JP6536328B2 - 疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板に関するものである。
最近、自動車車体の軽量化を目的として、足回り部品または車体の構造用部品の高強度化による薄肉化が進んでいる。しかし、引張強さや耐力を向上しても、自動車において重要な特性である疲労強度は十分に向上せず、むしろ単なる高強度化では切欠きや溶接部などの構造的、組織的不連続部からの疲労亀裂伝播抵抗が低下するなどの問題点があった。
疲労強度向上技術として、組織を微細化させることが有効であることが知られている。例えば、特許文献１および特許文献２には、熱延のままで平均粒径２μｍ未満の超微細フェライト粒を有し、第２相としてベイナイト等を有する熱延鋼板が記載されており、この鋼板は、延性、靭性、疲労強度などに優れ、これらの特性の異方性が小さいとされている。
また、疲労き裂は、表面近傍から発生するため、表面近傍の組織を微細化することも有効である。特許文献３には、主相であるポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が、板厚中心から表層に向かい漸次小さくなる結晶粒径傾斜組織を有し、第２相としてベイナイト等を体積分率で５％以上含む熱延鋼板が記載されている。更に、マルテンサイト組織の細粒化も疲労特性の向上に有効である。特許文献４には、ミクロ組織の面分率の８０％以上がマルテンサイトであり、マルテンサイト組織の平均ブロック径が３μｍ以下であり、かつ最大ブロック径が平均ブロック径の１倍以上３倍以下である機械構造鋼管が記載されている。
さらに、特許文献４には、造管前のインゴットの組織を熱延で下部ベイナイト又はマルテンサイトとして炭素を均一に分散することが記載されている。しかし、細粒化は疲労き裂の発生を抑制するが、疲労き裂伝播特性を劣化させる欠点があり、その結果切欠きや溶接欠陥を含む疲労特性を低下させる問題があった。
また、疲労き裂は、表面近傍から発生するため、表面近傍の組織を微細化することも有効である。特許文献３には、主相であるポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が、板厚中心から表層に向かい漸次小さくなる結晶粒径傾斜組織を有し、第２相としてベイナイト等を体積分率で５％以上含む熱延鋼板が記載されている。更に、マルテンサイト組織の細粒化も疲労特性の向上に有効である。特許文献４には、ミクロ組織の面分率の８０％以上がマルテンサイトであり、マルテンサイト組織の平均ブロック径が３μｍ以下であり、かつ最大ブロック径が平均ブロック径の１倍以上３倍以下である機械構造鋼管が記載されている。
さらに、特許文献４には、造管前のインゴットの組織を熱延で下部ベイナイト又はマルテンサイトとして炭素を均一に分散することが記載されている。しかし、細粒化は疲労き裂の発生を抑制するが、疲労き裂伝播特性を劣化させる欠点があり、その結果切欠きや溶接欠陥を含む疲労特性を低下させる問題があった。
一方、疲労き裂伝播の抑制については、複合組織化が効果的であることが報告されている。特許文献５では、微細なフェライトを主相とした組織中に硬質なベイナイトまたはマルテンサイトを分散させることで、き裂伝播速度を低減している。特許文献６および７では、複合組織中のマルテンサイトのアスペクト比を上げることでき裂伝播速度を低減できることが報告されている。しかし、これらは疲労き裂伝播速度を遅くすることについては効果のある方法であるが、き裂が進展しなくなる最小の応力拡大係数範囲である、下限界応力拡大係数範囲（ΔＫｔｈ）の向上については言及されていない。板厚が薄く、疲労寿命に占めるき裂伝播寿命が短い鋼板においては、き裂の伝播速度よりもΔＫｔｈの向上が重要な場合が多い。
本発明は上述した問題点に鑑みて案出されたものであり、疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板を提供することを目的とし、板厚が薄く、疲労寿命に占めるき裂伝播寿命が短い鋼板においても、下限界応力拡大係数範囲（ΔＫｔｈ）の向上させることを課題とする。
本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意検討し、以下の知見を得た。即ち、高強度鋼板の成分及び製造条件を最適化し、鋼板の組織を制御することによって、疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板の製造に成功した。その要旨は以下のとおりである。
（１）
化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０２０〜０．２００％、
Ｓｉ：２．００％以下、
Ｍｎ：２．００％以下、
Ａｌ：２．０００％以下、
Ｎ ：０．０１００％以下、
Ｏ ：０．０１００％以下、
Ｔｉ：０．２００％以下、を含み
不純物であるＰとＳは、
Ｐ ：０．１００％以下、
Ｓ ：０．０３００％以下に制限し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物である鋼板であって、
下記（式ａ）から計算されるＴｉｅｆを用いて、
下記（式ｂ）により計算される有効炭素量Ｃｅｆｆが０．０２０以上０．１５０％以下であり、
隣接する結晶との方位差が１５°以上である粒界によって囲まれる領域を結晶粒と定義した場合、前記結晶粒内の方位差の平均が０°以上０．５°以下である結晶粒を面積率で８０％以上含み、
マルテンサイトまたは焼き戻しマルテンサイトまたは残留オーステナイトで構成される硬質相の面積率の和が２％以上２０％以下であり、
さらに、前記方位差の平均が０°以上０．５°以下である結晶粒内の固溶炭素量が２０ｐｐｍ以上２００ｐｐｍ以下であることを特徴とする疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板。
Ｔｉｅｆ＝［Ｔｉ］―４８／１４×［Ｎ］−４８／３２×［Ｓ］・・・（式ａ）
Ｃｅｆｆ＝［Ｃ］−１２／４８×Ｔｉｅｆ・・・（式ｂ）
但し、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｓ］、［Ｃ］は、それぞれＴｉ、Ｎ、Ｓ、Ｃの鋼板中の質量％を示し、含有していない場合は０％を代入するものとする。
また、Ｔｉｅｆ≦０のときは、（式ｂ）においてＴｉｅｆ＝０として計算する。
なお、以下に示す更なる添加元素は、前記Ｆｅの一部を代替して添加するものである。
（２）
ＴｉＣの密度が１．０×１０１６個／ｃｍ３以下であることを特徴とする（１）に記載の疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板。
（３）
さらに質量％で、
Ｎｂ：０．１００％以下、
Ｖ ：０．３００％以下、
Ｃｕ：１．２０％以下、
Ｎｉ：０．６０％以下、
Ｃｒ：２．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする、（１）または（２）に記載の疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板。
（４）
さらに質量％で、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．１０００％以下、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする、（１）〜（３）のいずれか１項に記載の疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板。
（５）
さらに質量％で、
Ｂ：０．００２０％以下、
を含有することを特徴とする、（１）〜（４）のいずれか１項に記載の疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板。
（６）
さらに、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、およびＷの１種または２種以上を合計で１質量％以下含有することを特徴とする、（１）〜（５）のいずれか１項に記載の疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板。
（７）
（１）〜（６）のいずれか１項に記載の疲労特性と成形性に優れた鋼板の製造方法であって、（１）〜（６）のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼からなるインゴットを、下記（式ｃ）から計算される温度Ｔ１（℃）もしくは１１００℃のいずれか大きい方の温度以上、１３００℃以下の温度まで加熱する加熱ステップと、
加熱したインゴットを粗圧延し、その後多段の連続圧延による仕上圧延を施し熱延鋼板を得る熱間圧延ステップと、
得られた熱延鋼板を冷却する冷却ステップを有し、
前記多段の連続圧延による仕上圧延で、圧下率５％以上の段のうち最も後段側の段での圧延温度が、下記（式ｄ）で計算されるＡｒ３もしくは１０００℃のいずれか低い温度以上の温度であり、
前記冷却ステップにおいて、前記熱延鋼板を、下記（式ｅ）で計算されるＡｅ１に基づいて、
Ａｅ１−３０℃以上Ａｅ１＋３０℃以下の温度域に８秒以上滞留させ、
Ａｅ１−３０℃から３００℃までの冷却速度を１００℃／秒以上とし、
更に、３００℃から３０℃までの冷却速度を３０℃／秒以上にする
ことを特徴とする疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
Ｔ１（℃）＝７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（［Ｔｉ］×［Ｃ］）｝−２７３・・・（式ｃ）
Ａｒ３（℃）＝８６８−３９６×［Ｃ］−６８．１×［Ｍｎ］＋２４．６×［Ｓｉ］−３６．１×［Ｎｉ］−２４．８×［Ｃｒ］−２０．７×［Ｃｕ］＋２５０×［Ａｌ］・・・（式ｄ）
Ａｅ１（℃）＝７２３−１０．７×［Ｍｎ］＋２９．１×［Ｓｉ］−１６．９×［Ｎｉ］＋１６．９×［Ｃｒ］＋７０×［Ａｌ］・・・（式ｅ）
ただし、式中の［元素名］は、当該元素の鋼板中の含有量（質量％）を示し、含有していない場合は０％を代入するものとする。
（１）
化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０２０〜０．２００％、
Ｓｉ：２．００％以下、
Ｍｎ：２．００％以下、
Ａｌ：２．０００％以下、
Ｎ ：０．０１００％以下、
Ｏ ：０．０１００％以下、
Ｔｉ：０．２００％以下、を含み
不純物であるＰとＳは、
Ｐ ：０．１００％以下、
Ｓ ：０．０３００％以下に制限し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物である鋼板であって、
下記（式ａ）から計算されるＴｉｅｆを用いて、
下記（式ｂ）により計算される有効炭素量Ｃｅｆｆが０．０２０以上０．１５０％以下であり、
