(57)【要約】  鋼板は、特定の化学組成を有し、面積率で、フェライト：５〜９５％、かつベイナイト：５〜９５％、で表される組織を有する。方位差が１５°以上の粒界によって囲まれ、かつ円相当径が０．３μｍ以上である領域を結晶粒と定義した場合に、粒内方位差が５〜１４°である結晶粒の全結晶粒に占める割合が面積率で２０〜１００％である。前記結晶粒内に最大径が８ｎｍ以下の析出物又はクラスタが、１×１０１６〜１×１０１９個／ｃｍ３の個数密度で分散した硬質結晶粒Ａと、前記結晶粒内に最大径が８ｎｍ以下の析出物又はクラスタが、１×１０１５個／ｃｍ３以下の個数密度で分散した軟質結晶粒Ｂとを含み、硬質結晶粒Ａの体積％／（硬質結晶粒Ａの体積％＋軟質結晶粒Ｂの体積％）が０．１〜０．９である。【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．００８〜０．１５０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．７０％、
Ｍｎ：０．６０〜２．５０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．６０％、
Ｔｉ：０〜０．２００％、
Ｎｂ：０〜０．２００％、
Ｔｉ＋Ｎｂ：０．０１５〜０．２００％、
Ｃｒ：０〜１．０％、
Ｂ：０〜０．１０％、
Ｍｏ：０〜１．０％、
Ｃｕ：０〜２．０％、
Ｎｉ：０〜２．０％、
Ｍｇ：０〜０．０５％、
ＲＥＭ：０〜０．０５％、
Ｃａ：０〜０．０５％、
Ｚｒ：０〜０．０５％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ｎ：０．００６０％以下、かつ
残部：Ｆｅ及び不純物、
で表される化学組成を有し、
面積率で、
フェライト：５〜９５％、かつ
ベイナイト：５〜９５％、
で表される組織を有し、
方位差が１５°以上の粒界によって囲まれ、かつ円相当径が０．３μｍ以上である領域を結晶粒と定義した場合に、粒内方位差が５〜１４°である結晶粒の全結晶粒に占める割合が面積率で２０〜１００％であり、
前記結晶粒内に最大径が８ｎｍ以下の析出物又はクラスタが、１×１０１６〜１×１０１９個／ｃｍ３の個数密度で分散した硬質結晶粒Ａと、前記結晶粒内に最大径が８ｎｍ以下の析出物又はクラスタが、１×１０１５個／ｃｍ３以下の個数密度で分散した軟質結晶粒Ｂとを含み、硬質結晶粒Ａの体積％／（硬質結晶粒Ａの体積％＋軟質結晶粒Ｂの体積％）が０．１〜０．９であることを特徴とする鋼板。
【請求項２】
引張強度が４８０ＭＰａ以上であり、
前記引張強度と鞍型伸びフランジ試験における限界成形高さとの積が１９５００ｍｍ・ＭＰａ以上であり、
降伏応力と延性との積が１００００ＭＰａ・％以上であることを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
【請求項３】
前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、及び
Ｂ：０．０００５〜０．１０％、
からなる群から選択される１種以上を含むことを特徴とする請求項１又は２に記載の鋼板。
【請求項４】
前記化学組成が、質量％で、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０１〜２．０％、及び
Ｎｉ：０．０１％〜２．０％、
からなる群から選択される１種以上を含むことを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の鋼板。
【請求項５】
前記化学組成が、質量％で、
Ｃａ：０．０００１〜０．０５％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０５％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０５％、及び
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０５％、
からなる群から選択される１種以上を含むことを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の鋼板。
【請求項６】
請求項１乃至５のいずれか１項に記載の鋼板の表面に、めっき層が形成されていることを特徴とするめっき鋼板。
【請求項７】
前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項６に記載のめっき鋼板。
【請求項８】
前記めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項６に記載のめっき鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋼板及びめっき鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車の燃費向上を目的とした各種部材の軽量化が要求されている。この要求に対し、各種部材に用いる鋼板の高強度化による薄肉化や、Ａｌ合金等の軽金属の各種部材への適用が進められている。Ａｌ合金等の軽金属は、鋼等の重金属と比較して、比強度が高い。しかし、軽金属は、重金属と比較して著しく高価である。そのため、Ａｌ合金等の軽金属の適用は特殊な用途に限られている。従って、各種部材の軽量化をより安価でかつ広い範囲に適用するために、鋼板の高強度化による薄肉化が要求されている。【０００３】
自動車の各種部材に用いる鋼板では、部材の用途に応じて、強度だけでなく、延性、伸びフランジ加工性、バーリング加工性、疲労耐久性、耐衝撃性及び耐食性等の材料特性が要求される。しかし、鋼板を高強度化すると、一般的に成形性（加工性）等の材料特性が劣化する。そのため、高強度鋼板の開発においては、これら材料特性と強度とを両立させることが重要である。【０００４】
具体的には、鋼板を用いて複雑な形状の部品を製造する場合、例えば、以下に示す加工を行う。鋼板にせん断や打ち抜き加工を施し、ブランキングや穴開けを行った後、伸びフランジ加工やバーリング加工を主体としたプレス成形や、張り出し成形を行う。このような加工の施される鋼板には、良好な伸びフランジ性と延性が求められる。【０００５】
また、自動車用部品の衝突時の変形を防ぐためには、部品の材料として高い降伏応力を有する鋼板を用いる必要がある。しかし、降伏応力の高い鋼板ほど、延性が劣る傾向にある。したがって、自動車の各種部材に用いる鋼板としては、降伏応力と延性の両立も求められている。【０００６】
特許文献１には、鋼組織が面積率で９５％以上のフェライト相を有し、鋼中に析出したＴｉ炭化物の平均粒子径が１０ｎｍ以下である延性、伸びフランジ性、材質均一性に優れる高強度熱延鋼板が記載されている。しかしながら、軟質のフェライト相を９５％以上有する特許文献１に開示された鋼板において、４８０ＭＰａ以上の強度を確保した場合、十分な延性が得られない。【０００７】
特許文献２には、Ｃｅ酸化物、Ｌａ酸化物、Ｔｉ酸化物、Ａｌ２Ｏ３の介在物を含む伸びフランジ性と疲労特性に優れる高強度熱延鋼板が開示されている。また、特許文献２には、鋼板中のベイニティック・フェライト相の面積率が８０〜１００％である高強度熱延鋼板が記載されている。特許文献３には、フェライト相とベイナイト相の合計の面積率、フェライト相と第二相のビッカース硬度差の絶対値を規定した、強度のばらつきが小さく、かつ延性と穴広げ性とに優れる高強度熱延鋼板が開示されている。【０００８】
また、従来、ベイナイトやマルテンサイトなどの硬質相と、延性に優れたフェライトなどの軟質相とを組み合わせた複合組織鋼板がある。このような鋼板は、２相組織（Ｄｕａｌ  Ｐｈａｓｅ）鋼板と呼ばれる。２相組織鋼板は、強度に対する一様伸びが良好であり、強度延性バランスの点において優れている。例えば、特許文献４には、ポリゴナルフェライト＋上部ベイナイト組織とした、良好な伸びフランジ性及び衝撃特性を有する高強度熱延鋼板が記載されている。また、特許文献５には、組織がポリゴナルフェライト、ベイナイト、マルテンサイトの３相からなる低降伏比で強度−伸びバランス及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板が記載されている。【０００９】
従来の高強度鋼板は、冷間プレス成形すると、成形中に伸びフランジ成形となる部位のエッジからき裂が発生する場合がある。これは、ブランク加工時に、打ち抜き端面に導入されるひずみにより、エッジ部のみ加工硬化が進んでしまうことによるものと考えられる。【００１０】
鋼板の伸びフランジ性の試験評価方法としては、穴広げ試験が用いられている。しかしながら、穴広げ試験では、周方向のひずみ分布がほとんど存在しない状態で試験片が破断に至る。これに対し、実際に鋼板を部品形状に加工する場合、ひずみ分布が存在する。ひずみ分布は、部品の破断限界に影響を与える。このことにより、穴広げ試験で十分な伸びフランジ性を示す高強度鋼板であっても、冷間プレスを行うことにより、き裂が発生する場合があると推定される。【００１１】
特許文献１〜５には、組織を規定することで、材料特性を向上させる技術が開示されている。しかしながら、特許文献１〜５に記載の鋼板が、ひずみ分布を考慮した場合にも十分な伸びフランジ性を確保できるかどうかは不明である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１２】
【特許文献１】国際公開第２０１３／１６１０９０号
【特許文献２】特開２００５−２５６１１５号公報
【特許文献３】特開２０１１−１４０６７１号公報
【特許文献４】特開昭５８−４２７２６号公報
【特許文献５】特開昭５７−７０２５７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
本発明は、高強度で、延性及び伸びフランジ性が良好で、高い降伏応力を有する鋼板及びめっき鋼板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
