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WO2022070608A1 - 鋼板及び鋼板の製造方法 - Google Patents

鋼板及び鋼板の製造方法 Download PDF

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WO2022070608A1
WO2022070608A1 PCT/JP2021/029121 JP2021029121W WO2022070608A1 WO 2022070608 A1 WO2022070608 A1 WO 2022070608A1 JP 2021029121 W JP2021029121 W JP 2021029121W WO 2022070608 A1 WO2022070608 A1 WO 2022070608A1
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WO
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less
steel sheet
rolling
temperature
temperature range
Prior art date
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PCT/JP2021/029121
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English (en)
French (fr)
Inventor
充 吉田
強 山▲崎▼
Original Assignee
日本製鉄株式会社
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Priority to KR1020237005054A priority patent/KR20230038544A/ko
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Priority to JP2022553513A priority patent/JP7498407B2/ja
Priority to US18/020,596 priority patent/US20230295761A1/en
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    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate and a method for manufacturing a steel plate. More specifically, the present invention relates to a steel plate having excellent workability and a method for manufacturing a steel plate, which is suitable as a material used for applications such as automobiles, home appliances, mechanical structures, and buildings.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2020-164941 filed in Japan on September 30, 2020, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • Steel sheets used as materials for structural members of transportation machines such as automobiles and various industrial machines have various factors such as strength, workability such as elongation and hole expandability, low temperature toughness, and uniformity of their characteristics. Characteristics are required.
  • the members After being attached to an automobile as a part, it is necessary to have characteristics (impact resistance characteristics) that are not easily destroyed even if it receives an impact due to a collision or the like.
  • characteristics impact resistance characteristics
  • the members In particular, in cold regions where the operating temperature is low, the members tend to become brittle, so it is necessary to improve the low temperature toughness of the steel sheet in order to ensure the impact resistance of the parts. That is, the thin steel sheet used for the parts of the above members is required to have not only excellent workability but also low temperature toughness as a very important characteristic in order to secure impact resistance.
  • the low temperature toughness is a characteristic defined by vTrs (Charpy impact surface transition temperature) or the like.
  • a Dual Phase steel sheet (hereinafter referred to as DP steel) composed of a composite structure of a soft ferrite phase and a hard martensite phase is known.
  • DP steel Dual Phase steel sheet
  • voids are generated from the interface between the ferrite phase and the martensite phase, which have significantly different hardness, and cracks occur, so that the hole expanding property may be inferior.
  • Patent Document 1 the area ratio of bainitic ferrite is 90% or more, martensite is 5% or less, and bainite is 5% or less, so that the tension is excellent in shape freezing property, hole expanding property, and bendability.
  • High-strength hot-rolled steel sheets having a strength of 980 MPa or more have been proposed.
  • bainitic ferrite is mainly used, sufficient elongation may not be obtained.
  • bainite having an area ratio of 90% or more is the main phase, and the balance is one or more structures selected from martensite, austenite, and ferrite, and the content of cementite dispersed in the structure.
  • Patent Document 3 the ferrite fraction is 50 to 95%, the fraction of the hard second phase composed of martensite and retained austenite is 5 to 50%, and the interrelationship between the contents of carbide-forming elements and A hot-rolled steel plate having excellent fatigue characteristics has been proposed, in which the relationship between the carbide-forming element and the C content is within a predetermined range, and the average particle size of the precipitate and the fraction of the precipitate are defined.
  • Patent Document 3 since the strength is secured by strengthening the precipitation of fine carbides mainly of soft ferrite, sufficient low temperature toughness may not be obtained.
  • Patent Document 4 the total volume of one or both of the tempered martensite and the lower bainite is 90% or more, and the seizure hardening defines the average dislocation density in the tempered martensite and the lower bainite.
  • the number density of iron-based carbides in tempered martensite and lower bainite, and the effective crystal grain size and aspect ratio of tempered martensite and lower bainite are set within a predetermined range. It is disclosed that the low temperature toughness is improved.
  • Patent Document 4 does not consider the hole expandability required for press molding of suspension parts.
  • the present invention has been made in view of the above-mentioned problems, and provides a steel sheet having high strength and excellent elongation (particularly uniform elongation), hole expandability and low temperature toughness, and a method for producing the same. With the goal.
  • the present inventors control the texture and microstructure of the steel sheet to achieve high strength, uniform elongation, hole expandability and low temperature toughness. It was found that an excellent steel sheet can be manufactured.
  • the gist of the present invention is as follows. [1]
  • the steel sheet according to one aspect of the present invention has a mass% of C: 0.040 to 0.180%, Si: 0.005 to 2.00%, Mn: 1.00 to 3.00%, Ti: Over 0.200%, 0.400% or less, sol.
  • Al 0.001 to 1.000%, N: 0.0010 to 0.0100%, P: 0.100% or less, S: 0.0100% or less, Nb: 0 to 0.100%, V: 0 ⁇ 0.500%, Mo: 0 to 0.500%, Cu: 0 to 1.00%, Ni: 0 to 1.00%, Cr: 0 to 2.00%, B: 0 to 0.0030% , Ca: 0 to 0.0100%, Mg: 0 to 0.0100%, REM: 0 to 0.0100%, and Bi: 0 to 0.0200%, the balance of which is Fe and impurities.
  • GAM having a composition and representing the average of crystal orientation differences in one crystal grain obtained by EBSD analysis at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface is more than 0.5 ° and 1.7 ° or less.
  • the area fraction of GAM 0.5-1.7 which is a crystal grain of GAM, is 50% or more and 100% or less
  • the area fraction of GAM > 1.7 which is a crystal grain having a GAM of more than 1.7 °.
  • the area fraction of GAM ⁇ 0.5 which is a crystal grain having a GAM of 0.5 ° or less, is 0% or more and less than 50%
  • the area fraction of retained austenite is 0.
  • the total area fraction of the retained austenite, fresh martensite, cementite and pearlite is 0% or more and 10% or less
  • the average crystal grain size is 15.0 ⁇ m or less
  • the average dislocation density is 1.0 ⁇ 10 14 / m 2 or more and 4.0 ⁇ 10 15 / m 2 or less
  • the total pole density of ⁇ 211 ⁇ ⁇ 011> and ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> at the center of the plate thickness is 12. It is 0 or less and the tensile strength is 980 MPa or more.
  • the steel sheet according to the above [1] has a chemical composition of mass%, Nb: 0.001 to 0.100%, V: 0.005 to 0.500%, Mo: 0.001 to. 0.500%, Cu: 0.02 to 1.00%, Ni: 0.02 to 1.00%, Cr: 0.02 to 2.00%, B: 0.0001 to 0.0030%, Ca Selected from the group consisting of: 0.0002 to 0.0100%, Mg: 0.0002 to 0.0100%, REM: 0.0002 to 0.0100%, and Bi: 0.0001 to 0.0200%. It may contain one kind or two or more kinds.
  • the steel sheet according to the above [1] or [2] may have a plating layer formed on the surface thereof.
  • the plating layer may be a hot-dip galvanizing layer.
  • the plating layer may be an alloyed hot-dip galvanized layer.
  • the method for producing a steel plate according to another aspect of the present invention is the method for producing a steel plate according to [1], and is heating to heat a slab or a piece of steel having the chemical composition according to [1].
  • the heating temperature is 1280 ° C. or higher and the temperature is represented by the following formula (1).
  • SRT (° C) or higher
  • the total rolling reduction in the temperature range of FT + 50 ° C or higher and FT + 150 ° C or lower is set to 50% or higher, and the FT to The total rolling reduction in the temperature range of FT + 50 ° C. is 40 to 80%, the time required for rolling in the temperature range of FT to FT + 50 ° C.
  • the rolling time is over FT + 50 ° C. and FT + 150.
  • Rolling of 2 passes or more is performed in the temperature range of ° C. or lower and the temperature range of FT to FT + 50 ° C., and the average cooling rate in the temperature range of FT to FT + 100 ° C. is 6.0 ° C./sec or more 40.
  • Water cooling is started within 0.0 seconds, the average cooling rate in the temperature range of FT to 750 ° C is set to 30 ° C / sec or more, the temperature is allowed to stay in the temperature range of 750 to 620 ° C for 20 seconds or less, and then 620 ° C to 570. Cool to the cooling stop temperature so that the average cooling rate in the temperature range of the cooling stop temperature of ° C. or lower is 30 ° C./sec or more, wind up at 570 ° C. or lower in the winding step, and in the heat treatment step.
  • the maximum reached temperature Tmax is 550 ° C or higher and 720 ° C or lower, and the rolling-over parameter Ps is 14000 to 18000.
  • the water cooling is started within 0.3 seconds from the completion of the finish rolling, and the temperature is FT to FT-40 ° C. Cooling may be performed in which the average cooling rate in the region is 100 ° C./sec or more.
  • the "steel plate” of the present invention includes a "plated steel plate” having a plated layer formed on its surface. If the steel plate according to the present invention is used as a material for undercarriage parts of an automobile, it can be easily processed into a part shape and can withstand use in extremely cold regions, so that its industrial contribution is extremely remarkable. Is.
  • the steel sheet according to one aspect of the present invention (the steel sheet according to the present embodiment) and the method for manufacturing the steel sheet according to the present embodiment will be described in detail below.
  • the chemical composition of the steel sheet according to the present embodiment in the case of a plated steel sheet, the chemical composition of the base steel sheet excluding the plated layer
  • the present invention is not limited to the configuration disclosed in the present embodiment, and various modifications can be made without departing from the spirit of the present invention.
  • the numerical limit range described below with " ⁇ " in between the numerical values at both ends are included in the range as the lower limit value and the upper limit value. However, when “less than” or “greater than” is indicated, the value is not included in the numerical range.
  • % with respect to the chemical composition of steel is mass%.
  • C 0.040 to 0.180%
  • C is an element effective for the formation of a low temperature transformation phase such as martensite and bainite, which contributes to the improvement of strength. Further, C is also an element that enhances the strength of steel by combining with Ti or the like to form carbides. If the C content is less than 0.040%, it is difficult to obtain a tensile strength of 980 MPa or more. Therefore, the C content is 0.040% or more. The C content is preferably 0.060% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.180%, the weldability deteriorates. Therefore, the C content is set to 0.180% or less. The C content is preferably 0.170% or less, more preferably 0.160% or less, still more preferably 0.140% or less.
  • Si is an element having an action of increasing the strength of steel by strengthening solid solution and enhancing hardenability. Si is also an element having an action of suppressing the precipitation of cementite. If the Si content is less than 0.005%, it becomes difficult to exert the above action. Therefore, the Si content is 0.005% or more.
  • the Si content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.03% or more, still more preferably 0.05% or more, still more preferably 0.10% or more.
  • the Si content is set to 2.00% or less.
  • the Si content is preferably 1.50% or less, more preferably 1.30% or less.
  • Mn is an element having an action of increasing the strength of steel by strengthening solid solution and enhancing hardenability. If the Mn content is less than 1.00%, it becomes difficult to obtain the tensile strength of a steel sheet having a Mn content of 980 MPa or more. Therefore, the Mn content is set to 1.00% or more. The Mn content is preferably 1.20% or more. On the other hand, if the Mn content is excessive, the plastic anisotropy may increase and the hole expanding property may decrease.
  • the Mn content is set to 3.00% or less.
  • the Mn content is preferably 2.80% or less, more preferably 2.60% or less, still more preferably 2.40% or less.
  • Ti over 0.200%, 0.400% or less
  • Ti is an element that combines with C to form Ti-based carbides and contributes to the improvement of the tensile strength of the steel sheet. Further, Ti is also an element having an action of forming a Ti nitride that suppresses coarsening of austenite during slab heating and hot rolling to refine the metal structure. If the Ti content is 0.200% or less, it becomes difficult to obtain desired characteristics due to insufficient precipitation strengthening amount. Therefore, the Ti content is set to more than 0.200%.
  • the Ti content is preferably 0.210% or more, more preferably 0.215% or more, still more preferably 0.220% or more.
  • the Ti content is set to 0.400% or less.
  • the Ti content is preferably 0.350% or less, more preferably 0.300% or less.
  • the Ti-based carbide refers to a carbide having a NaCl-type crystal structure containing Ti. If the carbide contains Ti, it also contains other carbide-forming alloying elements such as Mo, Nb, V, Cr, and W in a small amount within the range of the chemical composition specified in the present embodiment. Is done. It also includes carbonitrides in which part of the carbon is replaced by nitrogen.
  • Al is an element having an action of purifying the steel by deoxidation at the steelmaking stage (suppressing the occurrence of defects such as blow holes in the steel) and promoting ferrite transformation. sol. If the Al content is less than 0.001%, it becomes difficult to exert the above action. Therefore, sol. The Al content is 0.001% or more. sol. The Al content is preferably 0.010% or more, more preferably 0.020% or more. On the other hand, sol. Even if the Al content exceeds 1.000%, the effect of the above action is saturated and the refining cost increases. Therefore, sol. The Al content is 1.000% or less. sol. The Al content is preferably 0.800% or less, more preferably 0.600% or less. sol. Al means acid-soluble Al.
  • N is an element having an action of forming a Ti nitride that suppresses the coarsening of austenite during slab heating and hot rolling to make the microstructure finer. If the N content is less than 0.0010%, it becomes difficult to exert the above action. Therefore, the N content is 0.0010% or more.
  • the N content is preferably 0.0015% or more, more preferably 0.0020% or more.
  • the N content is 0.0100% or less.
  • the N content is preferably 0.0060% or less, more preferably 0.0050% or less.
  • P is an element contained in steel as an impurity, and is an element that lowers the hole expanding property and low temperature toughness of the steel sheet. Therefore, the P content is set to 0.100% or less.
  • the P content is preferably 0.060% or less, more preferably 0.040% or less, still more preferably 0.020% or less.
  • P is mixed as an impurity from the raw material, it is not necessary to limit the lower limit thereof, and it is preferable that the content of P is lower in order to secure the hole expanding property and the low temperature toughness. However, if the P content is excessively reduced, the manufacturing cost increases. From the viewpoint of production cost, the P content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.005% or more.
  • S is an element contained as an impurity and is an element that reduces the workability of the steel sheet. Therefore, the S content is 0.0100% or less.
  • the S content is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0060% or less, still more preferably 0.0030% or less.
  • S is mixed as an impurity from the raw material, it is not necessary to limit the lower limit thereof, and from the viewpoint of ensuring processability, the content of S is preferably lower. However, if the S content is excessively reduced, the manufacturing cost increases. From the viewpoint of production cost, the S content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.0005% or more, still more preferably 0.0010% or more.
  • the balance of the chemical composition of the steel sheet according to this embodiment may be Fe and impurities.
  • the impurity means an impurity that is allowed within a range that does not adversely affect the steel sheet according to the present embodiment.
  • the steel sheet according to the present embodiment contains one or more of the following optional elements (Nb, V, Mo, Cu, Ni, Cr, B, Ca, Mg, REM, Bi) instead of a part of Fe. You may. That is, it may contain the above-mentioned elements and optional elements described later, and the balance may be Fe and impurities. Since the steel sheet according to the present embodiment can solve the problem without containing any element, the lower limit of the content of the arbitrary element is 0%.
  • Nb is an arbitrary element.
  • Nb is an element having the effect of suppressing coarsening of the crystal grain size of the steel sheet, refining the ferrite grain size, and increasing the strength of the steel sheet by strengthening the precipitation of NbC.
  • the Nb content is preferably 0.001% or more.
  • the Nb content is more preferably 0.005% or more.
  • the Nb content is 0.100% or less when it is contained.
  • the Nb content is preferably 0.070% or less, more preferably 0.050% or less.
  • V is an arbitrary element.
  • V is an element that dissolves in steel to increase the strength of the steel sheet, and also precipitates in the steel as carbides, nitrides, carbonitrides, etc., and has the effect of improving the strength of the steel sheet by precipitation strengthening.
  • the V content is preferably 0.005% or more.
  • the V content is more preferably 0.010% or more.
  • the V content is 0.500% or less when it is contained.
  • the V content is preferably 0.300% or less.