隣接する結晶との方位差が１５°以上である粒界によって囲まれる領域を結晶粒と定義した場合、前記結晶粒内の方位差の平均が０°以上０．５°以下である結晶粒を面積率で８０％以上含み、
マルテンサイトまたは焼き戻しマルテンサイトまたは残留オーステナイトで構成される硬質相の面積率の和が２％以上２０％以下であり、
さらに、前記方位差の平均が０°以上０．５°以下である結晶粒内の固溶炭素量が２０ｐｐｍ以上２００ｐｐｍ以下であることを特徴とする疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板。
Ｔｉｅｆ＝［Ｔｉ］―４８／１４×［Ｎ］−４８／３２×［Ｓ］・・・（式ａ）
Ｃｅｆｆ＝［Ｃ］−１２／４８×Ｔｉｅｆ・・・（式ｂ）
但し、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｓ］、［Ｃ］は、それぞれＴｉ、Ｎ、Ｓ、Ｃの鋼板中の質量％を示し、含有していない場合は０％を代入するものとする。
また、Ｔｉｅｆ≦０のときは、（式ｂ）においてＴｉｅｆ＝０として計算する。
なお、以下に示す更なる添加元素は、前記Ｆｅの一部を代替して添加するものである。
（２）
ＴｉＣの密度が１．０×１０１６個／ｃｍ３以下であることを特徴とする（１）に記載の疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板。
（３）
さらに質量％で、
Ｎｂ：０．１００％以下、
Ｖ ：０．３００％以下、
Ｃｕ：１．２０％以下、
Ｎｉ：０．６０％以下、
Ｃｒ：２．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする、（１）または（２）に記載の疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板。
（４）
さらに質量％で、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．１０００％以下、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする、（１）〜（３）のいずれか１項に記載の疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板。
（５）
さらに質量％で、
Ｂ：０．００２０％以下、
を含有することを特徴とする、（１）〜（４）のいずれか１項に記載の疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板。
（６）
さらに、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、およびＷの１種または２種以上を合計で１質量％以下含有することを特徴とする、（１）〜（５）のいずれか１項に記載の疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板。
（７）
（１）〜（６）のいずれか１項に記載の疲労特性と成形性に優れた鋼板の製造方法であって、（１）〜（６）のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼からなるインゴットを、下記（式ｃ）から計算される温度Ｔ１（℃）もしくは１１００℃のいずれか大きい方の温度以上、１３００℃以下の温度まで加熱する加熱ステップと、
加熱したインゴットを粗圧延し、その後多段の連続圧延による仕上圧延を施し熱延鋼板を得る熱間圧延ステップと、
得られた熱延鋼板を冷却する冷却ステップを有し、
前記多段の連続圧延による仕上圧延で、圧下率５％以上の段のうち最も後段側の段での圧延温度が、下記（式ｄ）で計算されるＡｒ３もしくは１０００℃のいずれか低い温度以上の温度であり、
前記冷却ステップにおいて、前記熱延鋼板を、下記（式ｅ）で計算されるＡｅ１に基づいて、
Ａｅ１−３０℃以上Ａｅ１＋３０℃以下の温度域に８秒以上滞留させ、
Ａｅ１−３０℃から３００℃までの冷却速度を１００℃／秒以上とし、
更に、３００℃から３０℃までの冷却速度を３０℃／秒以上にする
ことを特徴とする疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
Ｔ１（℃）＝７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（［Ｔｉ］×［Ｃ］）｝−２７３・・・（式ｃ）
Ａｒ３（℃）＝８６８−３９６×［Ｃ］−６８．１×［Ｍｎ］＋２４．６×［Ｓｉ］−３６．１×［Ｎｉ］−２４．８×［Ｃｒ］−２０．７×［Ｃｕ］＋２５０×［Ａｌ］・・・（式ｄ）
Ａｅ１（℃）＝７２３−１０．７×［Ｍｎ］＋２９．１×［Ｓｉ］−１６．９×［Ｎｉ］＋１６．９×［Ｃｒ］＋７０×［Ａｌ］・・・（式ｅ）
ただし、式中の［元素名］は、当該元素の鋼板中の含有量（質量％）を示し、含有していない場合は０％を代入するものとする。
本発明によれば、疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板を提供することができる。この鋼板を使用すれば、自動車用材料の足回り部品に適用する複雑な形状の部品の疲労寿命を延ばすことが可能となり、産業上の貢献が顕著である。
以下に本発明の内容を詳細に説明する。なお、本発明は板厚１２ｍｍ以下の鋼板に好適に利用できる。特に板厚が薄ければ薄いほどその効果を発揮する。従って、最終製品の板厚が、好ましくは８ｍｍ以下、さらに好ましくは６ｍｍ以下、さらに好ましくは３ｍｍ以下になる鋼板に適用するとよい。
［鋼板の化学成分］
まず、本発明の鋼板の化学成分の限定理由を説明する。なお、特に断りのない限り、含有量の％は質量％、ｐｐｍは質量ｐｐｍ（０．０００１質量％）を示す。
また、本明細書中の各式において用いる［元素名］の表示は、当該元素の鋼板中の含有量（質量％）を示すものとし、含有していない場合は０％を代入するものとする。例えば［Ｃ］はＣ（炭素）の、［Ｔｉ］はＴｉ（チタン）の含有量（質量％）を示す。
まず、本発明の鋼板の化学成分の限定理由を説明する。なお、特に断りのない限り、含有量の％は質量％、ｐｐｍは質量ｐｐｍ（０．０００１質量％）を示す。
また、本明細書中の各式において用いる［元素名］の表示は、当該元素の鋼板中の含有量（質量％）を示すものとし、含有していない場合は０％を代入するものとする。例えば［Ｃ］はＣ（炭素）の、［Ｔｉ］はＴｉ（チタン）の含有量（質量％）を示す。
（Ｃ：０．０２０％〜０．２００％）
Ｃは本発明において重要な元素の一つである。本発明では、後述するが、炭素（Ｃ）はマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト、残留オーステナイト等の硬質相の分率を増大させ、き裂の破面粗さを増大させる。これが疲労き裂の破面誘起き裂閉口を促進し、下限界応力拡大係数範囲（ΔＫｔｈ）を向上させる。さらに、前記硬質相以外の結晶粒内の固溶炭素（固溶Ｃ）を、所定量に制御することにより、ΔＫｔｈを一層向上させることができる。
そのため、炭素（Ｃ）は、０．０２０％以上添加するとよい。また、加工性を確保するため、炭素（Ｃ）の含有量は、０．２００％以下にするとよい。
Ｃは本発明において重要な元素の一つである。本発明では、後述するが、炭素（Ｃ）はマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト、残留オーステナイト等の硬質相の分率を増大させ、き裂の破面粗さを増大させる。これが疲労き裂の破面誘起き裂閉口を促進し、下限界応力拡大係数範囲（ΔＫｔｈ）を向上させる。さらに、前記硬質相以外の結晶粒内の固溶炭素（固溶Ｃ）を、所定量に制御することにより、ΔＫｔｈを一層向上させることができる。
そのため、炭素（Ｃ）は、０．０２０％以上添加するとよい。また、加工性を確保するため、炭素（Ｃ）の含有量は、０．２００％以下にするとよい。
（有効炭素量（Ｃｅｆｆ）：０．０２０〜０．１５０％）
Ｃは、鋼中にＴｉが存在するとＴｉＣとして析出するため、炭素（Ｃ）として有効に作用することができる有効炭素量（Ｃｅｆｆ）は、ＴｉＣ（Ｔｉ炭化物）の量によって変化する。
一方、Ｔｉ炭化物は、Ｔｉ窒化物やＴｉ硫化物より低温で生成する。このため、鋼中のＮやＳが多いとＴｉ窒化物やＴｉ硫化物が優先して生成するので、ＴｉＣとして析出することができるＴｉ含有量（Ｔｉｅｆ）を、以下の（式ａ）で計算し指標として用いた。
Ｔｉｅｆが０以下（負又は零）の値となるとき、鋼中の全炭素量が、有効炭素量となる。
Ｃは、鋼中にＴｉが存在するとＴｉＣとして析出するため、炭素（Ｃ）として有効に作用することができる有効炭素量（Ｃｅｆｆ）は、ＴｉＣ（Ｔｉ炭化物）の量によって変化する。
一方、Ｔｉ炭化物は、Ｔｉ窒化物やＴｉ硫化物より低温で生成する。このため、鋼中のＮやＳが多いとＴｉ窒化物やＴｉ硫化物が優先して生成するので、ＴｉＣとして析出することができるＴｉ含有量（Ｔｉｅｆ）を、以下の（式ａ）で計算し指標として用いた。
Ｔｉｅｆが０以下（負又は零）の値となるとき、鋼中の全炭素量が、有効炭素量となる。
一方で、Ｔｉｅｆが０より大きい（正の）値となるときには、Ｃの一部がＴｉＣとして析出するため、有効炭素量は、鋼中の全炭素量よりも、ＴｉＣとして析出した分だけ低下する。このような場合には、ＴｉＣとして析出するＣ量を考慮して、有効炭素量を決めるとよい。即ち、有効炭素量Ｃｅｆｆは、（式ｂ）により計算すればよい。
Ｔｉｅｆ＝［Ｔｉ］―４８／１４×［Ｎ］−４８／３２×［Ｓ］・・・（式ａ）
Ｃｅｆｆ＝［Ｃ］−１２／４８×Ｔｉｅｆ・・・（式ｂ）
但し、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｓ］、［Ｃ］は、それぞれＴｉ、Ｎ、Ｓ、Ｃの鋼板中の質量％を示し、含有していない場合は０％を代入するものとする。
また、Ｔｉｅｆ≦０のときは、（式ｂ）においてＴｉｅｆ＝０として計算する。
本発明では、後述する、結晶粒内の固溶炭素（固溶Ｃ）を、所定量に制御することにより、下限界応力拡大係数範囲（ΔＫｔｈ）を向上させることができる。 ΔＫｔｈを向上させる効果を得るためには、有効炭素量を０．０２０％以上とするとよい。この効果を確実に得るために、有効炭素量の下限は０．０３０％にすることが好ましく、０．０４０％であれば更に好ましい。
Ｔｉｅｆ＝［Ｔｉ］―４８／１４×［Ｎ］−４８／３２×［Ｓ］・・・（式ａ）
Ｃｅｆｆ＝［Ｃ］−１２／４８×Ｔｉｅｆ・・・（式ｂ）
但し、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｓ］、［Ｃ］は、それぞれＴｉ、Ｎ、Ｓ、Ｃの鋼板中の質量％を示し、含有していない場合は０％を代入するものとする。
また、Ｔｉｅｆ≦０のときは、（式ｂ）においてＴｉｅｆ＝０として計算する。
