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WO2018026014A1 - 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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WO2018026014A1
WO2018026014A1 PCT/JP2017/028477 JP2017028477W WO2018026014A1 WO 2018026014 A1 WO2018026014 A1 WO 2018026014A1 JP 2017028477 W JP2017028477 W JP 2017028477W WO 2018026014 A1 WO2018026014 A1 WO 2018026014A1
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WO
WIPO (PCT)
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steel sheet
less
grain
area ratio
hot
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2017/028477
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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.)
Filing date
Publication date
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Priority to KR1020197000254A priority patent/KR102186320B1/ko
Priority to BR112019000766A priority patent/BR112019000766B8/pt
Priority to MX2019000576A priority patent/MX2019000576A/es
Priority to EP17837115.9A priority patent/EP3495528A4/en
Priority to CN201780046261.9A priority patent/CN109563580A/zh
Priority to JP2017562090A priority patent/JP6358407B2/ja
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    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate and a plated steel plate.
  • Steel sheets used for various parts of automobiles are required not only for strength but also for material properties such as ductility, stretch flange workability, burring workability, fatigue durability, impact resistance and corrosion resistance depending on the use of the member.
  • material properties such as ductility, stretch flange workability, burring workability, fatigue durability, impact resistance and corrosion resistance depending on the use of the member.
  • the strength of the steel plate is increased, the material properties such as formability (workability) generally deteriorate. Therefore, in the development of a high-strength steel sheet, it is important to make these material properties and strength compatible.
  • the following processing is performed.
  • the steel sheet is subjected to shearing and punching, blanking and punching, and then press forming and stretch forming mainly using stretch flange processing and burring processing.
  • a steel sheet subjected to such processing is required to have good stretch flangeability and ductility.
  • the steel structure has a ferrite phase with an area ratio of 95% or more, and the average particle diameter of Ti carbide precipitated in the steel is 10 nm or less, which is excellent in ductility, stretch flangeability, and material uniformity.
  • a strength hot-rolled steel sheet is described.
  • the steel sheet disclosed in Patent Document 1 having 95% or more of a soft ferrite phase sufficient ductility cannot be obtained when a strength of 480 MPa or more is secured.
  • Patent Document 2 discloses a high-strength hot-rolled steel sheet excellent in stretch flangeability and fatigue characteristics including inclusions of Ce oxide, La oxide, Ti oxide, and Al 2 O 3 .
  • Patent Document 2 describes a high-strength hot-rolled steel sheet in which the area ratio of the bainitic ferrite phase in the steel sheet is 80 to 100%.
  • Patent Document 3 the total area ratio of the ferrite phase and the bainite phase, the absolute value of the Vickers hardness difference between the ferrite phase and the second phase are specified, the strength variation is small, and the ductility and hole expansibility are excellent.
  • a high strength hot rolled steel sheet is disclosed.
  • Patent Documents 4 to 7 propose a technique for improving cracking and fatigue characteristics of a punched portion in a steel sheet to which carbide forming elements such as Ti, Nb, and V are added.
  • Patent Documents 8 to 10 propose a technique for improving cracking and fatigue characteristics of a punched portion by utilizing B in a steel sheet to which carbide forming elements such as Ti, Nb, and V are added.
  • Patent Document 11 discloses a high-strength hot rolling excellent in elongation characteristics, stretch flange characteristics, and fatigue characteristics, in which ferrite and bainite are main structures, and the grain size and fraction of precipitates in ferrite and the form of bainite are controlled. A steel sheet is described.
  • Patent Document 12 proposes a technique for improving surface defects and productivity in a continuous casting process in a steel sheet to which carbide forming elements such as Ti, Nb, and V are added.
  • the hole expansion test is used as a test evaluation method for stretch flangeability of steel sheets.
  • the test piece is broken in a state where there is almost no circumferential strain distribution.
  • a strain distribution exists. The strain distribution affects the fracture limit of the part.
  • Patent Documents 1 to 3 disclose techniques for improving material properties by defining a structure. However, it is unclear whether the steel sheets described in Patent Documents 1 to 3 can ensure sufficient stretch flangeability even when the strain distribution is taken into consideration. Moreover, the conventional high-strength steel sheet has excellent stretch flangeability, and the fatigue characteristics of the base material and the punched portion are not good.
  • An object of the present invention is to provide a steel plate and a plated steel plate having high strength, excellent stretch flangeability, and good fatigue characteristics of the base material and the punched portion.
  • the inventors set the average aspect ratio of crystal grains and the total density of Ti-based carbides and Nb-based carbides having a particle size of 20 nm or more on the ferrite grain boundaries within a specific range, thereby providing a mother range. It has been found that good fatigue properties can be obtained in the material and the punched portion, and damage with unevenness on the punched end face can be prevented.
  • the present invention provides new knowledge about the ratio of the above-mentioned crystal grains having an orientation difference of 5 to 14 ° to the total crystal grains, the average aspect ratio of crystal grains, and the grain size on the ferrite grain boundary of 20 nm. Based on the above-mentioned new knowledge regarding the total density of Ti-based carbides and Nb-based carbides, the present inventors have conducted intensive studies and have been completed.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the tensile strength is 480 MPa or more
  • the product of the tensile strength and the limit molding height in the vertical stretch flange test is 19500 mm ⁇ MPa or more
  • the steel sheet according to (1), wherein the punched fracture surface has a brittle fracture surface ratio of less than 20%.
  • 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 having high strength, excellent stretch flangeability, and good fatigue characteristics of the base material and the punched portion.
  • the steel sheet of the present invention can be applied to a member that requires high stretch strength but severe stretch flangeability and fatigue characteristics of the base material and the punched portion, severe clearance, severe processing conditions using a worn shear or punch Even when the punching process is performed by the above method, it is possible to prevent damage accompanying unevenness on the punching end face.
  • 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.
  • FIG. 2 is a diagram illustrating a method for calculating an average aspect ratio of crystal grains.
  • the steel plate according to the present embodiment has C: 0.008 to 0.150%, Si: 0.01 to 1.70%, Mn: 0.60 to 2.50%, Al: 0.010 to 0.60.
  • the chemical composition represented by Examples of the impurities include those contained in raw materials such as ore and scrap and those contained in the manufacturing process.
  • C 0.008 to 0.150%
  • C combines with Nb, Ti and the like to form precipitates in the steel sheet, and contributes to improving the strength of the steel by precipitation strengthening. If the C content is less than 0.008%, this effect cannot be sufficiently obtained. For this reason, C content shall be 0.008% or more.
  • the C content is preferably 0.010% or more, more preferably 0.018% or more.
  • the C content exceeds 0.150%, the orientation dispersion in bainite tends to be large, and the proportion of crystal grains having an in-grain orientation difference of 5 to 14 ° is insufficient.
  • C content exceeds 0.150%, cementite harmful to stretch flangeability increases and stretch flangeability deteriorates. For this reason, C content shall be 0.150% or less.
  • the C content is preferably 0.100% or less, more preferably 0.090% or less.
  • Si: 0.01 to 1.70% functions as a deoxidizer for molten steel. If the Si content is less than 0.01%, this effect cannot be obtained sufficiently. For this reason, Si content shall be 0.01% or more.
  • the Si content is preferably 0.02% or more, more preferably 0.03% or more.
  • stretch flangeability deteriorates or surface flaws occur.
  • the Si content exceeds 1.70% the transformation point increases too much, and it is necessary to increase the rolling temperature. In this case, recrystallization during hot rolling is remarkably promoted, and the proportion of crystal grains having an in-grain orientation difference of 5 to 14 ° is insufficient.
  • Si content when the Si content exceeds 1.70%, surface flaws are likely to occur when a plating layer is formed on the surface of the steel sheet. For this reason, Si content shall be 1.70% or less.
  • the Si content is preferably 1.60% or less, more preferably 1.50% or less, and still more preferably 1.40% or less.
  • Mn 0.60 to 2.50% Mn contributes to improving the strength of the steel by solid solution strengthening or by improving the hardenability of the steel. If the Mn content is less than 0.60%, this effect cannot be sufficiently obtained. For this reason, Mn content shall be 0.60% or more.
  • the Mn content is preferably 0.70% or more, more preferably 0.80% or more.
  • Mn content exceeds 2.50%, the hardenability becomes excessive and the degree of orientation dispersion in bainite increases. As a result, the proportion of crystal grains having an orientation difference within the grains of 5 to 14 ° is insufficient, and the stretch flangeability deteriorates. For this reason, Mn content shall be 2.50% or less.
  • the Mn content is preferably 2.30% or less, more preferably 2.10% or less.
  • Al: 0.010 to 0.60% is effective as a deoxidizer for molten steel. If the Al content is less than 0.010%, this effect cannot be sufficiently obtained. For this reason, Al content shall be 0.010% or more.
  • the Al content is preferably 0.020% or more, more preferably 0.030% or more.
  • Al content shall be 0.60% or less.
  • the Al content is preferably 0.50% or less, more preferably 0.40% or less.
  • Ti and Nb precipitate finely in the steel as carbides (TiC, NbC), and improve the strength of the steel by precipitation strengthening. Moreover, Ti and Nb fix C by forming carbides, and suppress the generation of cementite that is harmful to stretch flangeability. Furthermore, Ti and Nb can remarkably improve the proportion of crystal grains having an orientation difference in the grains of 5 to 14 °, and can improve the stretch flangeability while improving the strength of the steel.
  • the total content of Ti and Nb is set to 0.015% or more.
  • the total content of Ti and Nb is preferably 0.018% or more.
  • the Ti content is preferably 0.015% or more, more preferably 0.020% or more, and further preferably 0.025% or more.
  • the Nb content is preferably 0.015% or more, more preferably 0.020% or more, and further preferably 0.025% or more.
  • the total content of Ti and Nb exceeds 0.200%, ductility and workability deteriorate, and the frequency of cracking during rolling increases. 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. Further, if the Ti content exceeds 0.200%, the ductility deteriorates. For this reason, Ti content shall be 0.200% or less.
  • the Ti content is preferably 0.180% or less, more preferably 0.160% or less. Further, if the Nb content exceeds 0.200%, the ductility deteriorates. Therefore, the Nb content is 0.200% or less.
  • the Nb content is preferably 0.180% or less, more preferably 0.160% or less.
  • P 0.05% or less
  • P is an impurity. Since P deteriorates toughness, ductility, weldability, etc., the lower the P content, the better. When the P content is more than 0.05%, the stretch flangeability is significantly deteriorated. Therefore, the P content is 0.05% or less.
  • the P content is preferably 0.03% or less, more preferably 0.02% or less. Although the lower limit of the P content is not particularly defined, excessive reduction is not desirable from the viewpoint of production cost. For this reason, P content is good also as 0.005% or more.
  • S 0.0200% or less
  • S is an impurity. S not only causes cracking during hot rolling, but also forms A-based inclusions that degrade stretch flangeability. Therefore, the lower the S content, the better. When the S content exceeds 0.0200%, the stretch flangeability is significantly deteriorated. For this reason, S content shall be 0.0200% or less.
  • the S content is preferably 0.0150% or less, and more preferably 0.0060% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly defined, but excessive reduction is undesirable from the viewpoint of manufacturing cost. For this reason, S content is good also as 0.0010% or more.
  • N 0.0060% or less
  • N is an impurity. N forms a precipitate with Ti and Nb in preference to C, and reduces Ti and Nb effective for fixing C. Therefore, it is preferable that the N content is low. When the N content is more than 0.0060%, the stretch flangeability is significantly deteriorated. For this reason, N content shall be 0.0060% or less. The N content is preferably 0.0050% or less. The lower limit of the N content is not particularly defined, but excessive reduction is undesirable from the viewpoint of manufacturing cost. For this reason, N content is good also as 0.0010% or more.
