JP6497443B2 - 鋼板 - Google Patents

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Description

本発明は、自動車の部材に好適な優れた衝突特性が得られる鋼板に関する。
鋼板を用いて自動車の車体を製造する場合、一般に、鋼板の成形、溶接及び塗装焼き付けが行われる。従って、自動車用の鋼板には、優れた成形性及び高い強度が要求される。従来、自動車に用いられる鋼板として、フェライト及びマルテンサイトの二相組織を有するdual phase（ＤＰ）鋼板、及び変態誘起塑性（transformation induced plasticity：ＴＲＩＰ）鋼板が挙げられる。自動車用の鋼板には、自動車の安全性の向上のために優れた衝突性能も要求される。つまり、外部から衝撃を受けた場合に大きく塑性変形して、衝突エネルギを吸収することも要求される。
しかしながら、ＤＰ鋼板及びＴＲＩＰ鋼板には、打抜き加工が行われると衝突特性が低下することがあるという問題点がある。すなわち、打抜き加工により生じた端面（以下、「打抜き端面」ということがある）が粗くなり、衝突時に打抜き端面からの割れ（以下、「端面割れ」ということがある）が発生しやすく、十分なエネルギ吸収量や反力特性を得ることができないことがある。端面割れが疲労特性を低下させることもある。
ＤＰ鋼板及びＴＲＩＰ鋼板は、塗装焼き付けにより降伏強度が向上するという性質を備えるが、降伏強度の向上が十分なものとならず、十分な反力特性が得られないこともある。
特開２００９−１８５３５５号公報 特開２０１１−１１１６７２号公報 特開２０１２−２５１２３９号公報 特開平１１−０８０８７８号公報 特開平１１−０８０８７９号公報 特開２０１１−１３２６０２号公報 特開２００９−１２７０８９号公報 特開平１１−３４３５３５号公報 国際公開第２０１０／１１４０８３号
本発明は、端面割れを抑制することができ、塗装焼き付け後に優れた降伏強度を得ることができる鋼板を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った。この結果、以下の事項が判明した。
（ａ） 鋼板に含まれる固溶Ｃが粒界に偏析して粒界を強化するため、固溶Ｃが多いほど、打抜き端面の粗さが抑制されて優れた衝突特性が得られ、優れた塗装焼き付け後の反力特性が得られる。
（ｂ） 特定の結晶方位を有する結晶粒の総面積分率が小さいほど、打抜き端面の粗さが抑制され、優れた衝突特性が得られる。特定の結晶方位を有する結晶粒には、鋼板の板面の法線方向（normal direction：ＮＤ）に平行な結晶方位が、＜１１１＞方向からのずれが１０°以下の結晶方位である結晶粒（以下、「ＮＤ／／＜１１１＞方位粒」ということがある）、及び鋼板の板面の法線方向に平行な結晶方位が、＜１００＞方向からのずれが１０°以下の結晶方位である結晶粒（以下、「ＮＤ／／＜１００＞方位粒」ということがある）が該当する。
（ｃ） 残留オーステナイトが打抜き端面の脆化を引き起こすため、残留オーステナイトが少ないほど、打抜き端面の粗さが抑制され、優れた衝突特性が得られる。
本願発明者は、このような知見に基づいて更に鋭意検討を重ねた結果、以下に示す発明の諸態様に想到した。
（１）
質量％で、
Ｃ：０．０５％〜０．４０％、
Ｓｉ：０．０５％〜３．０％、
Ｍｎ：１．５％〜３．５％、
Ａｌ：１．５％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ及びＭｏ：合計で０．０％〜１．０％、
Ｂ：０．０００％〜０．００５％、
Ｃａ：０．０００％〜０．００５％、
Ｃｅ：０．０００％〜０．００５％、並びに
Ｌａ：０．０００％〜０．００５％、
を含有し、更に、
Ｎｂ：０．０００２％〜０．０４％、
Ｔｉ：０．０００２％〜０．０８％、並びに
Ｖ及びＴａ：合計で０．０１％〜０．３％、
からなる群から選択される１種または２種以上を含有し、
残部：Ｆｅ及び不純物、
で表される化学組成を有し、
面積％で、
ラス中の円相当径が２ｎｍ〜５００ｎｍの鉄炭化物の数が２個以上の第１のマルテンサイト：２０％〜９５％、
フェライト：１５％以下、
残留オーステナイト：１５％以下、並びに
残部：ベイナイト若しくはラス中の円相当径が２ｎｍ〜５００ｎｍの鉄炭化物の数が２個未満の第２のマルテンサイト又はこれらの両方
で表される鋼組織を有し、
ＮＤ／／＜１１１＞方位粒及びＮＤ／／＜１００＞方位粒の総面積分率が４０％以下であり、
固溶Ｃの量が０．４４ｐｐｍ以上であり、
前記ＮＤ／／＜１１１＞方位粒は、板面の法線方向に平行な結晶方位が、＜１１１＞方向からのずれが１０°以下の結晶方位である結晶粒であり、
前記ＮＤ／／＜１００＞方位粒は、板面の法線方向に平行な結晶方位が、＜１００＞方向からのずれが１０°以下の結晶方位である結晶粒であることを特徴とする鋼板。
（２）
前記化学組成において、
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ及びＭｏ：合計で０．１％〜１．０％、
が成り立つことを特徴とする（１）に記載の鋼板。
（３）
前記化学組成において、
Ｂ：０．０００３％〜０．００５％、
が成り立つことを特徴とする（１）又は（２）に記載の鋼板。
（４）
前記化学組成において、
Ｃａ：０．００１％〜０．００５％、
Ｃｅ：０．００１％〜０．００５％、
Ｌａ：０．００１％〜０．００５％、若しくは
又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の鋼板。
本発明によれば、化学組成、鋼組織、特定の結晶粒の面積分率等が適切であるため、端面割れを抑制することができ、塗装焼き付け後に優れた降伏強度を得ることができる。
図１は、ハット型部品を示す図である。 図２は、蓋を示す図である。 図３は、試験体を示す図である。 図４は、試料の割れやすさの評価方法を示す図である。
以下、本発明の実施形態について説明する。
