WO2019186989A1 - 鋼板 - Google Patents

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WO2019186989A1
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ferrite
retained austenite
bainitic ferrite
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由梨 戸田
栄作 桜田
邦夫 林
上西　朗弘
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日本製鉄株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a steel plate suitable for automobile parts.
  • high-strength steel plates are often used for skeletal parts of vehicle bodies.
  • Mechanical properties that have a significant impact on crash safety include tensile strength, ductility, ductility-brittle transition temperature, and 0.2% yield strength.
  • the steel sheet used for the front side member is required to have excellent ductility.
  • Patent Documents 1 and 2 propose techniques relating to improvement of collision safety or improvement of moldability.
  • Patent Documents 1 and 2 propose techniques relating to improvement of collision safety or improvement of moldability.
  • An object of the present invention is to provide a steel sheet capable of obtaining excellent collision safety and formability.
  • the present inventors have intensively studied to solve the above problems. As a result, it has been clarified that, in a steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more, excellent elongation is expressed by making the area fraction and form of retained austenite and bainitic ferrite predetermined. Furthermore, when the area fraction of polygonal ferrite is low, the hardness difference in the steel sheet is small, not only excellent elongation, but also excellent hole expansibility and bendability are obtained, and resistance to embrittlement at a sufficiently low temperature It was found that properties and 0.2% yield strength were also obtained.
  • the inventor of the present application has come up with the following aspects of the invention as a result of further intensive studies based on such knowledge.
  • 80% or more of the bainitic ferrite has a dislocation density of a region surrounded by grain boundaries having an aspect ratio of 0.1 to 1.0 and an orientation difference angle of 15 ° or more.
  • 80% or more of the retained austenite has an aspect ratio of 0.1 to 1.0, a major axis length of 1.0 ⁇ m to 28.0 ⁇ m, and a minor axis length of 0.
  • the metal structure is an area fraction, Polygonal ferrite: 5% to 20% Martensite: 20% or less, Bainitic ferrite: 75% to 90%, and retained austenite: 5% to 20%.
  • the steel sheet according to (1) which is represented by:
  • the metal structure is an area fraction, Polygonal ferrite: more than 20% and 40% or less, Martensite: 20% or less, Bainitic ferrite: 50% to 75%, and retained austenite: 5% to 30%.
  • the steel sheet according to (1) which is represented by:
  • FIG. 1 is a diagram showing an example of an equivalent ellipse of retained austenite grains.
  • the steel plate according to the present embodiment has an area fraction of polygonal ferrite: 40% or less, martensite: 20% or less, bainitic ferrite: 50% to 95%, and retained austenite: 5% to 50%. It has a metallographic structure represented. In terms of area fraction, 80% or more of bainitic ferrite has a dislocation density of 8 in a region surrounded by grain boundaries having an aspect ratio of 0.1 to 1.0 and an orientation difference angle of 15 ° or more. It is comprised from the bainitic ferrite grain of * 10 ⁇ 2 > (cm / cm ⁇ 3 >) or less.
  • 80% or more of the retained austenite has an aspect ratio of 0.1 to 1.0, a major axis length of 1.0 ⁇ m to 28.0 ⁇ m, and a minor axis length of 0.00. It consists of residual austenite grains of 1 ⁇ m to 2.8 ⁇ m.
  • Polygonal ferrite is a soft structure. For this reason, there is a large difference in hardness between polygonal ferrite and martensite, which is a hard structure, and cracks are likely to occur at the interface between them during molding. A crack may extend along this interface. When the area fraction of polygonal ferrite exceeds 40%, such cracks are likely to be generated and extended, and sufficient hole expandability, bendability, resistance to embrittlement at low temperatures and 0.2% yield strength are difficult to obtain. . Therefore, the area fraction of polygonal ferrite is 40% or less.
  • the area fraction of polygonal ferrite is preferably 20% or less, and when ductility is more important than hole expandability, the area fraction of polygonal ferrite is Preferably, it is more than 20% and 40% or less. Even when hole expansibility is more important than ductility, the area fraction of polygonal ferrite is preferably 5% or more in order to ensure ductility.
  • Bainitic ferrite area fraction 50% to 95%) Bainitic ferrite contains dislocations at a higher density than polygonal ferrite, and contributes to improvement in tensile strength. Since the hardness of bainitic ferrite is higher than that of polygonal ferrite and lower than that of martensite, the hardness difference between bainitic ferrite and martensite is the hardness between polygonal ferrite and martensite. Smaller than the difference. Therefore, bainitic ferrite also contributes to improvement of hole expansibility and bendability. If the area fraction of bainitic ferrite is less than 50%, sufficient tensile strength cannot be obtained. Therefore, the area fraction of bainitic ferrite is 50% or more.
  • the area fraction of bainitic ferrite is preferably 75% or more.
  • the area fraction of bainitic ferrite exceeds 95%, the retained austenite is insufficient and sufficient formability cannot be obtained. Therefore, the area fraction of bainitic ferrite is 95% or less.
  • Martensite includes fresh martensite (non-tempered martensite) and tempered martensite. As described above, the difference in hardness between polygonal ferrite and martensite is large, and cracks are likely to occur at the interface between them during molding. A crack may extend along this interface. When the area fraction of martensite exceeds 20%, such cracks are likely to be generated and extended, and it is difficult to obtain sufficient hole expansibility, bendability, resistance to embrittlement at low temperatures, and 0.2% yield strength. Therefore, the area fraction of martensite is 20% or less.
  • Retention fraction of retained austenite 5% to 50% Residual austenite contributes to improvement of formability. If the area fraction of retained austenite is less than 5%, sufficient formability cannot be obtained. On the other hand, if the area fraction of retained austenite exceeds 50%, bainitic ferrite is insufficient and sufficient tensile strength cannot be obtained. Therefore, the area fraction of retained austenite is 50% or less.
  • Polygonal ferrite, bainitic ferrite, retained austenite and martensite are identified and area fractions are identified by, for example, scanning electron microscope (SEM) observation or transmission electron microscope (transmission electron microscope: TEM). This can be done by observation.
  • SEM scanning electron microscope
  • TEM transmission electron microscope
  • a sample is corroded using a nital liquid and a repeller liquid, and a cross section parallel to the rolling direction and the thickness direction (cross section perpendicular to the width direction) and / or a cross section perpendicular to the rolling direction is used. Observe at a magnification of 1000 to 100,000.
  • FE-SEM-EBSD field emission scanning electron microscope
  • a cross section (cross section perpendicular to the width direction) parallel to the rolling direction and thickness direction of the steel sheet is polished and etched with a nital solution.
  • the area fraction is measured by observing a region where the depth from the surface of the steel plate is 1/8 to 3/8 of the thickness of the steel plate by FE-SEM. Such observation is performed for 10 visual fields at a magnification of 5000 times, and the area fractions of polygonal ferrite and bainitic ferrite are obtained from the average value of the 10 visual fields.
  • the area fraction of retained austenite can be specified by, for example, X-ray measurement.
  • X-ray measurement for example, a portion from the surface of the steel plate to 1 ⁇ 4 of the thickness of the steel plate is removed by mechanical polishing and chemical polishing, and MoK ⁇ rays are used as characteristic X-rays.
  • the area fraction of retained austenite is calculated using the following formula. Such observation is performed for 10 visual fields, and the area fraction of retained austenite is obtained from the average value of the 10 visual fields.
  • the area fraction of martensite can be identified by, for example, field emission-scanning electron microscope (FE-SEM) observation and X-ray measurement.
  • FE-SEM field emission-scanning electron microscope
  • X-ray measurement a region where the depth from the surface of the steel plate is 1/8 to 3/8 of the thickness of the steel plate is an observation object, and a repelling liquid is used for corrosion. Since the structures that are not corroded by the repellent liquid are martensite and residual austenite, the martensite is obtained by subtracting the area fraction S ⁇ of the residual austenite specified by the X-ray measurement from the area fraction of the area not corroded by the repellent liquid.
  • the area fraction can be specified.
  • the area fraction of martensite can be specified using, for example, an electronic channeling contrast image obtained by SEM observation.
  • a region having a high dislocation density and a substructure such as a block or a packet in a grain is martensite. Such observation is performed for 10 visual fields, and the area fraction of martensite is obtained from the average value of the 10 visual fields.
  • a bainitic ferrite having a high dislocation density do not contribute to improvement in elongation as much as polygonal ferrite, the higher the area fraction of bainitic ferrite grains having a high dislocation density, the easier the elongation decreases.
  • the area fraction of the bainitic ferrite grains in such a form is 80% or more, preferably 85% or more with respect to the entire bainitic ferrite.
  • the dislocation density of bainitic ferrite can be specified by structural observation using a transmission electron microscope (TEM).
  • TEM transmission electron microscope
  • the dislocation density of bainitic ferrite can be specified by dividing the number of dislocation lines existing in crystal grains surrounded by a grain boundary having an orientation difference angle of 15 ° by the area of the crystal grains. .
  • Residual austenite is transformed into martensite by processing-induced transformation during molding.
  • the retained austenite is transformed into martensite, when this martensite is adjacent to polygonal ferrite or untransformed retained austenite, a large hardness difference is generated between them.
  • a large hardness difference leads to the occurrence of cracks as described above. Such cracks are particularly likely to occur at locations where stress is concentrated, and the stress is likely to be concentrated in the vicinity of martensite transformed from retained austenite having an aspect ratio of less than 0.1.
  • the aspect ratio of the retained austenite grain is a value obtained by dividing the length of the minor axis of the equivalent ellipse of the retained austenite grain by the length of the major axis.
  • the aspect ratio (L2 / L1) of the retained austenite grain can be obtained from the major axis length L1 and minor axis length L2 of the equivalent ellipse 2 thereof.
  • the chemical composition of the steel plate and the slab used for manufacturing the steel plate according to the embodiment of the present invention will be described.
  • the steel sheet according to the embodiment of the present invention is manufactured through hot rolling, pickling, cold rolling, first annealing, second annealing, and the like. Therefore, the chemical composition of the steel plate and slab takes into account not only the properties of the steel plate but also these treatments.
  • “%”, which is a unit of content of each element contained in the steel plate and slab means “mass%” unless otherwise specified.
  • the steel plate according to the present embodiment and the slab used for manufacturing the steel plate are mass%, C: 0.1% to 0.5%, Si: 0.5% to 4.0%, Mn: 1.0% to 4%.
  • the C content is 0.10% or more, preferably 0.15% or more.
  • the C content is 0.5% or less, preferably 0.25% or less.