本発明では、後述する、結晶粒内の固溶炭素（固溶Ｃ）を、所定量に制御することにより、下限界応力拡大係数範囲（ΔＫｔｈ）を向上させることができる。 ΔＫｔｈを向上させる効果を得るためには、有効炭素量を０．０２０％以上とするとよい。この効果を確実に得るために、有効炭素量の下限は０．０３０％にすることが好ましく、０．０４０％であれば更に好ましい。
一方、有効炭素量が０．１５０％を超えると硬質第二相である低温変態生成物の面積率が増加して穴広げ性と延性が低下する。このため有効炭素量は０．１５０％以下とする。穴広げ性と延性を確保する観点からは、望ましくは０．１２０％以下にするとよく、更に望ましくは０．１００％以下にするとよい。
以上が本発明の熱延高強度鋼板の基本的な化学成分であるが、さらに下記のような成分を含有することができる。
以上が本発明の熱延高強度鋼板の基本的な化学成分であるが、さらに下記のような成分を含有することができる。
（Ｓｉ：２．００％以下）
Ｓｉは加工性をそれほど損なわずに引張強さを向上できる元素であるため、添加して良い。しかしながら、２．００％超添加すると靭性や成形性が低下するためＳｉの含有量は２．００％以下、望ましくは１．５０％以下である。さらに望ましくは１．００％以下にするとよい。
一方、Ｓｉは不純物として自然に含まれるため、含有量を０．０１％未満にすることはコストの観点から望ましくない。したがって、Ｓｉ含有量の下限値は、望ましくは０．０１％にするとよい。
Ｓｉは加工性をそれほど損なわずに引張強さを向上できる元素であるため、添加して良い。しかしながら、２．００％超添加すると靭性や成形性が低下するためＳｉの含有量は２．００％以下、望ましくは１．５０％以下である。さらに望ましくは１．００％以下にするとよい。
一方、Ｓｉは不純物として自然に含まれるため、含有量を０．０１％未満にすることはコストの観点から望ましくない。したがって、Ｓｉ含有量の下限値は、望ましくは０．０１％にするとよい。
（Ｍｎ：２．００％以下）
Ｍｎは、固溶強化元素として添加してよい。Ｍｎ含有量が２．００％超となるように添加すると、鋼板の板厚方向の中心部にМｎの偏析帯が生じ、この偏析帯が割れの起点になるため穴広げ率が低下する。従って、Ｍｎの含有量は２．００％以下とする。一方で、Ｍｎは不純物として自然に含まれるため含有量を０．０１％以下とすることはコストの観点から望ましくない。したがって、Ｍｎ含有量の下限値は、望ましくは０．０１％にするとよい。
Ｍｎは、固溶強化元素として添加してよい。Ｍｎ含有量が２．００％超となるように添加すると、鋼板の板厚方向の中心部にМｎの偏析帯が生じ、この偏析帯が割れの起点になるため穴広げ率が低下する。従って、Ｍｎの含有量は２．００％以下とする。一方で、Ｍｎは不純物として自然に含まれるため含有量を０．０１％以下とすることはコストの観点から望ましくない。したがって、Ｍｎ含有量の下限値は、望ましくは０．０１％にするとよい。
（Ｐ：０．１００％以下）
Ｐは、溶銑に含まれている不純物であり、粒界に偏析し、含有量の増加に伴い低温靭性を低下させる元素である。このため、Ｐ含有量は、少ないほど望ましい。Ｐを０．１００％超含有すると加工性や溶接性に悪影響を及ぼすので、０．１００％以下に制限する。特に、溶接性を考慮すると、Ｐ含有量は、０．０３０％以下に制限することが望ましい。
Ｐは、溶銑に含まれている不純物であり、粒界に偏析し、含有量の増加に伴い低温靭性を低下させる元素である。このため、Ｐ含有量は、少ないほど望ましい。Ｐを０．１００％超含有すると加工性や溶接性に悪影響を及ぼすので、０．１００％以下に制限する。特に、溶接性を考慮すると、Ｐ含有量は、０．０３０％以下に制限することが望ましい。
（Ｓ：０．０３００％以下）
Ｓは、溶銑に含まれている不純物であり、含有量が多すぎると、熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、穴広げ性を劣化させるＭｎＳなどの介在物を生成させる元素である。このためＳの含有量は、極力低減させるべきであるが、０．０３００％以下ならば許容できる範囲であるので、０．０３００％以下に制限する。ただし、ある程度の穴広げ性を必要とする場合のＳ含有量は、好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００５０％以下に制限することが望ましい。
Ｓは、溶銑に含まれている不純物であり、含有量が多すぎると、熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、穴広げ性を劣化させるＭｎＳなどの介在物を生成させる元素である。このためＳの含有量は、極力低減させるべきであるが、０．０３００％以下ならば許容できる範囲であるので、０．０３００％以下に制限する。ただし、ある程度の穴広げ性を必要とする場合のＳ含有量は、好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００５０％以下に制限することが望ましい。
（Ａｌ：２．０００％以下）
Ａｌは、溶鋼の脱酸剤として有効な元素であり、他の元素の溶鋼歩留を安定させる効果があるため、添加してもよい。この効果を得るため、Ａｌ含有量の下限を望ましくは０．０１０％とするとよい。
一方、Ａｌ含有量が２．０００％を超えると圧延中に割れが発生することがある。そのため、Ａｌ含有量の上限を２．０００％にする。また、Ａｌ含有量が１．０００％を超えると溶接性や靭性などが劣化し始めるので、Ａｌ含有量の上限は、望ましくは１．０００％とし、より望ましいＡｌ含有量の上限は、０．５００％である。
Ａｌは、溶鋼の脱酸剤として有効な元素であり、他の元素の溶鋼歩留を安定させる効果があるため、添加してもよい。この効果を得るため、Ａｌ含有量の下限を望ましくは０．０１０％とするとよい。
一方、Ａｌ含有量が２．０００％を超えると圧延中に割れが発生することがある。そのため、Ａｌ含有量の上限を２．０００％にする。また、Ａｌ含有量が１．０００％を超えると溶接性や靭性などが劣化し始めるので、Ａｌ含有量の上限は、望ましくは１．０００％とし、より望ましいＡｌ含有量の上限は、０．５００％である。
（Ｎ ：０．０１００％以下）
Ｎは、ＴｉＮとして存在することで、インゴット加熱時の結晶粒径の微細化を通じて、低温靭性向上に寄与することから、添加してもよい。ただし、鋼中の窒化物は穴広げ率を低下させるため、０．０１００％以下にする必要がある。望ましくは０．００５０％以下である。一方、０．０００５％未満とすることは経済的に望ましくないので、０．０００５％以上とすることが望ましい。
Ｎは、ＴｉＮとして存在することで、インゴット加熱時の結晶粒径の微細化を通じて、低温靭性向上に寄与することから、添加してもよい。ただし、鋼中の窒化物は穴広げ率を低下させるため、０．０１００％以下にする必要がある。望ましくは０．００５０％以下である。一方、０．０００５％未満とすることは経済的に望ましくないので、０．０００５％以上とすることが望ましい。
（Ｏ ：０．０１００％以下）
Ｏは、酸化物を形成し、成形性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。特に、Ｏが０．０１００％を超えると、この傾向が顕著となることから０．０１００％以下にする必要がある。一方、０．００１０％未満とすることは経済的に好ましくないので、０．００１０％以上とすることが望ましい。
Ｏは、酸化物を形成し、成形性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。特に、Ｏが０．０１００％を超えると、この傾向が顕著となることから０．０１００％以下にする必要がある。一方、０．００１０％未満とすることは経済的に好ましくないので、０．００１０％以上とすることが望ましい。
（Ｔｉ：０．２００％以下）
ＴｉはＴｉＣとして存在することで、析出強化を通じて鋼板の高強度化に寄与するため、添加してもよい。ただし、０．２００％を超えて添加してもこの効果は飽和することに加えて鋳造時のノズル閉塞の原因となるため、Ｔｉの含有量は０〜０．２００％とする。また後述するようにＴｉの含有量が０．０５０％超であるとＴｉＣの密度が１．０×１０１６個／ｃｍ３以上となり、成形性が低下する。このため、Ｔｉの望ましい含有量は０．０５０％以下にするとよい。
一方、Ｔｉが０．００１％未満では析出強化の効果を十分に得られない場合があるため、０．００１％以上添加することが望ましい。析出強化の効果を確実にするためには、０．０１０％以上添加することがさらに望ましい。
ＴｉはＴｉＣとして存在することで、析出強化を通じて鋼板の高強度化に寄与するため、添加してもよい。ただし、０．２００％を超えて添加してもこの効果は飽和することに加えて鋳造時のノズル閉塞の原因となるため、Ｔｉの含有量は０〜０．２００％とする。また後述するようにＴｉの含有量が０．０５０％超であるとＴｉＣの密度が１．０×１０１６個／ｃｍ３以上となり、成形性が低下する。このため、Ｔｉの望ましい含有量は０．０５０％以下にするとよい。
一方、Ｔｉが０．００１％未満では析出強化の効果を十分に得られない場合があるため、０．００１％以上添加することが望ましい。析出強化の効果を確実にするためには、０．０１０％以上添加することがさらに望ましい。
（Ｎｂ：０．１００％以下）
Ｎｂは、この炭窒化物、あるいは、固溶Ｎｂが熱間圧延時の粒成長を遅延することで、熱延板の粒径を微細化でき、低温靭性を向上させるので添加しても良い。Ｎｂ含有量が０．１００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。また、Ｎｂ含有量が０．０１０％未満では上記効果を十分に得ることができない。したがって、必要に応じて、Ｎｂを含有させる場合、Ｎｂ含有量は０．０１０％以上とすることが望ましい。
Ｎｂは、この炭窒化物、あるいは、固溶Ｎｂが熱間圧延時の粒成長を遅延することで、熱延板の粒径を微細化でき、低温靭性を向上させるので添加しても良い。Ｎｂ含有量が０．１００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。また、Ｎｂ含有量が０．０１０％未満では上記効果を十分に得ることができない。したがって、必要に応じて、Ｎｂを含有させる場合、Ｎｂ含有量は０．０１０％以上とすることが望ましい。
（Ｖ ：０．３００％以下）
Ｖは、析出強化もしくは固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素であり、添加してもよい。Ｖ含有量が０．３００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Ｖを含有させる場合、Ｖ含有量は０．３００％以下であることが望ましい。
また、Ｖの含有量が０．０１０％未満では上記効果を十分に得ることができない。従って、Ｖを含有させる場合、Ｖ含有量は０．０１０％以上であることが望ましい。