  • Cr, B, Mo, Cu, Ni, Mg, REM, Ca, and Zr are not essential elements, but are arbitrary elements that may be appropriately contained in the steel sheet within a predetermined amount.
  • Cr: 0 to 1.0% Cr contributes to improving the strength of steel. Even if Cr is not contained, the intended purpose is achieved, but in order to sufficiently obtain this effect, the Cr content is preferably 0.05% or more. On the other hand, if the Cr content exceeds 1.0%, the above effect is saturated and the economic efficiency is lowered. For this reason, Cr content shall be 1.0% or less.
  • B 0-0.10% B 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: 30 to 95% and bainite: 5 to 70%.
  • the area ratio of ferrite is 30% or more, preferably 40% or more, more preferably 50% or more, and further preferably 60% or more.
  • the area ratio of ferrite is 95% or less.
  • the area ratio of bainite is less than 5%, stretch flangeability deteriorates. For this reason, the area ratio of bainite is 5% or more. On the other hand, when the area ratio of bainite exceeds 70%, ductility deteriorates. For this reason, the area ratio of bainite is 70% or less, preferably 60% or less, more preferably 50% or less, and still more preferably 40% or less.
  • the structure of the steel sheet may contain pearlite, martensite, or both.
  • pearlite has good fatigue characteristics and stretch flangeability. Comparing pearlite and bainite, bainite has better fatigue characteristics in the punched portion.
  • the area ratio of pearlite is preferably 0 to 15%. When the area ratio of pearlite is within this range, a steel sheet with better fatigue characteristics of the punched portion can be obtained. Since martensite adversely affects stretch flangeability, the area ratio of martensite is preferably 10% or less.
  • the area ratio of the structure other than ferrite, bainite, pearlite, and martensite is preferably 10% or less, more preferably 5% or less, and further preferably 3% or less.
  • the ratio (area ratio) of each organization is obtained by the following method. First, a sample collected from a steel plate is etched with nital. After the etching, image analysis is performed on the tissue photograph obtained in the field of view of 300 ⁇ m ⁇ 300 ⁇ m at a position of 1 ⁇ 4 depth of the plate thickness using an optical microscope. By this image analysis, the area ratio of ferrite, the area ratio of pearlite, and the total area ratio of bainite and martensite are obtained. Next, image analysis is performed on a structural photograph obtained with a 300 ⁇ m ⁇ 300 ⁇ m field of view at a position of a depth of 1 ⁇ 4 of the plate thickness using an optical microscope using a sample that has undergone repeller corrosion.
  • the total area ratio of retained austenite and martensite is obtained. Furthermore, the volume fraction of retained austenite is obtained by X-ray diffraction measurement using a sample that has been chamfered from the normal direction of the rolling surface to 1 ⁇ 4 depth of the plate thickness. Since the volume ratio of retained austenite is equivalent to the area ratio, this is defined as the area ratio of retained austenite. Then, the area ratio of martensite is obtained by subtracting the area ratio of retained austenite from the total area ratio of retained austenite and martensite, and the area ratio of bainite is obtained by subtracting the area ratio of martensite from the total area ratio of bainite and martensite. The area ratio is obtained. In this way, the area ratios of ferrite, bainite, martensite, retained austenite, and pearlite can be obtained.
  • the intra-grain orientation difference when a region surrounded by a grain boundary with an orientation difference of 15 ° or more and an equivalent circle diameter of 0.3 ⁇ m or more is defined as a crystal grain, the intra-grain orientation difference is 5 to 14
  • the ratio of the crystal grains that are ° to the total crystal grains is 20 to 100% in terms of area ratio.
  • the intra-grain orientation difference is determined using an electron beam backscattering diffraction pattern analysis (EBSD) method often used for crystal orientation analysis.
  • EBSD electron beam backscattering diffraction pattern analysis
  • the orientation difference in the grain is a value in the case where the boundary where the orientation difference is 15 ° or more is defined as a grain boundary in the structure, and a region surrounded by the grain boundary is defined as a crystal grain.
  • Crystal grains having an orientation difference within the grain of 5 to 14 ° are effective for obtaining a steel sheet having an excellent balance between strength and workability.
  • stretch flangeability can be improved while maintaining the desired steel sheet strength.
  • the ratio of the crystal grains having an intra-grain orientation difference of 5 to 14 ° to the total crystal grains is 20% or more in terms of area ratio, desired steel plate strength and stretch flangeability can be obtained. Since the ratio of crystal grains having an orientation difference within a grain of 5 to 14 ° may be high, the upper limit is 100%.
  • the proportion of crystal grains having an orientation difference within the grains of 5 to 14 ° is set to 20% or more. Crystal grains having an orientation difference of less than 5 ° in the grains are excellent in workability but are difficult to increase in strength. A crystal grain having an orientation difference of more than 14 ° within the grains does not contribute to the improvement of stretch flangeability because the deformability differs within the crystal grains.
  • the proportion of crystal grains having an orientation difference within the grain of 5 to 14 ° can be measured by the following method. First, with respect to the vertical cross section in the rolling direction at the 1/4 depth position (1/4 t portion) of the thickness t from the steel sheet surface, an area of 200 ⁇ m in the rolling direction and 100 ⁇ m in the normal direction of the rolling surface is measured at 0.2 ⁇ m. Crystal orientation information is obtained by EBSD analysis. Here, the EBSD analysis was performed at an analysis speed of 200 to 300 points / second using an apparatus configured with a thermal field emission scanning electron microscope (JSMOL JSM-7001F) and an EBSD detector (TSL HIKARI detector). To do.
  • JSMOL JSM-7001F thermal field emission scanning electron microscope
  • TSL HIKARI detector EBSD detector
  • a region having an orientation difference of 15 ° or more and an equivalent circle diameter of 0.3 ⁇ m or more is defined as a crystal grain, and an average orientation difference in the crystal grain is calculated.
  • the ratio of crystal grains having an orientation difference within the grains of 5 to 14 ° is obtained.
  • the crystal grains and the average orientation difference within the grains defined above can be calculated using software “OIM Analysis (registered trademark)” attached to the EBSD analyzer.
  • the “intragranular orientation difference” in the present embodiment represents “Grain Orientation Spread (GOS)” which is the orientational dispersion within the crystal grains.
  • Intragranular misorientation value is “Analysis of misorientation in plastic deformation of stainless steel by EBSD method and X-ray diffraction method”, Hidehiko Kimura et al., Transactions of the Japan Society of Mechanical Engineers (A), 71, 712, 2005 , P. As described in 1722-1728, it is obtained as an average value of misorientation between a reference crystal orientation and all measurement points in the same crystal grain.
  • the reference crystal orientation is an orientation obtained by averaging all measurement points in the same crystal grain.
  • the value of GOS can be calculated using software “OIM Analysis (registered trademark) Version 7.0.1” attached to the EBSD analyzer.
  • 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 average aspect ratio of the equivalent ellipse of the crystal grains in the structure is related to the behavior of cracks and irregularities in the punched end face.
  • the average aspect ratio of the equivalent ellipse of crystal grains exceeds 5, cracks become prominent, and fatigue cracks starting from the punched portion are likely to occur. Therefore, the average aspect ratio of the equivalent ellipse of crystal grains is set to 5 or less.
  • the average aspect ratio is preferably 3.5 or less. Thereby, generation
  • the lower limit of the average aspect ratio of the equivalent ellipse of crystal grains is not particularly limited, but 1 that is equivalent to a circle is the substantial lower limit.
  • the average aspect ratio was measured by observing the structure of the L cross section (cross section parallel to the rolling direction) and measuring (ellipse major axis length) / (elliptical minor axis length) for 50 or more crystal grains.
  • the average value is measured by observing the structure of the L cross section (cross section parallel to the rolling direction) and measuring (ellipse major axis length) / (elliptical minor axis length) for 50 or more crystal grains.
  • the crystal grain means a grain surrounded by a large tilt grain boundary having a grain boundary tilt angle of 10 ° or more.
  • the total average distribution density of the Ti carbide and Nb carbide having a particle diameter of 20 nm or more on the ferrite grain boundary is 10 pieces / ⁇ m or less, preferably 6 pieces / ⁇ m or less.
  • the total average distribution density of the Ti carbide and Nb carbide having a particle diameter of 20 nm or more on the ferrite grain boundary is preferably as low as possible from the viewpoint of suppressing brittle fracture surface.
  • the total average distribution density of the Ti carbide and Nb carbide having a particle diameter of 20 nm or more on the ferrite grain boundary is 0.1 piece / ⁇ m or less, the brittle fracture surface hardly occurs.
  • the total average distribution density of Ti carbide and Nb carbide on the ferrite grain boundary is a result of observing a cut sample of the L cross section (cross section parallel to the rolling direction) using a scanning electron microscope (SEM). Calculate using.
  • the fracture surface form of the punched fracture surface correlates with the unevenness of the punched fracture surface and the occurrence of microcracking, and affects the fatigue characteristics of the member having the punched portion.
  • the brittle fracture surface ratio in the fractured surface is 20% or more, the irregularities of the fracture surface are large and minute cracks are likely to occur, so that the occurrence of fatigue cracks in the punched portion is promoted.
  • a brittle fracture surface ratio of less than 20% is obtained, and a brittle fracture surface ratio of 10% or less may be obtained.
  • the brittle fracture surface ratio in the fracture surface is a value measured by punching a sample steel plate with a shear or a punch under a clearance condition of 10 to 15% of the plate thickness and observing the formed fracture surface.
  • the texture of the steel sheet affects the fatigue characteristics of the punched part through the occurrence of cracks in the punched fracture surface and the influence on the residual stress distribution. If the X-ray random intensity ratio of the ⁇ 112 ⁇ ⁇ 110> orientation and the ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> orientation of the plate surface at the center portion of the plate thickness exceeds 5, respectively, cracking of the fracture surface of the punched portion may occur. . Therefore, the X-ray random intensity ratio in the above orientation is preferably 5 or less, more preferably 4 or less. When the X-ray random intensity ratio in the above orientation is 4 or less, cracks are unlikely to occur even when punched with a worn punch used in mass production. For the X-ray random intensity ratio in the above orientation, 1 which is completely random is a practical lower limit.
  • stretch flangeability is evaluated by a vertical stretch flange test method using a vertical molded product.
  • 1A and 1B are views showing a vertical molded product used in the vertical stretch flange test method according to the present embodiment, FIG. 1A is a perspective view, and FIG. 1B is a plan view.
  • the vertical molded product 1 simulating the stretch flange shape composed of a straight portion and an arc portion as shown in FIGS. 1A and 1B is pressed, and the limit at that time Stretch flangeability is evaluated using the molding height.
  • the corner portion 2 is punched using the vertical molded product 1 in which the radius of curvature R of the corner portion 2 is 50 to 60 mm and the opening angle ⁇ of the corner portion 2 is 120 °.
  • the limit forming height H (mm) is measured when the clearance is 11%.
  • the clearance indicates the ratio of the gap between the punching die and the punch and the thickness of the test piece. Since the clearance is actually determined by the combination of the punching tool and the plate thickness, 11% means that the range of 10.5 to 11.5% is satisfied.
  • the determination of the limit forming height H is made by visually observing the presence or absence of cracks having a length of 1/3 or more of the plate thickness after forming, and determining the limit forming height at which no crack exists.