  • Mo is an arbitrary element. Mo is an element having the effect of improving the hardenability of steel and forming carbides and carbonitrides to increase the strength of the steel sheet. In order to surely obtain these effects, the Mo content is preferably 0.001% or more. The Mo content is more preferably 0.005% or more. On the other hand, if the Mo content exceeds 0.500%, the cracking sensitivity of the slab may increase. Therefore, the content of Mo is 0.500% or less when it is contained. The Mo content is preferably 0.300% or less.
  • Cu (Cu: 0 to 1.00%)
  • Cu is an arbitrary element.
  • Cu is an element having an effect of improving the toughness of steel and an effect of increasing the strength.
  • it is preferable that the Cu content is 0.02% or more.
  • the Cu content is more preferably 0.08% or more.
  • the Cu content is 1.00% or less when it is contained.
  • the Cu content is preferably 0.50% or less, more preferably 0.30% or less.
  • Ni is an arbitrary element.
  • Ni is an element having the effect of improving the toughness of steel and the effect of increasing the strength.
  • the Ni content is preferably 0.02% or more.
  • the Ni content is more preferably 0.10% or more.
  • the Ni content is 1.00% or less when it is contained.
  • the Ni content is preferably 0.50% or less, more preferably 0.30% or less.
  • Cr is an arbitrary element. Cr is an element having an effect of promoting the formation of fresh martensite and the like by enhancing the hardenability of steel. In order to surely obtain this effect, it is preferable that the Cr content is 0.02% or more. The Cr content is more preferably 0.05% or more. On the other hand, if the Cr content is excessive, the ferrite transformation in the cooling process after hot rolling is excessively delayed, and it may be difficult to obtain a desired amount of ferrite. Therefore, the Cr content is 2.00% or less when it is contained. The Cr content is preferably 1.50% or less, more preferably 1.00% or less, still more preferably 0.50% or less.
  • B is an arbitrary element.
  • B is an element having an action of increasing the grain boundary strength by segregating at the grain boundaries and improving the peeling resistance.
  • the B content is preferably 0.0001% or more.
  • the B content is more preferably 0.0002% or more.
  • the B content is 0.0030% or less when it is contained.
  • the B content is preferably 0.0025% or less, more preferably 0.0020% or less.
  • Ca is an arbitrary element.
  • Ca is an element having the effect of dispersing a large number of fine oxides in molten steel and making the metal structure of the steel sheet finer.
  • Ca is an element having an effect of improving the hole expanding property of the steel sheet by fixing S in the molten steel as spherical CaS and suppressing the formation of stretching inclusions such as MnS.
  • the Ca content is preferably 0.0002% or more.
  • the Ca content is more preferably 0.0005% or more.
  • the Ca content is 0.0100% or less when it is contained.
  • the Ca content is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0030% or less.
  • Mg is an optional element. Similar to Ca, Mg is an element having the effect of forming oxides and sulfides in molten steel, suppressing the formation of coarse MnS, dispersing a large number of fine oxides, and refining the structure of the steel sheet. Is. In order to surely obtain these effects, the Mg content is preferably 0.0002% or more. The Mg content is more preferably 0.0005% or more. On the other hand, when the Mg content exceeds 0.0100%, the oxide in the steel increases and the toughness of the steel sheet decreases. Therefore, the Mg content is 0.0100% or less when it is contained. The Mg content is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0030% or less.
  • REM 0 to 0.0100%
  • REM is an optional element. Similar to Ca, REM is an element that has the effect of forming oxides and sulfides in molten steel, suppressing the formation of coarse MnS, dispersing a large number of fine oxides, and refining the structure of the steel sheet. Is. When these effects are obtained, the REM content is preferably 0.0002% or more. The REM content is more preferably 0.0005% or more. On the other hand, if the REM content exceeds 0.0100%, the oxide in the steel may increase and the toughness of the steel sheet may decrease. Therefore, the REM content is 0.0100% or less when it is contained.
  • the REM content is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0030% or less.
  • REM rare earth
  • the REM content refers to the total content of these elements.
  • Bi is an arbitrary element.
  • Bi is an element having the effect of refining the solidified structure and improving the formability of the steel sheet.
  • the Bi content is preferably 0.0001% or more.
  • the Bi content is more preferably 0.0005% or more.
  • the Bi content is 0.0200% or less when it is contained.
  • the Bi content is preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0070% or less.
  • the chemical composition of the above-mentioned steel sheet may be measured by a general analysis method.
  • ICP-AES Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrum
  • C and S may be measured by using the combustion-infrared absorption method
  • N may be measured by using the inert gas melting-thermal conductivity method.
  • the average value of the average orientation difference in one crystal grain obtained by EBSD (Electron Back Scattering Diffraction) analysis, which is often used for crystal orientation analysis is GAM (GAM).
  • GAM Gate Angle Diffraction
  • the area division of crystal grains (GAM 0.5-1.7 °) having a GAM of more than 0.5 ° and 1.7 ° or less is 50% or more and 100% or less, and the GAM is more than 1.7 °.
  • the area fraction of the crystal grains (GAM > 1.7 ) is 0% or more and 20% or less, and the area fraction of the crystal grains (GAM ⁇ 0.5 ) with a GAM of 0.5 ° or less is 0% or more and 50. Less than%.
  • the area fraction of retained austenite is 0% or more and less than 4% in the metal structure at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface, and retained austenite, fresh martensite, and the like.
  • the total area fraction of cementite and pearlite is 0% or more and 10% or less, the average crystal grain size is 15.0 ⁇ m or less, and the average dislocation density is 1.0 ⁇ 10 14 / m 2 or more and 4.0 ⁇ 10 15 It is less than / m 2 . Further, in the steel plate according to the present embodiment, the total pole density of ⁇ 211 ⁇ ⁇ 011> and ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> at the center of the plate thickness is 12.0 or less.
  • the steel plate according to this embodiment has GAM 0.5-1.7 , GAM > 1.7 , GAM ⁇ 0.5 , and retained austenite at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel plate.
  • the area fraction, the total area fraction of "retained austenite, fresh martensite, cementite and pearlite", the average grain size, and the average dislocation density are controlled within a predetermined range.
  • this depth position is the midpoint between the surface of the steel plate and the center position of the plate thickness, other than the aggregate structure. This is because the steel structure at the position represents the steel structure of the steel sheet (indicating the average steel structure of the entire steel sheet).
  • the depth position of 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel plate is approximately ⁇ 100 ⁇ m in the plate thickness direction centering on the depth position of 1/4 of the plate thickness in the plate thickness direction from the surface of the steel plate. Means a range.
  • GAM ⁇ 0.5 is ferrite
  • GAM 0.5-1.7 and GAM > 1.7 are those having a bcc crystal structure other than the ferrite phase, that is, bainite and fresh martensite. , Tempered bainite, tempered martensite and pearlite, one or more.
  • GAM is the average value of the local crystal orientation difference in one crystal grain, and is considered to be correlated with the dislocation density and the amount of elastic strain in the crystal grain.
  • an increase in dislocation density and elastic strain in grains brings about an increase in strength but a decrease in workability.
  • the surface integral of GAM 0.5-1.7 is controlled to 50% or more.
  • the surface integral of GAM 0.5-1.7 is preferably 60% or more, more preferably 70% or more, and may be 100%.
  • GAM > 1.7 area fraction is 0% or more and 20% or less
  • Crystal grains with a GAM of more than 1.7 ° (GAM > 1.7 ) have high dislocation densities and elastic strains, and have high strength but poor ductility. Therefore, the surface integral of GAM > 1.7 is controlled to 20% or less.
  • the surface integral of GAM > 1.7 is preferably 10% or less, more preferably 5% or less, and may be 0%.
  • the total surface integral of retained austenite, fresh martensite, cementite and pearlite shall be 10% or less.
  • the total surface integral is preferably 8% or less, more preferably 5% or less. Since the steel sheet according to the present embodiment can solve the problem even when these metal structures are not contained, the total surface integral of these metal structures may be 0%.
  • the surface integral of retained austenite is less than 4%.
  • the surface integral of the retained austenite is preferably 3% or less, more preferably 2% or less, still more preferably less than 2%, still more preferably 1% or less. Since it is preferable that the surface integral of the retained austenite is small, the surface integral may be 0%.
  • the fresh martensite exists as MA (Martensite-Austentite Constituent).
  • the average crystal grain size is 15.0 ⁇ m or less.
  • the average crystal grain size is preferably 12.0 ⁇ m or less, more preferably 10.0 ⁇ m or less, and further preferably 7.0 ⁇ m or less.
  • the smaller the average crystal grain size, the more preferable, so the lower limit is not particularly limited.
  • the average crystal grain size may be 1.0 ⁇ m or more, or 4.0 ⁇ m or more.
  • the average crystal grain size is surrounded by grain boundaries having a crystal structure of bcc, that is, ferrite, baynite, fresh martensite, tempered baynite, tempered martensite, and pearlite with a crystal orientation difference of 15 ° or more. Moreover, it means the average value of the crystal grain size when the region having a diameter equivalent to a circle of 0.3 ⁇ m or more is defined as the crystal grain, and the crystal grain size of retained austenite and cementite is not included in the calculation of the average crystal grain size.
  • the average crystal grain size and the area fraction of each structure are observed at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel plate on the cross section of the steel plate parallel to the rolling direction and the plate thickness direction. Measure and obtain.
  • the average crystal grain size, GAM 0.5-1.7 , GAM > 1.7 , GAM ⁇ 0.5 and the area fraction of retained austenite consisted of a thermal electric field radiation scanning electron microscope and an EBSD detector. Obtained by scanning electron microscope (SEM) observation and EBSD analysis using an EBSD analyzer.
  • a region of 200 ⁇ m in the rolling direction and 100 ⁇ m in the plate thickness direction centered on a depth position of 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel plate is distinguished from fcc and bcc at 0.2 ⁇ m intervals.
  • fcc and bcc 0.2 ⁇ m intervals.
  • a region surrounded by a boundary and having a diameter equivalent to a circle of 0.3 ⁇ m or more is defined as a crystal grain, and the average crystal grain size of bcc is obtained by a method using the following formula.
  • D is the average crystal grain size
  • N is the number of crystal grains contained in the evaluation region of the average crystal grain size
  • the area and di indicate the circle-equivalent diameter of the i-th crystal grain.
  • the grain boundaries having a crystal orientation difference of 15 ° or more are mainly ferrite grain boundaries or low-temperature transformation phases, that is, block boundaries of bainite, fresh martensite, tempered bainite, and tempered martensite.
  • the grain size may be calculated even for ferrite grains having a crystal orientation difference of less than 15 °, and the block of the low temperature transformation phase is not calculated. Therefore, as the average crystal grain size in this embodiment, the value obtained by EBSD analysis as described above is adopted.
  • the surface integral of the retained austenite is obtained by calculating the surface integral of the metal structure determined to be fcc by EBSD analysis.
  • the area division of GAM 0.5-1.7 , GAM > 1.7 , and GAM ⁇ 0.5 is a region surrounded by a boundary with a crystal orientation difference of 5 ° or more and a circle-equivalent diameter of 0.3 ⁇ m or more.
  • the reason why the boundary with a crystal orientation difference of 5 ° or more is defined as a grain boundary is that different structures generated by a variant close to the same former austenite grain may not be distinguishable.
  • the area fractions of pearlite and cementite are obtained by observing the metallographic structure exposed by Nital corrosion by SEM observation.
  • the total area fraction of fresh martensite and retained austenite was obtained by observing MA (Martensite-Austentite Constant) that appeared due to repera corrosion with an optical microscope, and this total area fraction was obtained. It is obtained by subtracting the area fraction of the retained austenite obtained by the above method from.
  • the surface integrals of pearlite, cementite and MA may be obtained by image analysis or by a point calculation method.
  • pearlite and cementite are observed at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel plate at a magnification of 1000 times for 3 or more fields of view (100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m / field of view), and are obtained by a point calculation method with a grid spacing of 5 ⁇ m. good.
  • the total area fraction of MA was observed at a magnification of 500 times in a region at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel plate for two or more fields of view (200 ⁇ m ⁇ 200 ⁇ m / field of view), and the grid spacing was 5 ⁇ m. It may be calculated by the point calculation method.
  • the average dislocation density in the steel sheet structure at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface is 4.0 ⁇ 10 15 / m 2 or less. This is to obtain the desired uniform elongation.
  • the average dislocation density is preferably 3.5 ⁇ 10 15 / m 2 or less, more preferably 3.0 ⁇ 10 15 / m 2 or less.
  • the average dislocation density is 1.0 ⁇ 10 14 / m 2 or more. It is preferably 1.5 ⁇ 10 14 / m 2 or more, and more preferably 2.0 ⁇ 10 14 / m 2 or more.
  • the half-value width of the diffraction peaks of (110), (211) and (220) at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel sheet is obtained by using the X-ray diffraction method.
  • the steel plate according to the present embodiment defines the total of the extreme densities of ⁇ 211 ⁇ ⁇ 011> and ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> at the center of the thickness of the steel plate.
  • the central portion of the plate thickness is in the range of about 200 ⁇ m in the front direction and the back direction of the steel plate from the center position in the plate thickness direction of the steel plate (the depth position of 1/2 of the plate thickness from the surface of the steel plate). Means.
  • the reason for defining the texture in the center of the plate thickness is that the texture in the center of the plate thickness and the mechanical properties are well correlated.
  • Friction between the roll and the steel sheet during rolling causes shear deformation in the opposite direction on the front and back of the steel sheet, and planar strain deformation occurs at the center of the sheet thickness.
  • the texture of the steel sheet changes in the plate thickness direction with this deformation, and the direction of shear deformation is opposite on the front and back of the steel plate, so that the texture also develops symmetrical directions on the front and back. Therefore, as a result of canceling out the influence of the texture on the mechanical properties on the front and back, the texture at the center of the plate thickness and the mechanical properties correspond well.
  • Total of extreme densities of ⁇ 211 ⁇ ⁇ 011> and ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> in the center of the plate thickness 12.0 or less
  • the total of the extreme densities of ⁇ 211 ⁇ ⁇ 011> and ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> is set to 12.0 or less.
  • the total of the extreme densities of ⁇ 211 ⁇ ⁇ 011> and ⁇ 332 ⁇ ⁇ 113> is preferably 10.0 or less, more preferably 7.0 or less, still more preferably 6.0 or less, still more preferably 5.0 or less. Is.
  • the extreme density can be obtained from the crystal orientation information by the EBSD method, and is synonymous with the X-ray random intensity ratio.
  • ⁇ Hkl ⁇ represents a crystal plane parallel to the rolling plane
  • ⁇ uvw> represents a crystal plane parallel to the rolling direction. That is, ⁇ hkl ⁇ ⁇ uvw> indicates a crystal in which ⁇ hkl ⁇ is oriented in the plate normal direction and ⁇ uvw> is oriented in the rolling direction.
  • the extreme density of each crystal orientation at the center of the plate thickness is determined by EBSD analysis using a device combining a scanning electron microscope and an EBSD analyzer and OIM Analysis (registered trademark) manufactured by AMETEK.
  • Fcc and bcc are distinguished in the center of the plate thickness (range of 200 ⁇ m from the plate thickness center position (the depth position of 1/2 of the plate thickness from the surface of the steel plate) to the front and back directions of the steel plate, respectively).
  • the orientation information of 1000 or more bcc crystal grains is measured, and it is obtained by ODF analysis using a series expansion method (harmonic series expansion).
  • the steel sheet according to the present embodiment has high strength and excellent low temperature toughness, elongation and hole expanding property by controlling the chemical composition, metal structure and texture.
  • the tensile strength (TS) of the steel sheet according to this embodiment is set to 980 MPa or more.
  • the tensile strength is preferably 1100 MPa or more, more preferably 1180 MPa or more.
  • the upper limit is not specified, but as the strength increases, press molding becomes more difficult. Therefore, the tensile strength may be 1800 MPa or less, 1600 MPa or less, or 1400 MPa or less.
  • the steel sheet according to this embodiment may have a plating layer on the surface (one or both). Having a plating layer improves corrosion resistance.
  • the type of plating is not particularly limited, but it is generally zinc-based plating including zinc plating and zinc alloy plating.
  • Examples of the plated steel sheet include an electric galvanized steel sheet, an electric zinc-nickel alloy plated steel sheet, a hot dip galvanized steel sheet, an alloyed hot dip galvanized steel sheet, and a hot dip galvanized steel sheet.
  • the amount of plating adhesion may be a general amount.