従来の知見によれば、高強度鋼板における伸びフランジ性（穴広げ性）の改善は、特許文献１〜３に示されるように、介在物制御、組織均質化、単一組織化及び／又は組織間の硬度差の低減などによって行われている。言い換えれば、従来、光学顕微鏡によって観察される組織を制御することによって、伸びフランジ性の改善が図られている。【００１５】
しかしながら、光学顕微鏡で観察される組織だけを制御しても、ひずみ分布が存在する場合の伸びフランジ性を向上させることは困難である。そこで、本発明者らは、各結晶粒の粒内の方位差に着目し、鋭意検討を進めた。その結果、結晶粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の全結晶粒に占める割合を２０〜１００％に制御することで、伸びフランジ性を大きく向上させることができることを見出した。【００１６】
また、本発明者らは、鋼板の組織を、結晶粒内の析出物の析出状態（個数密度及び大きさ）が異なる２種の結晶粒を含むものとすることで、強度と延性とのバランスに優れた鋼板を実現できることを見出した。この効果は、鋼板の組織を、相対的に硬度の小さい結晶粒と硬度の大きい結晶粒とを含むように構成することで、マルテンサイトが存在しなくても、実質的に２相組織（Ｄｕａｌ  Ｐｈａｓｅ）のような機能が得られることによるものと推定される。【００１７】
本発明は、上述した結晶粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の全結晶粒に占める割合に関する新たな知見と、鋼板の組織を、結晶粒内の析出物の個数密度及び大きさが異なる２種の結晶粒を含むものとすることによる新たな知見とに基づき、本発明者らが鋭意検討を重ね、完成に至ったものである。【００１８】
本発明の要旨は以下の通りである。【００１９】
（１）
質量％で、
Ｃ：０．００８〜０．１５０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．７０％、
Ｍｎ：０．６０〜２．５０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．６０％、
Ｔｉ：０〜０．２００％、
Ｎｂ：０〜０．２００％、
Ｔｉ＋Ｎｂ：０．０１５〜０．２００％、
Ｃｒ：０〜１．０％、
Ｂ：０〜０．１０％、
Ｍｏ：０〜１．０％、
Ｃｕ：０〜２．０％、
Ｎｉ：０〜２．０％、
Ｍｇ：０〜０．０５％、
ＲＥＭ：０〜０．０５％、
Ｃａ：０〜０．０５％、
Ｚｒ：０〜０．０５％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ｎ：０．００６０％以下、かつ
残部：Ｆｅ及び不純物、
で表される化学組成を有し、
面積率で、
フェライト：５〜９５％、かつ
ベイナイト：５〜９５％、
で表される組織を有し、
方位差が１５°以上の粒界によって囲まれ、かつ円相当径が０．３μｍ以上である領域を結晶粒と定義した場合に、粒内方位差が５〜１４°である結晶粒の全結晶粒に占める割合が面積率で２０〜１００％であり、
前記結晶粒内に最大径が８ｎｍ以下の析出物又はクラスタが、１×１０１６〜１×１０１９個／ｃｍ３の個数密度で分散した硬質結晶粒Ａと、前記結晶粒内に最大径が８ｎｍ以下の析出物又はクラスタが、１×１０１５個／ｃｍ３以下の個数密度で分散した軟質結晶粒Ｂとを含み、硬質結晶粒Ａの体積％／（硬質結晶粒Ａの体積％＋軟質結晶粒Ｂの体積％）が０．１〜０．９であることを特徴とする鋼板。【００２０】
（２）
引張強度が４８０ＭＰａ以上であり、
前記引張強度と鞍型伸びフランジ試験における限界成形高さとの積が１９５００ｍｍ・ＭＰａ以上であり、
降伏応力と延性との積が１００００ＭＰａ・％以上であることを特徴とする（１）に記載の鋼板。【００２１】
（３）
前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、及び
Ｂ：０．０００５〜０．１０％、
からなる群から選択される１種以上を含むことを特徴とする（１）又は（２）に記載の鋼板。【００２２】
（４）
前記化学組成が、質量％で、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０１〜２．０％、及び
Ｎｉ：０．０１％〜２．０％、
からなる群から選択される１種以上を含むことを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の鋼板。【００２３】
（５）
前記化学組成が、質量％で、
Ｃａ：０．０００１〜０．０５％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０５％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０５％、及び
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０５％、
からなる群から選択される１種以上を含むことを特徴とする（１）〜（４）のいずれかに記載の鋼板。【００２４】
（６）
（１）〜（５）のいずれかに記載の鋼板の表面に、めっき層が形成されていることを特徴とするめっき鋼板。【００２５】
（７）
前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする（６）に記載のめっき鋼板。【００２６】
（８）
前記めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする（６）に記載のめっき鋼板。
【発明の効果】
【００２７】
本発明によれば、高強度で、延性及び伸びフランジ性が良好で、高い降伏応力を有する鋼板を提供できる。本発明の鋼板は、高強度でありながら厳しい延性及び伸びフランジ性が要求される部材に適用できる。
【図面の簡単な説明】
【００２８】
【図１Ａ】図１Ａは、鞍型伸びフランジ試験法で用いられる鞍型成形品を示す斜視図である。
【図１Ｂ】図１Ｂは、鞍型伸びフランジ試験法で用いられる鞍型成形品を示す平面図である。
【発明を実施するための形態】
【００２９】
以下、本発明の実施形態について説明する。
【００３０】
「化学組成」
先ず、本発明の実施形態に係る鋼板の化学組成について説明する。以下の説明において、鋼板に含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。本実施形態に係る鋼板は、Ｃ：０．００８〜０．１５０％、Ｓｉ：０．０１〜１．７０％、Ｍｎ：０．６０〜２．５０％、Ａｌ：０．０１０〜０．６０％、Ｔｉ：０〜０．２００％、Ｎｂ：０〜０．２００％、Ｔｉ＋Ｎｂ：０．０１５〜０．２００％、Ｃｒ：０〜１．０％、Ｂ：０〜０．１０％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｃｕ：０〜２．０％、Ｎｉ：０〜２．０％、Ｍｇ：０〜０．０５％、希土類金属（rare earth metal：ＲＥＭ）：０〜０．０５％、Ｃａ：０〜０．０５％、Ｚｒ：０〜０．０５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ｎ：０．００６０％以下、かつ残部：Ｆｅ及び不純物、で表される化学組成を有する。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
【００３１】
「Ｃ：０．００８〜０．１５０％」
Ｃは、Ｎｂ、Ｔｉ等と結合して鋼板中で析出物を形成し、析出強化により鋼の強度向上に寄与する。Ｃ含有量が０．００８％未満では、この効果を十分に得られない。このため、Ｃ含有量は０．００８％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０１０％以上とし、より好ましくは０．０１８％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．１５０％超では、ベイナイト中の方位分散が大きくなりやすく、粒内の方位差が５〜１４°の結晶粒の割合が不足する。また、Ｃ含有量が０．１５０％超では、伸びフランジ性にとって有害なセメンタイトが増加し、伸びフランジ性が劣化する。このため、Ｃ含有量は０．１５０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１００％以下とし、より好ましくは０．０９０％以下とする。
【００３２】
「Ｓｉ：０．０１〜１．７０％」
Ｓｉは、溶鋼の脱酸剤として機能する。Ｓｉ含有量が０．０１％未満では、この効果を十分に得られない。このため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０２％以上とし、より好ましくは０．０３％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が１．７０％超では、伸びフランジ性が劣化したり、表面疵が発生したりする。また、Ｓｉ含有量が１．７０％超では、変態点が上がりすぎ、圧延温度を高くする必要が生じる。この場合、熱間圧延中の再結晶が著しく促進され、粒内の方位差が５〜１４°の結晶粒の割合が不足する。また、Ｓｉ含有量が１．７０％超では、鋼板の表面にめっき層が形成されている場合に表面疵が生じやすい。このため、Ｓｉ含有量は１．７０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．６０％以下とし、より好ましくは１．５０％以下とし、更に好ましくは１．４０％以下とする。
【００３３】
「Ｍｎ：０．６０〜２．５０％」
Ｍｎは、固溶強化により、又は鋼の焼入れ性を向上させることにより、鋼の強度向上に寄与する。Ｍｎ含有量が０．６０％未満では、この効果を十分に得られない。このため、Ｍｎ含有量は０．６０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．７０％以上とし、より好ましくは０．８０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２．５０％超では、焼入れ性が過剰になり、ベイナイト中の方位分散の程度が大きくなる。この結果、粒内の方位差が５〜１４°の結晶粒の割合が不足し、伸びフランジ性が劣化する。このため、Ｍｎ含有量は２．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．３０％以下とし、より好ましくは２．１０％以下とする。