  • the hole expansion test used as a test method corresponding to stretch flange formability leads to fracture without almost any circumferential strain distribution. For this reason, the strain and stress gradient around the fractured portion are different from those at the time of actual stretch flange molding. Moreover, the hole expansion test is not an evaluation reflecting the original stretch flange molding, such as an evaluation at the time when a break through the plate thickness occurs. On the other hand, in the vertical stretch flange test used in the present embodiment, the stretch flangeability in consideration of the strain distribution can be evaluated, so that the evaluation reflecting the original stretch flange molding is possible.
  • a tensile strength of 480 MPa or more is obtained. That is, excellent tensile strength can be obtained.
  • the upper limit of the tensile strength is not particularly limited. However, in the component range in this embodiment, the upper limit of the substantial tensile strength is about 1180 MPa.
  • the tensile strength can be measured by preparing a No. 5 test piece described in JIS-Z2201 and performing a tensile test according to the test method described in JIS-Z2241.
  • a product of a tensile strength of 19500 mm ⁇ MPa or more and a limit forming height in the vertical stretch flange test can be obtained. That is, excellent stretch flangeability can be obtained.
  • the upper limit of this product is not particularly limited. However, in the component range in this embodiment, the substantial upper limit of the product is about 25000 mm ⁇ MPa.
  • a brittle fracture surface ratio of less than 20% and a fatigue limit ratio of 0.4 or more can be obtained. That is, excellent fatigue characteristics in the base material and the punched portion can be obtained.
  • 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.
  • a rough bar is obtained by rough rolling. If the finish temperature of rough rolling is less than 1000 ° C., the crystal grains after finish hot rolling may be flattened and cracks may occur on the fracture surface of the punched portion. For this reason, the finish temperature of rough rolling shall be 1000 degreeC or more.
  • Heat treatment may be performed after rough rolling and before completion of finish rolling. By performing the heat treatment, the temperature in the width direction and the longitudinal direction of the coarse bar becomes uniform, and the variation in the material in the coil of the product is reduced.
  • the heating method in the heat treatment is not particularly limited. For example, it may be performed by a method such as furnace heating, induction heating, energization heating, or high frequency heating.
  • Descaling may be performed after rough rolling and before completion of finish rolling. Descaling may reduce the surface roughness and improve fatigue properties.
  • the descaling method is not particularly limited. For example, it can be performed by a high-pressure water stream.
  • the time from the end of rough rolling to the start of finish rolling affects the fracture surface morphology of the punched fracture surface through the recrystallization behavior of austenite during rolling. If the time from the end of rough rolling to the start of finish rolling is less than 45 seconds, the brittle fracture surface ratio of the punched end face may increase. For this reason, the time from the end of rough rolling to the start of finish rolling is set to 45 seconds or more. By setting this time to 45 seconds or more, recrystallization of austenite is further promoted, the crystal grains can be made more spherical, and the fatigue characteristics of the punched portion are improved.
  • Hot rolled steel sheet can be obtained by finish rolling.
  • the cumulative strain in the last three stages (final three passes) in the finish rolling is set to 0.5 to 0.6.
  • the cooling mentioned later is performed. This is due to the following reason. Crystal grains having an orientation difference of 5 to 14 ° within the grains are formed by transformation in a para-equilibrated state at a relatively low temperature. For this reason, in hot rolling, the austenite dislocation density before transformation is limited to a certain range, and the subsequent cooling rate is limited to a certain range, whereby the orientation difference in the grains is 5 to 14 °. Generation can be controlled.
  • the cumulative strain in the subsequent three stages of finish rolling and the subsequent cooling it is possible to control the nucleation frequency and the subsequent growth rate of crystal grains having an in-grain misorientation of 5 to 14 °.
  • the area ratio of crystal grains having a grain orientation difference of 5 to 14 ° in the steel sheet obtained after cooling More specifically, the dislocation density of austenite introduced by finish rolling is mainly related to the nucleation frequency, and the cooling rate after rolling is mainly related to the growth rate.
  • the cumulative strain in the last three stages of the finish rolling is less than 0.5, the dislocation density of the austenite to be introduced is not sufficient, and the proportion of crystal grains having an orientation difference within the grain of 5 to 14 ° is less than 20%. . For this reason, the cumulative strain in the subsequent three stages is 0.5 or more.
  • the cumulative strain in the third stage after finish rolling exceeds 0.6, austenite recrystallization occurs during hot rolling, and the accumulated dislocation density during transformation decreases. As a result, the proportion of crystal grains having an orientation difference within the grains of 5 to 14 ° is less than 20%. For this reason, the cumulative strain in the subsequent three stages is set to 0.6 or less.
  • the end temperature of finish rolling is set to Ar 3 ° C. or higher.
  • the finish rolling is preferably performed using a tandem rolling mill in which a plurality of rolling mills are linearly arranged and continuously rolled in one direction to obtain a predetermined thickness.
  • cooling inter-stand cooling
  • the steel sheet temperature during finishing rolling is Ar 3 ° C or higher to Ar 3 +150 ° C or lower. Control to be within the range.
  • Ar 3 + 150 ° C. there is a concern that the toughness deteriorates because the particle size becomes too large.
  • Ar 3 is calculated by the following formula (3) in consideration of the influence on the transformation point due to the reduction based on the chemical composition of the steel sheet.
  • Ar 3 970-325 ⁇ [C] + 33 ⁇ [Si] + 287 ⁇ [P] + 40 ⁇ [Al] ⁇ 92 ⁇ ([Mn] + [Mo] + [Cu]) ⁇ 46 ⁇ ([Cr] + [ Ni]) (3)
  • [C], [Si], [P], [Al], [Mn], [Mo], [Cu], [Cr], and [Ni] are C, Si, P, Al, The content in mass% of Mn, Mo, Cu, Cr and Ni is shown. The element not contained is calculated as 0%.
  • Air cooling In this manufacturing method, the hot-rolled steel sheet is air-cooled for a time period of 2 seconds to 5 seconds from the end of finish rolling.
  • This air cooling time affects the flattening of the crystal grains after transformation in connection with the recrystallization of austenite.
  • the air cooling time is 2 seconds or less, the brittle fracture surface ratio of the punched end face increases. Therefore, this air cooling time is over 2 seconds, preferably 2.5 seconds or more.
  • the air cooling time exceeds 5 seconds, coarse TiC and / or NbC precipitates, making it difficult to ensure strength, and the properties of the punched end face deteriorate. For this reason, the air cooling time is set to 5 seconds or less.
  • first cooling After air cooling for more than 2 seconds and not more than 5 seconds, the first cooling and the second cooling of the hot-rolled steel sheet are performed in this order.
  • first cooling the hot-rolled steel sheet is cooled to a first temperature range of 600 to 750 ° C. at a cooling rate of 10 ° C./s or more.
  • second cooling the hot-rolled steel sheet is cooled to a second temperature range of 450 to 650 ° C. at a cooling rate of 30 ° C./s or more.
  • the hot-rolled steel sheet is held in the first temperature range for 1 to 10 seconds. It is preferable to air-cool the hot-rolled steel sheet after the second cooling.
  • the cooling rate of the first cooling is less than 10 ° C./s, the proportion of crystal grains having a crystal orientation difference within the grains of 5 to 14 ° is insufficient. Further, when the cooling stop temperature of the first cooling is less than 600 ° C., it becomes difficult to obtain a ferrite having an area ratio of 30% or more, and the crystal grains having a crystal orientation difference of 5 to 14 ° within the grains are difficult to obtain. Insufficient proportion.
  • the higher the first cooling stop temperature the higher the ferrite fraction. From the viewpoint of obtaining a high ferrite fraction, the cooling stop temperature of the first cooling is 600 ° C. or higher, preferably 610 ° C. or higher, more preferably 620 ° C. or higher, and further preferably 630 ° C.
  • the cooling stop temperature of the first cooling is higher than 750 ° C., it becomes difficult to obtain a bainite having an area ratio of 5% or more, and the crystal grain difference in the grains is 5 to 14 °.
  • the ratio is insufficient, or the average distribution density of Ti-based carbide and Nb-based carbide on the ferrite grain interface becomes excessive.
  • 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 5% or more. The proportion of grains is insufficient. If the holding time at 600 to 750 ° C. is less than 1 second, it becomes difficult to obtain ferrite in an area ratio of 30% or more, and the proportion of crystal grains having an in-grain crystal orientation difference of 5 to 14 ° is insufficient. To do. The longer the holding time, the higher the ferrite fraction. From the viewpoint of obtaining a high ferrite fraction, the holding time is 1 second or longer, preferably 1.5 seconds or longer, more preferably 2 seconds or longer, and even more preferably 2.5 seconds or longer.
  • the cooling stop temperature of the second cooling is 450 ° C. or higher, more preferably 510 ° C. or higher, and further preferably 550 ° C.
  • the upper limit of the cooling rate in the first cooling and the second cooling is not particularly limited, but may be 200 ° C./s or less in consideration of the facility capacity of the cooling facility.
  • the area ratio of ferrite and bainite depends on the conditions of the first cooling, the second cooling, and the holding therebetween, and cannot be controlled only by these individual conditions. There is a tendency. That is, if the cooling stop temperature of the first cooling is 610 ° C. or more, the area ratio of ferrite is easily set to 40% or more, if 620 ° C., the area ratio of ferrite is easily set to 50% or more, and if it is 630 ° C. It is easy to make the area ratio of 60% or more.
  • Pickling may be used to scale the surface. If the conditions for hot rolling and cooling are as described above, the same effect can be obtained even if cold rolling, heat treatment (annealing), plating, or the like is performed thereafter.
  • the rolling reduction is preferably 90% or less. If the rolling reduction in cold rolling exceeds 90%, the ductility may decrease. Cold rolling may not be performed, and the lower limit of the rolling reduction in cold rolling is 0%. As above-mentioned, it has the outstanding moldability with a hot-rolled original sheet. On the other hand, as the solid solution of Ti, Nb, Mo, etc. gathers and precipitates on the dislocations introduced by cold rolling, the yield point (YP) and the tensile strength (TS) can be improved. Therefore, cold rolling can be used to adjust the strength. A cold-rolled steel sheet is obtained by cold rolling.
  • the temperature of heat treatment (annealing) after cold rolling is preferably 840 ° C. or lower.
  • annealing complicated phenomena such as strengthening due to precipitation of Ti and Nb that could not be precipitated at the stage of hot rolling, recovery of dislocations, and softening due to coarsening of precipitates occur.
  • the annealing temperature exceeds 840 ° C., the effect of coarsening the precipitates is large, and the proportion of crystal grains having a crystal orientation difference within the grains of 5 to 14 ° is insufficient.
  • the annealing temperature is more preferably 820 ° C. or less, and still more preferably 800 ° C. or less. There is no particular lower limit for the annealing temperature. This is because, as described above, the hot-rolled raw sheet is not annealed and has excellent formability.
  • a plating layer may be formed on the surface of the steel plate of the present embodiment. That is, a plated steel sheet is given as another embodiment of the present invention.
  • the plating layer is, for example, an electroplating layer, a hot dipping layer, or an alloyed hot dipping layer.
  • the hot dip plating layer and the alloyed hot dip plating layer include a layer made of at least one of zinc and aluminum. Specific examples include a hot-dip galvanized layer, an alloyed hot-dip galvanized layer, a hot-dip aluminum plated layer, an alloyed hot-dip aluminum plated layer, a hot-melt Zn—Al plated layer, and an alloyed hot-dip Zn—Al plated layer.
  • a hot-dip galvanized layer and an alloyed hot-dip galvanized layer are preferable from the viewpoints of ease of plating and corrosion resistance.
