WO2018026016A1 - 鋼板及びめっき鋼板 - Google Patents

鋼板及びめっき鋼板 Download PDF

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WO2018026016A1
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grain
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solid solution
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幸一 佐野
誠 宇野
亮一 西山
山口　裕司
杉浦　夏子
中田　匡浩
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新日鐵住金株式会社
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate and a plated steel plate.
  • Patent Document 1 discloses that a hot-rolled steel sheet having excellent ductility, stretch flangeability, and material uniformity can be provided by limiting the size of TiC, for example, in response to the above-described problem of good stretch flangeability.
  • Patent Document 2 discloses that a hot-rolled steel sheet excellent in stretch flangeability and fatigue characteristics can be provided by defining the type, size and number density of oxides.
  • Patent Document 3 discloses a hot-rolled steel sheet that has a small variation in strength and is excellent in ductility and hole expansibility by defining the area ratio of the ferrite phase and the hardness difference between the ferrite phase and the second phase. It is disclosed that it can be provided.
  • Patent Documents 1 and 2 disclose that the hole expansibility is improved by defining only the structure observed with an optical microscope. However, it is unclear whether sufficient stretch flangeability can be secured even when the strain distribution is considered. Also, in steel plates used for such members, flaws and microcracks are generated on the end surfaces formed by shearing and punching, and cracks develop from these generated flaws and microcracks, resulting in fatigue failure. There is a concern that For this reason, in order to improve fatigue durability on the end surface of the said steel plate, it is required not to produce a flaw and a microcrack. As wrinkles and minute cracks generated on these end faces, cracks are generated in parallel to the thickness direction of the end faces. This crack is called “peeling”.
  • peeling occurs about 80% particularly in a 540 MPa grade steel plate and almost 100% in a 780 MPa grade steel plate. Further, this “peeling” occurs without correlation with the hole expansion rate. For example, peeling occurs even when the hole expansion rate is 50% or 100%.
  • Patent Document 4 discloses that the steel structure is 90% or more of ferrite and the remainder is bainite. A method of manufacturing a steel sheet that achieves both high strength and ductility and hole expandability is disclosed. However, as a result of further trials by the present inventors, in the steel having the composition described in Patent Document 4, “peeling” occurred after punching.
  • Patent Documents 2 and 3 disclose a technique of a high-tensile hot-rolled steel sheet that achieves excellent stretch flangeability while being high strength by adding Mo to refine the precipitates. ing.
  • the present inventors have made additional trials on the steel sheets to which the techniques disclosed in Patent Documents 2 and 3 described above are applied.
  • the steel having the composition described in Patent Documents 5 and 6 is “peeled off” after punching. "There has occurred. Therefore, it can be said that the techniques disclosed in Patent Documents 2 and 3 do not disclose any technique for suppressing wrinkles and microcracks on the end face formed by shearing or punching.
  • An object of the present invention is to provide a steel plate and a plated steel plate having high strength, excellent stretch flangeability, and little occurrence of peeling.
  • the improvement of stretch flangeability can be achieved by inclusion control, tissue homogenization, single organization and / or interorganization as shown in Patent Documents 1 to 3. This is done by reducing the hardness difference.
  • improvement of stretch flangeability and the like has been achieved by controlling the structure observed with an optical microscope.
  • the present inventors have a grain boundary number density of solute C or a total grain boundary number density of solute C and solute B of 1 / nm 2 or more and 4.5 / nm 2 or less. It has been found that if the average particle size of cementite precipitated at the grain boundaries in the steel sheet is 2 ⁇ m or less, peeling can be suppressed and cracking from the end surface can also be suppressed, so that further stretch flangeability can be improved. It was.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the tensile strength is 480 MPa or more
  • the product of the tensile strength and the limit forming height in the vertical stretch flange test is 19500 mm ⁇ MPa or more, and the steel sheet according to (1).
  • the chemical composition is mass%, Cr: 0.05-1.0%, and B: 0.0005-0.10%,
  • the chemical composition is mass%, Mo: 0.01 to 1.0%, Cu: 0.01 to 2.0%, and Ni: 0.01% to 2.0%,
  • the chemical composition is mass%, Ca: 0.0001 to 0.05%, Mg: 0.0001 to 0.05%, Zr: 0.0001 to 0.05%, and REM: 0.0001 to 0.05%,
  • the present invention it is possible to provide a steel plate and a plated steel plate having high strength, excellent stretch flangeability, and little peeling. According to the present invention, it is excellent in resistance to cracking (peeling) at a member end face formed by being subjected to shearing or punching, and 540 MPa class or higher, and further 780 MPa class or higher, which is high strength but severe stretch flangeability. It is possible to provide a steel plate and a plated steel plate that are excellent in surface properties and burring properties.
  • the steel plate and plated steel plate of the present invention can be applied to members that are required to have severe ductility and stretch flangeability while having high strength.
  • FIG. 1A is a perspective view showing a vertical molded product used in the vertical stretch flange test method.
  • FIG. 1B is a plan view showing a vertical molded product used in the vertical stretch flange test method.
  • the steel plate according to the present embodiment has C: 0.008 to 0.150%, Si: 0.01 to 1.70%, Mn: 0.60 to 2.50%, Al: 0.010 to 0.60.
  • the chemical composition represented by Examples of the impurities include those contained in raw materials such as ore and scrap and those contained in the manufacturing process.
  • C 0.008 to 0.150%
  • C combines with Nb, Ti and the like to form precipitates in the steel sheet, and contributes to improving the strength of the steel by precipitation strengthening. If the C content is less than 0.008%, this effect cannot be sufficiently obtained. For this reason, C content shall be 0.008% or more.
  • the C content is preferably 0.010% or more, more preferably 0.018% or more.
  • the C content exceeds 0.150%, the orientation dispersion in bainite tends to be large, and the proportion of crystal grains having an in-grain orientation difference of 5 to 14 ° is insufficient.
  • C content exceeds 0.150%, cementite harmful to stretch flangeability increases and stretch flangeability deteriorates. For this reason, C content shall be 0.150% or less.
  • the C content is preferably 0.100% or less, more preferably 0.090% or less.
  • Si: 0.01 to 1.70% functions as a deoxidizer for molten steel. If the Si content is less than 0.01%, this effect cannot be obtained sufficiently. For this reason, Si content shall be 0.01% or more.
  • the Si content is preferably 0.02% or more, more preferably 0.03% or more.
  • stretch flangeability deteriorates or surface flaws occur.
  • the Si content exceeds 1.70% the transformation point increases too much, and it is necessary to increase the rolling temperature. In this case, recrystallization during hot rolling is remarkably promoted, and the proportion of crystal grains having an in-grain orientation difference of 5 to 14 ° is insufficient.
  • Si content when the Si content exceeds 1.70%, surface flaws are likely to occur when a plating layer is formed on the surface of the steel sheet. For this reason, Si content shall be 1.70% or less.
  • the Si content is preferably 1.60% or less, more preferably 1.50% or less, and still more preferably 1.40% or less.
  • Mn 0.60 to 2.50% Mn contributes to improving the strength of the steel by solid solution strengthening or by improving the hardenability of the steel. If the Mn content is less than 0.60%, this effect cannot be sufficiently obtained. For this reason, Mn content shall be 0.60% or more.
  • the Mn content is preferably 0.70% or more, more preferably 0.80% or more.
  • Mn content exceeds 2.50%, the hardenability becomes excessive and the degree of orientation dispersion in bainite increases. As a result, the proportion of crystal grains having an orientation difference within the grains of 5 to 14 ° is insufficient, and the stretch flangeability deteriorates. For this reason, Mn content shall be 2.50% or less.
  • the Mn content is preferably 2.30% or less, more preferably 2.10% or less.
  • Al: 0.010 to 0.60% is effective as a deoxidizer for molten steel. If the Al content is less than 0.010%, this effect cannot be sufficiently obtained. For this reason, Al content shall be 0.010% or more.
  • the Al content is preferably 0.020% or more, more preferably 0.030% or more.
  • Al content shall be 0.60% or less.
  • the Al content is preferably 0.50% or less, more preferably 0.40% or less.
  • Ti and Nb precipitate finely in the steel as carbides (TiC, NbC), and improve the strength of the steel by precipitation strengthening. Moreover, Ti and Nb fix C by forming carbides, and suppress the generation of cementite that is harmful to stretch flangeability. Furthermore, Ti and Nb can remarkably improve the proportion of crystal grains having an orientation difference in the grains of 5 to 14 °, and can improve the stretch flangeability while improving the strength of the steel. When the total content of Ti and Nb is less than 0.015%, workability deteriorates and the frequency of cracking during rolling increases.