【００３４】
「Ａｌ：０．０１０〜０．６０％」
Ａｌは、溶鋼の脱酸剤として有効である。Ａｌ含有量が０．０１０％未満では、この効果を十分に得られない。このため、Ａｌ含有量は０．０１０％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０２０％以上とし、より好ましくは０．０３０％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０．６０％超では、溶接性や靭性などが劣化する。このため、Ａｌ含有量は０．６０％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．５０％以下とし、より好ましくは０．４０％以下とする。
【００３５】
「Ｔｉ：０〜０．２００％、Ｎｂ：０〜０．２００％、Ｔｉ＋Ｎｂ：０．０１５〜０．２００％」
Ｔｉ及びＮｂは、炭化物（ＴｉＣ、ＮｂＣ）として鋼中に微細に析出し、析出強化により鋼の強度を向上させる。また、Ｔｉ及びＮｂは、炭化物を形成することによってＣを固定し、伸びフランジ性にとって有害なセメンタイトの生成を抑制する。更に、Ｔｉ及びＮｂは、粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の割合を著しく向上させ、鋼の強度を向上させつつ、伸びフランジ性を向上させることができる。Ｔｉ及びＮｂの合計含有量が０．０１５％未満では、粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の割合が不足し、伸びフランジ性が劣化する。このため、Ｔｉ及びＮｂの合計含有量は０．０１５％以上とする。Ｔｉ及びＮｂの合計含有量は、好ましくは０．０１８％以上とする。また、Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０１５％以上とし、より好ましくは０．０２０％以上とし、更に好ましくは０．０２５％以上とする。また、Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０１５％以上とし、より好ましくは０．０２０％以上とし、更に好ましくは０．０２５％以上とする。一方、Ｔｉ及びＮｂの合計含有量が０．２００％超では、延性及び加工性が劣化し、圧延中に割れる頻度が高くなる。このため、Ｔｉ及びＮｂの合計含有量は０．２００％以下とする。Ｔｉ及びＮｂの合計含有量は、好ましくは０．１５０％以下とする。また、Ｔｉ含有量が０．２００％超では、延性が劣化する。このため、Ｔｉ含有量は０．２００％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．１８０％以下とし、より好ましくは０．１６０％以下とする。また、Ｎｂ含有量が０．２００％超では、延性が劣化する。そのため、Ｎｂ含有量は０．２００％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．１８０％以下とし、より好ましくは０．１６０％以下とする。
【００３６】
「Ｐ：０．０５％以下」
Ｐは不純物である。Ｐは、靭性、延性、溶接性などを劣化させるので、Ｐ含有量は低いほど好ましい。Ｐ含有量が０．０５％超であると、伸びフランジ性の劣化が著しい。このため、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３％以下とし、より好ましくは０．０２％以下とする。Ｐ含有量の下限は特に定めないが、過剰な低減は製造コストの観点から望ましくない。このため、Ｐ含有量は０．００５％以上としてもよい。
【００３７】
「Ｓ：０．０２００％以下」
Ｓは不純物である。Ｓは、熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、伸びフランジ性を劣化させるＡ系介在物を形成する。従って、Ｓ含有量は低いほど好ましい。Ｓ含有量が０．０２００％超であると、伸びフランジ性の劣化が著しい。このため、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１５０％以下とし、より好ましくは０．００６０％以下とする。Ｓ含有量の下限は特に定めないが、過剰な低減は製造コストの観点から望ましくない。このため、Ｓ含有量は０．００１０％以上としてもよい。
【００３８】
「Ｎ：０．００６０％以下」
Ｎは不純物である。Ｎは、Ｃよりも優先的に、Ｔｉ及びＮｂと析出物を形成し、Ｃの固定に有効なＴｉ及びＮｂを減少させる。従って、Ｎ含有量は低い方が好ましい。Ｎ含有量が０．００６０％超であると、伸びフランジ性の劣化が著しい。このため、Ｎ含有量は０．００６０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。Ｎ含有量の下限は特に定めないが、過剰な低減は製造コストの観点から望ましくない。このため、Ｎ含有量は０．００１０％以上としてもよい。
【００３９】
Ｃｒ、Ｂ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｃａ及びＺｒは、必須元素ではなく、鋼板に所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。
【００４０】
「Ｃｒ：０〜１．０％」
Ｃｒは、鋼の強度向上に寄与する。Ｃｒが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、この効果を十分に得るために、Ｃｒ含有量は好ましくは０．０５％以上とする。一方、Ｃｒ含有量が１．０％超では、上記効果が飽和して経済性が低下する。このため、Ｃｒ含有量は１．０％以下とする。
【００４１】
「Ｂ：０〜０．１０％」
Ｂは、焼入れ性を高め、硬質相である低温変態生成相の組織分率を増加させる。Ｂが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、この効果を十分に得るために、Ｂ含有量は好ましくは０．０００５％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．１０％超では、上記効果が飽和して経済性が低下する。このため、Ｂ含有量は０．１０％以下とする。
【００４２】
「Ｍｏ：０〜１．０％」
Ｍｏは、焼入性を向上させると共に炭化物を形成して強度を高める効果を有する。Ｍｏが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、この効果を十分に得るために、Ｍｏ含有量は好ましくは０．０１％以上とする。一方、Ｍｏ含有量が１．０％超では、延性や溶接性が低下することがある。このため、Ｍｏ含有量は１．０％以下とする。
【００４３】
「Ｃｕ：０〜２．０％」
Ｃｕは、鋼板の強度を上げると共に、耐食性やスケールの剥離性を向上させる。Ｃｕが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、この効果を十分に得るために、Ｃｕ含有量は好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０４％以上とする。一方、Ｃｕ含有量が２．０％超では、表面疵が発生することがある。このため、Ｃｕ含有量は２．０％以下とし、好ましくは１．０％以下とする。
【００４４】
「Ｎｉ：０〜２．０％」
Ｎｉは、鋼板の強度を上げると共に、靭性を向上させる。Ｎｉが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、この効果を十分に得るために、Ｎｉ含有量は好ましくは０．０１％以上とする。一方、Ｎｉ含有量が２．０％超では、延性が低下する。このため、Ｎｉ含有量は２．０％以下とする。
【００４５】
「Ｍｇ：０〜０．０５％、ＲＥＭ：０〜０．０５％、Ｃａ：０〜０．０５％、Ｚｒ：０〜０．０５％」
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭは、いずれも硫化物や酸化物の形状を制御して靭性を向上させる。Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、この効果を十分に得るために、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭからなる群から選択される１種以上の含有量は好ましくは０．０００１％以上とし、より好ましくは０．０００５％以上とする。一方、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ又はＲＥＭのいずれかの含有量が０．０５％超では、伸びフランジ性が劣化する。このため、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭの含有量は、いずれも０．０５％以下とする。
【００４６】
「金属組織」
次に、本発明の実施形態に係る鋼板の組織（金属組織）について説明する。以下の説明において、各組織の割合（面積率）の単位である「％」は、特に断りがない限り「面積％」を意味する。本実施形態に係る鋼板は、フェライト：５〜９５％、かつベイナイト：５〜９５％、で表される組織を有する。
【００４７】
「フェライト：５〜９５％」
フェライトの面積率が５％未満であると、延性が劣化し、一般に自動車用部材等で求められる特性の確保が困難となる。このため、フェライトの面積率は５％以上とする。一方、フェライトの面積率が９５％超では、伸びフランジ性が劣化したり、十分な強度を得ることが困難となったりする。このため、フェライトの面積率は９５％以下とする。
【００４８】
「ベイナイト：５〜９５％」
ベイナイトの面積率が５％未満では、伸びフランジ性が劣化する。このため、ベイナイトの面積率は５％以上とする。一方、ベイナイトの面積率が９５％超では、延性が劣化する。このため、ベイナイトの面積率は９５％以下とする。