  • the hot dip galvanized steel sheet and the alloyed hot dip galvanized steel sheet are manufactured by performing hot dip plating or galvannealed hot dip plating on the steel sheet according to this embodiment described above.
  • alloy hot dipping means that hot dipping is applied to form a hot dipped layer on the surface, and then a fodder is applied to make the hot dipped layer as an alloyed hot dipped layer.
  • the steel sheet to be plated may be a hot-rolled steel sheet or a steel sheet obtained by subjecting the hot-rolled steel sheet to cold rolling and annealing.
  • the hot dip galvanized steel sheet and the alloyed hot dip galvanized steel sheet have the steel plate according to the present embodiment and the surface is provided with the hot dip plated layer or the alloyed hot dip plated layer, together with the effects of the steel plate according to the present embodiment. Excellent rust prevention can be achieved. Prior to plating, Ni or the like may be applied to the surface as pre-plating.
  • the heat-treating (annealing) a steel plate When heat-treating (annealing) a steel plate, it may be immersed in a hot-dip galvanizing bath as it is after the heat treatment to form a hot-dip galvanized layer on the surface of the steel plate.
  • the heat-treated original sheet may be a hot-rolled steel sheet or a cold-rolled steel sheet.
  • the alloyed hot dip galvanized layer After forming the hot dip galvanized layer, the alloyed hot dip galvanized layer may be formed by reheating and performing an alloying treatment for alloying the plated layer and the ground iron.
  • the plated steel sheet according to the embodiment of the present invention has an excellent rust prevention property because a plating layer is formed on the surface of the steel sheet. Therefore, for example, when the member of an automobile is thinned using the plated steel sheet of the present embodiment, it is possible to prevent the service life of the automobile from being shortened due to corrosion of the member.
  • Ar 3 (° C.) was determined from the components shown in Tables 1 and 2 using Formula (3).
  • Ar 3 970-325 ⁇ [C] + 33 ⁇ [Si] + 287 ⁇ [P] + 40 ⁇ [Al] ⁇ 92 ⁇ ([Mn] + [Mo] + [Cu]) ⁇ 46 ⁇ ([Cr] + [ Ni]) (3)
  • air-cooling, first cooling, holding in the first temperature range, and second cooling of the hot-rolled steel sheet were performed under the conditions shown in Tables 5 and 6, and Test No. 1 to 45 hot-rolled steel sheets were obtained.
  • the air cooling time corresponds to the time from the end of finish rolling to the start of the first cooling.
  • Test No. The hot-rolled steel sheet No. 21 is cold-rolled at the reduction rate shown in Table 5, and after heat treatment at the heat treatment temperature shown in Table 5, a hot-dip galvanized layer is formed, and further alloyed. An alloyed hot-dip galvanized layer (GA) was formed.
  • Test No. The hot rolled steel sheets 18 to 20 and 45 were subjected to heat treatment at the heat treatment temperatures shown in Tables 5 and 6.
  • Test No. 18-20 hot-rolled steel sheets were subjected to heat treatment, and a hot dip galvanized layer (GI) was formed on the surface.
  • 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.
  • a region having an orientation difference of 15 ° or more and an equivalent circle diameter of 0.3 ⁇ m or more is defined as a crystal grain, and an average orientation difference in the crystal grain is calculated.
  • the ratio of crystal grains having an orientation difference of 5 to 14 ° was obtained.
  • the crystal grains and the average orientation difference within the grains defined above were calculated using software “OIM Analysis (registered trademark)” attached to the EBSD analyzer.
  • FIG. 2 is a diagram illustrating a method for calculating an average aspect ratio of crystal grains.
  • the crystal grain 14 shown in FIG. 2 is a grain surrounded by a large tilt grain boundary having a grain boundary tilt angle of 15 ° or more.
  • the ellipse major axis 12 means the longest straight line among the straight lines connecting any two points on the grain boundary 11 of each crystal grain 14 observed using the EBSD.
  • the ellipse minor axis 13 is a point that bisects the length of the ellipse major axis 12 among straight lines connecting any two points on the grain boundary 11 of each crystal grain 14 observed using the EBSD. It means a straight line orthogonal to the ellipse major axis 12.
  • Average distribution density of Ti carbides and Nb carbides having a grain size of 20 nm or more on the ferrite grain boundary The L section was observed using an SEM, the length of the ferrite grain boundary was measured, and the total number of Ti-based carbides and Nb-based carbides having a particle size of 20 nm or more on the ferrite grain boundaries was measured. Using the measured total number of Ti-based carbides and Nb-based carbides, an average distribution density, which is the total number of Ti-based carbides and Nb-based carbides per 1 ⁇ m length of the ferrite grain boundary, was calculated. In addition, the particle size of Ti-based carbide and Nb-based carbide refers to the equivalent circle radius of Ti-based carbide and Nb-based carbide.
  • the product of the tensile strength (MPa) and the limit molding height (mm) was used as an index of stretch flangeability, and when the product was 19500 mm ⁇ MPa or more, it was determined that the stretch flangeability was excellent. Moreover, when tensile strength (TS) was 480 Mpa or more, it was judged that it was high intensity
  • JIS No. 5 tensile test piece was taken from a direction perpendicular to the rolling direction, and the test was performed according to JIS Z2241.
  • the vertical stretch flange test was performed using a vertical molded product with a corner radius of curvature of R60 mm and an opening angle ⁇ of 120 °, and a clearance when punching the corner portion of 11%.
  • the limit forming height was determined as the limit forming height at which no cracks exist by visually observing the presence or absence of cracks having a length of 1/3 or more of the plate thickness after forming.
  • the brittle fracture surface ratio at the time of punching was determined by punching 20-50 sample steel plates in a circular shape with a shear or punch under a clearance condition of 10-15% of the plate thickness, and using the microscope to Observed. And the part with metallic luster was made into the brittle fracture surface, and the length of the circumferential direction of the brittle fracture surface was measured.
  • the circumferential length of the brittle fracture surface refers to the length in the circumferential direction from end to end of the region that became the brittle fracture surface.
  • the ratio of the circumferential length of the total brittle fracture surface with respect to all the observed circumferential lengths was made into the brittle fracture surface rate.
  • the total circumferential length is 20 ⁇ 10 ⁇ ⁇ mm.
  • the circumferential length of the brittle fracture surface is 1 mm, the brittle fracture surface ratio is 1 / (20 ⁇ 10 ⁇ ⁇ )
  • the fatigue limit ratio was calculated by dividing the value of the fatigue limit of each steel plate measured by the above method by the tensile strength (fatigue limit (MPa) / tensile strength (MPa)).
  • Test No. 22 to 27 are comparative examples whose chemical components are outside the scope of the present invention. Test No. For 22 to 24, the stretch flangeability index did not satisfy the target value. Test No. In No. 25, since the total content of Ti and Nb was small, the stretch flangeability index and the tensile strength did not satisfy the target values. Test No. In No. 26, since the total content of Ti and Nb was large, workability deteriorated and cracks occurred during rolling. Test No. In No. 27, since the total content of Ti and Nb was large, the stretch flangeability index did not satisfy the target value.
  • Test No. 28 to 46 are any one of the structure observed with an optical microscope, the proportion of crystal grains having an orientation difference within the grain of 5 to 14 °, the average aspect ratio, and the density of the carbide as a result of the manufacturing conditions being out of the desired range.
  • Test No. in 28 to 40 and 45 since the proportion of crystal grains having an orientation difference in the grains of 5 to 14 ° was small, the stretch flangeability index did not satisfy the target value.
  • Test No. In Nos. 41 to 44 since the average aspect ratio of the equivalent ellipse of the crystal grains was large, the brittle fracture surface ratio at the time of punching exceeded 20%.
  • the steel sheet of the present invention it is possible to provide a steel plate having high strength, excellent stretch flangeability, and good fatigue characteristics of the base material and the punched portion.
  • the steel sheet of the present invention has a strict clearance, and even when punching is performed under severe processing conditions using a worn shear or punch, damage with unevenness on the punched end face can be prevented.
  • the steel sheet of the present invention can be applied to members that are required to have high stretch strength and severe stretch flangeability and fatigue characteristics of the base material and the punched portion.
  • the steel sheet of the present invention is a material suitable for weight reduction by reducing the thickness of automobile members, and contributes to improving the fuel consumption of automobiles, and therefore has high industrial applicability.