  • Silicon (Si: 0.5% to 4.0%) contributes to the improvement of the strength of the steel or contributes to the improvement of elongation through the improvement of the stability of retained austenite. If the Si content is less than 0.5%, these effects cannot be obtained sufficiently. Therefore, the Si content is 0.5% or more, preferably 1.0% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 4.0%, the strength of the steel becomes too high and the elongation decreases. Therefore, the Si content is 4.0% or less, preferably 2.0% or less.
  • Manganese (Mn: 1.0% to 4.0%) contributes to improving the strength of the steel or suppresses the polygonal ferrite transformation that occurs during the cooling of the first annealing or the second annealing. When the hot dip galvanizing process is performed, the polygonal ferrite transformation that occurs during the cooling of the process is also suppressed. If the Mn content is less than 1.0%, these effects cannot be obtained sufficiently, or polygonal ferrite is excessively generated and the hole expandability is deteriorated. Therefore, the Mn content is 1.0% or more, preferably 2.0% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 4.0%, the strength of the slab and hot-rolled steel sheet becomes too high. Therefore, it is 4.0% or less, preferably 3.0% or less.
  • Phosphorus (P) is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. P segregates at the central portion in the thickness direction of the steel sheet to reduce toughness or embrittle the weld. For this reason, the lower the P content, the better. In particular, when the P content exceeds 0.015%, a decrease in toughness and embrittlement of weldability are remarkable. Therefore, the P content is 0.015% or less, preferably 0.010% or less. Reduction of the P content requires a cost, and if it is attempted to reduce it to less than 0.0001%, the cost increases remarkably. For this reason, the P content may be 0.0001% or more.
  • S Sulfur
  • S is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example.
  • S lowers the manufacturability of casting and hot rolling, or forms coarse MnS to lower the hole expandability. For this reason, the lower the S content, the better.
  • the S content is 0.050% or less, preferably 0.0050% or less. Reduction of the S content takes a cost, and if it is attempted to reduce it to less than 0.0001%, the cost increases remarkably. For this reason, S content is good also as 0.0001% or more.
  • N Nitrogen (N: 0.01% or less) Nitrogen (N) is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. N forms coarse nitrides and degrades bendability and hole expandability, or causes blowholes during welding. For this reason, the lower the N content, the better. In particular, when the N content exceeds 0.01%, the decrease in bendability and hole expansibility and the occurrence of blowholes are remarkable. Therefore, the N content is 0.01% or less. Reduction of the N content is costly, and if it is attempted to reduce it to less than 0.0005%, the cost increases remarkably. For this reason, the N content may be 0.0005% or more.
  • Aluminum (Al: 2.0% or less) functions as a deoxidizer and suppresses precipitation of iron-based carbides in austenite, but is not an essential element. If the Al content is more than 2.0%, transformation from austenite to polygonal ferrite is promoted, and polygonal ferrite is excessively generated to deteriorate the hole expandability. Therefore, the Al content is 2.0% or less, preferably 1.0% or less. Reduction of the Al content is costly, and if it is attempted to reduce it to less than 0.001%, the cost increases remarkably. For this reason, the Al content may be 0.001% or more.
  • Si and Al 0.5% to 6.0% in total
  • Both Si and Al contribute to the improvement of elongation through the improvement of the stability of retained austenite. If the content of Si and Al is less than 0.5% in total, this effect cannot be obtained sufficiently. Therefore, the total content of Si and Al is 0.5% or more, preferably 1.2% or more. Only either Si or Al may be contained, and both Si and Al may be contained.
  • Ti, Nb, B, Mo, Cr, V, Mg, REM, and Ca are not essential elements, but are optional elements that may be appropriately contained in steel plates and slabs up to a predetermined amount.
  • Titanium (Ti: 0.00% to 0.20%) contributes to improving the strength of steel through dislocation strengthening due to precipitation strengthening and fine grain strengthening. Therefore, Ti may be contained. In order to sufficiently obtain this effect, the Ti content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.025% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.20%, Ti carbonitrides excessively precipitate and the formability of the steel sheet decreases. Therefore, the Ti content is 0.20% or less, preferably 0.08% or less.
  • Niobium (Nb) contributes to improving the strength of steel through dislocation strengthening due to precipitation strengthening and fine grain strengthening. Therefore, Nb may be contained. In order to sufficiently obtain this effect, the Nb content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.010% or more. On the other hand, if the Nb content exceeds 0.20%, Nb carbonitrides excessively precipitate and the formability of the steel sheet decreases. Therefore, the Nb content is 0.20% or less, preferably 0.08% or less.
  • B Boron (B: 0.0000% to 0.0030%) Boron (B) reinforces the grain boundaries and suppresses the polygonal ferrite transformation that occurs during the cooling of the first annealing or the second annealing.
  • B may be contained.
  • the B content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0010% or more.
  • the B content is 0.0030% or less, preferably 0.0025% or less.
  • Molybdenum (Mo) contributes to strengthening of the steel or suppresses the polygonal ferrite transformation that occurs during the cooling of the first annealing or the second annealing.
  • Mo may be contained.
  • the Mo content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more.
  • the Mo content is 0.50% or less, preferably 0.20% or less.
  • Chromium (Cr) contributes to strengthening of the steel or suppresses the polygonal ferrite transformation that occurs during the cooling of the first annealing or the second annealing.
  • Cr may be contained.
  • the Cr content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more.
  • the Cr content is 2.0% or less, preferably 0.10% or less.
  • V Vanadium (V) contributes to the improvement of steel strength through dislocation strengthening due to precipitation strengthening and fine grain strengthening. Therefore, V may be contained. In order to sufficiently obtain this effect, the V content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more. On the other hand, if the V content exceeds 0.50%, the carbonitride of V precipitates excessively and the formability of the steel sheet decreases. Therefore, the Nb content is 0.50% or less, preferably 0.10% or less.
  • Mg 0.000% to 0.040%, REM: 0.000% to 0.040%, Ca: 0.000% to 0.040%)
  • Mg, REM or Ca or any combination thereof may be contained.
  • the Mg content, the REM content, and the Ca content are all preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0010% or more.
  • the Mg content, the REM content, or the Ca content exceeds 0.040%, a coarse oxide is formed and the hole expansibility is lowered. Therefore, the Mg content, the REM content, and the Ca content are all 0.040% or less, preferably 0.010% or less.
  • REM rare earth metal refers to a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and “REM content” means the total content of these 17 elements.
  • REM is added by, for example, misch metal, and misch metal may contain a lanthanoid in addition to La and Ce.
  • a simple metal such as metal La or metal Ce may be used.
  • impurities examples include those contained in raw materials such as ore and scrap and those contained in the manufacturing process.
  • P, S, O, Sb, Sn, W, Co, As, Pb, Bi, and H are exemplified as impurities.
  • O content is preferably 0.010% or less
  • Sb content, Sn content, W content, Co content and As content are preferably 0.1% or less
  • Pb content and Bi content are Preferably it is 0.005% or less
  • H content is preferably 0.0005% or less.
  • the hole expandability is 30% or more
  • the ratio (R / t) of the minimum bending radius (R (mm)) to the plate thickness (t (mm)) is 0.5 or less
  • the total elongation is 21% or more
  • 0 Mechanical properties with a 2% proof stress of 680 MPa or more, a tensile strength of 980 MPa or more, and a ductile-brittle transition temperature of -60 ° C. or less are obtained.
  • the area fraction of polygonal ferrite is 5% to 20% and the area fraction of bainitic ferrite is 75% or more, hole expandability of 50% or more is obtained, and the area fraction of polygonal ferrite is obtained.
  • the rate is more than 20% and 40% or less, a total elongation of 26% or more is obtained.
  • Hot rolling rough rolling, finish rolling and winding of a slab are performed.
  • a slab obtained by continuous casting or a slab produced by a thin slab caster can be used.
  • the slab may be supplied to a hot rolling facility while being kept at a temperature of 1000 ° C. or higher after casting, or may be heated to a hot rolling facility after being cooled to a temperature of less than 1000 ° C.
  • the rolling temperature of the final pass of rough rolling is 1000 ° C to 1150 ° C, and the rolling reduction of the final pass is 40% or more.
  • the rolling temperature of the final pass is set to 1000 ° C. or higher.
  • the rolling temperature in the final pass is higher than 1150 ° C., the austenite grain size after finish rolling becomes excessively large. Also in this case, the uniformity of the metal structure is lowered and sufficient formability cannot be obtained.
  • the rolling temperature in the final pass is 1150 ° C. or lower.
  • the rolling reduction of the final pass is less than 40%, the austenite grain size after finish rolling becomes excessively large, the uniformity of the metal structure is lowered, and sufficient formability cannot be obtained. Therefore, the rolling reduction of the final pass is 40% or more.
  • the rolling temperature of finish rolling is Ar 3 points or more.
  • this rolling temperature is set to Ar 3 or higher.
  • this rolling temperature is set to Ar 3 or higher, the rolling load during finish rolling can be relatively reduced.
  • finish rolling a plurality of rough rolled plates obtained by rough rolling may be continuously rolled. After the rough rolled plate is wound up once, finish rolling may be performed while rewinding.
  • the winding temperature is 750 ° C or lower.
  • the coiling temperature exceeds 750 ° C., coarse ferrite or pearlite is generated in the structure of the hot-rolled steel sheet, the uniformity of the metal structure is lowered, and sufficient formability cannot be obtained.
  • a thick oxide may be formed on the surface and the pickling property may be lowered.
  • the winding temperature is set to 750 ° C. or lower.
  • the lower limit of the winding temperature is not particularly limited, but it is difficult to wind at a temperature lower than room temperature.
  • a hot rolled steel sheet coil is obtained by hot rolling of the slab.
  • pickling After hot rolling, pickling is performed while rewinding the coil of the hot rolled steel sheet. Pickling is performed once or twice or more. By pickling, the oxide on the surface of the hot-rolled steel sheet is removed, and the chemical conversion treatment and plating properties are improved.
  • Cold rolling is performed after pickling.
  • the rolling reduction of cold rolling is 40% to 80%. If this rolling reduction is less than 40%, it may be difficult to keep the shape of the cold-rolled steel sheet flat or sufficient ductility may not be obtained. Therefore, the rolling reduction is 40% or more, preferably 50% or more. On the other hand, if the rolling reduction exceeds 80%, the rolling load becomes excessive, the recrystallization of ferrite is excessively promoted, coarse polygonal ferrite is formed, and the area fraction of polygonal ferrite exceeds 40%. Or Therefore, the rolling reduction is 80% or less, preferably 70% or less.
  • the number of rolling passes and the rolling reduction per pass are not particularly limited. A cold-rolled steel sheet is obtained by cold rolling of the hot-rolled steel sheet.
