WO2020195605A1 - 鋼板、鋼板の製造方法およびめっき鋼板 - Google Patents

鋼板、鋼板の製造方法およびめっき鋼板 Download PDF

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WO2020195605A1
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rolling
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吉田　充
啓達 小嶋
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日本製鉄株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet, a method for manufacturing a steel sheet, and a plated steel sheet. More specifically, the present invention relates to a steel sheet having excellent workability, a method for producing a steel sheet, and a plated steel sheet, which are suitable as materials used for applications such as automobiles, home appliances, mechanical structures, and buildings.
  • the present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2019-059420 filed in Japan on March 26, 2019, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • Steel sheets used as materials for structural members of transportation machines such as automobiles and various industrial machines have various factors such as strength, workability such as elongation and stretch flangeability, low temperature toughness, and uniformity of their characteristics. Characteristics are required.
  • steel sheets used for parts such as inner plate members, structural members, and suspension members of automobiles have stretch flangeability, burring workability, ductility, fatigue durability, impact resistance, corrosion resistance, etc., depending on the application. Desired. It is required for steel sheets used for the above-mentioned members to exhibit these material properties and high strength in a high-dimensional and well-balanced manner.
  • the steel plate used for the above-mentioned members needs to have the property of being hard to be broken even if it receives an impact such as a collision after being molded and attached to an automobile as a part of the member.
  • the members tend to become brittle, so it is necessary to improve the low temperature toughness of the steel sheet in order to ensure impact resistance.
  • Low temperature toughness is a characteristic defined by vTrs (Charpy impact surface transition temperature) and the like.
  • the thin steel sheet used for the parts of the above members is required to have not only excellent workability but also low temperature toughness as very important characteristics.
  • flaws and minute cracks may occur on the sheared surface and the punched end surface formed in the molding process of the part.
  • cracks may develop from the flaws and cracks and lead to fatigue fracture. Therefore, from the viewpoint of fatigue durability, it is required to suppress the occurrence of flaws and cracks on the sheared surface and the punched end surface.
  • the flaws and microcracks generated on the sheared surface and the punched end surface for example, as shown in Patent Document 1, cracks generated in parallel with the plate thickness direction of the end surface are known, and these cracks are called "peeling".
  • a dual phase steel sheet (hereinafter referred to as DP steel) composed of a composite structure of a soft ferrite phase and a hard martensite phase is known. While the DP steel has excellent ductility, voids are generated from the interface between the ferrite phase and the martensite phase, which have significantly different hardness, and cracks occur, so that the hole expanding property may be inferior.
  • Patent Document 2 by setting the area ratio of bainitic ferrite to 90% or more, martensite to 5% or less, and bainite to 5% or less, elongation and hole expandability (elongation flange property) are improved.
  • a high-strength hot-rolled steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more has been proposed.
  • bainitic ferrite is mainly used, sufficient elongation may not be obtained.
  • bainite is set to 90% or more in area ratio, and the balance is one or more parental structures selected from martensite, austenite, and ferrite, and cementite dispersed in the structure.
  • the winding is performed at 330 to 470 ° C., which is a transition boiling region, characteristic variations may occur due to temperature variations in the plate surface.
  • Patent Document 4 the ferrite fraction is 50 to 95%, the fraction of the hard second phase composed of martensite and retained austenite is 5 to 50%, and the interrelationship of the contents of carbide-forming elements and A hot-rolled steel plate having excellent fatigue characteristics has been proposed, in which the relationship between the carbide-forming element and the C content is within a predetermined range, and the average particle size of the precipitate and the fraction of the precipitate are defined.
  • the strength is secured by the precipitation strengthening of fine carbides mainly composed of soft ferrite, sufficient low temperature toughness may not be obtained.
  • Patent Document 5 ferrite: 0 to 30%, bainite: 70 to 100%, and the ratio of crystal grains having a crystal orientation difference of 5 to 14 ° in the crystal grains to the total crystal grains is set within a specific range. , Solid solution C or solid solution C and solid solution B total grain boundary number density and average grain size of cementite deposited at the grain boundaries are defined, excellent elongation flangeability, and steel plate with less peeling Has been proposed. However, Patent Document 5 does not consider the low temperature toughness required for impact resistance.
  • the present invention has been made in view of the above-mentioned problems, and is a steel sheet having high strength and excellent elongation, elongation flangeability, low temperature toughness and peeling resistance, a method for producing the same, and plating having the above-mentioned characteristics.
  • the purpose is to provide a steel plate.
  • the present inventors By controlling the texture and microstructure of the steel sheet by optimizing the chemical composition and manufacturing conditions of the steel sheet, the present inventors have high strength and elongation, elongation flangeability, low temperature toughness and peeling resistance. It was found that an excellent steel sheet can be manufactured. In addition, excellent peeling resistance means that there are few scratches and cracks on the sheared surface and the punched end surface.
  • the gist of the present invention is as follows. [1] The steel sheet according to one aspect of the present invention is based on mass%. C: 0.02 to 0.15%, Si: 0.005 to 2.000%, Mn: 1.00 to 3.00%, Ti: 0.010 to 0.200%, sol.
  • Al 0.001 to 1.000%, N: 0.0010-0.0100%, P: 0.100% or less, S: 0.0100% or less, Nb: 0 to 0.100%, V: 0 to 0.500%, Mo: 0 to 0.500%, Cu: 0 to 1.00%, Ni: 0 to 1.00%, Cr: 0 to 2.00%, B: 0 to 0.0020%, Ca: 0-0.0100%, Mg: 0 to 0.0100%, REM: 0-0.0300%, and Bi: 0-0.0200% Has a chemical composition in which the balance is composed of Fe and impurities.
  • the total area fraction of tempered martensite and tempered bainite is 10% or more and 100% or less, the area fraction of ferrite is 0% or more and 90% or less, and the area fraction of retained austenite is 0% or more and 4%. Less than, and the total area fraction of the retained austenite, fresh martensite, cementite and pearlite is 0% or more and 10% or less.
  • the average crystal grain size is 15.0 ⁇ m or less
  • Grain boundary density of the total solute C and solute B is 1.0 pieces / nm 2 or more 12.0 pieces / nm 2 or less
  • the total pole density of ⁇ 211 ⁇ ⁇ 011> and ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> at the center of the plate thickness is 12.0 or less.
  • the tensile strength is 780 MPa or more.
  • the method for producing a steel sheet according to another aspect of the present invention is the method for producing a steel sheet according to the above [1] or [2], which is described in the above [1] or [2].
  • the heating temperature is 1200 to 1350 ° C.
  • the finishing temperature is expressed as FT in units of ° C
  • the total reduction rate in the temperature range above FT + 50 ° C and above FT + 150 ° C is 50% or more.
  • the total rolling reduction in the temperature range of FT to FT + 50 ° C. is 40 to 80%
  • the time required for rolling in the temperature range of FT to FT + 50 ° C. is 0.5 to 10.0 seconds. Rolling of 2 passes or more is performed in the temperature range above FT + 50 ° C.
  • the average cooling rate in the temperature range from FT to FT + 100 ° C. is 6.0 ° C./sec or more. Water cooling is started within 3.0 seconds after the finish rolling is completed with the FT set to Ar 3 or higher determined by the following formula (1), TR or higher determined by the following formula (2), and 1100 ° C. or lower.
  • the average cooling rate in the temperature range of FT to 750 ° C. is set to 30 ° C./sec or more, and after staying in the temperature range of 750 to 600 ° C. for 20 seconds or less, the temperature of the cooling stop temperature of 600 ° C. to less than Ms-200 ° C.
  • the maximum temperature reached during the heat treatment is Tmax of 300 to 720 ° C.
  • the tempering parameters Ps are 14.6 ⁇ Tmax + 5891 or more and 17.1 ⁇ Tmax + 6223 or less.
  • Ar 3 (° C.) 901-325 ⁇ [C] +33 ⁇ [Si] -92 ⁇ [Mn] +287 ⁇ [P] +40 ⁇ [sol.
  • a plating layer is formed on the surface of the steel sheet according to the above [1] or [2].
  • the plating layer may be a hot-dip galvanized layer.
  • the plating layer may be an alloyed hot-dip galvanized layer.
  • the steel plate or plated steel sheet according to the present invention is used as a material for parts such as inner plate members, structural members, and suspension members of automobiles, it can be easily processed into a part shape and can be used in extremely cold regions. Being able to withstand, the industrial contribution is extremely significant.
  • C ⁇ Chemical composition of steel> (C: 0.02 to 0.15%)
  • C enhances the strength of steel by combining with a hard phase such as tempered martensite or tempered bainite or Ti or the like to form carbides. Further, the peeling resistance is improved by suppressing the peeling of the end face formed by segregation at the grain boundaries and punching or shearing. If the C content is less than 0.02%, it is difficult to fully exert the above action. Therefore, the C content is 0.02% or more, preferably 0.03% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.15%, the stretch flangeability and low temperature toughness of the steel sheet deteriorate.
  • the C content is set to 0.15% or less.
  • the C content is preferably 0.12% or less, more preferably 0.10% or less.
  • Si has the effect of increasing the strength of steel by enhancing solid solution strengthening and hardenability. Si also has an action of suppressing the precipitation of cementite. If the Si content is less than 0.005%, it becomes difficult to exert the above action. Therefore, the Si content is set to 0.005% or more.
  • the Si content is preferably 0.010% or more, more preferably 0.100% or more, and even more preferably 0.300% or more.
  • the Si content exceeds 2.000%, the surface properties of the steel sheet are significantly deteriorated due to surface oxidation in the hot rolling process. Therefore, the Si content is 2.000% or less.
  • the Si content is preferably 1.500% or less, more preferably 1.300% or less.
  • Mn has the effect of increasing the strength of steel by enhancing solid solution strengthening and hardenability. If the Mn content is less than 1.00%, it becomes difficult to obtain the strength of the steel sheet of 780 MPa or more. Therefore, the Mn content is set to 1.00% or more. The Mn content is preferably 1.20% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 3.00%, the ferrite transformation in the cooling process after hot rolling is excessively delayed, making it difficult to obtain a desired amount of ferrite. Further, due to the hardening of fresh martensite and bainite, cracks are easily generated in the vicinity of the boundary between fresh martensite and bainite and soft ferrite, so that the stretch flangeability and toughness of the steel sheet are lowered.
  • the present inventors have found that when a large amount of Mn is contained, the in-plane anisotropy of the r-value of the steel sheet may increase and the stretch flangeability may decrease.
  • the reason for this is not clear, but by containing a large amount of Mn, a large amount of MnS is precipitated, and recrystallization during hot rolling due to Mn segregation and ferrite transformation after finish rolling are localized. It is presumed that the cause is the variation.
  • the Mn content is set to 3.00% or less in order to stably produce a steel sheet having excellent stretch-flangeability while obtaining a desired amount of ferrite.
  • the Mn content is preferably 2.50% or less, more preferably 2.20% or less, and even more preferably 1.80% or less.
  • Ti 0.010 to 0.200%
  • Ti has an action of forming a Ti nitride to miniaturize the metal structure. Further, Ti has an action of precipitating carbides to strengthen the steel. If the Ti content is less than 0.010%, it becomes difficult for the above action to be exhibited. Therefore, the Ti content is 0.010% or more.
  • the Ti content is preferably 0.030% or more, more preferably 0.040% or more, and even more preferably 0.060% or more.
  • coarse nitrides and carbides are generated, so that the stretch flangeability and toughness of the steel sheet are lowered.
  • the Ti content is set to 0.200% or less.
  • the Ti content is preferably 0.160% or less, more preferably 0.140% or less.
  • Al has an action of purifying the steel by deoxidation at the steelmaking stage (suppressing the occurrence of defects such as blow holes in the steel) and promoting ferrite transformation. sol. If the Al content is less than 0.001%, it becomes difficult to exert the above action. Therefore, sol. The Al content is 0.001% or more. sol. The Al content is preferably 0.010% or more, more preferably 0.020% or more. On the other hand, sol. Even if the Al content exceeds 1.000%, the effect of the above action is saturated and the refining cost increases. Therefore, sol. The Al content is 1.000% or less. sol. The Al content is preferably 0.800% or less, more preferably 0.600% or less. In addition, sol. Al means acid-soluble Al.
  • N has the effect of forming Ti nitrides, suppressing the coarsening of austenite during slab reheating and hot rolling, and refining the microstructure. If the N content is less than 0.0010%, it becomes difficult to exert the above action. Therefore, the N content is set to 0.0010% or more.
  • the N content is preferably 0.0015% or more, more preferably 0.0020% or more.
  • the N content is 0.0100% or less.
  • the N content is preferably 0.0060% or less, more preferably 0.0050% or less.
  • P is an element contained in steel as an impurity and has an action of lowering the stretch flangeability and low temperature toughness of the steel sheet. Therefore, the P content is set to 0.100% or less.
  • the P content is preferably 0.060% or less, more preferably 0.040% or less, and even more preferably 0.020% or less.
  • P is mixed as an impurity from the raw material, it is not necessary to limit the lower limit thereof, and it is preferable that the content of P is lower in order to secure stretch flangeability and low temperature toughness. However, if the P content is excessively reduced, the manufacturing cost increases. From the viewpoint of production cost, the P content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.005% or more.
  • S is an element contained as an impurity and has an action of lowering the workability of the steel sheet. Therefore, the S content is set to 0.0100% or less.
  • the S content is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0060% or less, and even more preferably 0.0030% or less.
  • S is mixed as an impurity from the raw material, it is not necessary to limit the lower limit thereof, and it is preferable that the content of S is lower from the viewpoint of ensuring processability. However, if the S content is excessively reduced, the manufacturing cost increases. From the viewpoint of production cost, the S content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0005% or more, and even more preferably 0.0010% or more.
  • the rest of the chemical composition of the steel sheet according to this embodiment consists of Fe and impurities.
  • the impurity means an impurity that is allowed within a range that does not adversely affect the steel sheet according to the present embodiment.
  • the steel sheet according to the present embodiment may be contained as the following optional element instead of a part of Fe. Since the steel sheet according to the present embodiment can solve the problem even if it does not contain an arbitrary element, the lower limit of the content when the optional element is not contained is 0%.
  • Nb is an arbitrary element. Nb has the effect of suppressing coarsening of the crystal grain size of the steel sheet, reducing the ferrite grain size, and increasing the strength of the steel sheet by strengthening the precipitation of NbC. In order to surely obtain these effects, the Nb content is preferably 0.001% or more. The Nb content is more preferably 0.005% or more. On the other hand, if the Nb content exceeds 0.100%, the above effects may be saturated and the rolling load during finish rolling may increase. Therefore, the Nb content is preferably 0.100% or less. The Nb content is preferably 0.060% or less, more preferably 0.030% or less.
  • V (V: 0 to 0.500%)
  • V is an arbitrary element.
  • V has the effect of increasing the strength of the steel sheet by being solidified in the steel and precipitating in the steel as carbides, nitrides, carbonitrides, etc., and improving the strength of the steel sheet by precipitation strengthening.
  • the V content is preferably 0.005% or more.
  • the V content is more preferably 0.010% or more.
  • the V content is preferably 0.500% or less.
  • the V content is more preferably 0.300% or less.
  • Mo is an optional element. Mo has the effect of enhancing the hardenability of steel and forming carbides and carbonitrides to increase the strength of the steel sheet. In order to surely obtain these effects, the Mo content is preferably 0.001% or more. The Mo content is more preferably 0.005% or more. On the other hand, if the Mo content exceeds 0.500%, the cracking sensitivity of the slab may increase. Therefore, the Mo content is preferably 0.500% or less. The Mo content is more preferably 0.300% or less.
  • Cu (Cu: 0 to 1.00%)
  • Cu is an optional element.
  • Cu has the effect of improving the toughness of steel and the effect of increasing strength.
  • the Cu content is preferably 0.02% or more.
  • the Cu content is more preferably 0.08% or more.
  • the Cu content is preferably 1.00% or less.
  • the Cu content is more preferably 0.50% or less, and even more preferably 0.30% or less.
  • Ni is an optional element. Ni has the effect of improving the toughness of steel and the effect of increasing strength. In order to surely obtain these effects, the Ni content is preferably 0.02% or more. The Ni content is more preferably 0.10% or more. On the other hand, if Ni is excessively contained, the alloy cost increases, and the toughness of the weld heat-affected zone of the steel sheet may deteriorate. Therefore, the Ni content is preferably 1.00% or less. The Ni content is more preferably 0.50% or less, and even more preferably 0.30% or less.
  • Cr is an arbitrary element. Cr has the effect of promoting the formation of fresh martensite and the like by enhancing the hardenability of steel. When this effect is surely obtained, the Cr content is preferably 0.02% or more. The Cr content is more preferably 0.05% or more. On the other hand, if Cr is excessively contained, the ferrite transformation in the cooling process after hot rolling is excessively delayed, and it may be difficult to obtain a desired amount of ferrite. Therefore, the Cr content is preferably 2.00% or less. The Cr content is more preferably 1.50% or less, even more preferably 1.00% or less, and particularly preferably 0.50% or less.
  • B (B: 0 to 0.0020%) B is an arbitrary element.
  • B has an action of increasing the grain boundary strength by segregating at the grain boundaries and improving the peeling resistance.
  • the B content is preferably 0.0001% or more.
  • the B content is more preferably 0.0002% or more.
  • the B content is preferably 0.0020% or less.
  • the B content is more preferably 0.0015% or less, and even more preferably 0.0010% or less.
  • Ca is an optional element. Ca has the effect of dispersing a large number of fine oxides in the molten steel and making the metal structure of the steel sheet finer. Further, Ca has an effect of improving the stretch flangeability of the steel sheet by fixing S in the molten steel as a spherical CaS and suppressing the formation of stretching inclusions such as MnS. In order to surely obtain these effects, the Ca content is preferably 0.0002% or more. The Ca content is more preferably 0.0005% or more. On the other hand, if the Ca content exceeds 0.0100%, CaO in the steel may increase, which may adversely affect the toughness of the steel sheet. Therefore, the Ca content is preferably 0.0100% or less. The Ca content is more preferably 0.0050% or less, and even more preferably 0.0030% or less.
  • Mg is an optional element. Like Ca, Mg has the effect of forming oxides and sulfides in molten steel, suppressing the formation of coarse MnS, dispersing a large number of fine oxides, and refining the structure of the steel sheet. In order to surely obtain these effects, the Mg content is preferably 0.0002% or more. The Mg content is more preferably 0.0005% or more. On the other hand, when the Mg content exceeds 0.0100%, the oxide in the steel increases, which adversely affects the toughness of the steel sheet. Therefore, the Mg content is preferably 0.0100% or less. The Mg content is more preferably 0.0050% or less, and even more preferably 0.0030% or less.
  • REM 0 to 0.0100% REM is an optional element. Similar to Ca, REM also has the effect of forming oxides and sulfides in molten steel, suppressing the formation of coarse MnS, dispersing a large number of fine oxides, and refining the structure of the steel sheet. When these effects are obtained, the REM content is preferably 0.0002% or more. The REM content is more preferably 0.0005% or more. On the other hand, if the REM content exceeds 0.0100%, the oxide in the steel increases, which may adversely affect the toughness of the steel sheet. Therefore, the REM content is preferably 0.0100% or less. The REM content is more preferably 0.0050% or less, and even more preferably 0.0030% or less.
  • REM rare earth
  • REM refers to a total of 17 elements composed of Sc, Y and lanthanoids. In this embodiment, the REM content refers to the total content of these elements.
  • Bi (Bi: 0 to 0.0200%) Bi is an optional element. Bi has the effect of refining the solidified structure and improving the formability of the steel sheet. In order to surely obtain this effect, the Bi content is preferably 0.0001% or more. The Bi content is more preferably 0.0005% or more. On the other hand, if the Bi content exceeds 0.0200%, the above effects are saturated and the alloy cost increases. Therefore, the Bi content is preferably 0.0200% or less. It is more preferably 0.0100% or less, and even more preferably 0.0070% or less.
  • the chemical composition of the steel sheet described above may be measured by a general analysis method.
  • ICP-AES Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry
  • C and S may be measured by using the combustion-infrared absorption method
  • N may be measured by using the inert gas melting-thermal conductivity method.
  • the surface is provided with a galvanized layer, the surface zinc-plated layer may be removed by mechanical grinding, and then the chemical composition may be analyzed.
  • the total area division of tempered martensite and tempered bainite is 10% or more and 100% or less at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface, and the area division of ferrite is 0% or more and 90% or less, the area fraction of retained austenite is 0% or more and less than 4%, and the total area fraction of retained austenite, fresh martensite, cementite and pearlite is 0% or more and 10% or less.
  • the average crystal grain size is 15.0 ⁇ m or less
  • the total grain boundary number density of solid solution C and solid solution B is 1.0 piece / nm 2 or more and 12.0 pieces / nm 2 or less
  • the central portion of the plate thickness is 12.0 or less.
  • the steel plate according to the present embodiment has a total area fraction of "tempered martensite and tempered bainite", an area fraction of retained austenite, and "residual austenite” at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel plate.
  • Fresh martensite, cementite and pearlite ", the average grain size, and the total grain boundary number density of solid solution C and solid solution B are controlled within a predetermined range.
  • this depth position is the midpoint between the surface of the steel plate and the center position of the plate thickness, other than the texture. This is because the steel structure at the position represents the steel structure of the steel sheet (indicating the average steel structure of the entire steel sheet).
  • Total surface integral of tempered martensite and tempered bainite 10-100%
  • tempered martensite and bainite are less likely to crack and are rich in ductility and toughness, so that they are excellent in strength, elongation, elongation flangeability and low temperature toughness. Therefore, it is an essential metal structure in the steel sheet according to the present embodiment.
  • the total surface integral of the tempered martensite and the tempered bainite is less than 10%, it becomes difficult to obtain the desired strength. Therefore, the total surface integral ratio of tempered martensite and tempered bainite shall be 10% or more. It is preferably 20% or more, more preferably 30% or more. The larger the total surface integral of the tempered martensite and the tempered bainite, the higher the strength, which is preferable. Therefore, the total surface integral of these may be 100%.
  • Ferrite may be contained in order to improve the balance between strength and ductility. If the surface integral of ferrite exceeds 90%, it becomes difficult to obtain the desired strength. Therefore, the surface integral of ferrite is set to 90% or less.
  • the surface integral of ferrite is preferably less than 85%. Even when ferrite is not contained, the steel sheet according to this embodiment can solve the problem, so that the surface integral of ferrite may be 0%.
  • the total surface integral of retained austenite, fresh martensite, cementite and pearlite shall be 10% or less. It is preferably 8% or less, more preferably 5% or less. Even when these metal structures are not contained, the steel sheet according to the present embodiment can solve the problem, so that the total surface integral of these metal structures may be 0%.
  • the surface integral of retained austenite is set to less than 4%. It is preferably 3% or less, more preferably 2% or less, even more preferably less than 2%, still more preferably 1% or less. Since it is preferable that the surface integral of the retained austenite is small, the surface integral may be 0%.
  • the average crystal grain size is set to 15.0 ⁇ m or less.
  • the average crystal grain size is preferably 12.0 ⁇ m or less, more preferably 10.0 ⁇ m or less, and even more preferably 7.0 ⁇ m or less.
  • the smaller the average crystal grain size, the more preferable, so the lower limit is not particularly limited.
  • the average crystal grain size may be 1.0 ⁇ m or more and 4.0 ⁇ m or more.
  • the average crystal grain size is defined by grain boundaries having a crystal structure of bcc, that is, ferrite, tempered bainite, tempered martensite, fresh martensite, and pearlite with a crystal orientation difference of 15 ° or more.
  • it means the average value of the crystal grain size in which the region having a diameter equivalent to a circle of 0.3 ⁇ m or more is defined as a crystal grain, and the crystal grain size of retained austenite and cementite is not included in the average crystal grain size.
  • the average crystal grain size and the area fraction of each structure are determined for the structure of the steel plate cross section parallel to the rolling direction and the plate thickness direction at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel plate.
  • the average crystal grain size, ferrite area fraction, and retained austenite area fraction were determined by scanning electron microscope (SEM) observation and EBSD (SEM) observation using an EBSD analyzer composed of a thermal electric field radiation scanning electron microscope and an EBSD detector. It is obtained by Electron Backscattering Diffraction (electron backscatter diffraction method) analysis.
  • Crystal orientation information is obtained by distinguishing fcc and bcc from the surface of the steel sheet in a region of 200 ⁇ m in the rolling direction centered on the 1/4 depth position of the sheet thickness and 100 ⁇ m in the plate thickness direction at 0.2 ⁇ m intervals.
  • the crystal grain boundaries having a crystal orientation difference of 15 ° or more are specified.
  • the average crystal grain size of bcc is surrounded by crystal grain boundaries having a crystal orientation difference of 15 ° or more, and a region having a diameter equivalent to a circle of 0.3 ⁇ m or more is defined as a crystal grain, and the method using the following [Equation 1] is used. Obtained by.
  • D is the average crystal grain size
  • N is the number of crystal grains contained in the evaluation region of the average crystal grain size
  • the area and di indicate the circle-equivalent diameter of the i-th crystal grain.
  • the grain boundaries having a crystal orientation difference of 15 ° or more are mainly the block boundaries of ferrite grain boundaries, tempered martensite, and tempered bainite.
  • the grain size may be calculated even for ferrite grains with a crystal orientation difference of less than 15 °, and for tempered martensite and tempered bainite. Blocks are not calculated. Therefore, for the average crystal grain size in this embodiment, the value obtained by EBSD analysis as described above is adopted.
  • the surface integral of the retained austenite is obtained by calculating the surface integral of the metal structure determined to be fcc by EBSD analysis.
  • the area fraction of ferrite is defined as crystal grains in a region surrounded by crystal grain boundaries with a crystal orientation difference of 5 ° or more and a diameter equivalent to a circle of 0.3 ⁇ m or more, and is defined as OIM Analysis in the crystal grains.