  • the total content of Ti and Nb is 0.015% or more, preferably 0.018% or more.
  • the Ti content is preferably 0.015% or more, more preferably 0.020% or more, and further preferably 0.025% or more.
  • the Nb content is preferably 0.015% or more, more preferably 0.020% or more, and further preferably 0.025% or more.
  • the total content of Ti and Nb exceeds 0.200%, the proportion of crystal grains having an orientation difference in the grains of 5 to 14 ° is insufficient, and the stretch flangeability deteriorates. For this reason, the total content of Ti and Nb is 0.200% or less, preferably 0.150% or less.
  • Ti content if the Ti content exceeds 0.200%, the ductility deteriorates. For this reason, Ti content shall be 0.200% or less.
  • the Ti content is preferably 0.180% or less, more preferably 0.160% or less.
  • the Nb content exceeds 0.200%, the ductility deteriorates. Therefore, the Nb content is 0.200% or less.
  • the Nb content is preferably 0.180% or less, more preferably 0.160% or less.
  • P 0.05% or less
  • P is an impurity. Since P deteriorates toughness, ductility, weldability, etc., the lower the P content, the better. When the P content is more than 0.05%, the stretch flangeability is significantly deteriorated. Therefore, the P content is 0.05% or less.
  • the P content is preferably 0.03% or less, more preferably 0.02% or less. Although the lower limit of the P content is not particularly defined, excessive reduction is not desirable from the viewpoint of production cost. For this reason, P content is good also as 0.005% or more.
  • S 0.0200% or less
  • S is an impurity. S not only causes cracking during hot rolling, but also forms A-based inclusions that degrade stretch flangeability. Therefore, the lower the S content, the better. When the S content exceeds 0.0200%, the stretch flangeability is significantly deteriorated. For this reason, S content shall be 0.0200% or less.
  • the S content is preferably 0.0150% or less, and more preferably 0.0060% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly defined, but excessive reduction is undesirable from the viewpoint of manufacturing cost. For this reason, S content is good also as 0.0010% or more.
  • N 0.0060% or less
  • N is an impurity. N forms a precipitate with Ti and Nb in preference to C, and reduces Ti and Nb effective for fixing C. Therefore, it is preferable that the N content is low. When the N content is more than 0.0060%, the stretch flangeability is significantly deteriorated. For this reason, N content shall be 0.0060% or less. The N content is preferably 0.0050% or less. The lower limit of the N content is not particularly defined, but excessive reduction is undesirable from the viewpoint of manufacturing cost. For this reason, N content is good also as 0.0010% or more.
  • Cr, B, Mo, Cu, Ni, Mg, REM, Ca, and Zr are not essential elements, but are arbitrary elements that may be appropriately contained in the steel sheet within a predetermined amount.
  • Cr: 0 to 1.0% Cr contributes to improving the strength of steel. Even if Cr is not contained, the intended purpose is achieved, but in order to sufficiently obtain this effect, the Cr content is preferably 0.05% or more. On the other hand, if the Cr content exceeds 1.0%, the above effect is saturated and the economic efficiency is lowered. For this reason, Cr content shall be 1.0% or less.
  • B 0-0.10% B segregates at the grain boundary and enhances the grain boundary strength when present together with the solid solution C.
  • the B content is preferably 0.0002% or more.
  • B improves hardenability and facilitates the formation of a continuous cooling transformation structure that is a favorable microstructure for burring properties. Therefore, the B content is more preferably 0.0005% or more, and further preferably 0.001% or more.
  • the grain boundary strengthening effect is not as high as that of the solid solution C. Further, when B is not contained, up to a winding temperature of 650 ° C.
  • the grain boundary segregation element B is replaced by solute C, which contributes to the improvement of grain boundary strength.
  • solute C When the temperature is higher than 650 ° C., the total grain boundary number density of the solute C and the solute B is less than 1 / nm 2 , so it is estimated that a fracture surface crack occurs.
  • the B content exceeds 0.10%, the above effect is saturated and the economic efficiency is lowered. Therefore, the B content is 0.10% or less. Further, if the B content exceeds 0.002%, slab cracking may occur. Therefore, the B content is preferably 0.002% or less.
  • Mo 0 to 1.0%
  • Mo has the effect of improving hardenability and forming carbides to increase strength. Although the intended purpose is achieved even if Mo is not contained, the Mo content is preferably 0.01% or more in order to sufficiently obtain this effect. On the other hand, if the Mo content exceeds 1.0%, ductility and weldability may deteriorate. For this reason, Mo content shall be 1.0% or less.
  • Cu: 0-2.0% increases the strength of the steel sheet and improves corrosion resistance and scale peelability. Although the intended purpose is achieved even if Cu is not contained, in order to sufficiently obtain this effect, the Cu content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.04% or more. . On the other hand, if the Cu content exceeds 2.0%, surface defects may occur. For this reason, the Cu content is 2.0% or less, preferably 1.0% or less.
  • Ni 0-2.0%
  • Ni increases the strength of the steel sheet and improves toughness. Even if Ni is not contained, the intended purpose is achieved, but in order to sufficiently obtain this effect, the Ni content is preferably 0.01% or more. On the other hand, if the Ni content exceeds 2.0%, the ductility is lowered. For this reason, Ni content shall be 2.0% or less.
  • Ca, Mg, Zr and REM all improve the toughness by controlling the shape of sulfides and oxides. Although the intended purpose is achieved even if Ca, Mg, Zr and REM are not included, at least one selected from the group consisting of Ca, Mg, Zr and REM is sufficient to obtain this effect.
  • the content of is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0005% or more.
  • the content of any of Ca, Mg, Zr or REM exceeds 0.05%, stretch flangeability deteriorates. For this reason, all content of Ca, Mg, Zr, and REM shall be 0.05% or less.
  • the steel sheet according to this embodiment has a structure represented by ferrite: 0 to 30% and bainite: 70 to 100%.
  • bainite By using bainite as the main phase, stretch flange processing and burring workability can be enhanced. In order to sufficiently obtain this effect, the area ratio of bainite is set to 70 to 100%.
  • the structure of the steel sheet may contain pearlite, martensite, or both.
  • pearlite has good fatigue characteristics and stretch flangeability. Comparing pearlite and bainite, bainite has better fatigue characteristics in the punched portion.
  • the area ratio of pearlite is preferably 0 to 15%. When the area ratio of pearlite is within this range, a steel sheet with better fatigue characteristics of the punched portion can be obtained. Since martensite adversely affects stretch flangeability, the area ratio of martensite is preferably 10% or less.
  • the area ratio of the structure other than ferrite, bainite, pearlite, and martensite is preferably 10% or less, more preferably 5% or less, and further preferably 3% or less.
  • the ratio (area ratio) of each organization is obtained by the following method. First, a sample collected from a steel plate is etched with nital. After the etching, image analysis is performed on the tissue photograph obtained in the field of view of 300 ⁇ m ⁇ 300 ⁇ m at a position of 1 ⁇ 4 depth of the plate thickness using an optical microscope. By this image analysis, the area ratio of ferrite, the area ratio of pearlite, and the total area ratio of bainite and martensite are obtained. Next, image analysis is performed on a structural photograph obtained with a 300 ⁇ m ⁇ 300 ⁇ m field of view at a position of a depth of 1 ⁇ 4 of the plate thickness using an optical microscope using a sample that has undergone repeller corrosion.
  • the total area ratio of retained austenite and martensite is obtained. Furthermore, the volume fraction of retained austenite is obtained by X-ray diffraction measurement using a sample that has been chamfered from the normal direction of the rolling surface to 1 ⁇ 4 depth of the plate thickness. Since the volume ratio of retained austenite is equivalent to the area ratio, this is defined as the area ratio of retained austenite. Then, the area ratio of martensite is obtained by subtracting the area ratio of retained austenite from the total area ratio of retained austenite and martensite, and the area ratio of bainite is obtained by subtracting the area ratio of martensite from the total area ratio of bainite and martensite. The area ratio is obtained. In this way, the area ratios of ferrite, bainite, martensite, retained austenite, and pearlite can be obtained.