  • the steel sheet according to the present embodiment preferably has TS ⁇ uEl, which is an index of the balance between tensile strength (TS) and uniform elongation (uEl), of 6000 MPa ⁇ % or more, and preferably 7,000 MPa ⁇ % or more. More preferably, it is more preferably 8000 MPa ⁇ % or more.
  • TS tensile strength
  • uEl uniform elongation
  • the elongation of the steel sheet is evaluated by the so-called uniform elongation (uEl), which is the plastic elongation at the maximum test force specified in JIS Z 2241: 2011, using the No. 5 test piece of JIS Z 2241: 2011.
  • TS ⁇ ⁇ which is an index of the balance between tensile strength and hole expandability, is preferably 40,000 MPa ⁇ % or more, and more preferably 50,000 MPa ⁇ % or more.
  • the hole expandability of the steel sheet is evaluated by the hole expansion rate ( ⁇ ) specified in JIS Z 2256: 2010.
  • the steel sheet according to the present embodiment preferably has a fracture surface transition temperature (vTrs) of ⁇ 40 ° C. or lower in the Charpy impact test as an index of low temperature toughness.
  • the Charpy impact test is performed according to JIS Z 2242: 2005.
  • the method for manufacturing the steel sheet according to the present embodiment is not particularly limited, but can be obtained by a manufacturing method including the following steps.
  • preferable conditions will be described for each step.
  • Heating temperature 1280 ° C or higher and SRT (° C) or higher
  • the heating temperature of the slab or steel piece to be subjected to hot rolling shall be 1280 ° C or higher and the temperature SRT (° C) or higher represented by the following formula (1). If the heating temperature is less than 1280 ° C or less than SRT (° C), the solution of Ti carbonitride becomes insufficient, and the tensile strength and uniform elongation of the steel sheet decrease. Therefore, the temperature of the slab or the steel piece to be subjected to hot rolling is heated so as to be 1280 ° C. or higher and SRT (° C.) or higher.
  • the temperature of the slab or the piece of steel is 1280 ° C.
  • the heating temperature is preferably more than 1300 ° C, more preferably 1305 ° C or higher.
  • the heating temperature is preferably 1400 ° C. or lower.
  • SRT (° C.) 1630 + 90 ⁇ ln ([C] ⁇ [Ti]) ... (1)
  • the [element symbol] in the above formula (1) indicates the content of each element in mass%.
  • the slab or steel piece to be heated may be obtained by continuous casting or casting / slab rolling, but may be hot-worked or cold-worked.
  • a slab or a steel piece having the above-mentioned chemical composition is subjected to multi-pass hot rolling using a plurality of rolling stands to produce a hot-rolled steel sheet.
  • Multi-pass hot rolling can be performed using a levers mill or a tandem mill, but from the viewpoint of industrial productivity, it is preferable to use a tandem mill for at least the final several stages.
  • the total rolling reduction rate, the time required for rolling, the number of passes, and the cooling conditions in each temperature range based on the finishing temperature FT and the finishing temperature FT are used. Will be described later.
  • the recrystallized austenite grains in the steel sheet are increased by increasing the total reduction rate of hot rolling in the temperature range of FT + 50 ° C. or higher and FT + 150 ° C. or lower, with the finishing temperature as FT in the unit ° C. Aim to miniaturize.
  • the total reduction rate in the temperature range of FT + 50 ° C. or higher and FT + 150 ° C. or lower is 50% or more.
  • the total reduction rate in the above temperature range is less than 50%, austenite will not be sufficiently refined. In this case, the metal structure after the transformation becomes coarse, and the recrystallization between the rolling passes during the subsequent rolling in the temperature range of FT to FT + 50 ° C. is delayed, so that the texture after the transformation develops.
  • Total reduction rate in the temperature range of FT to FT + 50 ° C: 40 to 80% (Time required for rolling in the temperature range of FT to FT + 50 ° C: 0.5 to 10.0 seconds)
  • the total reduction rate in the temperature range of FT to FT + 50 ° C. and the time required for rolling (rolling time) are appropriately controlled to meet the cooling conditions after hot rolling described later. Together, it is possible to obtain a steel sheet with excellent workability and toughness.
  • the total reduction rate in the temperature range of FT to FT + 50 ° C. is 40% or more.
  • the total reduction rate in the temperature range of FT to FT + 50 ° C. is 80% or less.
  • the time required for rolling in the above temperature range is set to 0.5 seconds or more. It is preferably 1.0 second or longer, and more preferably 2.0 seconds or longer.
  • the time required for rolling in the above temperature range is set to 10.0 seconds or less. It is preferably 8.0 seconds or less, more preferably 6.0 seconds or less, and even more preferably 5.0 seconds or less.
  • Rolling of 2 passes or more is performed in the temperature range of more than FT + 50 ° C., FT + 150 ° C. or lower, and the temperature range of FT to FT + 50 ° C.
  • the total reduction rate in each temperature range in the hot rolling process is the total reduction amount in this temperature range (in rolling in this temperature range) based on the inlet plate thickness before the first pass in a predetermined temperature range. Percentage of the difference between the inlet plate thickness before the first pass and the exit plate thickness after the final pass in rolling in this temperature range).
  • the average cooling rate in the temperature range of FT to FT + 100 ° C. is 6.0 ° C./sec or more and 40.0 ° C./sec or less.
  • the average cooling rate in this temperature range is preferably 9.0 ° C./sec or more and 30.0 ° C./sec or less, and more preferably 12.0 ° C./sec or more and 20.0 ° C./sec or less.
  • the average cooling rate in the above temperature range is controlled by controlling the processing heat generation and the contact heat removal between the steel sheet and the roll by controlling the rolling speed and rolling rate. Further, if necessary, it is controlled by performing water cooling or induction heating.
  • the average cooling rate in the above temperature range is obtained by measuring the surface temperature of the steel sheet with a radiation thermometer or the like, or by simulation when the measurement is difficult.
  • the austenite phase is processed and recrystallized repeatedly during finish rolling to miniaturize the metal structure and suppress the development of the texture. Therefore, the finishing temperature FT is Ar 3 (° C.) or higher determined by the above formula (2) and TR (° C.) or higher determined by the above formula (3).
  • the finishing temperature FT refers to the surface temperature of the steel sheet immediately after the final rolling.
  • the FT is less than Ar 3 (° C.)
  • ferrite transformation proceeds during finish rolling, and coarse Ti-based carbides are precipitated along with the ferrite transformation, resulting in a decrease in the strength of the steel sheet.
  • the FT is less than TR (° C.)
  • the austenite after hot rolling and before cooling becomes remarkably flat.
  • the structure is elongated in the rolling direction and the plastic anisotropy is increased, so that the hole expandability of the steel sheet is lowered.
  • the FT to TR (° C.) or higher, recrystallization of processed austenite between rolling passes can be appropriately promoted, and recrystallized austenite grains can be made finer. After hot rolling, the heat described later can be achieved.
  • a steel sheet having a steel structure and an texture suitable for low temperature toughness and hole expandability can be obtained.
  • the FT exceeds 1100 ° C., the structure becomes coarse and the low temperature toughness of the steel sheet decreases. Therefore, the FT is set to 1100 ° C. or lower.
  • the FT is preferably 1080 ° C. or lower, more preferably 1060 ° C. or lower.
  • the temperature during finish rolling refers to the surface temperature of the steel material and can be measured by a radiation thermometer or the like.
  • time from the completion of finish rolling to the start of water cooling is started within 3.0 seconds in order to make the metal structure finer by utilizing the strain accumulated by rolling.
  • This water cooling may be performed in a plurality of stages. If the time from the completion of finish rolling to the start of water cooling (the time from the completion of finish rolling to the start of water cooling) exceeds 3.0 seconds, the strain in austenite will recover and it will be difficult to obtain the desired structure.
  • the time from the completion of finish rolling to the start of water cooling is preferably within 2.0 seconds, more preferably within 1.0 second, and even more preferably within 0.5 seconds.
  • the time from the completion of finish rolling to the start of water cooling is preferably 0.05 seconds or longer or 0.1 seconds or longer in order to recrystallize austenite after completion of finish rolling.
  • Average cooling rate in the temperature range of FT to 750 ° C: 30 ° C / sec or more Controlling the average cooling rate from the temperature at which the finish rolling is completed (finishing temperature: FT (° C.)) to 750 ° C. is important for obtaining the desired metallographic structure.
  • the average cooling rate is calculated from the temperature change of FT to 750 ° C. and the time required for this temperature change, and this time includes the time from the completion of finish rolling to the start of water cooling. If the average cooling rate in the above temperature range is less than 30 ° C./sec, it becomes difficult to form fine structures, and coarse Ti-based carbides are deposited at the same time as ferrite transformation in the cooling process, and the strength of the steel sheet is lowered.
  • the average cooling rate in the above temperature range is set to 30 ° C./sec or more.
  • the average cooling rate is preferably 40 ° C./sec or higher, more preferably 50 ° C./sec or higher.
  • the upper limit is not particularly limited, but from the viewpoint of suppressing plate warpage due to thermal strain, the average cooling rate is preferably 300 ° C./sec or less, more preferably 200 ° C./sec or less, and 150 ° C. It is more preferably less than / sec, and even more preferably 110 ° C / sec or less.
  • the metal structure By rapidly cooling the high temperature range after finishing rolling in the temperature range of FT to 750 ° C., the metal structure can be further miniaturized, so that the low temperature toughness of the steel sheet is further improved.
  • water cooling is started within 0.3 seconds from the completion of finish rolling, and the average cooling to FT to FT-40 ° C is performed.
  • the speed is preferably 100 ° C./sec or higher. In this case, it does not prevent the water cooling from being performed in a step for quenching in the temperature range of FT to FT-40 ° C. and a plurality of cooling steps for subsequent cooling.
  • the average cooling rate of FT to FT-40 ° C is less than 100 ° C / sec, the above effect becomes difficult to obtain.
  • the average cooling rate from FT to FT-40 ° C. is preferably 120 ° C./sec or higher, more preferably 150 ° C./sec or higher.
  • the upper limit of the average cooling rate in this temperature range is not particularly limited, but from the viewpoint of suppressing temperature variation in the steel sheet, the average cooling rate is preferably 1000 ° C./sec or less.
  • the above-mentioned rapid cooling in the high temperature region (cooling at FT to FT-40 ° C.) after the completion of finish rolling is not limited to after the final stand of finish rolling, but may be performed between rolling stands. That is, it may not be rolled on the stand after rapid cooling, or it may be rolled with a rolling reduction of 8% or less for the purpose of shape correction, cooling control, and the like. In this case, rolling after quenching is not included in the finish rolling process.
  • ferrite which is a structure having a GAM of 0.5 ° or less
  • the hot-rolled steel sheet after finish rolling may have a desired area fraction of GAM ⁇ 0.5 by adjusting the residence time in the temperature range of 750 to 620 ° C. where ferrite transformation becomes active. .. If the residence time in the above temperature range exceeds 20 seconds, ferrite is excessively precipitated, or pearlite or cementite is excessively precipitated, and the strength is lowered. Therefore, the staying time in the above temperature range is set to 20 seconds or less.
  • the staying time is preferably 17 seconds or less, more preferably 14 seconds or less, still more preferably 10 seconds or less.
  • the lower limit may be 1 second.
  • the residence time of 750 to 620 ° C. indicates the time from when the temperature of the steel sheet after finish rolling reaches 750 ° C. to when the temperature drops to reach 620 ° C., and in this time and range.
  • the steel sheet does not necessarily have to be cooled at all times.
  • the average cooling rate in the above temperature range is preferably 40 ° C./sec or higher, more preferably 50 ° C./sec or higher.
  • the upper limit of the average cooling rate in the above temperature range is not particularly limited, but from the viewpoint of suppressing plate warpage due to thermal strain, it is preferably 300 ° C./sec or less, more preferably 200 ° C./sec or less, still more preferably 150 ° C./sec or less. , 110 ° C./sec or less is more preferable.
  • the winding temperature is set to 570 ° C. or lower.
  • the winding temperature is preferably 560 ° C. or lower, more preferably 550 ° C. or lower. From the viewpoint of suppressing the precipitation of Ti-based carbides after winding, the winding temperature may be 570 ° C. or lower, and the lower limit is not limited.
  • the take-up temperature and the cooling stop temperature are often almost the same temperature.
  • Tmax exceeds 720 ° C.
  • Ti-based carbides become coarse and it becomes difficult to obtain strength.
  • the formation of pearlite and coarse cementite deteriorates the hole expandability and toughness of the steel sheet. Therefore, Tmax is set to 720 ° C. or lower.
  • Tmax is preferably 700 ° C. or lower.
  • T is the heat treatment temperature (° C.)
  • t is the heat treatment time (hour).
  • the integrated tempering parameter is measured by a method considering the heat treatment step as described in Non-Patent Document 1.
  • the integrated tempering parameter calculated based on the method described in Non-Patent Document 1 is defined as the tempering parameter Ps.
  • the tempering parameter Ps is specifically obtained by the following method.
  • the time from the start of heating to the end of heating is divided by a minute time ⁇ t of the total number N.
  • the average temperature in the (n-1) th section is T n-1 (° C.)
  • the average temperature in the nth section is T n (° C.).
  • the log indicates the common logarithm with a base of 10.
  • P (1) (T 1 +273) ⁇ (20 + log ( ⁇ t))
  • the time t 2 is the time required (equivalent) for obtaining P equivalent to the integrated value of P calculated based on the heating in the section before the second section (that is, the first section) at the temperature T 2 .
  • the heating time in the second section is the time obtained by adding the actual heating time ⁇ t to the time t 2 . Therefore, the integrated value P (2) of P at the time when the heating of the second section is completed can be obtained by the following formula.
  • P (2) (T 2 +273) ⁇ (20 + log (t 2 + ⁇ t))
  • the time t n is an equivalent time for obtaining P equivalent to the integrated value of P at the time when the heating in the (n-1) th section is completed at the temperature T n .
  • the Nth tempering parameter P (N) obtained by the above method is the integrated value of P at the time when the heating of the Nth section is completed, and this is Ps.
  • a plated steel sheet may be obtained by plating the steel sheet in the above heat treatment step. Even when plating is performed after the heat treatment, there is no problem as long as the heat treatment step and the plating process are regarded as continuous steps and the plating is performed within the range of the above heat treatment conditions.
  • the plating may be either electroplating or hot-dip plating.
  • the type of plating is not particularly limited, but it is generally zinc-based plating including zinc plating and zinc alloy plating.
  • Examples of the plated steel sheet include an electric galvanized steel sheet, an electric zinc-nickel alloy plated steel sheet, a hot dip galvanized steel sheet, an alloyed hot dip galvanized steel sheet, and a hot dip galvanized steel sheet.
  • the amount of plating adhesion may be a general amount. Before plating, Ni or the like may be applied to the surface as pre-plating. When producing the steel sheet according to the present embodiment, known temper rolling may be appropriately performed for the purpose of shape correction.
  • the plate thickness of the steel plate according to the present embodiment is not particularly limited, but if the plate thickness is too thick, the structure generated between the surface layer of the steel plate and the inside is significantly different, so 6.0 mm or less is preferable. On the other hand, if the plate thickness is too thin, it becomes difficult to pass the plate during hot spreading, so 1.0 mm or more is generally preferable. More preferably, it is 1.2 mm or more.
  • the conditions in the examples are one condition example adopted for confirming the feasibility and effect of the present invention.
  • the present invention is not limited to this one-condition example.
  • the present invention may adopt various conditions as long as the gist of the present invention is not deviated and the object of the present invention is achieved.
  • the steel having the chemical composition shown in Table 1 was melted and cast, and then hot forged to obtain a steel piece having a thickness of 40 mm.
  • the obtained steel pieces are heated and used in a small test tandem mill with multiple rolling stands for 2 to 4 passes in any of the temperature range of FT + 50 ° C or higher, FT + 150 ° C or lower, and FT to FT + 50 ° C.
  • Hot rolling which is performed a plurality of times, was performed to obtain a hot-rolled steel sheet having a plate thickness of 2.5 to 3.5 mm.
  • This hot-rolled steel sheet was water-cooled, wound up, and then heat-treated to obtain a steel sheet (hot-rolled steel sheet).