  • a first annealing is performed after cold rolling.
  • the first heating, the first cooling, the second cooling, and the first holding of the cold-rolled steel sheet are performed.
  • the first annealing can be performed, for example, in a continuous annealing line.
  • the annealing temperature of the first annealing is 750 ° C to 900 ° C.
  • the annealing temperature is 750 ° C. or higher, preferably 780 ° C. or higher.
  • the annealing temperature exceeds 900 ° C., austenite grains become coarse, and the transformation from austenite to bainitic ferrite or tempered martensite is delayed. The area fraction of bainitic ferrite becomes too small due to this transformation delay. Therefore, the annealing temperature is 900 ° C. or lower, preferably 870 ° C. or lower.
  • the annealing time is not particularly limited and is, for example, 1 second to 1000 seconds.
  • the cooling stop temperature of the first cooling is 600 ° C. to 720 ° C., and the cooling rate to this cooling stop temperature is 1 ° C./second or more and less than 10 ° C./second.
  • the cooling stop temperature is set to 600 ° C. or higher, preferably 620 ° C. or higher.
  • the cooling stop temperature is set to 720 ° C. or lower, preferably 700 ° C. or lower.
  • the cooling rate of the first cooling is less than 1.0 ° C./second, the area fraction of polygonal ferrite becomes excessive. Therefore, the cooling rate is 1.0 ° C./second or more, preferably 3 ° C./second or more. On the other hand, when the cooling rate is 10 ° C./second or more, the area fraction of retained austenite is insufficient. Therefore, the cooling rate is less than 10 ° C./second, preferably 8 ° C./second or less.
  • the cooling stop temperature of the second cooling is 150 ° C. to 500 ° C., and the cooling rate to this cooling stop temperature is 10 ° C./second to 60 ° C./second.
  • the cooling stop temperature of the second cooling is less than 150 ° C., the lath width of bainitic ferrite or tempered martensite becomes fine, and the residual austenite remaining between the laths becomes a fine film. As a result, the area fraction of the retained austenite grains in a predetermined form becomes too small. Therefore, the cooling stop temperature is 150 ° C. or higher, preferably 200 ° C. or higher.
  • the cooling stop temperature is 500 ° C. or less, preferably 450 ° C. or less, and more preferably about room temperature. Moreover, it is preferable that this cooling stop temperature shall be below Ms point according to a composition.
  • the cooling rate of the second cooling is less than 10 ° C./second, the formation of polygonal ferrite is promoted and the area fraction of polygonal ferrite becomes excessive. Therefore, the cooling rate is 10 ° C./second or more, preferably 20 ° C./second or more.
  • the cooling rate exceeds 60 ° C./second, the area fraction of retained austenite becomes less than the lower limit. Therefore, the cooling rate is 60 ° C./second or less, preferably 50 ° C./second or less.
  • the method of the first cooling and the second cooling is not limited, and for example, roll cooling, air cooling, water cooling, or any combination thereof can be performed.
  • the cold-rolled steel sheet is held at a temperature of 150 ° C. to 500 ° C. for a time of t1 seconds to 1000 seconds determined by the following formula (1).
  • This holding (first holding) is performed as it is without lowering the temperature to less than 150 ° C. after the second cooling, for example.
  • T0 is a holding temperature (° C.)
  • T1 is a cooling stop temperature (° C.) of the second cooling.
  • t1 20 ⁇ [C] + 40 ⁇ [Mn] ⁇ 0.1 ⁇ T0 + T1-0.1 (1)
  • the holding time is less than t1 seconds, C is not sufficiently concentrated in the retained austenite, and the retained austenite is transformed into martensite during the subsequent temperature drop, so that the area fraction of the retained austenite becomes too small. Accordingly, the holding time is t1 seconds or more.
  • the holding time exceeds 1000 seconds, the decomposition of the retained austenite is promoted, and the area fraction of the retained austenite becomes too small. Accordingly, the holding time is 1000 seconds or less.
  • An intermediate steel sheet is obtained by the first annealing of the cold-rolled steel sheet.
  • the first holding may be performed by, for example, lowering the temperature to less than 150 ° C. and then reheating to a temperature of 150 ° C. to 500 ° C.
  • the reheating temperature is less than 150 ° C.
  • the lath width of bainitic ferrite or tempered martensite becomes fine, and the residual austenite remaining between the laths becomes a fine film.
  • the reheating temperature is 150 ° C. or higher, preferably 200 ° C. or higher.
  • the reheating temperature exceeds 500 ° C., the formation of polygonal ferrite is promoted, and the area fraction of polygonal ferrite becomes excessive. Therefore, the reheating temperature is set to 500 ° C. or lower, preferably 450 ° C. or lower.
  • the intermediate steel sheet has, for example, an area fraction of polygonal ferrite: 40% or less, bainitic ferrite or tempered martensite, or both: 40% to 95% in total, and retained austenite: 5% to 60%, It has the metal structure represented by these. Further, for example, 80% or more of the retained austenite in terms of area fraction is composed of retained austenite grains having an aspect ratio of 0.03 to 1.00.
  • a second annealing is performed after the first annealing.
  • the second annealing can be performed, for example, in a continuous annealing line.
  • the annealing temperature of the second annealing is 760 ° C to 800 ° C.
  • the annealing temperature is less than 760 ° C., the area fraction of polygonal ferrite becomes excessive, the area fraction of bainitic ferrite grains, the area fraction of retained austenite, or both of them are too small. Therefore, the annealing temperature is 760 ° C. or higher, preferably 770 ° C. or higher.
  • the annealing temperature exceeds 800 ° C., the area fraction of austenite increases with the austenite transformation, and the area fraction of bainitic ferrite becomes too small. Therefore, this annealing temperature is set to 800 ° C. or lower, preferably 790 ° C. or lower.
  • the cooling stop temperature of the third cooling is 600 ° C. to 750 ° C., and the cooling rate to this cooling stop temperature is 1 ° C./second to 10 ° C./second. If the cooling stop temperature is less than 600 ° C., the area fraction of polygonal ferrite becomes excessive. Therefore, the cooling stop temperature is set to 600 ° C. or higher, preferably 630 ° C. or higher. On the other hand, when the cooling stop temperature exceeds 750 ° C., the martensite area fraction becomes excessive. Therefore, this cooling stop temperature is set to 750 ° C. or lower, preferably 730 ° C. or lower.
  • the cooling rate of the third cooling is less than 1.0 ° C./second, the area fraction of polygonal ferrite becomes excessive. Therefore, the cooling rate is 1.0 ° C./second or more, preferably 3 ° C./second or more. On the other hand, when the cooling rate exceeds 10 ° C./second, the area fraction of bainitic ferrite becomes too small. Therefore, the cooling rate is 10 ° C./second or less, preferably 8 ° C./second or less.
  • the cooling stop temperature is preferably 710 ° C. or higher, more preferably 720 ° C. or higher. This is because the area fraction of polygonal ferrite tends to be 20% or less. In the case where ductility is more important than hole expansibility, the cooling stop temperature is preferably less than 710 ° C., more preferably 690 ° C. or less. This is because the area fraction of polygonal ferrite tends to be more than 20% and 40% or less.
  • the steel plate After the third cooling, the steel plate is cooled to a temperature of 150 ° C. to 550 ° C. and held at that temperature for 1 second or longer. During this holding (second holding), the diffusion of C into the retained austenite is promoted.
  • the holding time is less than 1 second, C is not sufficiently concentrated in the retained austenite, the stability of the retained austenite is lowered, and the area fraction of the retained austenite becomes too small. Therefore, the holding time is 1 second or longer, preferably 2 seconds or longer.
  • the holding temperature is 150 ° C.
  • the holding temperature exceeds 550 ° C., the transformation from austenite to bainitic ferrite is delayed, so that the diffusion of C into the retained austenite does not progress, the stability of the retained austenite decreases, and the area of the retained austenite decreases. The rate is too low. Accordingly, the holding temperature is 550 ° C. or lower, preferably 500 ° C. or lower.
  • the steel sheet according to the embodiment of the present invention can be manufactured.
  • a part of austenite is transformed into ferrite by controlling the primary cooling rate of the first annealing to 1 ° C./s or more and less than 10 ° C./s.
  • Mn diffuses and concentrates in untransformed austenite.
  • An advantageous crystal orientation is preferentially generated. Therefore, the strain introduced into the bainitic ferrite is reduced, and the dislocation density can be controlled to 8 ⁇ 10 2 (cm / cm 3 ) or less.
  • the mechanism of improving ductility by reducing the dislocation density of bainitic ferrite is as follows. In TRIP steel, when martensite is generated from retained austenite by work-induced transformation, dislocations are introduced into adjacent bainitic ferrite and work hardening occurs. If the dislocation density of bainitic ferrite is low, the work hardening rate can be kept high even in a region where the strain is large, so that the uniform elongation is improved.
  • the steel sheet may be subjected to a plating treatment such as an electroplating treatment or a vapor deposition plating treatment, and may further be subjected to an alloying treatment after the plating treatment.
  • the steel sheet may be subjected to a surface treatment such as organic film formation, film lamination, organic salt / inorganic salt treatment, or non-chromium treatment.
  • the hot dip galvanizing treatment is performed on the steel plate as the plating treatment, for example, the temperature of the steel plate is heated to a temperature not lower than 40 ° C lower than the temperature of the galvanizing bath and not higher than 50 ° C higher than the temperature of the galvanizing bath. Cool and pass through galvanizing bath.
  • the hot dip galvanizing treatment a steel plate having a hot dip galvanized layer on the surface, that is, a hot dip galvanized steel plate is obtained.
  • the hot dip galvanized layer has, for example, a chemical composition represented by Fe: 7% by mass or more and 15% by mass or less, and the balance: Zn, Al, and impurities.
  • the hot dip galvanized steel sheet is heated to a temperature of 460 ° C. or higher and 600 ° C. or lower. If this temperature is less than 460 ° C., alloying may be insufficient. If this temperature exceeds 600 ° C., alloying may be excessive and corrosion resistance may deteriorate.
  • the alloying treatment a steel plate having an alloyed hot-dip galvanized layer on its surface, that is, an alloyed hot-dip galvanized steel plate is obtained.
  • the slab was heated to 1100 ° C. to 1300 ° C. directly after cooling or without cooling, and hot rolling was performed under the conditions shown in Tables 4 to 7 to obtain hot rolled steel sheets. Thereafter, pickling was performed, and cold rolling was performed under the conditions shown in Tables 4 to 7 to obtain cold-rolled steel sheets.