  • the intra-grain orientation difference when a region surrounded by a grain boundary with an orientation difference of 15 ° or more and an equivalent circle diameter of 0.3 ⁇ m or more is defined as a crystal grain, the intra-grain orientation difference is 5 to 14
  • the ratio of the crystal grains that are ° to the total crystal grains is 20 to 100% in terms of area ratio.
  • the intra-grain orientation difference is determined using an electron beam backscattering diffraction pattern analysis (EBSD) method often used for crystal orientation analysis.
  • EBSD electron beam backscattering diffraction pattern analysis
  • the orientation difference in the grain is a value in the case where the boundary where the orientation difference is 15 ° or more is defined as a grain boundary in the structure, and a region surrounded by the grain boundary is defined as a crystal grain.
  • Crystal grains having an orientation difference within the grain of 5 to 14 ° are effective for obtaining a steel sheet having an excellent balance between strength and workability.
  • stretch flangeability can be improved while maintaining the desired steel sheet strength.
  • the ratio of the crystal grains having an intra-grain orientation difference of 5 to 14 ° to the total crystal grains is 20% or more in terms of area ratio, desired steel plate strength and stretch flangeability can be obtained. Since the ratio of crystal grains having an orientation difference within a grain of 5 to 14 ° may be high, the upper limit is 100%.
  • the proportion of crystal grains having an orientation difference within the grains of 5 to 14 ° is set to 20% or more. Crystal grains having an orientation difference of less than 5 ° in the grains are excellent in workability but are difficult to increase in strength. A crystal grain having an orientation difference of more than 14 ° within the grains does not contribute to the improvement of stretch flangeability because the deformability differs within the crystal grains.
  • the proportion of crystal grains having an orientation difference within the grain of 5 to 14 ° can be measured by the following method. First, with respect to the vertical cross section in the rolling direction at the 1/4 depth position (1/4 t portion) of the thickness t from the steel sheet surface, an area of 200 ⁇ m in the rolling direction and 100 ⁇ m in the normal direction of the rolling surface is measured at 0.2 ⁇ m. Crystal orientation information is obtained by EBSD analysis. Here, the EBSD analysis was performed at an analysis speed of 200 to 300 points / second using an apparatus configured with a thermal field emission scanning electron microscope (JSMOL JSM-7001F) and an EBSD detector (TSL HIKARI detector). To do.
  • JSMOL JSM-7001F thermal field emission scanning electron microscope
  • TSL HIKARI detector EBSD detector
  • a region having an orientation difference of 15 ° or more and an equivalent circle diameter of 0.3 ⁇ m or more is defined as a crystal grain, and an average orientation difference in the crystal grain is calculated.
  • the ratio of crystal grains having an orientation difference within the grains of 5 to 14 ° is obtained.
  • the crystal grains and the average orientation difference within the grains defined above can be calculated using software “OIM Analysis (registered trademark)” attached to the EBSD analyzer.
  • the “intragranular orientation difference” in the present embodiment represents “Grain Orientation Spread (GOS)” which is the orientational dispersion within the crystal grains.
  • Intragranular misorientation value is “Analysis of misorientation in plastic deformation of stainless steel by EBSD method and X-ray diffraction method”, Hidehiko Kimura et al., Transactions of the Japan Society of Mechanical Engineers (A), 71, 712, 2005 , P. As described in 1722-1728, it is obtained as an average value of misorientation between a reference crystal orientation and all measurement points in the same crystal grain.
  • the reference crystal orientation is an orientation obtained by averaging all measurement points in the same crystal grain.
  • the value of GOS can be calculated using software “OIM Analysis (registered trademark) Version 7.0.1” attached to the EBSD analyzer.
  • stretch flangeability is evaluated by a vertical stretch flange test method using a vertical molded product.
  • 1A and 1B are views showing a vertical molded product used in the vertical stretch flange test method according to the present embodiment, FIG. 1A is a perspective view, and FIG. 1B is a plan view.
  • the vertical molded product 1 simulating the stretch flange shape composed of a straight portion and an arc portion as shown in FIGS. 1A and 1B is pressed, and the limit at that time Stretch flangeability is evaluated using the molding height.
  • the corner portion 2 is punched using the vertical molded product 1 in which the radius of curvature R of the corner portion 2 is 50 to 60 mm and the opening angle ⁇ of the corner portion 2 is 120 °.
  • the limit forming height H (mm) is measured when the clearance is 11%.
  • the clearance indicates the ratio of the gap between the punching die and the punch and the thickness of the test piece. Since the clearance is actually determined by the combination of the punching tool and the plate thickness, 11% means that the range of 10.5 to 11.5% is satisfied.
  • the determination of the limit forming height H is made by visually observing the presence or absence of cracks having a length of 1/3 or more of the plate thickness after forming, and determining the limit forming height at which no crack exists.
  • the hole expansion test used as a test method corresponding to stretch flange formability leads to fracture without almost any circumferential strain distribution. For this reason, the strain and stress gradient around the fractured portion are different from those at the time of actual stretch flange molding. Moreover, the hole expansion test is not an evaluation reflecting the original stretch flange molding, such as an evaluation at the time when a break through the plate thickness occurs. On the other hand, in the vertical stretch flange test used in the present embodiment, the stretch flangeability in consideration of the strain distribution can be evaluated, so that the evaluation reflecting the original stretch flange molding is possible.
  • a tensile strength of 480 MPa or more is obtained. That is, excellent tensile strength can be obtained.
  • the upper limit of the tensile strength is not particularly limited. However, in the component range in this embodiment, the upper limit of the substantial tensile strength is about 1180 MPa.
  • the tensile strength can be measured by preparing a No. 5 test piece described in JIS-Z2201 and performing a tensile test according to the test method described in JIS-Z2241.
  • a product of a tensile strength of 19500 mm ⁇ MPa or more and a limit forming height in the vertical stretch flange test can be obtained. That is, excellent stretch flangeability can be obtained.
  • the upper limit of this product is not particularly limited. However, in the component range in this embodiment, the substantial upper limit of the product is about 25000 mm ⁇ MPa.
  • the area ratio of each structure observed in an optical microscope structure such as ferrite and bainite is directly related to the ratio of crystal grains having an orientation difference within the grain of 5 to 14 °. is not.
  • the ratio of crystal grains having an in-grain orientation difference of 5 to 14 ° is not necessarily the same. Therefore, the characteristics corresponding to the steel sheet according to this embodiment cannot be obtained only by controlling the area ratio of ferrite and the area ratio of bainite.
  • the grain boundary number density of solute C or the total grain boundary number density of solute C and solute B is 1 / nm 2 or more and 4.5 / nm 2 or less.
  • “Peeling” occurs when the grain boundary number density of solute C or the total grain boundary number density of solute C and solute B is 1 / nm 2 or more and 4.5 / nm 2 or less. Without it, stretch flangeability can be improved. This is considered because solid solution C and solid solution B strengthen a grain boundary. Therefore, in order to sufficiently obtain this effect, the grain boundary number density of the solid solution C or the total grain boundary number density of the solid solution C and the solid solution B is set to 1 / nm 2 or more.
  • the grain boundary number density of the solid solution C or the total grain boundary number density of the solid solution C, the solid solution, and B exceeds 4.5 / nm 2 , the stretch flangeability deteriorates. This is presumably because the grain boundary becomes brittle due to too much solid solution C or solid solution B at the grain boundary. Therefore, the grain boundary number density of the solid solution C or the total grain boundary number density of the solid solution C and the solid solution B is 4.5 pieces / nm 2 or less.
  • the average particle size of cementite precipitated at the grain boundaries is 2 ⁇ m or less.
  • Stretch flangeability can be improved by setting the average particle diameter of cementite precipitated at the grain boundaries to 2 ⁇ m or less.
  • stretch flange molding voids are generated during molding, and cracks occur when they are connected. Therefore, if coarse cementite is present at the grain boundary, the cementite is cracked during molding and voids are likely to occur.
  • even if it is a cementite what forms the pearlite lamellar may exist even if it exists. This is presumably because the shape of cementite is difficult to break, or because cementite is sandwiched between ⁇ phases, it is difficult to form voids.
  • the average particle diameter of cementite is preferably smaller, it is preferably 1.5 ⁇ m or less, more preferably 1.0 ⁇ m or less.
  • the average particle size of cementite precipitated at the grain boundaries is taken from a transmission electron microscope sample from the 1/4 thickness of the sample cut from the 1/4 W or 3/4 W position of the steel plate width of the test steel. And observation with a transmission electron microscope equipped with a field emission electron gun (Field Emission Gun: FEG) having an acceleration voltage of 200 kV. The precipitates observed at the grain boundaries can be confirmed to be cementite by analyzing the diffraction pattern.