Ｖは、析出強化もしくは固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素であり、添加してもよい。Ｖ含有量が０．３００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Ｖを含有させる場合、Ｖ含有量は０．３００％以下であることが望ましい。
また、Ｖの含有量が０．０１０％未満では上記効果を十分に得ることができない。従って、Ｖを含有させる場合、Ｖ含有量は０．０１０％以上であることが望ましい。
（Ｃｕ：２．００％以下）
Ｃｕは、析出強化もしくは固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素であり、添加してもよい。Ｃｕ含有量が２．００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量は２．００％以下であることが望ましい。さらに、Ｃｕの含有量が１．２０％超では鋼板の表面にスケール起因の傷が発生することがあるので、Ｃｕは１．２０％以下であることが、より望ましい。
また、Ｃｕの含有量が０．０１％未満では上記効果を十分に得ることができない。従って、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量は０．０１％以上であることが望ましい。
Ｃｕは、析出強化もしくは固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素であり、添加してもよい。Ｃｕ含有量が２．００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量は２．００％以下であることが望ましい。さらに、Ｃｕの含有量が１．２０％超では鋼板の表面にスケール起因の傷が発生することがあるので、Ｃｕは１．２０％以下であることが、より望ましい。
また、Ｃｕの含有量が０．０１％未満では上記効果を十分に得ることができない。従って、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量は０．０１％以上であることが望ましい。
（Ｎｉ：２．００％以下）
Ｎｉは、析出強化もしくは固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素であり、添加してもよい。Ｎｉ含有量が２．００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ含有量は２．００％以下であることが望ましい。Ｎｉの含有量が０．６０％を超えると延性が劣化し始めるので、望ましくはＮｉ含有量は０．６０％以下にするとよい。
また、Ｎｉの含有量が０．０１％未満では上記効果を十分に得ることができない。従って、必要に応じて、Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ含有量は０．０１％以上にすることが望ましい。
Ｎｉは、析出強化もしくは固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素であり、添加してもよい。Ｎｉ含有量が２．００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ含有量は２．００％以下であることが望ましい。Ｎｉの含有量が０．６０％を超えると延性が劣化し始めるので、望ましくはＮｉ含有量は０．６０％以下にするとよい。
また、Ｎｉの含有量が０．０１％未満では上記効果を十分に得ることができない。従って、必要に応じて、Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ含有量は０．０１％以上にすることが望ましい。
（Ｃｒ：２．００％以下）
Ｃｒは、析出強化もしくは固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素であり、添加してもよい。Ｃｒ含有量が２．００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Ｓｉを含有させる場合、Ｓｉ含有量は２．００％以下であることが望ましい。
また、Ｃｒの含有量が０．０１％未満では上記効果を十分に得ることができない。従って、必要に応じて、Ｃｒを含有させる場合、Ｃｒ含有量は０．０１％以上であることが望ましい。
Ｃｒは、析出強化もしくは固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素であり、添加してもよい。Ｃｒ含有量が２．００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Ｓｉを含有させる場合、Ｓｉ含有量は２．００％以下であることが望ましい。
また、Ｃｒの含有量が０．０１％未満では上記効果を十分に得ることができない。従って、必要に応じて、Ｃｒを含有させる場合、Ｃｒ含有量は０．０１％以上であることが望ましい。
（Ｍｏ：１．００％以下）
Ｍｏは、析出強化もしくは固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素であり、添加してもよい。Ｍｏ含有量が１．００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量は１．００％以下であることが望ましい。
また、Ｍｏの含有量が０．０１％未満では上記効果を十分に得ることができない。従って、必要に応じて、Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量は０．０１％以上であることが望ましい。
Ｍｏは、析出強化もしくは固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果がある元素であり、添加してもよい。Ｍｏ含有量が１．００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量は１．００％以下であることが望ましい。
また、Ｍｏの含有量が０．０１％未満では上記効果を十分に得ることができない。従って、必要に応じて、Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量は０．０１％以上であることが望ましい。
（Ｍｇ：０．０１００％以下）
Ｍｇは、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素であることから、添加してもよい。Ｍｇの含有量が０．０１００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Ｍｇを含有させる場合、Ｍｏ含有量は１．００％以下であることが望ましい。
また、Ｍｇの含有量は、０．０００５％以上の添加で効果が顕著になる。従って、必要に応じて、Ｍｇを含有させる場合、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上であることが望ましい。
Ｍｇは、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素であることから、添加してもよい。Ｍｇの含有量が０．０１００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Ｍｇを含有させる場合、Ｍｏ含有量は１．００％以下であることが望ましい。
また、Ｍｇの含有量は、０．０００５％以上の添加で効果が顕著になる。従って、必要に応じて、Ｍｇを含有させる場合、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上であることが望ましい。
（Ｃａ：０．０１００％以下）
Ｃａは、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素であることから、添加してもよい。Ｃａの含有量が０．０１００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Ｃａを含有させる場合、Ｃａ含有量は０．０１００％以下であることが望ましい。
また、Ｃａの含有量は、０．０００５％以上の添加で効果が顕著になる。従って、必要に応じて、Ｃａを含有させる場合、Ｃａ含有量は０．０００５％以上であることが望ましい。
Ｃａは、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素であることから、添加してもよい。Ｃａの含有量が０．０１００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、Ｃａを含有させる場合、Ｃａ含有量は０．０１００％以下であることが望ましい。
また、Ｃａの含有量は、０．０００５％以上の添加で効果が顕著になる。従って、必要に応じて、Ｃａを含有させる場合、Ｃａ含有量は０．０００５％以上であることが望ましい。
（ＲＥＭ：０．１０００％以下）
ＲＥＭ（希土類元素）は、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素であることから、添加してもよい。ＲＥＭの含有量が０．１０００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、ＲＥＭを含有させる場合、ＲＥＭ含有量は０．１０００％以下であることが望ましい。
また、ＲＥＭの含有量は、０．０００５％以上の添加で効果が顕著になる。従って、必要に応じて、ＲＥＭを含有させる場合、ＲＥＭ含有量は０．０００５％以上であることが望ましい。
ＲＥＭ（希土類元素）は、破壊の起点となり、加工性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、加工性を向上させる元素であることから、添加してもよい。ＲＥＭの含有量が０．１０００％を超えて添加しても上記効果は飽和して経済性が低下する。従って、ＲＥＭを含有させる場合、ＲＥＭ含有量は０．１０００％以下であることが望ましい。
また、ＲＥＭの含有量は、０．０００５％以上の添加で効果が顕著になる。従って、必要に応じて、ＲＥＭを含有させる場合、ＲＥＭ含有量は０．０００５％以上であることが望ましい。
（Ｂ ：０．０１００％以下）
Ｂは粒界に偏析し、粒界強度を高めることで低温靭性を向上させる。このことから、添加しても良い。Ｂの含有量が０．０１００％超の添加は、その効果が飽和するばかりでなく、経済性に劣る。従って、Ｂを含有させる場合、Ｃａ含有量は０．０１００％以下であることが望ましい。また、この効果は、鋼板へのＢ含有量が０．０００２％以上とすることで顕著となる。
また、Ｂは強力な焼き入れ元素であり、０．００２０％超を添加した場合、本研究において重要な結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°であるような結晶粒の面積率を減じてしまうことがある。従って、必要に応じて、Ｂを含有させる場合、Ｂ含有量は０．０００２％以上であることが望ましい。