  • the underline in Tables 4 to 7 indicates that the numerical value is out of the range suitable for manufacturing the steel sheet according to the present invention.
  • the second annealing of the intermediate steel plate was performed under the conditions shown in Tables 16 to 19 to obtain steel plate samples.
  • Production No. 150 and No. In No. 151 after the second annealing, a plating treatment was performed, and the production No. In 151, the alloying process was performed after the plating process.
  • the plating treatment hot dip galvanizing treatment was performed, and the temperature of the alloying treatment was set to 500 ° C.
  • the underline in Tables 16 to 19 indicates that the numerical value is out of the range suitable for manufacturing the steel sheet according to the present invention.
  • excellent elongation, 0.2% proof stress, tensile strength, hole expansion value, ratio R / t and ductile-brittle transition temperature were obtained.
  • the area fraction of bainitic ferrite is insufficient, the area fraction of martensite is excessive, the proportion of residual austenite grains in a predetermined form is insufficient, and the proportion of bainitic ferrite grains in a predetermined form is In the insufficient comparative example, the elongation, the hole expansion value, and the ratio R / t were low. Production No. 30 and no. In comparative examples where the proportion of retained austenite grains in a predetermined form, such as 37, was insufficient, the elongation was low. Production No. 70 and no.
  • the area fraction of bainitic ferrite, such as 85, is insufficient, the area fraction of martensite is excessive, the proportion of retained austenite grains in a predetermined form is insufficient, and the proportion of bainitic ferrite grains in a predetermined form is In the insufficient comparative example, the elongation, the hole expansion value, and the ratio R / t were low.
  • the present invention can be used, for example, in industries related to steel plates suitable for automobile parts.

Abstract

鋼板は所定の化学組成を有し、面積分率で、ポリゴナルフェライト：４０％以下、マルテンサイト：２０％以下、ベイニティックフェライト：５０％～９５％、かつ残留オーステナイト：５％～５０％、表される金属組織を有する。面積分率で、ベイニティックフェライトのうちの８０％以上が、アスペクト比が０．１～１．０、かつ、方位差角が１５°以上の粒界に囲まれた領域の転位密度が８×１０２（ｃｍ／ｃｍ３）以下のベイニティックフェライト粒から構成されている。面積分率で、残留オーステナイトのうちの８０％以上が、アスペクト比が０．１～１．０、長軸の長さが１．０μｍ～２８．０μｍ、かつ、短軸の長さが０．１μｍ～２．８μｍの残留オーステナイト粒から構成されている。

Description

鋼板
　本発明は、自動車部品に好適な鋼板に関する。
　自動車からの炭酸ガスの排出量を抑えるために、高強度鋼板を使用した自動車の車体の軽量化が進められている。例えば、搭乗者の安全性の確保のために、車体の骨格系部品に高強度鋼板が多く使用されるようになってきている。衝突安全性への影響が大きい機械的特性として、引張強度、延性、延性－脆性遷移温度及び０．２％耐力が挙げられる。例えば、フロントサイドメンバに用いられる鋼板には優れた延性が要求される。
　その一方で、骨格系部品の形状は複雑であり、骨格系部品用の高強度鋼板には、優れた穴拡げ性が及び曲げ性が要求される。例えば、サイドシルに用いられる鋼板には優れた穴拡げ性が要求される。
　しかしながら、衝突安全性の向上及び成形性の向上の両立は困難である。従来、衝突安全性の向上又は成形性の向上に関する技術が提案されているが（特許文献１及び２）、これらによっても衝突安全性の向上及び成形性の向上の両立は困難である。
特許第５５８９８９３号公報 特開２０１３－１８５１９６号公報 特開２００５－１７１３１９号公報 国際公開第２０１２／１３３５６３号
　本発明は、優れた衝突安全性及び成形性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、引張強度が９８０ＭＰａ以上の鋼板において、残留オーステナイト及びベイニティックフェライトの面積分率及び形態を所定のものとすることにより、優れた伸びが発現されることが明らかになった。更に、ポリゴナルフェライトの面積分率が低い場合、鋼板内での硬度差が小さく、優れた伸びだけでなく、優れた穴拡げ性及び曲げ性もが得られ、十分な低温での耐脆化特性及び０．２％耐力も得られることが明らかになった。
　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：０．１％～０．５％、
　Ｓｉ：０．５％～４．０％、
　Ｍｎ：１．０％～４．０％、
　Ｐ：０．０１５％以下、
　Ｓ：０．０５０％以下、
　Ｎ：０．０１％以下、
　Ａｌ：２．０％以下、
　Ｓｉ及びＡｌ：合計で０．５％～６．０％、
　Ｔｉ：０．００％～０．２０％、
　Ｎｂ：０．００％～０．２０％、
　Ｂ：０．００００％～０．００３０％、
　Ｍｏ：０．００％～０．５０％、
　Ｃｒ：０．０％～２．０％、
　Ｖ：０．００％～０．５０％、
　Ｍｇ：０．０００％～０．０４０％、
　ＲＥＭ：０．０００％～０．０４０％、
　Ｃａ：０．０００％～０．０４０％、かつ
　残部：Ｆｅ及び不純物、
で表される化学組成を有し、
　面積分率で、
　ポリゴナルフェライト：４０％以下、
　マルテンサイト：２０％以下、
　ベイニティックフェライト：５０％～９５％、かつ
　残留オーステナイト：５％～５０％、
で表される金属組織を有し、
　面積分率で、前記ベイニティックフェライトのうちの８０％以上が、アスペクト比が０．１～１．０、かつ、方位差角が１５°以上の粒界に囲まれた領域の転位密度が８×１０２（ｃｍ／ｃｍ３）以下のベイニティックフェライト粒から構成され、
　面積分率で、前記残留オーステナイトのうちの８０％以上が、アスペクト比が０．１～１．０、長軸の長さが１．０μｍ～２８．０μｍ、かつ、短軸の長さが０．１μｍ～２．８μｍの残留オーステナイト粒から構成されていることを特徴とする鋼板。
　（２）
　前記金属組織は、面積分率で、
　ポリゴナルフェライト：５％～２０％、
　マルテンサイト：２０％以下、
　ベイニティックフェライト：７５％～９０％、かつ
　残留オーステナイト：５％～２０％、
で表されることを特徴とする（１）に記載の鋼板。
　（３）
　前記金属組織は、面積分率で、
　ポリゴナルフェライト：２０％超４０％以下、
　マルテンサイト：２０％以下、
　ベイニティックフェライト：５０％～７５％、かつ
　残留オーステナイト：５％～３０％、
で表されることを特徴とする（１）に記載の鋼板。
　（４）
　前記化学組成において、質量％で、
　Ｔｉ：０．０１％～０．２０％、
　Ｎｂ：０．００５％～０．２０％、
　Ｂ：０．０００１％～０．００３０％、
　Ｍｏ：０．０１％～０．５０％、
　Ｃｒ：０．０１％～２．０％、
　Ｖ：０．０１％～０．５０％、
　Ｍｇ：０．０００５％～０．０４０％、
　ＲＥＭ：０．０００５％～０．０４０％、若しくは
　Ｃａ：０．０００５％～０．０４０％、
　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。
　（５）
　表面に形成されためっき層を有することを特徴とする（１）～（４）のいずれかに記載の鋼板。
　本発明によれば、残留オーステナイト及びベイニティックフェライトの面積分率及び形態等が適切であるため、優れた衝突安全性及び成形性を得ることができる。
図１は、残留オーステナイト粒の等価楕円の例を示す図である。
　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の金属組織について説明する。本実施形態に係る鋼板は、面積分率で、ポリゴナルフェライト：４０％以下、マルテンサイト：２０％以下、ベイニティックフェライト：５０％～９５％、かつ残留オーステナイト：５％～５０％、で表される金属組織を有している。面積分率で、ベイニティックフェライトのうちの８０％以上が、アスペクト比が０．１～１．０、かつ、方位差角が１５°以上の粒界に囲まれた領域の転位密度が８×１０２（ｃｍ／ｃｍ３）以下のベイニティックフェライト粒から構成されている。面積分率で、残留オーステナイトのうちの８０％以上が、アスペクト比が０．１～１．０、長軸の長さが１．０μｍ～２８．０μｍ、かつ、短軸の長さが０．１μｍ～２．８μｍの残留オーステナイト粒から構成されている。
　（ポリゴナルフェライトの面積分率：４０％以下）
　ポリゴナルフェライトは軟質な組織である。このため、ポリゴナルフェライトと硬質な組織であるマルテンサイトとの間の硬度の差が大きく、成形の際に、これらの間の界面において亀裂が発生しやすい。この界面に沿って亀裂が伸展することもある。ポリゴナルフェライトの面積分率が４０％超で、このような亀裂の発生及び伸展が生じやすく、十分な穴拡げ性、曲げ性、低温での耐脆化特性及び０．２％耐力を得にくい。従って、ポリゴナルフェライトの面積分率は４０％以下とする。
　ポリゴナルフェライトの面積分率が低いほど、残留オーステナイト中へＣが濃化しにくくなり、穴拡げ性が向上する一方で延性が低下する。このため、穴拡げ性を延性よりも重視する場合は、ポリゴナルフェライトの面積分率は好ましくは２０％以下とし、延性を穴拡げ性よりも重視する場合は、ポリゴナルフェライトの面積分率は好ましくは２０％超４０％以下とする。穴拡げ性を延性よりも重視する場合も、延性を確保するために、ポリゴナルフェライトの面積分率は好ましくは５％以上とする。