【００４９】
鋼板の組織に、例えば、マルテンサイト、残留オーステナイト、パーライト等が含まれてもよい。フェライト及びベイナイト以外の組織の面積率が合計で１０％超では、伸びフランジ性の劣化が懸念される。このため、フェライト及びベイナイト以外の組織の面積率は、好ましくは合計で１０％以下とする。言い換えれば、フェライト及びベイナイトの面積率は、好ましくは合計で９０％以上とし、より好ましくは１００％とする。
【００５０】
各組織の割合（面積率）は、以下の方法により求められる。まず、鋼板から採取した試料をナイタールでエッチングする。エッチング後に光学顕微鏡を用いて板厚の１／４深さの位置において３００μｍ×３００μｍの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行う。この画像解析により、フェライトの面積率、パーライトの面積率、並びにベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率が得られる。次いで、レペラ腐食した試料を用い、光学顕微鏡を用いて板厚の１／４深さの位置において３００μｍ×３００μｍの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行う。この画像解析により、残留オーステナイト及びマルテンサイトの合計面積率が得られる。さらに、圧延面法線方向から板厚の１／４深さまで面削した試料を用い、Ｘ線回折測定により残留オーステナイトの体積率を求める。残留オーステナイトの体積率は、面積率と同等であるので、これを残留オーステナイトの面積率とする。そして、残留オーステナイト及びマルテンサイトの合計面積率から残留オーステナイトの面積率を減じることでマルテンサイトの面積率が得られ、ベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率からマルテンサイトの面積率を減じることでベイナイトの面積率が得られる。このようにして、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト及びパーライトのそれぞれの面積率を得ることができる。
【００５１】
本実施形態に係る鋼板では、方位差が１５°以上の粒界によって囲まれ、かつ円相当径が０．３μｍ以上である領域を結晶粒と定義した場合に、粒内方位差が５〜１４°である結晶粒の全結晶粒に占める割合が面積率で２０〜１００％である。粒内の方位差は、結晶方位解析に多く用いられる電子ビーム後方散乱回折パターン解析（electron back scattering diffraction：ＥＢＳＤ）法を用いて求められる。粒内の方位差は、組織において、方位差が１５°以上である境界を粒界とし、この粒界によって囲まれる領域を結晶粒と定義した場合の値である。
【００５２】
粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒は、強度と加工性とのバランスが優れる鋼板を得るために有効である。粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の割合を多くすることで、所望の鋼板強度を維持しつつ、伸びフランジ性を向上させることができる。粒内方位差が５〜１４°である結晶粒の全結晶粒に占める割合が面積率で２０％以上であると、所望の鋼板強度と伸びフランジ性が得られる。粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の割合は、高くても構わないため、その上限は１００％である。
【００５３】
後述するように、仕上げ圧延の後段３段の累積ひずみを制御すると、フェライトやベイナイトの粒内に結晶方位差が生じる。この原因を以下のように考える。累積ひずみを制御することによって、オーステナイト中の転位が増え、オーステナイト粒内に高密度で転位壁ができ、いくつかのセルブロックが形成される。これらのセルブロックは、異なる結晶方位をもつ。このように高い転位密度で、かつ異なる結晶方位のセルブロックが含まれるオーステナイトから変態することによって、フェライトやベイナイトも、同じ粒内であっても、結晶方位差があり、かつ転位密度も高くなるものと考えられる。したがって、粒内の結晶方位差は、その結晶粒に含まれる転位密度と相関があると考えられる。一般的に、粒内の転位密度の増加は、強度の向上をもたらす一方、加工性を低下させる。しかし、粒内の方位差が５〜１４°に制御された結晶粒では、加工性を低下させることなく強度を向上させることができる。そのため、本実施形態に係る鋼板では、粒内の方位差が５〜１４°の結晶粒の割合を２０％以上とする。粒内の方位差が５°未満の結晶粒は、加工性に優れるが高強度化が困難である。粒内の方位差が１４°超の結晶粒は、結晶粒内で変形能が異なるので、伸びフランジ性の向上に寄与しない。
【００５４】
粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の割合は、以下の方法で測定できる。まず、鋼板表面から板厚ｔの１／４深さ位置（１／４ｔ部）の圧延方向垂直断面について、圧延方向に２００μｍ、圧延面法線方向に１００μｍの領域を０．２μｍの測定間隔でＥＢＳＤ解析して結晶方位情報を得る。ここでＥＢＳＤ解析は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ−７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＨＩＫＡＲＩ検出器）で構成された装置を用い、２００〜３００点／秒の解析速度で実施する。次に、得られた結晶方位情報に対して、方位差１５°以上かつ円相当径で０．３μｍ以上の領域を結晶粒と定義して、結晶粒の粒内の平均方位差を計算し、粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の割合を求める。上記で定義した結晶粒や粒内の平均方位差は、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ  Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」を用いて算出できる。
【００５５】
本実施形態おける「粒内方位差」とは、結晶粒内の方位分散である「Ｇｒａｉｎ  Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ  Ｓｐｒｅａｄ（ＧＯＳ）」を表す。粒内方位差の値は「ＥＢＳＤ法及びＸ線回折法によるステンレス鋼の塑性変形におけるミスオリエンテーションの解析」、木村英彦他、日本機械学会論文集（Ａ編）、７１巻、７１２号、２００５年、ｐ．１７２２−１７２８に記載されているように、同一結晶粒内において基準となる結晶方位と全ての測定点間のミスオリエンテーションの平均値として求められる。本実施形態において、基準となる結晶方位は、同一結晶粒内の全ての測定点を平均化した方位である。ＧＯＳの値は、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ  Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）Ｖｅｒｓｉｏｎ  ７．０．１」を用いて算出できる。
【００５６】
本実施形態に係る鋼板において、フェライトやベイナイトなどの光学顕微鏡組織で観察される各組織の面積率と、粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の割合とは、直接関係するものではない。言い換えれば、例えば、同一のフェライトの面積率及びベイナイトの面積率を有する鋼板があったとしても、粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の割合が同一であるとは限らない。従って、フェライトの面積率及びベイナイトの面積率を制御しただけでは、本実施形態に係る鋼板に相当する特性を得ることはできない。
【００５７】
本実施形態に係る鋼板では、結晶粒内に最大径が８ｎｍ以下の析出物又はクラスタが、１×１０１６〜１×１０１９個／ｃｍ３の個数密度で分散した硬質結晶粒Ａと、結晶粒内に最大径が８ｎｍ以下の析出物又はクラスタが、１×１０１５個／ｃｍ３以下の個数密度で分散した軟質結晶粒Ｂとを含み、硬質結晶粒Ａの体積％／（硬質結晶粒Ａの体積％＋軟質結晶粒Ｂの体積％）が０．１〜０．９である。また、硬質結晶粒Ａの体積％及び軟質結晶粒Ｂの体積％は、好ましくは合計で７０％以上とし、より好ましくは８０％以上とする。言い換えれば、１×１０１５個／ｃｍ３超１×１０１６個／ｃｍ３未満の個数密度で分散した結晶粒の体積％が３０％超では、本実施形態に係る鋼板に相当する特性を得にくいことがある。従って、１×１０１５個／ｃｍ３超１×１０１６個／ｃｍ３未満の個数密度で分散した結晶粒の体積％は、好ましくは３０％以下とし、より好ましくは２０％以下とする。
【００５８】
硬質結晶粒Ａ及び軟質結晶粒Ｂにおける「析出物又はクラスタ」の大きさは、後述する測定方法により複数の析出物についてそれぞれ最大径を測定し、その平均値を求めることにより得られた値である。析出物の最大径とは、析出物又はクラスタが球状の場合は直径であり、板状の場合は対角長と定義する。
【００５９】
結晶粒内の析出物又はクラスタは、鋼板の強化向上に寄与する。しかし、析出物の最大径が８ｎｍを超えると、鋼板の加工時にフェライト組織中の析出物に歪みが集中し、ボイドの発生源となって延性が劣化する可能性が高くなるため、好ましくない。析出物の最大径の下限は、特に限定する必要はないが、結晶粒内での転位のピンニング力による鋼板強度の向上効果を安定して十分に発揮させるためには、０．２ｎｍ以上とすることが好ましい。
【００６０】
本実施形態における析出物又はクラスタは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ及びＶからなる群から選択される１種以上の析出物形成元素の炭化物、窒化物、又は炭窒化物で形成されていることが好ましい。ここで炭窒化物とは、炭化物中に窒素が混入した炭化物と、炭化物の複合析出物を意味する。また、本実施形態では、上記析出物形成元素の炭化物、窒化物、又は炭窒化物以外のその他の析出物を、本実施形態に係る鋼板に相当する特性を阻害しない範囲で含有することが許容される。