Ｂは粒界に偏析し、粒界強度を高めることで低温靭性を向上させる。このことから、添加しても良い。Ｂの含有量が０．０１００％超の添加は、その効果が飽和するばかりでなく、経済性に劣る。従って、Ｂを含有させる場合、Ｃａ含有量は０．０１００％以下であることが望ましい。また、この効果は、鋼板へのＢ含有量が０．０００２％以上とすることで顕著となる。
また、Ｂは強力な焼き入れ元素であり、０．００２０％超を添加した場合、本研究において重要な結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°であるような結晶粒の面積率を減じてしまうことがある。従って、必要に応じて、Ｂを含有させる場合、Ｂ含有量は０．０００２％以上であることが望ましい。
なお、その他の元素について、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗを合計で１％以下含有しても本発明の効果は損なわれないことを確認している。これらの元素のうちＳｎは、熱間圧延時に疵が発生する恐れがあるので０．０５％以下が望ましい。
［鋼板のミクロ組織］
鋼板のミクロ組織について説明する。
本発明の鋼板は、隣接する結晶との方位差が１５°以上である粒界によって囲まれる領域を結晶粒と定義した場合、前記結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒が面積率で８０％以上含むことを特徴とする。結晶粒内の方位差は、結晶方位解析に多く用いられるＥＢＳＤ法（電子ビーム後方散乱回折パターン解析法）を用いて測定できる。このような結晶粒内の方位差を有する結晶粒は延性が高く変形能が均一で降伏比が低いため、その割合を高めることで、成形性を向上させることができる。
また、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の面積率が９８％超であると、マルテンサイトまたは焼き戻しマルテンサイトまたは残留オーステナイトで構成される硬質相の分率を２％以上とすることができないため、上限を９８％とすることが望ましい。
鋼板のミクロ組織について説明する。
本発明の鋼板は、隣接する結晶との方位差が１５°以上である粒界によって囲まれる領域を結晶粒と定義した場合、前記結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒が面積率で８０％以上含むことを特徴とする。結晶粒内の方位差は、結晶方位解析に多く用いられるＥＢＳＤ法（電子ビーム後方散乱回折パターン解析法）を用いて測定できる。このような結晶粒内の方位差を有する結晶粒は延性が高く変形能が均一で降伏比が低いため、その割合を高めることで、成形性を向上させることができる。
また、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の面積率が９８％超であると、マルテンサイトまたは焼き戻しマルテンサイトまたは残留オーステナイトで構成される硬質相の分率を２％以上とすることができないため、上限を９８％とすることが望ましい。
なお、ここで定義する成形性とは、全伸びで表される延性が高いこと、穴広げ率で表わされる伸びフランジ性が高いこと、そして望ましくは降伏比が低いことの３つを示す。全伸びが小さいとプレス成型時にネッキングによる板厚減少が起こり易く、プレス割れの原因となる。プレス成形性を確保するため、全伸び（Ｅｌ）と引張り強さ（ＴＳ）との積：（ＴＳ）×（Ｅｌ）≧１００００ＭＰａ％を満たすとよい。ただし、引張強さ（ＴＳ）はＪＩＳ Ｚ ２２４１ ２０１１の引張強さ、全伸び（Ｅｌ）はＪＩＳ Ｚ ２２４１ ２０１１の破断時全伸びを表す。
また、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６記載の試験方法による穴広げ率を（λ）としたとき、本特許における成形性に優れた鋼板はλ≧５０％を満たすとよい。λ≧５０％を満たす鋼板であれば、高い伸びフランジ性が求められる部品以外は成型が可能である。
また、降伏比をＹＲとしたとき、ＹＲ≦０．８０を満たす鋼板は引張強さの割にプレス荷重が低く、成形性に優れることが多い。
また、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６記載の試験方法による穴広げ率を（λ）としたとき、本特許における成形性に優れた鋼板はλ≧５０％を満たすとよい。λ≧５０％を満たす鋼板であれば、高い伸びフランジ性が求められる部品以外は成型が可能である。
また、降伏比をＹＲとしたとき、ＹＲ≦０．８０を満たす鋼板は引張強さの割にプレス荷重が低く、成形性に優れることが多い。
［結晶粒方位の測定方法］
結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の割合は、例えば以下の方法で測定することができる。
鋼板の板幅をＷとしたとき、鋼板の幅方向で片端から１／４Ｗ（幅）もしくは３／４Ｗ（幅）位置において、
鋼板の幅方向を圧延方向からみた断面（幅方向断面）が観察面となるように試料を採取し、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置で、鋼板の幅方向２００μｍ×厚さ方向１００μｍの矩形領域を０．２μｍの測定間隔でＥＢＳＤ解析する。
ここでＥＢＳＤ解析は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（例えば、ＪＥＯＬ製ＪＳＭ−７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（例えば、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。
ここで方位差とは、上記により測定した各測定点の結晶方位情報に基づき、隣接する測定点同士の結晶方位の差を求めたものである。この方位差が１５°以上であるとき、隣接する測定点同士の中間を粒界と判断し、この粒界によって囲まれる領域が円相当径で０．３μｍ以上の場合に、本願ではこれを結晶粒と定義した。この結晶粒内の方位差を単純平均して平均方位差を計算する。そして、結晶粒内の平均方位差が０〜０．５°である結晶粒の面積割合を求める。なお結晶粒の定義や結晶粒内の平均方位差の算出は、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア、例えば、「ＯＩＭ ＡｎａｌｙｓｉｓＴＭ」を用いて求めることができる。
結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の割合は、例えば以下の方法で測定することができる。
鋼板の板幅をＷとしたとき、鋼板の幅方向で片端から１／４Ｗ（幅）もしくは３／４Ｗ（幅）位置において、
鋼板の幅方向を圧延方向からみた断面（幅方向断面）が観察面となるように試料を採取し、鋼板表面から板厚の１／４深さ位置で、鋼板の幅方向２００μｍ×厚さ方向１００μｍの矩形領域を０．２μｍの測定間隔でＥＢＳＤ解析する。
ここでＥＢＳＤ解析は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（例えば、ＪＥＯＬ製ＪＳＭ−７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（例えば、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。
ここで方位差とは、上記により測定した各測定点の結晶方位情報に基づき、隣接する測定点同士の結晶方位の差を求めたものである。この方位差が１５°以上であるとき、隣接する測定点同士の中間を粒界と判断し、この粒界によって囲まれる領域が円相当径で０．３μｍ以上の場合に、本願ではこれを結晶粒と定義した。この結晶粒内の方位差を単純平均して平均方位差を計算する。そして、結晶粒内の平均方位差が０〜０．５°である結晶粒の面積割合を求める。なお結晶粒の定義や結晶粒内の平均方位差の算出は、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア、例えば、「ＯＩＭ ＡｎａｌｙｓｉｓＴＭ」を用いて求めることができる。
［結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒が面積率で８０％以上］
結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒が面積率で８０％未満である場合には延性が悪化し、延性の良い自動車用足回り高強度鋼板の目安である（ＴＳ）×（Ｅｌ）≧１００００ＭＰａ％を満たさなくなる。そのため、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒が面積率で８０％以上とするとよい。結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の面積率が高いほど延性は向上するため、望ましくは面積率で８５％以上にするとよい。
結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒が面積率で８０％未満である場合には延性が悪化し、延性の良い自動車用足回り高強度鋼板の目安である（ＴＳ）×（Ｅｌ）≧１００００ＭＰａ％を満たさなくなる。そのため、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒が面積率で８０％以上とするとよい。結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の面積率が高いほど延性は向上するため、望ましくは面積率で８５％以上にするとよい。
本実施形態における結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒と、光学顕微鏡の観察結果から定義されるフェライトを直接関係するものではない。言い換えれば、例えば、フェライト面積率が８０％以上の鋼板があったとしても、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の割合が８０％以上であるとは限らない。従って、フェライト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。
［マルテンサイト＋焼き戻しマルテンサイト＋残留オーステナイト≧２％］
マルテンサイトまたは焼き戻しマルテンサイトまたは残留オーステナイトで構成される硬質相は疲労き裂の進展経路を屈曲させ、疲労き裂の破面粗さを増大させる。これが破面誘起き裂閉口を促進し、ΔＫｔｈを向上させる。この効果は硬質相の面積分率が２％以上で発現し始め、硬質相の分率が増大するほど効果が顕著になる。従って、硬質相の面積分率は２％以上とするとよく、さらに望ましくは５％以上にするとよい。