　（ベイニティックフェライトの面積分率：５０％～９５％）
　ベイニティックフェライトはポリゴナルフェライトよりも高密度で転位を含み、引張強度の向上に寄与する。ベイニティックフェライトの硬度は、ポリゴナルフェライトのそれより高く、マルテンサイトのそれよりも低いため、ベイニティックフェライトとマルテンサイトとの間の硬度差はポリゴナルフェライトとマルテンサイトとの間の硬度差よりも小さい。従って、ベイニティックフェライトは穴拡げ性及び曲げ性の向上にも寄与する。ベイニティックフェライトの面積分率が５０％未満では、十分な引張強度が得られない。従って、ベイニティックフェライトの面積分率は５０％以上とする。穴拡げ性を延性よりも重視する場合は、ベイニティックフェライトの面積分率は好ましくは７５％以上とする。一方、ベイニティックフェライトの面積分率が９５％超では、残留オーステナイトが不足し、十分な成形性が得られない。従って、ベイニティックフェライトの面積分率は９５％以下とする。
　（マルテンサイトの面積分率：２０％以下）
　マルテンサイトには、フレッシュマルテンサイト（焼戻していないマルテンサイト）及び焼戻しマルテンサイトが含まれる。上記のように、ポリゴナルフェライトとマルテンサイトとの間の硬度の差が大きく、成形の際に、これらの間の界面において亀裂が発生しやすい。この界面に沿って亀裂が伸展することもある。マルテンサイトの面積分率が２０％超で、このような亀裂の発生及び伸展が生じやすく、十分な穴拡げ性、曲げ性、低温での耐脆化特性及び０．２％耐力を得にくい。従って、マルテンサイトの面積分率は２０％以下とする。
　（残留オーステナイトの面積分率：５％～５０％）
　残留オーステナイトは成形性の向上に寄与する。残留オーステナイトの面積分率が５％未満では、十分な成形性が得られない。一方、残留オーステナイトの面積分率が５０％超では、ベイニティックフェライトが不足し、十分な引張強度が得られない。従って、残留オーステナイトの面積分率は５０％以下とする。
　ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト、残留オーステナイト及びマルテンサイトの同定及び面積分率の特定は、例えば、走査型電子顕微鏡（scanning electron microscope：ＳＥＭ）観察又は透過型電子顕微鏡（transmission electron microscope：ＴＥＭ）観察により行うことができる。ＳＥＭ又はＴＥＭを用いる場合、例えば、ナイタール液及びレペラ液を用いて試料を腐食し、圧延方向及び厚さ方向に平行な断面（幅方向に垂直な断面）及び／又は圧延方向に垂直な断面を１０００倍～１０００００倍の倍率で観察する。
　ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト、残留オーステナイト及びマルテンサイトを、電界放射型走査型電子顕微鏡（field emission scanning electron microscope：ＦＥ－ＳＥＭ）に付属した電子線後方散乱回折（electron back scattering diffraction：ＥＢＳＤ）機能を用いた結晶方位回折（ＦＥ－ＳＥＭ－ＥＢＳＤ）による結晶方位の解析又はマイクロビッカース硬度測定等の微小領域の硬度測定により判別することもできる。
　例えば、ポリゴナルフェライト及びベイニティックフェライトの面積分率の特定では、鋼板の圧延方向及び厚さ方向に平行な断面（幅方向に垂直な断面）を研磨し、ナイタール液でエッチングする。次いで、鋼板の表面からの深さが当該鋼板の厚さの１／８から３／８までの領域をＦＥ－ＳＥＭで観察して面積分率を測定する。このような観察を５０００倍の倍率で１０視野について行い、１０視野の平均値からポリゴナルフェライト及びベイニティックフェライトの各面積分率が得られる。
　残留オーステナイトの面積分率は、例えば、Ｘ線測定により特定することができる。この方法では、例えば、鋼板の表面から当該鋼板の厚さの１／４までの部分を機械研磨及び化学研磨により除去し、特性Ｘ線としてＭｏＫα線を用いる。そして、体心立方格子（ｂｃｃ）相の（２００）及び（２１１）、並びに面心立方格子（ｆｃｃ）相の（２００）、（２２０）及び（３１１）の回折ピークの積分強度比から、次の式を用いて残留オーステナイトの面積分率を算出する。このような観察を１０視野について行い、１０視野の平均値から残留オーステナイトの面積分率が得られる。
　Ｓγ＝（Ｉ２００ｆ＋Ｉ２２０ｆ＋Ｉ３１１ｆ）／（Ｉ２００ｂ＋Ｉ２１１ｂ）×１００
（Ｓγは残留オーステナイトの面積分率、Ｉ２００ｆ、Ｉ２２０ｆ、Ｉ３１１ｆは、それぞれｆｃｃ相の（２００）、（２２０）、（３１１）の回折ピークの強度、Ｉ２００ｂ、Ｉ２１１ｂは、それぞれｂｃｃ相の（２００）、（２１１）の回折ピークの強度を示す。）
　マルテンサイトの面積分率は、例えば、電界放出型走査電子顕微鏡（field emission-scanning electron microscope：ＦＥ－ＳＥＭ）観察及びＸ線測定により特定することができる。この方法では、例えば、鋼板の表面からの深さが当該鋼板の厚さの１／８から３／８までの領域を観察対象とし、腐食にレペラ液を用いる。レペラ液により腐食されない組織はマルテンサイト及び残留オーステナイトであるため、レペラ液によって腐食されていない領域の面積分率から、Ｘ線測定により特定された残留オーステナイトの面積分率Ｓγを減じることでマルテンサイトの面積分率を特定することができる。マルテンサイトの面積分率は、例えば、ＳＥＭ観察で得られる電子チャンネリングコントラスト像を用いて特定することもできる。電子チャンネリングコントラスト像において、転位密度が高く、粒内にブロック、パケット等の下部組織を持つ領域がマルテンサイトである。このような観察を１０視野について行い、１０視野の平均値からマルテンサイトの面積分率が得られる。
　（所定形態のベイニティックフェライト粒の面積分率：ベイニティックフェライトの全体に対して８０％以上）
　転位密度が高いベイニティックフェライト粒はポリゴナルフェライトほど伸びの向上に寄与しないため、転位密度が高いベイニティックフェライト粒の面積分率が高いほど、伸びが低下しやすい。そして、アスペクト比が０．１～１．０、かつ、方位差角が１５°以上の粒界に囲まれた領域の転位密度が８×１０２（ｃｍ／ｃｍ３）以下のベイニティックフェライト粒の面積分率が８０％未満では、十分な伸びを得にくい。従って、このような形態のベイニティックフェライト粒の面積分率はベイニティックフェライト全体に対して８０％以上とし、好ましくは８５％以上とする。
　ベイニティックフェライトの転位密度は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いた組織観察によって特定することができる。例えば、方位差角が１５°の粒界に囲まれた結晶粒に存在する転位線の数を、当該結晶粒の面積で除することにより、ベイニティックフェライトの転位密度を特定することができる。
　（所定形態の残留オーステナイト粒の面積分率：残留オーステナイトの全体に対して８０％以上）
　残留オーステナイトは、成形の際に、加工誘起変態によりマルテンサイトに変態する。残留オーステナイトがマルテンサイトへ変態すると、このマルテンサイトがポリゴナルフェライト又は未変態の残留オーステナイトと隣り合っている場合、これらの間に大きな硬度差が生じる。大きな硬度差は、上記のように、亀裂の発生に繋がる。このような亀裂は、応力が集中する箇所に特に生じやすく、応力はアスペクト比が０．１未満の残留オーステナイトから変態したマルテンサイトの近傍に集中しやすい。そして、アスペクト比が０．１～１．０、長軸の長さが１．０μｍ～２８．０μｍ、かつ、短軸の長さが０．１μｍ～２．８μｍの残留オーステナイト粒の面積分率が８０％未満では、応力集中に伴う亀裂が発生しやすく、十分な伸びを得にくい。従って、このような形態の残留オーステナイト粒の面積分率は残留オーステナイト全体に対して８０％以上とし、好ましくは８５％以上とする。ここで、残留オーステナイト粒のアスペクト比とは、当該残留オーステナイト粒の等価楕円の短軸の長さを長軸の長さで除して得られる値である。図１に等価楕円の一例を示す。残留オーステナイト粒１が複雑な形状を有していても、その等価楕円２の長軸の長さＬ１及び短軸の長さＬ２から当該残留オーステナイト粒のアスペクト比（Ｌ２／Ｌ１）が得られる。
　次に、本発明の実施形態に係る鋼板及びその製造に用いるスラブの化学組成について説明する。上述のように、本発明の実施形態に係る鋼板は、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、第１の焼鈍及び第２の焼鈍等を経て製造される。従って、鋼板及びスラブの化学組成は、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、鋼板及びスラブ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及びその製造に用いるスラブは、質量％で、Ｃ：０．１％～０．５％、Ｓｉ：０．５％～４．０％、Ｍｎ：１．０％～４．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｓｉ及びＡｌ：合計で０．５％～６．０％、Ｔｉ：０．００％～０．２０％、Ｎｂ：０．００％～０．２０％、Ｂ：０．００００％～０．００３０％、Ｍｏ：０．００％～０．５０％、Ｃｒ：０．０％～２．０％、Ｖ：０．００％～０．５０％、Ｍｇ：０．０００％～０．０４０％、ＲＥＭ（希土類金属：rare earth metal）：０．０００％～０．０４０％、Ｃａ：０．０００％～０．０４０％、かつ残部：Ｆｅ及び不純物、で表される化学組成を有している。
　（Ｃ：０．１０％～０．５％）
　炭素（Ｃ）は、鋼板の強度の向上に寄与したり、残留オーステナイトの安定性の向上を通じて伸びの向上に寄与したりする。Ｃ含有量が０．１０％未満では、十分な強度、例えば９８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることが困難であったり、残留オーステナイトの安定性が不十分となって十分な伸びが得られなかったりする。従って、Ｃ含有量は０．１０％以上とし、好ましくは０．１５％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．５％超では、オーステナイトからベイニティックフェライトへの変態が遅延するため、所定形態のベイニティックフェライト粒が不足し、十分な伸びが得られない。従って、Ｃ含有量は０．５％以下とし、好ましくは０．２５％以下とする。
　（Ｓｉ：０．５％～４．０％）
　珪素（Ｓｉ）は、鋼の強度の向上に寄与したり、残留オーステナイトの安定性の向上を通じて伸びの向上に寄与したりする。Ｓｉ含有量が０．５％未満では、これらの効果を十分に得られない。従って、Ｓｉ含有量は０．５％以上とし、好ましくは１．０％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が４．０％超では、鋼の強度が高くなりすぎて伸びが低下する。従って、Ｓｉ含有量は４．０％以下とし、好ましくは２．０％以下とする。
　（Ｍｎ：１．０％～４．０％）
　マンガン（Ｍｎ）は、鋼の強度の向上に寄与したり、第１の焼鈍又は第２の焼鈍の冷却途中で生じるポリゴナルフェライト変態を抑制したりする。溶融亜鉛めっき処理が行われる場合は、当該処理の冷却途中で生じるポリゴナルフェライト変態も抑制される。Ｍｎ含有量が１．０％未満では、これらの効果を十分に得られなかったり、ポリゴナルフェライトが過剰に生成して穴拡げ性が劣化したりする。従って、Ｍｎ含有量は１．０％以上とし、好ましくは２．０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が４．０％超では、スラブ及び熱延鋼板の強度が高くなりすぎる。従って、４．０％以下とし、好ましくは３．０％以下とする。
　（Ｐ：０．０１５％以下）