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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：３０～９５％、かつベイナイト：５～７０％、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。前記結晶粒の相当楕円の平均アスペクト比が５以下である。フェライト粒界上における粒径が２０ｎｍ以上のＴｉ系炭化物及びＮｂ系炭化物の合計の平均分布密度が１０個／μｍ以下である。

Description

鋼板及びめっき鋼板
　本発明は、鋼板及びめっき鋼板に関する。
　近年、自動車の燃費向上を目的とした各種部材の軽量化が要求されている。この要求に対し、各種部材に用いる鋼板の高強度化による薄肉化や、Ａｌ合金等の軽金属の各種部材への適用が進められている。Ａｌ合金等の軽金属は、鋼等の重金属と比較して、比強度が高い。しかし、軽金属は、重金属と比較して著しく高価である。そのため、Ａｌ合金等の軽金属の適用は特殊な用途に限られている。従って、各種部材の軽量化をより安価でかつ広い範囲に適用するために、鋼板の高強度化による薄肉化が要求されている。
　自動車の各種部材に用いる鋼板では、部材の用途に応じて、強度だけでなく、延性、伸びフランジ加工性、バーリング加工性、疲労耐久性、耐衝撃性及び耐食性等の材料特性が要求される。しかし、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は、これら材料特性と強度とを両立させることが重要である。
　具体的には、鋼板を用いて複雑な形状の部品を製造する場合、例えば、以下に示す加工を行う。鋼板にせん断や打ち抜き加工を施し、ブランキングや穴開けを行った後、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や、張り出し成形を行う。このような加工の施される鋼板には、良好な伸びフランジ性と延性が求められる。
　特許文献１には、鋼組織が面積率で９５％以上のフェライト相を有し、鋼中に析出したＴｉ炭化物の平均粒子径が１０ｎｍ以下である延性、伸びフランジ性、材質均一性に優れる高強度熱延鋼板が記載されている。しかしながら、軟質のフェライト相を９５％以上有する特許文献１に開示された鋼板において、４８０ＭＰａ以上の強度を確保した場合、十分な延性が得られない。
　特許文献２には、Ｃｅ酸化物、Ｌａ酸化物、Ｔｉ酸化物、Ａｌ２Ｏ３の介在物を含む伸びフランジ性と疲労特性に優れる高強度熱延鋼板が開示されている。また、特許文献２には、鋼板中のベイニティック・フェライト相の面積率が８０～１００％である高強度熱延鋼板が記載されている。特許文献３には、フェライト相とベイナイト相の合計の面積率、フェライト相と第二相のビッカース硬度差の絶対値を規定した、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高強度熱延鋼板が開示されている。
　特許文献４～７には、Ｔｉ、ＮｂやＶ等の炭化物形成元素を添加した鋼板において、打ち抜き加工部の割れや疲労特性を向上させる技術が提案されている。特許文献８～１０には、Ｔｉ、ＮｂやＶ等の炭化物形成元素を添加した鋼板において、Ｂを活用することにより、打ち抜き加工部の割れや疲労特性を向上する技術が提案されている。特許文献１１には、フェライトとベイナイトを主な組織とし、フェライト中の析出物の粒径と分率、及びベイナイトの形態を制御した、伸び特性、伸びフランジ特性、疲労特性に優れる高強度熱延鋼板が記載されている。特許文献１２には、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等の炭化物形成元素を添加した鋼板において、連続鋳造工程における表面欠陥や生産性を向上させる技術が提案されている。
　従来の高強度鋼板は、冷間プレス成形すると、成形中に伸びフランジ成形となる部位のエッジからき裂が発生する場合がある。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ものと考えられる。
　鋼板の伸びフランジ性の試験評価方法としては、穴広げ試験が用いられている。しかしながら、穴広げ試験では、周方向のひずみ分布がほとんど存在しない状態で試験片が破断に至る。これに対し、実際に鋼板を部品形状に加工する場合、ひずみ分布が存在する。ひずみ分布は、部品の破断限界に影響を与える。このことにより、穴広げ試験で十分な伸びフランジ性を示す高強度鋼板であっても、冷間プレスを行うことにより、き裂が発生する場合があると推定される。
　特許文献１～３には、組織を規定することで、材料特性を向上させる技術が開示されている。しかしながら、特許文献１～３に記載の鋼板が、ひずみ分布を考慮した場合にも十分な伸びフランジ性を確保できるかどうかは不明である。また、従来の高強度鋼板は、優れた伸びフランジ性を有し、母材及び打ち抜き加工部の疲労特性が良好なものではない。
国際公開第２０１３／１６１０９０号 特開２００５－２５６１１５号公報 特開２０１１－１４０６７１号公報 特開２００２－１６１３４０号公報 特開２００２－３１７２４６号公報 特開２００３－３４２６８４号公報 特開２００４－２５０７４９号公報 特開２００４－３１５８５７号公報 特開２００５－２９８９２４号公報 特開２００８－２６６７２６号公報 特開２００７－９３２２号公報 特開２００７－１３８２３８号公報
　本発明は、高強度で、優れた伸びフランジ性を有し、母材及び打ち抜き加工部の疲労特性が良好な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、結晶粒の平均アスペクト比と、フェライト粒界上における粒径が２０ｎｍ以上のＴｉ系炭化物及びＮｂ系炭化物の合計の密度とを、特定の範囲にすることで、母材及び打ち抜き加工部において良好な疲労特性が得られ、打抜き端面における凹凸を伴う損傷を防止できることを見出した。
　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、結晶粒の平均アスペクト比及びフェライト粒界上における粒径が２０ｎｍ以上のＴｉ系炭化物及びＮｂ系炭化物の合計の密度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：３０～９５％、かつ
　ベイナイト：５～７０％、
　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、
　前記結晶粒の相当楕円の平均アスペクト比が５以下であり、
　フェライト粒界上における粒径が２０ｎｍ以上のＴｉ系炭化物及びＮｂ系炭化物の合計の平均分布密度が１０個／μｍ以下であることを特徴とする鋼板。
　（２）
　引張強度が４８０ＭＰａ以上であり、
　前記引張強度と鞍型伸びフランジ試験における限界成形高さとの積が１９５００ｍｍ・ＭＰａ以上であり、
　打ち抜き破断面の脆性破面率が２０％未満であることを特徴とする（１）に記載の鋼板。
　（３）
　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）又は（２）に記載の鋼板。
　（４）
　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）～（３）のいずれかに記載の鋼板。
　（５）
　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）～（４）のいずれかに記載の鋼板。
　（６）
　（１）～（５）のいずれかに記載の鋼板の表面に、めっき層が形成されていることを特徴とするめっき鋼板。
　（７）
　前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする（６）に記載のめっき鋼板。
　（８）
　前記めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする（６）に記載のめっき鋼板。
　本発明によれば、高強度で、優れた伸びフランジ性を有し、母材及び打ち抜き加工部の疲労特性が良好な鋼板を提供できる。本発明の鋼板は、高強度でありながら厳しい伸びフランジ性と、母材及び打ち抜き加工部の疲労特性とを要求される部材に適用でき、クリアランスが厳しく、摩耗したシャーやパンチを用いる厳しい加工条件で打ち抜き加工を行った場合でも、打抜き端面における凹凸を伴う損傷を防止できる。
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。 図２は、結晶粒の平均アスペクト比を算出する方法を示す図である。
　以下、本発明の実施形態について説明する。
「化学組成」
　先ず、本発明の実施形態に係る鋼板の化学組成について説明する。以下の説明において、鋼板に含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。本実施形態に係る鋼板は、Ｃ：０．００８～０．１５０％、Ｓｉ：０．０１～１．７０％、Ｍｎ：０．６０～２．５０％、Ａｌ：０．０１０～０．６０％、Ｔｉ：０～０．２００％、Ｎｂ：０～０．２００％、Ｔｉ＋Ｎｂ：０．０１５～０．２００％、Ｃｒ：０～１．０％、Ｂ：０～０．１０％、Ｍｏ：０～１．０％、Ｃｕ：０～２．０％、Ｎｉ：０～２．０％、Ｍｇ：０～０．０５％、希土類金属（rare earth metal：ＲＥＭ）：０～０．０５％、Ｃａ：０～０．０５％、Ｚｒ：０～０．０５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ｎ：０．００６０％以下、かつ残部：Ｆｅ及び不純物、で表される化学組成を有する。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
「Ｃ：０．００８～０．１５０％」
　Ｃは、Ｎｂ、Ｔｉ等と結合して鋼板中で析出物を形成し、析出強化により鋼の強度向上に寄与する。Ｃ含有量が０．００８％未満では、この効果を十分に得られない。このため、Ｃ含有量は０．００８％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０１０％以上とし、より好ましくは０．０１８％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．１５０％超では、ベイナイト中の方位分散が大きくなりやすく、粒内の方位差が５～１４°の結晶粒の割合が不足する。また、Ｃ含有量が０．１５０％超では、伸びフランジ性にとって有害なセメンタイトが増加し、伸びフランジ性が劣化する。このため、Ｃ含有量は０．１５０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１００％以下とし、より好ましくは０．０９０％以下とする。
「Ｓｉ：０．０１～１．７０％」
　Ｓｉは、溶鋼の脱酸剤として機能する。Ｓｉ含有量が０．０１％未満では、この効果を十分に得られない。このため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０２％以上とし、より好ましくは０．０３％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が１．７０％超では、伸びフランジ性が劣化したり、表面疵が発生したりする。また、Ｓｉ含有量が１．７０％超では、変態点が上がりすぎ、圧延温度を高くする必要が生じる。この場合、熱間圧延中の再結晶が著しく促進され、粒内の方位差が５～１４°の結晶粒の割合が不足する。また、Ｓｉ含有量が１．７０％超では、鋼板の表面にめっき層が形成されている場合に表面疵が生じやすい。このため、Ｓｉ含有量は１．７０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．６０％以下とし、より好ましくは１．５０％以下とし、更に好ましくは１．４０％以下とする。
「Ｍｎ：０．６０～２．５０％」
　Ｍｎは、固溶強化により、又は鋼の焼入れ性を向上させることにより、鋼の強度向上に寄与する。Ｍｎ含有量が０．６０％未満では、この効果を十分に得られない。このため、Ｍｎ含有量は０．６０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．７０％以上とし、より好ましくは０．８０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２．５０％超では、焼入れ性が過剰になり、ベイナイト中の方位分散の程度が大きくなる。この結果、粒内の方位差が５～１４°の結晶粒の割合が不足し、伸びフランジ性が劣化する。このため、Ｍｎ含有量は２．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．３０％以下とし、より好ましくは２．１０％以下とする。
「Ａｌ：０．０１０～０．６０％」
　Ａｌは、溶鋼の脱酸剤として有効である。Ａｌ含有量が０．０１０％未満では、この効果を十分に得られない。このため、Ａｌ含有量は０．０１０％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０２０％以上とし、より好ましくは０．０３０％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０．６０％超では、溶接性や靭性などが劣化する。このため、Ａｌ含有量は０．６０％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．５０％以下とし、より好ましくは０．４０％以下とする。
「Ｔｉ：０～０．２００％、Ｎｂ：０～０．２００％、Ｔｉ＋Ｎｂ：０．０１５～０．２００％」