一方で、硬質相の面積分率が高すぎると穴広げ率が低下し、２０％超であると（λ）≧５０％を満たすことができない。よって、硬質相の面積分率は２０％以下である。さらに望ましくは１０％以下にするとよい。以上のような本発明の鋼板組織を構成するマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよびオーステナイトの面積分率の求め方を以下に示す。
マルテンサイトまたは焼き戻しマルテンサイトまたは残留オーステナイトで構成される硬質相は疲労き裂の進展経路を屈曲させ、疲労き裂の破面粗さを増大させる。これが破面誘起き裂閉口を促進し、ΔＫｔｈを向上させる。この効果は硬質相の面積分率が２％以上で発現し始め、硬質相の分率が増大するほど効果が顕著になる。従って、硬質相の面積分率は２％以上とするとよく、さらに望ましくは５％以上にするとよい。
一方で、硬質相の面積分率が高すぎると穴広げ率が低下し、２０％超であると（λ）≧５０％を満たすことができない。よって、硬質相の面積分率は２０％以下である。さらに望ましくは１０％以下にするとよい。以上のような本発明の鋼板組織を構成するマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトおよびオーステナイトの面積分率の求め方を以下に示す。
本発明の鋼板組織を構成するマルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトの面積分率は、鋼板片端から板幅Ｗの１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置において、鋼板の幅方向を圧延方向からみた断面（幅方向断面）が観察面となるように試料を採取し、観察面を研磨し、ナイタールエッチングし、板厚の１／４厚、３／８厚、および１／２厚の範囲をＦＥ−ＳＥＭ（電界放射型走査電子顕微鏡）で観察して求めた。ＦＥ−ＳＥＭで観察した際、ラス状（薄くて長い板状）の組織であり、かつ炭化物が析出していないものをマルテンサイトとした。ラス状の組織であり、炭化物が、マルチバリアントで析出（セメンタイトが色々な方向を向いて析出）しているものを焼き戻しマルテンサイトとした。なお、炭化物が、シングルバリアントで析出（セメンタイトが一方向に揃って析出）しているものはベイナイトと判断した。ＦＥ−ＳＥＭを用いて１２０μｍ×１００μｍの領域を１０００倍の倍率で、板厚の１／４厚、３／８厚、および１／２厚の各範囲について、それぞれ１０視野測定した。各視野毎に、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトの面積分率を求め、それらの平均値をもって、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイトの代表的な面積分率とした。
残留オーステナイトの面積分率は、マルテンサイトや焼き戻しマルテンサイトと同様に、鋼板片端から板幅Ｗの１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置において、鋼板の幅方向を圧延方向からみた断面（幅方向断面）が観察面となるように試料を採取し、観察面を研磨し、電解研磨で加工層を取り除いた後にＥＢＳＤ法（電子ビーム後方散乱回折パターン解析法）を用いて測定した。後方散乱によって得られた６本以上のバンド（結晶面に対応）の全ての組み合わせの角度差を求め、例えば、「ＯＩＭ ＡｎａｌｙｓｉｓＴＭ」内にあるデータファイル、または適切な試料の測定によって作成したデータファイルと比較し、バンド同士の角度差がデータファイルの結晶粒がフェライトの場合のバンド同士の角度差よりも、データファイルの結晶粒がオーステナイトの場合のバンド同士の角度差に近い場合に、この結晶粒を残留オーステナイトと定義した。ＥＢＳＤ法を用いて、板厚の１／４厚、３／８厚、および１／２厚の各範囲について、それぞれ１００μｍ×１００μｍ以上の領域を観察した。各範囲毎に、残留オーステナイトの面積分率を求め、それらの平均値をもって、残留オーステナイトの代表的な面積分率とした。
［方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒内の固溶炭素量が２０〜２００ｐｐｍ］
次に、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒内の固溶Ｃ（固溶炭素）について述べる。結晶粒内の固溶Ｃは下限界応力拡大係数範囲（ΔＫｔｈ）の向上のために重要である。ΔＫｔｈは疲労き裂が停留し、進展しなくなる限界の応力拡大係数範囲を表し、平滑材の疲労限の向上や打ち抜き材、切り欠き材の疲労特性向上に寄与する。疲労き裂が進展するためには、疲労き裂先端で転位が活動する必要がある。発明者らは鋭意検討の結果、結晶粒内の固溶Ｃが２０ｐｐｍ以上であれば転位の運動が抑制され、ΔＫｔｈが向上することを見出した。結晶粒内の固溶Ｃは多いほどその効果が顕著で、望ましくは５０ｐｐｍ以上、さらに望ましくは１００ｐｐｍ以上あるとよい。固溶Ｃが転位の運動を抑制する原因は動的ひずみ時効効果にあると考えられる。固溶Ｃ量の上限は指定しないが、フェライト中のＣ溶解度は、溶解度が最大となるＡｅ１温度付近でも２００ｐｐｍ程度であるため、それを上回ることは原理上難しい。
次に、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒内の固溶Ｃ（固溶炭素）について述べる。結晶粒内の固溶Ｃは下限界応力拡大係数範囲（ΔＫｔｈ）の向上のために重要である。ΔＫｔｈは疲労き裂が停留し、進展しなくなる限界の応力拡大係数範囲を表し、平滑材の疲労限の向上や打ち抜き材、切り欠き材の疲労特性向上に寄与する。疲労き裂が進展するためには、疲労き裂先端で転位が活動する必要がある。発明者らは鋭意検討の結果、結晶粒内の固溶Ｃが２０ｐｐｍ以上であれば転位の運動が抑制され、ΔＫｔｈが向上することを見出した。結晶粒内の固溶Ｃは多いほどその効果が顕著で、望ましくは５０ｐｐｍ以上、さらに望ましくは１００ｐｐｍ以上あるとよい。固溶Ｃが転位の運動を抑制する原因は動的ひずみ時効効果にあると考えられる。固溶Ｃ量の上限は指定しないが、フェライト中のＣ溶解度は、溶解度が最大となるＡｅ１温度付近でも２００ｐｐｍ程度であるため、それを上回ることは原理上難しい。
結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒内の固溶Ｃ量を測定する手段は特に指定しないが、例えば３Ｄ−ＡＰ（三次元アトムプローブ）を用いて測定が可能である。具体的には、測定対象となる結晶粒が測定可能な位置になるように試料を切り出した後に電解研磨を行いつつ、必要に応じて集束イオンビーム加工法による加工を経て針状試料を作成する。次に、作成した針状試料の原子の二次元分布像を三次元アトムプローブによって針状試料の深さ方向に複数取得して、得られた複数の二次元分布像を再構築して実空間での原子の三次元分布像を求め、固溶Ｃの量を測定する。本検討では、試料の２０ｎｍ×２０ｎｍ×５０ｎｍの広さの視野を少なくとも１０視野以上観察し、１ｎｍ３の体積の中に炭素原子が合計で５個以上含む場合に、これを集合体（炭素化合物やクラスター）と判断し、観察した領域内の全ての炭素から集合体に含まれる炭素を引いたものを固溶Ｃ量とし、観察した領域から集合体を除いた領域中に、この固溶Ｃが含まれる質量分率を固溶炭素量（固溶Ｃ量）と定義した。
［ＴｉＣの密度が１．０×１０１６個／ｃｍ３以下］
次に、組織中のＴｉＣの量について述べる。ＴｉＣは析出物であり、析出強化によって降伏比（ＹＲ）を高くする効果がある。ＹＲが低い鋼板はプレス成形時の荷重が小さくなる傾向があるため、プレス時の板押さえ力を小さくでき、プレス成形性に有利である。発明者らの検討によれば、ＴｉＣの密度が１．０×１０１６個／ｃｍ３超であるとＴｉＣによるＹＲ上昇効果が大きくなりＹＲ＞０．８０となる。よって、ＴｉＣの密度は１．０×１０１６個／ｃｍ３以下とすることが望ましい。ただし、本特許で定義するＴｉＣはチタン炭化物だけでなくＴｉ（ＣＮ）、（ＴｉＮｂ）Ｃ、（ＴｉＮｂ）（ＣＮ）などのチタン炭化物に窒素やニオブが化合した複合化合物を含む。
次に、組織中のＴｉＣの量について述べる。ＴｉＣは析出物であり、析出強化によって降伏比（ＹＲ）を高くする効果がある。ＹＲが低い鋼板はプレス成形時の荷重が小さくなる傾向があるため、プレス時の板押さえ力を小さくでき、プレス成形性に有利である。発明者らの検討によれば、ＴｉＣの密度が１．０×１０１６個／ｃｍ３超であるとＴｉＣによるＹＲ上昇効果が大きくなりＹＲ＞０．８０となる。よって、ＴｉＣの密度は１．０×１０１６個／ｃｍ３以下とすることが望ましい。ただし、本特許で定義するＴｉＣはチタン炭化物だけでなくＴｉ（ＣＮ）、（ＴｉＮｂ）Ｃ、（ＴｉＮｂ）（ＣＮ）などのチタン炭化物に窒素やニオブが化合した複合化合物を含む。
ＴｉＣを同定し密度を測定する手段は特に指定しないが、例えば３Ｄ−ＡＰ（三次元アトムプローブ）を用いて、鋼板中のＴｉとＣの存在位置を測定し、ＴｉとＣの存在位置が一致する場合をＴｉＣと定義することで、粒径が小さいＴｉＣについても高精度で個数を測定することができる。試料の２０ｎｍ×２０ｎｍ×５０ｎｍの広さの視野を少なくとも１０視野以上観察し、観察視野の範囲と観察されたＴｉＣ個数の関係から、析出物の密度を算出する。
以上のような組織と組成を有する本発明の高強度鋼板は、熱延で製造しても冷延で製造してもよい。また、表面に溶融亜鉛めっき処理による溶融亜鉛めっき層や、さらには、めっき後合金化処理をして合金化亜鉛めっき層を備えたものとすることで、耐食性を向上することができる。また、めっき層は、純亜鉛に限るものでなく、Ｓｉ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃａ、Ｚｒなどの元素を添加し、更なる耐食性の向上を図ってもよい。このようなめっき層を備えることにより、本発明の優れた打抜き疲労特性及び加工性を損なうものではない。また、有機皮膜形成、フィルムラミネート、有機塩類／無機塩類処理、ノンクロ処理等による表面処理層の何れを有していても本発明の効果が得られる。
［鋼板の製造方法］
本発明に係る鋼板の製造方法は特に限定されないが、例えば以下のような方法がある。
本発明に係る鋼板の製造方法は特に限定されないが、例えば以下のような方法がある。
熱間圧延に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き各種の２次製錬を行って上述した成分組成となるように調整し、次いで、通常の連続鋳造、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。その際、本発明の成分範囲に制御できるのであれば、原料にはスクラップを使用しても構わない。
鋳造したインゴット（スラブ）は、熱間圧延を開始するに当たり所定の温度に加熱される（加熱ステップ）。連続鋳造の場合には一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延しても良いし、特に冷却することなく連続鋳造に引き続いて加熱して熱間圧延しても良い。