  • Tables 2-1 to 2-2 show each manufacturing condition. In the heat treatment, the time interval for calculating the tempering parameter Ps was set to 1 second. In addition, some steel plates were plated.
  • the areas of GAM 0.5-1.7 , GAM > 1.7 , and GAM ⁇ 0.5 of the metallographic structure at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel sheet by the above method Fraction, area fraction of retained austenite (residual ⁇ ), total area fraction of retained austenite, fresh martensite, cementite and pearlite, average grain size and dislocation density, and crystal orientation at the center of the plate thickness. The extreme density was calculated. In the measurement of the extreme density of the crystal orientation at the center of the plate thickness, the crystal orientation information of about 3000 bcc was measured.
  • the tensile strength TS (MPa) and the uniform elongation uEl (%) were evaluated in accordance with JIS Z 2241: 2011 with the No. 5 test piece.
  • the drilling property was evaluated by the drilling ratio ⁇ (%) measured according to JIS Z 2256: 2010.
  • the low temperature toughness is evaluated by the fracture surface transition temperature vTrs (° C.), and a Charpy impact test is performed using a V-notch test piece obtained by processing a steel plate into a 2.5 mm subsize test piece in accordance with JIS Z 2242: 2005. Evaluated.
  • Tables 3-1 to 3-2 show the test results of metallographic structure, texture and mechanical properties.
  • GI indicates a hot-dip galvanized layer
  • GA indicates an alloyed hot-dip galvanized layer.
  • 8.3E + 14 indicates that it is 8.3 ⁇ 10 14 .
  • the steel plate No. which is an example of the invention. It can be seen that 1 to 3, 11, 13, 14, 16, 23 to 32, 34, and 36 have high strength and are excellent in low temperature toughness, uniform elongation, and hole expandability. On the other hand, the steel plate No. which is a comparative example. It can be seen that any one or more of 4 to 10, 12, 15, 17 to 22, 33, and 35 are inferior in characteristics.
  • the steel plate according to the present invention is used as a material for parts such as an inner plate member, a structural member, and a suspension member of an automobile, it can be easily processed into a part shape and can withstand use in extremely cold regions. Therefore, the industrial contribution is extremely remarkable.

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Abstract

この鋼板は、所定の化学組成を有し、表面から板厚の１／４の深さ位置で、ＧＡＭ０．５－１．７の面積分率が５０％以上１００％以下であり、ＧＡＭ＞１．７の面積分率が０％以上２０％以下であり、ＧＡＭ≦０．５の面積分率が０％以上５０％未満であり、残留オーステナイトの面積分率が０％以上４％未満であり、前記残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、セメンタイトおよびパーライトの合計面積分率が０％以上１０％以下であり、平均結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、平均転位密度が１.０×１０１４／ｍ２以上４.０×１０１５／ｍ２以下であり、板厚中心部の、｛２１１｝＜０１１＞および｛３３２｝＜１１３＞の極密度の合計が１２．０以下であり、引張強度が９８０ＭＰａ以上である。

Description

鋼板及び鋼板の製造方法
　本発明は、鋼板及び鋼板の製造方法に関する。
　より詳しくは、本発明は、自動車用、家電用、機械構造用、建築用などの用途に用いられる素材として好適な、加工性に優れた鋼板及び鋼板の製造方法に関する。
　本願は、２０２０年０９月３０日に、日本に出願された特願２０２０－１６４９４１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　自動車をはじめとする輸送用機械や各種産業機械の構造部材等の素材として供される鋼板には、強度、伸びや穴広げ性などの加工性、低温靭性、またそれら特性の均一性、など多様な特性が要求される。
　例えば自動車の足廻り部品に適用される鋼板では、張出し加工や穴広げ加工が複合した成形が多用されるので、優れた延性、特に張り出し加工性に必要な一様伸び、及び、穴拡げ性が求められる。これらの材料特性と高強度とを高次元でバランス良く備えることが、上記のような部材に対して用いられる鋼板に求められる。
　また、部品として自動車に取り付けられた後には、衝突等による衝撃を受けても破壊されにくい特性（耐衝撃特性）を有する必要がある。特に、使用温度が低い寒冷地では、部材が脆化しやすくなるので、部品の耐衝撃性確保のためには、鋼板の低温靭性を向上させる必要性がある。すなわち、上記部材の部品に用いられる薄鋼板には、優れた加工性だけでなく、耐衝撃特性の確保のため、低温靭性が非常に重要な特性として求められる。低温靭性とは、ｖＴｒｓ（シャルピー破面遷移温度）等で規定される特性である。
　優れた延性を得られる鋼板として、軟質なフェライト相と硬質なマルテンサイト相との複合組織で構成されるＤｕａｌ　Ｐｈａｓｅ鋼板（以下ＤＰ鋼）が知られている。しかしながら、ＤＰ鋼は延性に優れる一方で、著しく硬度の異なるフェライト相とマルテンサイト相との界面からボイドが発生して割れが生じるので、穴広げ性に劣る場合があった。
　特許文献１では、面積率で、ベイニティックフェライトを９０％以上、マルテンサイトを５％以下、ベイナイトを５％以下とすることで、形状凍結性、穴広げ性、曲げ性に優れた、引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板が提案されている。しかしながら、特許文献１に記載の発明では、ベイニティックフェライトを主体としているので、十分な伸びが得られない場合がある。
　特許文献２では、面積率で９０％以上のベイナイトを主相とし、残部をマルテンサイト、オーステナイト、フェライトから選ばれた１種または２種以上の組織とし、かつ組織中に分散するセメンタイトの含有量と平均粒径とを制御することで穴広げ性を改善した、引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板が提案されている。しかしながら、特許文献２に記載の発明では、遷移沸騰領域である３３０～４７０℃で巻き取りを行っているので、板面内の温度ばらつきに起因した特性ばらつきが生じる場合がある。
　特許文献３では、フェライト分率が５０～９５％であり、マルテンサイトと残留オーステナイトとからなる硬質第二相の分率が５～５０％であり、炭化物形成元素の含有量の相互関係や、炭化物形成元素とＣ含有量との関係を所定の範囲とした上で、析出物の平均粒径、析出物の分率を規定した、疲労特性に優れた熱延鋼板が提案されている。しかしながら、特許文献３に記載の発明では、軟質なフェライトを主体として、微細炭化物の析出強化により強度を確保しているため、十分な低温靭性が得られない場合がある。
　特許文献４では、焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとのいずれか一方あるいは両方の体積分率の合計が９０％以上であり、焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイト中の平均転位密度を規定した、焼き付き硬化性と低温靭性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の熱延鋼板が提案されている。また、特許文献４では、焼き戻しマルテンサイトと下部ベイナイト中の鉄系炭化物の個数密度、並びに、焼き戻しマルテンサイト及び下部ベイナイトの有効結晶粒径及びアスペクト比、を所定の範囲とすることで、より低温靭性が向上すると開示されている。しかしながら、特許文献４では、足廻り部品のプレス成形に必要とされる穴広げ性については考慮されていない。
日本国特開２００８－２５５４８４号公報 日本国特開２０１４－２０５８９０号公報 日本国特開２００９－８４６４８号公報 国際公開第２０１４／１３２９６８号
焼戻しパラメーターの物理的意味の解釈と連続加熱・冷却熱処理過程への応用、土山聡宏、「熱処理」、第４２巻、第３号、ｐ１６３～１６８（２００２年）
　上述の通り、高強度であり、且つ、伸び、穴広げ性及び低温靭性に優れた鋼板は提案されていない。本発明は、上述した課題に鑑みてなされたものであり、高強度であり、且つ、伸び（特に一様伸び）、穴広げ性及び低温靭性に優れた鋼板、並びにその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、鋼板の化学組成及び製造条件の最適化により、鋼板の集合組織とミクロ組織とを制御することで、高強度であり、且つ、一様伸び、穴広げ性及び低温靭性に優れた鋼板を製造できることを知見した。
　本発明の要旨は、次の通りである。
［１］本発明の一態様に係る鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０４０～０．１８０％、Ｓｉ：０．００５～２．００％、Ｍｎ：１．００～３．００％、Ｔｉ：０．２００％超、０．４００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１．０００％、Ｎ：０．００１０～０．０１００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｖ：０～０．５００％、Ｍｏ：０～０．５００％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｒ：０～２．００％、Ｂ：０～０．００３０％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．０１００％、およびＢｉ：０～０．０２００％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、表面から板厚の１／４の深さ位置で、ＥＢＳＤ解析により得られる１個の結晶粒内の結晶方位差の平均を表すＧＡＭが０．５°超１．７°以下の結晶粒であるＧＡＭ０．５－１．７の面積分率が５０％以上１００％以下であり、前記ＧＡＭが１．７°超である結晶粒であるＧＡＭ＞１．７の面積分率が０％以上２０％以下であり、前記ＧＡＭが０．５°以下の結晶粒であるＧＡＭ≦０．５の面積分率が０％以上５０％未満であり、残留オーステナイトの面積分率が０％以上４％未満であり、前記残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、セメンタイトおよびパーライトの合計面積分率が０％以上１０％以下であり、平均結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、平均転位密度が１.０×１０１４／ｍ２以上４.０×１０１５／ｍ２以下であり、板厚中心部の、｛２１１｝＜０１１＞および｛３３２｝＜１１３＞の極密度の合計が１２．０以下であり、引張強度が９８０ＭＰａ以上である。
［２］上記［１］に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．００１～０．１００％、Ｖ：０．００５～０．５００％、Ｍｏ：０．００１～０．５００％、Ｃｕ：０．０２～１．００％、Ｎｉ：０．０２～１．００％、Ｃｒ：０．０２～２．００％、Ｂ：０．０００１～０．００３０％、Ｃａ：０．０００２～０．０１００％、Ｍｇ：０．０００２～０．０１００％、ＲＥＭ：０．０００２～０．０１００％、およびＢｉ：０．０００１～０．０２００％、からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
［３］上記［１］または［２］に記載の鋼板は、表面に、めっき層が形成されていてもよい。
［４］上記［３］に記載の鋼板は、前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層であってもよい。
［５］上記［３］に記載の鋼板は、前記めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であってもよい。
［６］本発明の別の態様に係る鋼板の製造方法は、［１］に記載の鋼板の製造方法であって、［１］に記載の前記化学組成を有するスラブまたは鋼片を加熱する加熱工程と、前記加熱工程後の前記スラブまたは前記鋼片に、複数の圧延スタンドを用いて、多パス熱間圧延を施して、熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、前記熱延鋼板を巻き取る巻き取り工程と、前記巻き取り工程後の前記熱延鋼板に熱処理を施す熱処理工程と、を有し、前記加熱工程では、加熱温度を１２８０℃以上かつ下記（１）式により表される温度ＳＲＴ（℃）以上とし、前記熱間圧延工程では、仕上げ温度を単位℃でＦＴと表したとき、ＦＴ＋５０℃超、ＦＴ＋１５０℃以下の温度域での合計圧下率を５０％以上とし、前記ＦＴ～前記ＦＴ＋５０℃の温度域での合計圧下率を４０～８０％、前記ＦＴ～前記ＦＴ＋５０℃の前記温度域の圧延に要する時間を０．５～１０．０秒とし、前記ＦＴ＋５０℃超、前記ＦＴ＋１５０℃以下の前記温度域および前記ＦＴ～前記ＦＴ＋５０℃の前記温度域において、それぞれ２パス以上の圧延を行い、前記ＦＴ～ＦＴ＋１００℃の温度域の平均冷却速度を６．０℃／秒以上４０．０℃／秒以下とし、前記ＦＴを、下記式（２）により求められるＡｒ３以上、かつ下記式（３）により求められるＴＲ（℃）以上、かつ１１００℃以下とし、仕上げ圧延の完了から３．０秒以内に水冷を開始し、前記ＦＴ～７５０℃の温度域の平均冷却速度を３０℃／秒以上とし、７５０～６２０℃の温度域で２０秒以下滞在させてから、６２０℃～５７０℃以下である冷却停止温度の温度域の平均冷却速度が３０℃／秒以上となるように、前記冷却停止温度まで冷却し、前記巻き取り工程では、５７０℃以下で巻き取り、前記熱処理工程では、最高到達温度Ｔｍａｘを５５０℃以上７２０℃以下とし、焼き戻しパラメーターＰｓを１４０００～１８０００とする。
　ＳＲＴ（℃）＝１６３０＋９０×ｌｎ（［Ｃ］×［Ｔｉ］）…（１）
Ａｒ３（℃）＝９０１－３２５×［Ｃ］＋３３×［Ｓｉ］－９２×［Ｍｎ］＋２８７×［Ｐ］＋４０×［ｓｏｌ．Ａｌ］　　　（２）
　ＴＲ（℃）＝８００＋７００×［Ｔｉ］＋１０００×［Ｎｂ］　　　（３）
　但し、上記式（１）、（２）、（３）中の[元素記号]は、各元素の質量％での含有量を示し、含有しない場合は０を代入する。
［７］上記［６］に記載の鋼板の製造方法は、前記熱間圧延工程において、前記仕上げ圧延の完了から０．３秒以内に前記水冷を開始し、前記ＦＴ～ＦＴ－４０℃の温度域の平均冷却速度が１００℃／秒以上である冷却を行ってもよい。
　本発明の上記態様によれば、高強度であり、且つ一様伸び、穴広げ性、及び低温靭性に優れた鋼板並びにその製造方法を提供することができる。本発明の「鋼板」は、表面にめっき層が形成された「めっき鋼板」を含む。
　本発明に係る鋼板を自動車の足廻り部品の素材として使用すれば、部品形状に加工することが容易であり、極寒冷地での使用にも耐えることができるので、産業上の貢献が極めて顕著である。
　本発明の一態様に係る鋼板（本実施形態に係る鋼板）、及び本実施形態に係る鋼板の製造方法について以下に詳しく説明する。まず、本実施形態に係る鋼板の化学組成（めっき鋼板の場合には、めっき層を除く母材鋼板の化学組成）について説明する。ただし、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。
　以下で「～」を挟んで記載する数値限定範囲には、両端の数値が下限値および上限値としてその範囲に含まれる。ただし、「未満」または「超」と示す場合には、その値が数値範囲に含まれない。以下の説明において、鋼の化学組成に関する％は、いずれも質量％である。
＜化学組成＞
　（Ｃ：０．０４０～０．１８０％）
