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WO2018026013A1 - 鋼板及びめっき鋼板 - Google Patents

鋼板及びめっき鋼板 Download PDF

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WO2018026013A1
WO2018026013A1 PCT/JP2017/028472 JP2017028472W WO2018026013A1 WO 2018026013 A1 WO2018026013 A1 WO 2018026013A1 JP 2017028472 W JP2017028472 W JP 2017028472W WO 2018026013 A1 WO2018026013 A1 WO 2018026013A1
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WO
WIPO (PCT)
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steel sheet
less
strength
ratio
area ratio
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2017/028472
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English (en)
French (fr)
Inventor
幸一 佐野
誠 宇野
亮一 西山
山口　裕司
杉浦　夏子
中田　匡浩
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
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Publication date
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Priority to US16/314,945 priority patent/US11649531B2/en
Priority to CN202110900748.7A priority patent/CN113637923B/zh
Priority to MX2018016223A priority patent/MX2018016223A/es
Priority to CN201780046243.0A priority patent/CN109477184B/zh
Priority to BR112019001331A priority patent/BR112019001331B8/pt
Priority to KR1020197000428A priority patent/KR102220940B1/ko
Priority to EP17837114.2A priority patent/EP3495527A4/en
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    • C22C49/10—Refractory metals
    • C22C49/11—Titanium

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate and a plated steel plate.
  • the steel plates used for the suspension members are easily exposed to rainwater and the like, and when they are thinned, thickness reduction due to corrosion becomes a big problem, so corrosion resistance is also required.
  • Patent Document 1 discloses that a steel sheet excellent in ductility, stretch flangeability, and material uniformity can be provided by limiting the size of TiC, for example, in order to solve the above-described problem of good stretch flangeability.
  • Patent Document 2 discloses that a steel sheet having excellent stretch flangeability and fatigue characteristics can be provided by defining the type, size, and number density of oxides.
  • Patent Document 3 discloses that by defining the area ratio of the ferrite phase and the hardness difference from the second phase, it is possible to provide a steel sheet that has a small variation in strength and is excellent in ductility and hole expansibility. Yes.
  • Patent Documents 1 and 2 disclose that the hole expansibility is improved by defining only the structure observed with an optical microscope. However, it is unclear whether sufficient stretch flangeability can be secured even when the strain distribution is considered.
  • Examples of methods for increasing the yield stress include (1) work hardening, (2) a microstructure mainly composed of low-temperature transformation phases (bainite and martensite) with a high dislocation density, and (3) solid solution strengthening elements. Or (4) strengthening precipitation.
  • the dislocation density increases, so that the workability is greatly deteriorated.
  • solid solution strengthening (3) there is a limit to the absolute value of the strengthening amount, and it is difficult to increase the yield stress to a sufficient extent. Therefore, in order to increase yield stress efficiently while obtaining high workability, elements such as Nb, Ti, Mo, and V are added, and precipitation strengthening of these alloy carbonitrides is carried out, thereby increasing the high yield stress. It is desirable to achieve
  • high strength steel sheets using precipitation strengthening have a phenomenon in which fatigue strength is inferior due to softening of the steel sheet surface layer.
  • On the surface of the steel sheet that is in direct contact with the rolling roll during hot rolling only the surface of the steel sheet is lowered due to the heat removal effect of the roll in contact with the steel sheet.
  • the outermost layer of the steel sheet is less than the Ar 3 point, the microstructure and precipitates are coarsened, and the outermost layer of the steel sheet is softened. This is the main factor of deterioration of fatigue strength.
  • the fatigue strength of a steel material is improved as the steel sheet outermost layer is hardened. For this reason, the present situation is that it is difficult to obtain high fatigue strength in high-tensile steel sheets using precipitation strengthening.
  • the fatigue strength ratio is desirably 0.45 or more, and it is desirable to maintain a high balance between tensile strength and fatigue strength even in a high-strength hot-rolled steel sheet.
  • the fatigue strength ratio is a value obtained by dividing the fatigue strength of a steel plate by the tensile strength. In general, the fatigue strength tends to increase as the tensile strength increases, but the fatigue strength ratio decreases for higher strength materials. For this reason, even if a steel plate with high tensile strength is used, the fatigue strength does not increase, and the weight reduction of the vehicle body, which is the purpose of increasing the strength, may not be realized.
  • An object of the present invention is to provide a steel plate and a plated steel plate that are excellent in strict stretch flangeability, fatigue characteristics, and elongation while having high strength.
  • the inventors have a total precipitate density of 10 10 pieces / mm 3 or more of Ti (C, N) and Nb (C, N) having an equivalent circle diameter of 10 nm or less and a depth of 20 ⁇ m from the surface. It has been found that if the ratio (Hvs / Hvc) between the hardness (Hvs) and the hardness at the center of the plate thickness (Hvc) is 0.85 or more, excellent fatigue characteristics can be obtained.
  • the present invention is based on the above-described new knowledge regarding the ratio of crystal grains having an orientation difference in the crystal grains of 5 to 14 ° to the total crystal grains and the new knowledge regarding the ratio of hardness. It has been intensively studied and completed.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the tensile strength is 480 MPa or more, The ratio of the tensile strength and yield strength is 0.80 or more, The product of the tensile strength and the limit molding height in the vertical stretch flange test is 19500 mm ⁇ MPa or more, The steel sheet according to (1) or (2), wherein the fatigue strength ratio is 0.45 or more.
  • the chemical component is mass%, Cr: 0.05-1.0%, and B: 0.0005-0.10%,
  • the chemical component is mass%, Mo: 0.01 to 1.0%, Cu: 0.01 to 2.0%, and Ni: 0.01% to 2.0%,
  • the chemical component is mass%, Ca: 0.0001 to 0.05%, Mg: 0.0001 to 0.05%, Zr: 0.0001 to 0.05%, and REM: 0.0001 to 0.05%,
  • the present invention it is possible to provide a steel plate and a plated steel plate that can be applied to a member that is required to have severe ductility and stretch flangeability while having high strength, and that is excellent in fatigue characteristics. Thereby, the steel plate excellent in the collision characteristic is realizable.
  • FIG. 1A is a perspective view showing a vertical molded product used in the vertical stretch flange test method.
  • FIG. 1B is a plan view showing a vertical molded product used in the vertical stretch flange test method.
  • the steel plate according to the present embodiment has C: 0.008 to 0.150%, Si: 0.01 to 1.70%, Mn: 0.60 to 2.50%, Al: 0.010 to 0.60.
  • the chemical composition represented by Examples of the impurities include those contained in raw materials such as ore and scrap and those contained in the manufacturing process.
  • C 0.008 to 0.150%
  • C combines with Nb, Ti and the like to form precipitates in the steel sheet, and contributes to improving the strength of the steel by precipitation strengthening. If the C content is less than 0.008%, this effect cannot be sufficiently obtained. For this reason, C content shall be 0.008% or more.
  • the C content is preferably 0.010% or more, more preferably 0.018% or more.
  • the C content exceeds 0.150%, the orientation dispersion in bainite tends to be large, and the proportion of crystal grains having an in-grain orientation difference of 5 to 14 ° is insufficient.
  • C content exceeds 0.150%, cementite harmful to stretch flangeability increases and stretch flangeability deteriorates. For this reason, C content shall be 0.150% or less.
  • the C content is preferably 0.100% or less, more preferably 0.090% or less.
  • Si: 0.01 to 1.70% functions as a deoxidizer for molten steel. If the Si content is less than 0.01%, this effect cannot be obtained sufficiently. For this reason, Si content shall be 0.01% or more.
  • the Si content is preferably 0.02% or more, more preferably 0.03% or more.
  • stretch flangeability deteriorates or surface flaws occur.
  • the Si content exceeds 1.70% the transformation point increases too much, and it is necessary to increase the rolling temperature. In this case, recrystallization during hot rolling is remarkably promoted, and the proportion of crystal grains having an in-grain orientation difference of 5 to 14 ° is insufficient.
  • Si content when the Si content exceeds 1.70%, surface flaws are likely to occur when a plating layer is formed on the surface of the steel sheet. For this reason, Si content shall be 1.70% or less.
  • the Si content is preferably 1.60% or less, more preferably 1.50% or less, and still more preferably 1.40% or less.
  • Mn 0.60 to 2.50% Mn contributes to improving the strength of the steel by solid solution strengthening or by improving the hardenability of the steel. If the Mn content is less than 0.60%, this effect cannot be sufficiently obtained. For this reason, Mn content shall be 0.60% or more.
  • the Mn content is preferably 0.70% or more, more preferably 0.80% or more.
  • Mn content exceeds 2.50%, the hardenability becomes excessive and the degree of orientation dispersion in bainite increases. As a result, the proportion of crystal grains having an orientation difference within the grains of 5 to 14 ° is insufficient, and the stretch flangeability deteriorates. For this reason, Mn content shall be 2.50% or less.
  • the Mn content is preferably 2.30% or less, more preferably 2.10% or less.
  • Al: 0.010 to 0.60% is effective as a deoxidizer for molten steel. If the Al content is less than 0.010%, this effect cannot be sufficiently obtained. For this reason, Al content shall be 0.010% or more.
  • the Al content is preferably 0.020% or more, more preferably 0.030% or more.
  • Al content shall be 0.60% or less.
  • the Al content is preferably 0.50% or less, more preferably 0.40% or less.
  • Ti and Nb precipitate finely in the steel as carbides (TiC, NbC), and improve the strength of the steel by precipitation strengthening. Moreover, Ti and Nb fix C by forming a carbide and suppress the generation of cementite that is harmful to stretch flangeability. That is, Ti and Nb are important for precipitating and strengthening TiC during annealing. Although details will be described later, a method of utilizing Ti and Nb in this embodiment will also be described here. In the manufacturing process, in the hot rolling stage (stage from hot rolling to winding), it is necessary to make Ti and Nb partly in a solid solution state.
  • Nb precipitates are less likely to occur at 620 ° C. or lower. It is important to introduce dislocations by performing skin pass rolling before annealing. Next, Ti (C, N) and Nb (C, N) precipitate finely on the introduced dislocations in the annealing stage. In particular, the effect (fine precipitation of Ti (C, N) and Nb (C, N)) becomes remarkable in the vicinity of the steel sheet surface layer where the dislocation density increases. This effect makes it possible to satisfy Hvs / Hvc ⁇ 0.85 and achieve high fatigue characteristics. Moreover, the ratio of tensile strength to yield strength (yield ratio) can be set to 0.80 or more by precipitation strengthening of Ti and Nb.
  • the total content of Ti and Nb is set to 0.015% or more.
  • the total content of Ti and Nb is preferably 0.020% or more. When the total content of Ti and Nb is less than 0.015%, workability deteriorates and the frequency of cracks increases during rolling. Further, the Ti content is preferably 0.025% or more, more preferably 0.035% or more, and further preferably 0.025% or more.
  • the Nb content is preferably 0.025% or more, more preferably 0.035% or more.
  • the total content of Ti and Nb exceeds 0.200%, the proportion of crystal grains having an orientation difference of 5 to 14 ° in the grains is insufficient, and the stretch flangeability is greatly deteriorated. Therefore, the total content of Ti and Nb is 0.200% or less.
  • the total content of Ti and Nb is preferably 0.150% or less.
  • P 0.05% or less
  • P is an impurity. Since P deteriorates toughness, ductility, weldability, etc., the lower the P content, the better. When the P content is more than 0.05%, the stretch flangeability is significantly deteriorated. Therefore, the P content is 0.05% or less.
  • the P content is preferably 0.03% or less, more preferably 0.02% or less. Although the lower limit of the P content is not particularly defined, excessive reduction is not desirable from the viewpoint of production cost. For this reason, P content is good also as 0.005% or more.
  • S 0.0200% or less
  • S is an impurity. S not only causes cracking during hot rolling, but also forms A-based inclusions that degrade stretch flangeability. Therefore, the lower the S content, the better. When the S content exceeds 0.0200%, the stretch flangeability is significantly deteriorated. For this reason, S content shall be 0.0200% or less.
  • the S content is preferably 0.0150% or less, and more preferably 0.0060% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly defined, but excessive reduction is undesirable from the viewpoint of manufacturing cost. For this reason, S content is good also as 0.0010% or more.
  • N 0.0060% or less
  • N is an impurity. N forms a precipitate with Ti and Nb in preference to C, and reduces Ti and Nb effective for fixing C. Therefore, it is preferable that the N content is low. When the N content is more than 0.0060%, the stretch flangeability is significantly deteriorated. For this reason, N content shall be 0.0060% or less. The N content is preferably 0.0050% or less. The lower limit of the N content is not particularly defined, but excessive reduction is undesirable from the viewpoint of manufacturing cost. For this reason, N content is good also as 0.0010% or more.
  • Cr, B, Mo, Cu, Ni, Mg, REM, Ca, and Zr are not essential elements, but are arbitrary elements that may be appropriately contained in the steel sheet within a predetermined amount.
  • Cr: 0 to 1.0% Cr contributes to improving the strength of steel. Even if Cr is not contained, the intended purpose is achieved, but in order to sufficiently obtain this effect, the Cr content is preferably 0.05% or more. On the other hand, if the Cr content exceeds 1.0%, the above effect is saturated and the economic efficiency is lowered. For this reason, Cr content shall be 1.0% or less.
  • B 0-0.10% B improves hardenability and increases the structural fraction of the low-temperature transformation generation phase that is a hard phase. Although the intended purpose is achieved even if B is not contained, in order to sufficiently obtain this effect, the B content is preferably 0.0005% or more. On the other hand, if the B content exceeds 0.10%, the above effect is saturated and the economic efficiency is lowered. Therefore, the B content is 0.10% or less.
  • Mo 0 to 1.0%
  • Mo has the effect of improving hardenability and forming carbides to increase strength. Although the intended purpose is achieved even if Mo is not contained, the Mo content is preferably 0.01% or more in order to sufficiently obtain this effect. On the other hand, if the Mo content exceeds 1.0%, ductility and weldability may deteriorate. For this reason, Mo content shall be 1.0% or less.
