的要件。 陽0%](從鍛層與鋼板的界面起至基體深度方向15ym的鋼板表層部存在的馬氏體的平 均晶粒直徑為SymW下）
[0027] 若在鋼板表層部存在粗大的馬氏體，則在彎曲變形時，在粗大的馬氏體的周邊發(fā) 生微小的龜裂，其結(jié)果是使彎曲性劣化。因此，優(yōu)選減少馬氏體的平均晶粒直徑。該馬氏體 的平均晶粒直徑為3ymW下，能夠提高彎曲性。
[0028] (化學成分組成）
[0029] 接下來，對于本發(fā)明的鋼板的化學成分組成進行說明。本發(fā)明的鋼板，即使先前說 明的關于金屬組織等的要件適當，如果化學成分（元素）的含量未處于適當范圍內(nèi)，則仍不 能起到所述的作用效果。因此，本發(fā)明的鋼板中，各個化學成分的含量處于W下說明的范圍 內(nèi)也同為要件。還有，下述的化學成分的含量（％)全部表示質(zhì)量％。
[0030] C:0.05 ~0.30%
[0031] C是對鋼板的強度產(chǎn)生重大影響的重要的元素。其含量低于0.05%時，不能確保 抗拉強度在IlSOMPaW上。另外，C的含量越多，澤火性越提高，鍛浴浸潰時的未相變奧氏 體分率越增加，因此能夠在鋼板表層部使大量的化固溶。其結(jié)果是，鋼板的成形性提高，能 夠提高彎曲性。優(yōu)選的C的含量為0.1%W上。另一方面，若C的含量高于0.30%，則不能 確保焊接性，因此C的含量W0. 30%為上限。
[0032] Si:0.05 ~3.0%
[0033] Si具有抑制在鋼板制造過程中生成的碳化物粒子的粗大化的作用，有助于彎曲性 的提高，并且作為固溶強化元素，也是有助于鋼板的屈服強度的上升的有用的元素。另外， 若高于3. 0%，則鋼板的焊接性顯著降低，因此Si的含量為0. 05~3. 0%。優(yōu)選為2. 5%W 下。
[0034] Mn:0.I~5. 0%
[0035]Mn與Si同樣，具有抑制回火時的滲碳體的粗大化的作用，有助于彎曲性的提高， 并且作為固溶強化元素，也是有助于鋼板的屈服強度的上升的有用的元素。另外，通過提高 澤火性，與C同樣能夠使表面形成軟質(zhì)的層，能夠提高彎曲性。Mn的含量低于0. 1 %時，運 些作用無法得到充分地發(fā)揮。另一方面，若Mn的含量高于5.0%，則引起鑄造性的劣化。因 此，Mn含量為0. 1~5. 0%。優(yōu)選為0. 5~3. 5%，更優(yōu)選為1. 2~2. 2%。
[0036]W上是本發(fā)明中規(guī)定的必須的含有元素，余量是鐵和不可避免的雜質(zhì)。作為不可 避免的雜質(zhì)，能夠例示P、S、N、Al等。另外，在不損害本發(fā)明的作用的范圍內(nèi)，能夠添加W 下的允許成分。
[0037] Mo:0. 05 ~1. 0%、Cr:0. 05 ~1. 0%、Cu:0. 05 ~1. 0%、Ni:0. 05 ~1. 0%、B: 0. 0002~0. 0050 %中的一種或兩種W上
[0038] 運些元素提高澤火性，提高鍛浴浸潰時的未相變奧氏體分率，從而能夠使鋼板表 層部固溶大量的化，提高鋼材的成形性。各元素為低于上述的各下限值的含量時，均不能有 效地發(fā)揮它們的作用，另一方面，若高于各上限值，則其作用飽和。
[0039] Nb :0.0 l~0. 3%、Ti :0.0 l~0. 3%、V :0.0 l~0. 3%中的一種或兩種W上
[0040] 運些元素不會使成形性劣化，而對于改善強度是有用的元素。各元素在低于 0.Ol%的添加時，均無法有效地發(fā)揮上述運樣的作用，另一方面，若添加量過多，則由于粗 大的碳化物生成而使成形性劣化。
[0041] 0曰：0.0005~0.01%、]\%:0.0005~0.01%、尺6]\1:0.0005~0.01%中的一種或兩 種W上
[0042] 運些元素使夾雜物微細化，減少斷裂的起點，從而對提高成形性是有用的元素。各 元素在低于0. 0005%的添加時，均無法有效地發(fā)揮上述的運樣的作用，另一方面，各元素在 高于0.Ol%的添加時，反之均會使夾雜物粗大化，成形性降低。
[00創(chuàng)（制造條件）