  • the average particle diameter of cementite in this embodiment is defined as an average value calculated from the measured value of all cementite particles observed in one field of view.
  • a three-dimensional atom probe method is used to measure solid solution C and solid solution B existing in grain boundaries and grains.
  • a position sensitive atom probe (Position Sensitive Atom Probe, PoSAP) is used.
  • a position-sensitive atom probe was developed in 1988 by Oxford University. This device was developed by Cerezo et al. This device is equipped with a position sensitive detector as an atom probe detector, and can simultaneously measure the flight time and position of atoms that have reached the detector without using an aperture for analysis. Device.
  • an FIB (focused ion beam) device (FB2000A manufactured by Hitachi, Ltd.) is used to produce an AP needle sample including a grain boundary portion, and the cut sample is formed into a needle shape by electrolytic polishing.
  • the grain boundary is made to be the tip of the needle with an arbitrarily shaped scanning beam.
  • the position sensitive atom probe is an OTAP manufactured by CAMECA.
  • the measurement conditions are a sample position temperature of about 70 K, a total probe voltage of 10 to 15 kV, and a pulse ratio of 25%.
  • the grain boundary and grain interior of each sample are measured three times, and the average value is taken as the representative value.
  • the value obtained by removing background noise and the like from the measured value is defined as the atomic density per unit grain interface area, and this is the grain boundary number density (grain boundary segregation density) (pieces / nm 2 ). Therefore, the solid solution C existing at the grain boundary means the C atom existing at the grain boundary. Further, the solid solution B existing at the grain boundary means B atoms existing at the grain boundary.
  • the grain boundary number density of the solid solution C in the present embodiment is defined as the number (density) of the solid solution C existing in the grain boundary per grain boundary unit area.
  • the grain boundary number density of the solid solution B in this embodiment is defined as the number (density) of the solid solution B existing at the grain boundary per grain boundary unit area.
  • Hot rolling includes rough rolling and finish rolling.
  • a slab steel piece having the above-described chemical components is heated to perform rough rolling.
  • the slab heating temperature is SRTmin ° C. or higher and 1260 ° C. or lower expressed by the following formula (1).
  • SRTmin [7000 / ⁇ 2.75 ⁇ log ([Ti] ⁇ [C]) ⁇ ⁇ 273) + 10000 / ⁇ 4.29 ⁇ log ([Nb] ⁇ [C]) ⁇ ⁇ 273)] / 2 ⁇ (1)
  • [Ti], [Nb], and [C] in the formula (1) indicate the contents of Ti, Nb, and C in mass%.
  • slab heating temperature is lower than SRTmin ° C, Ti and / or Nb will not be sufficiently solutionized. If Ti and / or Nb do not form a solution during slab heating, it will be difficult to finely precipitate Ti and / or Nb as carbides (TiC, NbC) and improve the strength of the steel by precipitation strengthening. Further, when the slab heating temperature is lower than SRTmin ° C., it becomes difficult to fix C due to the formation of carbides (TiC, NbC) and suppress the generation of cementite that is harmful to burring properties. Further, when the slab heating temperature is lower than SRTmin ° C., the proportion of crystal grains having a crystal orientation difference within the grains of 5 to 14 ° tends to be insufficient. For this reason, slab heating temperature shall be more than SRTmin degreeC. On the other hand, when the slab heating temperature exceeds 1260 ° C., the yield decreases due to the scale-off. For this reason, slab heating temperature shall be 1260 degrees C or less.
  • the finish temperature of rough rolling shall be 1000 degreeC or more.
  • the grain boundary number density of the solid solution C in the grain boundary may be 1 piece / nm 2 or less. This is presumed to be because Ti and Nb are precipitated as coarse TiC and NbC in austenite, and solid solution C is reduced.
  • the finish temperature of rough rolling exceeds 1150 degreeC, hot-rolled sheet strength may fall. This is because TiC and NbC precipitate coarsely.
  • the solid solution C amount grain boundary number density in the grain boundary may be 1 / nm 2 or less. This is presumed to be because Ti and Nb are precipitated as coarse TiC and NbC in austenite, and solid solution C is reduced. Moreover, the hot-rolled sheet strength may be reduced. This is because TiC and NbC precipitate coarsely.
  • the time from the end of rough rolling to the start of finish rolling is less than 30 seconds, the blister that becomes the starting point of scale and spindle scale defects between the surface scales of the steel plate before the start of finish rolling and between passes Since these occur, these scale defects may be easily generated.
  • Hot rolled steel sheet can be obtained by finish rolling.
  • the cumulative strain in the last three stages (final three passes) in the finish rolling is set to 0.5 to 0.6.
  • the cooling mentioned later is performed. This is due to the following reason. Crystal grains having an orientation difference of 5 to 14 ° within the grains are formed by transformation in a para-equilibrated state at a relatively low temperature. For this reason, in hot rolling, the austenite dislocation density before transformation is limited to a certain range, and the subsequent cooling rate is limited to a certain range, whereby the orientation difference in the grains is 5 to 14 °. Generation can be controlled.
  • the cumulative strain in the subsequent three stages of finish rolling and the subsequent cooling it is possible to control the nucleation frequency and the subsequent growth rate of crystal grains having an in-grain misorientation of 5 to 14 °.
  • the area ratio of crystal grains having a grain orientation difference of 5 to 14 ° in the steel sheet obtained after cooling More specifically, the dislocation density of austenite introduced by finish rolling is mainly related to the nucleation frequency, and the cooling rate after rolling is mainly related to the growth rate.
  • the cumulative strain in the last three stages of the finish rolling is less than 0.5, the dislocation density of the austenite to be introduced is not sufficient, and the proportion of crystal grains having an orientation difference within the grain of 5 to 14 ° is less than 20%. . For this reason, the cumulative strain in the subsequent three stages is 0.5 or more.
  • the cumulative strain in the third stage after finish rolling exceeds 0.6, austenite recrystallization occurs during hot rolling, and the accumulated dislocation density during transformation decreases. As a result, the proportion of crystal grains having an orientation difference within the grains of 5 to 14 ° is less than 20%. For this reason, the cumulative strain in the subsequent three stages is set to 0.6 or less.
  • the end temperature of finish rolling is set to Ar 3 ° C. or higher.
  • the finish rolling is preferably performed using a tandem rolling mill in which a plurality of rolling mills are linearly arranged and continuously rolled in one direction to obtain a predetermined thickness.
  • cooling inter-stand cooling
  • the steel sheet temperature during finishing rolling is Ar 3 ° C or higher to Ar 3 +150 ° C or lower. Control to be within the range.
  • Ar 3 + 150 ° C. there is a concern that the toughness deteriorates because the particle size becomes too large.
  • the maximum temperature of the steel sheet during finish rolling exceeds Ar 3 + 150 ° C., ⁇ grains grow and become coarse before the start of cooling after finish rolling, and the grain boundary number density of solid solution B and solid solution C of the grain boundary Will increase.
  • Ar 3 is calculated by the following formula (3) in consideration of the influence on the transformation point due to the reduction based on the chemical composition of the steel sheet.
  • Ar 3 970-325 ⁇ [C] + 33 ⁇ [Si] + 287 ⁇ [P] + 40 ⁇ [Al] ⁇ 92 ⁇ ([Mn] + [Mo] + [Cu]) ⁇ 46 ⁇ ([Cr] + [ Ni]) (3)
  • [C], [Si], [P], [Al], [Mn], [Mo], [Cu], [Cr], and [Ni] are C, Si, P, Al, The content in mass% of Mn, Mo, Cu, Cr and Ni is shown. The element not contained is calculated as 0%.
  • the rolling reduction of the final pass in finish rolling is less than 3%, the plate shape deteriorates, and there is a concern that the coil winding shape during hot coil formation and the product plate thickness accuracy may be adversely affected.
  • the rolling reduction of the final pass in finish rolling exceeds 20%, the dislocation density inside the steel sheet increases more than necessary due to the introduction of excessive strain.
  • the region having a high dislocation density has a high strain energy, and thus is easily transformed into a ferrite structure. Since the ferrite formed by such transformation precipitates without dissolving so much carbon, the carbon contained in the mother layer tends to concentrate at the interface between austenite and ferrite, and the solid solution C at the grain boundary.
  • the rolling reduction of the final pass in finish rolling is controlled to be in the range of 3% to 20%.