  • Cu: 0-2.0% increases the strength of the steel sheet and improves corrosion resistance and scale peelability. Although the intended purpose is achieved even if Cu is not contained, in order to sufficiently obtain this effect, the Cu content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.04% or more. . On the other hand, if the Cu content exceeds 2.0%, surface defects may occur. For this reason, the Cu content is 2.0% or less, preferably 1.0% or less.
  • Ni 0-2.0%
  • Ni increases the strength of the steel sheet and improves toughness. Even if Ni is not contained, the intended purpose is achieved, but in order to sufficiently obtain this effect, the Ni content is preferably 0.01% or more. On the other hand, if the Ni content exceeds 2.0%, the ductility is lowered. For this reason, Ni content shall be 2.0% or less.
  • Ca, Mg, Zr and REM all improve the toughness by controlling the shape of sulfides and oxides. Although the intended purpose is achieved even if Ca, Mg, Zr and REM are not included, at least one selected from the group consisting of Ca, Mg, Zr and REM is sufficient to obtain this effect.
  • the content of is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0005% or more.
  • the content of any of Ca, Mg, Zr or REM exceeds 0.05%, stretch flangeability deteriorates. For this reason, all content of Ca, Mg, Zr, and REM shall be 0.05% or less.
  • the steel sheet according to the present embodiment has a structure represented by ferrite: 5 to 60% and bainite: 40 to 95%.
  • the area ratio of ferrite is preferably less than 50%, more preferably less than 40%, and even more preferably less than 30%.
  • the coiling temperature of the hot-rolled steel sheet is set to 630 ° C. or less, and solute Ti and solute Nb are secured in the steel sheet. Close to transformation temperature. For this reason, a lot of bainite is contained in the microstructure of the steel sheet, and the transformation dislocation introduced simultaneously with the transformation increases the nucleation sites of TiC and NbC at the time of annealing, so that a greater precipitation strengthening is achieved.
  • the area ratio of bainite is adjusted according to the required material properties.
  • the area ratio of bainite is preferably more than 50%, which not only increases the strength increase due to precipitation strengthening, but also reduces coarse cementite with poor press formability and maintains good press formability.
  • the area ratio of bainite is more preferably more than 60%, still more preferably more than 70%.
  • the area ratio of bainite is 95% or less, preferably 80% or less.
  • a part of Ti and Nb in the steel sheet is in a solid solution state at the hot rolling stage (stage from hot rolling to winding), and the surface layer is obtained by skin pass rolling after hot rolling.
  • Ti (C, N) or Nb (C, N) is deposited on the surface layer using the introduced strain as a nucleation site.
  • the fatigue characteristics are improved as described above. For this reason, it is important to complete the hot rolling at 630 ° C. or less where precipitation of Ti and Nb is difficult to proceed. That is, it is important to wind the hot rolled material at a temperature of 630 ° C. or lower.
  • the structure of the steel sheet in the hot rolling stage includes bainite and martensite, it has a high dislocation density.
  • bainite and martensite are tempered during annealing, the dislocation density decreases. If the annealing time is insufficient, the dislocation density remains high and the elongation is low. For this reason, it is preferable that the average dislocation density of the steel sheet after annealing is 1 ⁇ 10 14 m ⁇ 2 or less.
  • the average dislocation density of the steel sheet is decreased.
  • a decrease in dislocation density leads to a decrease in yield stress of steel.
  • Ti (C, N) and Nb (C, N) are precipitated as the dislocation density decreases, so that a high yield stress is obtained.
  • the dislocation density is measured by CAMP-ISIJ Vol.
  • the average dislocation density is calculated from the half-value widths of (110), (211), and (220), according to “Method for evaluating dislocation density using X-ray diffraction” described in pp. 17 (2004) p396.
  • the microstructure has the above-described characteristics, it is possible to achieve a high yield ratio and a high fatigue strength ratio that could not be achieved by a steel plate that has been subjected to precipitation strengthening according to the prior art. That is, even if the microstructure near the steel sheet surface layer is different from the microstructure at the center of the plate thickness and is mainly composed of ferrite and exhibits a coarse structure, the hardness near the steel sheet surface layer is Ti (C, N) during annealing. And Nb (C, N) precipitation reaches a hardness comparable to that of the steel plate center. As a result, the occurrence of fatigue cracks is suppressed, and the fatigue strength ratio increases.
  • the ratio (area ratio) of each organization is obtained by the following method. First, a sample collected from a steel plate is etched with nital. After the etching, image analysis is performed on the tissue photograph obtained in the field of view of 300 ⁇ m ⁇ 300 ⁇ m at a position of 1 ⁇ 4 depth of the plate thickness using an optical microscope. By this image analysis, the area ratio of ferrite, the area ratio of pearlite, and the total area ratio of bainite and martensite are obtained. Next, image analysis is performed on a structural photograph obtained with a 300 ⁇ m ⁇ 300 ⁇ m field of view at a position of a depth of 1 ⁇ 4 of the plate thickness using an optical microscope using a sample that has undergone repeller corrosion.
  • the total area ratio of retained austenite and martensite is obtained. Furthermore, the volume fraction of retained austenite is obtained by X-ray diffraction measurement using a sample that has been chamfered from the normal direction of the rolling surface to 1 ⁇ 4 depth of the plate thickness. Since the volume ratio of retained austenite is equivalent to the area ratio, this is defined as the area ratio of retained austenite. Then, the area ratio of martensite is obtained by subtracting the area ratio of retained austenite from the total area ratio of retained austenite and martensite, and the area ratio of bainite is obtained by subtracting the area ratio of martensite from the total area ratio of bainite and martensite. The area ratio is obtained. In this way, the area ratios of ferrite, bainite, martensite, retained austenite, and pearlite can be obtained.
  • Precipitate density In order to obtain an excellent yield ratio (ratio between yield strength and tensile strength), Ti (C, N) and Nb (C, N) precipitated by tempering bainite rather than transformation strengthening by a hard phase such as martensite. ) And other precipitation strengthening is very important.
  • the total precipitate density of Ti (C, N) and Nb (C, N) having an equivalent circle diameter of 10 nm or less effective for precipitation strengthening is set to 10 10 pieces / mm 3 or more. Thereby, a yield ratio of 0.80 or more can be realized.
  • the precipitate having an equivalent circle diameter of more than 10 nm obtained as the square root of (major axis ⁇ minor axis) does not affect the characteristics obtained in the present invention.
  • the precipitate size becomes finer, precipitation strengthening due to Ti (C, N) and Nb (C, N) is more effectively obtained, which may reduce the amount of alloy elements contained.
  • the total precipitate density of Ti (C, N) and Nb (C, N) having an equivalent circle diameter of 10 nm or less is specified. Precipitation is observed by observing a replica sample prepared according to the method described in JP-A-2004-317203 with a transmission electron microscope.
  • the field of view is set at a magnification of 5000 to 100000 times, and the number of Ti (C, N) and Nb (C, N) from 3 fields or more to 10 nm or less is counted. Then, a electrolyte weight from weight change before and after electrolysis, is converted into a volume weight from gravity 7.8ton / m 3. Then, the total precipitate density is calculated by dividing the counted number by the volume.
  • the present inventors set the ratio of the hardness at the steel sheet surface layer and the hardness at the center of the steel sheet to 0. 0. It has been found that the fatigue characteristics are improved by setting it to 85 or more.
  • the hardness of the steel sheet surface layer refers to the hardness at a depth of 20 ⁇ m from the surface to the inside in the cross section of the steel sheet, and this is indicated as Hvs.
  • the hardness at the center of the steel sheet refers to the hardness at a position on the inner side of the sheet thickness from the steel sheet surface in the cross section of the steel sheet, and this is indicated as Hvc.
  • the present inventors have found that when these ratios Hvs / Hvc are less than 0.85, the fatigue characteristics are deteriorated, whereas when Hvs / Hvc is 0.85 or more, the fatigue characteristics are improved. Therefore, Hvs / Hvc is set to 0.85 or more.
  • the intra-grain orientation difference when a region surrounded by a grain boundary with an orientation difference of 15 ° or more and an equivalent circle diameter of 0.3 ⁇ m or more is defined as a crystal grain, the intra-grain orientation difference is 5 to 14
  • the ratio of the crystal grains that are ° to the total crystal grains is 20 to 100% in terms of area ratio.
  • the intra-grain orientation difference is determined using an electron beam backscattering diffraction pattern analysis (EBSD) method often used for crystal orientation analysis.
  • EBSD electron beam backscattering diffraction pattern analysis
  • the orientation difference in the grain is a value in the case where the boundary where the orientation difference is 15 ° or more is defined as a grain boundary in the structure, and a region surrounded by the grain boundary is defined as a crystal grain.
  • Crystal grains having an orientation difference within the grain of 5 to 14 ° are effective for obtaining a steel sheet having an excellent balance between strength and workability.
  • stretch flangeability can be improved while maintaining the desired steel sheet strength.
  • the ratio of the crystal grains having an intra-grain orientation difference of 5 to 14 ° to the total crystal grains is 20% or more in terms of area ratio, desired steel plate strength and stretch flangeability can be obtained. Since the ratio of crystal grains having an orientation difference within a grain of 5 to 14 ° may be high, the upper limit is 100%.
  • the proportion of crystal grains having an orientation difference within the grains of 5 to 14 ° is set to 20% or more. Crystal grains having an orientation difference of less than 5 ° in the grains are excellent in workability but are difficult to increase in strength. A crystal grain having an orientation difference of more than 14 ° within the grains does not contribute to the improvement of stretch flangeability because the deformability differs within the crystal grains.
  • the proportion of crystal grains having an orientation difference within the grain of 5 to 14 ° can be measured by the following method.
  • Crystal orientation information is obtained by EBSD analysis.
  • the EBSD analysis was performed at an analysis speed of 200 to 300 points / second using an apparatus configured with a thermal field emission scanning electron microscope (JSMOL JSM-7001F) and an EBSD detector (TSL HIKARI detector). To do.
  • JSMOL JSM-7001F thermal field emission scanning electron microscope
  • TSL HIKARI detector EBSD detector
  • a region having an orientation difference of 15 ° or more and an equivalent circle diameter of 0.3 ⁇ m or more is defined as a crystal grain, and an average orientation difference in the crystal grain is calculated.
  • the ratio of crystal grains having an orientation difference within the grains of 5 to 14 ° is obtained.
  • the crystal grains and the average orientation difference within the grains defined above can be calculated using software “OIM Analysis (registered trademark)” attached to the EBSD analyzer.
  • the “intragranular orientation difference” in the present embodiment represents “Grain Orientation Spread (GOS)” which is the orientational dispersion within the crystal grains.
  • Intragranular misorientation value is “Analysis of misorientation in plastic deformation of stainless steel by EBSD method and X-ray diffraction method”, Hidehiko Kimura et al., Transactions of the Japan Society of Mechanical Engineers (A), 71, 712, 2005 , P. As described in 1722-1728, it is obtained as an average value of misorientation between a reference crystal orientation and all measurement points in the same crystal grain.
  • the reference crystal orientation is an orientation obtained by averaging all measurement points in the same crystal grain.
  • the value of GOS can be calculated using software “OIM Analysis (registered trademark) Version 7.0.1” attached to the EBSD analyzer.
  • the area ratio of each structure observed in an optical microscope structure such as ferrite and bainite is directly related to the ratio of crystal grains having an orientation difference within the grain of 5 to 14 °. is not.
  • the ratio of crystal grains having an in-grain orientation difference of 5 to 14 ° is not necessarily the same. Therefore, the characteristics corresponding to the steel sheet according to this embodiment cannot be obtained only by controlling the area ratio of ferrite and the area ratio of bainite.
  • the hole expansion test used as a test method corresponding to stretch flange formability leads to fracture without almost any circumferential strain distribution. For this reason, the strain and stress gradient around the fractured portion are different from those at the time of actual stretch flange molding. Moreover, the hole expansion test is not an evaluation reflecting the original stretch flange molding, such as an evaluation at the time when a break through the plate thickness occurs. On the other hand, in the vertical stretch flange test used in the present embodiment, the stretch flangeability in consideration of the strain distribution can be evaluated, so that the evaluation reflecting the original stretch flange molding is possible.
  • a tensile strength of 480 MPa or more is obtained. That is, excellent tensile strength can be obtained.
  • the upper limit of the tensile strength is not particularly limited. However, in the component range in this embodiment, the upper limit of the substantial tensile strength is about 1180 MPa.
  • the tensile strength can be measured by preparing a No. 5 test piece described in JIS-Z2201 and performing a tensile test according to the test method described in JIS-Z2241.
  • a yield ratio (ratio of tensile strength to yield strength) of 0.80 or more can be obtained. That is, an excellent yield ratio can be obtained.
  • the upper limit of the yield ratio is not particularly limited. However, in the component range in this embodiment, the upper limit of the substantial yield ratio is about 0.96.
  • the hot dip galvanized steel sheet and the alloyed hot dip galvanized steel sheet are manufactured by performing hot dip plating or galvannealed hot dip plating on the steel sheet according to this embodiment described above.
  • alloy hot dipping means that hot dipping is applied to form a hot dipped layer on the surface, and then a fodder is applied to make the hot dipped layer as an alloyed hot dipped layer. Since the hot dip galvanized steel sheet and the alloyed hot dip galvanized steel sheet have the steel plate according to the present embodiment and the surface is provided with the hot dip plated layer or the alloyed hot dip plated layer, together with the effects of the steel plate according to the present embodiment. Excellent rust prevention can be achieved. Prior to plating, Ni or the like may be applied to the surface as pre-plating.
  • the plated steel sheet according to the embodiment of the present invention has an excellent rust prevention property because a plating layer is formed on the surface of the steel sheet. Therefore, for example, when the member of an automobile is thinned using the plated steel sheet of the present embodiment, it is possible to prevent the service life of the automobile from being shortened due to corrosion of the member.