先ず、本発明の実施形態に係る鋼板及びその製造に用いる鋼の化学組成について説明する。詳細は後述するが、本発明の実施形態に係る鋼板は、鋼の熱間圧延、冷間圧延、焼鈍、再加熱及び調質圧延等を経て製造される。従って、鋼板及び鋼の化学組成は、鋼板の特性のみならず、これらの処理を考慮したものである。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、質量％で、Ｃ：０．０５％〜０．４０％、Ｓｉ：０．０５％〜３．０％、Ｍｎ：１．５％〜３．５％、Ａｌ：１．５％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．００％〜０．０４％以下、Ｔｉ：０．００％〜０．０８％以下、Ｖ及びＴａ：合計で０．０％〜０．３％、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ及びＭｏ：合計で０．０％〜１．０％、Ｂ：０．０００％〜０．００５％、Ｃａ：０．０００％〜０．００５％、Ｃｅ：０．０００％〜０．００５％、Ｌａ：０．０００％〜０．００５％、並びに残部：Ｆｅ及び不純物で表される化学組成を有している。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。
（Ｃ：０．０５％〜０．４０％）
Ｃは引張強度の向上に寄与し、固溶Ｃは粒界に偏析して粒界を強化する。粒界の強化により、打抜き端面の粗さが抑制されて優れた衝突特性が得られる。Ｃ含有量が０．０５％未満では、十分な引張強度、例えば９８０ＭＰａ以上の引張強度が得られなかったり、固溶Ｃが不足したりする。従って、Ｃ含有量は０．０５％以上である。より優れた引張強度及び衝突特性を得るために、Ｃ含有量は好ましくは０．０８％以上である。一方、Ｃ含有量が０．４０％超では、残留オーステナイトの増加及び鉄炭化物の過剰な析出により、衝突時の端面割れが生じやすくなる。従って、Ｃ含有量は０．４０％以下である。より優れた衝突特性を得るために、Ｃ含有量は好ましくは０．３０％以下である。
上記のように、鋼板に含まれる固溶Ｃは粒界に偏析して粒界を強化する。このため、固溶Ｃが多いほど、打抜き端面の粗さが抑制されて優れた衝突特性が得られ、優れた塗装焼き付け後の反力特性が得られる。鋼板に含まれる固溶Ｃの量が０．４４ｐｐｍ未満では、打抜き端面が粗くなって十分な衝突特性が得られなかったり、十分な塗装焼き付け後の反力特性が得られなかったりする。塗装焼き付け後の反力特性は時効指数（aging index：ＡＩ）に基づいて評価することができ、鋼板に含まれる固溶Ｃの量が０．４４ｐｐｍ未満では、所望の時効指数、例えば５ＭＰａ以上の時効指数を得ることができない。従って、固溶Ｃの量は０．４４ｐｐｍ以上である。時効指数についての詳細は後述する。
（Ｓｉ：０．０５％〜３．０％）
Ｓｉは、炭化物の生成を抑制することで焼鈍中にオーステナイトを安定化させたり、固溶Ｃの確保及び粒界上での炭化物の生成の抑制に寄与したりする。Ｓｉ含有量が０．０５％未満では、十分な引張強度が得られなかったり、固溶Ｃが不足して塗装焼き付けに伴う時効による降伏比の上昇が不足して十分な降伏比、例えば０．８以上の降伏比が得られなかったりする。従って、Ｓｉ含有量は０．０５％以上である。より優れた引張強度及び衝突特性を得るために、Ｓｉ含有量は好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が３．０％超では、フェライトが過剰になったり、残留オーステナイトが過剰になったりする。従って、Ｓｉ含有量は３．０％以下とする。スラブの置き割れの抑制及び熱間圧延中の端部割れの抑制の観点から、Ｓｉ含有量は好ましくは２．５％以下、より好ましくは２．０％以下である。
（Ｍｎ：１．５％〜３．５％）
Ｍｎは、フェライトの生成を抑制する。Ｍｎ含有量が１．５％未満では、フェライトが過剰に生成し、衝突時の端面割れが発生しやすくなる。従って、Ｍｎ含有量は１．５％以上である。より優れた衝突特性を得るために、Ｍｎ含有量は好ましくは２．０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３．５％超では、ＮＤ／／＜１１１＞方位粒及びＮＤ／／＜１００＞方位粒の総面積分率が過剰となり、衝突時の端面割れが発生しやすくなる。従って、Ｍｎ含有量は３．５％以下である。溶接性の観点から、Ｍｎ含有量は好ましくは３．０％以下である。
（Ａｌ：１．５％以下）
Ａｌは、必須元素ではないが、例えば介在物の低減のための脱酸に用いられ、鋼中に残存し得る。Ａｌ含有量が１．５％超では、フェライトが過剰に生成し、衝突時の端面割れが発生しやすくなる。従って、Ａｌ含有量は１．５％以下である。Ａｌ含有量の低減にはコストがかかり、０．００２％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ａｌ含有量は０．００２％以上としてもよい。十分な脱酸を行った場合、０．０１％以上のＡｌが残存することがある。
（Ｎ：０．０１０％以下）
Ｎは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｎ含有量が０．０１０％超では、十分な靱性が得られず、衝突時の端面割れが発生しやすくなったり、降伏点伸びが過剰になったりする。従って、Ｎ含有量は０．０１０％以下である。成形性の観点から、Ｎ含有量は好ましくは０．００５％以下である。Ｎ含有量の低減にはコストがかかり、０．００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｎ含有量は０．００１％以上としてもよい。
（Ｐ：０．１０％以下）
Ｐは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｐ含有量が０．１０％超では、打抜き端面の粗さが顕著になり、衝突時の端面割れが発生しやすくなる。従って、Ｐ含有量は０．１０％以下である。溶接性の観点から、Ｐ含有量は好ましくは０．０５％以下である。Ｐ含有量の低減にはコストがかかり、０．００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｐ含有量は０．００１％以上としてもよい。
（Ｓ：０．００５％以下）
Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｓ含有量が０．００５％超では、打抜き端面の粗さが顕著になり、衝突時の端面割れが発生しやすくなる。従って、Ｓ含有量は０．００５％以下である。衝突時の溶接部からの割れを抑制するために、Ｓ含有量は好ましくは０．００３％以下である。Ｓ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００２％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｓ含有量は０．０００２％以上としてもよい。
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｍｏ、Ｂ、Ｃａ、Ｃｅ及びＬａは、必須元素ではなく、鋼板及び鋼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。
（Ｎｂ：０．００％〜０．０４％、Ｔｉ：０．００％〜０．０８％）
Ｎｂ及びＴｉは固溶Ｃの確保及び結晶粒の細粒化を通じた降伏強度の向上に寄与し、衝突特性の向上に有効である。従って、Ｎｂ若しくはＴｉ又はこれらの両方が含有されていてもよい。但し、Ｎｂ含有量が０．０４％超では、ＮＤ／／＜１１１＞方位粒及びＮＤ／／＜１００＞方位粒の総面積分率が過剰となったり、粒界にＮｂ炭窒化物が過剰に析出したりして、衝突時の端面割れが発生しやすくなる。従って、Ｎｂ含有量は０．０４％以下である。Ｔｉ含有量が０．０８％超では、ＮＤ／／＜１１１＞方位粒及びＮＤ／／＜１００＞方位粒の総面積分率が過剰になったり、粒界にＴｉ炭窒化物が過剰に析出したりして、衝突時の端面割れが発生しやすくなる。従って、Ｔｉ含有量は０．０８％以下である。上記作用による効果を確実に得るために、Ｎｂ及びＴｉの含有量は好ましくは合計で０．０１％以上である。なお、Ｎｂ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００２％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｎｂ含有量は０．０００２％以上としてもよい。Ｔｉ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００２％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｔｉ含有量は０．０００２％以上としてもよい。
（Ｖ及びＴａ：合計で０．０％〜０．３％）
Ｖ及びＴａは、炭化物、窒化物又は炭窒化物の形成及び細粒化により、強度の向上に寄与する。従って、Ｖ若しくはＴａ又はこれらの両方が含有されていてもよい。但し、Ｖ及びＴａの含有量が合計で０．３％超では、粒界に多量の炭化物又は炭窒化物が析出し、打抜き端面の粗さが顕著になり、衝突時の端面割れが発生しやすくなる。従って、Ｖ及びＴａの含有量は合計で０．３％以下である。スラブの置き割れの抑制及び熱間圧延中の端部割れの抑制の観点から、Ｖ及びＴａの含有量は好ましくは合計で０．１％以下である。上記作用による効果を確実に得るために、Ｖ及びＴａの含有量は好ましくは合計で０．０１％以上である。
（Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ及びＭｏ：合計で０．０％〜１．０％）
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ及びＭｏは、Ｍｎと同様に、フェライトの生成を抑制する。従って、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ若しくはＭｏ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。但し、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ及びＭｏの含有量が合計で１．０％超では、加工性が著しく劣化し、端面割れが発生しやすい。従って、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ及びＭｏの含有量は合計で１．０％以下である。端面割れのより確実な抑制の観点から、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ及びＭｏの含有量は好ましくは合計で０．５％以下である。上記作用による効果を確実に得るために、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ及びＭｏの含有量は好ましくは０．１％以上である。
（Ｂ：０．０００％〜０．００５％）
Ｂは鋼板の焼入れ性を高め、フェライトの形成を抑制し、マルテンサイトの形成を促す。従って、Ｂが含有されていてもよい。但し、Ｂ含有量が合計で０．００５％超では、衝突時の端面割れが発生することがある。従って、Ｂ含有量は０．００５％以下である。より優れた衝突特性を得るために、Ｂ含有量は好ましくは合計で０．００３％以下である。上記作用による効果を確実に得るために、Ｂ含有量は好ましくは０．０００３％以上である。
（Ｃａ：０．０００％〜０．００５％、Ｃｅ：０．０００％〜０．００５％、Ｌａ：０．０００％〜０．００５％）
Ｃａ、Ｃｅ及びＬａは、鋼板中の酸化物及び硫化物を細かくしたり、酸化物及び硫化物の特性を変化させたりして、端面割れを生じにくくする。従って、Ｃａ、Ｃｅ若しくはＬａ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。但し、Ｃａ含有量、Ｃｅ含有量、Ｌａ含有量のいずれかが０．００５％超では、上記作用による効果が飽和して徒にコストが高くなると共に、成形性が低下する。従って、Ｃａ含有量、Ｃｅ含有量、Ｌａ含有量は、いずれも０．００５％以下である。成形性の低下をより抑制するために、Ｃａ含有量、Ｃｅ含有量、Ｌａ含有量は、いずれも好ましくは０．００３％以下である。上記作用による効果を確実に得るために、Ｃａ含有量、Ｃｅ含有量、Ｌａ含有量は、いずれも好ましくは０．００１％以上である。つまり、「Ｃａ：０．００１％〜０．００５％」、「Ｃｅ：０．００１％〜０．００５％」若しくは「Ｌａ：０．００１％〜０．００５％」又はこれらの任意の組み合わせが満たされることが好ましい。
