域における滞留時間が５～１２００秒となる条件で脱炭焼鈍を施した。この焼鈍を行った例については、表中に「脱炭」と記載した。
　さらに、一部の実施例では冷間圧延後、焼鈍後又は脱炭焼鈍後の鋼板に対して、上述した条件でＡｌ系被覆又はＺｎ系被覆を施した。
　なお、表３Ａ～表３Ｄにおける各項目はそれぞれ以下を示す。
　　挿入温度：連続鋳造により得たスラブを加熱炉に挿入した温度。
　　加熱温度：スラブの最高加熱温度
　　滞留時間ｔｓ：６５０～９５０℃の温度域での滞留時間。
　　保持時間ｔｈ：１１００℃以上の温度域における保持時間。
　　幅圧下率：１０００℃以上の温度域での幅圧下における総圧下率。
　　析出物群の数密度：１／４深さ位置における、円相当径で１μｍ以上であり、且つ、最短距離が１５μｍ以下である２以上のＴｉ，Ｎｂ系析出物からなる群の数密度。
　得られた鋼板について上述の方法により、金属組織、Ｔｉ，Ｎｂ系析出物、脱炭指標ＤＣを評価した。得られた結果を表３Ａ～表３Ｄに示す。
　また、本発明例に係る鋼板の金属組織において、パーライトの体積率は４０％以上であり、パーライト以外の組織は、体積率の合計が０～６０％であるフェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、マルテンサイト、セメンタイト及び残留オーステナイトの１種以上であった。更に、本発明例に係る鋼板は、表面から板厚方向に板厚の１／４の位置におけるビッカース硬さは、３８０ＨＶ以下であった。
　得られた鋼板から、幅２４０ｍｍ、長さ２００ｍｍのホットスタンプ用素板を採取し、表４Ａ～表４Ｅに示す条件によりホットスタンプを行うことにより板状の鋼部材を得た。ホットスタンプの成形開始温度は７００℃以上、離型温度（冷却停止温度）はＭｓ点以下かつ２５０℃未満とした。一部の実施例についてはホットスタンプ後に表中に示す条件で焼戻し処理を施した。得られた鋼部材について上述の方法により、金属組織、Ｔｉ，Ｎｂ系析出物、ビッカース硬さ、－４０℃でのシャルピー衝撃値（Ｋ－４０）、ＶＤＡ曲げ角（α）を評価した。ただし、シャルピー衝撃値を測定する際は、ノッチの深さ方向が鋼板の圧延方向と直交するように試験片を採取した。また、ＶＤＡ曲げ角を測定する際は、曲げ稜線方向（３０ｍｍの辺と平行方向）が鋼板の圧延方向と平行になるように試験片を採取した。得られた結果を表４Ａ～表４Ｅに示す。
　なお、表中の下線は、本開示の範囲外であること、製造条件が好ましくないこと又は特性値が好ましくないことを示す。
　なお、表４Ａ～表４Ｅにおいて、硬質組織（マルテンサイト、ベイナイト及び焼戻しマルテンサイト）以外の組織は、フェライト、パーライト、セメンタイト及び残留オーステナイトの１種以上であった。
　表面から板厚方向に板厚の１／４の位置のビッカース硬さが６３０ＨＶ以上であった場合、高い強度を有するとして合格と判定した。一方、表面から板厚方向に板厚の１／４の位置のビッカース硬さが６３０ＨＶ未満であった場合、高い強度を有さないとして不合格と判定した。
　－４０℃でのシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上であった場合、優れた靭性を有するとして合格と判定し、表中に「Ｇｏｏｄ」と記載した。一方、－４０℃でのシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２未満であった場合、優れた靭性を有さないとして不合格と判定し、表中に「Ｂａｄ」と記載した。
　ＶＤＡ曲げ角が板厚２．０ｍｍ厚換算値で４０°以上であった場合、特に優れた曲げ性を有すると判断した。
　以上から分かるように、本開示に係る鋼部材は、高い強度及び優れた靭性を有することが分かる。また、本開示に係る鋼板から、上記特性を有する鋼部材を製造できることが分かる。
　本開示に係る上記態様によれば、高い強度及び優れた靭性を有する鋼部材、並びに、この鋼部材を製造することができる鋼板を提供することができる。