熱間圧延のインゴット加熱温度は、（式ｃ）で表わされるＴ１（℃）以上とする。ただしＴ１が１１００℃を下回るか、Ｔｉが添加されていない場合には、インゴット加熱温度を１１００℃以上とする。通常の鋳造を行った場合、インゴット温度は鋳造後に一旦Ａｒ３温度以下まで低下するため、Ｔｉが添加されている場合にはＴｉＣが組織中に析出する。インゴット加熱温度がＴ１未満ではインゴット中に析出したＴｉＣが十分に溶体化せず、固溶Ｃ量の制御ができないため、加熱炉の温度はＴ１℃以上とする。また、インゴット加熱温度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、加熱温度を過度に高温にすることは、インゴット表面が酸化してスケールになり経済上好ましくない。このことから、インゴット加熱温度の上限は１３００℃以下とすることが望ましい。なお、Ａｒ３とはオーステナイトから冷却した際にフェライト変態が開始する温度のことであり、Ｔ１とはＴｉＣが溶体化する温度のことを表す。
Ｔ１＝７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（［Ｔｉ］×［Ｃ］）｝−２７３・・・（式ｃ）
但し、［Ｔｉ］、［Ｃ］は、それぞれＴｉ、Ｃの質量％を示す。
Ｔ１＝７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（［Ｔｉ］×［Ｃ］）｝−２７３・・・（式ｃ）
但し、［Ｔｉ］、［Ｃ］は、それぞれＴｉ、Ｃの質量％を示す。
加熱ステップ後は、加熱炉より抽出したインゴットに対して熱間圧延の粗圧延工程とその後の仕上げ圧延工程により、熱延鋼板を得る（熱間圧延ステップ）。仕上圧延は、通常、多段（例えば６段または７段）の連続圧延で行われる。そして、この多段の連続圧延で行われる仕上圧延は、前段側（上流側）ほど後段側（下流側）に比べて圧下率が高く、後段側（下流側）は圧下率を低くして圧延することがある。本発明においては、この多段の連続圧延で行われる仕上圧延において、圧下率が５％以上である仕上圧延の段のうち、最も後段側（下流側）の仕上圧延の段での圧延温度（圧下率５％以上の最終圧延温度ともいう）を、（式ｄ）で表わされるＡｒ３（℃）または１０００℃のいずれか低い温度以上とする。Ａｒ３℃未満で圧延すると二相域圧延となり、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の面積分率を８０％以上とすることができない。ただし、圧下率５％以上の最終圧延温度が１０００℃以上であれば、Ａｒ３以下の最終圧延温度であっても、二相域圧延後のフェライト再結晶により結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の面積分率を８０％以上にすることができる。上記の圧下率５％以上の最終圧延温度の上限は特に指定しないが、最終圧延温度が１１００℃超であることを実現するには、加熱炉の温度の大幅な高温化や圧延中の再加熱設備が必要となり、コスト増となるため、望ましくは最終圧延温度の上限は１１００℃以下とするとよい。
Ａｒ３（℃）＝８６８−３９６×［Ｃ］−６８．１×［Ｍｎ］＋２４．６×［Ｓｉ］−３６．１×［Ｎｉ］−２４．８×［Ｃｒ］−２０．７×［Ｃｕ］＋２５０×［Ａｌ］・・・（式ｄ）
また、圧下率は、各段ごとに以下の式で求められる。
圧下率＝（当該圧延機の入側の板厚−当該圧延機の出側の板厚）／（当該圧延機の入側の板厚）×１００％
Ａｒ３（℃）＝８６８−３９６×［Ｃ］−６８．１×［Ｍｎ］＋２４．６×［Ｓｉ］−３６．１×［Ｎｉ］−２４．８×［Ｃｒ］−２０．７×［Ｃｕ］＋２５０×［Ａｌ］・・・（式ｄ）
また、圧下率は、各段ごとに以下の式で求められる。
圧下率＝（当該圧延機の入側の板厚−当該圧延機の出側の板厚）／（当該圧延機の入側の板厚）×１００％
次に、圧延後の冷却ステップにおいて、（式ｅ）で表わされるＡｅ１±３０（℃）の範囲で８秒以上滞留させる。
Ａｅ１＝７２３−１０．７［Ｍｎ］＋２９．１［Ｓｉ］−１６．９［Ｎｉ］
＋１６．９［Ｃｒ］＋７０［Ａｌ］・・・（式ｅ）
なお、Ａｅ１とは平衡状態でのオーステナイトからフェライトとセメンタイトへの共析変態開始温度のことである。
滞留時間は、望ましくは１０秒以上、更に望ましくは１２秒以上にするとよい。滞留時間の上限は特に指定しないが、滞留時間が長いほど生産性が低下するため、２０秒以下が望ましい。
Ａｅ１＝７２３−１０．７［Ｍｎ］＋２９．１［Ｓｉ］−１６．９［Ｎｉ］
＋１６．９［Ｃｒ］＋７０［Ａｌ］・・・（式ｅ）
なお、Ａｅ１とは平衡状態でのオーステナイトからフェライトとセメンタイトへの共析変態開始温度のことである。
滞留時間は、望ましくは１０秒以上、更に望ましくは１２秒以上にするとよい。滞留時間の上限は特に指定しないが、滞留時間が長いほど生産性が低下するため、２０秒以下が望ましい。
圧延後の温度からＡｅ１＋３０℃まで冷却するときの冷却速度は特に限定しない。この冷却速度が、空冷相当の１℃／ｓ以上、急冷相当の５００℃／ｓ以下であれば特性に問題が生じないことを確認している。Ａｅ１±３０（℃）の範囲での滞留時間が短いと、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の面積分率を８０％以上とすることができない。
滞留後、Ａｅ１−３０（℃）から３００℃までの冷却速度を１００℃／ｓ以上とし、更に３００℃から３０℃までの冷却速度を３０℃／ｓ以上にする。これらの冷却速度が実現できない場合、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒内の固溶Ｃ量がセメンタイトなどの炭化物として析出するため、固溶Ｃ量を２０ｐｐｍ以上とすることができない。望ましくは３００℃から３０℃までの冷却速度を５０℃／ｓ以上とするとよい。Ａｅ１−３０（℃）から３００℃および３００℃から３０℃までの冷却速度の上限は特に限定しないが、１０００℃／ｓ超では効果が飽和するので、望ましくは３００℃から３０℃までの冷却速度は１０００℃／ｓ以下とするとよい。
滞留後、Ａｅ１−３０（℃）から３００℃までの冷却速度を１００℃／ｓ以上とし、更に３００℃から３０℃までの冷却速度を３０℃／ｓ以上にする。これらの冷却速度が実現できない場合、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒内の固溶Ｃ量がセメンタイトなどの炭化物として析出するため、固溶Ｃ量を２０ｐｐｍ以上とすることができない。望ましくは３００℃から３０℃までの冷却速度を５０℃／ｓ以上とするとよい。Ａｅ１−３０（℃）から３００℃および３００℃から３０℃までの冷却速度の上限は特に限定しないが、１０００℃／ｓ超では効果が飽和するので、望ましくは３００℃から３０℃までの冷却速度は１０００℃／ｓ以下とするとよい。
通常の熱延工程に付随する工程である酸洗等の一部を抜いて製造を行ったとしても本発明の効果である優れた疲労特性及び成形性を確保可能である。
また、適切な冷延・焼鈍を行うことで、冷延鋼板においても方位差が１５°以上である粒界によって囲まれる領域を結晶粒と定義した場合、前記結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒を面積率で８０％以上含み、マルテンサイトまたは焼き戻しマルテンサイトまたは残留オーステナイトで構成される硬質相の面積率の和が２％以上であり、前記方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒内の固溶炭素量が２０〜２００ｐｐｍである組織を製造することは可能である。
また、適切な冷延・焼鈍を行うことで、冷延鋼板においても方位差が１５°以上である粒界によって囲まれる領域を結晶粒と定義した場合、前記結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒を面積率で８０％以上含み、マルテンサイトまたは焼き戻しマルテンサイトまたは残留オーステナイトで構成される硬質相の面積率の和が２％以上であり、前記方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒内の固溶炭素量が２０〜２００ｐｐｍである組織を製造することは可能である。
本発明の作用効果を確認するための試験結果について説明する。
表１に試験に供した鋼の成分を示す。
表２に試験に供した試験片の鋼種類とその製造条件を示す。
なお、仕上圧延は、７段式の連続圧延を行なった。
表３に、各試験片の評価結果を示す。
機械的性質のうち引張強度特性（引張強さ、全伸び、降伏比）は、板幅をＷとした時に、板の片端から板幅方向に１／４Ｗもしくは３／４Ｗのいずれかの位置において、圧延方向に直行する方向（幅方向）を長手方向として採取したＪＩＳ Ｚ ２２４１ ２０１１の５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１ ２０１１に準拠して評価した。降伏比に用いる降伏応力は下降伏応力を用いた。穴広げ率は、引張試験片採取位置と同様の位置から試験片を採取し、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６記載の試験方法に準拠して評価した。また、本発明における成形性に優れた高強度鋼板とは、（ＴＳ）≧５４０ＭＰａ、（ＴＳ）×（Ｅｌ）≧１００００ＭＰａ％で、（λ）≧５０％を満たし、望ましくは（ＹＲ）≦０．８０を満たす鋼板である。ただし（ＴＳ）は引張強さ、（Ｅｌ）は全伸び、（λ）は穴広げ率、（ＹＲ）は降伏比である。
表１に試験に供した鋼の成分を示す。
表２に試験に供した試験片の鋼種類とその製造条件を示す。
なお、仕上圧延は、７段式の連続圧延を行なった。
表３に、各試験片の評価結果を示す。
機械的性質のうち引張強度特性（引張強さ、全伸び、降伏比）は、板幅をＷとした時に、板の片端から板幅方向に１／４Ｗもしくは３／４Ｗのいずれかの位置において、圧延方向に直行する方向（幅方向）を長手方向として採取したＪＩＳ Ｚ ２２４１ ２０１１の５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１ ２０１１に準拠して評価した。降伏比に用いる降伏応力は下降伏応力を用いた。穴広げ率は、引張試験片採取位置と同様の位置から試験片を採取し、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ Ｔ １００１−１９９６記載の試験方法に準拠して評価した。また、本発明における成形性に優れた高強度鋼板とは、（ＴＳ）≧５４０ＭＰａ、（ＴＳ）×（Ｅｌ）≧１００００ＭＰａ％で、（λ）≧５０％を満たし、望ましくは（ＹＲ）≦０．８０を満たす鋼板である。ただし（ＴＳ）は引張強さ、（Ｅｌ）は全伸び、（λ）は穴広げ率、（ＹＲ）は降伏比である。
