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WO2024190763A1 - 鋼板及びその製造方法 - Google Patents

鋼板及びその製造方法 Download PDF

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WO2024190763A1
WO2024190763A1 PCT/JP2024/009480 JP2024009480W WO2024190763A1 WO 2024190763 A1 WO2024190763 A1 WO 2024190763A1 JP 2024009480 W JP2024009480 W JP 2024009480W WO 2024190763 A1 WO2024190763 A1 WO 2024190763A1
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WO
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less
rolling
prior austenite
grain size
austenite grains
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2024/009480
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English (en)
French (fr)
Inventor
駿介 小林
真一 村田
栄作 桜田
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 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 CN202480018079.2A priority patent/CN120882892A/zh
Priority to JP2025506858A priority patent/JPWO2024190763A1/ja
Priority to KR1020257029711A priority patent/KR20250140115A/ko
Publication of WO2024190763A1 publication Critical patent/WO2024190763A1/ja
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate and a manufacturing method thereof.
  • Patent Document 1 describes a high-strength steel plate containing C: 0.1-0.25%, Si: 0.1-0.5%, Mn: 0.5-2.0%, Cr: 0.1-1.5%, Mo: 0.1-0.5%, Ti: 0.01-0.05%, Nb: 0.01-0.05%, V: 0.01-0.05% and/or B: 0.0001-0.005%, with the balance consisting of iron and unavoidable impurities, and characterized in that the average grain size of prior austenite is 20 ⁇ m or less and the standard deviation ( ⁇ ) of the prior austenite grain size distribution is 5 ⁇ m or less.
  • Patent Document 1 also teaches that the above configuration can refine the prior austenite grain size and reduce its variation, thereby realizing a high-strength steel plate with improved bending workability while maintaining a high tensile strength of 980 MPa or more.
  • Patent Document 2 describes a high-strength, high-ductility fine martensite structure steel material that contains 0.075-0.3 wt% C, 3-10 wt% Mn, 0-2.5 wt% Si, with the balance being Fe and unavoidable impurities, has a prior ⁇ grain size of 2.0 ⁇ m or less, and has a structure that is equiaxed martensite with a single block.
  • Patent Document 2 also teaches that the high-strength, high-ductility fine martensite structure steel material can achieve a tensile strength of 1200 MPa or more and a total elongation of 10% or more.
  • Patent Document 3 describes a high-tensile steel material containing, by mass, C: 0.06-0.19%, Si: 0.15-0.60%, Mn: 0.60-1.80%, Cr: 0.05-1.20%, Mo: 0.05-1.00%, and one or more of Nb: 0.005-0.10%, V: 0.005-0.10%, and Ti: 0.005-0.10%, and containing, by volume, 0.01-0.8% carbonitrides of Nb, Ti or V having a particle size of 100 nm or less, and in which the prior ⁇ grains have a grain size number of 7 or more and contain a martensite structure or a mixed structure of martensite and bainite within the prior ⁇ grains.
  • Patent Document 3 also teaches that the above configuration makes it possible to provide a high-strength steel material that is excellent in toughness, arrestability, and weldability, has a large uniform elongation characteristic exceeding 10%, and is suitable for mass production.
  • the present invention was made in consideration of these circumstances, and its purpose is to provide a steel plate and its manufacturing method that, through a novel configuration, has high strength but also has improved hole expansion properties and work hardening ability.
  • the inventors conducted research focusing on the metal structure of steel plate, particularly hot-rolled steel plate.
  • the inventors discovered that by configuring the metal structure of a hot-rolled steel plate having a specified chemical composition to be mainly composed of martensite, it is possible to achieve high strength and improved hole expandability, and by limiting the average grain size of prior austenite grains in the metal structure to within a specified range while increasing the variation in the grain size of the prior austenite grains, it is possible to significantly improve the work hardening ability, thus completing the present invention.
  • the present invention which has achieved the above object is as follows.
  • the chemical composition is, in mass%, Ti: 0.001 to 0.200%, V: 0.001-0.300%, Cu: 0.001-0.40%, Cr: 0.001-0.90%, Mo: 0.001-0.12%, Ni: 0.001 to 0.30%, B: 0.0001 to 0.0030%, Ca: 0.0001 to 0.0010%, Mg: 0.0001 to 0.0010%, Bi: 0.001-0.010%, Zr: 0.001 to 0.050%, Co: 0.001 to 0.010%, Zn: 0.001-0.010%, W: 0.001-0.100%, Sn: 0.001 to 0.040%, As: 0.001 to 0.100%, and REM: 0.0001 to 0.0100%
  • the steel sheet according to the above (1) characterized in that it contains at least one of the following: (3)
  • the metal structure further comprises, in area percent: Ferrite: 10.0% or less,
  • the steel plate according to the above (1) or (2) characterized in that it contains at least one of bainite: 10.0% or less
  • a method for producing a steel plate comprising: a cooling step of starting cooling of the finish-rolled steel plate within 0.5 to 10.0 seconds after completion of the hot rolling step, and then cooling the steel plate to a temperature of 400°C or less within 20.0 seconds from the start of cooling; and a coiling step of coiling the cooled steel plate in a temperature range of 400°C or less.
  • the present invention provides a steel sheet, particularly a hot-rolled steel sheet, and a manufacturing method thereof, that has high strength but also has improved hole expansion properties and work hardening ability.
  • the steel sheet according to the embodiment of the present invention has a chemical composition, in mass%, C: 0.040-0.200%, Si: 0.30-2.00%, Mn: 1.00-4.00%, sol.
  • the metal structure is, in area percent, Martensite: 90.0% or more; and Retained austenite: 3.0% or less;
  • the properties such as hole expandability decrease with increasing strength of steel.
  • a steel sheet that has excellent hole expandability while maintaining high strength, especially a high strength of tensile strength of 980 MPa or more that enables weight reduction, is required.
  • the metal structure of the steel sheet is composed mainly of martensite.
  • martensitic steel has a hierarchical structure that includes substructures such as packets, blocks, and laths in the prior austenite grains, and although it has excellent strength, it generally has a problem of low workability.
  • the inventors therefore conducted a study focusing on the metal structure of the hot-rolled steel sheet, in addition to making the chemical composition of the steel sheet, particularly the hot-rolled steel sheet, appropriate.
  • the inventors discovered that by forming the metal structure of a hot-rolled steel sheet having a predetermined chemical composition with a structure mainly composed of martensite, more specifically, a structure containing martensite: 90.0% or more and retained austenite: 3.0% or less in area percentage, it is possible to achieve high strength, for example, high strength with a tensile strength of 980 MPa or more, while significantly improving the hole expandability of the resulting hot-rolled steel sheet.
  • the metal structure by making the metal structure into a more uniform structure with martensite at 90.0% or more in area percentage, it is possible to reduce the hardness difference in the metal structure compared to a case in which other structures softer than martensite, such as ferrite, are relatively contained in large amounts, and it is believed that the hole expandability can be improved due to such a reduction in hardness difference.
  • retained austenite can be the starting point of fracture during deformation in press forming, etc., by controlling martensite to 90.0% or more by area, and limiting the retained austenite to 3.0% or less by area, it is possible to more significantly improve hole expansion properties.
  • the inventors of the present invention have investigated the improvement of work hardening ability from the viewpoint of optimizing the grain size of the prior austenite grains in a metal structure mainly composed of martensite, because the prior austenite grain boundaries act as a resistance force against the movement of dislocations and are considered to be effective in improving work hardening ability. More specifically, by refining the prior austenite grains, the density of the prior austenite grain boundaries can be increased. Therefore, by refining the prior austenite grains, it is possible to increase the hindrance of dislocations, and therefore to improve the work hardening ability.
  • the inventors discovered that by refining the prior austenite grains within a predetermined range, more specifically by controlling the average grain size of the prior austenite grains to 30.0 ⁇ m or less, the work-hardening ability of the entire hot-rolled steel sheet can be improved, while increasing the variation in the grain size of the prior austenite grains, more specifically by controlling the standard deviation in the grain size of the prior austenite grains to 4.0 ⁇ m or more, a high work-hardening rate can be achieved even in a state where a certain amount of strain has been introduced, such as in the later stages of deformation in press forming.
  • a mixed grain structure in which coarse grains and fine grains are mixed can be formed, and such a mixed grain structure contributes to a high work hardening rate in the later stage of deformation such as press forming. More specifically, by forming a mixed grain structure in which coarse grains and fine grains are mixed, non-uniform deformation is induced during processing such as press forming, and as a result, sufficient work hardening ability can be maintained even in the later stage of deformation, and therefore a high work hardening rate can be achieved.
  • the steel sheet according to the embodiment of the present invention can be stably formed because it maintains high work hardening ability.
  • the fact that the work hardening ability of a steel sheet can be improved by increasing the variation in the grain size of prior austenite grains to form a mixed grain structure in which coarse grains and fine grains are mixed in a metal structure mainly composed of martensite was not previously known, and was now revealed for the first time by the present inventors.
  • the steel sheet according to the embodiment of the present invention it is possible to significantly improve the hole expansion ability and work hardening ability, despite the high strength, for example, tensile strength of 980 MPa or more. Therefore, the steel sheet according to the embodiment of the present invention can reliably achieve both the contradictory properties of high strength and excellent workability, and is therefore particularly useful in the automotive field where both properties are required to be achieved.
  • C is an element effective in increasing the strength of steel plate.
  • C forms carbides and/or carbonitrides with Nb in steel, and refines the structure due to the pinning effect of the precipitates formed.
  • the C content is set to 0.040% or more.
  • the C content is set to 0.060% or more, 0.080% or more, 0.100% or more, or 0 120% or more.
  • the C content is set to 0.200% or less.
  • the C content is set to 0.180 % or less, 0.160% or less, 0.150% or less, or 0.140% or less.
  • Silicon is an effective element for increasing strength as a solid solution strengthening element.
  • the silicon content is set to 0.30% or more.
  • the silicon content is set to 0.40% or more. More than 0.50%, 0.51% or more, 0.52% or more, 0.53% or more, 0.54% or more, 0.55% or more, more than 0.55%, 0.60% or more, 0.
  • the Si content is set to 2.00% or less.
  • the Si content is set to 1.80% or less, 1.60% or less, 1.50% or less, or 1.40% or less. % or less.
  • Mn is an element that is effective in increasing strength as an element for hardenability and solid solution strengthening.
  • the Mn content is set to 1.00% or more.
  • the Mn content is 1.20%.
  • the Mn content may be 1.50% or more, 1.80% or more, 2.00% or more, or 2.20% or more.
  • the Mn content is set to 4.00% or less.
  • the Mn content is set to 3.80% or less, 3.50% or less, 3.20% or less, 3.00% or less, or 2.80% or less. Good too.
  • sol. Al is an element that acts as a deoxidizer for molten steel.
  • Sol. Al is also an element that suppresses the precipitation of cementite, which is detrimental to hole expandability.
  • sol. The sol. Al content is 0.001% or more.
  • the sol. Al content is 0.010% or more, 0.020% or more, 0.030% or more, 0.050% or more, or 0.100% or more.
  • the sol. Al content is set to 0.500% or less.
  • the content may be 0.400% or less, 0.300% or less, or 0.200% or less.
  • Sol. Al means acid-soluble Al, which is present in the steel in a solid solution state. This indicates that.
  • P 0.100% or less
  • the P content is set to 0.100% or less.
  • the P content is set to 0.050% or less, 0.030% or less
  • the lower limit of the P content is not particularly limited and may be 0%, but excessive reduction of the P content leads to an increase in costs.
  • the content may be 0.0001% or more, 0.001% or more, or 0.005% or more.
  • S 0.0300% or less
  • S content is set to 0.0300% or less.
  • the S content is set to 0.0200% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited and may be 0%, but excessive reduction will lead to an increase in costs.
  • the amount may be 0.0001% or more, 0.0010% or more, or 0.0030% or more.
  • N 0.0070% or less
  • the N content is set to 0.0050% or less, and 0.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited and may be 0%, but excessive reduction will lead to an increase in costs. Therefore, the N content is It may be 0.0001% or more, or 0.0005% or more.
  • O is an element that is mixed in during the manufacturing process. If the O content is excessive, coarse inclusions may form, which may reduce the workability of the steel sheet. Therefore, the O content is set to 0.0100% or less.
  • the O content may be 0.0080% or less, 0.0060% or less, or 0.0040% or less.
  • the lower limit of the O content is not particularly limited and may be 0%, but 0. To reduce the O content to less than 0.0001%, a long period of time is required for refining, which leads to a decrease in productivity. Therefore, the O content may be 0.0001% or more, or 0.0005% or more.
  • Nb is an element that forms carbides, nitrides and/or carbonitrides in steel and contributes to the refinement of prior austenite grains through a pinning effect, thereby contributing to the high strength of the steel sheet.
  • the Nb content is set to 0.001% or more.
  • the Nb content is set to 0.005% or more, 0.010% or more, 0.050% or more, 0.100% or more, 0.200% or more, or
  • the Nb content is set to 1.
  • the Nb content may be 0.800% or less, 0.600% or less, or 0.500% or less.
  • the basic chemical composition of the steel plate according to the embodiment of the present invention is as described above. Furthermore, the steel plate may contain at least one of the following elements in place of a portion of the remaining Fe, as necessary.
  • Cr is an element that enhances the hardenability of steel and contributes to improving strength and/or corrosion resistance.