  • the area fraction of ferrite is obtained by calculating the area division of crystal grains whose value (GAM value) obtained by the equipped Grain Average Missionation analysis is 0.5 ° or less.
  • the reason why the boundary with a crystal orientation difference of 5 ° or more is defined as a grain boundary when determining the area fraction of ferrite is that different structures generated by variants close to the same former austenite grain may not be distinguishable. ..
  • the area fractions of pearlite and cementite are obtained by observing the metallographic structure exposed by nital corrosion by SEM observation.
  • the total volume fraction of fresh martensite and retained austenite was obtained by observing the MA (Martensite-Austenite Constitut) that appeared due to repera corrosion with an optical microscope, and this total volume fraction was obtained. It is obtained by subtracting the area fraction of the retained austenite obtained by the above method from.
  • the surface integral ratio may be obtained by image analysis or by the point calculation method. For example, pearlite and cementite are observed in a region at a depth of 1/4 of the thickness of the steel sheet at a magnification of 1000 times for 3 or more fields of view (100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m / field of view), and are obtained by a point calculation method with a lattice spacing of 5 ⁇ m. You can. The total surface integral of fresh martensite and retained austenite was observed at a magnification of 500 times or more (200 ⁇ m ⁇ 200 ⁇ m / field of view) in a region at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel sheet. It may be obtained by a point calculation method having a grid spacing of 5 ⁇ m.
  • the total volume fraction of tempered martensite and tempered bainite is calculated by subtracting the total volume fraction of ferrite, pearlite, retained austenite, cementite and fresh martensite from 100%.
  • Total grain boundary number density of solid solution C and solid solution B 1.0 to 12.0 pieces / nm 2
  • the total grain boundary number density of the solid solution C and the solid solution B is 1.0 to 12.0 grains / nm 2 .
  • the total grain boundary number density of the solid solution C and the solid solution B is preferably 2.0 grains / nm 2 or more.
  • the total grain boundary number density of the solid solution C and the solid solution B is 10.0 grains / nm 2 or less. It is preferable to do so.
  • the grain boundary number densities of solid solution C and solid solution B are measured using the three-dimensional atom probe method.
  • the position-sensitive atom probe (PoSAP: positionsensitive atom probe) developed by Cerezo et al. Incorporates a position-sensitive detector (positionsentive detector) into the detector of the atom probe, and uses an aperture as the detector for analysis. It is a device that can measure the flight time and position of the reached atom at the same time. By using this device, all the constituent elements in the alloy existing on the surface of the sample can be displayed as a two-dimensional map with spatial resolution at the atomic level. Further, by evaporating the surface of the sample one atomic layer at a time using the electric field evaporation phenomenon, the two-dimensional map can be expanded in the depth direction and displayed and analyzed as a three-dimensional map.
  • FB2000A manufactured by Hitachi, Ltd. was used as a focused ion beam (FIB) device, and when the cut out sample was electrolyzed to form a needle shape, the grain boundary portion was formed with an arbitrary shape scanning beam. Is the tip of the needle. In this way, a needle-shaped sample for PoSAP including a grain boundary portion is prepared. Then, by utilizing the fact that contrast is generated in crystal grains having different orientations due to the channeling phenomenon of a scanning ion microscope (SIM), the grain boundaries are identified while observing the needle-shaped sample for PoSAP, and the grain boundaries are cut with an ion beam. To do.
  • SIM scanning ion microscope
  • the device used as the three-dimensional atom probe is OTAP manufactured by CAMECA, and the measurement conditions are that the temperature at the sample position is about 70 K, the total probe voltage is 10 kV to 15 kV, and the pulse ratio is 25%. Then, the grain boundaries and the inside of the grains of each sample are measured three times, and the average value is used as a representative value. In this way, the solid solution C and the solid solution B existing in the grain boundaries and grains are measured.
  • the value obtained by removing background noise and the like from the measured value is defined as the atomic density per unit grain boundary area, and this is defined as the grain boundary number density (pieces / nm 2 ). Therefore, the solid solution C existing at the grain boundary is a C atom existing at the grain boundary, and the solid solution B existing at the grain boundary is a B atom existing at the grain boundary.
  • the total grain boundary number density of the solid solution C and the solid solution B is the total number of the solid solution C and the solid solution B existing per unit area of the grain boundaries. This value is the sum of the measured values of the solid solution C and the solid solution B.
  • the steel sheet according to the present embodiment defines the total of the extreme densities of ⁇ 211 ⁇ ⁇ 011> and ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> at the center of the thickness of the steel sheet.
  • the plate thickness center portion is in the range of about 1/10 of the plate thickness in the front direction and the back direction of the steel plate from the plate thickness center position (1/2 depth position from the surface of the steel plate to the plate thickness). Means.
  • the plate thickness center portion means a range of about 100 ⁇ m in each of the front direction and the back direction with the plate thickness center position as a boundary.
  • the reason for defining the texture at the center of the plate thickness is that the texture at the center of the plate thickness and the mechanical properties are well correlated.
  • the reason for this is not clear, but the present inventors speculate as follows.
  • friction between the roll and the steel sheet causes shear deformation in the opposite direction on the front and back surfaces of the steel sheet, and plane strain deformation occurs at the center of the sheet thickness.
  • the texture of the steel sheet changes in the plate thickness direction with this deformation, and the direction of shear deformation is opposite on the front and back of the steel plate, so that the texture also develops a symmetrical orientation on the front and back. Therefore, as a result of canceling out the influence of the texture on the mechanical properties on the front and back, the texture at the center of the plate thickness and the mechanical properties correspond well.
  • the total of the extreme densities of ⁇ 211 ⁇ ⁇ 011> and ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> is set to 12.0 or less.
  • the sum of the extreme densities of ⁇ 211 ⁇ ⁇ 011> and ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> is more preferably 10.0 or less.
  • the total pole densities are 1.0, so that the total pole density is more preferably close to 2.0.
  • the extreme density can be obtained from the crystal orientation information by the EBSD method, and is synonymous with the X-ray random intensity ratio.
  • ⁇ hkl ⁇ represents a crystal plane parallel to the rolling plane
  • ⁇ uvw> represents a crystal plane parallel to the rolling direction. That is, ⁇ hkl ⁇ ⁇ uvw> indicates a crystal in which ⁇ hkl ⁇ is oriented in the plate surface normal direction and ⁇ uvw> is oriented in the rolling direction.
  • the extreme density of each crystal orientation at the center of the plate thickness is determined by EBSD analysis using a device combining a scanning electron microscope and an EBSD analyzer and OIM Analisis (registered trademark) manufactured by AMETek. , Fcc and bcc in the center of the plate thickness (from the center position of the plate thickness (1/2 depth position of the plate thickness from the surface of the steel plate) to the front and back directions of the steel plate, respectively). And, the crystal grain orientation information of 1000 or more bcc is measured, and it is obtained by ODF analysis using a series expansion method (harmonic series expansion).
  • the steel sheet according to the present embodiment has high strength and excellent low temperature toughness, elongation and stretch flangeability under the control of metal structure and texture.
  • the tensile strength (TS) of the steel sheet according to this embodiment is set to 780 MPa or more.
  • the tensile strength may be 1800 MPa or less, 1500 MPa or less, and 1300 MPa or less because press molding becomes difficult as the strength increases.
  • the elongation of the steel sheet is evaluated by the total elongation at break (El) specified in JIS Z 2241: 2011 using the No. 5 test piece of JIS Z 2241: 2011, and TS ⁇ which is an index of the balance between strength and elongation.
  • El is preferably 12000 MPa ⁇ % or more, and more preferably 13000 MPa ⁇ % or more.
  • the stretch flangeability of the steel sheet is evaluated by the hole expansion ratio ( ⁇ ) specified in JIS Z 2256: 2010, and TS ⁇ ⁇ , which is an index of the balance between strength and stretch flangeability, is 50,000 MPa ⁇ % or more. It is preferably 55,000 MPa ⁇ % or more, and more preferably 55,000 MPa ⁇ % or more.
  • the low temperature toughness of the steel sheet is preferably such that the fracture surface transition temperature (vTrs) in the Charpy impact test specified in JIS Z 2242: 2005 is ⁇ 40 ° C. or lower.
  • a hot-rolled steel sheet is manufactured by performing multi-pass hot rolling on a slab having the above-mentioned chemical composition using a plurality of rolling stands.
  • the slab to be subjected to hot rolling may be obtained by continuous casting or casting / block rolling, but may be obtained by adding hot working or cold working to them.
  • Multipath hot rolling can be performed using a lever mill or a tandem mill, but from the viewpoint of industrial productivity, it is preferable to use a tandem mill for at least the final several stages.
  • Heating temperature in hot rolling 1200 to 1350 ° C
  • the temperature of the slab or steel piece to be subjected to hot rolling is preferably 1240 ° C. or higher, more preferably 1260 ° C. or higher.
  • the temperature of the slab or steel piece subjected to hot rolling exceeds 1350 ° C., a thick scale is generated and causes a decrease in yield, or when the slab or steel piece is heated in the heating furnace, the heating furnace is significantly damaged. May be given.
  • the temperature of the slab or steel piece to be subjected to hot rolling is set to 1350 ° C. or lower.
  • the temperature of the slab or steel piece to be subjected to hot rolling is preferably 1300 ° C. or lower.
  • the temperature of the slab or steel piece to be subjected to hot rolling may be in the above temperature range, and after the ingot or steel piece having a temperature of less than 1200 ° C. is charged into a heating furnace and heated to the above temperature range.
  • a slab obtained by continuous casting or a steel piece obtained by bulk rolling may be subjected to hot rolling without being heat-treated while maintaining a high temperature state of 1200 ° C. or higher.
  • the recrystallized austenite grains in the steel sheet are miniaturized by increasing the total reduction rate of hot rolling in the temperature range of FT + 50 ° C. and FT + 150 ° C., where the finishing temperature is FT in the unit ° C.
  • the total reduction rate in the temperature range of FT + 50 ° C. or higher and FT + 150 ° C. is 50% or more.
  • the austenite is not sufficiently finely divided, so that the metallographic structure after transformation becomes coarse and the rolling paths during the subsequent rolling in the temperature range of FT to FT + 50 ° C. Due to the delay in recrystallization, the texture after transformation develops.
  • the higher the total reduction rate in the temperature range of more than FT + 50 ° C. and FT + 150 ° C. is, the more preferable, but industrially, about 90% is the limit, so it may be 90% or less.
  • Total reduction rate in the temperature range of FT to FT + 50 ° C: 40 to 80% (Time required for rolling between FT and FT + 50 ° C .: 0.5 to 10.0 seconds)
  • the total rolling reduction in the temperature range of FT to FT + 50 ° C. and the time required for rolling in combination with the cooling conditions after hot rolling described later, the workability and toughness are improved.
  • An excellent steel plate can be obtained.
  • the total reduction rate in the temperature range of FT to FT + 50 ° C. is less than 40%, the structure after transformation becomes coarse, recrystallization between rolling passes and after rolling finish is delayed, and the amount of deformation inside the steel sheet becomes non-uniform.
  • the total reduction rate in the temperature range of FT to FT + 50 ° C. is 40% or more.
  • the total reduction rate in the above temperature range exceeds 80%, the texture is remarkably developed even after recrystallization, so that the stretch flangeability of the steel sheet is lowered. Therefore, the total reduction rate in the temperature range of FT to FT + 50 ° C. is 80% or less.
  • the time required for rolling in the above temperature range is set to 0.5 seconds or more. It is preferably 1.0 seconds or longer, and more preferably 2.0 seconds or longer.
  • the time required for rolling in the above temperature range is set to 10.0 seconds or less. It is preferably 8.0 seconds or less, more preferably 6.0 seconds or less, and even more preferably 5.0 seconds or less.
  • the maximum reduction rate per pass in the temperature range of FT + 50 ° C. or higher and FT + 150 ° C. or lower is preferably 60% or less, more preferably 55% or less.
  • the maximum reduction rate per pass in the temperature range of FT to FT + 50 ° C. is preferably 50% or less, more preferably 45% or less, even more preferably 40% or less, and most preferably 35% or less.
  • the total rolling reduction rate is the total rolling reduction amount in this temperature range (the thickness of the inlet plate before the first pass in rolling in this temperature range) based on the inlet plate thickness before the first pass in a predetermined temperature range. It is the percentage of the outlet plate thickness after the final pass in rolling in this temperature range).
  • the temperature of the steel sheet during hot rolling changes due to heat generated by rolling and heat removal due to contact with the roll.
  • the average cooling rate in the temperature range of FT to FT + 100 ° C. is appropriately controlled. , A steel plate having excellent peeling resistance can be obtained.
  • carbides and nitrides are processed and precipitated to reduce the strength, and the grain boundary density of the solid solution C and the solid solution B is reduced to suppress peeling. It will be difficult. Therefore, the average cooling rate in the temperature range of FT to FT + 100 ° C.
  • the upper limit does not need to be particularly limited, but a sudden temperature change significantly changes the deformation resistance, which lowers the plate-passability. Therefore, it is preferably 50 ° C./sec or less, more preferably 40 ° C./sec or less, and 30 ° C./sec or less. ° C./sec or less is more preferable, and 20 ° C./sec or less is further preferable.
  • the average cooling rate in the above temperature range is controlled by controlling the processing heat generation by controlling the rolling speed and the rolling rate, and the contact heat removal between the steel sheet and the roll. Further, if necessary, it is controlled by performing water cooling or induction heating.
  • the average cooling rate in the above temperature range is obtained by measuring the surface temperature of the steel sheet with a radiation thermometer or the like, or by simulating when the measurement is difficult.
  • the finishing temperature FT is Ar 3 or higher determined by the above formula (1) and TR or higher obtained by the above formula (2).
  • the finishing temperature FT refers to the surface temperature of the steel sheet immediately after the final rolling.
  • the FT is less than Ar 3 , ferrite transformation proceeds during finish rolling and processed ferrite is generated, so that the elongation and stretch flangeability of the steel sheet decrease. Further, when the FT is less than TR, the austenite after hot rolling and before cooling becomes remarkably flat, and the steel sheet of the final product has a structure elongated in the rolling direction and the plastic anisotropy becomes large, so that the steel sheet is elongated. And the stretch flangeability is reduced.
  • the FT is less than TR or higher, recrystallization of processed austenite between rolling passes can be appropriately promoted, and recrystallized austenite grains can be made finer.
  • the FT is preferably TR + 20 ° C. or higher, more preferably TR + 40 ° C. or higher. Further, the finishing temperature FT is preferably more than 900 ° C.
  • the FT exceeds 1100 ° C., the structure becomes coarse and the low temperature toughness of the steel sheet decreases. Therefore, the FT is set to 1100 ° C. or lower. It is preferably 1080 ° C. or lower, more preferably 1060 ° C. or lower.
  • the temperature during finish rolling refers to the surface temperature of the steel material and can be measured with a radiation thermometer or the like.
  • time from the completion of finish rolling to the start of water cooling is started within 3.0 seconds in order to make the metal structure finer by utilizing the strain accumulated by the rolling. This water cooling may be performed in a plurality of stages. If the time from the completion of finish rolling to the start of water cooling exceeds 3.0 seconds, the strain in austenite will be restored, making it difficult to obtain the desired structure.
  • the time from the completion of finish rolling to the start of water cooling is preferably within 2.0 seconds, more preferably within 1.0 second, and even more preferably within 0.5 seconds.
  • the time from the completion of the finish rolling to the start of water cooling is preferably 0.05 seconds or more in order to recrystallize the austenite after the completion of the finish rolling.
  • Average cooling rate in the temperature range of FT to 750 ° C: 30 ° C / sec or more Controlling the average cooling rate when cooling from the temperature at which finish rolling is completed (finishing temperature: FT (° C.)) to 750 ° C. is important for obtaining the desired metallographic structure.
  • the time includes the time from the completion of finish rolling to the start of water cooling. If the average cooling rate in the above temperature range is less than 30 ° C./sec, it becomes difficult to form a fine structure, ferrite and pearlite are precipitated in the cooling process, and the stretch ferrite property and low temperature toughness of the steel sheet are lowered.
  • the average cooling rate in the above temperature range is set to 30 ° C./sec or more. It is preferably 40 ° C./sec or higher, more preferably 50 ° C./sec or higher.
  • the upper limit is not particularly limited, but from the viewpoint of suppressing plate warpage due to thermal strain, it is preferably 300 ° C./sec or less, more preferably 200 ° C./sec or less, and 150 ° C./sec or less. More preferably, it is 110 ° C./sec or less.
  • the metal structure By rapidly cooling the high temperature region after the finish rolling in the temperature range of FT to 750 ° C., the metal structure can be further miniaturized and the low temperature toughness of the steel sheet is further improved.
  • the average cooling rate of FT to 750 ° C is set to 30 ° C / sec or more, and in addition, it is from FT to FT-40 ° C.
  • the average cooling rate is preferably 100 ° C./sec or higher. In this case, it does not prevent the water cooling from being performed in a step for quenching in the temperature range of FT to FT-40 ° C. and a plurality of cooling steps for subsequent cooling.
  • the average cooling rate of FT to FT-40 ° C is less than 100 ° C / sec, it becomes difficult to obtain the above effect.
  • the average cooling rate from FT to FT-40 ° C. is preferably 120 ° C./sec or higher, more preferably 150 ° C./sec or higher.
  • the upper limit is not particularly limited, but is preferably 1000 ° C./sec or less from the viewpoint of suppressing temperature variation in the steel sheet.
  • the above-mentioned rapid cooling in the high temperature region (cooling at FT to FT-40 ° C.) after the completion of finish rolling is not limited to after the final stand of finish rolling, but may be performed between rolling stands. That is, the stand may not be rolled after rapid cooling, or may be rolled with a reduction ratio of 8% or less for the purpose of shape correction, cooling control, and the like. In this case, rolling after quenching is not included in the finish rolling process.
  • the staying time in the above temperature range is set to 20 seconds or less. It is preferably 17 seconds or less, more preferably 14 seconds or less.
  • the staying time of 750 to 600 ° C. indicates the time from when the temperature of the steel sheet after finish rolling reaches 750 ° C. to when the temperature drops and reaches 600 ° C., and this time range.
  • the steel sheet does not necessarily have to be cooled at all times.
  • the average cooling rate in the temperature range from 600 ° C to the cooling stop temperature is 30 ° C / sec or more, and the cooling stop temperature is Ms-200. It shall be less than °C. That is, the average cooling rate in the temperature range from 600 ° C. to the cooling stop temperature of less than Ms-200 ° C. is set to 30 ° C./sec or more.
  • the average cooling rate in the above temperature range is preferably 40 ° C./sec or higher, more preferably 50 ° C./sec or higher.
  • the upper limit of the average cooling rate in the above temperature range is not particularly limited, but from the viewpoint of suppressing plate warpage due to thermal strain, it is preferably 300 ° C./sec or less, more preferably 200 ° C./sec or less, and even more preferably 150 ° C./sec or less. , 110 ° C./sec or less is more preferable.
  • the cooling stop temperature is preferably Ms-250 ° C, more preferably Ms-300 ° C. Further, the cooling stop temperature is preferably less than 100 ° C.
  • the cooling stop temperature of Ms to Ms-less than 200 ° C In order to further increase the tensile strength of the steel plate, suppress the precipitation of cementite, and suppress the decrease in the grain boundary number density of the solid solution C and the solid solution B, the cooling stop temperature of Ms to Ms-less than 200 ° C.
  • the average cooling rate in the temperature range of is preferably 80 ° C./sec or more. It is more preferably 100 ° C./sec or higher, and even more preferably 120 ° C./sec or higher.
  • the upper limit is not particularly limited, but from the viewpoint of the uniformity of the structure in the plate thickness direction, it is preferably 500 ° C./sec or less, more preferably 400 ° C./sec or less, and more preferably 300 ° C./sec. It is 2 seconds or more, and more preferably 200 ° C./sec or less.
  • the maximum temperature reached Tmax is set to 720 ° C. or lower.
  • tempering parameter Ps 14.6 ⁇ Tmax + 5891 ⁇ Ps ⁇ 17.1 ⁇ Tmax + 6223
  • tempering of fresh martensite and bainite and precipitation of carbides such as TiC compete with each other to obtain a steel sheet having excellent strength, workability, toughness and peeling resistance.
  • fresh martensite and bainite are tempered, they are softened to improve elongation and toughness, reduce the difference in hardness from ferrite, and improve elongation flangeability.
  • Ps is set to 17.1 ⁇ Tmax + 6223 or less.
  • T is the heat treatment temperature (° C.)
  • t is the heat treatment time (h).
  • the integrated tempering parameter calculated based on the method described in Non-Patent Document 1 is defined as the tempering parameter Ps.
  • the tempering parameter Ps is specifically obtained by the following method.
  • the time from the start of heating to the end of heating is divided by a minute time ⁇ t of the total number N.
  • the average temperature in the (n-1) th section is Tn-1 (° C.)
  • the average temperature in the nth section is Tn (° C.).
  • the log indicates a common logarithm having a base of 10.
  • P (1) (T1 + 273) ⁇ (20 + log ( ⁇ t))
  • the time t2 is the time required (equivalent time) for obtaining P equivalent to the integrated value of P calculated based on the heating in the section before the second section (that is, the first section) at the temperature T2.
  • the heating time in the second section is the time obtained by adding the actual heating time ⁇ t to the time t2. Therefore, the integrated value P (2) of P at the time when the heating of the second section is completed can be obtained by the following formula.
  • P (2) (T2 + 273) ⁇ (20 + log (t2 + ⁇ t))
  • the time tn is an equivalent time for obtaining P equivalent to the integrated value of P at the time when the heating in the (n-1) th section is completed at the temperature Tn.
  • the Nth tempering parameter P (n) obtained by the above method is the integrated value of P at the time when the heating of the Nth section is completed, and this is Ps.
  • a plated steel sheet may be obtained by plating in the above heat treatment step. Even when plating is performed after the heat treatment, there is no problem as long as the heat treatment step and the plating process are regarded as continuous steps and the plating is performed within the above heat treatment conditions.
  • the plating may be either electroplating or hot dip galvanizing.
  • the type of plating is not particularly limited, but in general, it is zinc-based plating including zinc plating and zinc alloy plating.
  • Examples of the plated steel sheet include an electrogalvanized steel sheet, an electrogalvanized-nickel alloy plated steel sheet, a hot-dip galvanized steel sheet, an alloyed hot-dip galvanized steel sheet, and a hot-dip galvanized aluminum alloy plated steel sheet.
  • the amount of plating adhered may be a general amount. Before plating, Ni or the like may be applied to the surface as pre-plating. When producing the steel sheet according to the present embodiment, known temper rolling may be appropriately performed for the purpose of shape correction.
  • the plate thickness of the steel sheet according to the present embodiment is not particularly limited, but if the plate thickness is too thick, the structure generated between the surface layer of the steel sheet and the inside is significantly different, so 6.0 mm or less is preferable. On the other hand, if the plate thickness is too thin, it becomes difficult to pass the plate during hot spreading, so 1.0 mm or more is generally preferable. More preferably, it is 1.2 mm or more.
  • the conditions in the examples are one condition example adopted for confirming the feasibility and effect of the present invention.
  • the present invention is not limited to this one-condition example.
  • various conditions can be adopted as long as the gist of the present invention is not deviated and the object of the present invention is achieved.
  • the steel having the chemical composition shown in Table 1 was melted and cast, and then hot forged to obtain a steel piece having a thickness of 30 to 40 mm.
  • the obtained steel piece is heated and rolled in a small test tandem mill a plurality of times of 2 to 4 passes in any of the temperature range of FT + 50 ° C. or higher and FT + 150 ° C. or lower and the temperature range of FT to FT + 50 ° C. , Hot rolling was performed to make the plate thickness 2.5 to 3.5 mm, and heat treatment was performed to obtain a steel plate.
  • the manufacturing conditions are shown in Tables 2A and 2B.
  • the time interval when calculating the tempering parameter Ps was set to 1 second. In addition, some steel plates were plated.
  • the tensile strength TS (MPa) and the total elongation at break El (%) were evaluated with the No. 5 test piece in accordance with JIS Z 2241: 2011.
  • the stretch flangeability was evaluated by the hole expansion ratio ⁇ (%) measured in accordance with JIS Z 2256: 2010.
  • the low temperature toughness is evaluated by the fracture surface transition temperature vTrs (° C.), and a Charpy impact test is performed using a V-notch test piece obtained by processing a steel plate into a 2.5 mm subsize test piece in accordance with JIS Z 2242: 2005. Evaluated.
  • peeling resistance three holes were punched in the steel sheet by the method described in JIS Z 2256: 2010, and the presence or absence of peeling was visually confirmed.
  • Tables 3A and 3B show the test results of metallographic structure, texture and mechanical properties.
  • the GI in the plating column in Tables 3 and 3B indicates the hot-dip galvanized layer, and GA indicates the alloyed hot-dip galvanized layer.
  • the tensile strength was passed when it was 780 MPa or more as high strength, and the vTrs (° C) was passed when it was -40 ° C or less because it was excellent in low temperature toughness.
  • the workability was evaluated by the strength-total elongation at break (TS x El) and the strength-elongation flangeability balance (TS x ⁇ ).
  • TS ⁇ El MPa ⁇ % is accepted as having high strength and excellent elongation when it is 12000 MPa ⁇ % or more
  • TS ⁇ ⁇ (MPa ⁇ %) is high strength when it is 50,000 MPa ⁇ % or more. It was accepted as having excellent stretch flangeability. When peeling occurred, it was indicated as Bad in the table, and when there was no peeling, it was judged as acceptable, and it was indicated as Good in the table.
  • the steel sheet (invention example) according to the present embodiment has high strength, excellent low temperature toughness, elongation, stretch flangeability, and no peeling.
  • the comparative example is inferior in any one or more characteristics.
  • the steel plate or plated steel sheet according to the present invention is used as a material for parts such as inner plate members, structural members, and suspension members of automobiles, it can be easily processed into a part shape and can be used in extremely cold regions. Being able to withstand, the industrial contribution is extremely significant.