　りん（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は、鋼板の厚さ方向の中央部に偏析して靱性を低下させたり、溶接部を脆化させたりする。このため、Ｐ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｐ含有量が０．０１５％超で、靱性の低下及び溶接性の脆化が顕著である。従って、Ｐ含有量は０．０１５％以下とし、好ましくは０．０１０％以下とする。Ｐ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％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０．０００１％以上としてもよい。
　（Ｓ：０．０５０％以下）
　硫黄（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は、鋳造及び熱間圧延の製造性を低下させたり、粗大なＭｎＳを形成して穴拡げ性を低下させたりする。このため、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｓ含有量が０．０５０％超で、溶接性の低下、製造性の低下及び穴拡げ性の低下が顕著である。従って、Ｓ含有量は０．０５０％以下とし、好ましくは０．００５０％以下とする。Ｓ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％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０．０００１％以上としてもよい。
　（Ｎ：０．０１％以下）
　窒素（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は、粗大な窒化物を形成して、曲げ性及び穴拡げ性を劣化させたり、溶接時のブローホールの発生の原因になったりする。このため、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｎ含有量が０．０１％超で、曲げ性及び穴拡げ性の低下並びにブローホールの発生が顕著である。従って、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。Ｎ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００５％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０．０００５％以上としてもよい。
　（Ａｌ：２．０％以下）
　アルミニウム（Ａｌ）は、脱酸材として機能したり、オーステナイト中での鉄系炭化物の析出を抑制したりするが、必須元素ではない。Ａｌ含有量が２．０％超では、オーステナイトからポリゴナルフェライトへの変態が促進され、ポリゴナルフェライトが過剰に生成して穴拡げ性が劣化する。従って、Ａｌ含有量は２．０％以下とし、好ましくは１．０％以下とする。Ａｌ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、Ａｌ含有量は０．００１％以上としてもよい。
　（Ｓｉ及びＡｌ：合計で０．５％～６．０％）
　Ｓｉ及びＡｌは、いずれも、残留オーステナイトの安定性の向上を通じて伸びの向上に寄与する。Ｓｉ及びＡｌの含有量が合計で０．５％未満では、この効果を十分に得られない。従って、Ｓｉ及びＡｌの含有量は合計で０．５％以上とし、好ましくは１．２％以上とする。Ｓｉ又はＡｌのいずれかのみが含有されていてもよく、Ｓｉ及びＡｌの両方が含有されていてもよい。
　Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｇ、ＲＥＭ及びＣａは、必須元素ではなく、鋼板及びスラブ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。
　（Ｔｉ：０．００％～０．２０％）
　チタン（Ｔｉ）は、析出強化及び細粒強化に起因した転位強化を通じて鋼の強度の向上に寄与する。従って、Ｔｉが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｔｉ含有量は好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０２５％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０．２０％超では、Ｔｉの炭窒化物が過剰に析出して鋼板の成形性が低下する。従って、Ｔｉ含有量は０．２０％以下とし、好ましくは０．０８％以下とする。
　（Ｎｂ：０．００％～０．２０％）
　ニオブ（Ｎｂ）は、析出強化及び細粒強化に起因した転位強化を通じて鋼の強度の向上に寄与する。従って、Ｎｂが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｎｂ含有量は好ましくは０．００５％以上とし、より好ましくは０．０１０％以上とする。一方、Ｎｂ含有量が０．２０％超では、Ｎｂの炭窒化物が過剰に析出して鋼板の成形性が低下する。従って、Ｎｂ含有量は０．２０％以下とし、好ましくは０．０８％以下とする。
　（Ｂ：０．００００％～０．００３０％）
　ホウ素（Ｂ）は、粒界を強化したり、第１の焼鈍又は第２の焼鈍の冷却途中で生じるポリゴナルフェライト変態を抑制したりする。溶融亜鉛めっき処理が行われる場合は、当該処理の冷却途中で生じるポリゴナルフェライト変態も抑制される。従って、Ｂが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｂ含有量は好ましくは０．０００１％以上とし、より好ましくは０．００１０％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．００３０％超では、添加の効果が飽和したり、熱間圧延の製造性が低下したりする。従って、Ｂ含有量は０．００３０％以下とし、好ましくは０．００２５％以下とする。
　（Ｍｏ：０．００％～０．５０％）
　モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の強化に寄与したり、第１の焼鈍又は第２の焼鈍の冷却途中で生じるポリゴナルフェライト変態を抑制したりする。溶融亜鉛めっき処理が行われる場合は、当該処理の冷却途中で生じるポリゴナルフェライト変態も抑制される。従って、Ｍｏが含有されていてもよい。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％以上とし、より好ましくは０．０２％以上とする。一方、Ｍｏ含有量が０．５０％超では、熱間圧延の製造性が低下する。従って、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とし、好ましくは０．２０％以下とする。
　（Ｃｒ：０．０％～２．０％）
　クロム（Ｃｒ）は、鋼の強化に寄与したり、第１の焼鈍又は第２の焼鈍の冷却途中で生じるポリゴナルフェライト変態を抑制したりする。溶融亜鉛めっき処理が行われる場合は、当該処理の冷却途中で生じるポリゴナルフェライト変態も抑制される。従って、Ｃｒが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｃｒ含有量は好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０２％以上とする。一方、Ｃｒ含有量が２．０％超では、熱間圧延の製造性が低下する。従って、Ｃｒ含有量は２．０％以下とし、好ましくは０．１０％以下とする。
　（Ｖ：０．００％～０．５０％）
　バナジウム（Ｖ）は、析出強化及び細粒強化に起因した転位強化を通じて鋼の強度の向上に寄与する。従って、Ｖが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｖ含有量は好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０２％以上とする。一方、Ｖ含有量が０．５０％超では、Ｖの炭窒化物が過剰に析出して鋼板の成形性が低下する。従って、Ｎｂ含有量は０．５０％以下とし、好ましくは０．１０％以下とする。
　（Ｍｇ：０．０００％～０．０４０％、ＲＥＭ：０．０００％～０．０４０％、Ｃａ：０．０００％～０．０４０％）
　マグネシウム（Ｍｇ）、希土類金属（ＲＥＭ）及びカルシウム（Ｃａ）は、酸化物又は硫化物として鋼中に存在し、穴拡げ性の向上に寄与する。従って、Ｍｇ、ＲＥＭ若しくはＣａ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。この効果を十分に得るために、Ｍｇ含有量、ＲＥＭ含有量及びＣａ含有量はいずれも、好ましくは０．０００５％以上とし、より好ましくは０．００１０％以上とする。一方、Ｍｇ含有量、ＲＥＭ含有量又はＣａ含有量が０．０４０％超では、粗大な酸化物が形成して穴拡げ性が低下する。従って、Ｍｇ含有量、ＲＥＭ含有量及びＣａ含有量はいずれも０．０４０％以下とし、好ましくは０．０１０％以下とする。
　ＲＥＭ（希土類金属）はＳｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７種類の元素を指し、「ＲＥＭ含有量」はこれら１７種類の元素の合計の含有量を意味する。ＲＥＭは、例えばミッシュメタルにて添加され、ミッシュメタルはＬａ及びＣｅの他にランタノイドを含有することがある。ＲＥＭの添加に、金属Ｌａ、金属Ｃｅ等の金属単体を用いてもよい。
　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。具体的には、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ及びＨが不純物として例示される。Ｏ含有量は好ましくは０．０１０％以下とし、Ｓｂ含有量、Ｓｎ含有量、Ｗ含有量、Ｃｏ含有量及びＡｓ含有量は好ましくは０．１％以下とし、Ｐｂ含有量及びＢｉ含有量は好ましくは０．００５％以下とし、Ｈ含有量は好ましくは０．０００５％以下とする。
　本実施形態によれば、優れた衝突安全性及び成形性を得ることができる。例えば、穴拡げ性が３０％以上、最小曲げ半径（Ｒ（ｍｍ））と板厚（ｔ（ｍｍ））との比（Ｒ／ｔ）が０．５以下、全伸びが２１％以上、０．２％耐力が６８０ＭＰａ以上、引張強度が９８０ＭＰａ以上、延性－脆性遷移温度が－６０℃以下の機械的特性が得られる。特に、ポリゴナルフェライトの面積分率が５％～２０％、かつベイニティックフェライトの面積分率が７５％以上の場合は、５０％以上の穴拡げ性が得られ、ポリゴナルフェライトの面積分率が２０％超４０％以下の場合は、２６％以上の全伸びが得られる。
　次に、本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法では、上記の化学組成を有するスラブの熱間圧延、酸洗、冷間圧延、第１の焼鈍及び第２の焼鈍をこの順で行う。
　（熱間圧延）
　熱間圧延では、スラブの粗圧延、仕上げ圧延及び巻き取りを行う。スラブとしては、例えば、連続鋳造で得たスラブ、薄スラブキャスターで作製したスラブを用いることができる。スラブは鋳造後に１０００℃以上の温度に保持したまま熱間圧延設備に供してもよく、１０００℃未満の温度まで冷却した後に加熱して熱間圧延設備に供してもよい。
　粗圧延の最終パスの圧延温度は１０００℃～１１５０℃とし、最終パスの圧下率は４０％以上とする。最終パスの圧延温度が１０００℃未満では、仕上げ圧延後のオーステナイト粒径が過度に小さくなる。この場合、オーステナイトからポリゴナルフェライトへの変態が過度に促進され、金属組織の均一性が低下し、十分な成形性が得られない。従って、最終パスの圧延温度は１０００℃以上とする。一方、最終パスの圧延温度が１１５０℃超では、仕上げ圧延後のオーステナイト粒径が過度に大きくなる。この場合にも、金属組織の均一性が低下し、十分な成形性が得られない。従って、最終パスの圧延温度は１１５０℃以下とする。最終パスの圧下率が４０％未満では、仕上げ圧延後のオーステナイト粒径が過度に大きくなり、金属組織の均一性が低下し、十分な成形性が得られない。従って、最終パスの圧下率は４０％以上とする。