  • the Cr content may be 0%, but in order to obtain these effects, the Cr content is The content of Cr is preferably 0.001% or more, and may be 0.01% or more, 0.05% or more, or 0.10% or more.
  • the Cr content is preferably 0.90% or less, more preferably 0.70% or less, 0.50% or less, 0.40% or less, or 0.30% or less. may be also possible.
  • Ti, V, Cu, Mo, Ni, B, Ca, Mg, Bi, Zr, Co, Zn, W, Sn, As, and REM may be contained in the steel sheet as optional elements, or may be added to the tramp.
  • These elements may be present in the steel sheet as elements.
  • the contents of these elements are as follows: Ti: 0 to 0.200% or 0.100%, V: 0 to 0.300% or 0.200%, Cu: 0 Up to 0.40% or 0.20%, Mo: 0-0.12%, 0.09%, 0.08%, 0.06% or 0.04%, Ni: 0-0.30% or 0 .
  • the lower limit of these elements may be, for example, Ti, V, Cu, Mo, Ni, Bi, Zr, Co, Zn, W, Sn, and The As content may be 0.001% or more, 0.005% or more, or 0.008% or more, respectively.
  • the B, Ca, Mg and REM contents may be 0.0001% or more, 0.0002% or more, or 0.0005% or more.
  • the remainder other than the above elements consists of Fe and impurities.
  • Impurities are, for example, components that are mixed in due to various factors in the manufacturing process, including raw materials such as ores and scraps, when the steel plate is industrially manufactured. It is permissible for them to be included within a range that does not affect the effects of the present invention.
  • the chemical composition of the steel plate according to the embodiment of the present invention may be measured by a general analytical method.
  • the chemical composition of the steel plate may be measured using inductively coupled plasma atomic emission spectrometry (ICP-AES).
  • C and S may be measured using the combustion-infrared absorption method
  • N may be measured using the inert gas fusion-thermal conductivity method
  • O may be measured using the inert gas fusion-non-dispersive infrared absorption method.
  • the metal structure of the steel plate according to the embodiment of the present invention includes, in terms of area%, martensite: 90.0% or more, and retained austenite: 3.0% or less.
  • the hard martensite by controlling the hard martensite to within a range of 90.0% or more in terms of area% to make a more uniform structure, not only can it contribute to high strength, but it can also reduce the hardness difference in the metal structure, and the hole expandability can be improved due to such a reduction in hardness difference.
  • the area ratio of martensite is less than 90.0%, it is not possible to achieve the desired strength and hole expandability. From the viewpoint of further increasing strength and improving hole expandability, the higher the area ratio of martensite, the more preferable it is, and it may be, for example, 92.0% or more, 94.0% or more, 96.0% or more, or 98.0% or more.
  • the upper limit of the area ratio of martensite is not particularly limited and may be 100.0%, for example, 99.0% or less.
  • the retained austenite can be a starting point of fracture during deformation such as press forming, in addition to controlling the martensite to 90.0% or more in area%, the retained austenite can be restricted to 3.0% or less in area%, thereby making it possible to improve the hole expandability more significantly. If the area ratio of the retained austenite exceeds 3.0%, it becomes a starting point of fracture during deformation, and the hole expandability decreases.
  • the lower the area ratio of the retained austenite the more preferable it is, and may be, for example, 2.5% or less, 2.0% or less, 1.5% or less, or 1.0% or less.
  • the lower limit of the area ratio of the retained austenite is not particularly limited and may be 0%, for example, 0.5% or more.
  • the remaining structure other than martensite and retained austenite may be 0% in terms of area percent, but when the remaining structure exists, the remaining structure may include at least one of ferrite: 10.0% or less, bainite: 10.0% or less, and pearlite: 10.0% or less. If the area ratio of at least one of ferrite, bainite, and pearlite exceeds 10.0% in total, the area ratio of martensite will be less than 90.0%, and as a result, the desired strength and hole expandability cannot be achieved.
  • the lower limits of ferrite, bainite, and pearlite may each be 0%, and may be, for example, 0.1% or more, 0.5% or more, 1.0% or more, 2.0% or more, or 3.0% or more, respectively.
  • the upper limits of ferrite, bainite, and pearlite may each be 8.0% or less, 6.0% or less, 5.0% or less, or 4.0% or less, respectively.
  • Identification of the metal structure in the steel sheet and calculation of the area ratio are performed by optical microscope observation after corrosion using a Nital reagent or Lepera solution and X-ray diffraction method.
  • the microstructure observation by optical microscope is performed on the plate thickness cross section in the direction perpendicular to the plate surface.
  • the plate thickness cross section is preferably parallel to the rolling direction. Specifically, first, a sample is taken from the steel sheet, and the observation surface of the sample is etched with Nital.
  • image analysis is performed on a microstructure photograph obtained at a 1/4 depth position of the plate thickness in a field of view of 300 ⁇ m ⁇ 300 ⁇ m using an optical microscope, thereby calculating the total area ratio of martensite and bainite, and each area ratio of ferrite and pearlite.
  • image analysis is performed on a microstructure photograph obtained at a 1/4 depth position of the plate thickness in a field of view of 300 ⁇ m ⁇ 300 ⁇ m using an optical microscope, thereby calculating the total area ratio of martensite and retained austenite.
  • the volume fraction of retained austenite is calculated by X-ray diffraction measurement. Since the volume fraction of retained austenite is equivalent to the area fraction, this is taken as the area fraction of retained austenite.
  • the area fraction of martensite is calculated by subtracting the obtained area fraction of retained austenite from the total area fraction of martensite and retained austenite previously calculated.
  • the area fraction of bainite is calculated by subtracting the obtained area fraction of martensite from the total area fraction of martensite and bainite previously calculated in the same manner.
  • the average grain size of the prior austenite grains is 30.0 ⁇ m or less.
  • the prior austenite grain boundaries act as a resistance force against the movement of dislocations, and are considered to be effective in improving the work hardening ability.
  • the density of the prior austenite grain boundaries can be increased by refining the prior austenite grains. Therefore, by refining the prior austenite grains to 30.0 ⁇ m or less, it is possible to increase the hindrance of dislocations, and therefore it is possible to improve the work hardening ability of the resulting steel plate.
  • the average grain size of the prior austenite grains may be, for example, 4.0 ⁇ m or more, 4.1 ⁇ m or more, 4.2 ⁇ m or more, 4.5 ⁇ m or more, 4.7 ⁇ m or more, 5.0 ⁇ m or more, 8.0 ⁇ m or more, 10.0 ⁇ m or more, or 12.0 ⁇ m or more.
  • the standard deviation in the grain size of the prior austenite grains is 4.0 ⁇ m or more.
  • the upper limit is not particularly specified, since the average grain size of the prior austenite grains is 30.0 ⁇ m or less, the upper limit of the standard deviation is naturally limited and cannot take any value. Although the upper limit is not particularly limited, the standard deviation in the grain size of the prior austenite grains may be, for example, 20.0 ⁇ m or less, 15.0 ⁇ m or less, 12.0 ⁇ m or less, 10.0 ⁇ m or less, or 8.0 ⁇ m or less.
  • the grain size of the prior austenite grains in the metal structure is 30.0 ⁇ m or less while controlling the standard deviation in the grain size of the prior austenite grains to 4.0 ⁇ m or more. This is because if either one of the characteristics is not satisfied, at least one of the effects of improving the work hardening ability due to the refinement of the prior austenite grains and the effect of improving the work hardening ability due to the mixed grain structure of coarse grains and fine grains will be insufficient.
  • the grain size of the prior austenite grains is generally relatively uniform, that is, the standard deviation in the grain size is relatively small.
  • the inventors have discovered for the first time that by carrying out the continuous casting process, hot rolling process, and cooling process of the slab under appropriate conditions, it is possible to form a metal structure in which coarse grains and fine grains are mixed while refining the prior austenite grains, and further, to improve the work hardening ability based on such a metal structure. Therefore, according to the steel sheet according to the embodiment of the present invention, it is possible to achieve high strength and improved hole expansion property by using a metal structure that is mainly composed of martensite, has refined prior austenite grains, and is a mixture of coarse grains and fine grains, while significantly improving the work hardening ability.
  • the average aspect ratio of the prior austenite grains is not particularly limited, but may be, for example, 3.0 or less, 2.5 or less, 2.0 or less, 1.8 or less, 1.6 or less, or 1.4 or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but, for example, the average aspect ratio of the prior austenite grains may be 0.6 or more, 0.7 or more, or 0.8 or more.
  • the present invention aims to provide a steel sheet having high strength but improved hole expandability and work hardening ability, and achieves the above object by forming the metal structure of a steel sheet having a predetermined chemical composition from a structure mainly composed of martensite, and limiting the average grain size of the prior austenite grains in the metal structure to a predetermined range while increasing the variation in the grain size of the prior austenite grains. Therefore, it is clear that the average aspect ratio of the prior austenite grains is not an essential technical feature for achieving the object of the present invention.
  • the average grain size of the prior austenite grains, the standard deviation in the grain size of prior austenite grains, and the average aspect ratio of prior austenite grains are determined as follows. First, a sample is cut out from an arbitrary position 50 mm or more away from the end face of the steel plate (if a sample cannot be taken from this position, a position avoiding the end) so that the plate thickness cross section perpendicular to the plate surface can be observed.
  • the plate thickness cross section is preferably parallel to the rolling direction.
  • the size of the sample depends on the measuring device, but is set to a size that allows observation of about 10 mm in the direction perpendicular to the plate thickness direction.
  • the cross section of the above sample is polished using silicon carbide paper of #600 to #1500, and then finished to a mirror surface using a dilution liquid such as alcohol or a liquid in which diamond powder with a grain size of 1 to 6 ⁇ m is dispersed in pure water. Next, the observation surface is finished by electrolytic polishing.
  • an EBSD analyzer consisting of a thermal field emission scanning electron microscope and an EBSD detector may be used, for example, an EBSD analyzer consisting of a JSM-7001F manufactured by JEOL and a DVC5 type detector manufactured by TSL.
  • the degree of vacuum in the EBSD analyzer may be 9.6 ⁇ 10 ⁇ 5 Pa or less
  • the acceleration voltage may be 15 kV
  • the irradiation current level may be 13.
  • the crystal orientation of the prior austenite grains is calculated from the crystal orientation relationship between general prior austenite grains and crystal grains having a body-centered structure after transformation. The following method is used to calculate the crystal orientation of the prior austenite grains. First, a crystal orientation map of the prior austenite grains is created by the method described in Acta Materialia, 58 (2010), 6393-6403.
  • the average value of the shortest diameter and the longest diameter is calculated, and this average value is taken as the grain size of that prior austenite grain.
  • the above operation is performed for all prior austenite grains, excluding prior austenite grains whose entire crystal grains are not included in the observation field, such as the ends of the observation field, to determine the grain sizes of all prior austenite grains in the observation field.
  • the average grain size and standard deviation are calculated from the grain sizes of all the prior austenite grains obtained, thereby determining the average grain size and standard deviation of the grain size of the prior austenite grains.
  • the ratio of the diameter in the plate thickness direction to the diameter in the rolling direction is calculated, and this value is regarded as the aspect ratio of the prior austenite grain. If the rolling direction is unknown, the cross section is observed at 0°, 45°, 90°, and 135° to an arbitrary direction, and the cross section with the highest aspect ratio among them is regarded as the cross section parallel to the rolling direction, and the ratio of the diameter in the plate thickness direction to the diameter in the rolling direction (rolling direction diameter/plate thickness direction diameter) is calculated.
  • the above operation is performed for all prior austenite grains, except for prior austenite grains whose entire crystal grains are not included in the photographed field, such as the ends of the photographed field, to determine the aspect ratio of all prior austenite grains in the photographed field.
  • the average aspect ratio of the prior austenite grains is determined by arithmetically averaging the aspect ratios of all the prior austenite grains obtained.
  • the steel sheet according to the embodiment of the present invention generally has a sheet thickness of 1.0 to 8.0 mm, although it is not particularly limited thereto.
  • the sheet thickness may be 1.2 mm or more, 1.6 mm or more, or 2.0 mm or more, and/or 7.0 mm or less, 6.0 mm or less, 5.5 mm or less, 5.0 mm or less, 4.4 mm or less, 4.2 mm or less, or 4.0 mm or less.
  • an automotive part particularly an automobile suspension part
  • examples of automobile suspension parts include lower arms and trailing arms.
  • These automotive parts, particularly automobile suspension parts only need to include the steel plate according to the embodiment of the present invention in at least a part of these parts, and therefore at least a part of these parts will satisfy the above-mentioned chemical composition and structure characteristics.
  • the characteristics of the steel plate do not change particularly before and after forming.
  • a part of the steel plate that has been processed relatively less is determined by characteristics such as a smooth shape that has not been subjected to deformation such as bending, and a small rate of increase or decrease in plate thickness.
  • the upper limit of the tensile strength is not particularly limited, but for example, the tensile strength of the steel sheet may be 1780 MPa or less, 1700 MPa or less, or 1600 MPa or less.
  • the tensile strength is measured by taking a JIS No. 5 test piece from a direction (C direction) in which the longitudinal direction of the test piece is parallel to the rolling perpendicular direction of the steel sheet, and performing a tensile test in accordance with JIS Z 2241:2011. For example, when it is difficult to take a JIS No. 5 test piece due to dimensional constraints, other test pieces described in JIS Z 2241:2011 can be used.