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Abstract

この鋼板は、所定の化学組成を有し、表面から板厚の１／４深さ位置で、平均結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、固溶Ｃおよび固溶Ｂの合計の粒界個数密度が１．０個／ｎｍ２以上１２．０個／ｎｍ２以下であり、板厚中心部の｛２１１｝＜０１１＞および｛３３２｝＜１１３＞の極密度の合計が１２．０以下であり、引張強度が７８０ＭＰａ以上である鋼板を採用する。

Description

鋼板、鋼板の製造方法およびめっき鋼板
　本発明は、鋼板、鋼板の製造方法およびめっき鋼板に関する。より詳しくは、本発明は、自動車用、家電用、機械構造用、建築用などの用途に用いられる素材として好適な、加工性に優れた鋼板、鋼板の製造方法およびめっき鋼板に関する。
　本願は、２０１９年３月２６日に、日本に出願された特願２０１９－０５９４２０号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　自動車をはじめとする輸送用機械や各種産業機械の構造部材等の素材として供される鋼板には、強度、伸びや伸びフランジ性などの加工性、低温靭性、またそれら特性の均一性、など多様な特性が要求される。
　特に、自動車の内板部材、構造部材、足廻り部材等の部品に用いられる鋼板は、その用途に応じて、伸びフランジ性、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る。これら材料特性と高強度とを高次元でバランス良く発揮させることが、上記のような部材に対して用いられる鋼板に求められる。
　また、上記のような部材に対して用いられる鋼板は、成形され、部材の部品として自動車に取り付けられた後に、衝突等による衝撃を受けても破壊されにくい特性を有する必要がある。特に、使用温度が低い寒冷地では、部材が脆化しやすくなるため、耐衝撃性確保のためには、鋼板の低温靭性も向上させる必要性がある。
　低温靭性とは、ｖＴｒｓ（シャルピー破面遷移温度）等で規定される特性である。上記部材の部品に用いられる薄鋼板には、優れた加工性だけでなく、低温靭性が非常に重要な特性として求められる。さらに、部品の成型工程において形成されたせん断面や打抜き端面には疵および微小な割れが発生する場合がある。せん断面や打ち抜き端面に疵および割れが発生すると、疵および割れからき裂が進展して疲労破壊に至る場合がある。そのため、疲労耐久性の観点から、せん断面や打ち抜き端面における疵および割れの発生を抑制することが要求される。せん断面や打抜き端面に発生した疵や微小割れとしては、例えば特許文献１に示すように、端面の板厚方向と平行に発生する割れが知られ、この割れは「はがれ」と呼ばれる。
　優れた延性を得られる鋼板として、軟質なフェライト相と硬質なマルテンサイト相との複合組織で構成されるＤｕａｌ　Ｐｈａｓｅ鋼板（以下ＤＰ鋼）が知られている。ＤＰ鋼は延性に優れる一方で、著しく硬度の異なるフェライト相とマルテンサイト相との界面からボイドが発生して割れが生じるので、穴広げ性に劣る場合があった。
　特許文献２では、面積率で、ベイニティックフェライトを９０％以上、マルテンサイトを５％以下、ベイナイトを５％以下とすることで、伸びと穴広げ性（伸びフランジ性）とを改善した、引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板が提案されている。しかしながら、特許文献２に記載の発明では、ベイニティックフェライトを主体としているため十分な伸びが得られない場合がある。
　特許文献３では、ベイナイトを面積率で９０％以上とした上で、残部をマルテンサイト、オーステナイト、フェライトから選ばれた１種または２種以上の母相組織とし、かつ組織中に分散するセメンタイトの含有量と平均粒径とを制御することで穴広げ性（伸びフランジ性）を改善した、引張強度９８０ＭＰａ以上の熱延鋼板が提案されている。しかしながら、特許文献３に記載の発明では、遷移沸騰領域である３３０～４７０℃で巻き取りを行っているため、板面内の温度ばらつきに起因した特性ばらつきが生じる場合がある。
　特許文献４では、フェライト分率が５０～９５％であり、マルテンサイトと残留オーステナイトとからなる硬質第二相の分率が５～５０％であり、炭化物形成元素の含有量の相互関係や、炭化物形成元素とＣ含有量との関係を所定の範囲とした上で、析出物の平均粒径、析出物の分率を規定した、疲労特性に優れた熱延鋼板が提案されている。しかしながら、特許文献４に記載の発明では、軟質なフェライトを主体として、微細炭化物の析出強化により強度を確保しているため、十分な低温靭性が得られない場合がある。
　特許文献５では、フェライト：０～３０％、ベイナイト：７０～１００％であり、結晶粒内の結晶方位差が５～１４°である結晶粒の全結晶粒に対する割合を特定範囲にした上で、固溶Ｃまたは固溶Ｃ及び固溶Ｂの合計の粒界個数密度と、粒界に析出しているセメンタイトの平均粒径を規定した、優れた伸びフランジ性と、はがれの発生の少ない鋼板が提案されている。しかしながら、特許文献５では、耐衝撃性に必要な低温靱性については考慮されていない。
国際公開第２００８／１２３３６６号 日本国特開２００８－２５５４８４号公報 日本国特開２０１４－２０５８９０号公報 日本国特開２００９－８４６４８号公報 国際公開第２０１８／０２６０１６号
焼戻しパラメーターの物理的意味の解釈と連続加熱・冷却熱処理過程への応用、土山聡宏、「熱処理」、第４２巻、第３号、ｐ１６３～１６８（２００２年）
　本発明は、上述した課題に鑑みてなされたものであり、高強度であり、且つ伸び、伸びフランジ性、低温靭性及び耐はがれ性に優れた鋼板及びその製造方法、並びに上記諸特性を有するめっき鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは、鋼板の化学組成及び製造条件の最適化により、鋼板の集合組織とミクロ組織とを制御することで、高強度であり、且つ伸び、伸びフランジ性、低温靭性及び耐はがれ性に優れた鋼板を製造できることを知見した。なお、耐はがれ性に優れるとは、せん断面や打ち抜き端面における疵および割れの発生が少ないことをいう。
　本発明の要旨は、次の通りである。
［１］本発明の一態様に係る鋼板は、質量％で、
　Ｃ：０．０２～０．１５％、
　Ｓｉ：０．００５～２．０００％、
　Ｍｎ：１．００～３．００％、
　Ｔｉ：０．０１０～０．２００％、
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１．０００％、
　Ｎ：０．００１０～０．０１００％、
　Ｐ：０．１００％以下、
　Ｓ：０．０１００％以下、
　Ｎｂ：０～０．１００％、
　Ｖ：０～０．５００％、
　Ｍｏ：０～０．５００％、
　Ｃｕ：０～１．００％、
　Ｎｉ：０～１．００％、
　Ｃｒ：０～２．００％、
　Ｂ：０～０．００２０％、
　Ｃａ：０～０．０１００％、
　Ｍｇ：０～０．０１００％、
　ＲＥＭ：０～０．０３００％、および
　Ｂｉ：０～０．０２００％
　を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
　表面から板厚の１／４深さ位置で、
　　焼き戻しマルテンサイトおよび焼き戻しベイナイトの合計面積分率が１０％以上１００％以下であり、フェライトの面積分率が０％以上９０％以下であり、残留オーステナイトの面積分率が０％以上４％未満であり、前記残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、セメンタイトおよびパーライトの合計面積分率が０％以上１０％以下であり、
　　平均結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、
　　固溶Ｃおよび固溶Ｂの合計の粒界個数密度が１．０個／ｎｍ２以上１２．０個／ｎｍ２以下であり、
　板厚中心部の｛２１１｝＜０１１＞および｛３３２｝＜１１３＞の極密度の合計が１２．０以下であり、
　引張強度が７８０ＭＰａ以上である。
［２］上記［１］に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、
　Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
　Ｖ：０．００５～０．５００％、
　Ｍｏ：０．００１～０．５００％、
　Ｃｕ：０．０２～１．００％、
　Ｎｉ：０．０２～１．００％、
　Ｃｒ：０．０２～２．００％、
　Ｂ：０．０００１～０．００２００％、
　Ｃａ：０．０００２～０．０１００％、
　Ｍｇ：０．０００２～０．０１００％、
　ＲＥＭ：０．０００２～０．０１００％、および
　Ｂｉ：０．０００１～０．０２００％
　からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
［３］本発明の別の態様に係る鋼板の製造方法は、上記［１］または［２］に記載の鋼板を製造する鋼板の製造方法であって、上記［１］または［２］に記載の化学組成を有するスラブまたは鋼片に多パス熱間圧延を施す工程と、熱処理を施す工程とを有し、
　前記多パス熱間圧延を施す工程では、
　加熱温度を１２００～１３５０℃とし、
　仕上げ温度を単位℃でＦＴと表したとき、前記ＦＴ＋５０℃超、前記ＦＴ＋１５０℃以下の温度域の合計圧下率を５０％以上とし、
　前記ＦＴ～前記ＦＴ＋５０℃の温度域の合計圧下率を４０～８０％、前記ＦＴ～前記ＦＴ＋５０℃の温度域の圧延に要する時間を０．５～１０．０秒とし、
　前記ＦＴ＋５０℃超、前記ＦＴ＋１５０℃以下の前記温度域および前記ＦＴ～前記ＦＴ＋５０℃の前記温度域においてそれぞれ２パス以上の圧延を行い、
　前記ＦＴ～前記ＦＴ＋１００℃の温度域の平均冷却速度を６．０℃／秒以上とし、
　前記ＦＴを、下記式（１）により求められるＡｒ３以上、かつ下記式（２）により求められるＴＲ以上、かつ１１００℃以下として仕上げ圧延を完了した後、３．０秒以内に水冷を開始し、
　前記ＦＴ～７５０℃の温度域の平均冷却速度を３０℃／秒以上とし、７５０～６００℃の温度域で２０秒間以下滞在させてから、６００℃～Ｍｓ－２００℃未満の冷却停止温度の温度域の平均冷却速度を３０℃／秒以上として冷却し、
　前記熱処理を施す工程では、
　前記熱処理時の最高到達温度Ｔｍａｘを３００～７２０℃とし、焼き戻しパラメーターＰｓを１４．６×Ｔｍａｘ＋５８９１以上、１７．１×Ｔｍａｘ＋６２２３以下とする。
　Ａｒ３（℃）＝９０１－３２５×［Ｃ］＋３３×［Ｓｉ］－９２×［Ｍｎ］＋２８７×［Ｐ］＋４０×［ｓｏｌ．Ａｌ］　　　（１）
　ＴＲ（℃）＝８００＋７００×［Ｔｉ］＋１０００×［Ｎｂ］　　　（２）
　但し、上記式（１）および（２）中の各元素記号は、各元素の質量％での含有量を示し、含有しない場合は０を代入する。
［４］上記［３］に記載の鋼板の製造方法では、下記式（３）により求められるＭｓ～Ｍｓ－２００℃未満の冷却停止温度の温度域の平均冷却速度を８０℃／秒以上としてもよい。
　Ｍｓ（℃）＝５６１－４７４×［Ｃ］－３３×［Ｍｎ］－１７×［Ｎｉ］－２１×［Ｍｏ］　　　（３）
　但し、上記式（３）中の各元素記号は、各元素の質量％での含有量を示す。
［５］上記［３］または［４］に記載の鋼板の製造方法では、仕上げ圧延完了後、０．３秒以内に水冷を開始し、前記ＦＴ～前記ＦＴ－４０℃の温度域の平均冷却速度が１００℃／秒以上である冷却を行ってもよい。
［６］上記［５］に記載の鋼板の製造方法では、前記ＦＴ～前記ＦＴ－４０℃までの平均冷却速度が１００℃／秒以上である前記冷却を行う工程を、圧延スタンド間で行ってもよい。
［７］本発明の別の態様に係るめっき鋼板は、上記［１］または［２］に記載の鋼板の表面に、めっき層が形成されている。
［８］上記［７］に記載のめっき鋼板では、前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層であってもよい。
［９］上記［７］に記載のめっき鋼板では、前記めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であってもよい。
　本発明に係る上記一態様によれば、高強度であり、且つ伸び、伸びフランジ性、低温靭性および耐はがれ性に優れた鋼板及びその製造方法並びに上記諸特性を有するめっき鋼板を提供することができる。本発明に係る鋼板またはめっき鋼板を自動車の内板部材、構造部材、足廻り部材等の部品の素材として使用すれば、部品形状に加工することが容易であり、極寒冷地での使用にも耐えることができるため、産業上の貢献が極めて顕著である。
　本実施形態に係る鋼板、鋼板の製造方法およびめっき鋼板について以下に詳しく説明する。まず、本実施形態に係る鋼板の化学組成について説明する。ただし、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。
　以下で「～」を挟んで記載する数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。「未満」または「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。以下の説明において、鋼の化学組成に関する％はいずれも質量％である。
　＜鋼の化学組成＞
　（Ｃ：０．０２～０．１５％）
　Ｃは、焼き戻しマルテンサイトや焼き戻しベイナイト等の硬質相やＴｉ等と結合して炭化物を生成させることで、鋼の強度を高める。また、結晶粒界に偏析して、打抜きやせん断加工されて形成された端面のはがれを抑制することで、耐はがれ性を向上させる。Ｃ含有量が０．０２％未満では上記作用を十分に発揮させることが困難である。したがって、Ｃ含有量は０．０２％以上、好ましくは０．０３％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．１５％超では、鋼板の伸びフランジ性及び低温靭性が劣化する。また、熱間圧延後のフェライト変態が著しく遅延し、所望の量のフェライトが得難くなる。さらに、溶接性が顕著に劣化する。したがって、Ｃ含有量は０．１５％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１２％以下、より好ましくは０．１０％以下である。
　（Ｓｉ：０．００５～２．０００％）
　Ｓｉは、固溶強化および焼入性を高めることによって鋼の強度を高める作用を有する。また、Ｓｉは、セメンタイトの析出を抑制する作用も有する。Ｓｉ含有量が０．００５％未満では、上記作用を発揮させることが困難となる。したがって、Ｓｉ含有量は０．００５％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０１０％以上であり、より好ましくは０．１００％以上であり、一層好ましくは０．３００％以上である。一方、Ｓｉ含有量が２．０００％超では、熱間圧延工程における表面酸化により、鋼板の表面性状が著しく劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は２．０００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．５００％以下、より好ましくは１．３００％以下である。
　（Ｍｎ：１．００～３．００％）
　Ｍｎは、固溶強化および焼入性を高めることによって鋼の強度を高める作用を有する。
　Ｍｎ含有量が１．００％未満では、７８０ＭＰａ以上の鋼板の強度が得難くなる。したがって、Ｍｎ含有量は１．００％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．２０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３．００％超では、熱間圧延後の冷却過程におけるフェライト変態が過度に遅延することで、所望の量のフェライトが得難くなる。また、フレッシュマルテンサイト及びベイナイトの硬質化により、フレッシュマルテンサイト及びベイナイトと軟質なフェライトとの境界近傍においてき裂が容易に発生することで、鋼板の伸びフランジ性及び靭性が低下する。
　本発明者らは、Ｍｎを多量に含有させると、鋼板のｒ値の面内異方性の増加とともに、伸びフランジ性が低下する場合があることを知見した。この理由は明確ではないが、Ｍｎを多量に含有させることにより、ＭｎＳが多量に析出すること、及び、Ｍｎ偏析に起因した熱間圧延中の再結晶や、仕上げ圧延後のフェライト変態に局所的なバラつきが生じることが原因であると推測される。以上のことから、所望の量のフェライトを得つつ、伸びフランジ性に優れた鋼板を安定して製造するために、Ｍｎ含有量は３．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．５０％以下、より好ましくは２．２０％以下、より一層好ましくは１．８０％以下である。
　（Ｔｉ：０．０１０～０．２００％）
　Ｔｉは、Ｔｉ窒化物を形成して金属組織を微細化する作用を有する。また、Ｔｉは、炭化物を析出させて、鋼を強化させる作用を有する。Ｔｉ含有量が０．０１０％未満では上記作用が発揮され難くなる。したがって、Ｔｉ含有量は０．０１０％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは、０．０３０％以上、より好ましくは０．０４０％以上、より一層好ましくは０．０６０％以上である。一方、Ｔｉを過剰に含有させると、粗大な窒化物や炭化物が生成されることにより、鋼板の伸びフランジ性及び靭性が低下する。さらに、Ｔｉはオーステナイトの再結晶温度を高める作用も有するため、Ｔｉを過剰に含有させると、再結晶温度が過剰に高くなり、ｒ値の異方性が増加することで、鋼板の伸びフランジ性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．２００％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．１６０％以下、より好ましくは０．１４０％以下である。
　（ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１．０００％）
　Ａｌは、製鋼段階で脱酸により鋼を清浄化（鋼にブローホールなどの欠陥が生じることを抑制）し、かつフェライト変態を促進する作用を有する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００１％未満では、上記作用を発揮させることが困難となる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を１．０００％超としても、上記作用による効果が飽和するとともに、精錬コストの上昇を引き起こす。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は１．０００％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．８００％以下、より好ましくは０．６００％以下である。なお、ｓｏｌ．Ａｌは酸可溶性Ａｌを意味する。