次に、本発明の実施形態に係る鋼板の鋼組織について説明する。以下の説明において、鋼組織を構成する相又は組織の割合の単位である「％」は、特に断りがない限り面積分率の「面積％」を意味する。本発明の実施形態に係る鋼板は、ラス中の円相当径が２ｎｍ〜５００ｎｍの鉄炭化物の数が２個以上の第１のマルテンサイト：２０％〜９５％、フェライト：１５％以下、残留オーステナイト：１５％以下、並びに残部：ベイナイト若しくはラス中の円相当径が２ｎｍ〜５００ｎｍの鉄炭化物の数が２個未満の第２のマルテンサイト又はこれらの両方で表される鋼組織を有している。
（ラス中の円相当径が２ｎｍ〜５００ｎｍの鉄炭化物の数が２個以上の第１のマルテンサイト：２０％〜９５％）
ラス中の円相当径が２ｎｍ〜５００ｎｍの鉄炭化物の数が２個以上の第１のマルテンサイトは、引張強度の向上及び固溶Ｃの確保に寄与し、固溶Ｃの確保により、塗装焼き付けに伴う時効により降伏比が向上し、衝突時の端面割れが抑制される。ラス境界上の鉄炭化物はラス中の鉄炭化物に該当しない。鉄炭化物には、Ｆｅ及びＣからなるもののみならず、他の元素をも含むものも該当する。他の元素としては、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏが例示される。
ラス中に円相当径が２ｎｍ以上の鉄炭化物が存在しないマルテンサイト、及びラス中に円相当径が２ｎｍ以上の鉄炭化物が存在していてもその数が２個未満のマルテンサイトは、引張強度の向上及び固溶Ｃの確保に十分に寄与できない。ラス中に円相当径が２ｎｍ以上の鉄炭化物が２個以上存在していても、そのうちで５００ｎｍ以下のものが２個未満のマルテンサイトは、粗大な鉄炭化物の影響により、過剰な降伏点伸びを引き起こしたり、引張強度の向上を阻害したりする。
そして、第１のマルテンサイトの面積分率が２０％未満では、塗装焼き付けに伴う時効によっても降伏比が十分には向上しない。従って、第１のマルテンサイトの面積分率は２０％以上である。より高い降伏比を得るために、第１のマルテンサイトの面積分率は好ましくは３０％以上である。一方、第１のマルテンサイトの面積分率が９５％超では、延性が不足し、打抜き端面の有無に拘わらず、衝突時に大きく変形した部位からの割れが発生しやすい。従って、第１のマルテンサイトの面積分率は９５％以下である。より優れた延性を得るために、第１のマルテンサイトの面積分率は好ましくは９０％以下である。
（フェライト：１５％以下）
フェライトは、鋼板の成形性を向上させるものの、衝突時の端面割れを生じやすくしたり、塗装焼き付けによる降伏比の向上を阻害したり、反力特性を低下させたりする。そして、フェライトの面積分率が１５％超の場合に、端面割れの発生、降伏比の向上の阻害及び反力特性の低下が顕著である。従って、フェライトの面積分率は１５％以下である。より優れた衝突特性を得るために、フェライトの面積分率は好ましくは１０％以下であり、より好ましくは６％以下である。
（残留オーステナイト：１５％以下）
残留オーステナイトは、成形性の向上及び衝撃エネルギの吸収に寄与するものの、打抜き端面を脆化させて衝突時の端面割れを生じやすくする。そして、残留オーステナイトの面積分率が１５％超の場合に、端面割れの発生が顕著である。従って、残留オーステナイトの面積分率は１５％以下である。より優れた衝突特性を得るために、残留オーステナイトの面積分率は好ましくは１２％以下である。残留オーステナイトの面積分率が３％未満では、衝突時に伸びフランジ部位からの割れが発生することがある。従って、残留オーステナイトの面積分率は好ましくは３％以上である。
（残部：ベイナイト若しくはラス中の円相当径が２ｎｍ〜５００ｎｍの鉄炭化物の数が２個未満の第２のマルテンサイト又はこれらの両方）
第１のマルテンサイト、フェライト及び残留オーステナイト以外の残部は、ベイナイト若しくは第２のマルテンサイト又はこれらの両方である。ベイナイトが含まれている場合、Ｃの濃化が促進され、面積分率が３％〜１５％の残留オーステナイトを得やすい。
本願において、フェライトには、ポリゴナルフェライト（αｐ）、擬ポリゴナルフェライト（αｑ）及び粒状ベイニティックフェライト（αＢ）が含まれ、ベイナイトには、下部ベイナイト、上部ベイナイト及びベイニティックフェライト（α°Ｂ）が含まれる。粒状ベイニティックフェライトは、ラスのない回復した転位サブ構造を有し、ベイニティックフェライトは、炭化物の析出のないラスが束となった構造であり、旧γ粒界がそのまま残る（参考文献：「鋼のベイナイト写真集−１」日本鉄鋼協会（１９９２年）ｐ．４、参照）。この参考文献には、「Granular bainitic ferrite structure; dislocated substructure but fairly recovered like lath-less」という記載及び「sheaf-like with laths but no carbide; conserving the prior austenite grain boundary」という記載がある。
第２のマルテンサイトには、ラス中に円相当径が２ｎｍ以上の鉄炭化物が存在しないマルテンサイト、ラス中に円相当径が２ｎｍ以上の鉄炭化物が存在していてもその数が２個未満のマルテンサイト、及びラス中に円相当径が２ｎｍ以上の鉄炭化物が２個以上存在していても、そのうちで５００ｎｍ以下のものが２個未満のマルテンサイトが該当する。第２のマルテンサイトの面積分率が３％超では、塗装焼き付け後に十分な降伏比が得られないことがある。従って、第２のマルテンサイトの面積分率は好ましくは３％以下である。
フェライト、ベイナイト、マルテンサイト及びパーライトの面積率は、例えば、光学顕微鏡又は走査電子顕微鏡（scanning electron microscopy：ＳＥＭ）によって撮影した鋼組織の写真を用いて、ポイントカウント法又は画像解析によって測定できる。粒状ベイニティックフェライト（αＢ）とベイニティックフェライト（α°Ｂ）との判別は、ＳＥＭ及び透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）による組織観察を行い、上記参考文献の記載に基づいて行うことができる。マルテンサイトラス中の鉄炭化物の円相当径は、ＳＥＭ及びＴＥＭによる組織観察を行って測定することができる。固溶Ｃの量は、例えば内部摩擦法により測定することができる。内部摩擦法の内容は、例えば「日本金属学会誌（1962）, vol. 26, (1), 47」に記載されている。