  • the rolling speed of the final pass in finish rolling is less than 400 mpm, the ⁇ grains grow and become coarse, and the grain boundary number density of the solid solution C at the grain boundaries increases. For this reason, the rolling speed of the last pass in finish rolling shall be 400 mpm or more.
  • the upper limit of the rolling speed the effect of the present invention can be obtained, but 1800 mpm or less is realistic due to equipment constraints. For this reason, the rolling speed of the last pass in finish rolling shall be 1800 mpm or less.
  • Air cooling In this manufacturing method, the hot-rolled steel sheet is air-cooled for a time of 2 seconds or less from the end of finish rolling. When the air cooling time exceeds 2 seconds, the grain boundary number density of the solid solution B and the solid solution C of the grain boundary increases. Therefore, this air cooling time is set to 2 seconds or less.
  • first cooling After air cooling for 2 seconds or less, the first cooling and the second cooling of the hot-rolled steel sheet are performed in this order.
  • first cooling the hot-rolled steel sheet is cooled to a first temperature range of 600 to 750 ° C. at a cooling rate of 10 ° C./s or more.
  • second cooling the hot-rolled steel sheet is cooled to a second temperature range of 400 to 600 ° C. at a cooling rate of 30 ° C./s or more.
  • the hot-rolled steel sheet is held in the first temperature range for 0 to 10 seconds. It is preferable to air-cool the hot-rolled steel sheet after the second cooling.
  • the cooling rate of the first cooling is less than 10 ° C./s, the proportion of crystal grains having a crystal orientation difference within the grains of 5 to 14 ° is insufficient. Further, if the cooling stop temperature of the first cooling is less than 600 ° C., it becomes difficult to obtain a ferrite with an area ratio of 5% or more, and the crystal orientation difference in the grains is 5 to 14 °. Insufficient proportion. In addition, when the cooling stop temperature of the first cooling is higher than 750 ° C., it becomes difficult to obtain a bainite having an area ratio of 70% or more, and the crystal grains having an in-grain crystal orientation difference of 5 to 14 ° Insufficient proportion. Further, when the holding time at 600 to 750 ° C.
  • the cooling rate of the second cooling is less than 30 ° C./s, cementite harmful to burring properties is likely to be generated, and the proportion of crystal grains having a crystal orientation difference of 5 to 14 ° is insufficient. If the cooling stop temperature of the second cooling is less than 400 ° C. or more than 600 ° C., the proportion of crystal grains having an in-grain orientation difference of 5 to 14 ° is insufficient.
  • the coiling temperature exceeds 600 ° C.
  • the grain boundary number density of the solute C becomes less than 1 / nm 2 and a fracture surface crack occurs.
  • the area ratio of ferrite increases.
  • the coiling temperature is 600 ° C. or lower, preferably 550 ° C. or lower.
  • the winding temperature is 400 ° C. or higher, preferably 450 ° C. or higher.
  • the upper limit of the cooling rate in the first cooling and the second cooling is not particularly limited, but may be 200 ° C./s or less in consideration of the facility capacity of the cooling facility.
  • Pickling may be used to scale the surface. If the conditions for hot rolling and cooling are as described above, the same effect can be obtained by performing cold rolling, heat treatment (annealing), plating, or the like thereafter.
  • the rolling reduction is preferably 90% or less. If the rolling reduction in cold rolling exceeds 90%, the ductility may decrease. Cold rolling may not be performed, and the lower limit of the rolling reduction in cold rolling is 0%. As above-mentioned, it has the outstanding moldability with a hot-rolled original sheet. On the other hand, yield strength and tensile strength can be improved by collecting and precipitating Ti, Nb, Mo, etc. as solid solutions on dislocations introduced by cold rolling. Therefore, cold rolling can be used to adjust the strength. A cold-rolled steel sheet is obtained by cold rolling.
  • the temperature of the heat treatment exceeds 840 ° C.
  • the structure formed by hot rolling is canceled due to austenitization.
  • the annealing temperature is preferably 840 ° C. or lower. There is no particular lower limit for the annealing temperature. This is because, as described above, the hot-rolled raw sheet is not annealed and has excellent formability.
  • a plating layer may be formed on the surface of the steel plate of the present embodiment. That is, a plated steel sheet is given as another embodiment of the present invention.
  • the plating layer is, for example, an electroplating layer, a hot dipping layer, or an alloyed hot dipping layer.
  • the hot dip plating layer and the alloyed hot dip plating layer include a layer made of at least one of zinc and aluminum. Specific examples include a hot-dip galvanized layer, an alloyed hot-dip galvanized layer, a hot-dip aluminum plated layer, an alloyed hot-dip aluminum plated layer, a hot-melt Zn—Al plated layer, and an alloyed hot-dip Zn—Al plated layer.
  • a hot-dip galvanized layer and an alloyed hot-dip galvanized layer are preferable from the viewpoints of ease of plating and corrosion resistance.
  • the hot dip galvanized steel sheet and the alloyed hot dip galvanized steel sheet are manufactured by performing hot dip plating or galvannealed hot dip plating on the steel sheet according to this embodiment described above.
  • alloy hot dipping means that hot dipping is applied to form a hot dipped layer on the surface, and then a fodder is applied to make the hot dipped layer as an alloyed hot dipped layer.
  • the steel sheet to be plated may be a hot-rolled steel sheet or a steel sheet obtained by subjecting the hot-rolled steel sheet to cold rolling and annealing.
  • the hot dip galvanized steel sheet and the alloyed hot dip galvanized steel sheet have the steel plate according to the present embodiment and the surface is provided with the hot dip plated layer or the alloyed hot dip plated layer, together with the effects of the steel plate according to the present embodiment. Excellent rust prevention can be achieved. Prior to plating, Ni or the like may be applied to the surface as pre-plating.
  • the heat-treating (annealing) a steel plate When heat-treating (annealing) a steel plate, it may be immersed in a hot-dip galvanizing bath as it is after the heat treatment to form a hot-dip galvanized layer on the surface of the steel plate.
  • the heat-treated original sheet may be a hot-rolled steel sheet or a cold-rolled steel sheet.
  • the alloyed hot dip galvanized layer After forming the hot dip galvanized layer, the alloyed hot dip galvanized layer may be formed by reheating and performing an alloying treatment for alloying the plated layer and the ground iron.
  • the plated steel sheet according to the embodiment of the present invention has an excellent rust prevention property because a plating layer is formed on the surface of the steel sheet. Therefore, for example, when the member of an automobile is thinned using the plated steel sheet of the present embodiment, it is possible to prevent the service life of the automobile from being shortened due to corrosion of the member.
  • Ar 3 (° C.) was determined from the components shown in Table 1 using Formula (3).
  • Ar 3 970-325 ⁇ [C] + 33 ⁇ [Si] + 287 ⁇ [P] + 40 ⁇ [Al] ⁇ 92 ⁇ ([Mn] + [Mo] + [Cu]) ⁇ 46 ⁇ ([Cr] + [ Ni]) (3)
  • the structure fraction (area ratio) of each structure and the ratio of crystal grains having an orientation difference within the grain of 5 to 14 ° were determined by the following methods. The results are shown in Tables 4 and 5. The underline in Table 5 indicates that the numerical value is out of the scope of the present invention.
  • the total area ratio of retained austenite and martensite was obtained. Furthermore, the volume fraction of retained austenite was determined by X-ray diffraction measurement using a sample which was chamfered from the normal direction of the rolling surface to 1 ⁇ 4 depth of the plate thickness. Since the volume ratio of retained austenite is equivalent to the area ratio, this was defined as the area ratio of retained austenite. Then, the area ratio of martensite is obtained by subtracting the area ratio of retained austenite from the total area ratio of retained austenite and martensite, and the area of bainite by subtracting the area ratio of martensite from the total area ratio of bainite and martensite. Got the rate. Thus, the area ratios of ferrite, bainite, martensite, retained austenite, and pearlite were obtained.
  • “Percentage of crystal grains with an orientation difference within the grain of 5 to 14 °” EBSD analysis of a vertical cross section in the rolling direction at a 1/4 depth position (1 / 4t part) of the plate thickness t from the steel sheet surface at a measuring interval of 0.2 ⁇ m in a region of 200 ⁇ m in the rolling direction and 100 ⁇ m in the normal direction of the rolling surface.
  • the EBSD analysis is performed using an apparatus configured with a thermal field emission scanning electron microscope (JSMOL JSM-7001F) and an EBSD detector (TSL HIKARI detector) at an analysis speed of 200 to 300 points / second. Carried out.