【００６１】
本実施形態に係る鋼板では、目的とする鋼板の引張強度及び延性を共に高めるために、硬質結晶粒Ａ及び軟質結晶粒Ｂの結晶粒中の析出物又はクラスタの個数密度を以下のメカニズムに基づいて限定する。
【００６２】
硬質結晶粒Ａ及び軟質結晶粒Ｂの何れも、結晶粒内の析出物の個数密度が高くなるほど、各結晶粒の硬度が増加するものと考えられる。反対に、硬質結晶粒Ａ及び軟質結晶粒Ｂの何れも、結晶粒内の析出炭化物の個数密度が低くなるほど、各結晶粒の硬度が小さくなるものと考えられる。この場合、各結晶粒の伸び（全伸び、一様伸び）は上昇するが、強度への寄与は小さくなる。
【００６３】
硬質結晶粒Ａと軟質結晶粒Ｂとの結晶粒内の析出物の個数密度がほぼ同じであると、引張強度に対する伸びが小さくなり、十分な強度延性バランス（ＹＰ×Ｅｌ）が得られない。一方、硬質結晶粒Ａと軟質結晶粒Ｂとにおける結晶粒内の析出物の個数密度差が大きい場合、引張強度に対する伸びが大きくなり、良好な強度延性バランスが得られる。硬質結晶粒Ａは、主として強度を高める作用を担う。軟質結晶粒Ｂは、主として延性を高める作用を担う。本発明者らは、強度延性バランス（ＹＰ×Ｅｌ）が良好な鋼板を得るためには、硬質結晶粒Ａ中の析出物の個数密度を１×１０１６〜１×１０１９個／ｃｍ３とし、軟質結晶粒Ｂ中の析出物の個数密度を１×１０１５個／ｃｍ３以下とする必要があることを実験的に見出した。
【００６４】
硬質結晶粒Ａの析出物の個数密度が１×１０１６個／ｃｍ３未満であると、鋼板の強度が不十分となり、強度延性バランスが十分に得られない。また、硬質結晶粒Ａの析出物の個数密度が１×１０１９個／ｃｍ３を超えると、硬質結晶粒Ａによる鋼板の強度向上効果が飽和し、析出物形成元素の添加量によるコスト増加の原因となったり、フェライトやベイナイトの靭性が劣化して伸びフランジ性が劣化したりする。
【００６５】
軟質結晶粒Ｂの析出物の個数密度が１×１０１５個／ｃｍ３を超えると、鋼板の延性が不十分となり、強度延性バランスが十分に得られない。以上の理由から、本実施形態では、硬質結晶粒Ａの析出物の個数密度を１×１０１６〜１×１０１９個／ｃｍ３とし、軟質結晶粒Ｂの析出物の個数密度を１×１０１５個／ｃｍ３以下とする。
【００６６】
本実施形態における組織は、鋼板組織の全体積に占める硬質結晶粒Ａの体積％の比｛硬質結晶粒Ａの体積％／（硬質結晶粒Ａの体積％＋軟質結晶粒Ｂの体積％）」｝が０．１〜０．９の範囲である。鋼板組織の全体積に占める硬質結晶粒Ａの体積％を０．１〜０．９とすることで、目標とする鋼板の強度延性バランスが安定して得られる。鋼板組織の全体積に占める硬質結晶粒Ａの体積％の比が０．１未満であると、鋼板の強度が低下し、引張強度４８０ＭＰａ以上の強度を確保することが困難となる。硬質結晶粒Ａの体積％の比が０．９を超えると、鋼板の延性が不足する。
【００６７】
なお、本実施形態に係る鋼板において、組織が硬質結晶粒Ａ又は軟質結晶粒Ｂであることと、ベイナイト又はフェライトであることとは、対応している訳ではない。例えば、本実施形態に係る鋼板が熱延鋼板である場合、硬質結晶粒Ａが主にベイナイトであり、軟質結晶粒Ｂが主にフェライトであるものとなりやすい。しかし、熱延鋼板の硬質結晶粒Ａにフェライトが多く含まれていてもよいし、軟質結晶粒Ｂにベイナイトが多く含まれていてもよい。組織中のベイナイト又はフェライトの面積率、及び硬質結晶粒Ａと軟質結晶粒Ｂとの割合は、焼鈍などにより調整できる。
【００６８】
本実施形態に係る鋼板の組織における結晶粒内の析出物又はクラスタの最大径、及び最大径が８ｎｍ以下の析出物又はクラスタの個数密度は、以下の方法を用いて測定できる。
【００６９】
結晶粒内の最大径が８ｎｍ以下の析出物は、組織中の欠陥密度にも依存するが、一般に透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による観察でその定量をすることは難しい。このため、最大径が８ｎｍ以下の析出物を観察するのに適している３次元アトムプローブ（３Ｄ−ＡＰ）法を用いて結晶粒内の析出物の最大径及び個数密度を測定するのが好ましい。さらに、析出物のうちでも、よりサイズが小さいクラスタの最大径と個数密度を精度良く測定するためには３Ｄ−ＡＰによる観察法が好ましい。
【００７０】
結晶粒内の析出物又はクラスタの最大径及び個数密度は、３Ｄ−ＡＰによる観察法を用いて、例えば、以下のようにして測定できる。先ず、測定対象となる鋼板から０．３ｍｍ×０．３ｍｍ×１０ｍｍの棒状試料を切り出し、電解研磨法によって針状加工し、試料とする。この試料を用い、結晶粒内の任意方向に３Ｄ−ＡＰによって５０万原子以上の測定を行い、３次元マップにより可視化して定量解析する。このような任意方向の測定を、異なる結晶粒１０個以上について行い、各結晶粒に含まれる析出物の最大径と、最大径が８ｎｍ以下の析出物の個数密度（観察領域の体積当りの析出物の個数）とを平均値として求める。結晶粒内の析出物の最大径については、形状が明らかな析出物について、棒状のものは棒の長さ、板状のものは対角長、球形のものは直径とする。析出物のうち、特にサイズの小さいクラスタは、その形状が明らかではない場合が多いため、電界イオン顕微鏡（ＦＩＭ）の電解蒸発を利用した精密なサイズ測定法等によって、析出物及びクラスタの最大径を決定するのが好ましい。
【００７１】
以上の任意結晶粒、任意方向の測定結果から、各結晶粒内の析出物の析出状態を知ることができ、析出物の析出状態の異なる結晶粒の区別と、これらの体積比率を知ることができる。
【００７２】
また、上記の測定法に加え、さらに広い視野が可能となる、電界イオン顕微鏡（ＦＩＭ）法を組み合わせて用いることも可能である。ＦＩＭは、針状にした試料に高い電圧を印加し、不活性ガスを導入することで、表面の電界分布を２次元的に映し出す方法である。一般に、鉄鋼材料中の析出物は、フェライトマトリックスより明るいか、または暗いコントラストを与える。特定の原子面の電界蒸発を１原子面ずつ行い、析出物のコントラストの発生消滅を観察することで、析出物の深さ方向のサイズを精度良く見積もることができる。
【００７３】
本実施形態において、伸びフランジ性は鞍型成形品を用いた、鞍型伸びフランジ試験法で評価する。図１Ａ及び図１Ｂは、本実施形態における鞍型伸びフランジ試験法で用いられる鞍型成形品を示す図であり、図１Ａは斜視図、図１Ｂは平面図である。鞍型伸びフランジ試験法では、具体的には、図１Ａ及び図１Ｂに示すような直線部と円弧部とからなる伸びフランジ形状を模擬した鞍型成形品１をプレス加工し、そのときの限界成形高さを用いて伸びフランジ性を評価する。本実施形態における鞍型伸びフランジ試験法では、コーナー部２の曲率半径Ｒを５０〜６０ｍｍ、コーナー部２の開き角θを１２０°とした鞍型成形品１を用いて、コーナー部２を打ち抜く際のクリアランスを１１％としたときの限界成形高さＨ（ｍｍ）を測定する。ここで、クリアランスとは、打ち抜きダイスとパンチの間隙と試験片の厚さとの比を示す。クリアランスは、実際には打ち抜き工具と板厚の組み合わせによって決まるので、１１％とは、１０．５〜１１．５％の範囲を満足することを意味する。限界成形高さＨの判定は、成形後に目視にて板厚の１／３以上の長さを有するクラックの存在の有無を観察し、クラックが存在しない限界の成形高さとする。
【００７４】
従来、伸びフランジ成形性に対応した試験法として用いられている穴広げ試験は、周方向のひずみがほとんど分布せずに破断に至る。このため、実際の伸びフランジ成形時とは破断部周辺のひずみや応力勾配が異なる。また、穴広げ試験は、板厚貫通の破断が発生した時点での評価となるなど、本来の伸びフランジ成形を反映した評価になっていない。一方、本実施形態で用いた鞍型伸びフランジ試験では、ひずみ分布を考慮した伸びフランジ性を評価できるため、本来の伸びフランジ成形を反映した評価が可能である。
【００７５】
本実施形態に係る鋼板によれば、４８０ＭＰａ以上の引張強度が得られる。つまり、優れた引張強度が得られる。引張強度の上限は、特に限定されない。ただし、本実施形態における成分範囲において、実質的な引張強度の上限は１１８０ＭＰａ程度である。引張強度は、ＪＩＳ−Ｚ２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ−Ｚ２２４１に記載の試験方法に従って引張試験を行うことによって、測定することができる。
【００７６】
本実施形態に係る鋼板によれば、１９５００ｍｍ・ＭＰａ以上の引張強度と鞍型伸びフランジ試験における限界成形高さとの積が得られる。つまり、優れた伸びフランジ性が得られる。この積の上限は、特に限定されない。ただし、本実施形態における成分範囲において、実質的なこの積の上限は２５０００ｍｍ・ＭＰａ程度である。
【００７７】
本実施形態に係る鋼板によれば、１００００ＭＰａ・％以上の降伏応力と延性との積が得られる。つまり、優れた強度延性バランスを得ることができる。
【００７８】
次に、本発明の実施形態に係る鋼板を製造する方法について説明する。この方法では、熱間圧延、第１の冷却及び第２の冷却をこの順で行う。
【００７９】
「熱間圧延」
熱間圧延は、粗圧延と仕上げ圧延とを含む。熱間圧延では、上述した化学成分を有するスラブ（鋼片）を加熱し、粗圧延を行う。スラブ加熱温度は、下記式（１）で表されるＳＲＴｍｉｎ℃以上１２６０℃以下とする。
ＳＲＴｍｉｎ＝［７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（［Ｔｉ］×［Ｃ］）｝−２７３）＋１００００／｛４．２９−ｌｏｇ（［Ｎｂ］×［Ｃ］）｝−２７３）］／２・・・（１）
ここで、式（１）中の［Ｔｉ］、[Ｎｂ]、［Ｃ］は、質量％でのＴｉ、Ｎｂ、Ｃの含有量を示す。
【００８０】