　Ｃは、強度向上に寄与するマルテンサイトやベイナイト等の低温変態相の生成に有効な元素である。また、Ｃは、Ｔｉ等と結合して炭化物を生成することで、鋼の強度を高める元素でもある。Ｃ含有量が０．０４０％未満では９８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることが困難である。したがって、Ｃ含有量は０．０４０％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０６０％以上とする。
　一方、Ｃ含有量が０．１８０％超では、溶接性が劣化する。そのため、Ｃ含有量は０．１８０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１７０％以下、より好ましくは０．１６０％以下、さらに好ましくは０．１４０％以下である。
　（Ｓｉ：０．００５～２．００％）
　Ｓｉは、固溶強化および焼入性を高めることによって鋼の強度を高める作用を有する元素である。また、Ｓｉは、セメンタイトの析出を抑制する作用を有する元素でもある。Ｓｉ含有量が０．００５％未満では、上記作用を発揮させることが困難となる。したがって、Ｓｉ含有量は０．００５％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０３％以上であり、さらに好ましくは０．０５％以上であり、一層好ましくは０．１０％以上である。
　一方、Ｓｉ含有量が２．００％超では、熱間圧延工程における表面酸化により、鋼板の表面性状が著しく劣化する。したがって、Ｓｉ含有量は２．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．５０％以下、より好ましくは１．３０％以下である。
　（Ｍｎ：１．００～３．００％）
　Ｍｎは、固溶強化および焼入性を高めることによって鋼の強度を高める作用を有する元素である。Ｍｎ含有量が１．００％未満では、９８０ＭＰａ以上の鋼板の引張強度が得難くなる。したがって、Ｍｎ含有量は１．００％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．２０％以上である。
　一方、Ｍｎ含有量が過剰になると、塑性異方性の増加とともに、穴広げ性が低下する場合がある。この理由は明確ではないが、Ｍｎを多量に含有させることにより、ＭｎＳが多量に析出すること、及び、Ｍｎ偏析に起因した熱間圧延中の再結晶や仕上げ圧延後のフェライト変態に、局所的なバラつきが生じることが原因であると推測される。以上のことから、Ｍｎ含有量は３．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．８０％以下、より好ましくは２．６０％以下、さらに好ましくは２．４０％以下である。
　（Ｔｉ：０．２００％超、０．４００％以下）
　Ｔｉは、Ｃと結合してＴｉ系炭化物を形成し、鋼板の引張強度の向上に寄与する元素である。また、Ｔｉは、スラブ加熱時及び熱間圧延中のオーステナイトの粗大化を抑制するＴｉ窒化物を形成して、金属組織を微細化する作用を有する元素でもある。Ｔｉ含有量が０．２００％以下では析出強化量の不足により所望の特性が得難くなる。したがって、Ｔｉ含有量は０．２００％超とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．２１０％以上であり、より好ましくは０．２１５％以上であり、さらに好ましくは０．２２０％以上である。
　一方、Ｔｉ含有量が過剰になると、オーステナイト中に粗大なＴｉ系炭化物が未固溶で残存することによって、加工の際、未固溶のＴｉ系介在物を起点とするボイドの形成が促進され、一様伸びが低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．４００％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．３５０％以下であり、より好ましくは０．３００％以下である。
　Ｔｉ系炭化物とは、Ｔｉを含有するＮａＣｌ型の結晶構造を有する炭化物を指す。かかる炭化物がＴｉを含有していれば、本実施形態で規定される化学組成の範囲において、その他の炭化物生成合金元素、例えばＭｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗが少量含有されているものも含まれる。また、炭素の一部が窒素に置換された炭窒化物も含まれる。
　（ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１．０００％）
　Ａｌは、製鋼段階で脱酸により鋼を清浄化（鋼にブローホールなどの欠陥が生じることを抑制）し、かつ、フェライト変態を促進する作用を有する元素である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００１％未満では、上記作用を発揮させることが困難となる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。
　一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量を１．０００％超としても、上記作用による効果が飽和するとともに、精錬コストが上昇する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は１．０００％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．８００％以下、より好ましくは０．６００％以下である。ｓｏｌ．Ａｌは、酸可溶性Ａｌを意味する。
　（Ｎ：０．００１０～０．０１００％）
　Ｎは、スラブ加熱時及び熱間圧延中のオーステナイトの粗大化を抑制するＴｉ窒化物を形成して、ミクロ組織を微細化する作用を有する元素である。Ｎ含有量が０．００１０％未満では上記作用を発揮させることが困難となる。したがって、Ｎ含有量は０．００１０％以上とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００１５％以上、より好ましくは０．００２０％以上である。
　一方、Ｎ含有量が０．０１００％超では、粗大なＴｉ窒化物が形成され、鋼板の穴広げ性が劣化する。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００６０％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下である。
　（Ｐ：０．１００％以下）
　Ｐは、不純物として鋼中に含有される元素であり、鋼板の穴広げ性や低温靭性を低下させる元素である。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０６０％以下、より好ましくは０．０４０％以下、さらに好ましくは０．０２０％以下である。Ｐは原料から不純物として混入するが、その下限を特に制限する必要はなく、穴広げ性や低温靭性を確保する上では、Ｐの含有量はより低い方が好ましい。ただし、Ｐ含有量を過剰に低減すると、製造コストが増加する。製造コストの観点からは、Ｐ含有量は好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００５％以上である。
　（Ｓ：０．０１００％以下）
　Ｓは、不純物として含有される元素であり、鋼板の加工性を低下させる元素である。そのため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００８０％以下、より好ましくは０．００６０％以下、さらに好ましくは０．００３０％以下である。Ｓは原料から不純物として混入するが、その下限を特に制限する必要はなく、加工性を確保する観点からは、Ｓの含有量はより低い方が好ましい。ただし、Ｓ含有量を過剰に低減すると、製造コストが増加する。製造コストの観点からは、Ｓ含有量は好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは、０．００１０％以上である。
　本実施形態に係る鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物であってもよい。本実施形態において、不純物とは、本実施形態に係る鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　一方、本実施形態に係る鋼板は、Ｆｅの一部に代え、以下の任意元素（Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｂｉ）の１種以上を含有してもよい。すなわち、上述した元素と、後述する任意元素とを含み、残部がＦｅ及び不純物であってもよい。任意元素を含有させなくても本実施形態に係る鋼板はその課題を解決することができるので、任意元素の含有量の下限は０％である。
　（Ｎｂ：０～０．１００％）
　Ｎｂは任意元素である。Ｎｂは、鋼板の結晶粒径の粗大化を抑制するとともに、フェライト粒径を微細化し、ＮｂＣの析出強化により鋼板の強度を高める効果を有する元素である。これらの効果を確実に得る場合、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。
　一方、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えると、上記効果が飽和するとともに、仕上げ圧延時の圧延荷重の増加の原因となる場合がある。そのため、Ｎｂ含有量は、含有させる場合、０．１００％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは、０．０７０％以下、より好ましくは０．０５０％以下である。
　（Ｖ：０～０．５００％）
　Ｖは任意元素である。Ｖは、鋼中に固溶して鋼板の強度を高めるとともに、炭化物や窒化物、炭窒化物等として鋼中に析出し、析出強化によっても鋼板の強度を向上させる効果を有する元素である。これらの効果を確実に得る場合、Ｖ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。
　一方、Ｖ含有量が０．５００％を超えると鋼板の靭性が低下する場合がある。そのため、Ｖ含有量は、含有させる場合、０．５００％以下とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．３００％以下である。
　（Ｍｏ：０～０．５００％）
　Ｍｏは任意元素である。Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高めるとともに、炭化物や炭窒化物を形成して鋼板を高強度化させる効果を有する元素である。これらの効果を確実に得る場合、Ｍｏ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは、０．００５％以上である。
　一方、Ｍｏ含有量が０．５００％を超えると、スラブの割れ感受性が高まる場合がある。そのため、Ｍｏの含有量は、含有させる場合、０．５００％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは、０．３００％以下である。
　（Ｃｕ：０～１．００％）
　Ｃｕは任意元素である。Ｃｕは、鋼の靭性を改善する効果および強度を高める効果を有する元素である。これらの効果を確実に得る場合、Ｃｕ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは、０．０８％以上である。
　一方、Ｃｕを過剰に含有させると鋼板の溶接性が低下する場合がある。そのため、Ｃｕ含有量は、含有させる場合、１．００％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．３０％以下である。
　（Ｎｉ：０～１．００％）
　Ｎｉは任意元素である。Ｎｉは、鋼の靭性を改善する効果および強度を高める効果を有する元素である。これらの効果を確実に得る場合、Ｎｉ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．１０％以上である。
　一方、Ｎｉを過剰に含有させると合金コストが嵩むだけでなく、鋼板の溶接熱影響部の靭性が劣化する場合がある。そのため、Ｎｉ含有量は、含有させる場合、１．００％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．５０％以下、より好ましくは０．３０％以下である。
　（Ｃｒ：０～２．００％）
　Ｃｒは任意元素である。Ｃｒは、鋼の焼入性を高めることによりフレッシュマルテンサイト等の生成を促進する効果を有する元素である。この効果を確実に得る場合、Ｃｒ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．０５％以上である。
　一方、Ｃｒ含有量が過剰になると、熱間圧延後の冷却過程におけるフェライト変態が過度に遅延してしまい、所望の量のフェライトが得難くなる場合がある。そのため、Ｃｒ含有量は、含有させる場合、２．００％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１．５０％以下、より好ましくは１．００％以下、さらに好ましくは０．５０％以下である。
　（Ｂ：０～０．００３０％）
　Ｂは任意元素である。Ｂは、粒界に偏析することで粒界強度を高めて、耐はがれ性を向上させる作用を有する元素である。この効果を得る場合、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００２％以上である。
　一方、Ｂ含有量が０．００３０％を超えても、上記効果が飽和する。また、合金コストも増加する。そのため、Ｂ含有量は、含有させる場合、０．００３０％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００２５％以下、より好ましくは０．００２０％以下である。
　（Ｃａ：０～０．０１００％）
　Ｃａは任意元素である。Ｃａは、溶鋼中に微細な酸化物を多数分散させ、鋼板の金属組織を微細化させる効果を有する元素である。また、Ｃａは、溶鋼中のＳを球状のＣａＳとして固定して、ＭｎＳなどの延伸介在物の生成を抑制することにより、鋼板の穴広げ性を向上させる効果を有する元素である。これらの効果を確実に得る場合、Ｃａ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上である。
　一方、Ｃａ含有量が０．０１００％を超えると、鋼中のＣａＯが増加し、鋼板の靭性が低下する場合がある。そのため、Ｃａ含有量は、含有させる場合、０．０１００％以下とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００５０％以下、より好ましくは０．００３０％以下である。
　（Ｍｇ：０～０．０１００％）
　Ｍｇは任意元素である。Ｍｇは、Ｃａと同様に、溶鋼中に酸化物や硫化物を形成して、粗大なＭｎＳの形成を抑制し、微細な酸化物を多数分散させ、鋼板の組織を微細化する効果を有する元素である。これらの効果を確実に得る場合、Ｍｇ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上である。
　一方、Ｍｇ含有量が０．０１００％を超えると、鋼中の酸化物が増加し、鋼板の靭性が低下する。そのため、Ｍｇ含有量は、含有させる場合、０．０１００％以下とする。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００５０％以下、より好ましくは０．００３０％以下である。
　（ＲＥＭ：０～０．０１００％）
　ＲＥＭは任意元素である。ＲＥＭも、Ｃａと同様に、溶鋼中に酸化物や硫化物を形成して、粗大なＭｎＳの形成を抑制し、微細な酸化物を多数分散させ、鋼板の組織を微細化する効果を有する元素である。これらの効果を得る場合、ＲＥＭ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上である。
　一方、ＲＥＭ含有量が０．０１００％を超えると、鋼中の酸化物が増加し、鋼板の靭性が低下する場合がある。そのため、ＲＥＭ含有量は、含有させる場合、０．０１００％以下とする。ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．００５０％以下、より好ましくは０．００３０％以下である。
　ここで、ＲＥＭ（希土類）とは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドからなる合計１７元素を指す。本実施形態では、ＲＥＭの含有量とはこれらの元素の合計含有量を指す。
　（Ｂｉ：０～０．０２００％）
　Ｂｉは、任意元素である。Ｂｉは、凝固組織を微細化して、鋼板の成形性を向上させる効果を有する元素である。この効果を確実に得るためには、Ｂｉ含有量は、０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｂｉ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上である。
　一方、Ｂｉ含有量が０．０２００％を超えると、上記効果が飽和するとともに合金コストが増加する。そのため、Ｂｉ含有量は、含有させる場合、０．０２００％以下とする。Ｂｉ含有量は、好ましくは０．０１００％以下であり、より好ましくは０．００７０％以下である。
　上述した鋼板の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定すればよい。表面にめっき層を備える場合は、機械研削により表面のめっき層を除去してから、化学組成の分析を行えばよい。
　次に、鋼板の金属組織（ミクロ組織）について説明する。本実施形態に係る鋼板は、結晶方位解析に多く用いられるＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：電子線後方散乱回折法）解析により求められる、１個の結晶粒内の平均方位差の平均値をＧＡＭ（Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）とした場合、表面から板厚の１／４の深さ位置で、所定のＧＡＭを有する結晶粒の面積分率を制御する必要が有る。具体的にはＧＡＭが０．５°超１．７°以下の結晶粒（ＧＡＭ０．５-１．７）の面積分率が５０％以上１００％以下であり、ＧＡＭが１．７°超の結晶粒（ＧＡＭ＞１．７）の面積分率が０％以上２０％以下であり、ＧＡＭが０．５°以下の結晶粒（ＧＡＭ≦０．５）の面積分率が０％以上５０％未満である。
　また、本実施形態に係る鋼板は、表面から板厚の１／４の深さ位置の金属組織において、残留オーステナイトの面積分率が０％以上４％未満であり、残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、セメンタイトおよびパーライトの合計面積分率が０％以上１０％以下であり、平均結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、平均転位密度が１．０×１０１４／ｍ２以上４．０×１０１５／ｍ２以下である。