  • a region having an orientation difference of 15 ° or more and an equivalent circle diameter of 0.3 ⁇ m or more is defined as a crystal grain, and an average orientation difference in the crystal grain is calculated.
  • the ratio of crystal grains having an orientation difference of 5 to 14 ° was obtained.
  • the crystal grains and the average orientation difference within the grains defined above were calculated using software “OIM Analysis (registered trademark)” attached to the EBSD analyzer.
  • JIS No. 5 tensile test piece was taken from a direction perpendicular to the rolling direction, and the test was performed according to JIS Z2241.
  • the vertical stretch flange test was performed using a vertical molded product with a corner radius of curvature of R60 mm and an opening angle ⁇ of 120 °, and a clearance when punching the corner portion of 11%.
  • the limit forming height was determined as the limit forming height at which no cracks exist by visually observing the presence or absence of cracks having a length of 1/3 or more of the plate thickness after forming.
  • Test No. 22 to 27 are comparative examples whose chemical components are outside the scope of the present invention.
  • Test No. 28 to 47 as a result of the manufacturing conditions deviating from the desired range, the structure observed with an optical microscope, the proportion of crystal grains having an orientation difference within the grain of 5 to 14 °, the average particle diameter of cementite,
  • One or more of the grain boundary number density and the total grain boundary number density of the solid solution C and the solid solution B are comparative examples that did not satisfy the scope of the present invention.
  • the stretch flangeability index did not satisfy the target value, or peeling occurred. In some cases, the tensile strength was also low.

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Abstract

鋼板は、特定の化学組成を有し、面積率で、フェライト：０～３０％、かつベイナイト：７０～１００％、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。固溶Ｃの粒界個数密度、又は固溶Ｃと固溶Ｂとの合計の粒界個数密度が１個／ｎｍ２以上４．５個／ｎｍ２以下である。粒界に析出しているセメンタイトの平均粒径が２μｍ以下である。

Description

鋼板及びめっき鋼板
　本発明は、鋼板及びめっき鋼板に関する。
　近年、自動車の燃費向上を目的とした各種部材の軽量化への要求に対し、部材に用いられる鉄合金等の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。しかし、鋼等の重金属と比較した場合、Ａｌ合金等の軽金属は比強度が高いという利点があるものの、著しく高価であるという欠点がある。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。
　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、材料特性を劣化させずに高強度化を図ることが重要な課題である。鋼板は、用途に応じて、延性、伸びフランジ加工性、バーリング加工性、延性、疲労耐久性、耐衝撃性及び耐食性等が求められ、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。
　例えば、せん断や打ち抜き加工によりブランキングや穴開けが行われた後、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が施され、良好な伸びフランジ性が求められる。
　上記の良好な伸びフランジ性の課題に対して、例えば、特許文献１には、ＴｉＣのサイズを制限することにより、延性、伸びフランジ性、材質均一性に優れる熱延鋼板を提供できることが開示されている。また、特許文献２には、酸化物の種類、サイズ及び個数密度を規定することにより、伸びフランジ性と疲労特性に優れる熱延鋼板を提供できることが開示されている。また、特許文献３には、フェライト相の面積率、及びフェライト相と第二相との硬度差を規定することにより、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熱延鋼板を提供できることが開示されている。
　しかしながら、上記の特許文献１に開示された技術では、鋼板の組織においてフェライト相を９５％以上確保する必要がある。そのため、十分な強度を確保するためには、４８０ＭＰａ級（ＴＳが４８０ＭＰａ以上）とする場合でも、Ｔｉを０．０８％以上含有させる必要がある。一方、軟質のフェライト相を９５％以上有する鋼において、ＴｉＣの析出強化によって４８０ＭＰａ以上の強度を確保する場合、延性の低下が問題となる。また、特許文献２に開示された技術では、ＬａやＣｅなどの希少金属の添加が必須となる。従って、特許文献２に開示された技術は、いずれも合金元素の制約という課題を有している。
　また、上述したように、近年、自動車部材には、高強度鋼板の適用の要求が高まっている。高強度鋼板を冷間でプレスして成形する場合、成形中に伸びフランジ成形となる部位のエッジからのき裂が発生しやすくなる。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と考えられる。従来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がほとんど分布せずに破断に至るが、実際の部品の加工では、ひずみ分布が存在するため、破断部周辺のひずみや応力の勾配による破断限界への影響が存在する。従って、高強度鋼板の場合には、穴広げ試験では十分な伸びフランジ性を示していたとしても、冷間プレスを行う場合には、ひずみ分布によってき裂が発生する場合がある。
　特許文献１、２には、光学顕微鏡で観察される組織のみを規定することで、穴広げ性を向上させることが開示されている。しかしながら、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。また、このような部材に対して用いられる鋼板では、せん断や打ち抜き加工されて形成された端面に疵や微小割れが発生し、これら発生した疵や微小割れよりき裂が進展し、疲労破壊に至ることが懸念される。このため、上記鋼板の端面においては、疲労耐久性を向上させるために疵や微小割れを生じさせないことが必要とされている。これらの端面に発生した疵や微小割れとして、端面の板厚方向に平行に割れが発生する。この割れを「はがれ」と呼んでいる。この「はがれ」は、特に５４０ＭＰａ級の鋼板では、約８０％程度、７８０ＭＰａ級の鋼板ではほぼ１００％発生する。また、この「はがれ」は、穴広げ率とは相関なく発生する。例えば、穴広げ率が５０％でも、１００％でも、はがれが発生する。
　このように高強度性と、特に成形性のような各種材料特性とを両立するために、例えば、特許文献４には、鋼組織を、フェライトが９０％以上とし、残部をベイナイトとすることで、高強度及び延性と、穴広げ性とを両立する鋼板の製造方法が開示されている。しかしながら、本発明者らが追試したところ、特許文献４に記載されている組成の鋼では、打抜き後に「はがれ」が発生した。
　また、例えば、特許文献２、３には、Ｍｏを添加して析出物を微細化することにより、高強度でありながら、優れた伸びフランジ性を達成する高張力熱延鋼板の技術が開示されている。しかしながら、上述した特許文献２、３に開示されている技術を適用した鋼板についても、本発明者らが追試したところ、特許文献５又は６に記載されている組成の鋼では、打抜き後に「はがれ」が発生した。従って、特許文献２、３に開示されている技術においては、せん断や打ち抜き加工されて形成された端面での疵や微小割れを抑制する技術について何ら開示されていないと言える。
　また、一方、上述したように、薄肉化によって軽量化を達成する場合、腐食により、自動車の使用寿命が短くなる傾向がある。さらに、鋼板の防錆性を向上させるために、めっき鋼板に対する要望も強くなっている。
国際公開第２０１３／１６１０９０号 特開２００５－２５６１１５号公報 特開２０１１－１４０６７１号公報 特開平６－２９３９１０号公報 特開２００２－３２２５４０号公報 特開２００２－３２２５４１号公報
　本発明は、高強度で、優れた伸びフランジ性を有し、はがれの発生が少ない鋼板及びめっき鋼板を提供することを目的とする。
　従来の知見によれば、伸びフランジ性（穴広げ性）の改善は、特許文献１～３に示されているように、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、伸びフランジ性などの改善が図られている。
　しかしながら、本発明者らは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ができないことに鑑み、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一定の範囲に制御することで、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。
　また、本発明者らは、固溶Ｃの粒界個数密度、又は固溶Ｃと固溶Ｂとの合計の粒界個数密度が１個／ｎｍ２以上４．５個／ｎｍ２以下であり、鋼板中の粒界に析出しているセメンタイトの平均粒径が２μｍ以下であれば、はがれも抑制でき、端面からの割れも抑制できるため、更なる伸びフランジ性を向上させることができることを見出した。
　本発明の要旨は以下の通りである。
　（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：０～３０％、かつ
　ベイナイト：７０～１００％、
　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、
　固溶Ｃの粒界個数密度、又は固溶Ｃと固溶Ｂとの合計の粒界個数密度が１個／ｎｍ２以上４．５個／ｎｍ２以下であり、
　粒界に析出しているセメンタイトの平均粒径が２μｍ以下であることを特徴とする鋼板。
　（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以上であることを特徴とする（１）に記載の鋼板。