　Ｔｉ及びＮｂは、炭化物（ＴｉＣ、ＮｂＣ）として鋼中に微細に析出し、析出強化により鋼の強度を向上させる。また、Ｔｉ及びＮｂは、炭化物を形成することによってＣを固定し、伸びフランジ性にとって有害なセメンタイトの生成を抑制する。更に、Ｔｉ及びＮｂは、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合を著しく向上させ、鋼の強度を向上させつつ、伸びフランジ性を向上させることができる。Ｔｉ及びＮｂの合計含有量が０．０１５％未満では、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合が不足し、伸びフランジ性が劣化する。このため、Ｔｉ及びＮｂの合計含有量は０．０１５％以上とする。Ｔｉ及びＮｂの合計含有量は、好ましくは０．０１８％以上とする。また、Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０１５％以上とし、より好ましくは０．０２０％以上とし、更に好ましくは０．０２５％以上とする。また、Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０１５％以上とし、より好ましくは０．０２０％以上とし、更に好ましくは０．０２５％以上とする。一方、Ｔｉ及びＮｂの合計含有量が０．２００％超では、延性及び加工性が劣化し、圧延中に割れる頻度が高くなる。このため、Ｔｉ及びＮｂの合計含有量は０．２００％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。また、Ｔｉ含有量が０．２００％超では、延性が劣化する。このため、Ｔｉ含有量は０．２００％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．１８０％以下とし、より好ましくは０．１６０％以下とする。また、Ｎｂ含有量が０．２００％超では、延性が劣化する。そのため、Ｎｂ含有量は０．２００％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．１８０％以下とし、より好ましくは０．１６０％以下とする。
「Ｐ：０．０５％以下」
　Ｐは不純物である。Ｐは、靭性、延性、溶接性などを劣化させるので、Ｐ含有量は低いほど好ましい。Ｐ含有量が０．０５％超であると、伸びフランジ性の劣化が著しい。このため、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３％以下とし、より好ましくは０．０２％以下とする。Ｐ含有量の下限は特に定めないが、過剰な低減は製造コストの観点から望ましくない。このため、Ｐ含有量は０．００５％以上としてもよい。
「Ｓ：０．０２００％以下」
　Ｓは不純物である。Ｓは、熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、伸びフランジ性を劣化させるＡ系介在物を形成する。従って、Ｓ含有量は低いほど好ましい。Ｓ含有量が０．０２００％超であると、伸びフランジ性の劣化が著しい。このため、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１５０％以下とし、より好ましくは０．００６０％以下とする。Ｓ含有量の下限は特に定めないが、過剰な低減は製造コストの観点から望ましくない。このため、Ｓ含有量は０．００１０％以上としてもよい。
「Ｎ：０．００６０％以下」
　Ｎは不純物である。Ｎは、Ｃよりも優先的に、Ｔｉ及びＮｂと析出物を形成し、Ｃの固定に有効なＴｉ及びＮｂを減少させる。従って、Ｎ含有量は低い方が好ましい。Ｎ含有量が０．００６０％超であると、伸びフランジ性の劣化が著しい。このため、Ｎ含有量は０．００６０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。Ｎ含有量の下限は特に定めないが、過剰な低減は製造コストの観点から望ましくない。このため、Ｎ含有量は０．００１０％以上としてもよい。
　Ｃｒ、Ｂ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｃａ及びＺｒは、必須元素ではなく、鋼板に所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。
「Ｃｒ：０～１．０％」
　Ｃｒは、鋼の強度向上に寄与する。Ｃｒが含まれていなくても所期の目的は達成されるが、この効果を十分に得るために、Ｃｒ含有量は好ましくは０．０５％以上とする。一方、Ｃｒ含有量が１．０％超では、上記効果が飽和して経済性が低下する。このため、Ｃｒ含有量は１．０％以下とする。
「Ｂ：０～０．１０％」
　Ｂは、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：３０～９５％、かつベイナイト：５～７０％、で表される組織を有する。
「フェライト：３０～９５％」
　フェライトの面積率が３０％未満であると、十分な疲労特性が得られない。このため、フェライトの面積率は３０％以上とし、好ましくは４０％以上とし、より好ましくは５０％以上とし、更に好ましくは６０％以上とする。一方、フェライトの面積率が９５％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９５％以下とする。
「ベイナイト：５～７０％」
　ベイナイトの面積率が５％未満では、伸びフランジ性が劣化する。このため、ベイナイトの面積率は５％以上とする。一方、ベイナイトの面積率が７０％超では、延性が劣化する。このため、ベイナイトの面積率は７０％以下とし、好ましくは６０％以下とし、より好ましくは５０％以下とし、更に好ましくは４０％以下とする。
　鋼板の組織に、パーライト若しくはマルテンサイト又はこれらの両方が含まれてもよい。パーライトは、ベイナイトと同様に、疲労特性及び伸びフランジ性が良好である。パーライトとベイナイトとを比較すると、ベイナイトの方が打ち抜き加工部の疲労特性が良好である。パーライトの面積率は、好ましくは０～１５％とする。パーライトの面積率がこの範囲であると、打ち抜き加工部の疲労特性がより良好な鋼板が得られる。マルテンサイトは、伸びフランジ性に悪影響を与えることから、マルテンサイトの面積率は好ましくは１０％以下とする。フェライト、ベイナイト、パーライト及びマルテンサイト以外の組織の面積率は、好ましくは１０％以下とし、より好ましくは５％以下とし、更に好ましくは３％以下とする。
　各組織の割合（面積率）は、以下の方法により求められる。まず、鋼板から採取した試料をナイタールでエッチングする。エッチング後に光学顕微鏡を用いて板厚の１／４深さの位置において３００μｍ×３００μｍの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行う。この画像解析により、フェライトの面積率、パーライトの面積率、並びにベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率が得られる。次いで、レペラ腐食した試料を用い、光学顕微鏡を用いて板厚の１／４深さの位置において３００μｍ×３００μｍの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行う。この画像解析により、残留オーステナイト及びマルテンサイトの合計面積率が得られる。さらに、圧延面法線方向から板厚の１／４深さまで面削した試料を用い、Ｘ線回折測定により残留オーステナイトの体積率を求める。残留オーステナイトの体積率は、面積率と同等であるので、これを残留オーステナイトの面積率とする。そして、残留オーステナイト及びマルテンサイトの合計面積率から残留オーステナイトの面積率を減じることでマルテンサイトの面積率が得られ、ベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率からマルテンサイトの面積率を減じることでベイナイトの面積率が得られる。このようにして、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト及びパーライトのそれぞれの面積率を得ることができる。
　本実施形態に係る鋼板では、方位差が１５°以上の粒界によって囲まれ、かつ円相当径が０．３μｍ以上である領域を結晶粒と定義した場合に、粒内方位差が５～１４°である結晶粒の全結晶粒に占める割合が面積率で２０～１００％である。粒内の方位差は、結晶方位解析に多く用いられる電子ビーム後方散乱回折パターン解析（electron back scattering diffraction：ＥＢＳＤ）法を用いて求められる。粒内の方位差は、組織において、方位差が１５°以上である境界を粒界とし、この粒界によって囲まれる領域を結晶粒と定義した場合の値である。
　粒内の方位差が５～１４°である結晶粒は、強度と加工性とのバランスが優れる鋼板を得るために有効である。粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合を多くすることで、所望の鋼板強度を維持しつつ、伸びフランジ性を向上させることができる。粒内方位差が５～１４°である結晶粒の全結晶粒に占める割合が面積率で２０％以上であると、所望の鋼板強度と伸びフランジ性が得られる。粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合は、高くても構わないため、その上限は１００％である。
　後述するように、仕上げ圧延の後段３段の累積ひずみを制御すると、フェライトやベイナイトの粒内に結晶方位差が生じる。この原因を以下のように考える。累積ひずみを制御することによって、オーステナイト中の転位が増え、オーステナイト粒内に高密度で転位壁ができ、いくつかのセルブロックが形成される。これらのセルブロックは、異なる結晶方位をもつ。このように高い転位密度で、かつ異なる結晶方位のセルブロックが含まれるオーステナイトから変態することによって、フェライトやベイナイトも、同じ粒内であっても、結晶方位差があり、かつ転位密度も高くなるものと考えられる。したがって、粒内の結晶方位差は、その結晶粒に含まれる転位密度と相関があると考えられる。一般的に、粒内の転位密度の増加は、強度の向上をもたらす一方、加工性を低下させる。しかし、粒内の方位差が５～１４°に制御された結晶粒では、加工性を低下させることなく強度を向上させることができる。そのため、本実施形態に係る鋼板では、粒内の方位差が５～１４°の結晶粒の割合を２０％以上とする。粒内の方位差が５°未満の結晶粒は、加工性に優れるが高強度化が困難である。粒内の方位差が１４°超の結晶粒は、結晶粒内で変形能が異なるので、伸びフランジ性の向上に寄与しない。
　粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合は、以下の方法で測定できる。まず、鋼板表面から板厚ｔの１／４深さ位置（１／４ｔ部）の圧延方向垂直断面について、圧延方向に２００μｍ、圧延面法線方向に１００μｍの領域を０．２μｍの測定間隔でＥＢＳＤ解析して結晶方位情報を得る。ここでＥＢＳＤ解析は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＨＩＫＡＲＩ検出器）で構成された装置を用い、２００～３００点／秒の解析速度で実施する。次に、得られた結晶方位情報に対して、方位差１５°以上かつ円相当径で０．３μｍ以上の領域を結晶粒と定義して、結晶粒の粒内の平均方位差を計算し、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合を求める。上記で定義した結晶粒や粒内の平均方位差は、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」を用いて算出できる。
　本実施形態おける「粒内方位差」とは、結晶粒内の方位分散である「Ｇｒａｉｎ　Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ｓｐｒｅａｄ（ＧＯＳ）」を表す。粒内方位差の値は「ＥＢＳＤ法及びＸ線回折法によるステンレス鋼の塑性変形におけるミスオリエンテーションの解析」、木村英彦他、日本機械学会論文集（Ａ編）、７１巻、７１２号、２００５年、ｐ．１７２２－１７２８に記載されているように、同一結晶粒内において基準となる結晶方位と全ての測定点間のミスオリエンテーションの平均値として求められる。本実施形態において、基準となる結晶方位は、同一結晶粒内の全ての測定点を平均化した方位である。ＧＯＳの値は、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）Ｖｅｒｓｉｏｎ　７．０．１」を用いて算出できる。
　本実施形態に係る鋼板において、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。
　組織における結晶粒の相当楕円の平均アスペクト比は、打ち抜き端面の割れや凹凸の発生挙動と関連がある。結晶粒の相当楕円の平均アスペクト比が５を超えると、割れが顕著になり、打ち抜き部を起点とした疲労亀裂が発生しやすくなる。従って、結晶粒の相当楕円の平均アスペクト比は、５以下とする。その平均アスペクト比は、好ましくは３．５以下とする。これにより、より厳しい打ち抜き加工でも割れの発生を防止できる。結晶粒の相当楕円の平均アスペクト比の下限は特に限定しないが、円相当となる１が実質的な下限である。
　ここで、平均アスペクト比は、Ｌ断面（圧延方向に平行な断面）の組織を観察し、５０個以上の結晶粒について（楕円長軸長さ）／（楕円短軸長さ）を測定し、平均した値である。なお、ここでの結晶粒とは、粒界傾角１０°以上の大傾角粒界で囲まれた粒をいう。