残留オーステナイトの面積分率は、例えば、電子線後方散乱回折（electron backscatter diffraction：ＥＢＳＤ）法又はＸ線回折法により測定することができる。Ｘ線回折法により測定する場合は、Ｍｏ−Ｋα線を用いて、フェライトの（１１１）面の回折強度（α（１１１））、残留オーステナイトの（２００）面の回折強度（γ（２００））、フェライトの（２１１）面の回折強度（α（２１１））、及び残留オーステナイトの（３１１）面の回折強度（γ（３１１））を測定し、次の式から残留オーステナイトの面積分率（ｆＡ）を算出することができる。
ｆＡ＝（２／３）｛１００／（０．７×α（１１１）／γ（２００）＋１）｝
＋（１／３）｛１００／（０．７８×α（２１１）／γ（３１１）＋１）｝
次に、本発明の実施形態に係る鋼板におけるＮＤ／／＜１１１＞方位粒及びＮＤ／／＜１００＞方位粒の総面積分率について説明する。本発明者らにより、ＮＤ／／＜１１１＞方位粒及びＮＤ／／＜１００＞方位粒の総面積分率が衝突時の端面割れに大きな影響を及ぼすことが見出された。すなわち、この総面積分率が４０％超では、衝突時の端面割れが発生しやすいことが見出された。従って、この総面積分率は４０％以下である。結晶方位はＥＢＳＤ法により特定することができる。なお、ＮＤ／／＜１１１＞方位粒及びＮＤ／／＜１００＞方位粒の総面積分率は、観察面における全結晶粒に対する割合であり、鋼組織の面積分率とは区別される。つまり、これらの間では分母が相違しており、これらの和が１００％になる必要はない。
次に、本発明の実施形態に係る鋼板の機械的特性について説明する。
本実施形態に係る鋼板は好ましくは９８０ＭＰａ以上の引張強度を有する。引張強度が９８０ＭＰａ未満では、部材の高強度化による軽量化の利点を得にくいためである。
本実施形態に係る鋼板は、好ましくは５ＭＰａ以上、より好ましくは１０ＭＰａ以上の時効指数（aging index：ＡＩ）を有する。時効指数が５ＭＰａ未満では、塗装焼き付け後の降伏比が低く、優れた反力特性を得にくいためである。ここでいう時効指数は、１０％引張予歪が付加され、１００℃で６０分間の時効が行われた後の降伏強度と時効前の降伏強度との差であり、時効による降伏強度の増加量に相当する。時効指数は、鋼板中の固溶Ｃの量の影響を受ける。
本実施形態に係る鋼板は、好ましくは３％以下、より好ましくは１％以下の降伏点伸びを有する。降伏点伸びが３％超では、成形時及び衝突時に局部歪集中に伴って破断しやすいためである。
本実施形態に係る鋼板は、好ましくは０．８０以上、より好ましくは０．８８以上の塗装焼き付けに伴う時効後の降伏比を有する。時効後の降伏比が０．８０未満では、十分な衝突特性が得られず、部材の軽量化の利点を得にくいためである。ここでいう時効後の降伏比は、次のようにして測定する。先ず、鋼板に５％の引張予歪を付加し、塗装焼き付けに相当する１７０℃で２０分間の時効処理を行う。その後、引張試験により引張強度及び降伏強度を取得し、この引張強度及び降伏強度から降伏比を算出する。引張予歪の大きさを５％としているのは、自動車の骨格用の部材の製造では、一般に曲げ加工部や絞り加工部に５％以上の成形歪が導入されることを考慮したものである。
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。この製造方法では、上記の化学組成を有する鋼の熱間圧延、冷間圧延、焼鈍、再加熱及び調質圧延等を行う。
先ず、上記の化学組成を有するスラブを製造し、熱間圧延を行う。熱間圧延に供するスラブは、例えば、連続鋳造法、分塊法又は薄スラブキャスタ等で製造することができる。鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延のようなプロセスを採用してもよい。
熱間圧延では、粗圧延及び仕上げ圧延を行う。仕上げ圧延は、（９６０＋（８０×［％Ｎｂ］＋４０×［％Ｔｉ］））℃以上の温度で開始する。［％Ｎｂ］はＮｉ含有量であり、［％Ｔｉ］はＴｉ含有量である。仕上げ圧延を開始する温度（仕上げ圧延開始温度：ＨＳＴ）が（９６０＋（８０×［％Ｎｂ］＋４０×［％Ｔｉ］））℃未満では、ＮＤ／／＜１００＞方位粒及びＮＤ／／＜１１１＞方位粒の総面積分率が過剰となり、打抜き端面の粗さが顕著になり、衝突時に端面割れが生じやすくなる。仕上げ圧延は、（８８０＋（８０×［％Ｎｂ］＋４０×［％Ｔｉ］））℃以上の温度で終了する。仕上げ圧延を終了する温度（仕上げ圧延終了温度：ＨＦＴ）が（８８０＋（８０×［％Ｎｂ］＋４０×［％Ｔｉ］））℃未満では、ＮＤ／／＜１００＞方位粒及びＮＤ／／＜１１１＞方位粒の総面積分率が過剰となり、打抜き端面の粗さが顕著になり、衝突時に端面割れが生じやすくなる。仕上げ圧延は、好ましくは（８９０＋（８０×［％Ｎｂ］＋４０×［％Ｔｉ］））℃以上の温度で終了する。
仕上げ圧延の終了後、鋼板を冷却する。この冷却では、仕上げ圧延終了温度（ＨＦＴ）から（ＨＦＴ−２０℃）までの間の第１の平均冷却速度（ＣＲ１）を１０℃／ｓ以下とし、Ａｒ３点から７００℃まで間の第２の平均冷却速度（ＣＲ２）を３０℃／ｓ以上とする。第１の平均冷却速度が１０℃／ｓ超では、ＮＤ／／＜１００＞方位粒及びＮＤ／／＜１１１＞方位粒の総面積分率が過剰となり、打抜き端面の粗さが顕著になり、衝突時に端面割れが生じやすくなる。第１の平均冷却速度は、好ましくは８℃／ｓ以下とする。第２の平均冷却速度が３０℃／ｓ未満では、焼鈍後に十分な固溶Ｃを得ることができず、塗装焼き付けによっても降伏比が十分に向上しなかったり、打抜き端面の粗さが顕著となったりする。
仕上げ圧延後の巻取りは６７０℃以下で行う。巻取り温度（ＣＴ）が６７０℃超では、焼鈍後に十分な固溶Ｃを得ることができず、塗装焼き付けによっても降伏比が十分に向上しなかったり、打抜き端面の粗さが顕著となったりする。巻取り温度は、好ましくは６２０℃以下とする。
巻取りの後、酸洗及び冷間圧延を行う。冷間圧延７５％以下の圧下率で行う。冷間圧延の圧下率が７５％超では、打抜き端面の粗さが顕著になり、衝突時に端面割れが生じやすくなる。