Claims (12)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ　：０．４０％超、１．００％以下、
    Ｓｉ：２．００％以下、
    Ｍｎ：０．０１～１．００％、
    Ｐ　：０．１００％以下、
    Ｓ　：０．０１００％以下、
    Ａｌ：０．００１～１．０００％、
    Ｎ　：０．０２００％以下、
    Ｏ　：０．０１００％以下、
    Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
    Ｔｉ：０．００１～０．２００％、
    Ｃｒ：０～１．００％、
    Ｂ　：０～０．０１００％、
    Ｍｏ：０～１．００％、
    Ｗ　：０～２．００％、
    Ｃｏ：０～１．００％、
    Ｎｉ：０～１．００％、
    Ｃｕ：０～１．００％、
    Ｖ　：０～１．００％、
    Ｃａ：０～０．２０００％、
    Ｍｇ：０～０．２０００％、
    ＲＥＭ：０～０．３０００％、
    Ｓｂ：０～１．００％、
    Ｓｎ：０～１．００％、
    Ｚｒ：０～１．００％、
    Ａｓ：０～１．００％、
    Ｓｅ：０～１．００００％、
    Ｂｉ：０～１．００００％、
    Ｔａ：０～１．００００％、
    Ｒｅ：０～１．００００％、
    Ｏｓ：０～１．００００％、
    Ｉｒ：０～１．００００％、
    Ｔｃ：０～１．００００％、並びに
    残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
    　表面から板厚方向に板厚の１／４の位置を中心とする、前記表面から前記板厚の１／８の位置～前記板厚の３／８の位置の範囲を１／４深さ位置としたとき、
    　前記１／４深さ位置の金属組織が、体積％で、
    　マルテンサイト、ベイナイト及び焼戻しマルテンサイト：合計で９０％以上であり、
    　前記１／４深さ位置において、円相当径で１μｍ以上であり、且つ、最短距離が１５μｍ以下である２以上のＴｉ，Ｎｂ系析出物からなる群の数密度が１０．０個／ｍｍ２以下であることを特徴とする鋼部材。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    Ｃｒ：０．０１～１．００％、
    Ｂ　：０．０００１～０．０１００％、
    Ｍｏ：０．０１～１．００％、
    Ｗ　：０．０１～２．００％、
    Ｃｏ：０．０１～１．００％、
    Ｎｉ：０．０１～１．００％、
    Ｃｕ：０．０１～１．００％、
    Ｖ　：０．０１～１．００％、
    Ｃａ：０．０００１～０．２０００％、
    Ｍｇ：０．０００１～０．２０００％、
    ＲＥＭ：０．０００１～０．３０００％、
    Ｓｂ：０．０１～１．００％、
    Ｓｎ：０．０１～１．００％、
    Ｚｒ：０．０１～１．００％、
    Ａｓ：０．０１～１．００％、
    Ｓｅ：０．０００１～１．００００％、
    Ｂｉ：０．０００１～１．００００％、
    Ｔａ：０．０００１～１．００００％、
    Ｒｅ：０．０００１～１．００００％、
    Ｏｓ：０．０００１～１．００００％、
    Ｉｒ：０．０００１～１．００００％、及び
    Ｔｃ：０．０００１～１．００００％からなる群のうち１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の鋼部材。
  3. 　前記表面から前記板厚方向に５０μｍ深さの位置を５０μｍ深さ位置としたとき、
    　前記５０μｍ深さ位置のビッカース硬さが、前記表面から前記板厚方向に前記板厚の１／４の位置のビッカース硬さよりも５０ＨＶ以上小さいことを特徴とする請求項１に記載の鋼部材。
  4. 　前記表面から前記板厚方向に５０μｍ深さの位置を５０μｍ深さ位置としたとき、
    　前記５０μｍ深さ位置のビッカース硬さが、前記表面から前記板厚方向に前記板厚の１／４の位置のビッカース硬さよりも５０ＨＶ以上小さいことを特徴とする請求項２に記載の鋼部材。
  5. 　前記表面に被覆を有することを特徴とする請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼部材。
  6. 　前記被覆が、Ａｌ系被覆又はＺｎ系被覆であることを特徴とする請求項５に記載の鋼部材。
  7. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ　：０．４０％超、１．００％以下、
    Ｓｉ：２．００％以下、
    Ｍｎ：０．０１～１．００％、
    Ｐ　：０．１００％以下、
    Ｓ　：０．０１００％以下、
    Ａｌ：０．００１～１．０００％、
    Ｎ　：０．０２００％以下、
    Ｏ　：０．０１００％以下、
    Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
    Ｔｉ：０．００１～０．２００％、
    Ｃｒ：０～１．００％、
    Ｂ　：０～０．０１００％、
    Ｍｏ：０～１．００％、
    Ｗ　：０～２．００％、
    Ｃｏ：０～１．００％、
    Ｎｉ：０～１．００％、
    Ｃｕ：０～１．００％、
    Ｖ　：０～１．００％、
    Ｃａ：０～０．２０００％、
    Ｍｇ：０～０．２０００％、
    ＲＥＭ：０～０．３０００％、
    Ｓｂ：０～１．００％、
    Ｓｎ：０～１．００％、
    Ｚｒ：０～１．００％、
    Ａｓ：０～１．００％、
    Ｓｅ：０～１．００００％、
    Ｂｉ：０～１．００００％、
    Ｔａ：０～１．００００％、
    Ｒｅ：０～１．００００％、
    Ｏｓ：０～１．００００％、
    Ｉｒ：０～１．００００％、
    Ｔｃ：０～１．００００％、並びに
    残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
    　表面から板厚方向に板厚の１／４の位置を中心とする、前記表面から前記板厚の１／８の位置～前記板厚の３／８の位置の範囲を１／４深さ位置としたとき、
    　前記１／４深さ位置において、円相当径で１μｍ以上であり、且つ、最短距離が１５μｍ以下である２以上のＴｉ，Ｎｂ系析出物からなる群の数密度が１０．０個／ｍｍ２以下であることを特徴とする鋼板。
  8. 　前記化学組成が、質量％で、
    Ｃｒ：０．０１～１．００％、
    Ｂ　：０．０００１～０．０１００％、
    Ｍｏ：０．０１～１．００％、
    Ｗ　：０．０１～２．００％、
    Ｃｏ：０．０１～１．００％、
    Ｎｉ：０．０１～１．００％、
    Ｃｕ：０．０１～１．００％、
    Ｖ　：０．０１～１．００％、
    Ｃａ：０．０００１～０．２０００％、
    Ｍｇ：０．０００１～０．２０００％、
    ＲＥＭ：０．０００１～０．３０００％、
    Ｓｂ：０．０１～１．００％、
    Ｓｎ：０．０１～１．００％、
    Ｚｒ：０．０１～１．００％、
    Ａｓ：０．０１～１．００％、
    Ｓｅ：０．０００１～１．００００％、
    Ｂｉ：０．０００１～１．００００％、
    Ｔａ：０．０００１～１．００００％、
    Ｒｅ：０．０００１～１．００００％、
    Ｏｓ：０．０００１～１．００００％、
    Ｉｒ：０．０００１～１．００００％、及び
    Ｔｃ：０．０００１～１．００００％からなる群のうち１種以上を含有することを特徴とする請求項７に記載の鋼板。
  9. 　脱炭指標であるＤＣが０．１０以上であることを特徴とする請求項７に記載の鋼板。
  10. 　脱炭指標であるＤＣが０．１０以上であることを特徴とする請求項８に記載の鋼板。
  11. 　前記表面に被覆を有することを特徴とする請求項７～１０のいずれか一項に記載の鋼板。
  12. 　前記被覆が、Ａｌ系被覆又はＺｎ系被覆であることを特徴とする請求項１１に記載の鋼板。
PCT/JP2025/022140 2024-06-21 2025-06-19 鋼部材及び鋼板 Pending WO2025263572A1 (ja)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2024100252 2024-06-21
JP2024-100252 2024-06-21