　仕上げ圧延の圧延温度はＡｒ３点以上とする。この圧延温度がＡｒ３点未満では、熱延鋼板の金属組織にオーステナイト及びフェライトが含まれることとなり、オーステナイトとフェライトとの間で機械的特性が相違するため、十分な成形性が得られない。従って、この圧延温度はＡｒ３点以上とする。この圧延温度をＡｒ３点以上とした場合、仕上げ圧延中の圧延荷重を比較的軽減できる。仕上げ圧延では、粗圧延で得られた複数の粗圧延板を接合したものを連続的に圧延してもよい。粗圧延板を一旦巻き取った後に、巻き戻しながら仕上げ圧延を行ってもよい。
　巻き取りの温度は７５０℃以下とする。巻き取り温度が７５０℃超では、熱延鋼板の組織中に粗大なフェライト又はパーライトが生成し、金属組織の均一性が低下し、十分な成形性が得られない。表面に酸化物が厚く形成されて酸洗性が低下することもある。従って、巻き取り温度は７５０℃以下とする。巻き取り温度の下限は特に限定されないが、室温より低温で巻き取ることは困難である。スラブの熱間圧延により熱延鋼板のコイルが得られる。
　（酸洗）
　熱間圧延後には、熱延鋼板のコイルを巻き戻しながら酸洗を行う。酸洗は１回又は２回以上行う。酸洗により、熱延鋼板の表面の酸化物が除去され、化成処理性及びめっき性が向上する。
　（冷間圧延）
　酸洗後に冷間圧延を行う。冷間圧延の圧下率は４０％～８０％とする。この圧下率が４０％未満では、冷延鋼板の形状を平坦に保つことが困難であったり、十分な延性が得られなかったりすることがある。従って、この圧下率は４０％以上とし、好ましくは５０％以上とする。一方、この圧下率が８０％超では、圧延荷重が過大になったり、フェライトの再結晶が過度に促進され、粗大なポリゴナルフェライトが形成され、ポリゴナルフェライトの面積分率が４０％を超えたりする。従って、この圧下率は８０％以下とし、好ましくは７０％以下とする。圧延パスの回数及びパス毎の圧下率は特に限定されない。熱延鋼板の冷間圧延により冷延鋼板が得られる。
　（第１の焼鈍）
　冷間圧延後に第１の焼鈍を行う。第１の焼鈍では、冷延鋼板の第１の加熱、第１の冷却、第２の冷却及び第１の保持を行う。第１の焼鈍は、例えば連続焼鈍ラインにて行うことができる。
　第１の焼鈍の焼鈍温度は７５０℃～９００℃とする。この焼鈍温度が７５０℃未満では、ポリゴナルフェライトの面積分率が過剰となったり、ベイニティックフェライトの面積分率が過少となったりする。従って、この焼鈍温度は７５０℃以上とし、好ましくは７８０℃以上とする。一方、この焼鈍温度が９００℃超では、オーステナイト粒が粗大化し、オーステナイトからベイニティックフェライト又は焼戻しマルテンサイトへの変態が遅延する。そして、この変態の遅延により、ベイニティックフェライトの面積分率が過少となる。従って、この焼鈍温度は９００℃以下とし、好ましくは８７０℃以下とする。焼鈍時間は特に限定されず、例えば１秒以上１０００秒以下とする。
　第１の冷却の冷却停止温度は６００℃～７２０℃とし、この冷却停止温度までの冷却速度は１℃／秒以上、１０℃／秒未満とする。第１の冷却の冷却停止温度が６００℃未満では、ポリゴナルフェライトの面積分率が過剰となる。従って、この冷却停止温度は６００℃以上とし、好ましくは６２０℃以上とする。一方、この冷却停止温度が７２０℃超では、残留オーステナイトの面積分率が不足する。従って、この冷却停止温度は７２０℃以下とし、好ましくは７００℃以下とする。第１の冷却の冷却速度が１．０℃／秒未満では、ポリゴナルフェライトの面積分率が過剰となる。従って、この冷却速度は１．０℃／秒以上とし、好ましくは３℃／秒以上とする。一方、この冷却速度が１０℃／秒以上では、残留オーステナイトの面積分率が不足する。従って、この冷却速度は１０℃／秒未満とし、好ましくは８℃／秒以下とする。
　第２の冷却の冷却停止温度は１５０℃～５００℃とし、この冷却停止温度までの冷却速度は１０℃／秒～６０℃／秒とする。第２の冷却の冷却停止温度が１５０℃未満では、ベイニティックフェライト又は焼戻しマルテンサイトのラス幅が微細になり、ラス間に残存する残留オーステナイトが微細なフィルム状になる。この結果、所定形態の残留オーステナイト粒の面積分率が過少となる。従って、この冷却停止温度は１５０℃以上とし、好ましくは２００℃以上とする。一方、この冷却停止温度が５００℃超では、ポリゴナルフェライトの生成が促進されてポリゴナルフェライトの面積分率が過剰となる。従って、この冷却停止温度は５００℃以下とし、好ましくは４５０℃以下とし、より好ましくは室温程度とする。また、この冷却停止温度は、組成に応じてＭｓ点以下とすることが好ましい。第２の冷却の冷却速度が１０℃／秒未満では、ポリゴナルフェライトの生成が促進されてポリゴナルフェライトの面積分率が過剰となる。従って、この冷却速度は１０℃／秒以上とし、好ましくは２０℃／秒以上とする。一方、この冷却速度が６０℃／秒超では、残留オーステナイトの面積分率が下限未満となる。従って、この冷却速度は６０℃／秒以下とし、好ましくは５０℃／秒以下とする。
　第１の冷却及び第２の冷却の方法は限定されず、例えば、ロール冷却、空冷若しくは水冷又はこれらの任意の組み合わせを行うことができる。
　第２の冷却後に、冷延鋼板を１５０℃～５００℃の温度に下記式（１）で定めるｔ１秒～１０００秒の時間だけ保持する。この保持（第１の保持）は、例えば、第２の冷却後に１５０℃未満の温度に降温することなくそのまま行う。式（１）において、Ｔ０は保持温度（℃）であり、Ｔ１は第２の冷却の冷却停止温度（℃）である。
　ｔ１＝２０×［Ｃ］＋４０×［Ｍｎ］－０．１×Ｔ０＋Ｔ１－０．１　　　（１）
　第１の保持の間に、残留オーステナイト中へのＣの拡散が促進される。この結果、残留オーステナイトの安定性が向上し、残留オーステナイトを面積分率で５％以上確保することが可能となる。保持時間がｔ１秒未満では、Ｃが残留オーステナイト中に十分に濃化せず、その後の降温中に残留オーステナイトがマルテンサイトへ変態してしまい、残留オーステナイトの面積分率が過少となる。従って、保持時間はｔ１秒以上とする。保持時間が１０００秒超では、残留オーステナイトの分解が促進され、残留オーステナイトの面積分率が過少となる。従って、保持時間は１０００秒以下とする。冷延鋼板の第１の焼鈍により、中間鋼板が得られる。
　第１の保持は、例えば、１５０℃未満の温度に降温した後に１５０℃～５００℃の温度まで再加熱して行ってもよい。再加熱温度が１５０℃未満では、ベイニティックフェライト又は焼戻しマルテンサイトのラス幅が微細になり、ラス間に残存する残留オーステナイトが微細なフィルム状になる。この結果、所定形態の残留オーステナイト粒の面積分率が過少となる。従って、この再加熱温度は１５０℃以上とし、好ましくは２００℃以上とする。一方、この再加熱温度が５００℃超では、ポリゴナルフェライトの生成が促進されてポリゴナルフェライトの面積分率が過剰となる。従って、この再加熱温度は５００℃以下とし、好ましくは４５０℃以下とする。
　中間鋼板は、例えば、面積分率で、ポリゴナルフェライト：４０％以下、ベイニティックフェライト若しくは焼戻しマルテンサイト又はこれらの両方：合計で４０％～９５％、かつ残留オーステナイト：５％～６０％、で表される金属組織を有している。また、例えば、面積分率で、残留オーステナイトのうちの８０％以上が、アスペクト比が０．０３～１．００の残留オーステナイト粒から構成されている。
　（第２の焼鈍）
　第１の焼鈍後に第２の焼鈍を行う。第２の焼鈍では、中間鋼板の第２の加熱、第３の冷却及び第２の保持を行う。第２の焼鈍は、例えば連続焼鈍ラインにて行うことができる。第２焼鈍を下記の条件で行うことにより、ベイニティックフェライトの転位密度を低下させ、転位密度が８×１０２（ｃｍ／ｃｍ３）以下の所定形態のベイニティックフェライト粒の面積分率を高めることができる。
　第２の焼鈍の焼鈍温度は７６０℃～８００℃とする。この焼鈍温度が７６０℃未満では、ポリゴナルフェライトの面積分率が過剰となったり、ベイニティックフェライト粒の面積分率若しくは残留オーステナイトの面積分率又はこれらの両方が過少となったりする。従って、この焼鈍温度は７６０℃以上とし、好ましくは７７０℃以上とする。一方、この焼鈍温度が８００℃超では、オーステナイト変態に伴ってオーステナイトの面積分率が高くなり、ベイニティックフェライトの面積分率が過少となる。従って、この焼鈍温度は８００℃以下とし、好ましくは７９０℃以下とする。
　第３の冷却の冷却停止温度は６００℃～７５０℃とし、この冷却停止温度までの冷却速度は１℃／秒～１０℃／秒とする。この冷却停止温度が６００℃未満では、ポリゴナルフェライトの面積分率が過剰となる。従って、この冷却停止温度は６００℃以上とし、好ましくは６３０℃以上とする。一方、この冷却停止温度が７５０℃超では、マルテンサイトの面積分率が過剰となる。従って、この冷却停止温度は７５０℃以下とし、好ましくは７３０℃以下とする。第３の冷却の冷却速度が１．０℃／秒未満では、ポリゴナルフェライトの面積分率が過剰となる。従って、この冷却速度は１．０℃／秒以上とし、好ましくは３℃／秒以上とする。一方、この冷却速度が１０℃／秒超では、ベイニティックフェライトの面積分率が過少となる。従って、この冷却速度は１０℃／秒以下とし、好ましくは８℃／秒以下とする。
　延性よりも穴拡げ性を重視する場合は、この冷却停止温度は好ましくは７１０℃以上とし、より好ましくは７２０℃以上とする。ポリゴナルフェライトの面積分率を２０％以下にしやすいからである。穴拡げ性よりも延性を重視する場合は、この冷却停止温度は好ましくは７１０℃未満とし、より好ましくは６９０℃以下とする。ポリゴナルフェライトの面積分率を２０％超４０％以下にしやすいからである。
　第３の冷却後に、鋼板を１５０℃～５５０℃の温度まで冷却し、その温度に１秒以上保持する。この保持（第２の保持）の間に、残留オーステナイト中へのＣの拡散が促進される。保持時間が１秒未満では、Ｃが残留オーステナイト中に十分に濃化せず、残留オーステナイトの安定性が低下し、残留オーステナイトの面積分率が過少となる。従って、保持時間は１秒以上とし、好ましくは２秒以上とする。保持温度が１５０℃未満では、Ｃが残留オーステナイト中に十分に濃化せず、残留オーステナイトの安定性が低下し、残留オーステナイトの面積分率が過少となる。従って、保持温度は１５０℃以上とし、好ましくは２００℃以上とする。一方、保持温度が５５０℃超では、オーステナイトからベイニティックフェライトへの変態が遅延するため、残留オーステナイト中へのＣの拡散が進まず、残留オーステナイトの安定性が低下し、残留オーステナイトの面積分率が過少となる。従って、保持温度は５５０℃以下とし、好ましくは５００℃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。
　ここまで述べた本発明の実施形態では、１回目焼鈍の１次冷却速度を１℃／ｓ以上、１０℃／ｓ未満に制御することにより、オーステナイトの一部をフェライトへと変態させる。フェライトの生成に伴い、未変態のオーステナイト中へＭｎが拡散して濃化する。オーステナイト中にＭｎが濃化することにより、第２の焼鈍中の第２の保持において、オーステナイトの降伏応力が上昇し、ベイニティックフェライトへの変態に伴って発生する変態応力を緩和するために有利な結晶方位が優先的に生成する。そのため、ベイニティックフェライト内部に導入されるひずみが低減されて、転位密度を８×１０２（ｃｍ／ｃｍ３）以下に制御することができる。ベイニティックフェライトの転位密度を８×１０２（ｃｍ／ｃｍ３）以下に制御することにより、塑性変形時の加工効果能を高めることができるため、優れた延性を得ることができる。ベイニティックフェライトの転位密度を低減することにより延性が向上するメカニズムは以下の通りである。ＴＲＩＰ鋼は、加工誘起変態により残留オーステナイトからマルテンサイトが生成すると、隣接するベイニティックフェライトには転位が導入されて加工硬化する。ベイニティックフェライトの転位密度が低ければ、ひずみが大きな領域でも加工硬化率を高く維持することができるため、均一伸びが向上する。
　鋼板に、電気めっき処理、蒸着めっき処理等のめっき処理を行ってもよく、更に、めっき処理後に合金化処理を行ってもよい。鋼板に、有機皮膜の形成、フィルムラミネート、有機塩類／無機塩類処理、ノンクロム処理等の表面処理を行ってもよい。