冷間圧延の後に焼鈍を行う。この焼鈍の最高到達温度（ＳＴ）が（Ａｃ３−６０）℃未満では、ＮＤ／／＜１００＞方位粒及びＮＤ／／＜１１１＞方位粒の総面積分率が４０％超となったり、フェライトの面積分率が１５％超となったりする。この結果、打抜き端面の粗さが顕著になり、衝突時に端面割れが生じやすくなる。焼鈍の時間が３秒間未満でも、同様の理由で、打抜き端面の粗さが顕著になり、衝突時に端面割れが生じやすくなる。従って、最高到達温度は（Ａｃ３−６０）℃以上とし、最高到達温度での保持時間は３秒間以上とする。より優れた衝突特性を得るために、最高到達温度は好ましくは（Ａｃ３−４０）℃以上とする。一方、最高到達温度が（Ａｃ３＋７０）℃超では、結晶粒が粗大化して打抜き端面が脆化し、衝突時に端面割れが生じやすくなる。従って、最高到達温度は好ましくは（Ａｃ３＋７０）℃とする。焼鈍には、例えば、連続焼鈍設備又はめっき設備を備えた連続焼鈍設備を用いる。
変態温度Ａｃ３（℃）の値は、次の式で表すことができる。［％Ｃ］はＣ含有量であり、［％Ｓｉ］はＳｉ含有量であり、［％Ｍｎ］はＭｎ含有量であり、［％Ｃｕ］はＣｕ含有量であり、［％Ｎｉ］はＮｉ含有量であり、［％Ｃｒ］はＣｒ含有量であり、［％Ｍｏ］はＭｏ含有量であり、［％Ｔｉ］はＴｉ含有量であり、［％Ｎｂ］はＮｂ含有量であり、［％Ｖ］はＶ含有量であり、［％Ａｌ］はＡｌ含有量である。
Ａｃ３（℃）＝９３７．２−４３６．５［％Ｃ］＋５６［％Ｓｉ］−１９．７［％Ｍｎ］−１６．３［％Ｃｕ］−２６．６［％Ｎｉ］−４．９［％Ｃｒ］＋３８．１［％Ｍｏ］＋１３６．３［％Ｔｉ］−１９．１［％Ｎｂ］＋１２４．８［％Ｖ］＋１９８．４［％Ａｌ］
焼鈍の後の冷却では、７００℃から５００℃までの間の第３の平均冷却速度（ＣＲ３）を１０℃／ｓ以上とし、３００℃から１５０℃までの間の第４の平均冷却速度（ＣＲ４）を１０℃／ｓ以上とする。第３の平均冷却速度が１０℃／ｓ未満では、フェライトの面積分率が１５％超となったり、十分な固溶Ｃを得ることができなかったりして、塗装焼き付けによっても降伏比が十分に向上しない。第３の平均冷却速度は、好ましくは２０℃／ｓ以上とする。第４の平均冷却速度が１０℃／ｓ未満では、十分な固溶Ｃを得ることができず、塗装焼き付けによっても降伏比が十分に向上しない。
その後、３００℃以上５３０℃以下の温度域で１０秒間以上の再加熱を行う。この再加熱の間にマルテンサイトラス内に鉄炭化物が成長する。この保持温度（Ｔｒ）が３００℃未満では、十分な鉄炭化物が得られず、塗装焼き付けによっても降伏比が十分に向上せず、衝突時の端面割れが発生しやすく、エネルギ吸収量が低く、十分な反力特性が得られない。保持時間が１０秒間未満では、同様の理由で優れた衝突特性が得られない。保持温度が５３０℃超では、鉄炭化物が粗大化し、降伏点伸びが過剰になったり、引張強度が不足したりする。
再加熱の間に鋼板にめっき処理を行ってもよい。めっき処理は、例えば、連続焼鈍設備に設けられためっき設備で行ってもよく、連続焼鈍設備とは別のめっき専用の設備で行ってもよい。めっきの組成は特に限定されない。めっき処理としては、例えば、溶融めっき処理、合金化溶融めっき処理又は電気めっき処理を行うことができる。
再加熱の後、０．２％以上の伸び率で調質圧延（スキンパス圧延）を行う。伸び率が０．２％未満では、降伏点伸びが３％超となり、十分な反力特性を得ることができない。一方、伸び率が２．０％超では、成形性が低下することがある。従って、伸び率は好ましくは２．０％以下とする。
このようにして、本発明の実施形態に係る鋼板を製造することができる。
本実施形態によれば、化学組成、鋼組織、特定の結晶粒の面積分率等が適切であるため、端面割れを抑制することができ、塗装焼き付け後に優れた降伏強度を得ることができる。
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。
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。
この試験では、表１に示す化学組成を有する鋼を溶製して鋼片を製造し、この鋼片を１２００℃〜１２５０℃に加熱し、熱間圧延を行った。熱間圧延では粗圧延及び仕上げ圧延を行った。表１中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はＦｅ及び不純物である。表１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。
Figure 0006497443
仕上げ圧延では７つのスタンドを用い、最も上流側の第１スタンドの入側温度、すなわち圧延直前の温度及び最も下流側の第７スタンドの出側温度、すなわち圧延直後の温度を測定した。第１スタンドの入側温度は仕上げ圧延開始温度（ＨＳＴ）に相当し、第７スタンドの出側温度は仕上げ圧延終了温度（ＨＦＴ）に相当する。これらを表２に示す。
仕上げ圧延後に熱延鋼板を冷却し、巻取った。この冷却及び巻取りにおける、仕上げ圧延終了温度（ＨＦＴ）から（ＨＦＴ−２０℃）までの間の第１の平均冷却速度（ＣＲ１）、Ａｒ３点から７００℃まで間の第２の平均冷却速度（ＣＲ２）及び巻取り温度（ＣＴ）を表２に示す。
巻取り後、熱延鋼板の酸洗を行ってスケールを除去した。その後、４５％〜７０％の圧下率で冷間圧延を行うことにより、厚さが１．２ｍｍの冷延鋼板を得た。続いて、連続焼鈍設備を用いて冷延鋼板の焼鈍を行った。この焼鈍における、最高到達温度（ＳＴ）、７００℃から５００℃までの間の第３の平均冷却速度（ＣＲ３）及び３００℃から１５０℃までの間の第４の平均冷却速度（ＣＲ４）を表２に示す。
次いで、１５０℃以下の温度まで冷却された鋼板を再加熱した。この再加熱における、保持温度（Ｔｒ）及び保持時間（ｔｒ）を表２に示す。その後、調質圧延（スキンパス圧延）を行った。この調質圧延における伸び率（ＳＰ）を表２に示す。