本発明において、下限界応力拡大係数範囲を評価するため、引張試験片採取位置と同様の位置から圧延方向に直行する方向がき裂進展方向になるように、ＡＳＴＭ Ｅ６４７−０８ Ａ１．に示すＣｏｍｐａｃｔ ｓｐｅｃｉｍｅｎを採取し、ＡＳＴＭ Ｅ６４７−０８に準拠する方法でき裂伝播試験を行った。応力比を０．０１とし、漸減法により応力拡大係数範囲ΔＫを下げていった際の疲労き裂伝播速度の低下を測定し、き裂伝播速度が１．０×１０−１０（ｍ／ｃｙｃｌｅ）、すなわち１．０（Å（オングストローム）／ｃｙｃｌｅ）（＝１００ｐｍ／ｃｙｃｌｅ）となるΔＫをΔＫｔｈと定義した。このときの他の試験条件は下記のとおりである。
試験方法：電気油圧サーボ式±１０トン疲労試験機を使用し、亀裂長さの測定はコンピュータ制御によるコンプライアンス法による荷重漸減法Ｋ値減少法（亀裂の進展と共に荷重を自動的に減少させていく方法）によりΔＫｔｈを計測
試験環境：室温、大気中
制御方法：荷重制御
応力比：Ｒ＝０．０１
周波数：１０〜２０Ｈｚ
本発明における疲労特性に優れた鋼板とは、ΔＫｔｈ≧６．５（ＭＰa・ｍ１／２）となる鋼板のことである。
試験方法：電気油圧サーボ式±１０トン疲労試験機を使用し、亀裂長さの測定はコンピュータ制御によるコンプライアンス法による荷重漸減法Ｋ値減少法（亀裂の進展と共に荷重を自動的に減少させていく方法）によりΔＫｔｈを計測
試験環境：室温、大気中
制御方法：荷重制御
応力比：Ｒ＝０．０１
周波数：１０〜２０Ｈｚ
本発明における疲労特性に優れた鋼板とは、ΔＫｔｈ≧６．５（ＭＰa・ｍ１／２）となる鋼板のことである。
表３に示すように、本発明例に係る高強度鋼板は、優れた疲労特性および成形性を有していた。
一方、鋼番２９と３３は圧下率５％以上の最終圧延温度が（式ｄ）で表わされるＡｒ３℃未満かつ１０００℃未満であったため、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の面積分率が８０％未満となり、（ＴＳ）×（Ｅｌ）≧１００００ＭＰａ％を満たすことができなかった。
鋼番３０と３４は圧延後の冷却過程において、（式ｅ）で表わされるＡｅ１±３０℃の範囲での滞留時間が８秒未満であったため、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の面積分率が８０％未満となり、（ＴＳ）×（Ｅｌ）≧１００００ＭＰａ％を満たすことができなかった。
鋼番３１と３５はＡｅ１−３０℃から３００℃までの冷却速度が１００℃／ｓ未満であったため、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒内の固溶炭素量が２０ｐｐｍ未満となり、ΔＫｔｈ≧６．５（ＭＰa・ｍ１／２）を満たすことができなかった。
鋼番３２と３６は３００℃から３０℃までの冷却速度が３０℃／ｓ未満であったため、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒内の固溶炭素量が２０ｐｐｍ未満となり、ΔＫｔｈ≧６．５（ＭＰa・ｍ１／２）を満たすことができなかった。
鋼番３７は加熱温度が式（ｃ）で規定されるＴ１℃以下であったため、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒内の固溶炭素量が２０ｐｐｍ未満となり、ΔＫｔｈ≧６．５（ＭＰa・ｍ１／２）を満たすことができなかった。
鋼番３８は（式ａ）で表されるＴｉｅｆが負の値となり、Ｃの含有量が０．１５０％超であったため、マルテンサイトまたは焼き戻しマルテンサイトまたは残留オーステナイトで構成される硬質相の面積率が２０％超となり、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒の面積分率が８０％未満となった結果、（λ）≧５０％および（ＴＳ）×（Ｅｌ）≧１００００ＭＰａ％を満たすことができなかった。
鋼番３９はＣの含有量が０．０２％未満であったため、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒内の固溶炭素量が２０ｐｐｍ未満となり、硬質相の分率が２％未満となったため、ΔＫｔｈ≧６．５（ＭＰa・ｍ１／２）を満たすことができなかった。
鋼番４７は（式ａ）で表されるＴｉｅｆが正の値となり、（ [Ｃ]−１２／４８×Ｔｉｅｆ）が０．０２％未満であったため、結晶粒内の方位差の平均が０〜０．５°である結晶粒内の固溶炭素量が２０ｐｐｍ未満となり、硬質相の分率が２％未満となったため、ΔＫｔｈ≧６．５（ＭＰa・ｍ１／２）を満たすことができなかった。
鋼番４０はＳｉの含有量が２．００％超であったため、加工性が低下し、（ＴＳ）×（Ｅｌ）≧１００００ＭＰａ％を満たすことができなかった。
鋼番４１はＭｎの含有量が２．００％超であったため、加工性が低下し、（λ）≧５０％を満たすことができなかった。
鋼番４２はＰの含有量が０．１００％超であったため加工性が低下し、（ＴＳ）×（Ｅｌ）≧１００００ＭＰａ％を満たすことができなかった。
鋼番４３はＳの含有量が０．０３００％超であったため、圧延中に割れが発生し、熱延板を得ることができなかった。
鋼番４４はＡｌの含有量が２．０００％超であったため、圧延中に割れが発生し、熱延板を得ることができなかった。
鋼番４５はＮの含有量が０．０１０％超であったため、加工性が低下し、（λ）≧５０％を満たすことができなかった。
鋼番４６はＴｉの含有量が０．２００％超であったため、鋳造時にノズル閉塞が発生し、熱延板を得ることができなかった。
本発明は、機械構造用の鋼材として利用することができる。特に、自動車の足回り部品や車体の構造用部品に適用することができる。
Claims (7)
- 化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０２０〜０．２００％、
Ｓｉ：２．００％以下、
Ｍｎ：２．００％以下、
Ａｌ：２．０００％以下、
Ｎ ：０．０１００％以下、
Ｏ ：０．０１００％以下、
Ｔｉ：０．２００％以下、を含み
不純物であるＰとＳは、
Ｐ ：０．１００％以下、
Ｓ ：０．０３００％以下に制限し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物である鋼板であって、
下記（式ａ）から計算されるＴｉｅｆを用いて、
下記（式ｂ）により計算される有効炭素量Ｃｅｆｆが０．０２０以上０．１５０％以下であり、
隣接する結晶との方位差が１５°以上である粒界によって囲まれる領域を結晶粒と定義した場合、前記結晶粒内の方位差の平均が０°以上０．５°以下である結晶粒を面積率で８０％以上含み、
マルテンサイトまたは焼き戻しマルテンサイトまたは残留オーステナイトで構成される硬質相の面積率の和が２％以上２０％以下であり、
さらに、前記方位差の平均が０°以上０．５°以下である結晶粒内の固溶炭素量が２０ｐｐｍ以上２００ｐｐｍ以下であることを特徴とする疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板。
Ｔｉｅｆ＝［Ｔｉ］―４８／１４×［Ｎ］−４８／３２×［Ｓ］・・・（式ａ）
Ｃｅｆｆ＝［Ｃ］−１２／４８×Ｔｉｅｆ・・・（式ｂ）
但し、［Ｔｉ］、［Ｎ］、［Ｓ］、［Ｃ］は、それぞれＴｉ、Ｎ、Ｓ、Ｃの鋼板中の質量％を示し、含有していない場合は０％を代入するものとする。
また、Ｔｉｅｆ≦０のときは、（式ｂ）においてＴｉｅｆ＝０として計算する。
- ＴｉＣの密度が１．０×１０１６個／ｃｍ３以下であることを特徴とする請求項１に記載の疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板。
- さらに質量％で、
Ｎｂ：０．１００％以下、
Ｖ ：０．３００％以下、
Ｃｕ：１．２０％以下、
Ｎｉ：０．６０％以下、
Ｃｒ：２．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１または請求項２に記載の疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板。
- さらに質量％で、
Ｍｇ：０．０１００％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．１０００％以下、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板。
- さらに質量％で、
Ｂ：０．００２０％以下、
を含有することを特徴とする、請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板。
- さらに、Ｓｎ、Ｚｒ、Ｃｏ、Ｚｎ、およびＷの１種または２種以上を合計で１質量％以下含有することを特徴とする、請求項１〜請求項５のいずれか１項に記載の疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板。
- 請求項１〜請求項６のいずれか１項に記載の疲労特性と成形性に優れた鋼板の製造方法であって、請求項１〜請求項６のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼からなるインゴットを、下記（式ｃ）から計算される温度Ｔ１（℃）もしくは１１００℃のいずれか大きい方の温度以上、１３００℃以下の温度まで加熱する加熱ステップと、
加熱したインゴットを粗圧延し、その後多段の連続圧延による仕上圧延を施し熱延鋼板を得る熱間圧延ステップと、
得られた熱延鋼板を冷却する冷却ステップを有し、
前記多段の連続圧延による仕上圧延で、圧下率５％以上の段のうち最も後段側の段での圧延温度が、下記（式ｄ）で計算されるＡｒ３もしくは１０００℃のいずれか低い温度以上の温度であり、
前記冷却ステップにおいて、前記熱延鋼板を、下記（式ｅ）で計算されるＡｅ１に基づいて、
Ａｅ１−３０℃以上Ａｅ１＋３０℃以下の温度域に８秒以上滞留させ、
Ａｅ１−３０℃から３００℃までの冷却速度を１００℃／秒以上とし、
更に、３００℃から３０℃までの冷却速度を３０℃／秒以上にする
ことを特徴とする疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
Ｔ１（℃）＝７０００／｛２．７５−ｌｏｇ（［Ｔｉ］×［Ｃ］）｝−２７３・・・（式ｃ）
Ａｒ３（℃）＝８６８−３９６×［Ｃ］−６８．１×［Ｍｎ］＋２４．６×［Ｓｉ］−３６．１×［Ｎｉ］−２４．８×［Ｃｒ］−２０．７×［Ｃｕ］＋２５０×［Ａｌ］・・・（式ｄ）
Ａｅ１（℃）＝７２３−１０．７×［Ｍｎ］＋２９．１×［Ｓｉ］−１６．９×［Ｎｉ］＋１６．９×［Ｃｒ］＋７０×［Ａｌ］・・・（式ｅ）
ただし、式中の［元素名］は、当該元素の鋼板中の含有量（質量％）を示し、含有していない場合は０％を代入するものとする。
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