　（Ｎ：０．００１０～０．０１００％）
　Ｎは、Ｔｉ窒化物を形成してスラブ再加熱時及び熱間圧延中のオーステナイトの粗大化を抑制して、ミクロ組織を微細化する作用を有する。Ｎ含有量が０．００１０％未満では上記作用を発揮させることが困難となる。したがって、Ｎ含有量は０．００１０％以上とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００１５％以上、より好ましくは０．００２０％以上である。一方、Ｎ含有量が０．０１００％超では、粗大なＴｉ窒化物を形成して、鋼板の伸びフランジ性を劣化させる。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００６０％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下である。
　（Ｐ：０．１００％以下）
　Ｐは、不純物として鋼中に含有される元素であり、鋼板の伸びフランジ性や低温靭性を低下させる作用を有する。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０６０％以下、より好ましくは０．０４０％以下、より一層好ましくは０．０２０％以下である。Ｐは原料から不純物として混入するが、その下限を特に制限する必要はなく、伸びフランジ性や低温靭性を確保する上では、Ｐの含有量はより低い方が好ましい。ただし、Ｐ含有量を過剰に低減すると、製造コストが増加する。製造コストの観点からは、Ｐ含有量は好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００５％以上である。
　（Ｓ：０．０１００％以下）
　Ｓは、不純物として含有される元素であり、鋼板の加工性を低下させる作用を有する。
　そのため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００８０％以下、より好ましくは０．００６０％以下、より一層好ましくは０．００３０％以下である。Ｓは原料から不純物として混入するが、その下限を特に制限する必要はなく、加工性を確保する観点からはＳの含有量はより低い方が好ましい。ただし、Ｓ含有量を過剰に低減すると、製造コストが増加する。製造コストの観点からは、Ｓ含有量は好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上、より一層好ましくは、０．００１０％以上である。
　本実施形態に係る鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物からなる。本実施形態において、不純物とは、本実施形態に係る鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　本実施形態に係る鋼板は、Ｆｅの一部に代え、以下の任意元素として含有してもよい。任意元素を含有させなくても本実施形態に係る鋼板はその課題を解決することができるので、任意元素を含有させない場合の含有量の下限は０％である。
　（Ｎｂ：０～０．１００％）
　Ｎｂは任意元素である。Ｎｂは、鋼板の結晶粒径の粗大化を抑制するとともに、フェライト粒径を微細化し、ＮｂＣの析出強化により鋼板の強度を高める効果を有する。これらの効果を確実に得る場合、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えると、上記効果が飽和するとともに、仕上げ圧延時の圧延荷重の増加を引き起こす場合がある。そのため、Ｎｂ含有量は、０．１００％以下とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、好ましくは、０．０６０％以下、より好ましくは０．０３０％以下である。
　（Ｖ：０～０．５００％）
　Ｖは任意元素である。Ｖは、鋼中に固溶して鋼板の強度を高めるとともに、炭化物や窒化物、炭窒化物等として鋼中に析出し、析出強化によっても鋼板の強度を向上させる効果を有する。これらの効果を確実に得る場合、Ｖ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは、０．０１０％以上である。一方、Ｖ含有量が０．５００％を超えると鋼板の靭性の低下を引き起こす場合がある。そのため、Ｖ含有量は、０．５００％以下とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．３００％以下である。
　（Ｍｏ：０～０．５００％）
　Ｍｏは任意元素である。Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高めるとともに、炭化物や炭窒化物を形成して鋼板を高強度化させる効果を有する。これらの効果を確実に得る場合、Ｍｏ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは、０．００５％以上である。一方、Ｍｏ含有量が０．５００％を超えると、スラブの割れ感受性が高まる場合がある。そのため、Ｍｏの含有量は、０．５００％以下とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは、０．３００％以下である。
　（Ｃｕ：０～１．００％）
　Ｃｕは任意元素である。Ｃｕは、鋼の靭性を改善する効果および強度を高める効果を有する。これらの効果を確実に得る場合、Ｃｕ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは、０．０８％以上である。一方、Ｃｕを過剰に含有させると鋼板の溶接性が低下する場合がある。そのため、Ｃｕ含有量は、１．００％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは、０．５０％以下、より一層好ましくは０．３０％以下である。
　（Ｎｉ：０～１．００％）
　Ｎｉは任意元素である。Ｎｉは、鋼の靭性を改善する効果および強度を高める効果を有する。これらの効果を確実に得る場合、Ｎｉ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは、０．１０％以上である。一方、Ｎｉを過剰に含有させると合金コストが嵩み、また、鋼板の溶接熱影響部の靭性が劣化する場合がある。そのため、Ｎｉ含有量は１．００％以下とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは、０．５０％以下、より一層好ましくは０．３０％以下である。
　（Ｃｒ：０～２．００％）
　Ｃｒは任意元素である。Ｃｒは、鋼の焼入性を高めることによりフレッシュマルテンサイト等の生成を促進する効果を有する。この効果を確実に得る場合、Ｃｒ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは、０．０５％以上である。一方、Ｃｒを過剰に含有させると、熱間圧延後の冷却過程におけるフェライト変態が過度に遅延してしまい、所望の量のフェライトが得難くなる場合がある。そのため、Ｃｒ含有量は、２．００％以下とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは１．５０％以下、より一層好ましくは１．００％以下、特に好ましくは０．５０％以下である。
　（Ｂ：０～０．００２０％）
　Ｂは任意元素である。Ｂは、粒界に偏析することで粒界強度を高めて、耐はがれ性を向上させる作用を有する。この効果を確実に得る場合、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００２％以上である。一方、０．００２０％を超えてＢを含有させても上記効果が飽和するとともに、合金コストが増加する。そのため、Ｂ含有量は、０．００２０％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００１５％以下、より一層好ましくは０．００１０％以下である。
　（Ｃａ：０～０．０１００％）
　Ｃａは任意元素である。Ｃａは溶鋼中に微細な酸化物を多数分散させ、鋼板の金属組織を微細化させる効果を有する。また、Ｃａは、溶鋼中のＳを球状のＣａＳとして固定して、ＭｎＳなどの延伸介在物の生成を抑制することにより、鋼板の伸びフランジ性を向上させる効果を有する。これらの効果を確実に得る場合、Ｃａ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは、０．０００５％以上である。一方、Ｃａ含有量が０．０１００％を超えると、鋼中のＣａＯが増加し、鋼板の靭性に悪影響を与える場合がある。そのため、Ｃａ含有量は０．０１００％以下とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは、０．００５０％以下、より一層好ましくは、０．００３０％以下である。
　（Ｍｇ：０～０．０１００％）
　Ｍｇは任意元素である。ＭｇはＣａと同様に溶鋼中に酸化物や硫化物を形成して、粗大なＭｎＳの形成を抑制し、微細な酸化物を多数分散させ、鋼板の組織を微細化する効果を有する。これらの効果を確実に得る場合、Ｍｇ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは、０．０００５％以上である。一方、Ｍｇ含有量が０．０１００％を超えると、鋼中の酸化物が増加し、鋼板の靭性に悪影響を与える。そのため、Ｍｇ含有量は、０．０１００％以下とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは、０．００５０％以下、より一層好ましくは、０．００３０％以下である。
　（ＲＥＭ：０～０．０１００％）
　ＲＥＭは任意元素である。ＲＥＭもＣａと同様に、溶鋼中に酸化物や硫化物を形成して、粗大なＭｎＳの形成を抑制し、微細な酸化物を多数分散させ、鋼板の組織を微細化する効果を有する。これらの効果を得る場合、ＲＥＭ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは、０．０００５％以上である。一方、ＲＥＭ含有量が０．０１００％を超えると鋼中の酸化物が増加し、鋼板の靭性に悪影響を与える場合がある。そのため、ＲＥＭ含有量は、０．０１００％以下とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは、０．００５０％以下、より一層好ましくは、０．００３０％以下である。
　ここで、ＲＥＭ（希土類）とは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドからなる合計１７元素を指す。なお、本実施形態では、ＲＥＭの含有量とはこれらの元素の合計含有量を指す。
　（Ｂｉ：０～０．０２００％）
　Ｂｉは、任意元素である。Ｂｉは、凝固組織を微細化して、鋼板の成形性を向上させる効果を有する。この効果を確実に得るためには、Ｂｉ含有量は、０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｂｉ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上である。一方、Ｂｉ含有量が０．０２００％を超えると、上記効果が飽和するとともに合金コストが増加するので、Ｂｉ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０１００％以下であり、より一層好ましくは０．００７０％以下である。
　上述した鋼板の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定すればよい。表面に亜鉛めっき層を備える場合は、機械研削により表面の亜鉛めっき層を除去してから、化学組成の分析を行えばよい。
　次に、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、表面から板厚の１／４深さ位置で、焼き戻しマルテンサイトおよび焼き戻しベイナイトの合計面積分率が１０％以上１００％以下であり、フェライトの面積分率が０％以上９０％以下であり、残留オーステナイトの面積分率が０％以上４％未満であり、残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、セメンタイトおよびパーライトの合計面積分率が０％以上１０％以下であり、平均結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、固溶Ｃおよび固溶Ｂの合計の粒界個数密度が１．０個／ｎｍ２以上１２．０個／ｎｍ２以下であり、板厚中心部の｛２１１｝＜０１１＞および｛３３２｝＜１１３＞の極密度の合計が１２．０以下である。以下、各要件について詳細に説明する。
　本実施形態に係る鋼板は、鋼板の表面から板厚の１／４の深さ位置において、「焼き戻しマルテンサイト及び焼き戻しベイナイト」の合計面積分率、残留オーステナイトの面積分率、「残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、セメンタイト及びパーライト」の合計面積分率、平均結晶粒径、並びに、固溶Ｃおよび固溶Ｂの合計の粒界個数密度を所定の範囲内に制御する。ここで、鋼板の表面から板厚の１／４の深さ位置の鋼組織を規定するのは、この深さ位置が、鋼板の表面と板厚中心位置との中間点であり、集合組織以外については、当該位置における鋼組織が、鋼板の鋼組織を代表する（鋼板全体の平均的な鋼組織を示す）からである。
　（焼き戻しマルテンサイト及び焼き戻しベイナイトの合計面積分率：１０～１００％）
　焼き戻しマルテンサイトおよび焼き戻しベイナイトは、フレッシュマルテンサイトおよびベイナイトに比べ、割れが発生し難く、延性及び靱性に富むため、強度、伸び、伸びフランジ性及び低温靱性に優れる組織である。そのため、本実施形態に係る鋼板において必須の金属組織である。焼き戻しマルテンサイト及び焼き戻しベイナイトの合計面積分率が１０％未満であると、所望の強度が得難くなる。そのため、焼き戻しマルテンサイトおよび焼き戻しベイナイトの合計面積分率は１０％以上とする。好ましくは２０％以上、より好ましくは３０％以上である。焼き戻しマルテンサイトおよび焼き戻しベイナイトの合計面積分率が多いほど高強度が得られ、好ましいため、これらの合計面積分率は１００％であっても構わない。
（フェライトの面積分率：０～９０％）
　フェライトは、強度と延性とのバランスを向上させるために含有させても良い。フェライトの面積分率が９０％を超えると所望の強度が得難くなるため、フェライトの面積分率は９０％以下とする。フェライトの面積分率は８５％未満であることが好ましい。フェライトが含有されない場合であっても本実施形態に係る鋼板はその課題を解決することができるので、フェライトの面積分率は０％であっても構わない。
（残留オーステナイトの面積分率：０％以上４％未満）
（残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、セメンタイト及びパーライトの合計面積分率：０～１０％）
　残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、セメンタイト及びパーライトは、き裂起点となり、鋼板の伸びフランジ性や低温靱性を低下させる。したがって、残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、セメンタイト及びパーライトの合計面積分率は１０％以下とする。好ましくは８％以下、より好ましくは５％以下である。これらの金属組織が含有されない場合であっても本実施形態に係る鋼板はその課題を解決することができるので、これらの金属組織の合計面積分率は０％であっても構わない。
　また、これらの金属組織のうち残留オーステナイトは、打抜きなどの予加工により非常に硬質なフレッシュマルテンサイトに変態することで、鋼板の伸びフランジ性を著しく劣化させる。そのため、残留オーステナイトの面積分率は４％未満とする。好ましくは３％以下、より好ましくは２％以下、より一層好ましくは２％未満、さらに好ましくは１％以下である。残留オーステナイトの面積分率は少ない方が好ましいため、面積分率は０％であっても構わない。
　（平均結晶粒径：１５．０μｍ以下）
　焼き戻しマルテンサイトおよび焼き戻しベイナイトのブロック径およびフェライトの平均結晶粒径が粗大であると、破断時の破面単位が大きくなり、鋼板の低温靭性が低下する。したがって、平均結晶粒径は１５．０μｍ以下とする。平均結晶粒径は、好ましくは１２．０μｍ以下であり、より好ましくは１０．０μｍ以下であり、より一層好ましくは７．０μｍ以下である。平均結晶粒径は小さいほど好ましいので下限は特に限定されない。しかしながら、通常の熱間圧延では平均結晶粒径が１．０μｍを下回るような細粒化は技術的に困難である。そのため、平均結晶粒径は１．０μｍ以上、４．０μｍ以上としてもよい。
　なお、本実施形態において平均結晶粒径とは、結晶構造がｂｃｃのもの、すなわちフェライト、焼き戻しベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト及びパーライトにおいて結晶方位差１５°以上の粒界で囲まれ、かつ円相当直径で０．３μｍ以上の領域を結晶粒と定義した結晶粒径の平均値を意味し、残留オーステナイト及びセメンタイトの結晶粒径は平均結晶粒径に含めない。
　本実施形態において、平均結晶粒径および各組織の面積分率は、圧延方向及び板厚方向に平行な鋼板断面の、鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置における組織について求める。
　平均結晶粒径、フェライト面積分率及び残留オーステナイト面積分率は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡とＥＢＳＤ検出器とで構成されたＥＢＳＤ解析装置を用いて、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察及びＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：電子線後方散乱回折法）解析により求める。鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置を中心とする圧延方向に２００μｍ、板厚方向に１００μｍの領域を０．２μｍ間隔でｆｃｃとｂｃｃとを区別して結晶方位情報を得る。ＥＢＳＤ解析装置の付属ソフトウェア（ＡＭＥＴＥＫ社製「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」）を用いて、結晶方位差が１５°以上である結晶粒界を特定する。ｂｃｃの平均結晶粒径は、結晶方位差１５°以上である結晶粒界で囲まれ、円相当直径で０．３μｍ以上の領域を結晶粒と定義して、下記［数１］を用いた方法により求める。ただし、下記式中、Ｄは平均結晶粒径、Ｎは平均結晶粒径の評価領域に含まれる結晶粒の数、Ａｉはｉ番目（ｉ＝１、２、・・、Ｎ）の結晶粒の面積、ｄｉはｉ番目の結晶粒の円相当直径を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