一部の鋼板については、連続焼鈍中又は連続焼鈍後に、溶融亜鉛めっき処理又は合金化溶融亜鉛めっき処理を行い、他の一部の鋼板については、連続焼鈍後に電気亜鉛めっき処理を行った。表２にめっき処理に対応する鋼種を示す。表２中の「ＧＩ」は溶融亜鉛めっき処理が行われた溶融亜鉛めっき鋼板を示し、「ＧＡ」は合金化溶融亜鉛めっき処理が行われた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を示し、「ＥＧ」は電気亜鉛めっき処理が行われた電気亜鉛めっき鋼板を示し、「ＣＲ」はめっき処理が行われていない冷延鋼板を示す。例えば、試料Ｎｏ．３０、試料Ｎｏ．３１では、ＣＲ３が３０℃／ｓの冷却、溶融亜鉛めっき処理（ＧＩ）又は合金化溶融亜鉛めっき処理（ＧＡ）、ＣＲ４が１５℃／ｓの冷却及び再加熱をこの順で行った。
Figure 0006497443
このようにして鋼板の試料を作製した。表２中の下線は、その数値が製造条件の適切な範囲から外れていることを示す。そして、試料の鋼組織を観察した。鋼組織の観察では、フェライトの面積分率（ｆＦ）、第１のマルテンサイトの面積分率（ｆＭＰ）、残留オーステナイトの面積分率（ｆＡ）を測定し、これら以外の組織の種類を特定した。この観察では、鋼板の１／４厚さの部分について、光学顕微鏡写真若しくはＳＥＭ写真を用いたポイントカウント法若しくは画像解析による解析又はＸ線回折法による解析を行った。光学顕微鏡写真及びＳＥＭ写真からでは判別が困難な組織は、ＴＥＭ観察及びＥＢＳＤ法による結晶方位の特定を行い、参考文献の記載に基づき判別した。鉄炭化物の円相当径は、ＳＥＭ観察により測定し、ＳＥＭ観察では判別が困難な微小な鉄炭化物の円相当径は、ＴＥＭ観察により測定した。
ＮＤ／／＜１００＞方位粒及びＮＤ／／＜１１１＞方位粒の総面積分率の測定も行った。この測定では、圧延方向（ＲＤ）及び板面の法線方向（ＮＤ）を含む断面内の、板厚の１／４位置から１／２位置の間の面積が５０００μｍ２以上の領域についてＥＢＳＤ法による分析を行った。更に、固溶Ｃの量を内部摩擦法により測定した。
これらの結果を表３に示す。表３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。表３の「他の組織」の欄中の「Ｂ」はベイナイトを示し、「Ｐ」はパーライトを示し、「Ｍ」は第２のマルテンサイトを示す。
Figure 0006497443
その後、各試料についてＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した引張試験を行った。この引張試験では、板幅方向（圧延方向に直角する方向）を長手方向とするＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠した引張試験片を用いた。そして、試料毎に、降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳ、降伏点伸びＹＰＥ及び均一伸びｕＥｌを測定した。この引張試験では、試料毎に、引張予歪を５％付加した後に１７０℃で２０分間の時効処理を施した引張試験片も準備し、時効後の降伏強度ＹＳ及び時効後の引張強度ＴＳを測定し、時効後の降伏比ＹＲを算出した。
試料毎に、時効指数ＡＩを測定した。時効指数ＡＩの測定では、１０％引張予歪を付加し、１００℃で６０分間の時効を行い、その後に引張試験により降伏強度を測定した。上記時効の前にも引張試験により降伏強度を測定しておき、時効後の降伏強度の時効前の降伏強度からの増加量を算出した。
各試料の割れやすさの評価を行った。図１乃至図４は、割れやすさの評価方法を示す図である。この評価では、先ず、図１に示すハット型部品１１及び図２に示す蓋２１を準備した。ハット型部品１１及び蓋２１の長手方向の長さは９００ｍｍとした。蓋２１の幅方向の長さは１００ｍｍとした。ハット型部品１１の頂部の高さは５０ｍｍとし、幅方向の長さは５０ｍｍとし、２つの鍔部の幅方向の長さはいずれも２５ｍｍと、湾曲部の曲率半径は５ｍｍとした。ハット型部品１１の中心に直径が１０ｍｍの穴１２が形成され、蓋２１の中心に直径が１０ｍｍの穴２２が形成されている。穴１２及び穴２２は、ポンチ打抜きにて１５％のクリアランスで形成したものである。穴１２はハット型部品１１の成形前に形成した。次いで、図３に示すように、ハット型部品１１の鍔部と蓋２１とを重ね合わせ、これらをスポット溶接により接合し、試験体３１を得た。その後、図４に示すように、穴１２が上面に、穴２２が下面に位置するようにして、隙間が空いた台４１上に試験体３１を載置した。試験体３１の長手方向で隙間の大きさは７００ｍｍである。そして、３ｍの高さから円筒状の重さ５００ｋｇの錘４２を試験体３１の中央部に落下させ、穴１２からの割れ及び穴２２からの割れの有無を確認した。
これらの結果を表４に示す。表４中の下線は、その数値が目標とする範囲から外れていることを示す。
Figure 0006497443
表４に示すように、発明例である試料Ｎｏ．１、Ｎｏ．３、Ｎｏ．１２、Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１６、Ｎｏ．１７、Ｎｏ．２８〜Ｎｏ．３４は本発明の要件を具備しているため、優れた特性を示した。
試料Ｎｏ．２、Ｎｏ．４、Ｎｏ．５、Ｎｏ．１８〜Ｎｏ．２０では、ＮＤ／／＜１１１＞方位粒及びＮＤ／／＜１００＞方位粒の総面積分率が過剰であったため、衝撃の影響により端面割れが生じた。試料Ｎｏ．６、Ｎｏ．７、Ｎｏ．１０、Ｎｏ．２１、Ｎｏ．２２、Ｎｏ．２５では、固溶Ｃが過少であったため、時効によっても降伏強度があまり上昇せず、時効後に十分な降伏比が得られなかった。試料Ｎｏ．８は、フェライトの面積分率が過剰で、ＮＤ／／＜１１１＞方位粒及びＮＤ／／＜１００＞方位粒の総面積分率が過剰であったため、時効後に十分な降伏比が得られず、衝撃の影響により端面割れが生じた。試料Ｎｏ．９、Ｎｏ．２４は、フェライトの面積分率が過剰であったため、時効後に十分な降伏比が得られず、衝撃の影響により端面割れが生じた。また、固溶Ｃが過少であったため、時効によっても降伏強度があまり上昇せず、時効後に十分な降伏比が得られなかった。試料Ｎｏ．１１、Ｎｏ．１３、Ｎｏ．２６、Ｎｏ．２７は、第１のマルテンサイトの面積分率が過少であったため、時効後に十分な降伏比が得られず、衝撃の影響により端面割れが生じた。試料Ｎｏ．１５は、第１のマルテンサイトの面積分率が過剰であったため、時効後に十分な降伏比が得られず、衝撃の影響により端面割れが生じた。