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2025263572A1 true WO2025263572A1 (ja) 2025-12-26

Family

ID=98213225

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2025/022140 Pending WO2025263572A1 (ja) 2024-06-21 2025-06-19 鋼部材及び鋼板

Country Status (1)

Country Link
WO (1) WO2025263572A1 (ja)

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP3216886B1 (en) Hot-dip galvanized steel sheet
EP3216892B1 (en) Hot-dip galvanized steel sheet
JP7747986B2 (ja) 鋼板および鋼板の製造方法
EP3216887A1 (en) Hot-dip galvanized steel sheet
WO2020090303A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP7741441B2 (ja) 鋼板、および鋼板の製造方法
JP7787431B2 (ja) ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体
JP7216933B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
WO2023190867A1 (ja) 鋼部材及び鋼板
KR20250028466A (ko) 강판
JP7684586B2 (ja) ホットスタンプ成形体
EP3498876A1 (en) High-strength steel sheet, and production method therefor
WO2023095920A1 (ja) 鋼部材及び鋼板
EP4464801A1 (en) Steel sheet, member, methods for manufacturing same, method for manufacturing hot-rolled steel sheet for cold-rolled steel sheet, and method for manufacturing cold-rolled steel sheet
CN118574944A (zh) 热轧高强度钢带材
JP7541652B1 (ja) 亜鉛めっき鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
JP7549277B2 (ja) ホットスタンプ用鋼板およびホットスタンプ成形体
EP4386093A1 (en) Joined part and joined steel sheet
WO2023199776A1 (ja) ホットスタンプ成形体
WO2025263572A1 (ja) 鋼部材及び鋼板
WO2025263571A1 (ja) 鋼部材及び鋼板
WO2025263579A1 (ja) 鋼部材及び鋼板
WO2025263575A1 (ja) 鋼部材及び鋼板
JP7708344B1 (ja) 亜鉛めっき鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
JP7541653B1 (ja) 鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法