　１５°以上の結晶方位差を有する結晶粒界は主に、フェライト粒界、焼き戻しマルテンサイト及び焼き戻しベイナイトのブロック境界である。ＪＩＳ　Ｇ　０５５２：２０１３に準じたフェライト粒径の測定方法では、結晶方位差が１５°未満のフェライト粒についても粒径が算定されてしまう場合があり、さらに、焼き戻しマルテンサイトや焼き戻しベイナイトのブロックは算定されない。したがって、本実施形態における平均結晶粒径は、上述のようにＥＢＳＤ解析により求めた値を採用する。
　残留オーステナイトの面積分率は、ＥＢＳＤ解析によりｆｃｃと判別された金属組織の面積分率を算出することで得る。
　フェライトの面積分率は、結晶方位差が５°以上の結晶粒界で囲まれ、かつ円相当直径で０．３μｍ以上の領域を結晶粒と定義して、その結晶粒内の、ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓに装備されているＧｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ解析により求められる値（ＧＡＭ値）が０．５°以下である結晶粒の面積分率を算出することで、フェライトの面積分率を得る。フェライトの面積分率を求める際に結晶方位差５°以上の境界を結晶粒界と定義する理由は、同一の旧オーステナイト粒から近いバリアントで生成した異なる組織が区別出来ない場合があるためである。
　パーライトおよびセメンタイトの面積分率はナイタール腐食により現出した金属組織をＳＥＭ観察により観察することで得る。
　フレッシュマルテンサイトの面積分率は、レペラ腐食により現出したＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｕｔｅｎｉｔｅ　Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）を光学顕微鏡で観察することにより、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積分率を求め、この合計面積分率から上述の方法により得た残留オーステナイトの面積分率を差し引くことで得る。
　面積分率は、画像解析により求めてもよく、点算法で求めてもよい。例えば、パーライト及びセメンタイトは、鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置の領域において１０００倍の倍率にて３視野以上（１００μｍ×１００μｍ／視野）観察し、格子間隔５μｍの点算法で求めてよい。また、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積分率は、鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置の領域において５００倍の倍率にて２視野以上（２００μｍ×２００μｍ／視野）観察し、格子間隔５μｍの点算法で求めてよい。
　焼き戻しマルテンサイトおよび焼き戻しベイナイトの合計面積分率は、１００％から、フェライト、パーライト、残留オーステナイト、セメンタイト及びフレッシュマルテンサイトの合計面積分率を差し引いて求める。
（固溶Ｃおよび固溶Ｂの合計の粒界個数密度：１．０～１２．０個／ｎｍ２）
　固溶Ｃおよび固溶Ｂの粒界個数密度を１．０個／ｎｍ２以上とすることで、打ち抜きまたはせん断加工時のはがれの発生が抑制される。これは、固溶Ｃおよび固溶Ｂが粒界を強化するためであると推測される。固溶Ｃおよび固溶Ｂの粒界個数密度が１２．０個／ｎｍ２超では、はがれの発生を抑制する効果は飽和する。さらに、粗大なセメンタイトが析出して鋼板の穴広げ性が低下する。そのため、固溶Ｃおよび固溶Ｂの合計の粒界個数密度は１．０～１２．０個／ｎｍ２とする。耐はがれ性をより向上させるためには、固溶Ｃおよび固溶Ｂの合計の粒界個数密度は２．０個／ｎｍ２以上とすることが好ましい。また、粗大なセメンタイトの析出を抑制して穴広げ性の低下をより確実に抑制するためには、固溶Ｃおよび固溶Ｂの合計の粒界個数密度は１０．０個／ｎｍ２以下とすることが好ましい。
　固溶Ｃ及び固溶Ｂの粒界個数密度は、三次元アトムプローブ法を用いて測定する。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位置敏感型アトムプローブ（ＰｏＳＡＰ：ｐｏｓｉｔｉｏｎｓｅｎｓｉｔｉｖｅ　ａｔｏｍ　ｐｒｏｂｅ）は、アトムプローブの検出器に位置敏感型検出器（ｐｏｓｉｔｉｏｎｓｅｎｓｉｔｉｖｅ　ｄｅｔｅｃｔｏｒ）を取り入れており、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と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、試料の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。また、電界蒸発現象を用いて試料の表面を一原子層ずつ蒸発させることにより、２次元マップを深さ方向に拡張し、３次元マップとして表示及び分析することもできる。
　粒界の観察には、収束イオンビーム（ＦＩＢ：ｆｏｃｕｓｅｄ　ｉｏｎ　ｂｅａｍ）装置として日立製作所製のＦＢ２０００Ａを用い、切り出した試料を電解研磨により針形状にする際に、任意形状の走査ビームで粒界部が針先端部となるようにする。このようにして、粒界部を含むＰｏＳＡＰ用針状試料を作製する。そして、走査イオン顕微鏡（ＳＩＭ：ｓｃａｎｎｉｎｇ　ｉｏｎ　ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）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利用して、ＰｏＳＡＰ用針状試料を観察しながら粒界を特定し、イオンビームで切断する。三次元アトムプローブとして用いた装置はＣＡＭＥＣＡ社製ＯＴＡＰであり、測定条件としては、試料位置の温度を約７０Ｋ、プローブ全電圧を１０ｋＶ～１５ｋＶ、パルス比を２５％とする。そして、各試料の粒界及び粒内を、それぞれ三回測定してその平均値を代表値とする。このようにして、粒界及び粒内に存在している固溶Ｃ及び固溶Ｂを測定する。
　測定値からバックグラウンドノイズ等を除去して得られた値は、単位粒界面積あたりの原子密度と定義され、これを粒界個数密度（個／ｎｍ２）とする。従って、粒界に存在する固溶Ｃとは粒界に存在するＣ原子のことであり、粒界に存在する固溶Ｂとは粒界に存在するＢ原子のことである。本実施形態において、固溶Ｃおよび固溶Ｂの合計の粒界個数密度とは、粒界単位面積あたりに存在している固溶Ｃおよび固溶Ｂの合計の個数である。この値は、固溶Ｃ及び固溶Ｂの測定値を足し合わせた値である。
　本実施形態に係る鋼板は、鋼板の板厚中心部において、｛２１１｝＜０１１＞及び｛３３２｝＜１１３＞の極密度の合計を規定する。本実施形態において板厚中心部とは、板厚中心位置（鋼板の表面から板厚の１／２深さ位置）から、鋼板の表方向及び裏方向にそれぞれ板厚の１／１０程度の範囲を意味する。例えば、鋼板の板厚が２ｍｍであれば、板厚中心部とは、板厚中心位置を境に表方向及び裏方向にそれぞれ１００μｍ程度の範囲を意味する。
　板厚中心部における集合組織を規定する理由は、板厚中心部の集合組織と機械特性とが良く相関しているためである。この理由は定かではないが、本発明者らは以下のように推測する。鋼板は、圧延時にロールと鋼板との摩擦によって、鋼板の表裏で逆方向のせん断変形が生じ、板厚中心部では平面ひずみ変形が生じる。鋼板の集合組織は、この変形に伴って板厚方向に変化し、鋼板の表裏でせん断変形の方向が逆であるため、集合組織も表裏で対称の方位が発達する。そのため、機械特性に及ぼす集合組織の影響を表裏で相殺し合う結果、板厚中心部の集合組織と機械特性とが良く対応する。
　（板厚中心部における｛２１１｝＜０１１＞及び｛３３２｝＜１１３＞の極密度の合計：１２．０以下）
　｛２１１｝＜０１１＞及び｛３３２｝＜１１３＞の発達により、鋼板の伸びフランジ性が著しく低下する。また、本発明者らは、｛２１１｝＜０１１＞及び｛３３２｝＜１１３＞の極密度の合計が高くなると、打抜き端面のはがれが発生しやすいことを知見した。その理由は定かではないが、これらの極密度が発達する場合には、金属組織が扁平であることが多く、介在物や金属組織の界面などから発生したき裂の伝播が助長されやすくなることが関係していると推測される。そのため、｛２１１｝＜０１１＞及び｛３３２｝＜１１３＞の極密度の合計を１２．０以下とする。｛２１１｝＜０１１＞及び｛３３２｝＜１１３＞の極密度の合計は、より好ましくは１０．０以下である。前記極密度の合計は、小さければ小さいほど好ましいが、集合組織を持たない場合はそれぞれの極密度が１．０であるため、２．０に近い値とすることがより好ましい。
　極密度はＥＢＳＤ法による結晶方位情報により得ることができるが、Ｘ線ランダム強度比と同義である。
　なお、｛ｈｋｌ｝は圧延面に平行な結晶面、＜ｕｖｗ＞は圧延方向に平行な結晶方向を表す。すなわち、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞とは板面法線方向に｛ｈｋｌ｝、圧延方向に＜ｕｖｗ＞が向いている結晶を示す。
　また、本実施形態において、板厚中心部における各結晶方位の極密度は、走査電子顕微鏡とＥＢＳＤ解析装置とを組み合わせた装置及びＡＭＥＴＥＫ社製のＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）を用いて、ＥＢＳＤ解析により、板厚中心部（板厚中心位置（鋼板の表面から板厚の１／２深さ位置）から、鋼板の表方向及び裏方向にそれぞれ板厚１／１０程度の範囲）において、ｆｃｃとｂｃｃとを区別して、１０００個以上のｂｃｃの結晶粒方位情報を測定し、級数展開法（ｈａｒｍｏｎｉｃ　ｓｅｒｉｅｓ　ｅｘｐａｎｓｉｏｎ）を用いたＯＤＦ解析により求める。
　＜機械特性＞
　（引張強度：７８０ＭＰａ以上）
　本実施形態に係る鋼板は、金属組織および集合組織の制御により、高強度であり、且つ優れた低温靭性、伸びおよび伸びフランジ性を有する。しかし、鋼板の引張強度が小さいと、車体軽量化や剛性向上などの効果が小さい。そのため、本実施形態に係る鋼板の引張強度（ＴＳ）は７８０ＭＰａ以上とする。上限は特に規定しないが、強度が高くなるに伴いプレス成型が困難となるため、引張強度は１８００ＭＰａ以下、１５００ＭＰａ以下、１３００ＭＰａ以下としてもよい。
　鋼板の伸びは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１の５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に規定された破断全伸び（Ｅｌ）により評価し、強度と伸びとのバランスの指標となるＴＳ×Ｅｌが１２０００ＭＰａ・％以上であることが好ましく、１３０００ＭＰａ・％以上であることがより好ましい。
　鋼板の伸びフランジ性は、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６：２０１０に規定された穴広げ率（λ）により評価し、強度と伸びフランジ性とのバランスの指標となるＴＳ×λが５００００ＭＰａ・％以上であることが好ましく、５５０００ＭＰａ・％以上であることがより好ましい。
　鋼板の低温靭性は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２００５に規定のシャルピー衝撃試験における破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が－４０℃以下であることが好ましい。
　＜製造方法＞
　本実施形態に係る鋼板の製造条件の限定理由を説明する。
　本発明者らは、本実施形態に係る鋼板が、以下のような熱間圧延及び冷却を含む製造方法によって得られることを確認している。
　まず、上述した化学組成を有するスラブに複数の圧延スタンドを用いて多パス熱間圧延を施して熱延鋼板を製造する。熱間圧延に供するスラブは、連続鋳造や鋳造・分塊圧延により得たものでよいが、それらに熱間加工または冷間加工を加えたものであってもよい。多パス熱間圧延はレバースミルまたはタンデムミルを用いて行うことができるが、工業的生産性の観点からは、少なくとも最終の数段はタンデムミルを用いることが好ましい。
　（熱間圧延における加熱温度：１２００～１３５０℃）
　熱間圧延に供するスラブまたは鋼片の温度が１２００℃未満では、Ｔｉ炭化物の溶体化が不十分となり、鋼板の強度や加工性が低下し、さらにはがれが発生しやすくなる。熱間圧延に供するスラブまたは鋼片の温度は、好ましくは１２４０℃以上、より好ましくは１２６０℃以上である。一方、熱間圧延に供するスラブまたは鋼片の温度が１３５０℃超では、厚いスケールが生成して歩留まりの低下を引き起こしたり、スラブまたは鋼片を加熱炉で加熱する際に、加熱炉に著しい損傷を与えたりする場合がある。したがって、熱間圧延に供するスラブまたは鋼片の温度は１３５０℃以下とする。熱間圧延に供するスラブまたは鋼片の温度は、好ましくは１３００℃以下である。
　なお、熱間圧延に供するスラブまたは鋼片の温度は、上記温度域にあればよく、１２００℃未満となった鋼塊または鋼片を加熱炉に装入して上記温度域まで加熱してから熱間圧延に供する場合のほか、連続鋳造により得られるスラブまたは分塊圧延により得られる鋼片を１２００℃以上の高温状態を保ったまま加熱処理を施すことなく熱間圧延に供してもよい。
　（ＦＴ＋５０℃超、ＦＴ＋１５０℃の温度域の合計圧下率：５０％以上）
　本実施形態では、仕上げ温度を単位℃でＦＴとして、ＦＴ＋５０℃超、ＦＴ＋１５０℃の温度域の熱間圧延の合計圧下率を高めることによって、鋼板中の再結晶オーステナイト粒の微細化を図る。鋼板中の再結晶オーステナイト粒を微細化させるためには、ＦＴ＋５０℃超、ＦＴ＋１５０℃の温度域の合計圧下率は５０％以上とする。上記温度域における合計圧下率が５０％未満では、オーステナイトが十分に微細化しないため、変態後の金属組織が粗大になるとともに、続くＦＴ～ＦＴ＋５０℃の温度域の圧延時の圧延パス間での再結晶が遅延することにより、変態後の集合組織が発達してしまう。ＦＴ＋５０℃超、ＦＴ＋１５０℃の温度域での合計圧下率は高いほど好ましいが、工業的には９０％程度が限界であるため、９０％以下としてもよい。
　（ＦＴ～ＦＴ＋５０℃の温度域の合計圧下率：４０～８０％）
　（ＦＴ～ＦＴ＋５０℃間の圧延に要する時間：０．５～１０．０秒）
　本実施形態では、ＦＴ～ＦＴ＋５０℃の温度域の合計圧下率及び圧延に要する時間を適正に制御することによって、後述する熱間圧延後の冷却条件と相俟って、加工性と靭性とに優れた鋼板を得ることができる。
　ＦＴ～ＦＴ＋５０℃の温度域の合計圧下率が４０％未満では、変態後の組織が粗大になり、圧延パス間及び圧延仕上げ後の再結晶が遅延するとともに、鋼板内部の変形量が不均一となり、変態後に特定の方位が発達してしまうことで、鋼板の伸びフランジ性が低下する。したがって、ＦＴ～ＦＴ＋５０℃の温度域の合計圧下率は４０％以上とする。一方、上記温度域における合計圧下率が８０％を超えると、再結晶しても集合組織が著しく発達するため、鋼板の伸びフランジ性が低下する。したがって、ＦＴ～ＦＴ＋５０℃の温度域の合計圧下率は８０％以下とする。
　本実施形態では、さらに、上記温度域の圧延に要する時間も適正に制御することが重要である。上記温度域の圧延に要する時間が短すぎる場合はパス間で再結晶が進まずに圧延ひずみが過度に蓄積してしまい、特定の方位が発達することによって所望の集合組織が得難くなる。そのため、上記温度域の圧延に要する時間は０．５秒以上とする。好ましくは１．０秒以上であり、より好ましくは２．０秒以上である。一方、上記温度域の圧延に要する時間が長すぎる場合は、圧延パス間で再結晶粒が粒成長してしまい、変態後の組織が粗大になる。そのため、上記温度域の圧延に要する時間は１０．０秒以下とする。好ましくは８．０秒以下、より好ましくは６．０秒以下であり、一層好ましくは５．０秒以下である。
　ＦＴ＋５０℃超、ＦＴ＋１５０℃以下の温度域の圧延、ＦＴ～ＦＴ＋５０℃の温度域の圧延のいずれにおいても、加工と再結晶とを繰り返させることが重要であるため、それぞれの温度域において２パスないしは３パス以上の圧延を施す。鋼板の集合組織の発達抑制の観点から、ＦＴ＋５０℃超、ＦＴ＋１５０℃以下の温度域の１パス当たりの圧下率の最大は、好ましくは６０％以下、より好ましくは５５％以下である。ＦＴ～ＦＴ＋５０℃の温度域の１パス当たり圧下率の最大は、好ましくは５０％以下、より好ましくは４５％以下、より一層好ましくは４０％以下、最も好ましくは３５％以下である。
　なお、合計圧下率とは、所定の温度域における最初のパス前の入口板厚を基準とした、この温度域での合計圧下量（この温度域の圧延における最初のパス前の入口板厚とこの温度域の圧延における最終パス後の出口板厚との差）の百分率である。
（ＦＴ～ＦＴ＋１００℃の温度域の平均冷却速度：６．０℃／秒以上）
　熱間圧延中の鋼板温度は、圧延による加工発熱やロールとの接触による抜熱などで変化するが、本実施形態では、ＦＴ～ＦＴ＋１００℃の温度域の平均冷却速度を適正に制御することによって、耐はがれ性に優れる鋼板を得ることができる。鋼板が、仕上げ圧延の低温域に長時間滞在すると炭化物や窒化物が加工誘起析出して、強度が減少すると共に、固溶Ｃおよび固溶Ｂの粒界個数密度が減少してはがれの抑制が困難となる。そのため、ＦＴ～ＦＴ＋１００℃の温度域の平均冷却速度は６．０℃／秒以上とする。好ましくは９．０℃／秒以上、より好ましくは１２．０℃／秒以上、より一層好ましくは１５．０℃／秒以上である。上限は特に限定する必要はないが、急激な温度変化は、変形抵抗を著しく変動させることにより通板性が低下するため、５０℃／秒以下が好ましく、４０℃／秒以下がより好ましく、３０℃／秒以下が一層好ましく、２０℃／秒以下が更に好ましい。
　なお、上記温度域における平均冷却速度は、圧延速度および圧下率のコントロールによる加工発熱、並びに、鋼板とロールとの接触抜熱の制御を行うことで制御する。さらに、必要に応じて、水冷や誘導加熱などを行うことで制御する。また、上記温度域における平均冷却速度は、鋼板の表面温度を放射温度計などで測定するか、測定が困難な場合はシミュレーションにより求める。