  • the lower limit is set to 0.5 mm in order to perform an appropriate evaluation.
  • a micro-Vickers test in accordance with JIS Z 2244-1:2020 can be performed, and the hardness (HV) converted into tensile strength can be used.
  • the sample to be subjected to the micro-Vickers test can be prepared in the same manner as the sample to evaluate the average grain size and aspect ratio of the prior austenite grains.
  • the micro-Vickers test can be performed by measuring 30 points at 1/4 of the plate thickness with a load of 500 gf, and the average value can be used.
  • the conversion can be performed by the following formula.
  • Tensile strength [MPa] 3.12 x Vickers hardness [HV] + 16
  • the hole expansion ratio may be preferably 50% or more, more preferably 60% or more or 70% or more.
  • the upper limit of the hole expansion ratio is not particularly limited, but for example, the hole expansion ratio may be 150% or less, 120% or less, or 100% or less.
  • the hole expansion ratio is determined as follows.
  • the initial hole is expanded with a conical punch with an apex angle of 60° until a crack penetrating the plate thickness occurs, and the hole diameter d1 mm at the time of crack occurrence is measured, and the hole expansion ratio ⁇ (%) of each test piece is calculated by the following formula.
  • the method for producing a steel sheet according to an embodiment of the present invention includes: A continuous casting process for casting a slab having the chemical composition described above in relation to the steel plate, the average cooling rate at 600-900°C being controlled to be 10-50°C/min and the average cooling rate gradient being 40°C/ min2 or less; A heating step of heating the cast slab and holding it at a temperature of 1100° C. or higher for 6000 seconds or more; a hot rolling step including finish rolling the slab, the finish rolling satisfying the following conditions (a) to (c); (a) the rolling reduction in each rolling pass of the rolling pass one stage before the final stage and the final stage is 20 to 50%; (b) a total rolling reduction of 90% or more, and (c) a final rolling temperature of 960 to 1100°C.
  • the method is characterized by including a cooling step in which cooling of the finish-rolled steel sheet is started within 0.5 to 10.0 seconds after the completion of the hot rolling step, and then cooling the steel sheet to a temperature of 400°C or less within 20.0 seconds from the start of cooling, and a coiling step in which the cooled steel sheet is coiled in a temperature range of 400°C or less.
  • the temperatures described for the slab and the steel sheet refer to the surface temperature of the slab and the surface temperature of the steel sheet, respectively.
  • a slab having the chemical composition described above in relation to the steel plate is cast in a continuous casting process, and the temperature history during solidification is appropriately controlled, more specifically, the average cooling rate at 600-900°C is controlled to be 10-50°C/min and the average cooling rate gradient is controlled to be 40°C/min2 or less.
  • the average cooling rate at 600-900°C is 10-50°C/min and the average cooling rate gradient is 40°C/ min2 or less, it becomes possible to achieve the desired average grain size and standard deviation of the grain size of prior austenite grains in the metal structure of the finally obtained steel plate.
  • the average cooling rate at 600 to 900°C is less than 10°C/min, the crystal grains that transform into a body-centered cubic structure (bcc structure) during solidification will become coarse due to the slow average cooling rate, and the average grain size of the prior austenite grains in the final metal structure will be larger than 30.0 ⁇ m. In this case, sufficient work hardening capacity will not be achieved in the resulting steel plate.
  • the average cooling rate at 600 to 900°C exceeds 50°C/min, the average cooling rate is too fast, so the crystal grains become fine and uniform during the transformation process of the solidification structure, and although the average grain size of the prior austenite grains in the final metal structure will be small, the variation in grain size cannot be increased. In other words, the standard deviation in the grain size of the prior austenite grains will be smaller than 4.0 ⁇ m, and similarly sufficient work hardening capacity will not be achieved.
  • the average cooling rate gradient at 600 to 900 ° C. refers to the average rate of change of the cooling rate per unit time at 600 to 900 ° C.
  • the average cooling rate gradient in this manufacturing method is 40 ° C./min 2
  • the average cooling rate gradient in this manufacturing method is 40 ° C./min 2.
  • the average cooling rate gradient from 600 to 900° C. is preferably 30° C./min 2 or less. Although there is no particular lower limit, the average cooling rate gradient from 600 to 900° C. may be 2° C./min 2 or more, or 3° C./min 2 or more.
  • the cast slab is heated in the next heating step and held at a temperature range of 1100 ° C or higher for 6000 seconds or more.
  • holding at a temperature range of 1100 ° C or higher includes not only the case where the slab temperature is held at a constant temperature of 1100 ° C or higher, but also the case where the slab temperature is held fluctuatingly in a temperature range of 1100 ° C or higher.
  • the coarse carbides present in the structure can be completely dissolved, and the starting point of cracks can be eliminated. If the holding temperature is less than 1100 ° C or the holding time is less than 6000 seconds, the solid solution of the coarse carbides is incomplete.
  • the upper limit of the heating temperature of the slab is preferably 1300° C. or less or 1200° C. or less.
  • the upper limit of the holding time in the temperature range of 1100° C. or more is preferably 10,000 seconds or less.
  • the heated slab may be subjected to rough rolling before finish rolling in order to adjust the plate thickness, etc.
  • the conditions of the rough rolling are not particularly limited as long as the desired sheet bar dimensions can be secured.
  • recrystallization can be promoted to refine the metal structure, and the average aspect ratio of the prior austenite grains can also be reduced. If the reduction ratio in each rolling pass from the final stage to the stage before the final stage and/or the final stage is less than 20%, recrystallization may not be completed or may not be sufficiently promoted, and the desired average grain size of the prior austenite grains may not be achieved in the metal structure of the finally obtained steel sheet, and/or the average aspect ratio of the prior austenite grains may become relatively large. If the desired average grain size of prior austenite grains cannot be achieved, sufficient work hardening ability cannot be obtained.
  • the reduction ratio in each rolling pass from the last stage to the stage before and/or the last stage is set to 50% or less.
  • the reduction ratio in each rolling pass from the last stage to the stage before and the last stage is set to 45% or less.
  • the total reduction in the finish rolling is controlled to 90% or more. Since Mn contained in the steel is an element that reduces the fracture energy of the grain boundary, if there is a region where Mn is locally concentrated, crack generation during plastic deformation in press forming or the like may be promoted. Therefore, from the viewpoint of further improving the hole expandability, it is effective to suppress or reduce the local concentration of Mn.
  • Mn can be diffused into the steel, and in connection with this, it is possible to suppress or reduce the variation in the Mn concentration in the steel, that is, to suppress or reduce the local concentration of Mn.
  • Total rolling reduction (%) (thickness before finish rolling - thickness after finish rolling) / thickness before finish rolling x 100
  • the final rolling temperature (the end temperature of the finish rolling) is also very important in controlling the metal structure of the steel sheet. If the final rolling temperature is less than 960°C, recrystallization may not be completed or may not be sufficiently promoted, and the desired average grain size of the prior austenite grains may not be achieved in the metal structure of the finally obtained steel sheet, and/or the average aspect ratio of the prior austenite grains may become relatively large. If the desired average grain size of the prior austenite grains cannot be achieved, sufficient work hardening ability cannot be obtained.
  • the final rolling temperature is more than 1100°C
  • the prior austenite grains become coarse overall, and the desired average grain size of the prior austenite grains and/or the standard deviation in the grain size of the prior austenite grains may not be achieved. In this case, it is natural that sufficient work hardening ability cannot be obtained.
  • the cooled steel sheet is coiled in a temperature range of 400° C. or less to produce a steel sheet. If the coiling temperature exceeds 400° C., the area ratio of martensite becomes less than 90.0%, as in the case of the cooling process, and as a result, the desired strength and/or hole expandability cannot be obtained.
  • the steel sheet manufactured by the above manufacturing method has a more uniform metal structure containing, by area percentage, 90.0% or more of martensite and 3.0% or less of retained austenite, and thus can achieve high strength, for example, tensile strength of 980 MPa or more, while significantly improving hole expandability due to reduced hardness difference. Furthermore, by controlling the average grain size of the prior austenite grains in the metal structure to 30.0 ⁇ m or less, the work hardening ability of the steel sheet as a whole can be improved, while controlling the standard deviation in the grain size of the prior austenite grains to 4.0 ⁇ m or more, it is possible to achieve a high work hardening rate even in a state where a certain degree of strain is introduced, such as in the later stage of deformation in press forming. Therefore, the steel sheet manufactured by the above manufacturing method can reliably achieve the contradictory properties of high strength and excellent workability at the same time, and is particularly useful in the automotive field where both properties are required to be achieved.
  • steel sheets according to the embodiments of the present invention were manufactured under various conditions, and the tensile strength (TS), hole expansion ratio ( ⁇ ), and work hardening ratio (WHR) of the resulting steel sheets were investigated.
  • TS tensile strength
  • ⁇ hole expansion ratio
  • WHR work hardening ratio
  • molten steel was cast by continuous casting under the conditions shown in Table 3 to form slabs having various chemical compositions shown in Tables 1 and 2. These slabs were heated to a temperature of 1100-1200°C and held for the times shown in Table 3, and then hot-rolled. Hot rolling was performed by rough rolling and finish rolling. More specifically, the rough rolling conditions were the same in all examples and comparative examples, and the finish rolling was performed under the conditions shown in Table 3 using a tandem rolling mill consisting of five rolling stands. Finally, the finish-rolled steel plates were cooled and coiled under the conditions shown in Table 3 to obtain steel plates having the plate thicknesses shown in Table 4.
  • the properties of the resulting steel plates were measured and evaluated using the following methods.
  • TS Tensile strength
  • the burr was placed on the die side, and the initial hole was pushed open with a conical punch having an apex angle of 60 ° until a crack penetrating the plate thickness occurred, and the hole diameter d1 mm at the time of the crack occurrence was measured, and the hole expansion ratio ⁇ (%) of each test piece was calculated using the following formula.
  • Comparative Example 4 the average cooling rate at 600 to 900°C in the continuous casting process was slow, which is believed to have caused the crystal grains to become coarse. As a result, the average grain size of the prior austenite grains in the final metal structure became large, and the work-hardening ability of the steel plate decreased. In Comparative Example 5, the average cooling rate at 600 to 900°C in the continuous casting process was fast, which is believed to have caused the crystal grains to become fine and uniform during the transformation process of the solidification structure. As a result, the standard deviation in the grain size of the prior austenite grains in the final metal structure became small, and the work-hardening ability of the steel plate decreased.
  • Comparative Example 11 since the final rolling temperature in the finish rolling was high, it is considered that the prior austenite grains became coarse overall. As a result, the average grain size and standard deviation of the grain size of the prior austenite grains in the final metal structure became large, and the work hardening ability of the steel sheet decreased. In Comparative Example 12, it is considered that the grain growth did not proceed sufficiently because the time from the completion of the hot rolling process to the start of the cooling process was short. As a result, the desired standard deviation of the grain size of the prior austenite grains could not be obtained, and the work hardening ability of the steel sheet decreased. In Comparative Example 13, it is considered that the grain growth proceeded too much overall because the time from the completion of the hot rolling process to the start of the cooling process was long.
  • Comparative Examples 36 and 38 TS decreased due to the low C and Si contents.
  • Comparative Examples 37 and 39 C and Si contents were high, respectively, so that a relatively large amount of retained austenite was generated, and ⁇ decreased.
  • Comparative Example 40 the hardenability decreased due to the low Mn content, and as a result, the area ratio of martensite decreased, and TS and ⁇ decreased.
  • Comparative Example 41 ⁇ decreased due to the high Mn content.
  • Comparative Example 42 it is considered that the precipitation of cementite could not be sufficiently suppressed due to the low sol. Al content. As a result, ⁇ decreased.
  • Comparative Example 43 it is considered that the refinement of prior austenite grains due to the pinning effect could not be sufficiently promoted due to the low Nb content. As a result, the average grain size of prior austenite grains in the finally obtained metal structure became large, and the work hardening ability of the steel sheet decreased. In Comparative Example 44, it is considered that coarse carbides, etc. were generated in the steel due to the high Nb content. As a result, ⁇ decreased.
  • the metal structure contains, by area percentage, 90.0% or more of martensite and 3.0% or less of retained austenite, the average grain size of prior austenite grains is 30.0 ⁇ m or less, and the standard deviation of the grain size of prior austenite grains is 4.0 ⁇ m or more. Furthermore, as a result, it was possible to significantly improve the hole expansion ability and work hardening ability, despite the high strength of the tensile strength being 980 MPa or more.