　組織におけるフェライト粒界上に微細なＴｉ系炭化物又はＮｂ系炭化物が存在し、かつ結晶粒が扁平であると、打ち抜き破断面の脆性破面率が増加し、疲労特性が悪化する。本発明者らの観察によれば、フェライト粒界上の粒径２０ｎｍ以上のＴｉ系炭化物及びＮｂ系炭化物が、歪集中時にボイド発生を誘発しやすく、粒界破壊の原因となると考えられる。フェライト粒界上に２０ｎｍ以上のＴｉ系炭化物及びＮｂ系炭化物が、合計の平均分布密度で粒界長さ１μｍあたり１０個を超えて存在すると、脆性破面率が増大し、部材の疲労特性の低下を招く。このため、フェライト粒界上における粒径が２０ｎｍ以上のＴｉ系炭化物及びＮｂ系炭化物の合計の平均分布密度は１０個／μｍ以下とし、好ましくは６個／μｍ以下とする。フェライト粒界上における粒径が２０ｎｍ以上のＴｉ系炭化物及びＮｂ系炭化物の合計の平均分布密度は、脆性破面抑制の観点から低ければ低いほど好ましい。フェライト粒界上における粒径が２０ｎｍ以上のＴｉ系炭化物及びＮｂ系炭化物の合計の平均分布密度が０．１個／μｍ以下であると、脆性破面はほぼ発生しなくなる。なお、フェライト粒界上のＴｉ系炭化物及びＮｂ系炭化物の合計の平均分布密度は、Ｌ断面（圧延方向に平行な断面）の切断試料を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて観察した結果を用いて算出する。
　打ち抜き破断面の破面形態は、打ち抜き破断面の凹凸や微小割れの発生挙動と相関し、打ち抜き部を有する部材の疲労特性に影響を及ぼす。破断面内の脆性破面率が２０％以上であると、破面の凹凸が大きく、微小な割れが発生しやすいため、打ち抜き加工部の疲労亀裂の発生が促進される。本実施形態によれば、２０％未満の脆性破面率が得られ、１０％以下の脆性破面率が得られることもある。破断面内の脆性破面率は、板厚の１０～１５％のクリアランス条件で試料鋼板をシャー又はポンチで打ち抜き、形成された破断面を観察して測定された値である。
　鋼板の集合組織は、打ち抜き破断面の割れ発生や残留応力分布への影響を通じて、打ち抜き加工部の疲労特性に影響を及ぼす。板厚中心部における板面の｛１１２｝＜１１０＞方位及び｛３３２｝＜１１３＞方位のＸ線ランダム強度比がそれぞれ５を超えると、打ち抜き加工部の破断面の割れ発生が起こる場合がある。従って、上記方位のＸ線ランダム強度比は好ましくは５以下とし、より好ましくは４以下とする。上記方位のＸ線ランダム強度比が４以下である場合、量産で使用される磨耗したパンチで打ち抜いても割れが発生しにくい。上記方位のＸ線ランダム強度比は、完全にランダムである１が実質的な下限である。
　本実施形態において、伸びフランジ性は鞍型成形品を用いた、鞍型伸びフランジ試験法で評価する。図１Ａ及び図１Ｂは、本実施形態における鞍型伸びフランジ試験法で用いられる鞍型成形品を示す図であり、図１Ａは斜視図、図１Ｂは平面図である。鞍型伸びフランジ試験法では、具体的には、図１Ａ及び図１Ｂに示すような直線部と円弧部とからなる伸びフランジ形状を模擬した鞍型成形品１をプレス加工し、そのときの限界成形高さを用いて伸びフランジ性を評価する。本実施形態における鞍型伸びフランジ試験法では、コーナー部２の曲率半径Ｒを５０～６０ｍｍ、コーナー部２の開き角θを１２０°とした鞍型成形品１を用いて、コーナー部２を打ち抜く際のクリアランスを１１％としたときの限界成形高さＨ（ｍｍ）を測定する。ここで、クリアランスとは、打ち抜きダイスとパンチの間隙と試験片の厚さとの比を示す。クリアランスは、実際には打ち抜き工具と板厚の組み合わせによって決まるので、１１％とは、１０．５～１１．５％の範囲を満足することを意味する。限界成形高さＨの判定は、成形後に目視にて板厚の１／３以上の長さを有するクラックの存在の有無を観察し、クラックが存在しない限界の成形高さとする。
　従来、伸びフランジ成形性に対応した試験法として用いられている穴広げ試験は、周方向のひずみがほとんど分布せずに破断に至る。このため、実際の伸びフランジ成形時とは破断部周辺のひずみや応力勾配が異なる。また、穴広げ試験は、板厚貫通の破断が発生した時点での評価となるなど、本来の伸びフランジ成形を反映した評価になっていない。一方、本実施形態で用いた鞍型伸びフランジ試験では、ひずみ分布を考慮した伸びフランジ性を評価できるため、本来の伸びフランジ成形を反映した評価が可能である。
　本実施形態に係る鋼板によれば、４８０ＭＰａ以上の引張強度が得られる。つまり、優れた引張強度が得られる。引張強度の上限は、特に限定されない。ただし、本実施形態における成分範囲において、実質的な引張強度の上限は１１８０ＭＰａ程度である。引張強度は、ＪＩＳ－Ｚ２２０１に記載の５号試験片を作製し、ＪＩＳ－Ｚ２２４１に記載の試験方法に従って引張試験を行うことによって、測定することができる。
　本実施形態に係る鋼板によれば、１９５００ｍｍ・ＭＰａ以上の引張強度と鞍型伸びフランジ試験における限界成形高さとの積が得られる。つまり、優れた伸びフランジ性が得られる。この積の上限は、特に限定されない。ただし、本実施形態における成分範囲において、実質的なこの積の上限は２５０００ｍｍ・ＭＰａ程度である。
　本実施形態に係る鋼板によれば、２０%未満の脆性破面率及び０．４以上の疲労限度比が得られる。つまり、優れた母材及び打ち抜き加工部における疲労特性を得ることができる。
　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、空冷、第１の冷却及び第２の冷却をこの順で行う。
「熱間圧延」
　熱間圧延は、粗圧延と仕上げ圧延とを含む。熱間圧延では、上述した化学成分を有するスラブ（鋼片）を加熱し、粗圧延を行う。スラブ加熱温度は、下記式（１）で表されるＳＲＴｍｉｎ℃以上１２６０℃以下とする。
　ＳＲＴｍｉｎ＝［７０００／｛２．７５－ｌｏｇ（［Ｔｉ］×［Ｃ］）｝－２７３）＋１００００／｛４．２９－ｌｏｇ（［Ｎｂ］×［Ｃ］）｝－２７３）］／２・・・（１）
　ここで、式（１）中の［Ｔｉ］、[Ｎｂ]、［Ｃ］は、質量％でのＴｉ、Ｎｂ、Ｃの含有量を示す。
　スラブ加熱温度がＳＲＴｍｉｎ℃未満であると、Ｔｉ及び／又はＮｂが十分に溶体化しない。スラブ加熱時にＴｉ及び／又はＮｂが溶体化しないと、Ｔｉ及び／又はＮｂを炭化物（ＴｉＣ、ＮｂＣ）として微細析出させて、析出強化により鋼の強度を向上させることが困難となる。また、スラブ加熱温度がＳＲＴｍｉｎ℃未満であると、炭化物（ＴｉＣ、ＮｂＣ）の形成によってＣを固定して、バーリング性にとって有害なセメンタイトの生成を抑制することが困難となる。また、スラブ加熱温度がＳＲＴｍｉｎ℃未満であると、粒内の結晶方位差が５～１４°の結晶粒の割合が不足しやすい。このため、スラブ加熱温度はＳＲＴｍｉｎ℃以上とする。一方、スラブ加熱温度が１２６０℃超であると、スケールオフにより歩留が低下する。このため、スラブ加熱温度は１２６０℃以下とする。
　粗圧延により粗バーが得られる。粗圧延の終了温度が１０００℃未満であると、仕上げ熱延後の結晶粒が扁平化して打ち抜き加工部の破断面に割れが発生する場合がある。このため、粗圧延の終了温度は、１０００℃以上とする。
　粗圧延後、仕上げ圧延の完了までの間に加熱処理を施してもよい。加熱処理を行うことで、粗バーの幅方向及び長手方向の温度が均一となり、製品のコイル内における材質のばらつきが小さくなる。加熱処理における加熱方法は、特に限定しない。例えば、炉加熱、誘導加熱、通電加熱、高周波加熱などの方法で行えばよい。
　粗圧延後、仕上げ圧延の完了までの間に、デスケーリングを行っても良い。デスケーリングによって、表面粗さが小さくなり、疲労特性が向上する場合がある。デスケーリングの方法は、特に限定しない。例えば、高圧の水流によって行うことができる。
　粗圧延の終了から仕上げ圧延の開始までの時間は、圧延中のオーステナイトの再結晶挙動を通じて、打ち抜き破断面の破面形態に影響を及ぼす。粗圧延の終了から仕上げ圧延の開始までの時間が４５秒未満であると、打ち抜き端面の脆性破面率が大きくなる場合がある。このため、粗圧延の終了から仕上げ圧延の開始までの時間を４５秒以上とする。この時間を４５秒以上とすることにより、オーステナイトの再結晶がさらに促進され、結晶粒をより球状とすることができ、打ち抜き加工部の疲労特性がより良好となる。
　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。
「空冷」
　この製造方法では、仕上げ圧延の終了から２秒超５秒以下の時間だけ熱延鋼板の空冷を行う。この空冷時間は、オーステナイトの再結晶と関連して変態後の結晶粒の扁平化に影響を及ぼす。空冷時間が２秒以下であると、打ち抜き端面の脆性破面率が大きくなる。従って、この空冷時間は、２秒超とし、好ましくは２．５秒以上とする。空冷時間が５秒を超えると、粗大なＴｉＣ及び／又はＮｂＣが析出して強度の確保が困難になるとともに、打ち抜き端面の性状が劣化する。このため、空冷時間は５秒以下とする。
「第１の冷却、第２の冷却」
　２秒超５秒以下の空冷後、熱延鋼板の第１の冷却及び第２の冷却をこの順で行う。第１の冷却では、１０℃／ｓ以上の冷却速度で６００～７５０℃の第１の温度域まで熱延鋼板を冷却する。第２の冷却では、３０℃／ｓ以上の冷却速度で４５０～６５０℃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１～１０秒間保持する。第２の冷却後には熱延鋼板を空冷することが好ましい。
　第１の冷却の冷却速度が１０℃／ｓ未満であると、粒内の結晶方位差が５～１４°の結晶粒の割合が不足する。また、第１の冷却の冷却停止温度が６００℃未満であると、面積率で３０％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。第１の冷却の冷却停止温度が高いほど、フェライト分率が高くなりやすい。高いフェラ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、６００℃以上とし、好ましくは６１０℃以上とし、より好ましくは６２０℃以上とし、さらに好ましくは６３０℃以上とする。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５％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したり、フェライト粒界面上のＴｉ系炭化物及びＮｂ系炭化物の平均分布密度が過剰になったりする。
　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５％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。６００～７５０℃での保持時間が１秒未満であると、フェライトを面積率で３０％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。保持時間が長いほど、フェライト分率が高くなりやすい。高いフェライト分率を得るという観点から、保持時間は、１秒以上とし、好ましくは１．５秒以上とし、より好ましくは２秒以上とし、さらに好ましくは２．５秒以上とする。
　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３０％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。第２の冷却の冷却停止温度が高いほど、フェライト分率が高くなりやすい。高いフェラ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、４５０℃以上とし、より好ましくは５１０℃以上とし、さらに好ましくは５５０℃以上とする。一方、第２の冷却の冷却停止温度が６５０℃超であると、面積率で５％以上のベイナイトを得ることが困難となるとともに、粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合が不足する。
　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。フェライト及びベイナイトの面積率は第１の冷却、第２の冷却及びこれらの間の保持の条件に複合的に依存し、これらの個々の条件のみで制御することはできないが、例えば、次のような傾向がある。すなわち、第１の冷却の冷却停止温度が６１０℃以上であればフェライトの面積率を４０％以上としやすく、６２０℃であればフェライトの面積率を５０％以上としやすく、６３０℃であればフェライトの面積率を６０％以上としやすい。
　このようにして本実施形態に係る鋼板を得ることができる。
　上述の製造方法では、熱間圧延の条件を制御することにより、オーステナイトに加工転位を導入する。そうした上で、冷却条件を制御することにより、導入された加工転位を適度に残すことが重要である。すなわち、熱間圧延の条件又は冷却の条件を単独で制御したとしても、本実施形態に係る鋼板を得ることはできず、熱間圧延及び冷却の条件の両方を適切に制御することが重要である。上記以外の条件については、例えば、第２の冷却の後に公知の方法で巻き取るなど、公知の方法を用いればよく、特に限定しない。
　表面のスケールをとるために、酸洗してもよい。熱間圧延及び冷却の条件が上記のとおりであれば、その後に、冷間圧延、熱処理（焼鈍）、めっきなどを行っても同様の効果を得ることができる。
　冷間圧延では、圧下率を９０％以下とすることが好ましい。冷間圧延における圧下率が９０％を超えると、延性が低下することがある。冷間圧延を行わなくてもよく、冷間圧延における圧下率の下限は０％である。上記のとおり、熱延原板のままで、優れた成形性を有する。一方で、冷間圧延により導入された転位上に、固溶ままのＴｉ、Ｎｂ、Ｍｏ等が集まり、析出することによって、降伏点（ＹＰ）や引張強度（ＴＳ）を向上させることができる。従って、強度の調整のために冷間圧延を使用できる。冷間圧延により冷延鋼板が得られる。