　また、本実施形態に係る鋼板は、板厚中心部の、｛２１１｝＜０１１＞および｛３３２｝＜１１３＞の極密度の合計が１２．０以下である。
　以下、各要件について詳細に説明する。
　本実施形態に係る鋼板は、鋼板の表面から板厚の１／４の深さ位置において、ＧＡＭ０．５-１．７、ＧＡＭ＞１．７、ＧＡＭ≦０．５、及び、残留オーステナイトの面積分率、「残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、セメンタイト及びパーライト」の合計面積分率、平均結晶粒径、並びに、平均転位密度を所定の範囲内に制御する。ここで、鋼板の表面から板厚の１／４の深さ位置の鋼組織を規定するのは、この深さ位置が、鋼板の表面と板厚中心位置との中間点であり、集合組織以外については、当該位置における鋼組織が、鋼板の鋼組織を代表する（鋼板全体の平均的な鋼組織を示す）からである。本実施形態において、鋼板の表面から板厚の１／４の深さ位置は、鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４の深さ位置を中心に板厚方向に凡そ±１００μｍの範囲を意味する。
　本発明者らは、適度に転位やひずみを有する組織が、強度、一様伸び及び低温靭性のバランスに優れることを見出し、このような組織は、ＥＢＳＤ解析に得られるＧＡＭにより定義できることを知見した。
　本実施形態において、ＧＡＭ≦０．５はフェライトであり、ＧＡＭ０．５－１．７、及び、ＧＡＭ＞１．７は、フェライト相以外の結晶構造がｂｃｃのもの、すなわちベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼き戻しベイナイト、焼き戻しマルテンサイト及びパーライトの１種または２種以上である。
　（ＧＡＭ０．５－１．７の面積分率：５０％以上１００％以下）
　ＧＡＭは、１個の結晶粒内の局所的な結晶方位差の平均値であり、その結晶粒内の転位密度や弾性ひずみの量と相関があると考えられる。一般的に粒内の転位密度や弾性ひずみの増加は強度の向上をもたらす一方で加工性を低下させる。ＧＡＭが０．５°超１．７°以下に制御された結晶粒では加工性を低下させることなく強度を向上させることができる。そのため、本実施形態に係る鋼板では、ＧＡＭ０．５－１．７の面積分率を５０％以上に制御する。ＧＡＭ０．５－１．７の面積分率は、好ましくは６０％以上、より好ましくは７０％以上であり、１００％であっても構わない。
（ＧＡＭ＞１．７の面積分率が０％以上２０％以下）
　ＧＡＭが１．７°超の結晶粒（ＧＡＭ＞１．７）は高い転位密度と弾性ひずみとを有しており、強度は高くなるが延性に劣る。そのため、ＧＡＭ＞１．７の面積分率は２０％以下に制御する。ＧＡＭ＞１．７の面積分率は、好ましくは１０％以下、より好ましくは５％以下であり、０％であっても構わない。
（ＧＡＭ≦０．５の面積分率：０％以上５０％未満）
　ＧＡＭが０．５°以下の結晶粒（ＧＡＭ≦０．５）は、転位密度や弾性ひずみが少ないので、強度と一様伸びとのバランスを向上させるために有効である。そのため、含有させても良い。一方、ＧＡＭ≦０．５の面積分率が５０％以上になると所望の強度が得難くなる。そのため、ＧＡＭ≦０．５の面積分率は５０％未満とする。ＧＡＭ≦０．５の面積分率は、４０％未満であることが好ましい。ＧＡＭ≦０．５が含有されない場合であっても本実施形態に係る鋼板はその課題を解決することができるのでＧＡＭ≦０．５の面積分率は０％であっても構わない。
（残留オーステナイトの面積分率：０％以上４％未満）
（残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、セメンタイト及びパーライトの合計面積分率：０％以上１０％以下）
　残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、セメンタイト及びパーライトは、き裂の発生起点となり、鋼板の穴広げ性や低温靭性を低下させる。したがって、残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、セメンタイト及びパーライトの合計面積分率は１０％以下とする。合計面積分率は、好ましくは８％以下、より好ましくは５％以下である。これらの金属組織が含有されない場合であっても本実施形態に係る鋼板はその課題を解決することができるので、これらの金属組織の合計面積分率は０％であっても構わない。
　また、これらの金属組織のうち、残留オーステナイトは、打抜きなどの予加工により非常に硬質なフレッシュマルテンサイトに変態することで、鋼板の穴広げ性を著しく劣化させる。そのため、残留オーステナイトの面積分率は４％未満とする。残留オーステナイトの面積分率は、好ましくは３％以下、より好ましくは２％以下、さらに好ましくは２％未満、一層好ましくは１％以下である。残留オーステナイトの面積分率は少ない方が好ましいので、面積分率は０％であっても構わない。
　また、本実施形態に係る鋼板において、フレッシュマルテンサイトは、ＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｕｔｅｎｉｔｅ　Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）として存在する。
　（平均結晶粒径：１５．０μｍ以下）
　金属組織において、平均結晶粒径が粗大であると、破断時の破面単位が大きくなり、鋼板の低温靭性が低下する。したがって、平均結晶粒径は１５．０μｍ以下とする。平均結晶粒径は、好ましくは１２．０μｍ以下であり、より好ましくは１０．０μｍ以下であり、さらに好ましくは７．０μｍ以下である。平均結晶粒径は小さいほど好ましいので下限は特に限定されない。しかしながら、通常の熱間圧延では平均結晶粒径が１．０μｍを下回るような細粒化は技術的に困難である。そのため、平均結晶粒径は１．０μｍ以上、または４．０μｍ以上としてもよい。
　本実施形態において平均結晶粒径とは、結晶構造がｂｃｃのもの、すなわちフェライト、ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼き戻しベイナイト、焼き戻しマルテンサイト及びパーライトにおいて結晶方位差が１５°以上の粒界で囲まれ、かつ円相当直径で０．３μｍ以上の領域を結晶粒と定義した場合の結晶粒径の平均値を意味し、残留オーステナイト及びセメンタイトの結晶粒径は平均結晶粒径の算出に含めない。
　本実施形態において、平均結晶粒径および各組織の面積分率は、圧延方向及び板厚方向に平行な鋼板断面の、鋼板の表面から板厚の１／４の深さ位置における組織を観察、測定して求める。
　平均結晶粒径、ＧＡＭ０．５－１．７、ＧＡＭ＞１．７、ＧＡＭ≦０．５及び残留オーステナイトの面積分率は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡とＥＢＳＤ検出器とで構成されたＥＢＳＤ解析装置を用いて、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察及びＥＢＳＤ解析により求める。具体的には、鋼板の表面から板厚の１／４の深さ位置を中心とする圧延方向に２００μｍ、板厚方向に１００μｍの領域を、０．２μｍ間隔で、ｆｃｃとｂｃｃとを区別して結晶方位情報を得る。ＥＢＳＤ解析装置の付属ソフトウェア（ＡＭＥＴＥＫ社製「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」）を用いて、結晶方位差が１５°以上である境界を結晶粒界とし、この結晶方位差１５°以上である結晶粒界で囲まれ、円相当直径で０．３μｍ以上の領域を結晶粒と定義して、ｂｃｃの平均結晶粒径を下記の数式を用いた方法により求める。ただし、下記数式中、Ｄは平均結晶粒径、Ｎは平均結晶粒径の評価領域に含まれる結晶粒の数、Ａｉはｉ番目（ｉ＝１、２、・・、Ｎ）の結晶粒の面積、ｄｉはｉ番目の結晶粒の円相当直径を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
　１５°以上の結晶方位差を有する結晶粒界は主に、フェライト粒界、または、低温変態相、すなわち、ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼き戻しベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、のブロック境界である。ＪＩＳ　Ｇ　０５５２：２０１３に準じたフェライト粒径の測定方法では、結晶方位差が１５°未満のフェライト粒についても粒径が算定されてしまう場合があり、さらに、低温変態相のブロックは算定されない。したがって、本実施形態における平均結晶粒径は、上述のようにＥＢＳＤ解析により求めた値を採用する。
　残留オーステナイトの面積分率は、ＥＢＳＤ解析によりｆｃｃと判別された金属組織の面積分率を算出することで得る。
　ＧＡＭ０．５－１．７、ＧＡＭ＞１．７、ＧＡＭ≦０．５の面積分率は、結晶方位差が５°以上の境界で囲まれ、かつ円相当直径で０．３μｍ以上の領域を結晶粒と定義して、その結晶粒のうちｂｃｃである結晶粒内の、ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓに装備されているＧｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ解析により求められる値（ＧＡＭ値）で、各々の範囲のＧＡＭ値を有する結晶粒の面積分率を算出する。結晶方位差５°以上の境界を結晶粒界と定義する理由は、同一の旧オーステナイト粒から近いバリアントで生成した異なる組織が区別出来ない場合があるためである。
　パーライトおよびセメンタイトの面積分率はナイタール腐食により現出した金属組織をＳＥＭ観察により観察することで得る。
　フレッシュマルテンサイトの面積分率は、レペラ腐食により現出したＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｕｔｅｎｉｔｅ　Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）を光学顕微鏡で観察することにより、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積分率を求め、この合計面積分率から上述の方法により得た残留オーステナイトの面積分率を差し引くことで得る。
　パーライト、セメンタイト及びＭＡの面積分率は、画像解析により求めてもよく、点算法で求めてもよい。例えば、パーライト及びセメンタイトは、鋼板の表面から板厚の１／４の深さ位置において１０００倍の倍率にて３視野以上（１００μｍ×１００μｍ／視野）観察し、格子間隔５μｍの点算法で求めてよい。また、ＭＡの合計面積分率は、鋼板の表面から板厚の１／４の深さ位置の領域において５００倍の倍率にて２視野以上（２００μｍ×２００μｍ／視野）観察し、格子間隔５μｍの点算法で求めてよい。
（平均転位密度：１．０×１０１４～４．０×１０１５／ｍ２）
　本実施形態に係る鋼板では、表面から板厚の１／４の深さ位置の鋼板組織中の平均転位密度を４．０×１０１５／ｍ２以下とする。これは所望の一様伸びを得るためである。平均転位密度は、好ましくは３．５×１０１５／ｍ２以下、より好ましくは３．０×１０１５／ｍ２以下である。
　一方、平均転位密度が１．０×１０１４／ｍ２未満では、強度の確保が難しい。そのため、平均転位密度は、１．０×１０１４／ｍ２以上とする。好ましくは１．５×１０１４／ｍ２以上、より好ましくは２．０×１０１４／ｍ２以上である。
　平均転位密度は、Ｘ線回折法を用いて、鋼板の表面から板厚の１／４の深さ位置の、（１１０）、（２１１）及び（２２０）の回折ピークの半価幅をそれぞれ求め、Ｗｉｌｌａｍｓｏｎ－Ｈａｌｌ法によって、歪みεを求める。求めた歪みεと鉄のバーガースベクトルｂ（ｂ＝０．２５ｎｍ）に基づいて、ρ＝（１４．４ε２）／ｂ２により平均転位密度を求める。
　本実施形態に係る鋼板は、鋼板の板厚中心部において、｛２１１｝＜０１１＞及び｛３３２｝＜１１３＞の極密度の合計を規定する。本実施形態において板厚中心部とは、鋼板の板厚方向の中心位置（鋼板の表面から板厚の１／２の深さ位置）から、鋼板の表方向及び裏方向にそれぞれ２００μｍ程度の範囲を意味する。
　板厚中心部における集合組織を規定する理由は、板厚中心部の集合組織と機械特性とが良く相関しているためである。この理由は定かではないが、本発明者らは以下のように推測する。鋼板は、圧延時にロールと鋼板との摩擦によって、鋼板の表裏で逆方向のせん断変形が生じ、板厚中心部では平面ひずみ変形が生じる。鋼板の集合組織は、この変形に伴って板厚方向に変化し、鋼板の表裏でせん断変形の方向が逆であるため、集合組織も表裏で対称の方位が発達する。そのため、機械特性に及ぼす集合組織の影響を表裏で相殺し合う結果、板厚中心部の集合組織と機械特性とが良く対応する。
　（板厚中心部における｛２１１｝＜０１１＞及び｛３３２｝＜１１３＞の極密度の合計：１２．０以下）
　｛２１１｝＜０１１＞及び｛３３２｝＜１１３＞の発達により、塑性異方性が増加すると共に鋼板の穴広げ性が著しく低下する。そのため、｛２１１｝＜０１１＞及び｛３３２｝＜１１３＞の極密度の合計を１２．０以下とする。｛２１１｝＜０１１＞及び｛３３２｝＜１１３＞の極密度の合計は、好ましくは１０．０以下、より好ましくは７．０以下、さらに好ましくは６．０以下、一層好ましくは５．０以下である。前記極密度の合計は、小さければ小さいほど好ましいが、集合組織を持たない場合はそれぞれの極密度が１．０であるため、２．０に近い値とすることがより好ましい。
　極密度はＥＢＳＤ法による結晶方位情報により得ることができ、Ｘ線ランダム強度比と同義である。
　｛ｈｋｌ｝は圧延面に平行な結晶面、＜ｕｖｗ＞は圧延方向に平行な結晶方向を表す。すなわち、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞とは板面法線方向に｛ｈｋｌ｝、圧延方向に＜ｕｖｗ＞が向いている結晶を示す。
　また、本実施形態において、板厚中心部における各結晶方位の極密度は、走査電子顕微鏡とＥＢＳＤ解析装置とを組み合わせた装置及びＡＭＥＴＥＫ社製のＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）を用いて、ＥＢＳＤ解析により、板厚中心部（板厚中心位置（鋼板の表面から板厚の１／２の深さ位置）から、鋼板の表方向及び裏方向にそれぞれ２００μｍの範囲）において、ｆｃｃとｂｃｃとを区別して、１０００個以上のｂｃｃの結晶粒の方位情報を測定し、級数展開法（ｈａｒｍｏｎｉｃ　ｓｅｒｉｅｓ　ｅｘｐａｎｓｉｏｎ）を用いたＯＤＦ解析により求める。
　＜機械特性＞
　（引張強度：９８０ＭＰａ以上）
　本実施形態に係る鋼板は、化学組成、金属組織および集合組織の制御により、高強度であり、且つ優れた低温靭性、伸びおよび穴広げ性を有する。しかしながら、鋼板の引張強度が小さいと、車体軽量化や剛性向上などの効果が小さい。そのため、本実施形態に係る鋼板の引張強度（ＴＳ）は９８０ＭＰａ以上とする。引張強度は、好ましくは１１００ＭＰａ以上、より好ましくは１１８０ＭＰａ以上である。上限は特に規定しないが、強度が高くなるに伴いプレス成形が困難となる。そのため、引張強度は１８００ＭＰａ以下、１６００ＭＰａ以下、または１４００ＭＰａ以下としてもよい。
　本実施形態に係る鋼板は、表面（一方または両方）にめっき層を有していてもよい。めっき層を有することで、耐食性が向上する。めっき種に特に制限はないが、一般的には亜鉛めっきと亜鉛合金めっきとを含む亜鉛系めっきである。めっき鋼板の例としては、電気亜鉛めっき鋼板、電気亜鉛－ニッケル合金めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、溶融亜鉛－アルミニウム合金めっき鋼板などが例示される。めっき付着量は一般的な量でよい。
　本実施形態に係る鋼板は、引張強度（ＴＳ）と一様伸び（ｕＥｌ）とのバランスの指標となるＴＳ×ｕＥｌが、６０００ＭＰａ・％以上であることが好ましく、７０００ＭＰａ・％以上であることがより好ましく、８０００ＭＰａ・％以上であることがさらに好ましい。
　鋼板の伸びは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１の５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に規定された最大試験力時塑性伸び、いわゆる一様伸び（ｕＥｌ）により評価する。
　本実施形態に係る鋼板は、引張強度と穴広げ性とのバランスの指標となるＴＳ×λが、４００００ＭＰａ・％以上であることが好ましく、５００００ＭＰａ・％以上であることがより好ましい。
　鋼板の穴広げ性は、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６：２０１０に規定された穴広げ率（λ）により評価する。
　また、本実施形態に係る鋼板は、低温靭性の指標としてのシャルピー衝撃試験における破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が、－４０℃以下であることが好ましい。
　シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２００５に従って行う。
　＜製造方法＞
　本実施形態に係る鋼板の製造方法については、特に限定するものではないが、以下の工程を備える製造方法によって得ることができる。
（Ｉ）所定の化学組成を有するスラブまたは鋼片を加熱する加熱工程。
（ＩＩ）前記加熱工程後の前記スラブまたは前記鋼片に、複数の圧延スタンドを用いて、多パス熱間圧延を施して、熱延鋼板を得る熱間圧延工程。
（ＩＩＩ）前記熱延鋼板を巻き取る巻き取り工程。
（ＩＶ）前記巻き取り工程後の前記熱延鋼板に熱処理を施す熱処理工程。
　以下、各工程について、好ましい条件を説明する。
［加熱工程］
　（加熱温度：１２８０℃以上かつＳＲＴ（℃）以上）
　熱間圧延に供するスラブまたは鋼片の加熱温度は、１２８０℃以上かつ下記式（１）により表される温度ＳＲＴ（℃）以上とする。加熱温度が、１２８０℃未満またはＳＲＴ（℃）未満では、Ｔｉ炭窒化物の溶体化が不十分となり、鋼板の引張強度や一様伸びが低下する。したがって、熱間圧延に供するスラブまたは鋼片の温度は、１２８０℃以上かつＳＲＴ（℃）以上となるように加熱する。ここで、「スラブまたは鋼片の温度が１２８０℃以上かつＳＲＴ（℃）以上」とは、スラブまたは鋼片の温度が、１２８０℃とＳＲＴ（℃）との高い方の温度以上であることを意味する。加熱温度は、１３００℃超が好ましく、１３０５℃以上がより好ましい。
　一方、加熱温度が１４００℃超では、厚いスケールが生成して歩留まりが低下したり、加熱炉に著しい損傷が生じたりする場合がある。そのため、加熱温度は１４００℃以下が好ましい。
　ＳＲＴ（℃）＝１６３０＋９０×ｌｎ（［Ｃ］×［Ｔｉ］）…（１）
　但し、上記式（１）中の［元素記号］は、各元素の質量％での含有量を示す。
　加熱するスラブまたは鋼片は、連続鋳造や鋳造・分塊圧延により得たものでよいが、それらに熱間加工または冷間加工を加えたものであってもよい。