　（仕上げ温度ＦＴ：下記式（１）により求められるＡｒ３以上、かつ下記式（２）により求められるＴＲ以上、かつ１１００℃以下）
　Ａｒ３（℃）＝９０１－３２５×［Ｃ］＋３３×［Ｓｉ］－９２×［Ｍｎ］＋２８７×［Ｐ］＋４０×［ｓｏｌ．Ａｌ］　　　（１）
　ＴＲ（℃）＝８００＋７００×［Ｔｉ］＋１０００×［Ｎｂ］　　　　　　　（２）
　但し、上記式（１）及び（２）中の［元素記号］は、各元素の質量％での含有量を示し、含有しない場合は０を代入する。
　本実施形態では、仕上げ圧延中のオーステナイト相の加工と再結晶とを繰り返すことにより、金属組織を微細化すると共に集合組織の発達の抑制を図る。そのため、仕上げ温度ＦＴは、上記式（１）により求められるＡｒ３以上、かつ上記式（２）により求められるＴＲ以上とする。ここで、仕上げ温度ＦＴとは、最終圧延直後の鋼板の表面温度を指す。
　ＦＴがＡｒ３未満では、仕上げ圧延中におけるフェライト変態が進行し、加工フェライトが生成することで、鋼板の伸びや伸びフランジ性が低下する。また、ＦＴがＴＲ未満では、熱間圧延後冷却前におけるオーステナイトが著しく扁平となり、最終製品の鋼板において、圧延方向に伸長した組織となって、塑性異方性が大きくなることで、鋼板の伸び及び伸びフランジ性が低下する。ＦＴをＴＲ以上とすることにより、圧延パス間における加工オーステナイトの再結晶を適度に促して、再結晶オーステナイト粒の微細化が図ることができ、熱間圧延後においては、後述する熱間圧延後の冷却条件と相俟って、低温靭性および伸びフランジ性に好適な鋼組織および集合組織を有する鋼板が得ることができる。ＦＴは、好ましくはＴＲ＋２０℃以上、より好ましくはＴＲ＋４０℃以上である。さらに、仕上げ温度ＦＴは９００℃超であることが好ましい。
　一方、ＦＴが１１００℃を超えると、組織が粗大化してしまい、鋼板の低温靭性が低下する。したがって、ＦＴは１１００℃以下とする。好ましくは１０８０℃以下、より好ましくは１０６０℃以下である。
　なお、仕上げ圧延中の温度は、鋼材の表面温度を指し、放射温度計等により測定することができる。
　（仕上げ圧延を完了した後、水冷を開始するまでの時間：３．０秒以内）
　仕上げ圧延完了後は、圧延によって蓄積したひずみを活用して金属組織の微細化を図るため、３．０秒以内に水冷を開始する。この水冷は、複数の段階に分けて行われてもよい。仕上げ圧延完了後、水冷開始までの時間が３．０秒超ではオーステナイト中のひずみが回復してしまい、所望の組織を得難くなる。仕上げ圧延完了後、水冷を開始するまでの時間は、好ましくは２．０秒以内、より好ましくは１．０秒以内、さらに好ましくは０．５秒以内である。仕上げ圧延完了後、水冷を開始するまでの時間は、仕上げ圧延完了後のオーステナイトを再結晶させるために０．０５秒以上が好ましい。
　（ＦＴ～７５０℃の温度域の平均冷却速度：３０℃／秒以上）
　仕上げ圧延を完了した温度（仕上げ温度：ＦＴ（℃））から７５０℃まで冷却する際の平均冷却速度の制御は、所望の金属組織を得るために重要である。なお、前記平均冷却速度の算定に当たっては、時間としては仕上げ圧延完了後、水冷開始までの時間が含まれる。上記温度域における平均冷却速度が３０℃／秒未満であると、微細組織の形成が難しくなり、冷却の過程でフェライトやパーライトが析出して、鋼板の伸びフランジ性や低温靭性が低下する。また、固溶Ｃおよび固溶Ｂの粒界個数密度が減少してはがれの抑制が困難となる。そのため、上記温度域における平均冷却速度は３０℃／秒以上とする。好ましくは４０℃／秒以上、より好ましくは５０℃／秒以上である。上限は特に限定する必要はないが、熱ひずみによる板反り抑制の観点からは３００℃／秒以下であることが好ましく、２００℃／秒以下であることがより好ましく、１５０℃／秒以下であることが一層好ましく、１１０℃／秒以下であることが更に好ましい。
　ＦＴ～７５０℃の温度域において、仕上げ圧延終了後の高温域を急速冷却することにより、金属組織をより微細化することができ、鋼板の低温靭性がより向上する。そのためには、仕上げ圧延を完了した後、水冷を０．３秒以内に開始し、ＦＴ～７５０℃の平均冷却速度を３０℃／秒以上とすることに加え、ＦＴ～ＦＴ－４０℃までの平均冷却速度を１００℃／秒以上とすることが好ましい。この場合、前記水冷が、ＦＴ～ＦＴ－４０℃の温度範囲の急冷を目的としたステップとその後の冷却を行う複数の冷却ステップで行われることを妨げない。ＦＴ～ＦＴ－４０℃の平均冷却速度が１００℃／秒未満では上記効果が得難くなる。ＦＴ～ＦＴ－４０℃の平均冷却速度は、好ましくは１２０℃／秒以上、より好ましくは１５０℃／秒以上である。上限は特に限定する必要はないが、鋼板内の温度ばらつき抑制の観点からは１０００℃／秒以下であることが好ましい。
　上述の仕上げ圧延終了後の高温域の急冷（ＦＴ～ＦＴ－４０℃の冷却）は、仕上げ圧延の最終スタンドの後に限らず、圧延スタンドの間で行ってもよい。すなわち、急速冷却を行った後のスタンドでは圧延しないか、もしくは、形状矯正や冷却制御などを目的として、圧下率が８％以下の圧延を加えてもよい。この場合、急冷後の圧延は仕上げ圧延工程には含まれない。
　（７５０～６００℃の滞在時間：２０秒以下）
　仕上げ圧延後の熱延鋼板が、７５０～６００℃の温度域に達すると、オーステナイトからフェライトへの変態が活発となる。そのため、上記温度域での滞在時間を調整することにより所望のフェライト面積分率を得ることが出来る。延性の向上を目的として、より多くのフェライトを析出させるためには、上記温度域で５秒間以上滞在させることが好ましい。上記温度域における滞在時間が２０秒を超えると、フェライトが過剰に析出したり、パーライトやセメンタイトが析出したり、固溶Ｃおよび固溶Ｂの粒界個数密度が減少したりすることで、はがれが発生する恐れがある。そのため、上記温度域における滞在時間は２０秒以下とする。好ましくは１７秒以下、より好ましくは１４秒以下である。
　なお、本実施形態において、７５０～６００℃の滞在時間とは、仕上げ圧延後の鋼板の温度が７５０℃に達してから、温度が低下して６００℃に達するまでの時間を示し、この時間範囲において鋼板が必ずしも常に冷却される必要はない。
（６００℃～「Ｍｓ－２００℃未満の冷却停止温度」の温度域の平均冷却速度：３０℃／秒以上）
　未変態オーステナイトをフレッシュマルテンサイトやベイナイトに変態させると共に、セメンタイトの析出を抑制するため、６００℃～冷却停止温度の温度域の平均冷却速度を３０℃／秒以上、且つ冷却停止温度をＭｓ－２００℃未満とする。すなわち、６００℃から、Ｍｓ－２００℃未満の冷却停止温度までの温度域の平均冷却速度を３０℃／秒以上とする。上記温度域における平均冷却速度が３０℃／秒未満では、冷却中にセメンタイトやパーライトが形成する等により所望の金属組織が得難くなる。上記温度域における平均冷却速度は、好ましくは４０℃／秒以上、より好ましくは５０℃／秒以上である。上記温度域における平均冷却速度の上限は特に限定しないが、熱ひずみによる板反り抑制の観点から、３００℃／秒以下が好ましく、２００℃／秒以下がより好ましく、１５０℃／秒以下が一層好ましく、１１０℃／秒以下が更に好ましい。
　また、未変態オーステナイトをフレッシュマルテンサイトやベイナイトに一層変態させると共に、セメンタイトの析出を一層抑制するために、冷却停止温度は好ましくはＭｓ－２５０℃であり、より好ましくはＭｓ－３００℃である。さらに、冷却停止温度は１００℃未満であることが好ましい。
　（Ｍｓ～「Ｍｓ－２００℃未満の冷却停止温度」の温度域の平均冷却速度：８０℃／秒以上）
　鋼板の引張強度をより高めるとともに、セメンタイトの析出を抑制し、かつ、固溶Ｃおよび固溶Ｂの粒界個数密度の減少を抑制するためには、Ｍｓ～Ｍｓ－２００℃未満の冷却停止温度の温度域の平均冷却速度を８０℃／秒以上とすることが好ましい。より好ましくは１００℃／秒以上、より一層好ましくは１２０℃／秒以上である。上限は特に限定する必要はないが、板厚方向の組織の均一性の観点からは５００℃／秒以下であることが好ましく、より好ましくは４００℃／秒以下であり、より好ましくは３００℃／秒以上であり、より一層好ましくは２００℃／秒以下である。
（熱処理工程）
（最高到達温度Ｔｍａｘ：３００～７２０℃）
　熱延工程で生成したフレッシュマルテンサイト及びベイナイトを熱処理により焼き戻すことで、またＴｉやＮｂの炭化物を析出させることで、強度、延性及び靱性のバランスに優れる鋼板が得られる。最高到達温度Ｔｍａｘが３００℃未満ではＣなどの原子量が小さく、拡散し易い元素のみが拡散して、ＭＡや粗大なセメンタイトが生成することにより、鋼板の靱性や穴広げ性が劣化する。そのため、最高到達温度Ｔｍａｘは３００℃以上とする。一方、過剰に熱処理が施された場合、所望の強度が得難くなり、パーライトや粗大なセメンタイトの生成や過剰なＴｉ炭化物の析出により、鋼板の伸びフランジ性や靱性が劣化する。また、固溶Ｃおよび固溶Ｂの粒界個数密度が減少することにより、はがれの抑制が困難となる。そのため、最高到達温度Ｔｍａｘは７２０℃以下とする。
（焼き戻しパラメーターＰｓ：１４．６×Ｔｍａｘ＋５８９１≦Ｐｓ≦１７．１×Ｔｍａｘ＋６２２３）
　熱処理工程において、フレッシュマルテンサイトおよびベイナイトの焼き戻し、並びに、ＴｉＣなどの炭化物の析出が競合して生じることにより、強度、加工性、靱性および耐はがれ性に優れる鋼板が得られる。具体的には、フレッシュマルテンサイトおよびベイナイトが焼き戻されることにより、軟質化して、伸び及び靱性が向上し、フェライトとの硬度差が減少して、伸びフランジ性が向上する。さらに、熱処理温度の高温化に伴って、フレッシュマルテンサイトおよびベイナイトはさらに強度が減少するが、同時にＴｉＣなどの炭化物の析出が促進されるため、フレッシュマルテンサイトおよびベイナイトの焼き戻しによる強度の減少を析出強化により補うことで、強度、加工性、靱性及び耐はがれ性に優れる鋼板が得られる。熱処理が不十分な場合、延性、伸びフランジ性、靱性および耐はがれ性の向上効果が得られない。そのため、Ｐｓは１４．６×Ｔｍａｘ＋５８９１以上とする。過剰に熱処理を施した場合、強度が低下したり、粗大なセメンタイトが析出したり、過剰にＴｉＣが析出したりして、鋼板の伸びフランジ性、靱性及び耐はがれ性が劣化する。そのため、Ｐｓは１７．１×Ｔｍａｘ＋６２２３以下とする。
　焼き戻しパラメーターＰｓは、熱処理温度が一定の場合はＰｓ＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ））により求めることができる。式中のＴは熱処理温度（℃）であり、ｔは熱処理時間（ｈ）である。しかし、熱処理温度が一定でない場合、すなわち、連続焼鈍のように連続的に温度が変化する場合、非特許文献１に記載されているように熱処理工程を考慮した方法により、積算焼き戻しパラメーターとして計算することが出来る。本実施形態では、非特許文献１に記載された方法に基づいて算出した積算焼き戻しパラメーターを、焼き戻しパラメーターＰｓとする。
　焼き戻しパラメーターＰｓは、具体的には以下の方法で求められる。
　加熱開始から加熱終了までの時間を総数Ｎの微小時間Δｔで分割する。ここで、（ｎ－１）番目の区間の平均温度をＴｎ－１（℃）、ｎ番目の区間の平均温度をＴｎ（℃）とする。最初の微小時間（ｎ＝１の場合の区間）に対応する焼き戻しパラメーターＰ（１）は、以下の式により求めることができる。なお、ｌｏｇは底が１０の常用対数を示す。
　Ｐ（１）＝（Ｔ１＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（Δｔ））
　Ｐ（１）は、以下の式により、温度Ｔ２及び加熱時間ｔ２に基づき算出されるＰと等価な値として表すことができる。
　（Ｔ１＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（Δｔ））＝（Ｔ２＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ２））
　時間ｔ２は、２番目の区間より前の区間（つまり、１番目の区間）での加熱に基づき算出されるＰの積算値と等価なＰを、温度Ｔ２で得るための所要時間（等価時間）である。２番目の区間（温度Ｔ２）における加熱時間は、時間ｔ２に実際の加熱時間Δｔを加えた時間である。したがって、２番目の区間の加熱が完了した時点でのＰの積算値Ｐ（２）は以下の式により求めることができる。
　Ｐ（２）＝（Ｔ２＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ２＋Δｔ））
　この式を一般化すると、以下の式（４）となる。
　Ｐ（ｎ）＝（Ｔｎ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔｎ＋Δｔ））　　　（４）
　時間ｔｎは（ｎ－１）番目の区間の加熱が完了した時点でのＰの積算値と等価なＰを、温度Ｔｎで得るための等価時間である。時間ｔｎは式（５）により求めることができる。
　ｌｏｇ（ｔｎ）＝（（Ｔｎ－１＋２７３）／（Ｔｎ＋２７３））×（２０＋ｌｏｇ（ｔｎ－１））－２０　　　（５）
　以上の方法で得られる、Ｎ番目の焼き戻しパラメーターＰ（ｎ）が、Ｎ番目の区間の加熱が完了した時点でのＰの積算値であり、これがＰｓである。
　本実施形態では、上記の熱処理工程において、めっきを施すことで、めっき鋼板としてもよい。熱処理後にめっきを施す場合においても、熱処理工程とめっき工程とを連続した工程とみなし、上記した熱処理条件の範囲内でめっきを施せば問題ない。めっきは電気めっきおよび溶融めっきのいずれでもよい。めっき種も特に制限はないが、一般的には亜鉛めっきと亜鉛合金めっきとを含む亜鉛系めっきである。めっき鋼板の例としては、電気亜鉛めっき鋼板、電気亜鉛－ニッケル合金めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、溶融亜鉛－アルミニウム合金めっき鋼板などが例示される。めっき付着量は一般的な量でよい。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良い。
　本実施形態に係る鋼板を製造する際には、形状矯正を目的として公知の調質圧延を適宜施してもよい。
　本実施形態に係る鋼板の板厚は特に限定するものではないが、板厚が厚すぎる場合は、鋼板表層と内部とで生成される組織が著しく異なるため、６．０ｍｍ以下が好ましい。一方、板厚が薄すぎると熱延時の通板が困難となるため、一般的には１．０ｍｍ以上が好ましい。より好ましくは、１．２ｍｍ以上である。
　次に、実施例により本発明の一態様の効果を更に具体的に説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性およ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鋳造した後、熱間鍛造によって３０～４０ｍｍ厚さの鋼片とした。得られた鋼片を加熱し、試験用小型タンデムミルにて、ＦＴ＋５０℃超、ＦＴ＋１５０℃以下の温度域及びＦＴ～ＦＴ＋５０℃の温度域のいずれにおいても２～４パスの複数回の圧延を行い、熱間圧延を施して、板厚を２．５～３．５ｍｍとし、熱処理を施すことで鋼板を得た。表２Ａおよび表２Ｂに製造条件を示す。なお、焼き戻しパラメーターＰｓを算定する際の時間間隔は１秒とした。また、一部の鋼板についてはめっきを施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　得られた鋼板について、上述の方法により、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置における金属組織の面積分率、平均結晶粒径および固溶Ｃおよび固溶Ｂの合計の粒界個数密度、並びに、板厚中心部の各結晶方位の極密度を求めた。なお、板厚中心部の結晶方位の極密度の測定においては、およそ３０００～８０００個のｂｃｃの結晶粒方位情報を測定した。
　得られた鋼板の機械特性を評価するため、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、破断全伸びＥｌ（％）は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠し、５号試験片で評価した。伸びフランジ性は、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６：２０１０に準拠して測定される穴広げ率λ（％）により評価した。低温靭性は、破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）で評価し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２００５に準拠して、鋼板を２．５ｍｍサブサイズ試験片に加工したＶノッチ試験片を用いてシャルピー衝撃試験を行って評価した。耐はがれ性の評価は、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６：２０１０に記載の方法で鋼板に３個の穴を打抜いて、はがれの発生の有無を目視により確認した。
　表３Ａおよび表３Ｂに金属組織、集合組織および機械特性の試験結果を示す。なお、表３および表３Ｂ中のめっきの欄のＧＩは溶融亜鉛めっき層を示し、ＧＡは合金化溶融亜鉛めっき層を示す。
　引張強度は、７８０ＭＰａ以上の場合を高強度であるとして合格とし、ｖＴｒｓ（℃）は、－４０℃以下を低温靭性に優れるとして合格とした。加工性は、強度－破断全伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）及び強度－伸びフランジ性バランス（ＴＳ×λ）によって評価した。ＴＳ×Ｅｌ（ＭＰａ・％）は、１２０００ＭＰａ・％以上の場合を高強度であり伸びに優れるとして合格とし、ＴＳ×λ（ＭＰａ・％）は、５００００ＭＰａ・％以上である場合を高強度であり伸びフランジ性に優れるとして合格とした。はがれが発生した場合は表中にＢａｄと示し、はがれが無い場合を合格と判定し、表中にＧｏｏｄと示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表３Ａおよび表３Ｂによれば、本実施形態に係る鋼板（発明例）は、高強度であり、低温靭性、伸び、伸びフランジ性に優れ、且つはがれの発生が無いことが分かる。一方、比較例は、何れか１つ以上の特性が劣ることが分かる。
　本発明に係る上記一態様によれば、高強度であり、且つ伸び、伸びフランジ性、低温靭性および耐はがれ性に優れた鋼板及びその製造方法並びに上記諸特性を有するめっき鋼板を提供することができる。本発明に係る鋼板またはめっき鋼板を自動車の内板部材、構造部材、足廻り部材等の部品の素材として使用すれば、部品形状に加工することが容易であり、極寒冷地での使用にも耐えることができるため、産業上の貢献が極めて顕著である。