　冷間圧延後の熱処理（焼鈍）の温度は８４０℃以下とすることが好ましい。焼鈍時には、熱間圧延の段階で析出しきれなかったＴｉやＮｂが析出することによる強化、転位の回復、析出物の粗大化による軟質化等の複雑な現象が生じる。焼鈍温度が８４０℃を超えると、析出物の粗大化の効果が大きく、粒内の結晶方位差が５～１４°の結晶粒の割合が不足する。焼鈍温度は、より好ましくは８２０℃以下とし、更に好ましくは８００℃以下とする。焼鈍温度の下限は特に設けない。上述の通り、焼鈍を行わない熱延原板のままで、優れた成形性を有するためである。
　本実施形態の鋼板の表面に、めっき層が形成されていてもよい。つまり、本発明の他の実施形態としてめっき鋼板が挙げられる。めっき層は、例えば電気めっき層、溶融めっき層又は合金化溶融めっき層である。溶融めっき層及び合金化溶融めっき層としては、例えば、亜鉛及びアルミニウムの少なくともいずれか一方からなる層が挙げられる。具体的には、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、溶融アルミニウムめっき層、合金化溶融アルミニウムめっき層、溶融Ｚｎ－Ａｌめっき層、及び合金化溶融Ｚｎ－Ａｌめっき層などが挙げられる。特に、めっきのし易さや防食性の観点から、溶融亜鉛めっき層及び合金化溶融亜鉛めっき層が好ましい。
　溶融めっき鋼板や合金化溶融めっき鋼板は、前述した本実施形態に係る鋼板に対して溶融めっき又は合金化溶融めっきを施すことによって製造される。ここで、合金化溶融めっきとは、溶融めっきを施して表面に溶融めっき層を形成し、次いで、合金化処理を施して溶融めっき層を合金化溶融めっき層とすることを言う。めっきを施す鋼板は熱延鋼板であってもよく、熱延鋼板に冷間圧延と焼鈍とを施した鋼板であってもよい。溶融めっき鋼板や合金化溶融めっき鋼板は、本実施形態に係る鋼板を有し、かつ表面に溶融めっき層や合金化溶融めっき層が設けられているため、本実施形態に係る鋼板の作用効果と共に、優れた防錆性が達成できる。めっきを施す前に、プレめっきとして、Ｎｉ等を表面につけてもよい。
　鋼板に熱処理（焼鈍）を施す場合、熱処理行った後に、そのまま溶融亜鉛めっき浴に浸漬させて、鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を形成してもよい。この場合、熱処理の原板は、熱延鋼板であってもよいし、冷延鋼板であってもよい。溶融亜鉛めっき層を形成した後、再加熱し、めっき層と地鉄とを合金化させる合金化処理を行って、合金化溶融亜鉛めっき層を形成してもよい。
　本発明の実施形態に係るめっき鋼板は、鋼板の表面にめっき層が形成されているので、優れた防錆性を有する。したがって、例えば、本実施形態のめっき鋼板を用いて、自動車の部材を薄肉化した場合に、部材の腐食により自動車の使用寿命が短くなることを防止できる。
　なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
　次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　表１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、表３及び表４に示す条件で粗圧延を行い、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１及び表２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３及び表４中の「経過時間」は粗圧延の終了から仕上げ圧延の開始までの経過時間である。表１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空冷、第１の冷却、第１の温度域での保持、第２の冷却を行い、試験Ｎｏ．１～４５の熱延鋼板を得た。空冷時間は、仕上げ圧延の終了から第１の冷却の開始までの時間に相当する。
　試験Ｎｏ．２１の熱延鋼板には、表５に示す圧下率で冷間圧延を施し、表５に示す熱処理温度で熱処理を施した後、溶融亜鉛めっき層を形成し、さらに合金化処理を行い、表面に合金化溶融亜鉛めっき層（ＧＡ）を形成した。試験Ｎｏ．１８～２０、４５の熱延鋼板には、表５及び表６に示す熱処理温度で熱処理を施した。試験Ｎｏ．１８～２０の熱延鋼板は、熱処理を施した後、表面に溶融亜鉛めっき層（ＧＩ）を形成した。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（試験Ｎｏ．１～１７、２２～４４の熱延鋼板、熱処理を施した試験Ｎｏ．１８～２０、４５の熱延鋼板、熱処理を施した試験Ｎｏ．２１の冷延鋼板）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）、及び粒内の方位差が５～１４°である結晶粒の割合を求めた。その結果を表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。
　各鋼板（試験Ｎｏ．１～１７、２２～４４の熱延鋼板、熱処理を施した試験Ｎｏ．１８～２０、４５の熱延鋼板、熱処理を施した試験Ｎｏ．２１の冷延鋼板）について、以下に示す方法により、結晶粒の相当楕円の平均アスペクト比と、フェライト粒界上における粒径が２０ｎｍ以上のＴｉ系炭化物及びＮｂ系炭化物の合計の平均分布密度とを求めた。その結果を表７及び表８に示す。
「結晶粒の相当楕円の平均アスペクト比」
　Ｌ断面（圧延方向に平行な断面）を、上記のＥＢＳＤを用いて組織観察し、５０個以上の結晶粒についてそれぞれ（楕円長軸長さ）／（楕円短軸長さ）を算出し、算出した値の平均値を求めた。図２は、結晶粒の平均アスペクト比を算出する方法を示す図である。図２に示す結晶粒１４は、粒界傾角１５°以上の大傾角粒界で囲まれた粒である。図２に示すように、楕円長軸１２とは、上記のＥＢＳＤを用いて観察した各結晶粒１４の粒界１１上における任意の２点間を結ぶ直線のうち、最も長い直線を意味する。楕円短軸１３とは、上記のＥＢＳＤを用いて観察した各結晶粒１４の粒界１１上における任意の２点間を結ぶ直線のうち、楕円長軸１２の長さを２等分する点を通り、楕円長軸１２と直交する直線を意味する。
「フェライト粒界上における粒径が２０ｎｍ以上のＴｉ系炭化物及びＮｂ系炭化物の合計の平均分布密度」
　Ｌ断面を、ＳＥＭを用いて観察し、フェライト粒界の長さを測定し、さらにそのフェライト粒界上における粒径が２０ｎｍ以上のＴｉ系炭化物及びＮｂ系炭化物の合計の個数を計測した。計測したＴｉ系炭化物及びＮｂ系炭化物の合計の個数を用いて、フェライト粒界の長さ１μｍ当たりのＴｉ系炭化物及びＮｂ系炭化物の合計の個数である平均分布密度を算出した。なお、Ｔｉ系炭化物及びＮｂ系炭化物の粒径とは、Ｔｉ系炭化物及びＮｂ系炭化物の円相当半径のことをいう。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　各鋼板（試験Ｎｏ．１～１７、２２～４４の熱延鋼板、熱処理を施した試験Ｎｏ．１８～２０、４５の熱延鋼板、熱処理を施した試験Ｎｏ．２１の冷延鋼板）について、ＪＩＳ　Ｚ２２７５に従って、応力比＝－１の条件下で平面曲げ疲労試験を行い、疲労限により評価した。試験Ｎｏ．１～１７、２２～４４の熱延鋼板、熱処理を施した試験Ｎｏ．１８～２０、４５の熱延鋼板、熱処理を施した試験Ｎｏ．２１の冷延鋼板について、引張試験において、降伏強度と引張強度とを求め、鞍型伸びフランジ試験によって、フランジの限界成形高さを求めた。そして、引張強度（ＭＰａ）と限界成形高さ（ｍｍ）との積を伸びフランジ性の指標とし、積が１９５００ｍｍ・ＭＰａ以上の場合に、伸びフランジ性に優れると判断した。また、引張強度（ＴＳ）が４８０ＭＰａ以上である場合に、高強度であると判断した。また、打ち抜き時の脆性破面率が２０％未満で、かつ、疲労限度比が０．４以上である場合に、母材及び打ち抜き加工部における疲労特性が良好であると判断した。それらの結果を表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。
　引張試験は、ＪＩＳ５号引張試験片を圧延方向に対して直角方向から採取し、この試験片を用いて、ＪＩＳＺ２２４１に準じて試験を行った。
　鞍型伸びフランジ試験は、コーナーの曲率半径をＲ６０ｍｍ、開き角θを１２０°とした鞍型成形品を用いて、コーナー部を打ち抜く際のクリアランスを１１％として行った。限界成形高さは、成形後に目視にて、板厚の１／３以上の長さを有するクラックの存在の有無を観察し、クラックが存在しない限界の成形高さとした。
　打ち抜き時の脆性破面率は、板厚の１０～１５％のクリアランス条件で２０～５０個の試料鋼板をシャー又はポンチで円形状に打ち抜き、形成された破断面を、マイクロスコープを用いてそれぞれ観察した。そして、金属光沢のある部分を脆性破面とし、脆性破面の円周方向の長さを測定した。ここで、脆性破面の円周方向の長さとは、脆性破面となった領域の端から端までの円周方向の長さを言う。そして、観察した全ての円周長さに対する合計の脆性破面の円周長さの割合を脆性破面率とした。例えば、２０個の試料鋼板を直径１０ｍｍのポンチで打ち抜いた場合、円周長さの合計は２０×１０×πｍｍとなる。２０個の試料鋼板のうちの１つだけに脆性破面があり、かつ、その脆性破面の円周方向の長さが１ｍｍだった場合、脆性破面率は１／（２０×１０×π）となる。
　疲労限度比は、上記の方法により測定した各鋼板の疲労限の値を引張強度で除す（疲労限（ＭＰａ）／引張強度（ＭＰａ））ことにより算出した。
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、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、２０％未満の打ち抜き時の脆性破面率、及び０．４以上の疲労限度比が得られた。
　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、平均アスペクト比、炭化物の密度のいずれか１つ又は複数が本発明の範囲を満たさなかった比較例である。試験Ｎｏ．２８～４０、４５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が目標値を満足しなかった。試験Ｎｏ．４１～４４は、結晶粒の相当楕円の平均アスペクト比が大きいため、打ち抜き時の脆性破面率が２０％超となった。
　本発明によれば、高強度で、優れた伸びフランジ性を有し、母材及び打ち抜き加工部の疲労特性が良好な鋼板を提供できる。本発明の鋼板は、クリアランスが厳しく、摩耗したシャーやパンチを用いる厳しい加工条件で打ち抜き加工を行った場合でも、打抜き端面における凹凸を伴う損傷を防止できる。本発明の鋼板は、高強度でありながら厳しい伸びフランジ性と、母材及び打ち抜き加工部の疲労特性とを要求される部材への適用が可能である。本発明の鋼板は、自動車の部材の薄肉化による軽量化に適した素材であり、自動車の燃費向上等に寄与するため、産業上の利用可能性が高い。

Claims (8)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．００８～０．１５０％、
    　Ｓｉ：０．０１～１．７０％、
    　Ｍｎ：０．６０～２．５０％、
    　Ａｌ：０．０１０～０．６０％、
    　Ｔｉ：０～０．２００％、
    　Ｎｂ：０～０．２００％、
    　Ｔｉ＋Ｎｂ：０．０１５～０．２００％、
    　Ｃｒ：０～１．０％、
    　Ｂ：０～０．１０％、
    　Ｍｏ：０～１．０％、
    　Ｃｕ：０～２．０％、
    　Ｎｉ：０～２．０％、
    　Ｍｇ：０～０．０５％、
    　ＲＥＭ：０～０．０５％、
    　Ｃａ：０～０．０５％、
    　Ｚｒ：０～０．０５％、
    　Ｐ：０．０５％以下、
    　Ｓ：０．０２００％以下、
    　Ｎ：０．００６０％以下、かつ
    　残部：Ｆｅ及び不純物、
    　で表される化学組成を有し、
    　面積率で、
    　フェライト：３０～９５％、かつ
    　ベイナイト：５～７０％、
    　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、
    　前記結晶粒の相当楕円の平均アスペクト比が５以下であり、
    　フェライト粒界上における粒径が２０ｎｍ以上のＴｉ系炭化物及びＮｂ系炭化物の合計の平均分布密度が１０個／μｍ以下であることを特徴とする鋼板。
  2. 　引張強度が４８０ＭＰａ以上であり、
    　前記引張強度と鞍型伸びフランジ試験における限界成形高さとの積が１９５００ｍｍ・ＭＰａ以上であり、
    　打ち抜き破断面の脆性破面率が２０％未満であることを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記化学成分が、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又は２に記載の鋼板。
  4. 　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、
    　Ｃａ：０．０００１～０．０５％、
    　Ｍｇ：０．０００１～０．０５％、
    　Ｚｒ：０．０００１～０．０５％、及び
    　ＲＥＭ：０．０００１～０．０５％、
    からなる群から選択される１種以上を含むことを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の鋼板。
  6. 　請求項１乃至５のいずれか１項に記載の鋼板の表面に、めっき層が形成されていることを特徴とするめっき鋼板。
  7. 　前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項６に記載のめっき鋼板。
  8. 　前記めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項６に記載のめっき鋼板。
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