　（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。
　（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。
　（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。
　（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。
　（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。
　（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。
　本発明によれば、高強度で、優れた伸びフランジ性を有し、はがれの発生が少ない鋼板及びめっき鋼板を提供できる。本発明によれば、高強度でありながら厳しい伸びフランジ性並びに、特に、せん断や打ち抜き加工されて形成された部材端面での割れ（はがれ）に対する耐性に優れた、５４０ＭＰａ級以上、さらに７８０ＭＰａ級以上の鋼板グレードである表面性状及びバーリング性に優れた鋼板及びめっき鋼板を提供できる。本発明の鋼板及びめっき鋼板は、高強度でありながら厳しい延性及び伸びフランジ性を要求される部材に適用できる。
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。
　以下、本発明の実施形態について説明する。
「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。
「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。
「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。
「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。
「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。
「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、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０．０１５％以上とし、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、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０．２００％以下とし、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。
「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。
「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。
「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。
　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。
「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。
「Ｂ：０～０．１０％」
　Ｂは、粒界に偏析し、固溶Ｃとともに存在する場合、粒界強度を高める。この効果を十分に得るために、Ｂ含有量は好ましくは０．０００２％以上とする。また、Ｂは、焼き入れ性を向上させ、バーリング性にとって好ましいミクロ組織である連続冷却変態組織の形成を容易にする。そのため、Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上とし、更に好ましくは０．００１％以上とする。ただし、固溶Ｂのみが粒界に存在して、固溶Ｃが粒界に存在しない場合には、固溶Ｃほどの粒界強化効果がないので、「はがれ」を起こしやすい。また、Ｂを含有していない場合、巻き取り温度が６５０℃以下までは、粒界偏析元素であるＢの幾らかが固溶Ｃに置換して粒界の強度向上に寄与するが、巻き取り温度が６５０℃超では、固溶Ｃと固溶Ｂとの合計の粒界個数密度が１個／ｎｍ２未満となるため、破断面割れが生じると推定される。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。また、Ｂ含有量が０．００２％超では、スラブ割れを起こすことがある。従って、Ｂ含有量は、好ましくは０．００２％以下とする。
「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。
「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。
「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。
「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。
「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：０～３０％、かつベイナイト：７０～１００％、で表される組織を有する。
「フェライト：０～３０％」
　フェライトの面積率が３０％以下であれば、バーリング性を大きく劣化させることなく、延性を高めることができる。また、フェライトは、結晶粒内にＣがたまりながら変態するため、粒界に固溶Ｃが少なくなる傾向にある。一方、フェライトの面積率が３０％を超えると、固溶Ｃの粒界個数密度を１個／ｎｍ２以上４．５個／ｎｍ２以下の範囲に制御することが困難となる。このため、フェライトの面積率は０～３０％とする。
「ベイナイト：７０～１００％」
　ベイナイトを主相とすることによって、伸びフランジ加工、バーリング加工性を高めることができる。この効果を十分に得るために、ベイナイトの面積率は７０～１００％とする。
　鋼板の組織に、パーライト若しくはマルテンサイト又はこれらの両方が含まれてもよい。パーライトは、ベイナイトと同様に、疲労特性及び伸びフランジ性が良好である。パーライトとベイナイトとを比較すると、ベイナイトの方が打ち抜き加工部の疲労特性が良好である。パーライトの面積率は、好ましくは０～１５％とする。パーライトの面積率がこの範囲であると、打ち抜き加工部の疲労特性がより良好な鋼板が得られる。マルテンサイトは、伸びフランジ性に悪影響を与えることから、マルテンサイトの面積率は好ましくは１０％以下とする。フェライト、ベイナイト、パーライト及びマルテンサイト以外の組織の面積率は、好ましくは１０％以下とし、より好ましくは５％以下とし、更に好ましくは３％以下とする。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　本実施形態に係る鋼板では、固溶Ｃの粒界個数密度、又は固溶Ｃと固溶Ｂとの合計の粒界個数密度は１個／ｎｍ２以上４．５個／ｎｍ２以下である。固溶Ｃの粒界個数密度、又は固溶Ｃと固溶Ｂとの合計の粒界個数密度を１個／ｎｍ２以上４．５個／ｎｍ２以下とすることによって、「はがれ」を発生させないで、伸びフランジ性を向上させることができる。これは、固溶Ｃと固溶Ｂが粒界を強化するためであると考えられる。従って、この効果を十分に得るために、固溶Ｃの粒界個数密度、又は固溶Ｃと固溶Ｂとの合計の粒界個数密度を１個／ｎｍ２以上とする。一方、固溶Ｃの粒界個数密度、又は固溶Ｃと固溶とＢの合計の粒界個数密度が４．５個／ｎｍ２を超えると、伸びフランジ性が低下する。これは、粒界に固溶Ｃや固溶Ｂが多すぎて、粒界が脆くなるためと推測される。従って、固溶Ｃの粒界個数密度、又は固溶Ｃと固溶Ｂとの合計の粒界個数密度は４．５個／ｎｍ２以下とする。
　本実施形態に係る鋼板では、粒界に析出しているセメンタイトの平均粒径は２μｍ以下である。粒界に析出しているセメンタイトの平均粒径を２μｍ以下とすることによって、伸びフランジ性を向上させることができる。伸びフランジ成形では、成形中に、ボイドが発生し、連結することにより、亀裂が生じる。従って、粒界に粗大なセメンタイトが存在すると、成形時にセメンタイトが割れ、ボイドが生じやすくなる。なお、セメンタイトであっても、パーライトのラメラーを形成するものは、存在しても問題ない。これは、セメンタイトの形状が割れにくいものであったり、セメンタイトがα相に挟まれているため、ボイドになりにくいものであるからと考えられる。セメンタイトの平均粒径は、より小さい方が好ましいため、好ましくは１．５μｍ以下とし、より好ましくは１．０μｍ以下とする。
　粒界に析出しているセメンタイトの平均粒径は、供試鋼の鋼板板幅の１／４Ｗ若しくは３／４Ｗ位置より切出した試料の１／４厚のところから透過型電子顕微鏡サンプルを採取し、２００ｋＶの加速電圧の電界放射型電子銃（Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｇｕｎ：ＦＥＧ）を搭載した透過型電子顕微鏡によって観察する。粒界にて観察された析出物は、ディフラクションパターンを解析することによりセメンタイトであることが確認できる。なお、本実施形態におけるセメンタイトの平均粒径は、一視野において観察された全セメンタイトの粒径を測定し、その測定値より算出される平均値と定義する。
　粒界及び粒内に存在している固溶Ｃや固溶Ｂを測定するために、三次元アトムプローブ法を用いる。三次元アトムプローブ法では、位置敏感型アトムプローブ（Ｐｏｓｉｔｉｏｎ　Ｓｅｎｓｉｔｉｖｅ　Ａｔｏｍ　Ｐｒｏｂｅ、ＰｏＳＡＰ）を用いる。位置敏感型アトムプローブは、１９８８年にオックスフォード大学のＡ．Ｃｅｒｅｚｏらにより開発された装置である。この装置は、アトムプローブの検出器として位置敏感型検出器（ｐｏｓｉｔｉｏｎ　ｓｅｎｓｉｔｉｖｅ　ｄｅｔｅｃｔｏｒ）を備えており、分析に際してアパーチャーを用いずに検出器に到達した原子の飛行時間と位置を同時に測定することができる装置である。
　この装置を用いれば、試料表面に存在する合金中の全構成元素を原子レベルの空間分解能で２次元マップとして表示することができるばかりでなく、電界蒸発現象を用いて試料表面を一原子層ずつ蒸発させて、２次元マップを深さ方向に拡張していくことにより、３次元マップとして表示・分析ができる。粒界観察には、粒界部を含むＡＰ用針状試料を作製するためにＦＩＢ（収束イオンビーム）装置（日立製作所製ＦＢ２０００Ａ）を用い、切出した試料を電解研磨により針形状にするために任意形状走査ビームで粒界部を針先端部となるようにする。その試料を、ＳＩＭ（走査イオン顕微鏡）のチャネリング現象で方位の異なる結晶粒にコントラストが生じることを活かし、観察しながら粒界を特定して、イオンビームで切断する。位置敏感型アトムプローブは、ＣＡＭＥＣＡ社製ＯＴＡＰである。測定条件は、試料位置温度を約７０Ｋとし、プローブ全電圧を１０～１５ｋＶとし、パルス比を２５％とする。各試料の粒界、粒内をそれぞれ三回測定して、その平均値を代表値とする。測定値よりバックグラウンドノイズ等を除去して得られた値は、単位粒界面積当たりの原子密度として定義され、これを粒界個数密度（粒界偏析密度）（個／ｎｍ２）とする。従って、粒界に存在する固溶Ｃとは、まさに粒界に存在するＣ原子のことをいう。また、粒界に存在する固溶Ｂとは、まさに粒界に存在するＢ原子のことをいう。
　本実施形態における固溶Ｃの粒界個数密度とは、粒界に存在している固溶Ｃの粒界単位面積当たりの個数（密度）と定義する。本実施形態における固溶Ｂの粒界個数密度とは、粒界に存在している固溶Ｂの粒界単位面積当たりの個数（密度）と定義する。三次元アトムプローブ法によれば、原子マップで三次元的に原子の分布が分かるので、粒界位置にＣ原子やＢ原子の個数が多いことが確認できる。なお、析出物であれば、原子数、他の原子の位置関係（Ｔｉなど）で特定可能である。
　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。この方法では、熱間圧延、空冷、第１の冷却及び第２の冷却をこの順で行う。
「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。
　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。