　めっき処理として鋼板に溶融亜鉛めっき処理を行う場合、例えば、鋼板の温度を、亜鉛めっき浴の温度より４０℃低い温度以上で、かつ亜鉛めっき浴の温度より５０℃高い温度以下の温度に加熱又は冷却し、亜鉛めっき浴を通板する。溶融亜鉛めっき処理により、表面に溶融亜鉛めっき層を備えた鋼板、すなわち溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。溶融亜鉛めっき層は、例えば、Ｆｅ：７質量％以上１５質量％以下、並びに残部：Ｚｎ、Ａｌ及び不純物で表される化学組成を有する。
　溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を行う場合、例えば、溶融亜鉛めっき鋼板を４６０℃以上６００℃以下の温度に加熱する。この温度が４６０℃未満では、合金化が不足することがある。この温度が６００℃超では、合金化が過剰となって耐食性が劣化することがある。合金化処理により、表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備えた鋼板、すなわち合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
　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。
　（第１の試験）
　第１の試験では、表１～表３に示す化学組成を有するスラブを製造した。表１～表３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～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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　次いで、一旦冷却した後に又は冷却することなく直接にスラブを１１００℃～１３００℃に加熱し、表４～表７に示す条件で熱間圧延を行って熱延鋼板を得た。その後、酸洗を行い、表４～表７に示す条件で冷間圧延を行って冷延鋼板を得た。表４～表７中の下線は、その数値が本発明に係る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-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　続いて、表８～表１１に示す条件で冷延鋼板の第１の焼鈍を行って中間鋼板を得た。表８～表１１中の下線は、その数値が本発明に係る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-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
　次いで、中間鋼板の金属組織を観察した。この観察では、ポリゴナルフェライトの面積分率（ＰＦ）、ベイニティックフェライト又は焼き戻しマルテンサイトの面積分率（ＢＦ－ｔＭ）及び残留オーステナイトの面積分率（残留γ）を測定し、更に、残留オーステナイトの形状から所定形態の残留オーステナイト粒の面積分率を算出した。これらの結果を表１２～表１５に示す。表１２～表１５中の下線は、その数値が本発明に係る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-T000012
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
　その後、表１６～表１９に示す条件で中間鋼板の第２の焼鈍を行って鋼板試料を得た。製造Ｎｏ．１５０及びＮｏ．１５１では、第２の焼鈍後にめっき処理を行い、製造Ｎｏ．１５１では、めっき処理後に合金化処理を行った。めっき処理としては溶融亜鉛めっき処理を行い、合金化処理の温度は５００℃とした。表１６～表１９中の下線は、その数値が本発明に係る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-T000016
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000017
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000018
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000019
　続いて、鋼板試料の金属組織を観察した。この観察では、ポリゴナルフェライトの面積分率（ＰＦ）、ベイニティックフェライトの面積分率（ＢＦ）、残留オーステナイトの面積分率（残留γ）及びマルテンサイトの面積分率（Ｍ）を測定し、更に、残留オーステナイト及びベイニティックフェライトの形状から所定形態の残留オーステナイト粒の面積分率及び所定形態のベイニティックフェライト粒の面積分率を算出した。これらの結果を表２０～表２３に示す。表２０～表２３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-T000020
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000021
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000022
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000023
　次いで、鋼板試料の機械的特性（全伸び、０．２％耐力、引張強度（引張最大強度）、穴拡げ値、曲げ半径と板厚との比Ｒ／ｔ、及び延性－脆性遷移温度）を測定した。全伸び、０．２％耐力及び引張強度の測定では、鋼板試料から圧延方向に垂直な方向（板幅方向）を長手方向とするＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２に準拠した引張試験を行った。穴拡げ値の測定では、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６の穴拡げ試験を行った。比Ｒ／ｔの測定では、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８の試験を行った。延性－脆性遷移温度の測定では、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２の試験を行った。これらの結果を表２４～表２７に示す。表２４～表２７中の下線は、その数値が望ましい範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000024
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000025
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000026
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000027
　表２４～表２７に示すように、本発明の範囲内にある試験Ｎｏ．１及びＮｏ．４等の発明例では、優れた伸び、０．２％耐力、引張強度、穴拡げ値、比Ｒ／ｔ及び延性－脆性遷移温度が得られた。
　一方、製造Ｎｏ．２及びＮｏ．３等の、ポリゴナルフェライトの面積分率が過剰であり、ベイニティックフェライトの面積分率が不足し、残留オーステナイトの面積分率が不足し、所定形態の残留オーステナイト粒の割合が不足し、所定形態のベイニティックフェライト粒の割合が不足した比較例では、伸び、穴拡げ値、比Ｒ／ｔが低かった。製造Ｎｏ．５及びＮｏ．６等の、ベイニティックフェライトの面積分率が不足し、マルテンサイトンの面積分率が過剰であり、所定形態の残留オーステナイト粒の割合が不足し、所定形態のベイニティックフェライト粒の割合が不足した比較例では、伸び、穴拡げ値及び比Ｒ／ｔが低かった。製造Ｎｏ．３０及びＮｏ．３７等の、所定形態の残留オーステナイト粒の割合が不足した比較例では、伸びが低かった。製造Ｎｏ．７０及びＮｏ．８５等の、ベイニティックフェライトの面積分率が不足し、マルテンサイトンの面積分率が過剰であり、所定形態の残留オーステナイト粒の割合が不足し、所定形態のベイニティックフェライト粒の割合が不足した比較例では、伸び、穴拡げ値、比Ｒ／ｔが低かった。
　本発明は、例えば、自動車部品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 (5)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．１０％～０．５％、
    　Ｓｉ：０．５％～４．０％、
    　Ｍｎ：１．０％～４．０％、
    　Ｐ：０．０１５％以下、
    　Ｓ：０．０５０％以下、
    　Ｎ：０．０１％以下、
    　Ａｌ：２．０％以下、
    　Ｓｉ及びＡｌ：合計で０．５％～６．０％、
    　Ｔｉ：０．００％～０．２０％、
    　Ｎｂ：０．００％～０．２０％、
    　Ｂ：０．００００％～０．００３０％、
    　Ｍｏ：０．００％～０．５０％、
    　Ｃｒ：０．０％～２．０％、
    　Ｖ：０．００％～０．５０％、
    　Ｍｇ：０．０００％～０．０４０％、
    　ＲＥＭ：０．０００％～０．０４０％、
    　Ｃａ：０．０００％～０．０４０％、かつ
    　残部：Ｆｅ及び不純物、
    で表される化学組成を有し、
    　面積分率で、
    　ポリゴナルフェライト：４０％以下、
    　マルテンサイト：２０％以下、
    　ベイニティックフェライト：５０％～９５％、かつ
    　残留オーステナイト：５％～５０％、
    で表される金属組織を有し、
    　面積分率で、前記ベイニティックフェライトのうちの８０％以上が、アスペクト比が０．１～１．０、かつ、方位差角が１５°以上の粒界に囲まれた領域の転位密度が８×１０２（ｃｍ／ｃｍ３）以下のベイニティックフェライト粒から構成され、
    　面積分率で、前記残留オーステナイトのうちの８０％以上が、アスペクト比が０．１～１．０、長軸の長さが１．０μｍ～２８．０μｍ、かつ、短軸の長さが０．１μｍ～２．８μｍの残留オーステナイト粒から構成されていることを特徴とする鋼板。
  2. 　前記金属組織は、面積分率で、
    　ポリゴナルフェライト：５％～２０％、
    　マルテンサイト：２０％以下、
    　ベイニティックフェライト：７５％～９０％、かつ
    　残留オーステナイト：５％～２０％、
    で表されることを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記金属組織は、面積分率で、
    　ポリゴナルフェライト：２０％超４０％以下、
    　マルテンサイト：２０％以下、
    　ベイニティックフェライト：５０％～７５％、かつ
    　残留オーステナイト：５％～３０％、
    で表されることを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
  4. 　前記化学組成において、質量％で、
    　Ｔｉ：０．０１％～０．２０％、
    　Ｎｂ：０．００５％～０．２０％、
    　Ｂ：０．０００１％～０．００３０％、
    　Ｍｏ：０．０１％～０．５０％、
    　Ｃｒ：０．０１％～２．０％、
    　Ｖ：０．０１％～０．５０％、
    　Ｍｇ：０．０００５％～０．０４０％、
    　ＲＥＭ：０．０００５％～０．０４０％、若しくは
    　Ｃａ：０．０００５％～０．０４０％、
    　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。
  5. 　表面に形成されためっき層を有する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。
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