  • Hot rolling includes rough rolling and finish rolling.
  • a slab steel piece having the above-described chemical components is heated to perform rough rolling.
  • the slab heating temperature is SRTmin ° C. or higher and 1260 ° C. or lower expressed by the following formula (1).
  • SRTmin [7000 / ⁇ 2.75 ⁇ log ([Ti] ⁇ [C]) ⁇ ⁇ 273) + 10000 / ⁇ 4.29 ⁇ log ([Nb] ⁇ [C]) ⁇ ⁇ 273)] / 2 ⁇ (1)
  • [Ti], [Nb], and [C] in the formula (1) indicate the contents of Ti, Nb, and C in mass%.
  • slab heating temperature is lower than SRTmin ° C, Ti and / or Nb will not be sufficiently solutionized. If Ti and / or Nb do not form a solution during slab heating, it will be difficult to finely precipitate Ti and / or Nb as carbides (TiC, NbC) and improve the strength of the steel by precipitation strengthening. Further, when the slab heating temperature is lower than SRTmin ° C., it becomes difficult to fix C due to the formation of carbides (TiC, NbC) and suppress the generation of cementite that is harmful to burring properties. Further, when the slab heating temperature is lower than SRTmin ° C., the proportion of crystal grains having a crystal orientation difference within the grains of 5 to 14 ° tends to be insufficient. For this reason, slab heating temperature shall be more than SRTmin degreeC. On the other hand, when the slab heating temperature exceeds 1260 ° C., the yield decreases due to the scale-off. For this reason, slab heating temperature shall be 1260 degrees C or less.
  • the cumulative strain in the subsequent three stages of finish rolling and the subsequent cooling it is possible to control the nucleation frequency and the subsequent growth rate of crystal grains having an in-grain misorientation of 5 to 14 °.
  • the area ratio of crystal grains having a grain orientation difference of 5 to 14 ° in the steel sheet obtained after cooling More specifically, the dislocation density of austenite introduced by finish rolling is mainly related to the nucleation frequency, and the cooling rate after rolling is mainly related to the growth rate.
  • the cumulative strain in the last three stages of the finish rolling is less than 0.5, the dislocation density of the austenite to be introduced is not sufficient, and the proportion of crystal grains having an orientation difference within the grain of 5 to 14 ° is less than 20%. . For this reason, the cumulative strain in the subsequent three stages is 0.5 or more.
  • the cumulative strain in the third stage after finish rolling exceeds 0.6, austenite recrystallization occurs during hot rolling, and the accumulated dislocation density during transformation decreases. As a result, the proportion of crystal grains having an orientation difference within the grains of 5 to 14 ° is less than 20%. For this reason, the cumulative strain in the subsequent three stages is set to 0.6 or less.
  • the cooling stop temperature of the first cooling is 750 ° C. or lower, preferably 740 ° C. or lower, more preferably 730 ° C. or lower, and further preferably 720 ° C. or lower.
  • the holding time at 600 to 750 ° C. exceeds 10 seconds, cementite harmful to burring properties is likely to be generated. Further, if the holding time at 600 to 750 ° C. exceeds 10 seconds, it is often difficult to obtain a bainite having an area ratio of 40% or more, and further, a crystal having a crystal orientation difference within the grain of 5 to 14 ° The proportion of grains is insufficient. From the viewpoint of obtaining a high bainite fraction, the holding time is 10.0 seconds or less, preferably 9.5 seconds or less, more preferably 9.0 seconds or less, and even more preferably 8.5 seconds or less. . If the holding time at 600 to 750 ° C. is 0 second, it becomes difficult to obtain ferrite with an area ratio of 5% or more, and the proportion of crystal grains having an in-grain crystal orientation difference of 5 to 14 ° is insufficient. .
  • the cooling rate of the second cooling is less than 30 ° C./s, cementite harmful to burring properties is likely to be generated, and the proportion of crystal grains having a crystal orientation difference of 5 to 14 ° is insufficient.
  • the cooling stop temperature of the second cooling is less than 450 ° C., it becomes difficult to obtain a ferrite with an area ratio of 5% or more, and the ratio of crystal grains having a crystal orientation difference within the grains of 5 to 14 ° Run short.
  • the cooling stop temperature of the second cooling is higher than 630 ° C., the ratio of crystal grains having an orientation difference in the grains of 5 to 14 ° is insufficient, or bainite having an area ratio of 40% or more is obtained. Is often difficult.
  • the hot rolled steel sheet is wound up after the second cooling.
  • the coiling temperature 630 ° C. or less, precipitation of alloy carbonitride at the stage of the steel sheet (stage from hot rolling to winding) is suppressed.
  • This hot-rolled sheet has a structure containing 5 to 60% ferrite and 40 to 95% bainite by area ratio, is surrounded by grain boundaries having an orientation difference of 15 ° or more, and has an equivalent circle diameter of 0.1.
  • a region having a size of 3 ⁇ m or more is defined as a crystal grain, the ratio of the crystal grains having an in-grain orientation difference of 5 to 14 ° to the total crystal grains is 20 to 100% in terms of area ratio.
  • first skin pass rolling In the first skin pass rolling, the hot-rolled steel sheet is pickled and subjected to skin pass rolling at an elongation of 0.1 to 5.0% with respect to the pickled steel sheet.
  • strain can be imparted to the surface of the steel plate.
  • alloy carbonitrides are easily nucleated on the dislocation through this strain, and the surface layer is hardened.
  • the elongation rate of skin pass rolling is less than 0.1%, sufficient strain cannot be imparted and the surface layer hardness Hvs does not increase.
  • the elongation rate of skin pass rolling exceeds 5.0%, not only the surface layer but also the central part of the steel sheet is strained, and the workability of the steel sheet is inferior.
  • the ferrite is recrystallized by subsequent annealing, and the elongation and hole expansion properties are improved.
  • Ti, Nb, Mo, V are dissolved in the hot-rolled steel sheet having the chemical composition in the present embodiment and wound up at 630 ° C. or less, and these are regenerated by annealing. The crystal is remarkably delayed, and the elongation and hole expandability after annealing are not improved. For this reason, the elongation rate of skin pass rolling is set to 5.0% or less.
  • Strain is applied according to the elongation rate of this skin pass rolling, and precipitation strengthening in the vicinity of the steel sheet surface layer during annealing proceeds according to the strain amount of the steel sheet surface layer from the viewpoint of improving the fatigue characteristics. For this reason, it is preferable that elongation rate shall be 0.4% or more. Further, from the viewpoint of workability of the steel sheet, the elongation is preferably set to 2.0% or less in order to prevent deterioration of workability due to the application of strain to the inside of the steel sheet. It can be seen that when the elongation percentage of the skin pass rolling is 0.1 to 5.0%, Hvs / Hvc is improved to 0.85 or more. Further, it can be seen that Hvs / Hvc ⁇ 0.85 when skin pass rolling is not performed (skin pass rolling elongation rate is 0%) or when skin pass rolling elongation rate exceeds 5.0%.
  • Exceptional elongation can be obtained when the elongation percentage of the first skin pass rolling is 0.1 to 5.0%. Moreover, when the elongation rate of 1st skin pass rolling exceeds 5.0%, elongation is inferior and press moldability is inferior. When the elongation percentage of the first skin pass rolling exceeds 0% or 5%, the fatigue strength ratio is inferior.
  • the same elongation and fatigue strength ratio can be obtained if the tensile strength is substantially the same.
  • the elongation rate of the first skin pass rolling exceeds 5% (high skin pass region), it can be seen that even if the tensile strength is 490 MPa or more, the elongation is low and the fatigue strength ratio is also low.
  • the maximum heating temperature shall be 750 degrees C or less.
  • the main purpose of this annealing is not to temper the hard phase but to precipitate Ti and Nb that have been dissolved in the steel sheet.
  • the final strength is determined by the alloy composition of the steel material and the fraction of each phase in the microstructure of the steel sheet. It is not influenced at all by the fraction of each phase in the microstructure of the steel sheet.
  • Hvs / Hvc When the maximum heating temperature is in the range of 600 to 750 ° C., Hvs / Hvc is 0.85 or more.
  • the steel plates according to the present embodiment are manufactured under conditions where the holding time (t) at 600 ° C. or higher satisfies the ranges of the formulas (4) and (5).
  • Hvs / Hvc when the holding time (t) satisfies the ranges of the formulas (4) and (5), Hvs / Hvc is 0.85 or more.
  • the steel sheet according to the present embodiment has a fatigue strength ratio of 0.45 or more when Hvs / Hvc is 0.85 or more.
  • the surface layer is cured by precipitation strengthening, and Hvs / Hvc is 0.85 or more.
  • the surface layer is sufficiently cured as compared with the hardness of the central portion of the steel plate.
  • the steel sheet according to the present embodiment has a fatigue strength ratio of 0.45 or more. This is because the occurrence of fatigue cracks can be delayed by the hardening of the surface layer. The higher the surface layer hardness, the greater the effect.
  • the steel plate After annealing, the steel plate is subjected to second skin pass rolling. Thereby, fatigue characteristics can be further improved.
  • the elongation is set to 0.2 to 2.0%, preferably 0.5 to 1.0%. If the elongation is less than 0.2%, sufficient improvement in surface roughness and work hardening of only the surface layer cannot be obtained, and fatigue characteristics may not be improved sufficiently. For this reason, the elongation rate of the second skin pass rolling is set to 0.2% or more. On the other hand, if the elongation exceeds 2.0%, the steel sheet may be too hard-worked and press formability may be inferior. For this reason, the elongation percentage of the second skin pass rolling is set to 2.0% or less.
  • the steel sheet according to the present embodiment can be obtained.
  • the steel sheet by controlling in detail the component composition containing the alloy elements and the production conditions, the steel sheet has excellent formability, fatigue characteristics and collision safety that could not be achieved in the past, and has a tensile strength of 480 MPa or more. Can be manufactured.
  • the second skin pass was performed after hot dip galvanizing, and when manufacturing the hot dip galvanized steel sheet, the second skin pass was performed after alloying treatment.
  • the underline in Table 6 shows that it is out of the range suitable for manufacturing the steel sheet of the present invention.
  • the total area ratio of retained austenite and martensite was obtained. Furthermore, the volume fraction of retained austenite was determined by X-ray diffraction measurement using a sample which was chamfered from the normal direction of the rolling surface to 1 ⁇ 4 depth of the plate thickness. Since the volume ratio of retained austenite is equivalent to the area ratio, this was defined as the area ratio of retained austenite. Then, the area ratio of martensite is obtained by subtracting the area ratio of retained austenite from the total area ratio of retained austenite and martensite, and the area of bainite by subtracting the area ratio of martensite from the total area ratio of bainite and martensite. Got the rate. Thus, the area ratios of ferrite, bainite, martensite, retained austenite, and pearlite were obtained.
  • “Percentage of crystal grains with an orientation difference within the grain of 5 to 14 °” EBSD analysis of a vertical cross section in the rolling direction at a 1/4 depth position (1 / 4t part) of the plate thickness t from the steel sheet surface at a measuring interval of 0.2 ⁇ m in a region of 200 ⁇ m in the rolling direction and 100 ⁇ m in the normal direction of the rolling surface.
  • the EBSD analysis is performed using an apparatus configured with a thermal field emission scanning electron microscope (JSMOL JSM-7001F) and an EBSD detector (TSL HIKARI detector) at an analysis speed of 200 to 300 points / second. Carried out.