［熱間圧延工程］
　熱間圧延工程では、上述した化学組成を有するスラブまたは鋼片に、複数の圧延スタンドを用いて多パス熱間圧延を施して、熱延鋼板を製造する。多パス熱間圧延はレバースミルまたはタンデムミルを用いて行うことができるが、工業的生産性の観点からは、少なくとも最終の数段はタンデムミルを用いることが好ましい。
　本実施形態に係る鋼板の製造方法では、熱間圧延工程において、仕上げ温度ＦＴ、並びに、仕上げ温度ＦＴを基準とした各温度域での、合計圧下率、圧延に要する時間、パス数及び冷却条件を後述の通りとする。
　通常は、これらの条件を全て厳格に制御することは行われないが、本発明者らは、これらを同時に制御し、さらに後工程も制御することで、上述した高強度であり、且つ、伸び、穴広げ性及び低温靭性に優れた本実施形態に係る鋼板を得ることができることを見出した。
　（ＦＴ＋５０℃超、ＦＴ＋１５０℃以下の温度域での合計圧下率：５０％以上）
　本実施形態に係る鋼板の製造方法では、仕上げ温度を単位℃でＦＴとして、ＦＴ＋５０℃超、ＦＴ＋１５０℃以下の温度域の熱間圧延の合計圧下率を高めることによって、鋼板中の再結晶オーステナイト粒の微細化を図る。鋼板中の再結晶オーステナイト粒を微細化させるためには、ＦＴ＋５０℃超、ＦＴ＋１５０℃以下の温度域の合計圧下率は５０％以上とする。上記温度域における合計圧下率が５０％未満では、オーステナイトが十分に微細化しない。この場合、変態後の金属組織が粗大になるとともに、続くＦＴ～ＦＴ＋５０℃の温度域の圧延時の圧延パス間での再結晶が遅延することにより、変態後の集合組織が発達してしまう。ＦＴ＋５０℃超、ＦＴ＋１５０℃以下の温度域での合計圧下率は高いほど好ましいが、工業的には９０％程度が限界であるため、９０％以下としてもよい。
　（ＦＴ～ＦＴ＋５０℃の温度域での合計圧下率：４０～８０％）
　（ＦＴ～ＦＴ＋５０℃の温度域での圧延に要する時間：０．５～１０．０秒）
　本実施形態に係る鋼板の製造方法では、ＦＴ～ＦＴ＋５０℃の温度域での合計圧下率及び圧延に要する時間（圧延時間）を適正に制御することによって、後述する熱間圧延後の冷却条件と相俟って、加工性と靭性とに優れた鋼板を得ることができる。
　ＦＴ～ＦＴ＋５０℃の温度域での合計圧下率が４０％未満では、変態後の組織が粗大になり、圧延パス間及び圧延仕上げ後の再結晶が遅延するとともに、鋼板内部の変形量が不均一となる。この場合、変態後に特定の方位が発達してしまうことで、鋼板の穴広げ性が低下する。したがって、ＦＴ～ＦＴ＋５０℃の温度域での合計圧下率は４０％以上とする。一方、上記温度域における合計圧下率が８０％を超えると、再結晶しても集合組織が著しく発達するので、鋼板の穴広げ性が低下する。したがって、ＦＴ～ＦＴ＋５０℃の温度域での合計圧下率は８０％以下とする。
　本実施形態に係る鋼板の製造方法では、さらに、上記温度域（ＦＴ～ＦＴ＋５０℃の温度域）の圧延に要する時間も適正に制御することが重要である。上記温度域の圧延に要する時間が短すぎる場合、パス間で再結晶が進まずに圧延ひずみが過度に蓄積してしまい、特定の方位が発達することによって所望の集合組織が得難くなる。そのため、上記温度域の圧延に要する時間は０．５秒以上とする。好ましくは１．０秒以上であり、より好ましくは２．０秒以上である。一方、上記温度域の圧延に要する時間が長すぎる場合は、圧延パス間で再結晶粒が粒成長してしまい、変態後の組織が粗大になる。そのため、上記温度域の圧延に要する時間は１０．０秒以下とする。好ましくは８．０秒以下、より好ましくは６．０秒以下であり、さらに好ましくは５．０秒以下である。
　（ＦＴ＋５０℃超、ＦＴ＋１５０℃以下の温度域およびＦＴ～ＦＴ＋５０℃の温度域において、それぞれ２パス以上の圧延を行う）
　ＦＴ＋５０℃超、ＦＴ＋１５０℃以下の温度域の圧延、ＦＴ～ＦＴ＋５０℃の温度域の圧延のいずれにおいても、加工と再結晶とを繰り返させることが重要である。そのため、それぞれの温度域において、２パス以上の圧延を行う。
　熱間圧延工程における、各温度域での合計圧下率とは、所定の温度域における最初のパス前の入口板厚を基準とした、この温度域での合計圧下量（この温度域の圧延における最初のパス前の入口板厚とこの温度域の圧延における最終パス後の出口板厚との差）の百分率である。
（ＦＴ～ＦＴ＋１００℃の温度域の平均冷却速度：６．０℃／秒以上４０．０℃／秒以下）
　熱間圧延中の鋼板温度は、圧延による加工発熱やロールとの接触による抜熱などで変化するが、本実施形態では、Ｔｉ系炭化物の析出と集合組織とを制御するため、ＦＴ～ＦＴ＋１００℃の温度域の平均冷却速度を適正に制御する。鋼板が、仕上げ温度に近い低温域に長時間滞在するとＴｉ系炭化物が加工誘起析出して強度が減少する。一方、短時間に圧延を完了してしまうと集合組織が発達してしまい穴広げ性が低下する。そのため、ＦＴ～ＦＴ＋１００℃の温度域の平均冷却速度は６．０℃／秒以上４０．０℃／秒以下とする。この温度域の平均冷却速度は、好ましくは９．０℃／秒以上３０．０℃／秒以下であり、より好ましくは１２．０℃／秒以上２０．０℃／秒以下である。
　上記温度域における平均冷却速度は、圧延速度および圧下率のコントロールによる、加工発熱及び鋼板とロールとの接触抜熱の制御を行うことで制御する。さらに、必要に応じて、水冷や誘導加熱などを行うことで制御する。また、上記温度域における平均冷却速度は、鋼板の表面温度を放射温度計などで測定するか、測定が困難な場合はシミュレーションにより求める。
　（仕上げ温度ＦＴ（℃）：下記式（２）により求められるＡｒ３（℃）以上、かつ下記式（３）により求められるＴＲ（℃）以上、かつ１１００℃以下）
　Ａｒ３（℃）＝９０１－３２５×［Ｃ］＋３３×［Ｓｉ］－９２×［Ｍｎ］＋２８７×［Ｐ］＋４０×［ｓｏｌ．Ａｌ］　　　（２）
　ＴＲ（℃）＝８００＋７００×［Ｔｉ］＋１０００×［Ｎｂ］　　　（３）
　但し、上記式（２）及び（３）中の［元素記号］は、各元素の質量％での含有量を示し、含有しない場合は０を代入する。
　本実施形態に係る鋼板の製造方法では、仕上げ圧延中に、オーステナイト相の加工と再結晶とを繰り返すことにより、金属組織を微細化すると共に集合組織の発達の抑制を図る。そのため、仕上げ温度ＦＴは、上記式（２）により求められるＡｒ３（℃）以上、かつ上記式（３）により求められるＴＲ（℃）以上とする。ここで、仕上げ温度ＦＴとは、最終圧延直後の鋼板の表面温度を指す。
　ＦＴがＡｒ３（℃）未満では、仕上げ圧延中にフェライト変態が進行し、フェライト変態と共に粗大なＴｉ系炭化物が析出して、鋼板の強度が低下する。また、ＦＴがＴＲ（℃）未満では、熱間圧延後冷却前のオーステナイトが著しく扁平となる。この場合、最終製品の鋼板において、圧延方向に伸長した組織となって、塑性異方性が大きくなることで、鋼板の穴広げ性が低下する。ＦＴをＴＲ（℃）以上とすることにより、圧延パス間における加工オーステナイトの再結晶を適度に促して、再結晶オーステナイト粒の微細化が図ることができ、熱間圧延後においては、後述する熱間圧延後の冷却条件と相俟って、低温靭性および穴広げ性に好適な鋼組織および集合組織を有する鋼板を得ることができる。
　一方、ＦＴが１１００℃を超えると、組織が粗大化し、鋼板の低温靭性が低下する。したがって、ＦＴは１１００℃以下とする。ＦＴは、好ましくは１０８０℃以下、より好ましくは１０６０℃以下である。
　仕上げ圧延中の温度は、鋼材の表面温度を指し、放射温度計等により測定することができる。
　（仕上げ圧延の完了から水冷を開始するまでの時間：３．０秒以内）
　仕上げ圧延完了後は、圧延によって蓄積したひずみを活用して金属組織の微細化を図るため、３．０秒以内に水冷を開始する。この水冷は、複数の段階に分けて行われてもよい。仕上げ圧延完了から水冷開始までの時間（仕上げ圧延完了後、水冷を開始するまでの時間）が３．０秒超ではオーステナイト中のひずみが回復してしまい、所望の組織を得難くなる。仕上げ圧延完了から水冷を開始するまでの時間は、好ましくは２．０秒以内、より好ましくは１．０秒以内、さらに好ましくは０．５秒以内である。仕上げ圧延完了から水冷を開始するまでの時間は、仕上げ圧延完了後のオーステナイトを再結晶させるために０．０５秒以上または０．１秒以上が好ましい。
　（ＦＴ～７５０℃の温度域の平均冷却速度：３０℃／秒以上）
　仕上げ圧延を完了した温度（仕上げ温度：ＦＴ（℃））から７５０℃までの平均冷却速度の制御は、所望の金属組織を得るために重要である。前記平均冷却速度は、ＦＴ～７５０℃の温度変化と、この温度変化に要した時間から算出するが、この時間には仕上げ圧延完了から水冷開始までの時間が含まれる。上記温度域における平均冷却速度が３０℃／秒未満であると、微細組織の形成が難しくなり、冷却の過程でフェライト変態と同時に粗大なＴｉ系炭化物が析出して、鋼板の強度が低下する。そのため、上記温度域における平均冷却速度は３０℃／秒以上とする。平均冷却速度は、好ましくは４０℃／秒以上、より好ましくは５０℃／秒以上である。上限は特に限定する必要はないが、熱ひずみによる板反り抑制の観点からは、平均冷却速度は３００℃／秒以下であることが好ましく、２００℃／秒以下であることがより好ましく、１５０℃／秒以下であることがさらに好ましく、１１０℃／秒以下であることが一層好ましい。
　ＦＴ～７５０℃の温度域のうち仕上げ圧延終了後の高温域を急速冷却することにより、金属組織をより微細化することができるので、鋼板の低温靭性がより向上する。そのためには、ＦＴ～７５０℃の平均冷却速度を３０℃／秒以上とすることに加え、仕上げ圧延を完了から０．３秒以内に水冷を開始し、ＦＴ～ＦＴ－４０℃までの平均冷却速度を１００℃／秒以上とすることが好ましい。この場合、前記水冷が、ＦＴ～ＦＴ－４０℃の温度範囲の急冷を目的としたステップとその後の冷却を行う複数の冷却ステップとで行われることを妨げない。ＦＴ～ＦＴ－４０℃の平均冷却速度が１００℃／秒未満では上記効果が得難くなる。ＦＴ～ＦＴ－４０℃の平均冷却速度は、好ましくは１２０℃／秒以上、より好ましくは１５０℃／秒以上である。この温度域での平均冷却速度について、上限は特に限定する必要はないが、鋼板内の温度ばらつき抑制の観点からは、平均冷却速度は１０００℃／秒以下であることが好ましい。
　上述の仕上げ圧延終了後の高温域の急冷（ＦＴ～ＦＴ－４０℃の冷却）は、仕上げ圧延の最終スタンドの後に限らず、圧延スタンド間で行ってもよい。すなわち、急速冷却を行った後のスタンドでは圧延しないか、もしくは、形状矯正や冷却制御などを目的として、圧下率が８％以下の圧延を加えてもよい。この場合、急冷後の圧延は仕上げ圧延工程には含まれない。
　（７５０～６２０℃の滞在時間：２０秒以下）
　一様伸びの向上を目的として、ＧＡＭが０．５°以下となる組織であるフェライトを析出させてもよい。そのためには、仕上げ圧延後の熱延鋼板を、フェライト変態が活発となる７５０～６２０℃の温度域の滞在時間を調整して、所望の面積分率のＧＡＭ≦０．５を得てもよい。上記温度域における滞在時間が２０秒を超えると、フェライトが過剰に析出したり、パーライトやセメンタイトが過剰に析出して強度が低下する。そのため、上記温度域における滞在時間は２０秒以下とする。滞在時間は好ましくは１７秒以下、より好ましくは１４秒以下、更に好ましくは、１０秒以下である。設備能力を考慮し、下限は１秒としてもよい。
　本実施形態において、７５０～６２０℃の滞在時間とは、仕上げ圧延後の鋼板の温度が７５０℃に達してから、温度が低下して６２０℃に達するまでの時間を示し、この時間、範囲において鋼板が必ずしも常に冷却される必要はない。
（６２０℃～５７０℃以下の冷却停止温度の温度域の平均冷却速度：３０℃／秒以上）
　未変態オーステナイトをフレッシュマルテンサイトやベイナイトに変態させるため、冷却停止温度を５７０℃以下として、６２０℃から冷却停止温度までの温度域の平均冷却速度が３０℃／秒以上となるように冷却する。上記温度域における平均冷却速度が３０℃／秒未満では、冷却中にセメンタイトやパーライトが生成して所望の金属組織が得難くなる。上記温度域における平均冷却速度は、好ましくは４０℃／秒以上、より好ましくは５０℃／秒以上である。上記温度域における平均冷却速度の上限は特に限定しないが、熱ひずみによる板反り抑制の観点から、３００℃／秒以下が好ましく、２００℃／秒以下がより好ましく、１５０℃／秒以下がさらに好ましく、１１０℃／秒以下が一層好ましい。
［巻き取り工程］
　（巻取温度：５７０℃以下）
　上記冷却後は、鋼板を５７０℃以下で巻き取る。５７０℃超で巻き取った場合、巻取後の緩冷却により巻取温度付近でＴｉ系炭化物が過剰に析出して穴広げ性や靭性が低下する場合がある。そのため、巻取温度は５７０℃以下とする。巻取温度は、好ましくは５６０℃以下であり、より好ましくは５５０℃以下である。巻き取り後のＴｉ系炭化物析出を抑制する観点から、巻取温度は５７０℃以下であれば良く、下限は限定されない。
　巻取温度と上記冷却停止温度とは、ほぼ同じ温度になることが多い。
［熱処理工程］
（最高到達温度Ｔｍａｘ：５５０～７２０℃）
　熱処理工程では、熱間圧延工程及び巻き取り工程で生成したフレッシュマルテンサイト及びベイナイトを熱処理により焼き戻して、転位密度を調整しつつ、Ｔｉ系炭化物を析出させることで、強度、一様伸び及び靭性に優れる鋼板が得られる。熱処理工程の最高到達温度Ｔｍａｘが５５０℃未満では、結晶粒内の弾性ひずみの減少の遅延によりＧＡＭ＞１．７の面積分率が過剰になるおそれがある。そのため、Ｔｍａｘは５５０℃以上とする。Ｔｍａｘは、好ましくは５７０℃以上、より好ましくは６００℃以上である。一方、Ｔｍａｘが７２０℃超では、Ｔｉ系炭化物が粗大化してしまい強度が得難くなる。また、パーライトや粗大なセメンタイトの生成により、鋼板の穴広げ性や靭性が劣化する。そのため、Ｔｍａｘは７２０℃以下とする。Ｔｍａｘは、好ましくは７００℃以下である。
（焼き戻しパラメーターＰｓ：１４０００～１８０００）
　熱処理工程において、結晶粒内の弾性ひずみと転位が減少するとともに、Ｔｉ系炭化物が析出することにより、強度と一様伸びとのバランスに優れる鋼板が得られる。焼き戻しパラメーターＰｓが１４０００未満では、弾性ひずみと転位の減少とが不十分になり、強度と一様伸びとのバランスを向上させる効果が得られない。そのため、Ｐｓは１４０００以上とする。一方、Ｐｓが１８０００超では、Ｔｉ系炭化物が粗大化して強度が低下したり、パーライトや粗大なセメンタイトが生成したりして穴広げ性や靭性が劣化する。そのため、Ｐｓは１８０００以下とする。
　Ｐｓは、熱処理温度が一定の場合はＰｓ＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ））により求めることができる。式中のＴは熱処理温度（℃）であり、ｔは熱処理時間（ｈｏｕｒ）である。しかしながら、熱処理温度が一定でない場合、すなわち、連続焼鈍のように連続的に温度が変化する場合には、非特許文献１に記載されているように熱処理工程を考慮した方法により、積算焼き戻しパラメーターとして計算することが出来る。本実施形態では、非特許文献１に記載された方法に基づいて算出した積算焼き戻しパラメーターを、焼き戻しパラメーターＰｓとする。
　焼き戻しパラメーターＰｓは、具体的には以下の方法で求められる。
　加熱開始から加熱終了までの時間を総数Ｎの微小時間Δｔで分割する。ここで、（ｎ－１）番目の区間の平均温度をＴｎ－１（℃）、ｎ番目の区間の平均温度をＴｎ（℃）とする。最初の微小時間（ｎ＝１の場合の区間）に対応する焼き戻しパラメーターＰ（１）は、以下の式により求めることができる。ｌｏｇは底が１０の常用対数を示す。
　Ｐ（１）＝（Ｔ１＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（Δｔ））
　Ｐ（１）は、以下の式により、温度Ｔ２及び加熱時間ｔ２に基づき算出されるＰと等価な値として表すことができる。
　（Ｔ１＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（Δｔ））＝（Ｔ２＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ２））
　時間ｔ２は、２番目の区間より前の区間（つまり、１番目の区間）での加熱に基づき算出されるＰの積算値と等価なＰを、温度Ｔ２で得るための所要時間（等価時間）である。２番目の区間（温度Ｔ２）における加熱時間は、時間ｔ２に実際の加熱時間Δｔを加えた時間である。したがって、２番目の区間の加熱が完了した時点でのＰの積算値Ｐ（２）は以下の式により求めることができる。
　Ｐ（２）＝（Ｔ２＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ２＋Δｔ））
　この式を一般化すると、以下の式（４）となる。
　Ｐ（ｎ）＝（Ｔｎ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔｎ＋Δｔ））　　　（４）
　時間ｔｎは（ｎ－１）番目の区間の加熱が完了した時点でのＰの積算値と等価なＰを、温度Ｔｎで得るための等価時間である。時間ｔｎは式（５）により求めることができる。
　ｌｏｇ（ｔｎ）＝（（Ｔｎ－１＋２７３）／（Ｔｎ＋２７３））×（２０＋ｌｏｇ（ｔｎ－１））－２０　　　（５）
　以上の方法で得られる、Ｎ番目の焼き戻しパラメーターＰ（Ｎ）が、Ｎ番目の区間の加熱が完了した時点でのＰの積算値であり、これがＰｓである。
　本実施形態では、上記の熱処理工程において、鋼板にめっきを施すことで、めっき鋼板としてもよい。熱処理後にめっきを施す場合においても、熱処理工程とめっき工程とを連続した工程とみなし、上記した熱処理条件の範囲内でめっきを施せば問題ない。めっきは電気めっきおよび溶融めっきのいずれでもよい。めっき種も特に制限はないが、一般的には亜鉛めっきと亜鉛合金めっきとを含む亜鉛系めっきである。めっき鋼板の例としては、電気亜鉛めっき鋼板、電気亜鉛－ニッケル合金めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、溶融亜鉛－アルミニウム合金めっき鋼板などが例示される。めっき付着量は一般的な量でよい。めっきを施す前に、プレめっきとしてＮｉ等を表面につけても良い。
　本実施形態に係る鋼板を製造する際には、形状矯正を目的として公知の調質圧延を適宜施してもよい。
　本実施形態に係る鋼板の板厚は特に限定するものではないが、板厚が厚すぎる場合は、鋼板表層と内部とで生成される組織が著しく異なるため、６．０ｍｍ以下が好ましい。一方、板厚が薄すぎると熱延時の通板が困難となるため、一般的には１．０ｍｍ以上が好ましい。より好ましくは、１．２ｍｍ以上である。
　次に、実施例により本発明の一態様の効果を更に具体的に説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性および効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明はこの一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。