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Abstract

所定の化学組成を有し、金属組織が、面積％で、マルテンサイト：９０．０％以上、及び残留オーステナイト：３．０％以下を含み、旧オーステナイト粒の平均粒径が３０．０μｍ以下であり、旧オーステナイト粒の粒径における標準偏差が４．０μｍ以上であることを特徴とする鋼板及びその製造方法が提供される。

Description

鋼板及びその製造方法
　本発明は、鋼板及びその製造方法に関する。
　近年、環境問題への対応のため、ＣＯ2ガスの排出低減や燃費向上を目的として自動車部品の軽量化が望まれている。一方で、衝突安全性向上に対する社会的要求もますます高くなっている。軽量化と衝突安全性向上を両立させるためには鋼材の高強度化が有効な手段である。しかしながら、通常は鋼材を高強度化すると加工性が低下するため、強度と加工性を同時に向上させる鋼材が必要とされている。
　強度と加工性の向上に関連して、例えば、特許文献１では、Ｃ：０．１～０．２５％、Ｓｉ：０．１～０．５％、Ｍｎ：０．５～２．０％、Ｃｒ：０．１～１．５％、Ｍｏ：０．１～０．５％、Ｔｉ：０．０１～０．０５％およびＮｂ：０．０１～０．０５％を夫々含有する他、Ｖ：０．０１～０．０５％および／またはＢ：０．０００１～０．００５％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、且つ旧オーステナイトの平均粒径が２０μｍ以下であると共に、旧オーステナイト粒径分布の標準偏差（σ）が５μｍ以下であることを特徴とする高強度鋼板が記載されている。また、特許文献１では、上記の構成によれば、旧オーステナイト粒径の微細化を図ると共にそのばらつきを低減でき、引張強度が９８０ＭＰａ以上という高強度を維持しつつ、曲げ加工性も改善された高強度鋼板を実現することができると教示されている。
　特許文献２では、Ｃ：０．０７５～０．３ｗｔ％、Ｍｎ：３～１０ｗｔ％、Ｓｉ：０～２．５ｗｔ％を含有するとともに、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、旧γ粒径が２．０μｍ以下であり、シングルブロックをもつ等軸マルテンサイトである組織を有する高強度・高延性微細マルテンサイト組織鋼材が記載されている。また、特許文献２では、当該高強度・高延性微細マルテンサイト組織鋼材によれば、１２００ＭＰａ以上の引張強さ及び１０％以上の全伸びを達成することができると教示されている。
　特許文献３では、質量割合にて、Ｃ：０．０６～０．１９％、Ｓｉ：０．１５～０．６０％、Ｍｎ：０．６０～１．８０％、Ｃｒ：０．０５～１．２０％、Ｍｏ：０．０５～１．００％を含むと共に、Ｎｂ：０．００５～０．１０％、Ｖ：０．００５～０．１０％、Ｔｉ：０．００５～０．１０％の１種以上をも含有した鋼材であって、粒子径が１００ｎｍ以下のＮｂ、ＴｉあるいはＶの炭窒化物を体積割合で０．０１～０．８％含み、かつ旧γ粒が粒度番号７以上であって該旧γ粒内にはマルテンサイト組織又はマルテンサイトとベイナイトの混合組織を有して成ることを特徴とする旧γ粒が球形状の高張力鋼材が記載されている。また、特許文献３では、上記の構成によれば、靭性、アレスト性、溶接性に優れると共に１０％を超える大きい一様伸び特性を有し、かつ量産性の良好な高強度鋼材を提供することが可能になると教示されている。
特開２００９－２４２８３２号公報 特開２０１９－１４３２４４号公報 特開２００２－０８８４４０号公報
　上記のとおり、高強度化とともに鋼材の加工性は低下し、特許文献１～３で記載されるような曲げ加工性、全伸び及び一様伸び以外にも、穴広げ性などの特性が低下することが知られている。穴広げ性が低下すると、例えば、自動車の足回り部品などにおいて所望の形状に加工することができない場合がある。このため、高強度熱延鋼板等の高強度鋼板の開発においては、用途に応じた特性を一定以上確保しつつ高強度化を図ることが重要である。また、自動車用鋼板はプレス成形によって目的の部品形状へと加工されることが多い。例えば、自動車の足回り部品のうちロアアームやトレーリングアーム等の複雑な形状を有する部品がある。通常、プレス成形は複数の工程に分けて行われるため、例えば一次変形を受けて鋼板内部にひずみが蓄積された状態で別の変形（伸びフランジ変形など）を受けるような箇所が比較的多く存在する。しかしながら、鋼板はひずみが導入されると加工硬化して高強度化するため、後の工程での加工性は一般に低下してしまう。このため、鋼板は、ある程度ひずみが導入された状態においても、例えば優れた加工硬化能（硬くなり続ける性能）を有することで高い成形性を発揮することが求められる。
　本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、新規な構成により、高強度であるにもかかわらず、穴広げ性及び加工硬化能が改善された鋼板及びその製造方法を提供することにある。
　本発明者らは、上記目的を達成するために、鋼板、特に熱延鋼板の金属組織に着目して検討を行った。その結果、本発明者らは、所定の化学組成を有する熱延鋼板の金属組織をマルテンサイトを主体とする組織により構成することで、高強度化と穴広げ性の向上を達成するとともに、金属組織中の旧オーステナイト粒の平均粒径を所定の範囲内に制限しつつ、当該旧オーステナイト粒の粒径におけるばらつきを高めることで加工硬化能を顕著に向上させることができることを見出し、本発明を完成させた。
　上記目的を達成し得た本発明は下記のとおりである。
　（１）化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．０４０～０．２００％、
　Ｓｉ：０．３０～２．００％、
　Ｍｎ：１．００～４．００％、
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．５００％、
　Ｐ：０．１００％以下、
　Ｓ：０．０３００％以下、
　Ｎ：０．００７０％以下、
　Ｏ：０．０１００％以下、
　Ｎｂ：０．００１～１．０００％、
　Ｔｉ：０～０．２００％、
　Ｖ：０～０．３００％、
　Ｃｕ：０～０．４０％、
　Ｃｒ：０～０．９０％、
　Ｍｏ：０～０．１２％、
　Ｎｉ：０～０．３０％、
　Ｂ：０～０．００３０％、
　Ｃａ：０～０．００１０％、
　Ｍｇ：０～０．００１０％、
　Ｂｉ：０～０．０１０％、
　Ｚｒ：０～０．０５０％、
　Ｃｏ：０～０．０１０％、
　Ｚｎ：０～０．０１０％、
　Ｗ：０～０．１００％、
　Ｓｎ：０～０．０４０％、
　Ａｓ：０～０．１００％、
　ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
　残部：Ｆｅ及び不純物であり、
　金属組織が、面積％で、
　マルテンサイト：９０．０％以上、及び
　残留オーステナイト：３．０％以下を含み、
　旧オーステナイト粒の平均粒径が３０．０μｍ以下であり、
　旧オーステナイト粒の粒径における標準偏差が４．０μｍ以上であることを特徴とする、鋼板。
　（２）前記化学組成が、質量％で、
　Ｔｉ：０．００１～０．２００％、
　Ｖ：０．００１～０．３００％、
　Ｃｕ：０．００１～０．４０％、
　Ｃｒ：０．００１～０．９０％、
　Ｍｏ：０．００１～０．１２％、
　Ｎｉ：０．００１～０．３０％、
　Ｂ：０．０００１～０．００３０％、
　Ｃａ：０．０００１～０．００１０％、
　Ｍｇ：０．０００１～０．００１０％、
　Ｂｉ：０．００１～０．０１０％、
　Ｚｒ：０．００１～０．０５０％、
　Ｃｏ：０．００１～０．０１０％、
　Ｚｎ：０．００１～０．０１０％、
　Ｗ：０．００１～０．１００％、
　Ｓｎ：０．００１～０．０４０％、
　Ａｓ：０．００１～０．１００％、及び
　ＲＥＭ：０．０００１～０．０１００％
のうち少なくとも１種を含むことを特徴とする、上記（１）に記載の鋼板。
　（３）前記金属組織が、さらに、面積％で、
　フェライト：１０．０％以下、
　ベイナイト：１０．０％以下、及び
　パーライト：１０．０％以下
のうち少なくとも１種を含むことを特徴とする、上記（１）又は（２）に記載の鋼板。
　（４）板厚が１．０～７．０ｍｍであることを特徴とする、上記（１）～（３）のいずれか１項に記載の鋼板。
　（５）上記（１）～（４）のいずれか１項に記載の鋼板を含むことを特徴とする、部品。
　（６）上記（１）又は（２）に記載の化学組成を有するスラブを鋳造する連続鋳造工程であって、６００～９００℃における平均冷却速度が１０～５０℃／ｍｉｎ、平均冷却速度勾配が４０℃／ｍｉｎ2以下となるように制御する連続鋳造工程、
　鋳造されたスラブを加熱し、１１００℃以上の温度域で６０００秒以上保持する加熱工程、
　前記スラブを仕上げ圧延することを含み、前記仕上げ圧延が下記（ａ）～（ｃ）の条件を満足する熱間圧延工程、
　　（ａ）最終段から１段前及び最終段の各圧延パスにおける圧下率が２０～５０％であること、
　　（ｂ）総圧下率が９０％以上であること、及び
　　（ｃ）最終圧延温度が９６０～１１００℃であること
　前記熱間圧延工程の完了後０．５～１０．０秒以内に仕上げ圧延された鋼板の冷却を開始し、次いで冷却開始から２０．０秒以内に前記鋼板を４００℃以下の温度まで冷却する冷却工程、並びに
　冷却された鋼板を４００℃以下の温度域で巻き取る巻取工程
を含むことを特徴とする、鋼板の製造方法。
　本発明によれば、高強度であるにもかかわらず、穴広げ性及び加工硬化能が改善された鋼板、特に熱延鋼板及びその製造方法を提供することができる。
＜鋼板＞
　本発明の実施形態に係る鋼板、特に熱延鋼板は、化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．０４０～０．２００％、
　Ｓｉ：０．３０～２．００％、
　Ｍｎ：１．００～４．００％、
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．５００％、
　Ｐ：０．１００％以下、
　Ｓ：０．０３００％以下、
　Ｎ：０．００７０％以下、
　Ｏ：０．０１００％以下、
　Ｎｂ：０．００１～１．０００％、
　Ｔｉ：０～０．２００％、
　Ｖ：０～０．３００％、
　Ｃｕ：０～０．４０％、
　Ｃｒ：０～０．９０％、
　Ｍｏ：０～０．１２％、
　Ｎｉ：０～０．３０％、
　Ｂ：０～０．００３０％、
　Ｃａ：０～０．００１０％、
　Ｍｇ：０～０．００１０％、
　Ｂｉ：０～０．０１０％、
　Ｚｒ：０～０．０５０％、
　Ｃｏ：０～０．０１０％、
　Ｚｎ：０～０．０１０％、
　Ｗ：０～０．１００％、
　Ｓｎ：０～０．０４０％、
　Ａｓ：０～０．１００％、
　ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
　残部：Ｆｅ及び不純物であり、
　金属組織が、面積％で、
　マルテンサイト：９０．０％以上、及び
　残留オーステナイト：３．０％以下を含み、
　旧オーステナイト粒の平均粒径が３０．０μｍ以下であり、
　旧オーステナイト粒の粒径における標準偏差が４．０μｍ以上であることを特徴としている。
　先に述べたとおり、鋼材の高強度化とともに穴広げ性などの特性が低下することが知られている。例えば、自動車の足回り部品のうちロアアームやトレーリングアーム等の複雑な形状を有する部品を製造するためには、高強度、特には軽量化を可能とする引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度を確保しつつ、優れた穴広げ性を有する鋼板が求められる。高強度化の観点から、鋼板の金属組織はマルテンサイトを主体とする組織によって構成することが好ましい。しかしながら、マルテンサイト鋼は、旧オーステナイト粒の中にさらにパケット、ブロック、ラス等の下部組織を含む階層構造を有しており、強度には優れるものの、一般に加工性が低いという問題がある。それゆえ、プレス成形のように複数の工程に分けて行われる成形操作では、変形の前期において導入されたひずみによる加工硬化に起因して、変形の後期では加工性が一般に低下してしまう。したがって、プレス成形の変形後期においても、高い加工硬化能を発揮することで、高強度と加工性の両立を実現することができる鋼板が求められている。
　そこで、本発明者らは、鋼板、特に熱延鋼板の化学組成を適切なものとすることに加えて、特に当該熱延鋼板の金属組織に着目して検討を行った。まず、本発明者らは、所定の化学組成を有する熱延鋼板の金属組織を、マルテンサイトを主体とする組織、より具体的には面積％で、マルテンサイト：９０．０％以上、及び残留オーステナイト：３．０％以下を含む組織によって構成することで、高強度、例えば引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度を達成しつつ、得られる熱延鋼板の穴広げ性を顕著に改善することができることを見出した。何ら特定の理論に束縛されることを意図するものではないが、金属組織をマルテンサイトが面積％で９０．０％以上のより均一な組織とすることで、マルテンサイトよりも軟質の他の組織、例えばフェライト等を比較的多く含む場合と比較して、金属組織中の硬度差を低減することができ、このような硬度差の低減に起因して穴広げ性を向上させることができるものと考えられる。また、残留オーステナイトは、プレス成形などにおける変形中に破壊の起点となり得ることから、マルテンサイトを面積％で９０．０％以上に制御することに加えて、当該残留オーステナイトを面積％で３．０％以下に制限することで、穴広げ性をより顕著に向上させることが可能となる。