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Abstract

鋼板は、特定の化学組成を有し、面積率で、フェライト：５～６０％、かつベイナイト：４０～９５％、で表される組織を有する。方位差が１５°以上の粒界によって囲まれ、かつ円相当径が０．３μｍ以上である領域を結晶粒と定義した場合に、粒内方位差が５～１４°である結晶粒の全結晶粒に占める割合が面積率で２０～１００％である。円相当直径が１０ｎｍ以下のＴｉ（Ｃ，Ｎ）及びＮｂ（Ｃ，Ｎ）の析出物密度が１０１０個／ｍｍ３以上である。表面から深さ２０μｍにおける硬度（Ｈｖｓ）と、板厚中心の硬度（Ｈｖｃ）との比（Ｈｖｓ／Ｈｖｃ）が、０．８５以上である。

Description

鋼板及びめっき鋼板
　本発明は、鋼板及びめっき鋼板に関する。
　近年、自動車の燃費向上を目的とした各種部材の軽量化が要求されている。この要求に対し、そのため、Ａｌ合金等の軽金属の適用は特殊な用途に限られている。従って、各種部材の軽量化をより安価でかつ広い範囲に適用するために、鋼板の高強度化による薄肉化が要求されている。
　鋼板を高強度化すると、一般的に成形性（加工性）等の材料特性が劣化する。そのため、高強度鋼板の開発において、材料特性を劣化させずに高強度化を図ることが重要な課題である。
　例えば、せん断や打ち抜き加工によりブランキングや穴開けが行われた後、伸びフランジ加工やバーリング加工を主体としたプレス成形が施され、良好な伸びフランジ性が求められる。
　また、自動車が衝突した際の衝突エネルギー吸収能力を高めるためには、鋼材の降伏応力を高めることが有効である。なぜならば、少ない変形量で、効率よくエネルギーを吸収させることができるからである。
　また、一方で、鋼板を高強度化したとしても、疲労特性が大きく劣化しては、自動車用鋼板として使用することができない。
　さらに、足回り部材に使用する鋼板などは、雨水などに曝されやすく、薄肉化した場合、腐食による減厚が大きな問題となるため、耐食性も求められる。
　上記の良好な伸びフランジ性の課題に対して、例えば、特許文献１には、ＴｉＣのサイズを制限することにより、延性、伸びフランジ性、材質均一性に優れる鋼板を提供できることが開示されている。また、特許文献２には、酸化物の種類、サイズ及び個数密度を規定することにより、伸びフランジ性と疲労特性に優れる鋼板を提供できることが開示されている。また、特許文献３には、フェライト相の面積率及び第二相との硬度差を規定することにより、強度のばらつきが小さく、かつ延性と穴広げ性とに優れる鋼板を提供できることが開示されている。
　しかしながら、上記の特許文献１に開示された技術では、鋼板の組織においてフェライト相を９５％以上確保する必要がある。そのため、十分な強度を確保するためには、４８０ＭＰａ級（ＴＳが４８０ＭＰａ以上）とする場合でも、Ｔｉを０．０８％以上含有させる必要がある。しかしながら、軟質のフェライト相を９５％以上有する鋼において、ＴｉＣの析出強化によって４８０ＭＰａ以上の強度を確保する場合、延性の低下が問題となる。また、特許文献２に開示された技術では、ＬａやＣｅなどの希少金属の添加が必須となる。従って、特許文献２に開示された技術は、いずれも合金元素の制約という課題を有している。
　また、上述したように、近年、自動車部材には、高強度鋼板の適用の要求が高まっている。高強度鋼板を冷間でプレスして成形する場合、成形中に伸びフランジ成形となる部位のエッジからのき裂が発生しやすくなる。これは、ブランク加工時に打ち抜き端面に導入されるひずみによりエッジ部のみ加工硬化が進んでしまうことによると考えられる。従来、伸びフランジ性の試験評価方法としては、穴広げ試験が用いられている。しかしながら、穴広げ試験では周方向のひずみがほとんど分布せずに破断に至るが、実際の部品の加工では、ひずみ分布が存在するため、破断部周辺のひずみや応力の勾配による破断限界への影響が存在する。したがって、高強度鋼板の場合には、穴広げ試験では十分な伸びフランジ性を示していたとしても、冷間プレスを行った場合には、ひずみ分布によってき裂が発生する場合がある。
　特許文献１、２には、光学顕微鏡で観察される組織のみを規定することで、穴広げ性を向上させることが開示されている。しかしながら、ひずみ分布を考慮した場合にも十分な伸びフランジ性を確保できるかどうかは不明である。
　降伏応力を高める方法としては、例えば、（１）加工硬化させたり、（２）転位密度の高い低温変態相（ベイナイト・マルテンサイト）を主体としたミクロ組織としたり、（３）固溶強化元素を添加したり、（４）析出強化をしたりする方法がある。（１）及び（２）の方法は、転位密度が増加するため、加工性が大幅に劣化してしまう。（３）の固溶強化を行う方法では、その強化量の絶対値に限界が有り、十分と言える程に降伏応力を上昇させることが困難である。従って、高い加工性を得ながら、効率よく降伏応力を上昇させるには、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖ等の元素を添加し、これらの合金炭窒化物の析出強化を行うことによって、高降伏応力を達成することが望ましい。
　上記観点より、マイクロアロイ元素の析出強化を利用した高強度鋼板が実用化されつつあるが、この析出強化を利用した高強度鋼板にて、上記の疲労特性と防錆を解決する必要がある。
　疲労特性に関しては、析出強化を利用した高強度鋼板では、鋼板表層の軟化により疲労強度が劣る現象が存在する。熱間圧延中に圧延ロールと直接接触する鋼板表面において、鋼板と接触したロールの抜熱効果により、鋼板表面のみ温度低下する。鋼板の最表層がＡｒ３点を下回ると、ミクロ組織及び析出物の粗大化が起こり、鋼板最表層が軟化する。これが、疲労強度の劣化の主要因である。一般に鋼材の疲労強度は、鋼板最表層が硬化している程、向上する。このため、析出強化を利用した高張力鋼板では、高い疲労強度を得難いのが現状である。そもそも、鋼板の高強度化の目的は、車体重量の軽量化であるため、鋼板強度を上昇させたにも関わらず、疲労強度が低下した場合、板厚を減じることができない。この観点から、疲労強度比は０．４５以上であることが望ましく、高強度熱延鋼板においても、引張強度と疲労強度とをバランス良く、高い値に保つことが望ましい。なお、疲労強度比とは、鋼板の疲労強度を引張強度で除した値である。一般に、引張強度の上昇に従い、疲労強度が上昇する傾向にあるが、より高強度な材料では、疲労強度比が低下してくる。このため、引張強度の高い鋼板を用いても、疲労強度が上昇せず、高強度化の目的である車体重量の軽量化を実現できない場合がある。
国際公開第２０１３／１６１０９０号 特開２００５－２５６１１５号公報 特開２０１１－１４０６７１号公報
　本発明は、高強度でありながら、厳しい伸びフランジ性並びに疲労特性と伸びに優れた鋼板及びめっき鋼板を提供することを目的とする。
　従来の知見によれば、高強度鋼板における伸びフランジ性（穴広げ性）の改善は、特許文献１～３に示されるように、介在物制御、組織均質化、単一組織化及び／又は組織間の硬度差の低減などによって行われている。言い換えれば、従来、光学顕微鏡によって観察される組織を制御することによって、伸びフランジ性の改善が図られている。
　しかしながら、光学顕微鏡で観察される組織だけを制御しても、ひずみ分布が存在する場合の伸びフランジ性を向上させることは困難である。そこで、本発明者らは、各結晶粒の粒内の方位差に着目し、鋭意検討を進めた。その結果、結晶粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の全結晶粒に占める割合を２０～１００％に制御することで、伸びフランジ性を大きく向上させることができることを見出した。
　また、本発明者らは、円相当直径が１０ｎｍ以下のＴｉ（Ｃ，Ｎ）及びＮｂ（Ｃ，Ｎ）の合計析出物密度が１０１０個／ｍｍ３以上であり、表面から深さ２０μｍにおける硬度（Ｈｖｓ）と、板厚中心の硬度（Ｈｖｃ）との比（Ｈｖｓ／Ｈｖｃ）が０．８５以上であれば、優れた疲労特性が得られることを見出した。
　本発明は、上述した結晶粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の全結晶粒に占める割合に関する新たな知見と、硬度の比に関する新たな知見とに基づき、本発明者らが鋭意検討を重ね、完成に至ったものである。
　本発明の要旨は以下の通りである。
　（１）
　質量％で、
　Ｃ：０．００８～０．１５０％、
　Ｓｉ：０．０１～１．７０％、
　Ｍｎ：０．６０～２．５０％、
　Ａｌ：０．０１０～０．６０％、
　Ｔｉ：０～０．２００％、
　Ｎｂ：０～０．２００％、
　Ｔｉ＋Ｎｂ：０．０１５～０．２００％、
　Ｃｒ：０～１．０％、
　Ｂ：０～０．１０％、
　Ｍｏ：０～１．０％、
　Ｃｕ：０～２．０％、
　Ｎｉ：０～２．０％、
　Ｍｇ：０～０．０５％、
　ＲＥＭ：０～０．０５％、
　Ｃａ：０～０．０５％、
　Ｚｒ：０～０．０５％、
　Ｐ：０．０５％以下、
　Ｓ：０．０２００％以下、
　Ｎ：０．００６０％以下、かつ
　残部：Ｆｅ及び不純物、
　で表される化学組成を有し、
　面積率で、
　フェライト：５～６０％、かつ
　ベイナイト：４０～９５％、
　で表される組織を有し、
　方位差が１５°以上の粒界によって囲まれ、かつ円相当径が０．３μｍ以上である領域を結晶粒と定義した場合に、粒内方位差が５～１４°である結晶粒の全結晶粒に占める割合が面積率で２０～１００％であり、
　円相当直径が１０ｎｍ以下のＴｉ（Ｃ，Ｎ）及びＮｂ（Ｃ，Ｎ）の析出物密度が１０１０個／ｍｍ３以上であり、
　表面から深さ２０μｍにおける硬度（Ｈｖｓ）と、板厚中心の硬度（Ｈｖｃ）との比（Ｈｖｓ／Ｈｖｃ）が、０．８５以上であることを特徴とする鋼板。
　（２）
　平均転位密度が１×１０１４ｍ－２以下であることを特徴とする（１）に記載の鋼板。
　（３）
　引張強度が４８０ＭＰａ以上であり、
　前記引張強度と降伏強度との比が０．８０以上であり、
　前記引張強度と鞍型伸びフランジ試験における限界成形高さとの積が１９５００ｍｍ・ＭＰａ以上であり、
　疲労強度比が０．４５以上であることを特徴とする（１）又は（２）に記載の鋼板。
　（４）
　前記化学成分が、質量％で、
　Ｃｒ：０．０５～１．０％、及び
　Ｂ：０．０００５～０．１０％、
からなる群から選択される１種以上を含むことを特徴とする（１）～（３）のいずれかに記載の鋼板。
　（５）
　前記化学成分が、質量％で、
　Ｍｏ：０．０１～１．０％、
　Ｃｕ：０．０１～２．０％、及び
　Ｎｉ：０．０１％～２．０％、
からなる群から選択される１種以上を含むことを特徴とする（１）～（４）のいずれかに記載の鋼板。
　（６）
　前記化学成分が、質量％で、
　Ｃａ：０．０００１～０．０５％、
　Ｍｇ：０．０００１～０．０５％、
　Ｚｒ：０．０００１～０．０５％、及び
　ＲＥＭ：０．０００１～０．０５％、
からなる群から選択される１種以上を含むことを特徴とする（１）～（５）のいずれかに記載の鋼板。
　（７）
　（１）～（６）のいずれかに記載の鋼板の表面に、めっき層が形成されていることを特徴とするめっき鋼板。
　（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（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（７）に記載のめっき鋼板。
　本発明によれば、高強度でありながら、厳しい延性および伸びフランジ性が要求される部材への適用が可能で、かつ、疲労特性に優れた鋼板およびめっき鋼板を提供することができる。これにより、衝突特性に優れた鋼板を実現できる。
図１Ａは、鞍型伸びフランジ試験法で用いられる鞍型成形品を示す斜視図である。 図１Ｂは、鞍型伸びフランジ試験法で用いられる鞍型成形品を示す平面図である。
　以下、本発明の実施形態について説明する。
「化学組成」
　先ず、本発明の実施形態に係る鋼板の化学組成について説明する。以下の説明において、鋼板に含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。本実施形態に係る鋼板は、Ｃ：０．００８～０．１５０％、Ｓｉ：０．０１～１．７０％、Ｍｎ：０．６０～２．５０％、Ａｌ：０．０１０～０．６０％、Ｔｉ：０～０．２００％、Ｎｂ：０～０．２００％、Ｔｉ＋Ｎｂ：０．０１５～０．２００％、Ｃｒ：０～１．０％、Ｂ：０～０．１０％、Ｍｏ：０～１．０％、Ｃｕ：０～２．０％、Ｎｉ：０～２．０％、Ｍｇ：０～０．０５％、希土類金属（rare earth metal：ＲＥＭ）：０～０．０５％、Ｃａ：０～０．０５％、Ｚｒ：０～０．０５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ｎ：０．００６０％以下、かつ残部：Ｆｅ及び不純物、で表される化学組成を有する。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
「Ｃ：０．００８～０．１５０％」
　Ｃは、Ｎｂ、Ｔｉ等と結合して鋼板中で析出物を形成し、析出強化により鋼の強度向上に寄与する。Ｃ含有量が０．００８％未満では、この効果を十分に得られない。このため、Ｃ含有量は０．００８％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０１０％以上とし、より好ましくは０．０１８％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．１５０％超では、ベイナイト中の方位分散が大きくなりやすく、粒内の方位差が５～１４°の結晶粒の割合が不足する。また、Ｃ含有量が０．１５０％超では、伸びフランジ性にとって有害なセメンタイトが増加し、伸びフランジ性が劣化する。このため、Ｃ含有量は０．１５０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１００％以下とし、より好ましくは０．０９０％以下とする。
「Ｓｉ：０．０１～１．７０％」
　Ｓｉは、溶鋼の脱酸剤として機能する。Ｓｉ含有量が０．０１％未満では、この効果を十分に得られない。このため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０２％以上とし、より好ましくは０．０３％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が１．７０％超では、伸びフランジ性が劣化したり、表面疵が発生したりする。また、Ｓｉ含有量が１．７０％超では、変態点が上がりすぎ、圧延温度を高くする必要が生じる。この場合、熱間圧延中の再結晶が著しく促進され、粒内の方位差が５～１４°の結晶粒の割合が不足する。また、Ｓｉ含有量が１．７０％超では、鋼板の表面にめっき層が形成されている場合に表面疵が生じやすい。このため、Ｓｉ含有量は１．７０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．６０％以下とし、より好ましくは１．５０％以下とし、更に好ましくは１．４０％以下とする。
「Ｍｎ：０．６０～２．５０％」