　表１に示す化学組成を有する鋼を溶製して鋳造した後、熱間鍛造によって４０ｍｍ厚さの鋼片とした。得られた鋼片を加熱し、複数の圧延スタンドを有する試験用小型タンデムミルにて、ＦＴ＋５０℃超、ＦＴ＋１５０℃以下の温度域及びＦＴ～ＦＴ＋５０℃の温度域のいずれにおいても２～４パスの複数回の圧延を行う、熱間圧延を施して、板厚を２．５～３．５ｍｍの熱延鋼板とした。この熱延鋼板を水冷し、巻き取った後、熱処理を施すことで鋼板（熱延鋼板）を得た。表２－１～表２－２に各製造条件を示す。
　熱処理において、焼き戻しパラメーターＰｓを算定する際の時間間隔は１秒とした。
　また、一部の鋼板についてはめっきを施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　得られた鋼板について、上述の方法により、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置における金属組織のＧＡＭ０．５－１．７、ＧＡＭ＞１．７、ＧＡＭ≦０．５の面積分率、残留オーステナイト（残留γ）の面積分率、残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、セメンタイトおよびパーライトの合計面積分率、平均結晶粒径および平均転位密度、並びに、板厚中心部の各結晶方位の極密度を求めた。板厚中心部の結晶方位の極密度の測定においては、およそ３０００個のｂｃｃの結晶方位情報を測定した。
　得られた鋼板の機械特性を評価するため、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、一様伸びｕＥｌ（％）は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠し、５号試験片で評価した。
　穴広げ性は、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６：２０１０に準拠して測定される穴広げ率λ（％）により評価した。
　低温靭性は、破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）で評価し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２００５に準拠して、鋼板を２．５ｍｍサブサイズ試験片に加工したＶノッチ試験片を用いてシャルピー衝撃試験を行って評価した。
　表３－１～表３－２に金属組織、集合組織および機械特性の試験結果を示す。表３－２中のめっきの欄のＧＩは溶融亜鉛めっき層を示し、ＧＡは合金化溶融亜鉛めっき層を示す。また、表３－１の平均転位密度の表記において、例えば８．３Ｅ＋１４は、８．３×１０１４であることを示す。
　引張強度が９８０ＭＰａ以上の場合を高強度であると判断し、ｖＴｒｓ（℃）が－４０℃以下を低温靭性に優れるとして判断とした。加工性は、強度－一様伸びバランス（ＴＳ×ｕＥｌ）及び強度－穴広げ性バランス（ＴＳ×λ）によって評価した。ＴＳ×ｕＥｌ（ＭＰａ・％）は、６０００ＭＰａ・％以上の場合を高強度であり一様伸びに優れると判断し、ＴＳ×λ（ＭＰａ・％）は、５００００ＭＰａ・％以上である場合を高強度であり穴広げ性に優れるとして判断した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表３－１、表３－２によれば、発明例である鋼板Ｎｏ．１～３、１１、１３、１４、１６、２３～３２、３４、３６は、高強度であり、低温靭性、一様伸び、穴広げ性に優れることが分かる。一方、比較例である鋼板Ｎｏ．４～１０、１２、１５、１７～２２、３３、３５は、何れか１つ以上の特性が劣ることが分かる。
　本発明に係る上記一態様によれば、高強度であり、且つ伸び、穴広げ性、低温靭性に優れた鋼板及びその製造方法を提供することができる。本発明に係る鋼板を自動車の内板部材、構造部材、足廻り部材等の部品の素材として使用すれば、部品形状に加工することが容易であり、極寒冷地での使用にも耐えることができるため、産業上の貢献が極めて顕著である。

Claims (7)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０４０～０．１８０％、
    　Ｓｉ：０．００５～２．００％、
    　Ｍｎ：１．００～３．００％、
    　Ｔｉ：０．２００％超、０．４００％以下、
    　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～１．０００％、
    　Ｎ：０．００１０～０．０１００％、
    　Ｐ：０．１００％以下、
    　Ｓ：０．０１００％以下、
    　Ｎｂ：０～０．１００％、
    　Ｖ：０～０．５００％、
    　Ｍｏ：０～０．５００％、
    　Ｃｕ：０～１．００％、
    　Ｎｉ：０～１．００％、
    　Ｃｒ：０～２．００％、
    　Ｂ：０～０．００３０％、
    　Ｃａ：０～０．０１００％、
    　Ｍｇ：０～０．０１００％、
    　ＲＥＭ：０～０．０１００％、および
    　Ｂｉ：０～０．０２００％、
    　を含有し、
    　残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
    　表面から板厚の１／４の深さ位置で、
    　　ＥＢＳＤ解析により得られる１個の結晶粒内の結晶方位差の平均を表すＧＡＭが０．５°超１．７°以下の結晶粒であるＧＡＭ０．５－１．７の面積分率が５０％以上１００％以下であり、
    　　前記ＧＡＭが１．７°超である結晶粒であるＧＡＭ＞１．７の面積分率が０％以上２０％以下であり、
    　　前記ＧＡＭが０．５°以下の結晶粒であるＧＡＭ≦０．５の面積分率が０％以上５０％未満であり、
    　　残留オーステナイトの面積分率が０％以上４％未満であり、
    　　前記残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、セメンタイトおよびパーライトの合計面積分率が０％以上１０％以下であり、
    　　平均結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、
    　　平均転位密度が１.０×１０１４／ｍ２以上４.０×１０１５／ｍ２以下であり、
    　板厚中心部の、｛２１１｝＜０１１＞および｛３３２｝＜１１３＞の極密度の合計が１２．０以下であり、
    　引張強度が９８０ＭＰａ以上である、
    ことを特徴とする鋼板。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
    　Ｖ：０．００５～０．５００％、
    　Ｍｏ：０．００１～０．５００％、
    　Ｃｕ：０．０２～１．００％、
    　Ｎｉ：０．０２～１．００％、
    　Ｃｒ：０．０２～２．００％、
    　Ｂ：０．０００１～０．００３０％、
    　Ｃａ：０．０００２～０．０１００％、
    　Ｍｇ：０．０００２～０．０１００％、
    　ＲＥＭ：０．０００２～０．０１００％、および
    　Ｂｉ：０．０００１～０．０２００％、
    　からなる群から選択される１種または２種以上を含有する、
    ことを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
  3. 　表面に、めっき層が形成されていることを特徴とする、請求項１または２に記載の鋼板。
  4. 　前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項３に記載の鋼板。
  5. 　前記めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項３に記載の鋼板。
  6. 　請求項１に記載の鋼板の製造方法であって、
    　請求項１に記載の前記化学組成を有するスラブまたは鋼片を加熱する加熱工程と、
    　前記加熱工程後の前記スラブまたは前記鋼片に、複数の圧延スタンドを用いて、多パス熱間圧延を施して、熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
    　前記熱延鋼板を巻き取る巻き取り工程と、
    　前記巻き取り工程後の前記熱延鋼板に熱処理を施す熱処理工程と、
    を有し、
    　前記加熱工程では、
    　　加熱温度を１２８０℃以上かつ下記（１）式により表される温度ＳＲＴ（℃）以上とし、
    　前記熱間圧延工程では、
    　　仕上げ温度を単位℃でＦＴと表したとき、ＦＴ＋５０℃超、ＦＴ＋１５０℃以下の温度域での合計圧下率を５０％以上とし、
    　　前記ＦＴ～前記ＦＴ＋５０℃の温度域での合計圧下率を４０～８０％、前記ＦＴ～前記ＦＴ＋５０℃の前記温度域の圧延に要する時間を０．５～１０．０秒とし、
    　　前記ＦＴ＋５０℃超、前記ＦＴ＋１５０℃以下の前記温度域および前記ＦＴ～前記ＦＴ＋５０℃の前記温度域において、それぞれ２パス以上の圧延を行い、
    　　前記ＦＴ～ＦＴ＋１００℃の温度域の平均冷却速度を６．０℃／秒以上４０．０℃／秒以下とし、
    　　前記ＦＴを、下記式（２）により求められるＡｒ３以上、かつ下記式（３）により求められるＴＲ（℃）以上、かつ１１００℃以下とし、
    　　仕上げ圧延の完了から３．０秒以内に水冷を開始し、
    　　前記ＦＴ～７５０℃の温度域の平均冷却速度を３０℃／秒以上とし、７５０～６２０℃の温度域で２０秒以下滞在させてから、６２０℃～５７０℃以下である冷却停止温度の温度域の平均冷却速度が３０℃／秒以上となるように、前記冷却停止温度まで冷却し、
    　前記巻き取り工程では、５７０℃以下で巻き取り、
    　前記熱処理工程では、
    　　最高到達温度Ｔｍａｘを５５０℃以上７２０℃以下とし、焼き戻しパラメーターＰｓを１４０００～１８０００とする、
    ことを特徴とする鋼板の製造方法。
    　ＳＲＴ（℃）＝１６３０＋９０×ｌｎ（［Ｃ］×［Ｔｉ］）…（１）
    　Ａｒ３（℃）＝９０１－３２５×［Ｃ］＋３３×［Ｓｉ］－９２×［Ｍｎ］＋２８７×［Ｐ］＋４０×［ｓｏｌ．Ａｌ］　　　（２）
    　ＴＲ（℃）＝８００＋７００×［Ｔｉ］＋１０００×［Ｎｂ］　　　（３）
    　但し、上記式（１）、（２）、（３）中の[元素記号]は、各元素の質量％での含有量を示し、含有しない場合は０を代入する。
  7. 　前記熱間圧延工程において、
    　　前記仕上げ圧延の完了から０．３秒以内に前記水冷を開始し、
    　　前記ＦＴ～ＦＴ－４０℃の温度域の平均冷却速度が１００℃／秒以上である冷却を行う、
    ことを特徴とする請求項６に記載の鋼板の製造方法。
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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2024162381A1 (ja) * 2023-01-31 2024-08-08 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
WO2024162388A1 (ja) * 2023-01-31 2024-08-08 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
WO2024162382A1 (ja) * 2023-01-31 2024-08-08 日本製鉄株式会社 熱延鋼板

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008255484A (ja) 2007-03-15 2008-10-23 Kobe Steel Ltd プレス加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2009084648A (ja) 2007-09-28 2009-04-23 Kobe Steel Ltd 疲労強度及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板
WO2014132968A1 (ja) 2013-02-26 2014-09-04 新日鐵住金株式会社 焼き付け硬化性と低温靭性に優れた引張最大強度９８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板
JP2014205890A (ja) 2013-04-15 2014-10-30 Ｊｆｅスチール株式会社 穴拡げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2014188966A1 (ja) * 2013-05-21 2014-11-27 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
WO2019009410A1 (ja) * 2017-07-07 2019-01-10 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
WO2020022778A1 (ko) * 2018-07-25 2020-01-30 주식회사 포스코 내충돌 특성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
JP2020164941A (ja) 2019-03-29 2020-10-08 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101643888B (zh) * 2009-08-31 2010-12-29 武汉钢铁(集团)公司 一种抗拉强度700MPa级低焊接裂纹敏感性钢及其生产方法
PL2762588T3 (pl) * 2011-09-30 2020-10-19 Nippon Steel Corporation BLACHA STALOWA CIENKA O DUŻEJ WYTRZYMAŁOŚCI CYNKOWANA ZANURZENIOWO NA GORĄCO MAJĄCA DOSKONAŁĄ PODATNOŚĆ NA FORMOWANIE, NISKĄ ANIZOTROPIĘ MATERIAŁU I GRANICZNĄ WYTRZYMAŁOŚĆ NA ROZCIĄGANIE WYNOSZĄCĄ 980 MPa LUB WIĘCEJ, STOPOWA BLACHA STALOWA CIENKA O DUŻEJ WYTRZYMAŁOŚCI CYNKOWANA ZANURZENIOWO NA GORĄCO ORAZ SPOSÓB ICH WYTWARZANIA
JP5556948B1 (ja) * 2013-10-28 2014-07-23 Ｊｆｅスチール株式会社 低温用鋼板およびその製造方法
JP6515281B2 (ja) * 2014-07-11 2019-05-22 日本製鉄株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
JP6295893B2 (ja) * 2014-08-29 2018-03-20 新日鐵住金株式会社 耐水素脆化特性に優れた超高強度冷延鋼板およびその製造方法
US11332803B2 (en) * 2017-04-21 2022-05-17 Nippon Steel Corporation High strength hot-dip galvanized steel sheet and production method therefor
EP3653736B1 (en) * 2018-11-14 2020-12-30 SSAB Technology AB Hot-rolled steel strip and manufacturing method

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008255484A (ja) 2007-03-15 2008-10-23 Kobe Steel Ltd プレス加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2009084648A (ja) 2007-09-28 2009-04-23 Kobe Steel Ltd 疲労強度及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板
WO2014132968A1 (ja) 2013-02-26 2014-09-04 新日鐵住金株式会社 焼き付け硬化性と低温靭性に優れた引張最大強度９８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板
JP2014205890A (ja) 2013-04-15 2014-10-30 Ｊｆｅスチール株式会社 穴拡げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2014188966A1 (ja) * 2013-05-21 2014-11-27 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
WO2019009410A1 (ja) * 2017-07-07 2019-01-10 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
WO2020022778A1 (ko) * 2018-07-25 2020-01-30 주식회사 포스코 내충돌 특성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
JP2020164941A (ja) 2019-03-29 2020-10-08 日鉄ステンレス株式会社 フェライト系ステンレス鋼板

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP4223892A4
TSUCHIYAMA, T: "Heat Treatment", vol. 42, 2002, article "Physical Meaning of Tempering Parameter and Its Application for Continuous Heating or Cooling Heat Treatment Process", pages: 163 - 168

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2024162381A1 (ja) * 2023-01-31 2024-08-08 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
WO2024162388A1 (ja) * 2023-01-31 2024-08-08 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
WO2024162382A1 (ja) * 2023-01-31 2024-08-08 日本製鉄株式会社 熱延鋼板

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