スラブ加熱温度がＳＲＴｍｉｎ℃未満であると、Ｔｉ及び／又はＮｂが十分に溶体化しない。スラブ加熱時にＴｉ及び／又はＮｂが溶体化しないと、Ｔｉ及び／又はＮｂを炭化物（ＴｉＣ、ＮｂＣ）として微細析出させて、析出強化により鋼の強度を向上させることが困難となる。また、スラブ加熱温度がＳＲＴｍｉｎ℃未満であると、炭化物（ＴｉＣ、ＮｂＣ）の形成によってＣを固定して、バーリング性にとって有害なセメンタイトの生成を抑制することが困難となる。また、スラブ加熱温度がＳＲＴｍｉｎ℃未満であると、粒内の結晶方位差が５〜１４°の結晶粒の割合が不足しやすい。このため、スラブ加熱温度はＳＲＴｍｉｎ℃以上とする。一方、スラブ加熱温度が１２６０℃超であると、スケールオフにより歩留が低下する。このため、スラブ加熱温度は１２６０℃以下とする。
【００８１】
粗圧延により粗バーが得られる。その後、仕上げ圧延により熱延鋼板が得られる。粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の割合を２０％以上にするために、仕上げ圧延において後段３段（最終３パス）での累積ひずみを０．５〜０．６とした上で、後述する冷却を行う。これは、以下に示す理由による。粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒は、比較的低温にてパラ平衡状態で変態することにより生成する。このため、熱間圧延において変態前のオーステナイトの転位密度をある範囲に限定するとともに、その後の冷却速度をある範囲に限定することによって、粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の生成を制御できる。
【００８２】
すなわち、仕上げ圧延の後段３段での累積ひずみ及びその後の冷却を制御することで、粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の核生成頻度及びその後の成長速度を制御できる。その結果、冷却後に得られる鋼板における粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の面積率を制御できる。より具体的には、仕上げ圧延によって導入されるオーステナイトの転位密度が主に核生成頻度に関わり、圧延後の冷却速度が主に成長速度に関わる。
【００８３】
仕上げ圧延の後段３段の累積ひずみが０．５未満では、導入されるオーステナイトの転位密度が十分でなく、粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の割合が２０％未満となる。このため、後段３段の累積ひずみは０．５以上とする。一方、仕上げ圧延の後段３段の累積ひずみが０．６を超えると、熱間圧延中にオーステナイトの再結晶が起こり、変態時の蓄積転位密度が低下する。この結果、粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の割合が２０％未満となる。このため、後段３段の累積ひずみは０．６以下とする。
【００８４】
仕上げ圧延の後段３段の累積ひずみ（εｅｆｆ．）は、以下の式（２）によって求められる。
εｅｆｆ．＝Σεｉ（ｔ，Ｔ）・・・（２）
ここで、
εｉ（ｔ，Ｔ）＝εｉ０／ｅｘｐ｛（ｔ／τＲ）２／３｝、
τＲ＝τ０・ｅｘｐ（Ｑ／ＲＴ）、
τ０＝８．４６×１０−９、
Ｑ＝１８３２００Ｊ、
Ｒ＝８．３１４Ｊ／Ｋ・ｍｏｌ、であり、
εｉ０は圧下時の対数ひずみを示し、ｔは当該パスでの冷却直前までの累積時間を示し、Ｔは当該パスでの圧延温度を示す。
【００８５】
圧延終了温度をＡｒ３℃未満にすると、変態前のオーステナイトの転位密度が過度に高まり、粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒を２０％以上とすることが困難となる。このため、仕上げ圧延の終了温度はＡｒ３℃以上とする。
【００８６】
仕上げ圧延は、複数の圧延機を直線的に配置し、１方向に連続圧延して所定の厚みを得るタンデム圧延機を用いて行うことが好ましい。また、タンデム圧延機を用いて仕上げ圧延を行う場合、圧延機と圧延機との間で冷却（スタンド間冷却）を行って、仕上げ圧延中の鋼板温度がＡｒ３℃以上〜Ａｒ３＋１５０℃以下の範囲となるように制御する。仕上げ圧延時の鋼板の最高温度がＡｒ３＋１５０℃を超えると、粒径が大きくなりすぎるために靭性が劣化することが懸念される。
【００８７】
上記のような条件の熱間圧延を行うことで、変態前のオーステナイトの転位密度範囲を限定し、粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒を所望の割合で得ることができる。
【００８８】
Ａｒ３は、鋼板の化学成分に基づき、圧下による変態点への影響を考慮した下記式（３）で算出する。
Ａｒ３＝９７０−３２５×［Ｃ］＋３３×［Ｓｉ］＋２８７×［Ｐ］＋４０×［Ａｌ］−９２×（［Ｍｎ］＋［Ｍｏ］＋［Ｃｕ］）−４６×（［Ｃｒ］＋［Ｎｉ］）・・・（３）
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｐ］、［Ａｌ］、［Ｍｎ］、［Ｍｏ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］は、それぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉの質量％での含有量を示す。含有されていない元素については、０％として計算する。
【００８９】
「第１の冷却、第２の冷却」
熱間圧延後、熱延鋼板の第１の冷却及び第２の冷却をこの順で行う。第１の冷却では、１０℃／ｓ以上の冷却速度で６００〜７５０℃の第１の温度域まで熱延鋼板を冷却する。第２の冷却では、３０℃／ｓ以上の冷却速度で４５０〜６５０℃の第２の温度域まで熱延鋼板を冷却する。第１の冷却と第２の冷却との間には、第１の温度域に熱延鋼板を１〜１０秒間保持する。第２の冷却後には熱延鋼板を空冷することが好ましい。
【００９０】
第１の冷却の冷却速度が１０℃／ｓ未満であると、粒内の結晶方位差が５〜１４°の結晶粒の割合が不足する。また、第１の冷却の冷却停止温度が６００℃未満であると、面積率で５％以上のフェライトを得ることが困難となるとともに、粒内の結晶方位差が５〜１４°の結晶粒の割合が不足する。また、第１の冷却の冷却停止温度が７５０℃超であると、面積率で５％以上のベイナイトを得ることが困難となるとともに、粒内の結晶方位差が５〜１４°の結晶粒の割合が不足する。
【００９１】
６００〜７５０℃での保持時間が１０秒を超えると、バーリング性に有害なセメンタイトが生成しやすくなる。また、６００〜７５０℃での保持時間が１０秒を超えると、面積率で５％以上のベイナイトを得ることが困難となる場合が多く、さらに粒内の結晶方位差が５〜１４°の結晶粒の割合が不足する。６００〜７５０℃での保持時間が１秒未満であると、フェライトを面積率で５％以上得ることが困難になるとともに、粒内の結晶方位差が５〜１４°の結晶粒の割合が不足する。
【００９２】
第２の冷却の冷却速度が３０℃／ｓ未満であると、バーリング性に有害なセメンタイトが生成しやすくなるとともに、粒内の結晶方位差が５〜１４°の結晶粒の割合が不足する。第２の冷却の冷却停止温度が４５０℃未満であったり、６５０℃超であったりすると、粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の割合が不足する。
【００９３】
第１の冷却及び第２の冷却における冷却速度の上限は、特に限定しないが、冷却設備の設備能力を考慮して２００℃／ｓ以下としてもよい。
【００９４】
第１の冷却の冷却停止温度と第２の冷却の冷却停止温度との温度差を、３０〜２５０℃とすることが有効である。第１の冷却の冷却停止温度と第２の冷却の冷却停止温度との温度差が３０℃未満であると、鋼板組織の全体積に占める硬質結晶粒Ａの体積％｛硬質結晶粒Ａの体積％／（硬質結晶粒Ａの体積％＋軟質結晶粒Ｂの体積％）｝が０．１未満となる。このため、第１の冷却の冷却停止温度と第２の冷却の冷却停止温度との温度差は３０℃以上とし、好ましくは４０℃以上とし、より好ましくは５０℃以上とする。第１の冷却の冷却停止温度と第２の冷却の冷却停止温度との温度差が２５０℃を超えると、鋼板組織の全体積に占める硬質結晶粒Ａの体積％が０．９超となる。このため、第１の冷却の冷却停止温度と第２の冷却の冷却停止温度との温度差は２５０℃以下とし、好ましくは２３０℃以下とし、より好ましくは２２０℃以下とする。
【００９５】
また、第１の冷却の冷却停止温度と第２の冷却の冷却停止温度との温度差を、３０〜２５０℃とすることで、組織が、結晶粒内に最大径が８ｎｍ以下の析出物又はクラスタが１×１０１６〜１×１０１９個／ｃｍ３の個数密度で分散した硬質結晶粒Ａと、結晶粒内に最大径が８ｎｍ以下の析出物又はクラスタが１×１０１５個／ｃｍ３以下の個数密度で分散した軟質結晶粒Ｂとを含むものとなる。
【００９６】
このようにして本実施形態に係る鋼板を得ることができる。
【００９７】
上述の製造方法では、熱間圧延の条件を制御することにより、オーステナイトに加工転位を導入する。そうした上で、冷却条件を制御することにより、導入された加工転位を適度に残すことが重要である。すなわち、熱間圧延の条件又は冷却の条件を単独で制御したとしても、本実施形態に係る鋼板を得ることはできず、熱間圧延及び冷却の条件の両方を適切に制御することが重要である。上記以外の条件については、例えば、第２の冷却の後に公知の方法で巻き取るなど、公知の方法を用いればよく、特に限定しない。また、析出させる温度域を分けることによって、上述した硬質結晶粒Ａと軟質結晶粒Ｂを分散させることができる。
【００９８】
表面のスケールをとるために、酸洗してもよい。熱間圧延及び冷却の条件が上記のとおりであれば、その後に、冷間圧延、熱処理（焼鈍）、めっきなどを行っても同様の効果を得ることができる。
【００９９】