　Ｍｎは、固溶強化により、又は鋼の焼入れ性を向上させることにより、鋼の強度向上に寄与する。Ｍｎ含有量が０．６０％未満では、この効果を十分に得られない。このため、Ｍｎ含有量は０．６０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．７０％以上とし、より好ましくは０．８０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２．５０％超では、焼入れ性が過剰になり、ベイナイト中の方位分散の程度が大きくなる。この結果、粒内の方位差が５～１４°の結晶粒の割合が不足し、伸びフランジ性が劣化する。このため、Ｍｎ含有量は２．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．３０％以下とし、より好ましくは２．１０％以下とする。
「Ａｌ：０．０１０～０．６０％」
　Ａｌは、溶鋼の脱酸剤として有効である。Ａｌ含有量が０．０１０％未満では、この効果を十分に得られない。このため、Ａｌ含有量は０．０１０％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０２０％以上とし、より好ましくは０．０３０％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０．６０％超では、溶接性や靭性などが劣化する。このため、Ａｌ含有量は０．６０％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．５０％以下とし、より好ましくは０．４０％以下とする。
「Ｔｉ：０～０．２００％、Ｎｂ：０～０．２００％、Ｔｉ＋Ｎｂ：０．０１５～０．２００％」
　Ｔｉ及びＮｂは、炭化物（ＴｉＣ，ＮｂＣ）として鋼中に微細に析出し、析出強化により鋼の強度を向上させる。また、Ｔｉ及びＮｂは、炭化物を形成することによってＣを固定して、伸びフランジ性にとって有害なセメンタイトの生成を抑制する。つまり、Ｔｉ及びＮｂは、焼鈍中にＴｉＣを析出し強化させるために重要である。詳細は後述するが、本実施形態におけるＴｉ及びＮｂの活用方法について、ここでも述べる。製造工程において、熱延段階（熱間圧延から巻取りまでの段階）では、一部、Ｔｉ及びＮｂを固溶状態とする必要があるため、熱間圧延での巻き取り温度を、Ｔｉ析出物やＮｂ析出物が発生しにくい６２０℃以下としている。そして、焼鈍前にスキンパス圧延を施すことにより転位を導入することが重要である。次に、焼鈍段階で、導入された転位上に、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）やＮｂ（Ｃ，Ｎ）が微細に析出する。特に転位密度の高くなる鋼板表層付近において、その効果（Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）やＮｂ（Ｃ，Ｎ）の微細析出）が顕著となる。この効果により、Ｈｖｓ／Ｈｖｃ≧０．８５とすることが可能となり、高い疲労特性が達成できる。また、Ｔｉ及びＮｂの析出強化によって、引張強度と降伏強度との比（降伏比）を０．８０以上とすることができる。Ｔｉ及びＮｂの合計含有量が０．０１５％未満では、これらの効果を十分に得ることができない。このため、Ｔｉ及びＮｂの合計含有量は０．０１５％以上とする。Ｔｉ及びＮｂの合計含有量は、好ましくは０．０２０％以上とする。Ｔｉ及びＮｂの合計含有量が０．０１５％未満では、加工性が劣化し、圧延中に割れの頻度が高くなる。また、Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０２５％以上とし、より好ましくは０．０３５％以上とし、更に好ましくは０．０２５％以上とする。また、Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０２５％以上とし、より好ましくは０．０３５％以上とする。一方、Ｔｉ及びＮｂの合計含有量が０．２００％を超えると、粒内の方位差５～１４°の結晶粒の割合が不足し、伸びフランジ性が大きく劣化する。このため、Ｔｉ及びＮｂの合計含有量は０．２００％以下とする。Ｔｉ及びＮｂの合計含有量は、好ましくは０．１５０％以下とする。
「Ｐ：０．０５％以下」
　Ｐは不純物である。Ｐは、靭性、延性、溶接性などを劣化させるので、Ｐ含有量は低いほど好ましい。Ｐ含有量が０．０５％超であると、伸びフランジ性の劣化が著しい。このため、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３％以下とし、より好ましくは０．０２％以下とする。Ｐ含有量の下限は特に定めないが、過剰な低減は製造コストの観点から望ましくない。このため、Ｐ含有量は０．００５％以上としてもよい。
「Ｓ：０．０２００％以下」
　Ｓは不純物である。Ｓは、熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、伸びフランジ性を劣化させるＡ系介在物を形成する。従って、Ｓ含有量は低いほど好ましい。Ｓ含有量が０．０２００％超であると、伸びフランジ性の劣化が著しい。このため、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１５０％以下とし、より好ましくは０．００６０％以下とする。Ｓ含有量の下限は特に定めないが、過剰な低減は製造コストの観点から望ましくない。このため、Ｓ含有量は０．００１０％以上としてもよい。
「Ｎ：０．００６０％以下」
　Ｎは不純物である。Ｎは、Ｃよりも優先的に、Ｔｉ及びＮｂと析出物を形成し、Ｃの固定に有効なＴｉ及びＮｂを減少させる。従って、Ｎ含有量は低い方が好ましい。Ｎ含有量が０．００６０％超であると、伸びフランジ性の劣化が著しい。このため、Ｎ含有量は０．００６０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。Ｎ含有量の下限は特に定めないが、過剰な低減は製造コストの観点から望ましくない。このため、Ｎ含有量は０．００１０％以上としてもよい。
　Ｃｒ、Ｂ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｃａ及びＺｒは、必須元素ではなく、鋼板に所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。
「Ｃｒ：０～１．０％」
　Ｃｒは、鋼の強度向上に寄与する。Ｃｒが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、この効果を十分に得るために、Ｃｒ含有量は好ましくは０．０５％以上とする。一方、Ｃｒ含有量が１．０％超では、上記効果が飽和して経済性が低下する。このため、Ｃｒ含有量は１．０％以下とする。
「Ｂ：０～０．１０％」
　Ｂは、焼入れ性を高め、硬質相である低温変態生成相の組織分率を増加させる。Ｂが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、この効果を十分に得るために、Ｂ含有量は好ましくは０．０００５％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．１０％超では、上記効果が飽和して経済性が低下する。このため、Ｂ含有量は０．１０％以下とする。
「Ｍｏ：０～１．０％」
　Ｍｏは、焼入性を向上させると共に炭化物を形成して強度を高める効果を有する。Ｍｏが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、この効果を十分に得るために、Ｍｏ含有量は好ましくは０．０１％以上とする。一方、Ｍｏ含有量が１．０％超では、延性や溶接性が低下することがある。このため、Ｍｏ含有量は１．０％以下とする。
「Ｃｕ：０～２．０％」
　Ｃｕは、鋼板の強度を上げると共に、耐食性やスケールの剥離性を向上させる。Ｃｕが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、この効果を十分に得るために、Ｃｕ含有量は好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０４％以上とする。一方、Ｃｕ含有量が２．０％超では、表面疵が発生することがある。このため、Ｃｕ含有量は２．０％以下とし、好ましくは１．０％以下とする。
「Ｎｉ：０～２．０％」
　Ｎｉは、鋼板の強度を上げると共に、靭性を向上させる。Ｎｉが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、この効果を十分に得るために、Ｎｉ含有量は好ましくは０．０１％以上とする。一方、Ｎｉ含有量が２．０％超では、延性が低下する。このため、Ｎｉ含有量は２．０％以下とする。
「Ｍｇ：０～０．０５％、ＲＥＭ：０～０．０５％、Ｃａ：０～０．０５％、Ｚｒ：０～０．０５％」
　Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭは、いずれも硫化物や酸化物の形状を制御して靭性を向上させる。Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、この効果を十分に得るために、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭからなる群から選択される１種以上の含有量は好ましくは０．０００１％以上とし、より好ましくは０．０００５％以上とする。一方、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ又はＲＥＭのいずれかの含有量が０．０５％超では、伸びフランジ性が劣化する。このため、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭの含有量は、いずれも０．０５％以下とする。
「金属組織」
　次に、本発明の実施形態に係る鋼板の組織（金属組織）について説明する。以下の説明において、各組織の割合（面積率）の単位である「％」は、特に断りがない限り「面積％」を意味する。本実施形態に係る鋼板は、フェライト：５～６０％、かつベイナイト：４０～９５％、で表される組織を有する。
「フェライト：５～６０％」
　フェライトの面積率が５％未満であると、鋼板の延性が劣化し、一般に自動車用部材等で求められる特性の確保が困難となる。このため、フェライトの面積率は５％以上とする。一方、フェライトの面積率が６０％超では、伸びフランジ性が劣化したり、十分な強度を得ることが困難となったりする。このため、フェライトの面積率は６０％以下とする。フェライトの面積率は、好ましくは５０％未満とし、より好ましくは４０％未満とし、更に好ましくは３０％未満とする。
「ベイナイト：４０～９５％」
　ベイナイトの面積率が４０％以上の場合、析出強化による強度の増加を期待できる。すなわち、後述のように、本実施形態に係る鋼板の製造方法では、熱延鋼板の巻取温度を６３０℃以下とし、鋼板中に固溶Ｔｉや固溶Ｎｂを確保するが、この温度はベイナイト変態温度と近接している。このため、鋼板のミクロ組織には多くのベイナイトが含まれ、変態と同時に導入される変態転位が焼鈍時のＴｉＣやＮｂＣの核生成サイトを増すので、より大きな析出強化が図られる。熱間圧延中の冷却履歴により、その面積率が大きく変化するが、必要とされる材質特性に応じて、ベイナイトの面積率は調整される。ベイナイトの面積率は、好ましくは５０％超とし、これによりさらに析出強化による強度増加が大きくなるだけでなく、プレス成形性が劣る粗大なセメンタイトを減少し、プレス成形性も良好に維持される。ベイナイトの面積率は、より好ましくは６０％超とし、更に好ましくは７０％超とする。ベイナイトの面積率は、９５％以下とし、好ましくは８０％以下とする。
　本実施形態に係る鋼板の組織は、残部の組織として、フェライト及びベイナイト以外の金属組織を含んでいてもよい。フェライト及びベイナイト以外の金属組織としては、例えば、マルテンサイト、残留オーステナイト、パーライトなどが挙げられる。しかしながら、残部の組織の分率（面積率）が大きいと、伸びフランジ性の劣化が懸念される。このため、残部の組織は面積率で合計１０％以下とすることが好ましい。言い換えれば、組織中のフェライトとベイナイトとの合計が、面積率で９０％以上であることが好ましい。より好ましくは、フェライトとベイナイトとの合計が、面積率で１００％である。
　本実施形態に係る鋼板の製造方法では、熱延段階（熱間圧延から巻取りまでの段階）で鋼板中のＴｉ及びＮｂの一部を固溶状態としておき、熱延後のスキンパス圧延により表層にひずみを導入する。そして、焼鈍段階では、導入されたひずみを核生成サイトとして、表層にＴｉ（Ｃ，Ｎ）やＮｂ（Ｃ，Ｎ）を析出させる。以上により疲労特性の改善を行っている。このため、Ｔｉ及びＮｂの析出が進みにくい６３０℃以下で熱間圧延を完了させることが重要である。すなわち、熱延材を６３０℃以下の温度で巻き取ることが重要である。熱延材を巻き取ることによって得られる鋼板の組織（熱延段階の組織）において、ベイナイトの分率は、上記の範囲内で、任意でかまわない。特に、製品（高強度鋼板、溶融めっき鋼板、合金化溶融めっき鋼板）の伸びを高めたい場合には、熱間圧延中にフェライトの分率を高くしておくことが有効である。
　熱延段階の鋼板の組織は、ベイナイトやマルテンサイトを含むため、高い転位密度を有する。しかし、焼鈍中にベイナイトやマルテンサイトが焼き戻されるため、転位密度が低下する。焼鈍時間が不十分であると、転位密度が高いままとなり、伸びが低い。このため、焼鈍後の鋼板の平均転位密度は１×１０１４ｍ－２以下であることが好ましい。後述する式（４）、（５）を満たす条件で焼鈍を行った場合、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）やＮｂ（Ｃ，Ｎ）が析出すると共に、転位密度の減少が進む。すなわち、十分にＴｉ（Ｃ，Ｎ）やＮｂ（Ｃ，Ｎ）の析出が進んだ状態では、鋼板の平均転位密度は減少している。通常、転位密度の減少は、鋼材の降伏応力の低下につながる。しかし、本実施形態では、転位密度の減少と共にＴｉ（Ｃ，Ｎ）やＮｂ（Ｃ，Ｎ）が析出するため、高い降伏応力が得られている。本実施形態では、転位密度の測定方法は、ＣＡＭＰ－ＩＳＩＪ　Ｖｏｌ．１７（２００４）ｐ３９６に記載の「Ｘ線回折を利用した転位密度の評価方法」に準じて行い、（１１０）、（２１１）、（２２０）の半価幅から平均転位密度を算出する。
　ミクロ組織が、上述した特徴を有することによって、従来技術による析出強化を行った鋼板では達成できなかった高い降伏比と高い疲労強度比を達成できる。すなわち、鋼板表層付近のミクロ組織が、板厚中心部のミクロ組織と異なり、フェライト主体でありかつ粗大な組織を呈していても、鋼板表層付近の硬度は、焼鈍中のＴｉ（Ｃ，Ｎ）やＮｂ（Ｃ，Ｎ）の析出により、鋼板中心部と遜色ない硬度に達する。その結果、疲労亀裂の発生が抑制され、疲労強度比が上昇する。