　次に、本発明者らは、旧オーステナイト粒界が転位の運動に対して抵抗力として作用し、加工硬化能の向上に有効と考えられるため、マルテンサイトを主体とする金属組織における旧オーステナイト粒の粒径等を適切なものとする観点から加工硬化能の向上について検討を行った。より具体的には、旧オーステナイト粒を微細化することで、旧オーステナイト粒界の密度を高くすることができる。このため、旧オーステナイト粒を微細化することで転位の障害を多くすることができ、したがって加工硬化能を高めることが可能となる。しかしながら、旧オーステナイト粒を単に微細化するだけでは、例えば、プレス成形のように複数の工程に分けて行われる成形操作の変形後期において十分な加工硬化能を発揮することができない場合がある。そこで、本発明者らは旧オーステナイト粒における粒径の制御に加えて、粒径分布の制御、より具体的には粒径のばらつきの制御に着目し、それについて検討を行った。その結果、本発明者らは、旧オーステナイト粒を所定の範囲内に微細化すること、より具体的には旧オーステナイト粒の平均粒径を３０．０μｍ以下に制御することで熱延鋼板全体としての加工硬化能を向上させつつ、旧オーステナイト粒の粒径におけるばらつきを大きくすること、より具体的には旧オーステナイト粒の粒径における標準偏差を４．０μｍ以上に制御することで、プレス成形の変形後期のようなある程度ひずみが導入された状態においても高い加工硬化率を達成することができることを見出した。
　何ら特定の理論に束縛されることを意図するものではないが、旧オーステナイト粒の粒径における標準偏差を４．０μｍ以上に制御することで、粗大粒と微細粒が混在した混粒組織を形成することができ、このような混粒組織がプレス成形等の変形後期における高い加工硬化率に寄与しているものと考えられる。より具体的には、粗大粒と微細粒が混在した混粒組織を形成することで、プレス成形等の加工中において不均一な変形が誘発されることとなり、その結果として変形後期においても十分な加工硬化能を維持することができ、それゆえ高い加工硬化率を達成することが可能になるものと考えられる。これにより、例えばプレス成形等において一次変形を受けて鋼板内部にひずみが蓄積された状態で別の変形（伸びフランジ変形など）を再度受けるような箇所においても、本発明の実施形態に係る鋼板であれば、高い加工硬化能を維持しているために安定して成形することが可能となる。マルテンサイトを主体とする金属組織において、旧オーステナイト粒の粒径におけるばらつきを大きくして粗大粒と微細粒が混在した混粒組織を形成することで鋼板の加工硬化能を向上させることができるという事実は従来知られておらず、今回、本発明者らによって初めて明らかにされたことである。その結果として、本発明の実施形態に係る鋼板によれば、例えば、引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度であるにもかかわらず、穴広げ性及び加工硬化能を顕著に改善することが可能となる。したがって、本発明の実施形態に係る鋼板は、高強度と優れた加工性の相反する特性を確実に両立させることができるので、これらの特性の両立が求められる自動車分野の使用において特に有用である。
　以下、本発明の実施形態に係る鋼板についてより詳しく説明する。以下の説明において、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％」を意味するものである。また、本明細書において、数値範囲を示す「～」とは、特に断りがない場合、その前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む意味で使用される。
［Ｃ：０．０４０～０．２００％］
　Ｃは、鋼板の強度を高めるのに有効な元素である。また、Ｃは、鋼中でＮｂと炭化物及び／又は炭窒化物を形成し、形成した析出物のピン止め効果による組織の微細化にも寄与する。これらの効果を十分に得るために、Ｃ含有量は０．０４０％以上とする。Ｃ含有量は０．０６０％以上、０．０８０％以上、０．１００％以上又は０．１２０％以上であってもよい。一方で、Ｃを過度に含有すると、加工性が低下する場合がある。したがって、Ｃ含有量は０．２００％以下とする。Ｃ含有量は０．１８０％以下、０．１６０％以下、０．１５０％以下又は０．１４０％以下であってもよい。
［Ｓｉ：０．３０～２．００％］
　Ｓｉは、固溶強化元素として強度上昇に有効な元素である。このような効果を十分に得るために、Ｓｉ含有量は０．３０％以上とする。Ｓｉ含有量は０．４０％以上、０．５０％超、０．５１％以上、０．５２％以上、０．５３％以上、０．５４％以上、０．５５％以上、０．５５％超、０．６０％以上、０．７０％以上、０．８５％以上、１．００％以上又は１．２０％以上であってもよい。一方で、Ｓｉを過度に含有すると、化成処理性及び加工性が低下するとともに、熱間圧延中にスラブ割れが生じる場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は２．００％以下とする。Ｓｉ含有量は１．８０％以下、１．６０％以下、１．５０％以下又は１．４０％以下であってもよい。
［Ｍｎ：１．００～４．００％］
　Ｍｎは、焼入れ性及び固溶強化元素として強度上昇に有効な元素である。これらの効果を十分に得るために、Ｍｎ含有量は１．００％以上とする。Ｍｎ含有量は１．２０％以上、１．５０％以上、１．８０％以上、２．００％以上又は２．２０％以上であってもよい。一方で、Ｍｎを過度に含有すると、加工性が低下する場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は４．００％以下とする。Ｍｎ含有量は３．８０％以下、３．５０％以下、３．２０％以下、３．００％以下又は２．８０％以下であってもよい。
［ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．５００％］
　ｓｏｌ．Ａｌは、溶鋼の脱酸剤として作用する元素である。また、ｓｏｌ．Ａｌは、穴広げ性にとって有害なセメンタイトの析出を抑制する元素でもある。これらの効果を得るために、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０１０％以上、０．０２０％以上、０．０３０％以上、０．０５０％以上又は０．１００％以上であってもよい。一方で、ｓｏｌ．Ａｌを過度に含有しても効果が飽和し、製造コストの上昇を招く虞がある。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．５００％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．４００％以下、０．３００％以下又は０．２００％以下であってもよい。ｓｏｌ．Ａｌとは酸可溶性Ａｌを意味し、固溶状態で鋼中に存在する固溶Ａｌのことを示す。
［Ｐ：０．１００％以下］
　Ｐは、過度に含有すると粒界偏析等により加工性が低下する場合がある。したがって、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。Ｐ含有量は０．０５０％以下、０．０３０％以下、０．０２０％以下又は０．０１５％以下であってもよい。Ｐ含有量の下限は特に限定されず０％であってもよいが、過度な低減はコストの上昇を招く。したがって、Ｐ含有量は０．０００１％以上、０．００１％以上又は０．００５％以上であってもよい。
［Ｓ：０．０３００％以下］
　Ｓは、過度に含有するとＭｎＳ等の硫化物が多く生成して加工性を低下させる場合がある。したがって、Ｓ含有量は０．０３００％以下とする。Ｓ含有量は０．０２００％以下、０．０１００％以下又は０．００５０％以下であってもよい。Ｓ含有量の下限は特に限定されず０％であってもよいが、過度な低減はコストの上昇を招く。したがって、Ｓ含有量は０．０００１％以上、０．００１０％以上又は０．００３０％以上であってもよい。
［Ｎ：０．００７０％以下］
　Ｎは、過度に含有すると粗大な窒化物を形成し、加工性を低下させる場合がある。したがって、Ｎ含有量は０．００７０％以下とする。Ｎ含有量は０．００５０％以下、０．００４０％以下又は０．００３０％以下であってもよい。Ｎ含有量の下限は特に限定されず０％であってもよいが、過度な低減はコストの上昇を招く。したがって、Ｎ含有量は０．０００１％以上又は０．０００５％以上であってもよい。
［Ｏ：０．０１００％以下］
　Ｏは、製造工程で混入する元素である。Ｏを過度に含有すると、粗大な介在物が形成して鋼板の加工性を低下させる場合がある。したがって、Ｏ含有量は０．０１００％以下とする。Ｏ含有量は０．００８０％以下、０．００６０％以下又は０．００４０％以下であってもよい。Ｏ含有量の下限は特に限定されず０％であってもよいが、０．０００１％未満に低減するためには精錬に時間を要し、生産性の低下を招く。したがって、Ｏ含有量は０．０００１％以上又は０．０００５％以上であってもよい。
［Ｎｂ：０．００１～１．０００％］
　Ｎｂは、鋼中に炭化物、窒化物及び／又は炭窒化物を形成してピン止め効果により旧オーステナイト粒の微細化、ひいては鋼板の高強度化に寄与する元素である。これらの効果を十分に得るために、Ｎｂ含有量は０．００１％以上とする。Ｎｂ含有量は０．００５％以上、０．０１０％以上、０．０５０％以上、０．１００％以上、０．２００％以上又は０．３００％以上であってもよい。一方で、Ｎｂを過度に含有すると、鋼中に粗大な炭化物等が生成して鋼板の加工性が低下する場合がある。したがって、Ｎｂ含有量は１．０００％以下とする。Ｎｂ含有量は０．８００％以下、０．６００％以下又は０．５００％以下であってもよい。
　本発明の実施形態に係る鋼板の基本化学組成は上記のとおりである。さらに、当該鋼板は、必要に応じて、残部のＦｅの一部に代えて以下の元素のうち少なくとも１種を含有してもよい。
［Ｃｒ：０～０．９０％］
　Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、強度及び／又は耐食性の向上に寄与する元素である。Ｃｒ含有量は０％であってもよいが、これらの効果を得るためには、Ｃｒ含有量は０．００１％以上であることが好ましく、０．０１％以上、０．０５％以上又は０．１０％以上であってもよい。一方で、Ｃｒを過度に含有しても効果が飽和し、製造コストの上昇を招く虞がある。したがって、Ｃｒ含有量は０．９０％以下であることが好ましく、０．７０％以下、０．５０％以下、０．４０％以下又は０．３０％以下であってもよい。
［Ｔｉ：０～０．２００％、Ｖ：０～０．３００％、Ｃｕ：０～０．４０％、Ｍｏ：０～０．１２％、Ｎｉ：０～０．３０％、Ｂ：０～０．００３０％、Ｃａ：０～０．００１０％、Ｍｇ：０～０．００１０％、Ｂｉ：０～０．０１０％、Ｚｒ：０～０．０５０％、Ｃｏ：０～０．０１０％、Ｚｎ：０～０．０１０％、Ｗ：０～０．１００％、Ｓｎ：０～０．０４０％、Ａｓ：０～０．１００％、及びＲＥＭ：０～０．０１００％］
　Ｔｉ、Ｖ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｂｉ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｓｎ、Ａｓ、及びＲＥＭは、任意選択元素として鋼板中に含有されていてもよく、又はトランプエレメントとして鋼板中に存在する場合がある。これらの元素の含有量は、Ｔｉ：０～０．２００％又は０．１００％、Ｖ：０～０．３００％又は０．２００％、Ｃｕ：０～０．４０％又は０．２０％、Ｍｏ：０～０．１２％、０．０９％、０．０８％、０．０６％又は０．０４％、Ｎｉ：０～０．３０％又は０．１５％、Ｂ：０～０．００３０％又は０．００１５％、Ｃａ：０～０．００１０％又は０．０００８％、Ｍｇ：０～０．００１０％又は０．０００８％、Ｂｉ：０～０．０１０％、Ｚｒ：０～０．０５０％又は０．０３０％、Ｃｏ：０～０．０１０％、Ｚｎ：０～０．０１０％、Ｗ：０～０．１００％又は０．０５０％、Ｓｎ：０～０．０４０％又は０．０２０％、Ａｓ：０～０．１００％又は０．０５０％、及びＲＥＭ：０～０．０１００％又は０．００５０％であってもよい。これらの元素の下限値については、例えば、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｂｉ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｓｎ及びＡｓ含有量はそれぞれ０．００１％以上、０．００５％以上又は０．００８％以上であってもよい。同様に、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭ含有量は０．０００１％以上、０．０００２％以上又は０．０００５％以上であってもよい。
　本発明の実施形態に係る鋼板において、上記の元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。不純物とは、例えば、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分等である。本発明の効果に影響しない範囲で含まれるのも許容される。
　本発明の実施形態に係る鋼板の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、当該鋼板の化学組成は、誘導結合プラズマ発光分光分析（ＩＣＰ－ＡＥＳ：Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。Ｃ及びＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。
［金属組織］
［マルテンサイト：９０．０％以上、及び残留オーステナイト：３．０％以下］
　本発明の実施形態に係る鋼板の金属組織は、面積％で、マルテンサイト：９０．０％以上、及び残留オーステナイト：３．０％以下を含む。鋼板の金属組織をこれらの組織を含むよう構成することで、高強度、例えば引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度を達成しつつ、得られる鋼板の穴広げ性を顕著に改善することができる。より具体的には、硬質のマルテンサイトを面積％で９０．０％以上の範囲内に制御してより均一な組織とすることで、高強度化に寄与するだけでなく、金属組織中の硬度差を低減することができ、このような硬度差の低減に起因して穴広げ性を向上させることができる。マルテンサイトの面積率が９０．０％未満であると、所望の強度及び穴広げ性を達成することができない。さらなる高強度化及び穴広げ性向上の観点からは、マルテンサイトの面積率は高いほど好ましく、例えば９２．０％以上、９４．０％以上、９６．０％以上又は９８．０％以上であってもよい。マルテンサイトの面積率の上限は、特に限定されず１００．０％であってもよく、例えば９９．０％以下であってもよい。一方で、残留オーステナイトは、プレス成形などにおける変形中に破壊の起点となり得ることから、マルテンサイトを面積％で９０．０％以上に制御することに加えて、当該残留オーステナイトを面積％で３．０％以下に制限することで、穴広げ性をより顕著に向上させることが可能となる。残留オーステナイトの面積率が３．０％超であると、それらが変形中に破壊の起点となり、穴広げ性が低下する。穴広げ性をさらに向上させる観点からは、残留オーステナイトの面積率は低いほど好ましく、例えば２．５％以下、２．０％以下、１．５％以下又は１．０％以下であってもよい。残留オーステナイトの面積率の下限は、特に限定されず０％であってもよく、例えば０．５％以上であってもよい。