Claims (9)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０２～０．１５％、
    　Ｓｉ：０．００５～２．０００％、
    　Ｍｎ：１．００～３．００％、
    　Ｔｉ：０．０１０～０．２００％、
    　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１．０００％、
    　Ｎ：０．００１０～０．０１００％、
    　Ｐ：０．１００％以下、
    　Ｓ：０．０１００％以下、
    　Ｎｂ：０～０．１００％、
    　Ｖ：０～０．５００％、
    　Ｍｏ：０～０．５００％、
    　Ｃｕ：０～１．００％、
    　Ｎｉ：０～１．００％、
    　Ｃｒ：０～２．００％、
    　Ｂ：０～０．００２０％、
    　Ｃａ：０～０．０１００％、
    　Ｍｇ：０～０．０１００％、
    　ＲＥＭ：０～０．０１００％、および
    　Ｂｉ：０～０．０２００％
    　を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
    　表面から板厚の１／４深さ位置で、
    　　焼き戻しマルテンサイトおよび焼き戻しベイナイトの合計面積分率が１０％以上１００％以下であり、フェライトの面積分率が０％以上９０％以下であり、残留オーステナイトの面積分率が０％以上４％未満であり、前記残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、セメンタイトおよびパーライトの合計面積分率が０％以上１０％以下であり、
    　　平均結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、
    　　固溶Ｃおよび固溶Ｂの合計の粒界個数密度が１．０個／ｎｍ２以上１２．０個／ｎｍ２以下であり、
    　板厚中心部の｛２１１｝＜０１１＞および｛３３２｝＜１１３＞の極密度の合計が１２．０以下であり、
    　引張強度が７８０ＭＰａ以上である
    ことを特徴とする鋼板。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
    　Ｖ：０．００５～０．５００％、
    　Ｍｏ：０．００１～０．５００％、
    　Ｃｕ：０．０２～１．００％、
    　Ｎｉ：０．０２～１．００％、
    　Ｃｒ：０．０２～２．００％、
    　Ｂ：０．０００１～０．００２０％、
    　Ｃａ：０．０００２～０．０１００％、
    　Ｍｇ：０．０００２～０．０１００％、
    　ＲＥＭ：０．０００２～０．０１００％、および
    　Ｂｉ：０．０００１～０．０２００％
    　からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
  3. 　請求項１または２に記載の鋼板の製造方法であって、
    　請求項１または２に記載の化学組成を有するスラブまたは鋼片に複数の圧延スタンドを用いて多パス熱間圧延を施す工程と、熱処理を施す工程とを有し、
    　前記多パス熱間圧延を施す工程では、
    　加熱温度を１２００～１３５０℃とし、
    　仕上げ温度を単位℃でＦＴと表したとき、前記ＦＴ＋５０℃超、前記ＦＴ＋１５０℃以下の温度域の合計圧下率を５０％以上とし、
    　前記ＦＴ～前記ＦＴ＋５０℃の温度域の合計圧下率を４０～８０％、前記ＦＴ～前記ＦＴ＋５０℃の温度域の圧延に要する時間を０．５～１０．０秒とし、
    　前記ＦＴ＋５０℃超、前記ＦＴ＋１５０℃以下の前記温度域および前記ＦＴ～前記ＦＴ＋５０℃の前記温度域においてそれぞれ２パス以上の圧延を行い、
    　前記ＦＴ～前記ＦＴ＋１００℃の温度域の平均冷却速度を６．０℃／秒以上とし、
    　前記ＦＴを、下記式（１）により求められるＡｒ３以上、かつ下記式（２）により求められるＴＲ以上、かつ１１００℃以下として仕上げ圧延を完了した後、３．０秒以内に水冷を開始し、
    　前記ＦＴ～７５０℃の温度域の平均冷却速度を３０℃／秒以上とし、７５０～６００℃の温度域で２０秒間以下滞在させてから、６００℃～Ｍｓ－２００℃未満の冷却停止温度の温度域の平均冷却速度を３０℃／秒以上として冷却し、
    　前記熱処理を施す工程では、
    　前記熱処理時の最高到達温度Ｔｍａｘを３００～７２０℃とし、焼き戻しパラメーターＰｓを１４．６×Ｔｍａｘ＋５８９１以上、１７．１×Ｔｍａｘ＋６２２３以下とすることを特徴とする鋼板の製造方法。
    　Ａｒ３（℃）＝９０１－３２５×［Ｃ］＋３３×［Ｓｉ］－９２×［Ｍｎ］＋２８７×［Ｐ］＋４０×［ｓｏｌ．Ａｌ］　　　（１）
    　ＴＲ（℃）＝８００＋７００×［Ｔｉ］＋１０００×［Ｎｂ］　　　（２）
    　但し、上記式（１）および（２）中の各元素記号は、各元素の質量％での含有量を示し、含有しない場合は０を代入する。
  4. 　前記多パス熱間圧延を施す工程で、下記式（３）により求められるＭｓ～Ｍｓ－２００℃未満の冷却停止温度の温度域の平均冷却速度を８０℃／秒以上とすることを特徴とする請求項３に記載の鋼板の製造方法。
    　Ｍｓ（℃）＝５６１－４７４×［Ｃ］－３３×［Ｍｎ］－１７×［Ｎｉ］－２１×［Ｍｏ］　　　（３）
    　但し、上記式（３）中の各元素記号は、各元素の質量％での含有量を示し、含有しない場合は０を代入する。
  5. 　前記多パス熱間圧延を施す工程で、前記仕上げ圧延の完了後、０．３秒以内に前記水冷を開始し、かつ前記ＦＴ～前記ＦＴ－４０℃の温度域の平均冷却速度が１００℃／秒以上である冷却を行うことを特徴とする請求項３または４に記載の鋼板の製造方法。
  6. 　前記多パス熱間圧延を施す工程で、前記ＦＴ～前記ＦＴ－４０℃の温度域の平均冷却速度が１００℃／秒以上である前記冷却を行う工程を、前記圧延スタンド間で行うことを特徴とする請求項５に記載の鋼板の製造方法。
  7. 　請求項１または２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。
  8. 　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７に記載のめっき鋼板。
  9. 　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７に記載のめっき鋼板。
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KR1020217023821A KR102599382B1 (ko) 2019-03-26 2020-03-03 강판, 강판의 제조 방법 및 도금 강판
CN202080012075.5A CN113383097B (zh) 2019-03-26 2020-03-03 钢板、钢板的制造方法及镀层钢板
US17/297,697 US20220025499A1 (en) 2019-03-26 2020-03-03 Steel sheet, method for manufacturing same and plated steel sheet
EP20777245.0A EP3950974A4 (en) 2019-03-26 2020-03-03 STEEL SHEET, METHOD OF PRODUCTION AND CLAD STEEL SHEET
JP2021508891A JP7284428B2 (ja) 2019-03-26 2020-03-03 鋼板、鋼板の製造方法およびめっき鋼板