　各組織の割合（面積率）は、以下の方法により求められる。まず、鋼板から採取した試料をナイタールでエッチングする。エッチング後に光学顕微鏡を用いて板厚の１／４深さの位置において３００μｍ×３００μｍの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行う。この画像解析により、フェライトの面積率、パーライトの面積率、並びにベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率が得られる。次いで、レペラ腐食した試料を用い、光学顕微鏡を用いて板厚の１／４深さの位置において３００μｍ×３００μｍの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行う。この画像解析により、残留オーステナイト及びマルテンサイトの合計面積率が得られる。さらに、圧延面法線方向から板厚の１／４深さまで面削した試料を用い、Ｘ線回折測定により残留オーステナイトの体積率を求める。残留オーステナイトの体積率は、面積率と同等であるので、これを残留オーステナイトの面積率とする。そして、残留オーステナイト及びマルテンサイトの合計面積率から残留オーステナイトの面積率を減じることでマルテンサイトの面積率が得られ、ベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率からマルテンサイトの面積率を減じることでベイナイトの面積率が得られる。このようにして、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト及びパーライトのそれぞれの面積率を得ることができる。
「析出物密度」
　優れた降伏比（降伏強度と引張強度との比）を得るためには、マルテンサイトなどの硬質相による変態強化よりも、ベイナイトの焼戻しによって析出するＴｉ（Ｃ，Ｎ）やＮｂ（Ｃ，Ｎ）などによる析出強化が非常に重要となる。本実施形態では、析出強化に有効な円相当直径が１０ｎｍ以下のＴｉ（Ｃ，Ｎ）及びＮｂ（Ｃ，Ｎ）の合計析出物密度が１０１０個／ｍｍ３以上とする。これにより、０．８０以上の降伏比を実現できる。ここで、（長径×短径）の平方根として求められた円相当直径が１０ｎｍ超の析出物は、本発明において得られる特性に対して影響を与えるものではない。しかし、析出物サイズが微細となる程、有効にＴｉ（Ｃ，Ｎ）及びＮｂ（Ｃ，Ｎ）による析出強化が得られ、これにより、含有する合金元素の量を低減できる可能性がある。このため、円相当直径が１０ｎｍ以下のＴｉ（Ｃ，Ｎ）及びＮｂ（Ｃ，Ｎ）の合計析出物密度を規定している。析出物の観察は、特開２００４－３１７２０３号公報に記載の方法に従って作製されたレプリカ試料を透過型電子顕微鏡にて観察することにより行う。視野は５０００倍～１０００００倍の倍率で設定し、３視野以上から、１０ｎｍ以下のＴｉ（Ｃ，Ｎ）及びＮｂ（Ｃ，Ｎ）の個数をカウントする。そして、電解前後での重量変化から電解重量を求め、比重７．８ｔｏｎ／ｍ３から重量を体積に換算する。そして、カウントした個数を体積で除することによって、合計析出物密度を算出する。
「硬度分布」
　本発明者らは、疲労特性と伸び及び衝突特性を改善するために、マイクロアロイ元素による析出強化を活用した高強度鋼板において、鋼板表層での硬度と鋼板中心部の硬度との比を０．８５以上とすることによって、疲労特性が改善することを見出した。ここで、鋼板表層の硬度とは、鋼板断面において、表面から内部へ深さ２０μｍの位置での硬度を言い、これをＨｖｓと示す。また、鋼板中心部の硬度とは、鋼板断面における鋼板表面から板厚の１／４内側の位置での硬度を言い、これをＨｖｃと示す。これらの比Ｈｖｓ／Ｈｖｃが０．８５未満では、疲労特性が劣化し、一方、Ｈｖｓ／Ｈｖｃが０．８５以上では、疲労特性が改善することを本発明者らは見出した。従って、Ｈｖｓ／Ｈｖｃを０．８５以上とする。
　本実施形態に係る鋼板では、方位差が１５°以上の粒界によって囲まれ、かつ円相当径が０．３μｍ以上である領域を結晶粒と定義した場合に、粒内方位差が５～１４°である結晶粒の全結晶粒に占める割合が面積率で２０～１００％である。粒内の方位差は、結晶方位解析に多く用いられる電子ビーム後方散乱回折パターン解析（electron back scattering diffraction：ＥＢＳＤ）法を用いて求められる。粒内の方位差は、組織において、方位差が１５°以上である境界を粒界とし、この粒界によって囲まれる領域を結晶粒と定義した場合の値である。
　粒内の方位差が５～１４°である結晶粒は、強度と加工性とのバランスが優れる鋼板を得るために有効である。粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合を多くすることで、所望の鋼板強度を維持しつつ、伸びフランジ性を向上させることができる。粒内方位差が５～１４°である結晶粒の全結晶粒に占める割合が面積率で２０％以上であると、所望の鋼板強度と伸びフランジ性が得られる。粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合は、高くても構わないため、その上限は１００％である。
　後述するように、仕上げ圧延の後段３段の累積ひずみを制御すると、フェライトやベイナイトの粒内に結晶方位差が生じる。この原因を以下のように考える。累積ひずみを制御することによって、オーステナイト中の転位が増え、オーステナイト粒内に高密度で転位壁ができ、いくつかのセルブロックが形成される。これらのセルブロックは、異なる結晶方位をもつ。このように高い転位密度で、かつ異なる結晶方位のセルブロックが含まれるオーステナイトから変態することによって、フェライトやベイナイトも、同じ粒内であっても、結晶方位差があり、かつ転位密度も高くなるものと考えられる。したがって、粒内の結晶方位差は、その結晶粒に含まれる転位密度と相関があると考えられる。一般的に、粒内の転位密度の増加は、強度の向上をもたらす一方、加工性を低下させる。しかし、粒内の方位差が５～１４°に制御された結晶粒では、加工性を低下させることなく強度を向上させることができる。そのため、本実施形態に係る鋼板では、粒内の方位差が５～１４°の結晶粒の割合を２０％以上とする。粒内の方位差が５°未満の結晶粒は、加工性に優れるが高強度化が困難である。粒内の方位差が１４°超の結晶粒は、結晶粒内で変形能が異なるので、伸びフランジ性の向上に寄与しない。
　粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合は、以下の方法で測定できる。まず、鋼板表面から板厚ｔの１／４深さ位置（１／４ｔ部）の圧延方向垂直断面について、圧延方向に２００μｍ、圧延面法線方向に１００μｍの領域を０．２μｍの測定間隔でＥＢＳＤ解析して結晶方位情報を得る。ここでＥＢＳＤ解析は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＨＩＫＡＲＩ検出器）で構成された装置を用い、２００～３００点／秒の解析速度で実施する。次に、得られた結晶方位情報に対して、方位差１５°以上かつ円相当径で０．３μｍ以上の領域を結晶粒と定義して、結晶粒の粒内の平均方位差を計算し、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合を求める。上記で定義した結晶粒や粒内の平均方位差は、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」を用いて算出できる。
　本実施形態おける「粒内方位差」とは、結晶粒内の方位分散である「Ｇｒａｉｎ　Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ｓｐｒｅａｄ（ＧＯＳ）」を表す。粒内方位差の値は「ＥＢＳＤ法及びＸ線回折法によるステンレス鋼の塑性変形におけるミスオリエンテーションの解析」、木村英彦他、日本機械学会論文集（Ａ編）、７１巻、７１２号、２００５年、ｐ．１７２２－１７２８に記載されているように、同一結晶粒内において基準となる結晶方位と全ての測定点間のミスオリエンテーションの平均値として求められる。本実施形態において、基準となる結晶方位は、同一結晶粒内の全ての測定点を平均化した方位である。ＧＯＳの値は、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）Ｖｅｒｓｉｏｎ　７．０．１」を用いて算出できる。
　本実施形態に係る鋼板において、フェライトやベイナイトなどの光学顕微鏡組織で観察される各組織の面積率と、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合とは、直接関係するものではない。言い換えれば、例えば、同一のフェライトの面積率及びベイナイトの面積率を有する鋼板があったとしても、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合が同一であるとは限らない。従って、フェライトの面積率及びベイナイトの面積率を制御しただけでは、本実施形態に係る鋼板に相当する特性を得ることはできない。
　本実施形態において、伸びフランジ性は鞍型成形品を用いた、鞍型伸びフランジ試験法で評価する。図１Ａ及び図１Ｂは、本実施形態における鞍型伸びフランジ試験法で用いられる鞍型成形品を示す図であり、図１Ａは斜視図、図１Ｂは平面図である。鞍型伸びフランジ試験法では、具体的には、図１Ａ及び図１Ｂに示すような直線部と円弧部とからなる伸びフランジ形状を模擬した鞍型成形品１をプレス加工し、そのときの限界成形高さを用いて伸びフランジ性を評価する。本実施形態における鞍型伸びフランジ試験法では、コーナー部２の曲率半径Ｒを５０～６０ｍｍ、コーナー部２の開き角θを１２０°とした鞍型成形品１を用いて、コーナー部２を打ち抜く際のクリアランスを１１％としたときの限界成形高さＨ（ｍｍ）を測定する。ここで、クリアランスとは、打ち抜きダイスとパンチの間隙と試験片の厚さとの比を示す。クリアランスは、実際には打ち抜き工具と板厚の組み合わせによって決まるので、１１％とは、１０．５～１１．５％の範囲を満足することを意味する。限界成形高さＨの判定は、成形後に目視にて板厚の１／３以上の長さを有するクラックの存在の有無を観察し、クラックが存在しない限界の成形高さとする。
　従来、伸びフランジ成形性に対応した試験法として用いられている穴広げ試験は、周方向のひずみがほとんど分布せずに破断に至る。このため、実際の伸びフランジ成形時とは破断部周辺のひずみや応力勾配が異なる。また、穴広げ試験は、板厚貫通の破断が発生した時点での評価となるなど、本来の伸びフランジ成形を反映した評価になっていない。一方、本実施形態で用いた鞍型伸びフランジ試験では、ひずみ分布を考慮した伸びフランジ性を評価できるため、本来の伸びフランジ成形を反映した評価が可能である。
　本実施形態に係る鋼板によれば、４８０ＭＰａ以上の引張強度が得られる。つまり、優れた引張強度が得られる。引張強度の上限は、特に限定されない。ただし、本実施形態における成分範囲において、実質的な引張強度の上限は１１８０ＭＰａ程度である。引張強度は、ＪＩＳ－Ｚ２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ－Ｚ２２４１に記載の試験方法に従って引張試験を行うことによって、測定することができる。
　本実施形態に係る鋼板によれば、３８０ＭＰａ以上の降伏強度が得られる。つまり、優れた降伏強度が得られる。降伏強度の上限は、特に限定されない。ただし、本実施形態における成分範囲において、実質的な降伏強度の上限は９００ＭＰａ程度である。降伏強度も、ＪＩＳ－Ｚ２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ－Ｚ２２４１に記載の試験方法に従って引張試験を行うことによって、測定することができる。
　本実施形態に係る鋼板によれば、０．８０以上の降伏比（引張強度と降伏強度との比）が得られる。つまり、優れた降伏比が得られる。降伏比の上限は、特に限定されない。ただし、本実施形態における成分範囲において、実質的な降伏比の上限は０．９６程度である。
　本実施形態に係る鋼板によれば、１９５００ｍｍ・ＭＰａ以上の引張強度と鞍型伸びフランジ試験における限界成形高さとの積が得られる。つまり、優れた伸びフランジ性が得られる。この積の上限は、特に限定されない。ただし、本実施形態における成分範囲において、実質的なこの積の上限は２５０００ｍｍ・ＭＰａ程度である。
　本実施形態の鋼板の表面に、めっき層が形成されていてもよい。つまり、本発明の他の実施形態としてめっき鋼板が挙げられる。めっき層は、例えば電気めっき層、溶融めっき層又は合金化溶融めっき層である。溶融めっき層及び合金化溶融めっき層としては、例えば、亜鉛及びアルミニウムの少なくともいずれか一方からなる層が挙げられる。具体的には、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、溶融アルミニウムめっき層、合金化溶融アルミニウムめっき層、溶融Ｚｎ－Ａｌめっき層、及び合金化溶融Ｚｎ－Ａｌめっき層などが挙げられる。特に、めっきのし易さや防食性の観点から、溶融亜鉛めっき層及び合金化溶融亜鉛めっき層が好ましい。
　溶融めっき鋼板や合金化溶融めっき鋼板は、前述した本実施形態に係る鋼板に対して溶融めっき又は合金化溶融めっきを施すことによって製造される。ここで、合金化溶融めっきとは、溶融めっきを施して表面に溶融めっき層を形成し、次いで、合金化処理を施して溶融めっき層を合金化溶融めっき層とすることを言う。溶融めっき鋼板や合金化溶融めっき鋼板は、本実施形態に係る鋼板を有し、かつ表面に溶融めっき層や合金化溶融めっき層が設けられているため、本実施形態に係る鋼板の作用効果と共に、優れた防錆性が達成できる。めっきを施す前に、プレめっきとして、Ｎｉ等を表面につけてもよい。
　本発明の実施形態に係るめっき鋼板は、鋼板の表面にめっき層が形成されているので、優れた防錆性を有する。したがって、例えば、本実施形態のめっき鋼板を用いて、自動車の部材を薄肉化した場合に、部材の腐食により自動車の使用寿命が短くなることを防止できる。
　次に、本発明の実施形態に係る鋼板を製造する方法について説明する。この方法では、熱間圧延、第１の冷却、第２の冷却、第１のスキンパス圧延、焼鈍及び第２のスキンパス圧延をこの順で行う。
「熱間圧延」
　熱間圧延は、粗圧延と仕上げ圧延とを含む。熱間圧延では、上述した化学成分を有するスラブ（鋼片）を加熱し、粗圧延を行う。スラブ加熱温度は、下記式（１）で表されるＳＲＴｍｉｎ℃以上１２６０℃以下とする。
　ＳＲＴｍｉｎ＝［７０００／｛２．７５－ｌｏｇ（［Ｔｉ］×［Ｃ］）｝－２７３）＋１００００／｛４．２９－ｌｏｇ（［Ｎｂ］×［Ｃ］）｝－２７３）］／２・・・（１）
　ここで、式（１）中の［Ｔｉ］、[Ｎｂ]、［Ｃ］は、質量％でのＴｉ、Ｎｂ、Ｃの含有量を示す。
　スラブ加熱温度がＳＲＴｍｉｎ℃未満であると、Ｔｉ及び／又はＮｂが十分に溶体化しない。スラブ加熱時にＴｉ及び／又はＮｂが溶体化しないと、Ｔｉ及び／又はＮｂを炭化物（ＴｉＣ、ＮｂＣ）として微細析出させて、析出強化により鋼の強度を向上させることが困難となる。また、スラブ加熱温度がＳＲＴｍｉｎ℃未満であると、炭化物（ＴｉＣ、ＮｂＣ）の形成によってＣを固定して、バーリング性にとって有害なセメンタイトの生成を抑制することが困難となる。また、スラブ加熱温度がＳＲＴｍｉｎ℃未満であると、粒内の結晶方位差が５～１４°の結晶粒の割合が不足しやすい。このため、スラブ加熱温度はＳＲＴｍｉｎ℃以上とする。一方、スラブ加熱温度が１２６０℃超であると、スケールオフにより歩留が低下する。このため、スラブ加熱温度は１２６０℃以下とする。