［残部組織］
　マルテンサイト及び残留オーステナイト以外の残部組織は、面積％で０％であってもよいが、残部組織が存在する場合には、当該残部組織はフェライト：１０．０％以下、ベイナイト：１０．０％以下、及びパーライト：１０．０％以下のうち少なくとも１種を含むものであってよい。フェライト、ベイナイト及びパーライトのうち少なくとも１種の面積率が合計で１０．０％を超えると、マルテンサイトの面積率が９０．０％未満となるため、結果として所望の強度及び穴広げ性を達成することができなくなる。フェライト、ベイナイト及びパーライトの下限は、それぞれ０％であってもよく、例えばそれぞれ０．１％以上、０．５％以上、１．０％以上、２．０％以上又は３．０％以上であってもよい。同様に、フェライト、ベイナイト及びパーライトの上限は、それぞれ８．０％以下、６．０％以下、５．０％以下又は４．０％以下であってもよい。
［金属組織の同定及び面積率の算出］
　鋼板における金属組織の同定及び面積率の算出は、ナイタール試薬又はレペラ液を用いた腐食後の光学顕微鏡観察並びにＸ線回折法によって行われる。光学顕微鏡による組織観察は、板面に垂直な方向の板厚断面に対して行われる。なお、板厚断面は圧延方向に平行であることが好ましい。具体的には、まず、鋼板から試料を採取し、試料の観察面をナイタールでエッチングする。次いで、光学顕微鏡を用いて板厚の１／４深さ位置において３００μｍ×３００μｍの視野で得られた組織写真に対して画像解析を行うことにより、マルテンサイトとベイナイトの合計面積率、並びにフェライト及びパーライトの各面積率を算出する。次に、観察面をレペラ腐食した試料を用い、同様に光学顕微鏡を用いて板厚の１／４深さ位置において３００μｍ×３００μｍの視野で得られた組織写真に対して画像解析を行うことにより、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積率を算出する。次に、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算出する。残留オーステナイトの体積率は面積率と同等であるため、これを残留オーステナイトの面積率とする。得られた残留オーステナイトの面積率を先に算出したマルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積率から引算することでマルテンサイトの面積率を算出する。最後に、得られたマルテンサイトの面積率を同様に先に算出したマルテンサイトとベイナイトの合計面積率から引算することでベイナイトの面積率を算出する。
［旧オーステナイト粒の平均粒径：３０．０μｍ以下］
　本発明の実施形態に係る鋼板においては、旧オーステナイト粒の平均粒径は３０．０μｍ以下である。先に述べたとおり、旧オーステナイト粒界は転位の運動に対して抵抗力として作用し、加工硬化能の向上に有効と考えられる。これに関連して、旧オーステナイト粒を微細化することで、旧オーステナイト粒界の密度を高くすることができる。このため、旧オーステナイト粒を３０．０μｍ以下に微細化することで転位の障害を多くすることができ、したがって得られる鋼板の加工硬化能を高めることが可能となる。鋼板の加工硬化能をさらに高める観点からは、旧オーステナイト粒の平均粒径は小さいほど好ましく、例えば２８．０μｍ以下、２５．０μｍ以下、２２．０μｍ以下、２０．０μｍ以下、１８．０μｍ以下又は１５．０μｍ以下であってもよい。下限は特に限定されないが、旧オーステナイト粒の平均粒径は、例えば４．０μｍ以上、４．１μｍ以上、４．２μｍ以上、４．５μｍ以上、４．７μｍ以上、５．０μｍ以上、８．０μｍ以上、１０．０μｍ以上又は１２．０μｍ以上であってもよい。
［旧オーステナイト粒の粒径における標準偏差：４．０μｍ以上］
　本発明の実施形態においては、旧オーステナイト粒の粒径における標準偏差は４．０μｍ以上である。旧オーステナイト粒の平均粒径を３０．０μｍ以下に制限する一方で、当該旧オーステナイト粒の粒径における標準偏差を４．０μｍ以上にすること、すなわち当該旧オーステナイト粒の粒径におけるばらつきを高めることにより、粗大粒と微細粒が混在した混粒組織を形成することができる。このような混粒組織を形成することで、プレス成形等の加工中において不均一な変形が誘発されると考えられ、その結果としてプレス成形の変形後期のようなある程度ひずみが導入された状態においても十分な加工硬化能を維持することができ、それゆえ高い加工硬化率を達成することが可能となる。鋼板の加工硬化能をさらに高める観点からは、旧オーステナイト粒の粒径における標準偏差は大きいほど、すなわちばらつきが大きいほど好ましく、例えば４．５μｍ以上、５．０μｍ以上、５．０μｍ超、５．１μｍ以上、５．２μｍ以上、５．３μｍ以上、５．４μｍ以上、５．５μｍ以上、６．０μｍ以上、８．０μｍ以上又は１０．０μｍ以上であってもよい。上限は特に規定しないが、旧オーステナイト粒の平均粒径が３０．０μｍ以下であるため、標準偏差の上限は自ずと限定され、あらゆる値をとり得るわけではない。上限は特に限定されないが、旧オーステナイト粒の粒径における標準偏差は、例えば２０．０μｍ以下、１５．０μｍ以下、１２．０μｍ以下、１０．０μｍ以下又は８．０μｍ以下であってもよい。
　本発明において所望の加工硬化能を達成するためには、金属組織中の旧オーステナイト粒の平均粒径を３０．０μｍ以下に制限しつつ、当該旧オーステナイト粒の粒径における標準偏差を４．０μｍ以上に制御することが極めて重要である。というのも、いずれか一方の特徴でも満足しないと、旧オーステナイト粒の微細化による加工硬化能の向上効果と粗大粒と微細粒の混粒組織による加工硬化能の向上効果のうち少なくとも一方が不十分なものとなるためである。とりわけ、マルテンサイトが主体の金属組織においては、一般的に、旧オーステナイト粒の粒径は比較的均一なものとなり、すなわち粒径における標準偏差は比較的小さい値となる。このため、マルテンサイトが面積％で９０．０％以上の金属組織において、旧オーステナイト粒の平均粒径を３０．０μｍ以下の範囲内に制限しつつ、当該旧オーステナイト粒の粒径におけるばらつきを敢えて高めることは一般的ではなく、それゆえこのような金属組織を作り込むことも非常に難しく、そのような方法は従来知られていない。今回、本発明者らは、鋼板の製造方法に関連して後で詳しく説明するように、特にスラブの連続鋳造工程、熱間圧延工程及び冷却工程を適切な条件下において実施することで、旧オーステナイト粒を微細化しつつも、粗大粒と微細粒が混在した金属組織を形成することができること、さらにはこのような金属組織に基づく加工硬化能の向上効果を初めて見出したものである。したがって、本発明の実施形態に係る鋼板によれば、マルテンサイトを主体とするとともに、旧オーステナイト粒が微細化されかつ粗大粒と微細粒が混在した金属組織によって高強度と穴広げ性の向上を達成しつつ、加工硬化能を顕著に向上させることが可能となる。
［旧オーステナイト粒の平均アスペクト比：３．０以下］
　旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は、特に限定されないが、例えば３．０以下、２．５以下、２．０以下、１．８以下、１．６以下又は１．４以下であってもよい。旧オーステナイト粒の平均アスペクト比を小さくすることで、金属組織の異方性を低減することができる。下限は特に限定されないが、例えば、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は０．６以上、０．７以上又は０．８以上であってもよい。本発明は、上記のとおり、高強度であるにもかかわらず、穴広げ性及び加工硬化能が改善された鋼板を提供することを目的とするものであって、所定の化学組成を有する鋼板の金属組織をマルテンサイトを主体とする組織により構成するとともに、金属組織中の旧オーステナイト粒の平均粒径を所定の範囲内に制限しつつ、当該旧オーステナイト粒の粒径におけるばらつきを高めることで上記の目的を達成するものである。したがって、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は、本発明の目的を達成する上で必須の技術的特徴でないことは明らかである。
［旧オーステナイト粒の平均粒径、旧オーステナイト粒の粒径における標準偏差、及び旧オーステナイト粒の平均アスペクト比の決定方法］
　旧オーステナイト粒の平均粒径、旧オーステナイト粒の粒径における標準偏差、及び旧オーステナイト粒の平均アスペクト比は、以下のようにして決定される。まず、鋼板の端面から５０ｍｍ以上離れた任意の位置（この位置からサンプルを採取できない場合は、端部を避けた位置）から板面に垂直な板厚断面が観察できるようにサンプルを切り出す。板厚断面は圧延方向に平行であることが好ましい。サンプルの大きさは、測定装置にもよるが、板厚方向と垂直な方向に１０ｍｍ程度観察できる大きさとする。上記サンプルの断面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。次に、電解研磨により観察面を仕上げる。サンプル断面の長手方向の任意の位置で板厚の１／４深さ位置において、長さ５０μｍ、板厚方向に５０μｍの領域を、０．１μｍの測定間隔で電子後方散乱回折法により測定して結晶方位情報を得る。測定には、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡とＥＢＳＤ検出器とで構成されるＥＢＳＤ解析装置を用いればよく、例えばＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１ＦとＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器とで構成されたＥＢＳＤ解析装置を用いればよい。この際、ＥＢＳＤ解析装置内の真空度は９．６×１０-5Ｐａ以下、加速電圧は１５ｋＶ、照射電流レベルは１３としてもよい。得られた結晶方位情報を用いて、一般的な旧オーステナイト粒と変態後の体心構造を持つ結晶粒との結晶方位関係から、旧オーステナイト粒の結晶方位を計算する。旧オーステナイト粒の結晶方位を計算する方法は、以下の方法が用いられる。まず、Ａｃｔａ　Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ、５８（２０１０）、６３９３－６４０３に記載の方法で旧オーステナイト粒の結晶方位マップを作成する。観察視野に含まれる旧オーステナイト粒の１つについて、最も短い直径と最も長い直径との平均値を算出し、その平均値を当該旧オーステナイト粒の粒径とする。撮影視野の端部等、結晶粒の全体が撮影視野に含まれていない旧オーステナイト粒を除き、全ての旧オーステナイト粒について上記操作を行い、当該撮影視野における全ての旧オーステナイト粒の粒径を求める。得られた全旧オーステナイト粒の粒径から平均粒径及び標準偏差を算出することで、旧オーステナイト粒の平均粒径及び粒径における標準偏差が決定される。
　次に、上記観察視野に含まれる旧オーステナイト粒の１つについて、板厚方向の直径と圧延方向の直径との比（圧延方向直径／板厚方向直径）を算出し、その値を当該旧オーステナイト粒のアスペクト比とする。圧延方向が不明な場合には、任意の方向に対して０°、４５°、９０°及び１３５°の向きにて断面を観察し、その中で最もアスペクト比が高かった断面を圧延方向に平行な断面として、板厚方向の直径と圧延方向の直径との比（圧延方向直径／板厚方向直径）を算出する。撮影視野の端部等、結晶粒の全体が撮影視野に含まれていない旧オーステナイト粒を除き、全ての旧オーステナイト粒について上記操作を行い、当該撮影視野における全ての旧オーステナイト粒のアスペクト比を求める。得られた全旧オーステナイト粒のアスペクト比を算術平均することにより、旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が決定される。
［板厚］
　本発明の実施形態に係る鋼板は、特に限定されないが、一般的には１．０～８．０ｍｍの板厚を有する。例えば、板厚は１．２ｍｍ以上、１．６ｍｍ以上若しくは２．０ｍｍ以上であってもよく、及び／又は７．０ｍｍ以下、６．０ｍｍ以下、５．５ｍｍ以下、５．０ｍｍ以下、４．４ｍｍ以下、４．２ｍｍ以下若しくは４．０ｍｍ以下であってもよい。
　本発明の実施形態に係る鋼板は、高強度と優れた加工性の相反する特性を確実に両立させることができ、これらの特性の両立が求められる技術分野の部品などにおいて使用するのに有用であり、とりわけ自動車分野の部品などにおいて使用するのに有用である。このため、好ましい実施形態においては、本発明の実施形態に係る鋼板を含む自動車部品、特には自動車の足回り部品が提供される。自動車の足回り部品の一例としては、ロアアームやトレーリングアーム等が挙げられる。これらの自動車部品、特には自動車の足回り部品は、これらの部品の少なくとも一部において本発明の実施形態に係る鋼板を含んでいればよく、それゆえこれらの部品の少なくとも一部において前記の化学組成及び組織の特徴を満たすものである。プレス成形等の成形において加工の程度が比較的低い鋼板の部位では、鋼板の特徴は成形前後において特に変化しない。加工の程度が比較的低い鋼板の部位は、曲げ等の変形を受けておらず平滑な形状である、板厚の増減率が小さい等の特徴によって判断される。