冷間圧延では、圧下率を９０％以下とすることが好ましい。冷間圧延における圧下率が９０％を超えると、延性が低下することがある。これは、冷間圧延によって硬質結晶粒Ａ及び軟質結晶粒Ｂが大きく潰れ、冷間圧延後の焼鈍時の再結晶粒が、熱間圧延後に硬質結晶粒Ａ及び軟質結晶粒Ｂであった部分の両者を蚕食し、２種の硬さを持つ結晶粒でなくなってしまうためと考えられる。冷間圧延を行わなくてもよく、冷間圧延における圧下率の下限は０％である。上記のとおり、熱延原板のままで、優れた成形性を有する。一方で、冷間圧延により導入された転位上に、固溶ままのＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ等が集まり、析出することによって、降伏点（ＹＰ）や引張強度（ＴＳ）を向上させることができる。従って、強度の調整のために冷間圧延を使用できる。冷間圧延により冷延鋼板が得られる。
【０１００】
冷間圧延後の熱処理（焼鈍）の温度は８４０℃以下とすることが好ましい。焼鈍時には、熱間圧延の段階で析出しきれなかったＴｉやＮｂが析出することによる強化、転位の回復、析出物の粗大化による軟質化等の複雑な現象が生じる。焼鈍温度が８４０℃を超えると、析出物の粗大化の効果が大きく、最大径が８ｎｍ以下の析出物が少なくなるとともに、粒内の結晶方位差が５〜１４°の結晶粒の割合が不足する。焼鈍温度は、より好ましくは８２０℃以下とし、更に好ましくは８００℃以下とする。焼鈍温度の下限は特に設けない。上述の通り、焼鈍を行わない熱延原板のままで、優れた成形性を有するためである。
【０１０１】
本実施形態の鋼板の表面に、めっき層が形成されていてもよい。つまり、本発明の他の実施形態としてめっき鋼板が挙げられる。めっき層は、例えば電気めっき層、溶融めっき層又は合金化溶融めっき層である。溶融めっき層及び合金化溶融めっき層としては、例えば、亜鉛及びアルミニウムの少なくともいずれか一方からなる層が挙げられる。具体的には、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、溶融アルミニウムめっき層、合金化溶融アルミニウムめっき層、溶融Ｚｎ−Ａｌめっき層、及び合金化溶融Ｚｎ−Ａｌめっき層などが挙げられる。特に、めっきのし易さや防食性の観点から、溶融亜鉛めっき層及び合金化溶融亜鉛めっき層が好ましい。
【０１０２】
溶融めっき鋼板や合金化溶融めっき鋼板は、前述した本実施形態に係る鋼板に対して溶融めっき又は合金化溶融めっきを施すことによって製造される。ここで、合金化溶融めっきとは、溶融めっきを施して表面に溶融めっき層を形成し、次いで、合金化処理を施して溶融めっき層を合金化溶融めっき層とすることを言う。めっきを施す鋼板は熱延鋼板であってもよく、熱延鋼板に冷間圧延と焼鈍とを施した鋼板であってもよい。溶融めっき鋼板や合金化溶融めっき鋼板は、本実施形態に係る鋼板を有し、かつ表面に溶融めっき層や合金化溶融めっき層が設けられているため、本実施形態に係る鋼板の作用効果と共に、優れた防錆性が達成できる。めっきを施す前に、プレめっきとして、Ｎｉ等を表面につけてもよい。
【０１０３】
鋼板に熱処理（焼鈍）を施す場合、熱処理行った後に、そのまま溶融亜鉛めっき浴に浸漬させて、鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を形成してもよい。この場合、熱処理の原板は、熱延鋼板であってもよいし、冷延鋼板であってもよい。溶融亜鉛めっき層を形成した後、再加熱し、めっき層と地鉄とを合金化させる合金化処理を行って、合金化溶融亜鉛めっき層を形成してもよい。
【０１０４】
本発明の実施形態に係るめっき鋼板は、鋼板の表面にめっき層が形成されているので、優れた防錆性を有する。したがって、例えば、本実施形態のめっき鋼板を用いて、自動車の部材を薄肉化した場合に、部材の腐食により自動車の使用寿命が短くなることを防止できる。
【０１０５】
なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
【実施例】
【０１０６】
次に、本発明の実施例について説明する。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。【０１０７】
表１及び表２に示す化学組成を有する鋼を溶製して鋼片を製造し、得られた鋼片を表３及び表４に示す加熱温度に加熱して、熱間で粗圧延を行い、引き続いて、表３及び表４に示す条件で仕上げ圧延を行った。仕上げ圧延後の熱延鋼板の板厚は、２．２〜３．４ｍｍであった。表１及び表２の空欄は、分析値が検出限界未満であったことを意味する。表１及び表２中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示し、表４中の下線は、本発明の鋼板の製造に適した範囲から外れていることを示す。【０１０８】
【表１】
2018026015.tif 000002
【０１０９】
【表２】
2018026015.tif 000003
【０１１０】
【表３】
2018026015.tif 000004
【０１１１】
【表４】
2018026015.tif 000005
【０１１２】
Ａｒ３（℃）は表１及び表２に示した成分より式（３）を用いて求めた。
Ａｒ３＝９７０−３２５×［Ｃ］＋３３×［Ｓｉ］＋２８７×［Ｐ］＋４０×［Ａｌ］−９２×（［Ｍｎ］＋［Ｍｏ］＋［Ｃｕ］）−４６×（［Ｃｒ］＋［Ｎｉ］）・・・（３）【０１１３】
仕上げ３段の累積ひずみは式（２）より求めた。
εｅｆｆ．＝Σεｉ（ｔ，Ｔ）・・・（２）
ここで、
εｉ（ｔ，Ｔ）＝εｉ０／ｅｘｐ｛（ｔ／τＲ）２／３｝、
τＲ＝τ０・ｅｘｐ（Ｑ／ＲＴ）、
τ０＝８．４６×１０−９、
Ｑ＝１８３２００Ｊ、
Ｒ＝８．３１４Ｊ／Ｋ・ｍｏｌ、であり、
εｉ０は圧下時の対数ひずみを示し、ｔは当該パスでの冷却直前までの累積時間を示し、Ｔは当該パスでの圧延温度を示す。【０１１４】
次いで、表５及び表６に示す条件で第１の冷却、第１の温度域での保持、第２の冷却を行い、試験Ｎｏ．１〜４４の熱延鋼板を得た。【０１１５】
試験Ｎｏ．２１の熱延鋼板には、表５に示す圧下率で冷間圧延を施し、表５に示す熱処理温度で熱処理を施した後、溶融亜鉛めっき層を形成し、さらに合金化処理を行い、表面に合金化溶融亜鉛めっき層（ＧＡ）を形成した。試験Ｎｏ．１８〜２０、４４の熱延鋼板には、表５及び表６に示す熱処理温度で熱処理を施した。試験Ｎｏ．１８〜２０の熱延鋼板は、熱処理を施した後、表面に溶融亜鉛めっき層（ＧＩ）を形成した。表６中の下線は、本発明の鋼板の製造に適した範囲から外れていることを示す。【０１１６】
【表５】
2018026015.tif 000006
【０１１７】
【表６】
2018026015.tif 000007
【０１１８】
そして、各鋼板（試験Ｎｏ．１〜１７、２２〜４３の熱延鋼板、熱処理を施した試験Ｎｏ．１８〜２０、４４の熱延鋼板、熱処理を施した試験Ｎｏ．２１の冷延鋼板）について、以下に示す方法により、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、パーライトの組織分率（面積率）、及び粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の割合を求めた。その結果を表７及び表８に示す。マルテンサイト及び／又はパーライトが含まれる場合、表中の「ベイナイト面積率」の欄に括弧書きで記載した。表８中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。【０１１９】
「フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、パーライトの組織分率（面積率）」
まず、鋼板から採取した試料をナイタールでエッチングした。エッチング後に光学顕微鏡を用いて板厚の１／４深さの位置において３００μｍ×３００μｍの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行った。この画像解析により、フェライトの面積率、パーライトの面積率、並びにベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率を得た。次いで、レペラ腐食した試料を用い、光学顕微鏡を用いて板厚の１／４深さの位置において３００μｍ×３００μｍの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行った。この画像解析により、残留オーステナイト及びマルテンサイトの合計面積率を得た。さらに、圧延面法線方向から板厚の１／４深さまで面削した試料を用い、Ｘ線回折測定により残留オーステナイトの体積率を求めた。残留オーステナイトの体積率は、面積率と同等であるので、これを残留オーステナイトの面積率とした。そして、残留オーステナイト及びマルテンサイトの合計面積率から残留オーステナイトの面積率を減じることでマルテンサイトの面積率を得、ベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率からマルテンサイトの面積率を減じることでベイナイトの面積率を得た。このようにして、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト及びパーライトのそれぞれの面積率を得た。【０１２０】
「粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の割合」
鋼板表面から板厚ｔの１／４深さ位置（１／４ｔ部）の圧延方向垂直断面について、圧延方向に２００μｍ、圧延面法線方向に１００μｍの領域を０．２μｍの測定間隔でＥＢＳＤ解析して結晶方位情報を得た。ここで、ＥＢＳＤ解析は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ−７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＨＩＫＡＲＩ検出器）で構成された装置を用い、２００〜３００点／秒の解析速度で実施した。次に、得られた結晶方位情報に対して、方位差１５°以上かつ円相当径で０．３μｍ以上の領域を結晶粒と定義し、結晶粒の粒内の平均方位差を計算し、粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の割合を求めた。上記で定義した結晶粒や粒内の平均方位差は、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ  Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」を用いて算出した。【０１２１】