　仕上げ圧延により熱延鋼板が得られる。粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合を２０％以上にするために、仕上げ圧延において後段３段（最終３パス）での累積ひずみを０．５～０．６とした上で、後述する冷却を行う。これは、以下に示す理由による。粒内の方位差が５～１４°である結晶粒は、比較的低温にてパラ平衡状態で変態することにより生成する。このため、熱間圧延において変態前のオーステナイトの転位密度をある範囲に限定するとともに、その後の冷却速度をある範囲に限定することによって、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の生成を制御できる。
　すなわち、仕上げ圧延の後段３段での累積ひずみ及びその後の冷却を制御することで、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の核生成頻度及びその後の成長速度を制御できる。その結果、冷却後に得られる鋼板における粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の面積率を制御できる。より具体的には、仕上げ圧延によって導入されるオーステナイトの転位密度が主に核生成頻度に関わり、圧延後の冷却速度が主に成長速度に関わる。
　仕上げ圧延の後段３段の累積ひずみが０．５未満では、導入されるオーステナイトの転位密度が十分でなく、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合が２０％未満となる。このため、後段３段の累積ひずみは０．５以上とする。一方、仕上げ圧延の後段３段の累積ひずみが０．６を超えると、熱間圧延中にオーステナイトの再結晶が起こり、変態時の蓄積転位密度が低下する。この結果、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合が２０％未満となる。このため、後段３段の累積ひずみは０．６以下とする。
　仕上げ圧延の後段３段の累積ひずみ（εｅｆｆ．）は、以下の式（２）によって求められる。
　εｅｆｆ．＝Σεｉ（ｔ，Ｔ）・・・（２）
　ここで、
　εｉ（ｔ，Ｔ）＝εｉ０／ｅｘｐ｛（ｔ／τＲ）２／３｝、
　τＲ＝τ０・ｅｘｐ（Ｑ／ＲＴ）、
　τ０＝８．４６×１０－９、
　Ｑ＝１８３２００Ｊ、
　Ｒ＝８．３１４Ｊ／Ｋ・ｍｏｌ、であり、
　εｉ０は圧下時の対数ひずみを示し、ｔは当該パスでの冷却直前までの累積時間を示し、Ｔは当該パスでの圧延温度を示す。
　圧延終了温度をＡｒ３℃未満にすると、変態前のオーステナイトの転位密度が過度に高まり、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒を２０％以上とすることが困難となる。このため、仕上げ圧延の終了温度はＡｒ３℃以上とする。
　仕上げ圧延は、複数の圧延機を直線的に配置し、１方向に連続圧延して所定の厚みを得るタンデム圧延機を用いて行うことが好ましい。また、タンデム圧延機を用いて仕上げ圧延を行う場合、圧延機と圧延機との間で冷却（スタンド間冷却）を行って、仕上げ圧延中の鋼板温度がＡｒ３℃以上～Ａｒ３＋１５０℃以下の範囲となるように制御する。仕上げ圧延時の鋼板の最高温度がＡｒ３＋１５０℃を超えると、粒径が大きくなりすぎるために靭性が劣化することが懸念される。
　上記のような条件の熱間圧延を行うことで、変態前のオーステナイトの転位密度範囲を限定し、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒を所望の割合で得ることができる。
　Ａｒ３は、鋼板の化学成分に基づき、圧下による変態点への影響を考慮した下記式（３）で算出する。
　Ａｒ３＝９７０－３２５×［Ｃ］＋３３×［Ｓｉ］＋２８７×［Ｐ］＋４０×［Ａｌ］－９２×（［Ｍｎ］＋［Ｍｏ］＋［Ｃｕ］）－４６×（［Ｃｒ］＋［Ｎｉ］）・・・（３）
　ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｐ］、［Ａｌ］、［Ｍｎ］、［Ｍｏ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］は、それぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉの質量％での含有量を示す。含有されていない元素については、０％として計算する。
「第１の冷却、第２の冷却」
　この製造方法では、仕上げ圧延の完了後、熱延鋼板の第１の冷却及び第２の冷却をこの順で行う。第１の冷却では、１０℃／ｓ以上の冷却速度で６００～７５０℃の第１の温度域まで熱延鋼板を冷却する。第２の冷却では、３０℃／ｓ以上の冷却速度で４５０～６３０℃の第２の温度域まで熱延鋼板を冷却する。第１の冷却と第２の冷却との間には、第１の温度域に熱延鋼板を０秒超１０秒以下保持する。
　第１の冷却の冷却速度が１０℃／ｓ未満であると、粒内の結晶方位差が５～１４°の結晶粒の割合が不足する。また、第１の冷却の冷却停止温度が６００℃未満であると、面積率で５％以上のフェライトを得ることが困難となるとともに、粒内の結晶方位差が５～１４°の結晶粒の割合が不足する。また、第１の冷却の冷却停止温度が７５０℃超であると、面積率で４０％以上のベイナイトを得ることが困難となるとともに、粒内の結晶方位差が５～１４°の結晶粒の割合が不足する。高いベイナイト分率を得るという観点から、第１の冷却の冷却停止温度は、７５０℃以下とし、好ましくは７４０℃以下とし、より好ましくは７３０℃以下とし、さらに好ましくは７２０℃以下とする。
　６００～７５０℃での保持時間が１０秒を超えると、バーリング性に有害なセメンタイトが生成しやすくなる。また、６００～７５０℃での保持時間が１０秒を超えると、面積率で４０％以上のベイナイトを得ることが困難となる場合が多く、さらに粒内の結晶方位差が５～１４°の結晶粒の割合が不足する。高いベイナイト分率を得るという観点から、保持時間は、１０．０秒以下とし、好ましくは９．５秒以下とし、より好ましくは９．０秒以下とし、さらに好ましくは８．５秒以下とする。６００～７５０℃での保持時間が０秒であると、フェライトを面積率で５％以上得ることが困難になるとともに、粒内の結晶方位差が５～１４°の結晶粒の割合が不足する。
　第２の冷却の冷却速度が３０℃／ｓ未満であると、バーリング性に有害なセメンタイトが生成しやすくなるとともに、粒内の結晶方位差が５～１４°の結晶粒の割合が不足する。第２の冷却の冷却停止温度が４５０℃未満であると、面積率で５％以上のフェライトを得ることが困難となるとともに、粒内の結晶方位差が５～１４°の結晶粒の割合が不足する。一方、第２の冷却の冷却停止温度が６３０℃超であると、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合が不足したり、面積率で４０％以上のベイナイトを得ることが困難となったりする場合が多い。高いベイナイト分率を得るという観点から、第２の冷却の冷却停止温度は、６３０℃以下とし、好ましくは６１０℃以下とし、より好ましくは５９０℃以下とし、さらに好ましくは５７０℃以下とする。
　第１の冷却及び第２の冷却における冷却速度の上限は、特に限定しないが、冷却設備の設備能力を考慮して２００℃／ｓ以下としてもよい。
　第２の冷却後に熱延鋼板を巻き取る。巻取温度を６３０℃以下とすることにより、鋼板の段階（熱間圧延から巻取りまでの段階）での合金炭窒化物の析出を抑制する。
　以上のように、熱延の加熱から、冷却履歴や、さらに巻取温度を高度に制御することによって、所望の熱延原板を達成できる。
　この熱延原板は、面積率で、５～６０％のフェライト及び４０～９５％のベイナイトを含む組織を有し、方位差が１５°以上の粒界によって囲まれ、かつ円相当径が０．３μｍ以上である領域を結晶粒と定義した場合に、粒内方位差が５～１４°である結晶粒の全結晶粒に占める割合が面積率で２０～１００％である。
　この製造方法では、熱間圧延の条件を制御することにより、オーステナイトに加工転位を導入する。そうした上で、冷却条件を制御することにより、導入された加工転位を適度に残すことが重要である。すなわち、すなわち、熱間圧延の条件又は冷却の条件を単独で制御したとしても、所望の熱延原板を得ることはできず、熱間圧延及び冷却の条件の両方を適切に制御することが重要である。上記以外の条件については、例えば、第２の冷却の後に公知の方法で巻き取るなど、公知の方法を用いればよく、特に限定しない。
「第１のスキンパス圧延」
　第１のスキンパス圧延では、熱延鋼板を酸洗し、酸洗後の鋼板に対して０．１～５．０％の伸び率でスキンパス圧延を施す。鋼板にスキンパス圧延を施すことにより、鋼板表面にひずみを付与することができる。後工程の焼鈍中に、このひずみを介して転位上に合金炭窒化物が核生成し易くなり、表層が硬化する。スキンパス圧延の伸び率が０．１％未満の場合、十分なひずみを付与できず、表層硬度Ｈｖｓが上昇しない。一方、スキンパス圧延の伸び率が５．０％を超える場合、表層のみでなく鋼板中央部でもひずみが付与され、鋼板の加工性が劣る。通常の鋼板であれば、その後の焼鈍によりフェライトが再結晶し、伸びや穴広げ性が改善する。しかし、本実施形態における化学組成を有し、かつ６３０℃以下で巻き取りが行われた熱延鋼板中には、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖが固溶しており、これらが焼鈍によるフェライト再結晶を著しく遅延させ、焼鈍後の伸びと穴広げ性が改善しない。このため、スキンパス圧延の伸び率は５．０％以下とする。このスキンパス圧延の伸び率に応じてひずみが付与され、疲労特性の改善の観点からは、鋼板表層の歪量に応じて焼鈍中の鋼板表層付近での析出強化が進行する。このため、伸び率は０．４％以上とすることが好ましい。また、鋼板の加工性の観点からは、鋼板内部へのひずみの付与による加工性の劣化を防ぐために、伸び率は２．０％以下とすることが好ましい。スキンパス圧延の伸び率が０．１～５．０％の場合、Ｈｖｓ／Ｈｖｃが改善し、０．８５以上となることが分かる。また、スキンパス圧延を行わない場合（スキンパス圧延の伸び率が０％）又はスキンパス圧延の伸び率が５．０％超を超える場合、Ｈｖｓ／Ｈｖｃ＜０．８５となることが分かる。
　第１のスキンパス圧延の伸び率が０．１～５．０％の場合、優れた伸びが得られる。また、第１のスキンパス圧延の伸び率が５．０％を超える場合、伸びが劣り、プレス成形性が劣る。第１のスキンパス圧延の伸び率が０％又は５％を超える場合、疲労強度比が劣る。
　第１のスキンパス圧延の伸び率が０．１～５．０％の場合、引張強度がほぼ同じであれば、ほぼ同じ伸びと疲労強度比が得られることが分かる。第１のスキンパス圧延の伸び率が５％を超える場合（高スキンパス領域）、引張強度が４９０ＭＰａ以上であっても、伸びが低く、さらに疲労強度比も低いことが分かる。
「焼鈍」
　第１のスキンパス圧延を施した後に、鋼板を焼鈍する。なお、形状矯正を目的にレベラー等を使用しても構わない。焼鈍を行う目的は、硬質相の焼き戻しを行うことではなく、鋼板中に固溶していたＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖを合金炭窒化物として析出させることである。従って、焼鈍工程での最高加熱温度（Ｔｍａｘ）及び保持時間の制御が重要となる。最高加熱温度及び保持時間を所定の範囲内に制御することにより、引張強度と降伏応力を高めるだけでなく、表層硬度を向上させ、疲労特性と衝突特性の改善を行う。焼鈍中の温度と保持時間が不適であると、炭窒化物が析出しないか、あるいは析出炭窒化物の粗大化が起こるため、最高加熱温度及び保持時間を以下のように限定する。
　焼鈍中の最高加熱温度は６００～７５０℃の範囲内に設定する。最高加熱温度が６００℃未満では、合金炭窒化物の析出に要する時間が非常に長くなり、連続焼鈍設備において製造することが困難となる。このため、最高加熱温度は６００℃以上とする。また、最高加熱温度が７５０℃超では、合金炭窒化物の粗大化が起こり、析出強化による強度増加が十分には得られない。また、最高加熱温度がＡｃ１点以上の場合、フェライトとオーステナイトとの２相域となり、析出強化による強度増加が十分に得られなくなる。このため、最高加熱温度は７５０℃以下とする。上記のように、この焼鈍の主目的は、硬質相の焼き戻しを行うことではなく、鋼板中に固溶していたＴｉやＮｂを析出させることにある。この際、最終的な強度は、鋼材の合金成分や鋼板のミクロ組織中の各相の分率により決定されるが、表層硬化による疲労特性の改善と降伏比の向上は、鋼材の合金成分や鋼板のミクロ組織中の各相の分率になんら影響されるものではない。
　本発明者らは、鋭意実験を行った結果、焼鈍中の６００℃以上での保持時間（ｔ）が、焼鈍中の最高加熱温度（Ｔｍａｘ）に対して以下の式（４）、（５）の関係を満たすことにより、高い降伏応力と０．８５以上のＨｖｓ／Ｈｖｃを満足できることを見出した。
　５３０－０．７×Ｔｍａｘ ≦ ｔ ≦ ３６００－３．９×Ｔｍａｘ・・・（４）
　ｔ＞０・・・（５）
　最高加熱温度が６００～７５０℃の範囲内の場合、Ｈｖｓ／Ｈｖｃが０．８５以上となる。本実施形態に係る鋼板は、いずれも６００℃以上での保持時間（ｔ）が式（４）、（５）の範囲を満たす条件で製造されている。本実施形態に係る鋼板は、保持時間（ｔ）が式（４）、（５）の範囲を満たす場合、Ｈｖｓ／Ｈｖｃが０．８５以上となる。本実施形態に係る鋼板は、Ｈｖｓ／Ｈｖｃが０．８５以上の場合、疲労強度比が０．４５以上となる。最高加熱温度が６００～７５０℃の範囲内である場合、析出強化により表層が硬化し、Ｈｖｓ／Ｈｖｃが０．８５以上となる。最高加熱温度及び６００℃以上での保持時間を上記した範囲内に設定することによって、鋼板中心部の硬度に比べて、表層が十分硬化する。これにより、本実施形態に係る鋼板は疲労強度比が０．４５以上となる。これは、表層の硬化により、疲労亀裂の発生を遅らせることが出来るからであり、表層硬度が高い程、その効果は大きくなる。
「第２のスキンパス圧延」
　焼鈍後には、鋼板に対して第２のスキンパス圧延を施す。これにより、疲労特性をさらに改善できる。第２のスキンパス圧延では、伸び率を０．２～２．０％とし、好ましくは０．５～１．０％とする。伸び率が０．２％未満では、十分な表面粗度の改善と表層のみの加工硬化が得られず、疲労特性が十分に改善しない場合がある。このため、第２のスキンパス圧延の伸び率は０．２％以上とする。一方、伸び率が２．０％を超えると、鋼板が加工硬化し過ぎて、プレス成形性が劣る場合がある。このため、第２のスキンパス圧延の伸び率は２．０％以下とする。
　このようにして本実施形態に係る鋼板を得ることができる。つまり、合金元素を含む成分組成と製造条件を詳細に制御することによって、従来では達成できなかった優れた成形性、疲労特性及び衝突安全性を有し、かつ引張強度が４８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を製造できる。
　なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
　次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　表１及び表２に示す化学組成を有する鋼を溶製して鋼片を製造し、得られた鋼片を表３及び表４に示す加熱温度に加熱して粗圧延を行い、引き続いて、表３及び表４に示す条件で仕上げ圧延を行った。仕上げ圧延後の熱延鋼板の板厚は、２．２～３．４ｍｍであった。表２中の空欄は、分析値が検出限界未満であったことを意味する。表１及び表２中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示し、表４中の下線は、本発明の鋼板の製造に適した範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　Ａｒ３（℃）は表１及び表２に示した成分より式（３）を用いて求めた。
　Ａｒ３＝９７０－３２５×［Ｃ］＋３３×［Ｓｉ］＋２８７×［Ｐ］＋４０×［Ａｌ］－９２×（［Ｍｎ］＋［Ｍｏ］＋［Ｃｕ］）－４６×（［Ｃｒ］＋［Ｎｉ］）・・・（３）
　仕上げ３段の累積ひずみは式（２）より求めた。
　εｅｆｆ．＝Σεｉ（ｔ，Ｔ）・・・（２）
　ここで、
　εｉ（ｔ，Ｔ）＝εｉ０／ｅｘｐ｛（ｔ／τＲ）２／３｝、
　τＲ＝τ０・ｅｘｐ（Ｑ／ＲＴ）、
　τ０＝８．４６×１０－９、
　Ｑ＝１８３２００Ｊ、
　Ｒ＝８．３１４Ｊ／Ｋ・ｍｏｌ、であり、
　εｉ０は圧下時の対数ひずみを示し、ｔは当該パスでの冷却直前までの累積時間を示し、Ｔは当該パスでの圧延温度を示す。
　次いで、表５及び表６に示す条件で熱延鋼板の第１の冷却、第１の温度域での保持、第２の冷却、第１のスキンパス圧延、焼鈍及び第２のスキンパス圧延を行い、試験Ｎｏ．１～４６の熱延鋼板を得た。焼鈍の昇温速度を５℃／ｓとし、最高加熱温度からの冷却速度を５℃／ｓとした。また、いくつかの実験例については、焼鈍に引き続き、溶融亜鉛めっき、及び合金化処理を行い、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩと記載）や合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡと記載）を製造した。なお、溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合、第２のスキンパスは、溶融亜鉛めっきの後に行い、合金溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合、第２のスキンパスは、合金化処理の後に行った。表６中の下線は、本発明の鋼板の製造に適した範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　そして、各鋼板について、以下に示す方法により、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、パーライトの組織分率（面積率）、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合、析出物密度及び転位密度を求めた。その結果を表７及び表８に示す。マルテンサイト及び／またパーライトが含まれる場合、表中の「残部組織」の欄に記載した。表８中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
「フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、パーライトの組織分率（面積率）」
　まず、鋼板から採取した試料をナイタールでエッチングした。エッチング後に光学顕微鏡を用いて板厚の１／４深さの位置において３００μｍ×３００μｍの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行った。この画像解析により、フェライトの面積率、パーライトの面積率、並びにベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率を得た。次いで、レペラ腐食した試料を用い、光学顕微鏡を用いて板厚の１／４深さの位置において３００μｍ×３００μｍの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行った。この画像解析により、残留オーステナイト及びマルテンサイトの合計面積率を得た。さらに、圧延面法線方向から板厚の１／４深さまで面削した試料を用い、Ｘ線回折測定により残留オーステナイトの体積率を求めた。残留オーステナイトの体積率は、面積率と同等であるので、これを残留オーステナイトの面積率とした。そして、残留オーステナイト及びマルテンサイトの合計面積率から残留オーステナイトの面積率を減じることでマルテンサイトの面積率を得、ベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率からマルテンサイトの面積率を減じることでベイナイトの面積率を得た。このようにして、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト及びパーライトのそれぞれの面積率を得た。
「粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合」
　鋼板表面から板厚ｔの１／４深さ位置（１／４ｔ部）の圧延方向垂直断面について、圧延方向に２００μｍ、圧延面法線方向に１００μｍの領域を０．２μｍの測定間隔でＥＢＳＤ解析して結晶方位情報を得た。ここで、ＥＢＳＤ解析は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＨＩＫＡＲＩ検出器）で構成された装置を用い、２００～３００点／秒の解析速度で実施した。次に、得られた結晶方位情報に対して、方位差１５°以上かつ円相当径で０．３μｍ以上の領域を結晶粒と定義し、結晶粒の粒内の平均方位差を計算し、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合を求めた。上記で定義した結晶粒や粒内の平均方位差は、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」を用いて算出した。
「析出物密度」
　特開２００４－３１７２０３号公報に記載の方法に従って作製されたレプリカ試料を透過型電子顕微鏡にて観察することにより、析出物を観察した。視野は５０００倍～１０００００倍の倍率で設定し、３視野以上から、１０ｎｍ以下のＴｉ（Ｃ，Ｎ）及びＮｂ（Ｃ，Ｎ）の個数をカウントした。そして、電解前後での重量変化から電解重量を求め、比重７．８ｔｏｎ／ｍ３から重量を体積に換算し、カウントした個数を体積で除することによって、合計析出物密度を算出した。
「転位密度」
　ＣＡＭＰ－ＩＳＩＪ　Ｖｏｌ．１７（２００４）ｐ３９６に記載の「Ｘ線回折を利用した転位密度の評価方法」に準じて転位密度を測定し、（１１０）、（２１１）、（２２０）の半価幅から平均転位密度を算出した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　次に、引張試験において、降伏強度と引張強度とを求め、鞍型伸びフランジ試験によって、限界成形高さを求めた。また、引張強度（ＭＰａ）と限界成形高さ（ｍｍ）との積を伸びフランジ性の指標として評価を行い、積が１９５００ｍｍ・ＭＰａ以上の場合に、伸びフランジ性に優れると判断した。
　引張試験は、ＪＩＳ５号引張試験片を圧延方向に対して直角方向から採取し、この試験片を用いて、ＪＩＳＺ２２４１に準じて試験を行った。引張強さの強度レベルに応じた伸びの合格範囲を下記の式（６）により定め、伸び（ＥＬ）を評価した。具体的には、伸びの合格範囲は、引張強さとのバランスを考慮して下記の式（６）の右辺の値以上の範囲とした。
　伸び［％］≧３０－０．０２×引張強度［ＭＰａ］・・・（６）
　また、鞍型伸びフランジ試験は、コーナー部の曲率半径Ｒを６０ｍｍ、コーナー部の開き角θを１２０°とした鞍型成型品を用いて、コーナー部を打ち抜く際のクリアランスを１１％として行った。また、限界成形高さは、成形後に目視にて板厚の１／３以上の長さを有するクラックの存在の有無を観察し、クラックが存在しない限界の成形高さとした。
　硬度の評価に関し、株式会社明石製作所製ＭＶＫ－Ｅマイクロビッカース硬度計を用いて、鋼板の断面硬度を測定した。鋼板表層の硬度（Ｈｖｓ）として、表面から内部へ深さ２０μｍの位置の硬度を測定した。また、鋼板中心部の硬度（Ｈｖｃ）として、鋼板表面から板厚の１／４内側の位置での硬度を測定した。それぞれの位置にて、硬度測定を３回行い、測定値の平均値を硬度（Ｈｖｓ、Ｈｖｃ）とした（ｎ＝３の平均値）。なお、負荷荷重を５０ｇｆに設定した。
　疲労強度は、ＪＩＳ－Ｚ２２７５に準拠し、シェンク式平面曲げ疲労試験機を用いて測定した。測定時の応力負荷は、両振りで試験の速度を３０Ｈｚとして設定した。また、前記条件に従い、シェンク式平面曲げ疲労試験機により、１０７サイクルでの疲労強度を測定した。そして、１０７サイクルでの疲労強度を、前述した引張試験により測定された引張強度で除して疲労強度比を算出した。疲労強度比は、０．４５以上を合格とした。
　これらの結果を表９及び表１０に示す。表１０中の下線は、その数値が望ましい範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　本発明例（試験Ｎｏ．１～２１）では、４８０ＭＰａ以上の引張強度、０．８０以上の降伏比（引張強度と降伏強度との比）、１９５００ｍｍ・ＭＰａ以上の引張強度と鞍型伸びフランジ試験における限界成形高さとの積、及び０．４５以上の疲労強度比が得られた。
　試験Ｎｏ．２２～２７は、化学成分が本発明の範囲外の比較例である。試験Ｎｏ．２２～２４は、伸びフランジ性の指標が目標値を満足しなかった。試験Ｎｏ．２５は、Ｔｉ及びＮｂの合計含有量並びにＣ含有量が少ないため、伸びフランジ性の指標及び引張強度が目標値を満足しなかった。試験Ｎｏ．２６は、Ｔｉ及びＮｂの合計含有量が多いため、加工性が劣化し、圧延中に割れが発生した。試験Ｎｏ．２７は、Ｔｉ及びＮｂの合計含有量が多いため、伸びフランジ性の指標が目標値を満足しなかった。
　試験Ｎｏ．２８～４６は、製造条件が望ましい範囲から外れた結果、光学顕微鏡で観察される組織、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合、析出物密度、硬度比のいずれか１つ又は複数が本発明の範囲を満たさなかった比較例である。試験Ｎｏ．２８～４０は、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合が少ないため、伸びフランジ性の指標や疲労強度比が目標値を満足しなかった。試験Ｎｏ．４１、４３～４６は、析出物密度が少なかったり、硬度比が低かったりするため、疲労強度比が目標値を満足しなかった。
　本発明によれば、高強度でありながら厳しい伸びフランジ性が要求される部材への適用が可能な、伸びフランジ性および疲労特性に優れた高強度の鋼板を提供することができる。これらの鋼板は、自動車の燃費向上等に寄与するため、産業上の利用可能性が高い。

Claims (9)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．００８～０．１５０％、
    　Ｓｉ：０．０１～１．７０％、
    　Ｍｎ：０．６０～２．５０％、
    　Ａｌ：０．０１０～０．６０％、
    　Ｔｉ：０～０．２００％、
    　Ｎｂ：０～０．２００％、
    　Ｔｉ＋Ｎｂ：０．０１５～０．２００％、
    　Ｃｒ：０～１．０％、
    　Ｂ：０～０．１０％、
    　Ｍｏ：０～１．０％、
    　Ｃｕ：０～２．０％、
    　Ｎｉ：０～２．０％、
    　Ｍｇ：０～０．０５％、
    　ＲＥＭ：０～０．０５％、
    　Ｃａ：０～０．０５％、
    　Ｚｒ：０～０．０５％、
    　Ｐ：０．０５％以下、
    　Ｓ：０．０２００％以下、
    　Ｎ：０．００６０％以下、かつ
    　残部：Ｆｅ及び不純物、
    　で表される化学組成を有し、
    　面積率で、
    　フェライト：５～６０％、かつ
    　ベイナイト：４０～９５％、
    　で表される組織を有し、
    　方位差が１５°以上の粒界によって囲まれ、かつ円相当径が０．３μｍ以上である領域を結晶粒と定義した場合に、粒内方位差が５～１４°である結晶粒の全結晶粒に占める割合が面積率で２０～１００％であり、
    　円相当直径が１０ｎｍ以下のＴｉ（Ｃ，Ｎ）及びＮｂ（Ｃ，Ｎ）の析出物密度が１０１０個／ｍｍ３以上であり、
    　表面から深さ２０μｍにおける硬度（Ｈｖｓ）と、板厚中心の硬度（Ｈｖｃ）との比（Ｈｖｓ／Ｈｖｃ）が、０．８５以上であることを特徴とする鋼板。
  2. 　平均転位密度が１×１０１４ｍ－２以下であることを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
  3. 　引張強度が４８０ＭＰａ以上であり、
    　前記引張強度と降伏強度との比が０．８０以上であり、
    　前記引張強度と鞍型伸びフランジ試験における限界成形高さとの積が１９５００ｍｍ・ＭＰａ以上であり、
    　疲労強度比が０．４５以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載の鋼板。
  4. 　前記化学成分が、質量％で、
    　Ｃｒ：０．０５～１．０％、及び
    　Ｂ：０．０００５～０．１０％、
    からなる群から選択される１種以上を含むことを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の鋼板。
  5. 　前記化学成分が、質量％で、
    　Ｍｏ：０．０１～１．０％、
    　Ｃｕ：０．０１～２．０％、及び
    　Ｎｉ：０．０１％～２．０％、
    からなる群から選択される１種以上を含むことを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の鋼板。
  6. 　前記化学成分が、質量％で、
    　Ｃａ：０．０００１～０．０５％、
    　Ｍｇ：０．０００１～０．０５％、
    　Ｚｒ：０．０００１～０．０５％、及び
    　ＲＥＭ：０．０００１～０．０５％、
    からなる群から選択される１種以上を含むことを特徴とする請求項１乃至５のいずれか１項に記載の鋼板。
  7. 　請求項１乃至６のいずれか１項に記載の鋼板の表面に、めっき層が形成されていることを特徴とするめっき鋼板。
  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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