［機械特性］
［引張強さ：ＴＳ］
　上記の化学組成及び金属組織を有する鋼板、特に熱延鋼板によれば、高い引張強さ、具体的には９８０ＭＰａ以上の引張強さを達成することができる。引張強さは、好ましくは１０００ＭＰａ以上、１０８０ＭＰａ以上又は１１８０ＭＰａ以上である。本発明の実施形態に係る鋼板によれば、このような非常に高い引張強さを有するにもかかわらず、上で説明した化学組成と金属組織の特定の組み合わせにより、優れた穴広げ性及び加工硬化能を実現することができる。引張強さの上限は特に限定されないが、例えば、鋼板の引張強さは１７８０ＭＰａ以下、１７００ＭＰａ以下又は１６００ＭＰａ以下であってもよい。引張強さは、試験片の長手方向が鋼板の圧延直角方向と平行になる向き（Ｃ方向）からＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠した引張試験を行うことで測定される。例えば、寸法上の制約のためにＪＩＳ５号試験片を採取することが困難である場合には、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１記載の他の試験片を使用することができる。ただし、板厚が０．５ｍｍ未満となる場合、適切な評価を行うため０．５ｍｍを下限とする。例えば、寸法上の制約のためにＪＩＳ５号試験片を採取することが困難でありかつＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１記載の他の試験片を使用することも困難である場合には、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４―１：２０２０に準拠したマイクロビッカース試験を行い、その硬さ（ＨＶ）を引張強さに換算した値を使用することができる。マイクロビッカース試験に供する試料は、旧オーステナイト粒の平均粒径及びアスペクト比を評価する試料と同じ方法で作製することができる。マイクロビッカース試験は、板厚１／４位置に対し荷重５００ｇｆで３０点測定し、その平均値を用いればよい。換算は、次の式によって行うことができる。
　　　引張強さ［ＭＰａ］＝３．１２×ビッカース硬さ［ＨＶ］＋１６
［穴広げ率：λ］
　上記の化学組成及び金属組織を有する鋼板によれば、高い穴広げ性、具体的には４５％以上の穴広げ率を達成することができる。穴広げ率は、好ましくは５０％以上、より好ましくは６０％以上又は７０％以上であってもよい。穴広げ率の上限は特に限定されないが、例えば、穴広げ率は１５０％以下、１２０％以下又は１００％以下であってもよい。穴広げ率は以下のようにして決定される。まず、鋼板から幅１００ｍｍ×長さ１００ｍｍの試験片を採取し、ポンチ径：１０ｍｍ及びダイス径：１０．２５～１１．５ｍｍ（クリアランス１２．５％）の打ち抜き工具を用いて打ち抜き穴（初期穴：穴径ｄ０＝１０ｍｍ）を作製する。次いで、かえり（バリ）がダイ側となるようにし、頂角６０°の円錐ポンチにて板厚を貫通する割れが発生するまで初期穴を押し広げ、割れ発生時の穴径ｄ１ｍｍを測定して、下記式にて各試験片の穴広げ率λ（％）を求める。この穴広げ試験を３回実施し、それらの平均値を穴広げ率λとして決定する。
　　　λ＝１００×｛（ｄ１－ｄ０）/ｄ０｝
＜鋼板の製造方法＞
　次に、本発明の実施形態に係る鋼板の好ましい製造方法について説明する。以下の説明は、本発明の実施形態に係る鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。より具体的には、以下では、熱延鋼板の製造について具体的に示されるが、本発明の実施形態に係る鋼板は、上で説明した化学組成及び金属組織を有する任意の鋼板、すなわち熱延鋼板だけでなく、冷延鋼板、めっき鋼板等をも包含するものである。したがって、以下の記載は、本発明の実施形態に係る鋼板が熱延鋼板である場合の好ましい製造方法を単に説明するものにすぎない。
　本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法は、
　鋼板に関連して上で説明した化学組成を有するスラブを鋳造する連続鋳造工程であって、６００～９００℃における平均冷却速度が１０～５０℃／ｍｉｎ、平均冷却速度勾配が４０℃／ｍｉｎ2以下となるように制御する連続鋳造工程、
　鋳造されたスラブを加熱し、１１００℃以上の温度域で６０００秒以上保持する加熱工程、
　前記スラブを仕上げ圧延することを含み、前記仕上げ圧延が下記（ａ）～（ｃ）の条件を満足する熱間圧延工程、
　　（ａ）最終段から１段前及び最終段の各圧延パスにおける圧下率が２０～５０％であること、
　　（ｂ）総圧下率が９０％以上であること、及び
　　（ｃ）最終圧延温度が９６０～１１００℃であること
　前記熱間圧延工程の完了後０．５～１０．０秒以内に仕上げ圧延された鋼板の冷却を開始し、次いで冷却開始から２０．０秒以内に前記鋼板を４００℃以下の温度まで冷却する冷却工程、並びに
　冷却された鋼板を４００℃以下の温度域で巻き取る巻取工程
を含むことを特徴としている。上記の製造方法において、スラブ及び鋼板について記載する温度は、それぞれスラブの表面温度及び鋼板の表面温度をいうものである。以下、各工程について詳しく説明する。
［連続鋳造工程］
　まず、鋼板に関連して上で説明した化学組成を有するスラブが連続鋳造工程において鋳造され、凝固時の温度履歴が適切に制御され、より具体的には６００～９００℃における平均冷却速度が１０～５０℃／ｍｉｎ、平均冷却速度勾配が４０℃／ｍｉｎ2以下となるように制御される。６００～９００℃における平均冷却速度が１０～５０℃／ｍｉｎ、平均冷却速度勾配が４０℃／ｍｉｎ2以下となるように連続鋳造工程を制御することで、最終的に得られる鋼板の金属組織において、所望の旧オーステナイト粒の平均粒径及び粒径における標準偏差を達成することが可能となる。
　６００～９００℃における平均冷却速度が１０℃／ｍｉｎ未満であると、平均冷却速度が遅いために凝固時に体心立方構造（ｂｃｃ構造）に変態して生成する結晶粒が粗大となり、最終的に得られる金属組織中の旧オーステナイト粒の平均粒径が３０．０μｍよりも大きくなってしまう。この場合には、得られる鋼板において十分な加工硬化能を達成することができなくなる。一方で、６００～９００℃における平均冷却速度が５０℃／ｍｉｎを超えると、平均冷却速度が速すぎるために、凝固組織の変態過程において結晶粒が微細でかつ均一なものとなり、最終的に得られる金属組織中の旧オーステナイト粒の平均粒径は小さくなるものの、その粒径のばらつきを高めることができない。すなわち、旧オーステナイト粒の粒径における標準偏差が４．０μｍよりも小さくなってしまい、同様に十分な加工硬化能を達成することができなくなる。
　本製造方法において、６００～９００℃における平均冷却速度勾配とは、６００～９００℃における単位時間当たりの冷却速度の変化率の平均をいうものである。例えば、冷却速度が１０℃／ｍｉｎから５０℃／ｍｉｎに変化した場合、本製造方法において平均冷却速度勾配は４０℃／ｍｉｎ2となり、逆に冷却速度が５０℃／ｍｉｎから１０℃／ｍｉｎに変化した場合においても、本製造方法において平均冷却速度勾配は４０℃／ｍｉｎ2になるものとする。６００～９００℃における平均冷却速度勾配が４０℃／ｍｉｎ2を超えると、冷却速度の変動が大きすぎるために不均一な冷却が生じてしまう。このような場合には、凝固組織の変態過程において特定の結晶粒だけが異常に成長するような現象が生じ、所望の旧オーステナイト粒の平均粒径及び／又は粒径における標準偏差を得ることができなくなる。その結果として、最終的に得られる鋼板において十分な加工硬化能を達成することができなくなる。６００～９００℃における平均冷却速度勾配は、好ましくは３０℃／ｍｉｎ2以下である。下限は特に限定されないが、６００～９００℃における平均冷却速度勾配は、２℃／ｍｉｎ2以上又は３℃／ｍｉｎ2以上であってよい。
［加熱工程］
　鋳造されたスラブは、次の加熱工程において加熱され、１１００℃以上の温度域で６０００秒以上保持される。本製造方法において、１１００℃以上の温度域での保持とは、スラブの温度が１１００℃以上の一定の温度で保持する場合だけでなく、スラブの温度が１１００℃以上の温度域で変動して保持する場合をも包含するものである。スラブを１１００℃以上の温度域で６０００秒以上保持することで、組織内に存在する粗大な炭化物を完全に固溶させることができ、亀裂の起点をなくすことができる。保持温度が１１００℃未満であるか又は保持時間が６０００秒未満であると、粗大な炭化物の固溶が不完全となる。粗大な炭化物の固溶が不完全であると、後述する冷却工程にて、このような炭化物を起点としたフェライトやベイナイト変態が生じることでマルテンサイトの面積率が９０．０％未満となり、結果として所望の強度及び／又は穴広げ性を得ることができなくなる。スラブの加熱温度の上限は、好ましくは１３００℃以下又は１２００℃以下である。同様に、１１００℃以上の温度域での保持時間の上限は、好ましくは１００００秒以下である。
［熱間圧延工程］
［粗圧延］
　本製造方法では、例えば、加熱されたスラブに対し、板厚調整等のために、仕上げ圧延の前に粗圧延を施してもよい。粗圧延は、所望のシートバー寸法が確保できればよく、その条件は特に限定されない。
［（ａ）最終段から１段前及び最終段の各圧延パスにおける圧下率：２０～５０％］
　加熱されたスラブ又はそれに加えて必要に応じて粗圧延されたスラブは、次に仕上げ圧延を施される。本製造方法では、仕上げ圧延は、複数の圧延スタンド、例えば５基以上の圧延スタンドからなるタンデム圧延機を用いて行われる。本製造方法では、加熱されたスラブに対して行われる仕上げ圧延において、後段２段すなわち最終段から１段前及び最終段の各圧延パスにおける圧下率は２０～５０％に制御される。最終段から１段前及び最終段の各圧延パスにおいて、このような比較的高圧下率の圧延を行うことで、再結晶を促進して金属組織を微細化することができ、加えて旧オーステナイト粒の平均アスペクト比を低減することもできる。最終段から１段前及び／又は最終段の各圧延パスにおける圧下率が２０％未満であると、再結晶が完了しないか又は十分に促進されず、最終的に得られる鋼板の金属組織において所望の旧オーステナイト粒の平均粒径を達成することができない場合があり、及び／又は旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が比較的大きな値となってしまう場合がある。所望の旧オーステナイト粒の平均粒径を達成することができない場合には、十分な加工硬化能を得ることができなくなる。一方で、最終段から１段前及び／又は最終段の各圧延パスにおける圧下率が高すぎると、圧延荷重が過大となり、圧延機等の設備の負荷が高くなる。このため、最終段から１段前及び最終段の各圧延パスにおける圧下率は５０％以下とする。好ましくは、最終段から１段前及び最終段の各圧延パスにおける圧下率は４５％以下である。
［（ｂ）総圧下率：９０％以上］
　本製造方法では、仕上げ圧延における総圧下率は９０％以上に制御される。鋼中に含まれるＭｎは粒界の破壊エネルギーを低下させる元素であるため、Ｍｎが局所的に濃化した領域が存在すると、プレス成形等における塑性変形時の亀裂発生が促進される場合がある。そこで、穴広げ性をより改善する観点からは、Ｍｎの局所的な濃化を抑制又は低減することが有効である。仕上げ圧延における総圧下率を９０％以上に制御することで、Ｍｎを鋼中に拡散させることができ、これに関連して鋼中におけるＭｎ濃度のばらつきを抑制又は低減し、すなわちＭｎの局所的な濃化を抑制又は低減することが可能となる。仕上げ圧延における総圧下率が９０％未満であると、Ｍｎ濃度のばらつきが比較的高くなり、局所的にＭｎが濃化して破壊エネルギーが低下した領域の発達を十分に抑制することができない場合がある。仕上げ圧延における総圧下率の上限は、例えば９９％以下又は９８％以下であってもよい。ここで、仕上げ圧延における総圧下率は、下記式にて算出される。
　総圧下率（％）＝（仕上げ圧延前の板厚―仕上げ圧延後の板厚）/仕上げ圧延前の板厚×１００
［（ｃ）最終圧延温度：９６０～１１００℃］
　本製造方法においては、仕上げ圧延の後段２段の各圧延パスにおける圧下率制御に加えて、最終圧延温度（仕上げ圧延の終了温度）についても鋼板の金属組織を制御する上で非常に重要である。最終圧延温度が９６０℃未満であると、再結晶が完了しないか又は十分に促進されず、最終的に得られる鋼板の金属組織において所望の旧オーステナイト粒の平均粒径を達成することができない場合があり、及び／又は旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が比較的大きな値となってしまう場合がある。所望の旧オーステナイト粒の平均粒径を達成することができない場合には、十分な加工硬化能を得ることができなくなる。一方で、最終圧延温度が１１００℃超であると、旧オーステナイト粒が全体的に粗大となり、所望の旧オーステナイト粒の平均粒径、及び／又は旧オーステナイト粒の粒径における標準偏差を達成することができない場合がある。この場合においても、当然ながら十分な加工硬化能を得ることができなくなる。
［冷却工程］
［熱間圧延工程の完了後から冷却開始までの時間：０．５～１０．０秒］
［冷却開始から４００℃以下になるまでの時間：２０．０秒以下］
　仕上げ圧延された鋼板は、熱間圧延工程の完了後０．５～１０．０秒以内に次の冷却工程において冷却を開始され、次いで冷却開始から２０．０秒以内に４００℃以下の温度まで冷却される。このような冷却制御を行うことで、最終的に得られる鋼板の金属組織において、所望の旧オーステナイト粒の平均粒径及び粒径における標準偏差を達成することが可能となる。