　スラブ加熱後、特に待つことなく加熱炉より抽出したスラブに対して粗圧延を行い、粗バーが得られる。粗圧延の終了温度が１０００℃未満であると、粗圧延での熱間変形抵抗が増して、粗圧延の操業に障害をきたすことがある。このため、粗圧延の終了温度は、１０００℃以上とする。一方、粗圧延の終了温度が１１５０℃を超えると、粒界中の固溶Ｃの粒界個数密度が１個／ｎｍ２以下となることがある。これは、オーステナイト中にＴｉ及びＮｂが、粗大なＴｉＣやＮｂＣとして析出し、固溶Ｃが減少するためであると推測される。また、粗圧延の終了温度が１１５０℃を超えると、熱延板強度が低下することがある。これは、ＴｉＣやＮｂＣが粗大に析出するためである。
　粗圧延の終了から仕上げ圧延の開始までの時間が１５０秒を超えると、粒界中の固溶Ｃ量粒界個数密度が１個／ｎｍ２以下となることがある。これは、オーステナイト中にＴｉ及びＮｂが、粗大なＴｉＣやＮｂＣとして析出し、固溶Ｃが減少するためであると推測される。また、熱延板強度が低下することもある。これは、ＴｉＣやＮｂＣが粗大に析出するためである。一方、粗圧延の終了から仕上げ圧延の開始までの時間が３０秒未満であると、仕上げ圧延の開始前及びパス間で鋼板地鉄の表面スケールの間にウロコ、紡錘スケール欠陥の起点となるブリスターが発生するため、これらスケール欠陥が生成しやすくなることがある。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。また、仕上げ圧延時の鋼板の最高温度がＡｒ３＋１５０℃を超えると、仕上げ圧延終了後の冷却開始までにγ粒が成長粗大化し、粒界の固溶Ｂ及び固溶Ｃの粒界個数密度が増加する。
　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。
　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。
　仕上げ圧延における最終パスの圧下率が３％未満であると、通板形状が劣化し、ホットコイル形成時におけるコイルの巻き形状や、製品板厚精度に悪影響を及ぼす懸念がある。一方、仕上げ圧延における最終パスの圧下率が２０％を超えると、過度のひずみの導入により鋼板内部の転位密度が必要以上に増加する。仕上げ圧延の終了後において、転位密度の高い領域は、ひずみエネルギーが高いため、フェライト組織に変態しやすい。このような変態により形成されたフェライトは、あまり炭素を固溶せずに析出するため、母層中に含まれていた炭素がオーステナイトとフェライトとの界面に集中しやすく、粒界の固溶Ｃの粒界個数密度が増加するのに加えて、界面において粗大なＮｂ及びＴｉの炭化物が析出しやすくなる。このように仕上げ圧延において固溶Ｎ、Ｔｉが減少した場合は、上述した理由により、鋼板の強度向上が望めず、「はがれ」が発生しやすくなる。従って、仕上げ圧延における最終パスの圧下率を、３％以上２０％以下の範囲となるように制御する。
　仕上げ圧延における最終パスの圧延速度が４００ｍｐｍ未満であると、γ粒が成長粗大化し、粒界の固溶Ｃの粒界個数密度が増加する。このため、仕上げ圧延における最終パスの圧延速度は４００ｍｐｍ以上とする。一方、圧延速度の上限値については特に限定しなくとも本発明の効果を奏するが、設備制約上１８００ｍｐｍ以下が現実的である。このため、仕上げ圧延における最終パスの圧延速度は１８００ｍｐｍ以下とする。
「空冷」
　この製造方法では、仕上げ圧延の終了から２秒以下の時間だけ熱延鋼板の空冷を行う。この空冷時間が２秒超では、粒界の固溶Ｂ及び固溶Ｃの粒界個数密度が増加する。従って、この空冷時間は、２秒以下とする。
「第１の冷却、第２の冷却」
　２秒以下の空冷後、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４００～６００℃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０～１０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。
　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７０％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。また、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り、また、粒界に析出しているセメンタイトの平均粒径が２μｍを超えることが多い。また、６００～７５０℃での保持時間が１０秒を超えると、面積率で７０％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。
　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４００℃未満であったり、６００℃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。
　巻取り温度が６００℃を超えると、固溶Ｃの粒界個数密度が１個／ｎｍ２未満となり、破断面割れが発生する。また、フェライトの面積率も高くなる。このため、巻取り温度は６００℃以下とし、好ましくは５５０℃以下とする。一方、巻取り温度が４００℃未満であると、粒界に析出しているセメンタイトの平均粒径が２μｍを超えるため、穴拡げ値が劣化する。このため、巻取り温度は４００℃以上とし、好ましくは４５０℃以上とする。
　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。
　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。
　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。
　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通りであれば、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。
　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。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、降伏強度や引張強度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。
　熱処理（焼鈍）の温度が８４０℃を超えると、熱間圧延で作りこんだ組織がオーステナイト化により、キャンセルされてしまう。また、一般的に、焼鈍後は、熱間圧延に比べ短時間で室温まで冷却するため、マルテンサイトが多くなり、伸びフランジ性が大きく劣化する傾向にある。このため、焼鈍温度は好ましくは８４０℃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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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、得られた鋼片を表２及び表３に示す加熱温度に加熱して、熱間で粗圧延を行った後、引き続いて、表２及び表３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２及び表３中の「経過時間」は粗圧延の終了から仕上げ圧延の開始までの経過時間である。表１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３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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　Ａｒ３（℃）は表１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）
　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。
　得られた熱延鋼板について、以下に示す方法により、各組織の組織分率（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４及び表５に示す。表５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。
「各組織の組織分率（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。
「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。
　次に、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。これらの結果を表４及び表５に示す。表５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。
　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。
　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。
　ハガレの程度を調査するために、鋼板の打ち抜きを行い、その端面の観察を行った。打ち抜き条件は、穴広げ試験（ＪＦＳ　Ｔ　１００１－１９９６）に準じて行った。鋼板を１０か所打ち抜き、破断面割れが２か所以下のものをＯＫと判断し、３か所以上のものをＮＧと判断した。粒界に析出しているセメンタイトの平均粒径と、固溶Ｃの粒界個数密度、又は固溶Ｃと固溶Ｂとの合計の粒界個数密度は、上述の方法にて観測した。これらの結果を表４及び表５に示す。表５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 JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　本発明例（試験Ｎｏ．１～２１）では、４８０ＭＰａ以上の引張強度、及び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た。
　試験Ｎｏ．２２～２７は、化学成分が本発明の範囲外の比較例である。試験Ｎｏ．２８～４７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、セメンタイトの平均粒径、固溶Ｃの粒界個数密度、固溶Ｃと固溶Ｂとの合計の粒界個数密度のいずれか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。これらの例では、伸びフランジ性の指標が目標値を満足しなかったり、はがれが生じたりした。また、一部の例では引張強度も低くなっていた。
　本発明によれば、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な、伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板を提供することができる。これらの鋼板は、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。
 

Claims (8)

  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：０～３０％、かつ
    　ベイナイト：７０～１００％、
    　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、
    　固溶Ｃの粒界個数密度、又は固溶Ｃと固溶Ｂとの合計の粒界個数密度が１個／ｎｍ２以上４．５個／ｎｍ２以下であり、
    　粒界に析出しているセメンタイトの平均粒径が２μｍ以下であることを特徴とする鋼板。
  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以上である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。
  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。
  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。
  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。
  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。
  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。
     
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