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Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113215485A (zh) * 2021-04-15 2021-08-06 首钢集团有限公司 一种780MPa级热基镀层双相钢及其制备方法
CN113564482A (zh) * 2021-08-04 2021-10-29 温州东南工业机械实业有限公司 一种轧机用改造阶梯垫及其表面熔覆堆焊工艺
WO2023007876A1 (ja) * 2021-07-27 2023-02-02 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
WO2023097287A3 (en) * 2021-11-24 2023-09-14 United States Steel Corporation Process for manufacturing high strength steel
WO2023195496A1 (ja) * 2022-04-06 2023-10-12 日本製鉄株式会社 バーリング構造部材
WO2024095532A1 (ja) * 2022-11-02 2024-05-10 日本製鉄株式会社 熱間圧延鋼板
JP7530030B1 (ja) 2023-03-24 2024-08-07 日本製鉄株式会社 鋼板
WO2024202286A1 (ja) * 2023-03-24 2024-10-03 日本製鉄株式会社 鋼板

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7280537B2 (ja) * 2019-12-23 2023-05-24 日本製鉄株式会社 熱延鋼板

Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2008123366A1 (ja) 2007-03-27 2008-10-16 Nippon Steel Corporation はがれの発生が無く表面性状及びバーリング性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2008255484A (ja) 2007-03-15 2008-10-23 Kobe Steel Ltd プレス加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2009084648A (ja) 2007-09-28 2009-04-23 Kobe Steel Ltd 疲労強度及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板
JP2012001775A (ja) * 2010-06-17 2012-01-05 Nippon Steel Corp バーリング性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2012001776A (ja) * 2010-06-17 2012-01-05 Nippon Steel Corp バーリング性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法
WO2012161248A1 (ja) * 2011-05-25 2012-11-29 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
WO2013103125A1 (ja) * 2012-01-05 2013-07-11 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
JP2014205890A (ja) 2013-04-15 2014-10-30 Ｊｆｅスチール株式会社 穴拡げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2018026016A1 (ja) 2016-08-05 2018-02-08 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
WO2019009410A1 (ja) * 2017-07-07 2019-01-10 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
JP2019059420A (ja) 2017-09-28 2019-04-18 株式会社アドヴィックス 車両の制動制御装置

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102168227B (zh) * 2010-02-25 2012-12-12 宝山钢铁股份有限公司 抗拉强度60公斤级超厚调质钢板
KR101420554B1 (ko) * 2010-03-10 2014-07-16 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법
KR101570590B1 (ko) 2011-03-18 2015-11-19 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열연 강판 및 그 제조 방법
US9587287B2 (en) * 2011-03-31 2017-03-07 Nippon Steel and Sumitomo Metal Corporation Bainite-containing-type high-strength hot-rolled steel sheet having excellent isotropic workability and manufacturing method thereof
MX336096B (es) 2011-04-13 2016-01-08 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lamina de cero laminada en caliente y metodo para producir la misma.

Patent Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008255484A (ja) 2007-03-15 2008-10-23 Kobe Steel Ltd プレス加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2008123366A1 (ja) 2007-03-27 2008-10-16 Nippon Steel Corporation はがれの発生が無く表面性状及びバーリング性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2009084648A (ja) 2007-09-28 2009-04-23 Kobe Steel Ltd 疲労強度及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板
JP2012001775A (ja) * 2010-06-17 2012-01-05 Nippon Steel Corp バーリング性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2012001776A (ja) * 2010-06-17 2012-01-05 Nippon Steel Corp バーリング性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法
WO2012161248A1 (ja) * 2011-05-25 2012-11-29 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
WO2013103125A1 (ja) * 2012-01-05 2013-07-11 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
JP2014205890A (ja) 2013-04-15 2014-10-30 Ｊｆｅスチール株式会社 穴拡げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2018026016A1 (ja) 2016-08-05 2018-02-08 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
WO2019009410A1 (ja) * 2017-07-07 2019-01-10 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
JP2019059420A (ja) 2017-09-28 2019-04-18 株式会社アドヴィックス 車両の制動制御装置

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
TSUCHIYAMA, T: "Heat Treatment", vol. 42, 2002, article "Physical Meaning of Tempering Parameter and Its Application for Continuous Heating or Cooling Heat Treatment Process", pages: 163 - 168

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113215485A (zh) * 2021-04-15 2021-08-06 首钢集团有限公司 一种780MPa级热基镀层双相钢及其制备方法
WO2023007876A1 (ja) * 2021-07-27 2023-02-02 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
CN113564482A (zh) * 2021-08-04 2021-10-29 温州东南工业机械实业有限公司 一种轧机用改造阶梯垫及其表面熔覆堆焊工艺
WO2023097287A3 (en) * 2021-11-24 2023-09-14 United States Steel Corporation Process for manufacturing high strength steel
WO2023195496A1 (ja) * 2022-04-06 2023-10-12 日本製鉄株式会社 バーリング構造部材
JP7436944B1 (ja) 2022-04-06 2024-02-22 日本製鉄株式会社 バーリング構造部材
WO2024095532A1 (ja) * 2022-11-02 2024-05-10 日本製鉄株式会社 熱間圧延鋼板
JP7530030B1 (ja) 2023-03-24 2024-08-07 日本製鉄株式会社 鋼板
WO2024202286A1 (ja) * 2023-03-24 2024-10-03 日本製鉄株式会社 鋼板

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