[0044] 為了制造滿足上述要件的本發(fā)明的鋼板，優(yōu)選滿足W下的制造要件而制造鋼板。
[0045] 制造本發(fā)明的鋼板時的特征在于，板巧的熱社、冷社后的熱處理。因此，關于熱社、 直至冷社的制造方法，能夠采用歷來公知的制造方法。W下，對于制造上的特征進行說明。
[0046] 將鋼板加熱至Ac3點巧(TC W上且930°C W下后，保持30s W上且1200s W下
[0047] 提高鍛浴浸潰時的鋼板的未相變奧氏體分率，在用于制造本發(fā)明的在表層部使化 固溶的鋼板上是重要的要件。為了提高未相變奧氏體分率，需要在退火時使奧氏體生成。另 夕F，為了使鍛浴浸潰時的組織為未相變奧氏體，有效的是使奧氏體粒徑粗大化，抑制冷卻時 的相變。此外，為了提高鋼板的強度，需要使最終組織為馬氏體和貝氏體，需要通過退火成 為奧氏體單相。因此退火加熱溫度為Ac3點巧(TC W上。
[0048] 還有，Ac3點能夠根據(jù)鋼板的化學成分，使用kスy-著，"鐵鋼材料科學"，幸田成 靖訳，丸善株式會社，1985年，P. 273所述的下式（1)求得。
[0049] Ac3(°C) = 910-203 V [C]-15. 2 [Ni]+44. 7 [Si]+104 [V]+31. 5 [Mo]-(30 [Mn]+11 [C r]巧0 [Cu] -700 [門-400 [Al] -400 [Ti])…（I)
[0050] 在此，上式（1)中的[元素符號]表示各元素的含量（質(zhì)量％ )。
[0051] 另外，退火加熱溫度高于930°C時，奧氏體粒徑過度粗大化，彎曲性劣化。因此退火 加熱溫度的范圍在Ac3點巧(TCW上且930°CW下。還有，在Ac3點巧(TCW上且930°CW下 保持的時間低于30s時，奧氏體相變未充分地進行，因此無法充分取得未相變奧氏體分率， 另外，因為鐵素體殘存在最終組織中，所W抗拉強度不足。高于1200s時，熱處理成本增大， 生產(chǎn)率顯著惡化。因此，保持時間為30sW上且1200sW下。
[0052] 450°CW上至550°CW下W15°C/sW上的平均冷卻速度急冷
[0053]在冷卻的工序中，重要的是使退火時生成的奧氏體，不會在冷卻中相變?yōu)殍F素體、 貝氏體和馬氏體，而是成為未相變奧氏體。如果使冷卻停止溫度為450°CW上，則能夠抑制 馬氏體相變。另外，冷卻停止溫度高于550°C時，鍛覆處理后的表面性狀惡化。另一方面，冷 卻速度低于15°C/s時，因為在冷卻中鐵素體相變或貝氏體相變進行，所W不但招致抗拉強 度的降低，而且未相變奧氏體顯著減少。另外，鐵素體生成時，彎曲變形時在馬氏體/鐵素 體界面發(fā)生斷裂，彎曲性劣化。優(yōu)選的冷卻速度為30°C/sW上。
[0054] 在急冷結(jié)束之后30s W內(nèi)浸潰到烙融鍛鋒浴
[0055]冷卻停止后，若長時間保持，則因為貝氏體相變或馬氏體相變進行，所W鍛浴浸潰 時的未相變奧氏體減少。因此需要在急冷結(jié)束之后30sW浸潰到內(nèi)烙融鍛鋒浴中。優(yōu)選在 15sW內(nèi)，更優(yōu)選在IOsW內(nèi)。
[0056] 在530°CW上且570°CW下進行IOsW上、60sW下的合金化處理
[0057]在制造本發(fā)明的鋼板時，不一定需要合金化處理，但W上述的條件進行合金化處 理，能夠進一步提高彎曲性。在本發(fā)明中，在鋼飯表層部使化固溶，由此促進鋼板表層部的 貝氏體相變，提高彎曲性。一般來說，合金化處理在450°CW上、600°CW下W60sW下的時 間進行，但尤其在530°CW上、570°CW下進行IOsW上的保持，能夠在固溶有化的鋼板表層 部使貝氏體相變大幅進行，結(jié)果是能夠達成馬氏體的微細化。合金化處理溫度低于530°C 時，擴散速度不充分，另一方面，若高于570°C，則相變的驅(qū)動力不足，因此在所述溫度范圍 夕F，在化固溶的鋼板表層部，貝氏體相變也未充分進行，馬氏體無法微細化。處理時間低于 IOs時，鋼板表層部的貝氏體相變有使馬氏體充分微細化，若高于60s，則鋼板內(nèi)部，貝氏體