試料Ｎｏ．３５では、Ｃ含有量が過少であったため、十分な引張強度が得らなかった。試料Ｎｏ．３６では、Ｃ含有量が過剰であったため、残留オーステナイトの面積分率が過剰で、衝撃の影響により端面割れが生じた。試料Ｎｏ．３７では、Ｓｉ含有量が過少であったため、分な引張強度が得られず、また、時効によっても降伏強度があまり上昇せず、時効後に十分な降伏比が得られなかった。試料Ｎｏ．３８では、Ｓｉ含有量が過剰であったため、フェライトの面積分率及び残留オーステナイトの面積分率が過剰で、時効後に十分な降伏比が得られなかった。試料Ｎｏ．３９では、Ｍｎ含有量が過少であったため、フェライトの面積分率が過剰で、時効後に十分な降伏比が得られず、衝撃の影響により端面割れが生じた。試料Ｎｏ．４０では、Ｍｎ含有量が過剰であったため、ＮＤ／／＜１１１＞方位粒及びＮＤ／／＜１００＞方位粒の総面積分率が過剰で、衝撃の影響により端面割れが生じた。試料Ｎｏ．４１では、Ａｌ含有量が過剰であったため、フェライトの面積分率が過剰で、時効後に十分な降伏比が得られなかった。試料Ｎｏ．４２では、Ｎ含有量が過剰であったため、衝撃の影響により端面割れが生じ、降伏点伸びが過剰になった。試料Ｎｏ．４３では、Ｐ含有量が過剰であったため、衝撃の影響により端面割れが生じた。試料Ｎｏ．４４では、Ｓ含有量が過剰であったため、衝撃の影響により端面割れが生じた。試料Ｎｏ．４５では、Ｔｉ含有量が過剰であったため、衝撃の影響により端面割れが生じた。試料Ｎｏ．４６では、Ｎｂ含有量が過剰であったため、衝撃の影響により端面割れが生じた。
製造方法に着目すると、試料Ｎｏ．２、試料Ｎｏ．１９では、仕上げ圧延の開始温度及び終了温度が低かったため、ＮＤ／／＜１１１＞方位粒及びＮＤ／／＜１００＞方位粒の総面積分率が過剰となった。試料Ｎｏ．４、Ｎｏ．１８では、仕上げ圧延の終了温度が低かったため、ＮＤ／／＜１１１＞方位粒及びＮＤ／／＜１００＞方位粒の総面積分率が過剰となった。試料Ｎｏ．５、Ｎｏ．２０では、第１の平均冷却速度が高かったため、ＮＤ／／＜１１１＞方位粒及びＮＤ／／＜１００＞方位粒の総面積分率が過剰となった。試料Ｎｏ．６、Ｎｏ．２１では、第２の平均冷却速度が低かったため、固溶Ｃが過少となった。試料Ｎｏ．７、Ｎｏ．２２では、巻取り温度が高かったため、固溶Ｃが過少となった。試料Ｎｏ．８、Ｎｏ．２３では、焼鈍の最高到達温度が低かったため、フェライトの面積分率が過剰となり、Ｄ／／＜１１１＞方位粒及びＮＤ／／＜１００＞方位粒の総面積分率が過剰となった。試料Ｎｏ．９、Ｎｏ．２４では、第３の平均冷却速度が低かったため、フェライトの面積分率が過剰となり、固溶Ｃが過少となった。試料Ｎｏ．１０、Ｎｏ．２５では、第４の平均冷却速度が低かったため、固溶Ｃが過少となった。試料Ｎｏ．１１、Ｎｏ．２６では、再加熱の保持温度が低かったため、第１のマルテンサイトの面積分率が過少となった。試料Ｎｏ．１４、Ｎｏ．２７では、再加熱の保持時間が短かったため、第１のマルテンサイトの面積分率が過少となった。試料Ｎｏ．１７では、再加熱を行わなかったため、第１のマルテンサイトの面積分率が過剰となった。
本発明は、例えば、自動車の車体に好適な鋼板に関連する産業に利用することができる。

Claims (4)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０５％〜０．４０％、
    Ｓｉ：０．０５％〜３．０％、
    Ｍｎ：１．５％〜３．５％、
    Ａｌ：１．５％以下、
    Ｎ：０．０１０％以下、
    Ｐ：０．１０％以下、
    Ｓ：０．００５％以下、
    Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ及びＭｏ：合計で０．０％〜１．０％、
    Ｂ：０．０００％〜０．００５％、
    Ｃａ：０．０００％〜０．００５％、
    Ｃｅ：０．０００％〜０．００５％、並びに
    Ｌａ：０．０００％〜０．００５％、
    を含有し、更に、
    Ｎｂ：０．０００２％〜０．０４％、
    Ｔｉ：０．０００２％〜０．０８％、並びに
    Ｖ及びＴａ：合計で０．０１％〜０．３％、
    からなる群から選択される１種または２種以上を含有し、
    残部：Ｆｅ及び不純物、
    で表される化学組成を有し、
    面積％で、
    ラス中の円相当径が２ｎｍ〜５００ｎｍの鉄炭化物の数が２個以上の第１のマルテンサイト：２０％〜９５％、
    フェライト：１５％以下、
    残留オーステナイト：１５％以下、並びに
    残部：ベイナイト若しくはラス中の円相当径が２ｎｍ〜５００ｎｍの鉄炭化物の数が２個未満の第２のマルテンサイト又はこれらの両方
    で表される鋼組織を有し、
    ＮＤ／／＜１１１＞方位粒及びＮＤ／／＜１００＞方位粒の総面積分率が４０％以下であり、
    固溶Ｃの量が０．４４ｐｐｍ以上であり、
    前記ＮＤ／／＜１１１＞方位粒は、板面の法線方向に平行な結晶方位が、＜１１１＞方向からのずれが１０°以下の結晶方位である結晶粒であり、
    前記ＮＤ／／＜１００＞方位粒は、板面の法線方向に平行な結晶方位が、＜１００＞方向からのずれが１０°以下の結晶方位である結晶粒であることを特徴とする鋼板。
  2. 前記化学組成において、
    Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ及びＭｏ：合計で０．１％〜１．０％、
    が成り立つことを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
  3. 前記化学組成において、
    Ｂ：０．０００３％〜０．００５％、
    が成り立つことを特徴とする請求項１又は２に記載の鋼板。
  4. 前記化学組成において、
    Ｃａ：０．００１％〜０．００５％、
    Ｃｅ：０．００１％〜０．００５％、
    Ｌａ：０．００１％〜０．００５％、若しくは
    又はこれらの任意の組み合わせが成り立つ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。
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