　熱間圧延工程の完了から冷却開始までの時間が０．５秒未満であると、粒成長が十分に進まず、所望の旧オーステナイト粒の粒径における標準偏差を得ることができなくなる。また、熱間圧延工程の完了から冷却開始までの時間が１０．０秒を超えると、全体的に粒成長が進行しすぎてしまい、所望の旧オーステナイト粒の平均粒径、及び／又は旧オーステナイト粒の粒径における標準偏差を得ることができなくなる。その結果として、いずれの場合も、鋼板において十分な加工硬化能を達成することができなくなる。一方で、冷却開始から４００℃以下までの冷却時間が２０．０秒超であるか又は冷却停止温度が４００℃超であると、マルテンサイトの面積率が９０．０％未満となり、結果として所望の強度及び／又は穴広げ性を得ることができなくなる。
［巻取工程］
　最後に、冷却された鋼板は４００℃以下の温度域で巻き取られ、鋼板が製造される。巻取温度が４００℃超であると、冷却工程の場合と同様に、マルテンサイトの面積率が９０．０％未満となり、結果として所望の強度及び／又は穴広げ性を得ることができなくなる。
　上記の製造方法によって製造された鋼板によれば、金属組織を、面積％で、マルテンサイト：９０．０％以上、及び残留オーステナイト：３．０％以下を含むより均一な組織によって構成することで、高強度、例えば引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度を達成しつつ、硬度差の低減等に起因して穴広げ性を顕著に改善することができる。さらに、金属組織中の旧オーステナイト粒の平均粒径を３０．０μｍ以下に制御することで鋼板全体としての加工硬化能を向上させつつ、当該旧オーステナイト粒の粒径における標準偏差を４．０μｍ以上に制御することで、プレス成形の変形後期のようなある程度ひずみが導入された状態においても高い加工硬化率を達成することが可能となる。したがって、上記の製造方法によって製造された鋼板は、高強度と優れた加工性の相反する特性を確実に両立させることができるので、これらの特性の両立が求められる自動車分野の使用において特に有用である。
　以下、実施例によって本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に何ら限定されるものではない。
　以下の実施例では、本発明の実施形態に係る鋼板、特に熱延鋼板を種々の条件下で製造し、得られた鋼板の引張強さ（ＴＳ）、穴広げ率（λ）及び加工硬化率（ＷＨＲ）について調べた。
　まず、溶鋼を表３に示す条件下で連続鋳造法にて鋳造して表１及び２に示す種々の化学組成を有するスラブを形成し、これらのスラブを１１００～１２００℃の温度に加熱して表３に示す時間にわたり保持し、次いで熱間圧延を行った。熱間圧延は、粗圧延と仕上げ圧延を行うことにより実施した。より具体的には、粗圧延は全ての実施例及び比較例で同じ条件であり、仕上げ圧延は５基の圧延スタンドからなるタンデム圧延機を用いて表３に示す条件下で実施した。最後に、仕上げ圧延された鋼板を、表３に示す条件下で冷却して巻き取り、表４に示す板厚を有する鋼板を得た。
　得られた鋼板の特性は以下の方法によって測定及び評価した。
［引張強さ（ＴＳ）］
　引張強さ（ＴＳ）は、試験片の長手方向が鋼板の圧延直角方向と平行になる向き（Ｃ方向）からＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠した引張試験を行うことで測定した。
［穴広げ率（λ）］
　穴広げ率は以下のようにして決定した。まず、鋼板から幅１００ｍｍ×長さ１００ｍｍの試験片を採取し、ポンチ径：１０ｍｍ及びダイス径：１０．２５～１１．５ｍｍ（クリアランス１２．５％）の打ち抜き工具を用いて打ち抜き穴（初期穴：穴径ｄ０＝１０ｍｍ）を作製した。次いで、かえり（バリ）がダイ側となるようにし、頂角６０°の円錐ポンチにて板厚を貫通する割れが発生するまで初期穴を押し広げ、割れ発生時の穴径ｄ１ｍｍを測定して、下記式にて各試験片の穴広げ率λ（％）を求めた。この穴広げ試験を３回実施し、それらの平均値を穴広げ率λとして決定した。
　　　λ＝１００×｛（ｄ１－ｄ０）/ｄ０｝
［加工硬化能］
　加工硬化能は、引張試験から鋼板の加工硬化率（ＷＨＲ）を求めることによって評価した。具体的には、ＴＳ測定の場合と同じ引張試験を行った際の引張変形中のひずみ（真ひずみ）が０．０４以上となる領域をプレス成形の変形後期の状態と模擬し、当該領域における加工硬化率（ＷＨＲ）の最大値を下記式により求めた。
　　　ＷＨＲ（ＭＰａ）＝ｄσ／ｄε
　式中、σは真応力であり、εは真ひずみである。
　鋼板の引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上であり、穴広げ率（λ）が４５％以上であり、かつ真ひずみが０．０４以上となる領域における加工硬化率（ＷＨＲ）の最大値が１０００ＭＰａ以上である場合を、高強度であるにもかかわらず、穴広げ性及び加工硬化能が改善された鋼板として評価した。その結果を表４に示す。
　表１～４を参照すると、比較例４は、連続鋳造工程の６００～９００℃における平均冷却速度が遅かったために、結晶粒が粗大になったものと考えられる。その結果として、最終的に得られる金属組織中の旧オーステナイト粒の平均粒径が大きくなり、鋼板の加工硬化能が低下した。比較例５は、連続鋳造工程の６００～９００℃における平均冷却速度が速かったために、凝固組織の変態過程において結晶粒が微細でかつ均一なものになったと考えられる。その結果として、最終的に得られる金属組織中の旧オーステナイト粒の粒径における標準偏差が小さくなってしまい、鋼板の加工硬化能が低下した。比較例６は、連続鋳造工程の６００～９００℃における平均冷却速度勾配が大きかったために、冷却速度の変動が大きすぎて不均一な冷却が生じたものと考えられる。その結果として、所望の旧オーステナイト粒の平均粒径及び粒径における標準偏差を得ることができず、鋼板の加工硬化能が低下した。比較例７は、加熱工程における１１００℃以上の温度域での保持時間が短かったために、粗大な炭化物の固溶が不完全となり、その後の冷却工程においてこのような炭化物を起点としてフェライトやベイナイト変態等が生じたものと考えられる。その結果として、マルテンサイトの面積率が９０．０％未満となり、λが低下した。比較例８及び９は、それぞれ仕上げ圧延における最終段から１段前及び最終段の圧延パスの圧下率が低かったために、再結晶が完了しないか又は十分に促進されなかったと考えられる。その結果として、最終的に得られる金属組織中の旧オーステナイト粒の平均粒径が大きくなり、鋼板の加工硬化能が低下した。比較例１０は、仕上げ圧延における最終圧延温度が低かったために、再結晶が完了しないか又は十分に促進されなかったと考えられる。その結果として、最終的に得られる金属組織中の旧オーステナイト粒の平均粒径が大きくなり、鋼板の加工硬化能が低下した。比較例１１は、仕上げ圧延における最終圧延温度が高かったために、旧オーステナイト粒が全体的に粗大になったものと考えられる。その結果として、最終的に得られる金属組織中の旧オーステナイト粒の平均粒径及び粒径における標準偏差が大きくなり、鋼板の加工硬化能が低下した。比較例１２は、熱間圧延工程の完了後から冷却工程開始までの時間が短かったために、粒成長が十分に進まなかったものと考えられる。その結果として、所望の旧オーステナイト粒の粒径における標準偏差を得ることができず、鋼板の加工硬化能が低下した。比較例１３は、熱間圧延工程の完了後から冷却工程開始までの時間が長かったために、全体的に粒成長が進行しすぎてしまったものと考えられる。その結果として、所望の旧オーステナイト粒の平均粒径及び粒径における標準偏差を得ることができず、鋼板の加工硬化能が低下した。比較例１４は、冷却工程における冷却開始から４００℃以下になるまでの時間が長かったために、マルテンサイトの面積率が９０．０％未満となり、λが低下した。比較例１５は、巻取温度が高かったために、同様にマルテンサイトの面積率が９０．０％未満となり、λが低下した。
　比較例３６及び３８は、それぞれＣ及びＳｉ含有量が低かったためにＴＳが低下した。一方で、比較例３７及び比較例３９は、それぞれＣ及びＳｉ含有量が高かったために残留オーステナイトが比較的多く生成し、λが低下した。比較例４０は、Ｍｎ含有量が低かったために焼入れ性が低下し、その結果としてマルテンサイトの面積率が低くなり、ＴＳ及びλが低下した。比較例４１は、Ｍｎ含有量が高かったためにλが低下した。比較例４２は、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が低かったために、セメンタイトの析出を十分に抑制できなかったものと考えられる。その結果としてλが低下した。比較例４３は、Ｎｂ含有量が低かったために、ピン止め効果による旧オーステナイト粒の微細化を十分に促進させることができなかったと考えらえる。その結果として最終的に得られる金属組織中の旧オーステナイト粒の平均粒径が大きくなり、鋼板の加工硬化能が低下した。比較例４４は、Ｎｂ含有量が高かったために、鋼中に粗大な炭化物等が生成したものと考えられる。その結果としてλが低下した。
　これとは対照的に、全ての発明例に係る鋼板において、所定の化学組成を有し、さらに製造方法における各条件を適切に制御することで、金属組織が、面積％で、マルテンサイト：９０．０％以上、及び残留オーステナイト：３．０％以下を含み、旧オーステナイト粒の平均粒径が３０．０μｍ以下であり、旧オーステナイト粒の粒径における標準偏差が４．０μｍ以上である鋼板を得ることができた。また、その結果として、引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度であるにもかかわらず、穴広げ性及び加工硬化能を顕著に向上させることができた。

Claims (6)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．０４０～０．２００％、
    　Ｓｉ：０．３０～２．００％、
    　Ｍｎ：１．００～４．００％、
    　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．５００％、
    　Ｐ：０．１００％以下、
    　Ｓ：０．０３００％以下、
    　Ｎ：０．００７０％以下、
    　Ｏ：０．０１００％以下、
    　Ｎｂ：０．００１～１．０００％、
    　Ｔｉ：０～０．２００％、
    　Ｖ：０～０．３００％、
    　Ｃｕ：０～０．４０％、
    　Ｃｒ：０～０．９０％、
    　Ｍｏ：０～０．１２％、
    　Ｎｉ：０～０．３０％、
    　Ｂ：０～０．００３０％、
    　Ｃａ：０～０．００１０％、
    　Ｍｇ：０～０．００１０％、
    　Ｂｉ：０～０．０１０％、
    　Ｚｒ：０～０．０５０％、
    　Ｃｏ：０～０．０１０％、
    　Ｚｎ：０～０．０１０％、
    　Ｗ：０～０．１００％、
    　Ｓｎ：０～０．０４０％、
    　Ａｓ：０～０．１００％、
    　ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
    　残部：Ｆｅ及び不純物であり、
    　金属組織が、面積％で、
    　マルテンサイト：９０．０％以上、及び
    　残留オーステナイト：３．０％以下を含み、
    　旧オーステナイト粒の平均粒径が３０．０μｍ以下であり、
    　旧オーステナイト粒の粒径における標準偏差が４．０μｍ以上であることを特徴とする、鋼板。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｔｉ：０．００１～０．２００％、
    　Ｖ：０．００１～０．３００％、
    　Ｃｕ：０．００１～０．４０％、
    　Ｃｒ：０．００１～０．９０％、
    　Ｍｏ：０．００１～０．１２％、
    　Ｎｉ：０．００１～０．３０％、
    　Ｂ：０．０００１～０．００３０％、
    　Ｃａ：０．０００１～０．００１０％、
    　Ｍｇ：０．０００１～０．００１０％、
    　Ｂｉ：０．００１～０．０１０％、
    　Ｚｒ：０．００１～０．０５０％、
    　Ｃｏ：０．００１～０．０１０％、
    　Ｚｎ：０．００１～０．０１０％、
    　Ｗ：０．００１～０．１００％、
    　Ｓｎ：０．００１～０．０４０％、
    　Ａｓ：０．００１～０．１００％、及び
    　ＲＥＭ：０．０００１～０．０１００％
    のうち少なくとも１種を含むことを特徴とする、請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記金属組織が、さらに、面積％で、
    　フェライト：１０．０％以下、
    　ベイナイト：１０．０％以下、及び
    　パーライト：１０．０％以下
    のうち少なくとも１種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. 　板厚が１．０～７．０ｍｍであることを特徴とする、請求項１～３のいずれか１項に記載の鋼板。
  5. 　請求項１～４のいずれか１項に記載の鋼板を含むことを特徴とする、部品。
  6. 　請求項１又は２に記載の化学組成を有するスラブを鋳造する連続鋳造工程であって、６００～９００℃における平均冷却速度が１０～５０℃／ｍｉｎ、平均冷却速度勾配が４０℃／ｍｉｎ2以下となるように制御する連続鋳造工程、
    　鋳造されたスラブを加熱し、１１００℃以上の温度域で６０００秒以上保持する加熱工程、
    　前記スラブを仕上げ圧延することを含み、前記仕上げ圧延が下記（ａ）～（ｃ）の条件を満足する熱間圧延工程、
    　　（ａ）最終段から１段前及び最終段の各圧延パスにおける圧下率が２０～５０％であること、
    　　（ｂ）総圧下率が９０％以上であること、及び
    　　（ｃ）最終圧延温度が９６０～１１００℃であること
    　前記熱間圧延工程の完了後０．５～１０．０秒以内に仕上げ圧延された鋼板の冷却を開始し、次いで冷却開始から２０．０秒以内に前記鋼板を４００℃以下の温度まで冷却する冷却工程、並びに
    　冷却された鋼板を４００℃以下の温度域で巻き取る巻取工程
    を含むことを特徴とする、鋼板の製造方法。
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