各鋼板（試験Ｎｏ．１〜１７、２２〜４３の熱延鋼板、熱処理を施した試験Ｎｏ．１８〜２０、４４の熱延鋼板、熱処理を施した試験Ｎｏ．２１の冷延鋼板）について、以下に示す方法により、
結晶粒内の析出物又はクラスタの最大径と、最大径が８ｎｍ以下の析出物又はクラスタの個数密度とを測定した。また、得られた測定値を用いて、硬質結晶粒Ａの体積％と軟質結晶粒Ｂの体積％とを算出し、硬質結晶粒Ａの体積％／（硬質結晶粒Ａの体積％＋軟質結晶粒Ｂの体積％）｛体積比率Ａ／（Ａ＋Ｂ）｝を求めた。その結果を表７および表８に示す。【０１２２】
「結晶粒内の析出物又はクラスタの最大径、及び最大径が８ｎｍ以下の析出物又はクラスタの個数密度の測定」
結晶粒内の析出物又はクラスタの最大径及び個数密度は、３Ｄ−ＡＰによる観察法を用いて、以下のようにして測定した。測定対象となる鋼板から０．３ｍｍ×０．３ｍｍ×１０ｍｍの棒状試料を切り出し、電解研磨法によって針状加工し、試料とした。この試料を用い、結晶粒内の任意方向に３Ｄ−ＡＰによって５０万原子以上の測定を行い、３次元マップにより可視化して定量解析した。このような任意方向の測定を、異なる結晶粒１０個以上について行い、各結晶粒に含まれる析出物の最大径と、最大径が８ｎｍ以下の析出物の個数密度（観察領域の体積当りの析出物の個数）とを平均値として求めた。結晶粒内の析出物の最大径については、形状が明らかな析出物について、棒状のものは棒の長さ、板状のものは対角長、球形のものは直径とした。析出物のうち、特にサイズの小さいクラスタは、その形状が明らかではない場合が多いため、電界イオン顕微鏡（ＦＩＭ）の電解蒸発を利用した精密なサイズ測定法によって、析出物及びクラスタの最大径を決定した。【０１２３】
また、上記の測定法に加え、さらに広い視野が可能となる、電界イオン顕微鏡（ＦＩＭ）法を組み合わせて用いた。ＦＩＭは、針状にした試料に高い電圧を印加し、不活性ガスを導入することで、表面の電界分布を２次元的に映し出す方法である。フェライトマトリックスより明るいか、または暗いコントラストを析出物とした。特定の原子面の電界蒸発を１原子面ずつ行い、析出物のコントラストの発生消滅を観察することで、析出物の深さ方向のサイズを見積もった。【０１２４】
【表７】
2018026015.tif 000008
【０１２５】
【表８】
2018026015.tif 000009
【０１２６】
試験Ｎｏ．１〜１７、２２〜４３の熱延鋼板、熱処理を施した試験Ｎｏ．１８〜２０、４４の熱延鋼板、熱処理を施した試験Ｎｏ．２１の冷延鋼板について、引張試験において、降伏強度と引張強度とを求め、鞍型伸びフランジ試験によって、フランジの限界成形高さを求めた。そして、引張強度（ＭＰａ）と限界成形高さ（ｍｍ）との積を伸びフランジ性の指標とし、積が１９５００ｍｍ・ＭＰａ以上の場合に、伸びフランジ性に優れると判断した。また、引張強度（ＴＳ）が４８０ＭＰａ以上である場合に、高強度であると判断した。また、降伏応力（ＹＰ）と延性（ＥＬ）の積が１００００ＭＰａ・％以上である場合に、強度延性バランスが良好であると判断した。それらの結果を表９及び表１０に示す。表１０中の下線は、その数値が望ましい範囲から外れていることを示す。【０１２７】
引張試験は、ＪＩＳ５号引張試験片を圧延方向に対して直角方向から採取し、この試験片を用いて、ＪＩＳＺ２２４１に準じて試験を行った。【０１２８】
鞍型伸びフランジ試験は、コーナーの曲率半径をＲ６０ｍｍ、開き角θを１２０°とした鞍型成形品を用いて、コーナー部を打ち抜く際のクリアランスを１１％として行った。限界成形高さは、成形後に目視にて、板厚の１／３以上の長さを有するクラックの存在の有無を観察し、クラックが存在しない限界の成形高さとした。【０１２９】
【表９】
2018026015.tif 000010
【０１３０】
【表１０】
2018026015.tif 000011
【０１３１】
本発明例（試験Ｎｏ．１〜２１）では、４８０ＭＰａ以上の引張強度、１９５００ｍｍ・ＭＰａ以上の引張強度と鞍型伸びフランジ試験における限界成形高さとの積、及び１００００ＭＰａ・％以上の降伏応力と延性との積が得られた。【０１３２】
試験Ｎｏ．２２〜２８は、化学成分が本発明の範囲外の比較例である。試験Ｎｏ．２２〜２４及び試験Ｎｏ．２８は、伸びフランジ性の指標が目標値を満足しなかった。試験Ｎｏ．２５は、Ｔｉ及びＮｂの合計含有量が少ないため、伸びフランジ性及び降伏応力（ＹＰ）と延性（ＥＬ）との積が目標値を満足しなかった。試験Ｎｏ．２６は、Ｔｉ及びＮｂの合計含有量が多いため、加工性が劣化し、圧延中に割れが発生した。【０１３３】
試験Ｎｏ．２８〜４４は、製造条件が望ましい範囲から外れた結果、光学顕微鏡で観察される組織、粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の割合、硬質結晶粒Ａ中の析出物の個数密度、軟質結晶粒Ｂ中の析出物の個数密度、体積比率｛硬質結晶粒Ａの体積％／（硬質結晶粒Ａの体積％＋軟質結晶粒Ｂの体積％）｝のいずれか１つ又は複数が本発明の範囲を満たさなかった比較例である。試験Ｎｏ．２９〜４１及び試験Ｎｏ．４４は、粒内の方位差が５〜１４°である結晶粒の割合が少ないため、降伏応力（ＹＰ）と延性（ＥＬ）との積及び／又は伸びフランジ性の指標が目標値を満足しなかった。試験Ｎｏ．４２〜４３は、体積比率｛Ａ／（Ａ＋Ｂ）｝が大きいため、降伏応力（ＹＰ）と延性（ＥＬ）との積及び伸びフランジ性の指標が目標値を満足しなかった。
【産業上の利用可能性】
【０１３４】
本発明によれば、高強度で、延性及び伸びフランジ性が良好で、高い降伏応力を有する鋼板を提供できる。本発明の鋼板は、高強度でありながら厳しい伸びフランジ性が要求される部材への適用が可能である。本発明の鋼板は、自動車の部材の薄肉化による軽量化に適した素材であり、自動車の燃費向上等に寄与するため、産業上の利用可能性が高い。
【図１Ａ】
2018026015.tif 000012
【図１Ｂ】
2018026015.tif 000013
【手続補正書】
【提出日】平成30年3月1日(2018.3.1)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】請求項１
【補正方法】変更
【補正の内容】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．００８〜０．１５０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．７０％、
Ｍｎ：０．６０〜２．５０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．６０％、
Ｔｉ：０〜０．２００％、
Ｎｂ：０〜０．２００％、
Ｔｉ＋Ｎｂ：０．０１５〜０．２００％、
Ｃｒ：０〜１．０％、
Ｂ：０〜０．１０％、
Ｍｏ：０〜１．０％、
Ｃｕ：０〜２．０％、
Ｎｉ：０〜２．０％、
Ｍｇ：０〜０．０５％、
ＲＥＭ：０〜０．０５％、
Ｃａ：０〜０．０５％、
Ｚｒ：０〜０．０５％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ｎ：０．００６０％以下、かつ
残部：Ｆｅ及び不純物、
で表される化学組成を有し、
面積率で、
フェライト：５〜９５％、
ベイナイト：５〜９５％、かつ
残部：１０％以下、
で表される組織を有し、
方位差が１５°以上の粒界によって囲まれ、かつ円相当径が０．３μｍ以上である領域を結晶粒と定義した場合に、粒内方位差が５〜１４°である結晶粒の全結晶粒に占める割合が面積率で２０〜１００％であり、
前記結晶粒内に最大径が８ｎｍ以下の析出物又はクラスタが、１×１０16〜１×１０19個／ｃｍ3の個数密度で分散した硬質結晶粒Ａと、前記結晶粒内に最大径が８ｎｍ以下の析出物又はクラスタが、１×１０15個／ｃｍ3以下の個数密度で分散した軟質結晶粒Ｂとを含み、硬質結晶粒Ａの体積％／（硬質結晶粒Ａの体積％＋軟質結晶粒Ｂの体積％）が０．１〜０．９であることを特徴とする鋼板。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１９
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００１９】
（１）
質量％で、
Ｃ：０．００８〜０．１５０％、
Ｓｉ：０．０１〜１．７０％、
Ｍｎ：０．６０〜２．５０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．６０％、
Ｔｉ：０〜０．２００％、
Ｎｂ：０〜０．２００％、
Ｔｉ＋Ｎｂ：０．０１５〜０．２００％、
Ｃｒ：０〜１．０％、
Ｂ：０〜０．１０％、
Ｍｏ：０〜１．０％、
Ｃｕ：０〜２．０％、
Ｎｉ：０〜２．０％、
Ｍｇ：０〜０．０５％、
ＲＥＭ：０〜０．０５％、
Ｃａ：０〜０．０５％、
Ｚｒ：０〜０．０５％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ｎ：０．００６０％以下、かつ
残部：Ｆｅ及び不純物、
で表される化学組成を有し、
面積率で、
フェライト：５〜９５％、
ベイナイト：５〜９５％、かつ
残部：１０％以下、
で表される組織を有し、
方位差が１５°以上の粒界によって囲まれ、かつ円相当径が０．３μｍ以上である領域を結晶粒と定義した場合に、粒内方位差が５〜１４°である結晶粒の全結晶粒に占める割合が面積率で２０〜１００％であり、
前記結晶粒内に最大径が８ｎｍ以下の析出物又はクラスタが、１×１０16〜１×１０19個／ｃｍ3の個数密度で分散した硬質結晶粒Ａと、前記結晶粒内に最大径が８ｎｍ以下の析出物又はクラスタが、１×１０15個／ｃｍ3以下の個数密度で分散した軟質結晶粒Ｂとを含み、硬質結晶粒Ａの体積％／（硬質結晶粒Ａの体積％＋軟質結晶粒Ｂの体積％）が０．１〜０．９であることを特徴とする鋼板。
【国際調査報告】
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