JP7498407B2 - 鋼板及び鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

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ＧＡＭ_{０．５－１．７}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１.０×１０^１４／ｍ^２以上４.０×１０^１５／ｍ^２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Ａｒ_３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）
Ａｒ_３（℃）＝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（ＧＡＭ_{０．５-１．７}）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１．０×１０^１４／ｍ^２以上４．０×１０^１５／ｍ^２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、ＧＡＭ_{０．５-１．７}、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、ＧＡＭ_{０．５－１．７}、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。

（ＧＡＭ_{０．５－１．７}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、ＧＡＭ_{０．５－１．７}の面積分率を５０％以上に制御する。ＧＡＭ_{０．５－１．７}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、ＧＡＭ_{０．５－１．７}、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。

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。
ＧＡＭ_{０．５－１．７}、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：１．０×１０^１４～４．０×１０^１５／ｍ^２）
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４．０×１０^１５／ｍ^２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３．５×１０^１５／ｍ^２以下、より好ましくは３．０×１０^１５／ｍ^２以下である。
一方、平均転位密度が１．０×１０^１４／ｍ^２未満では、強度の確保が難しい。そのため、平均転位密度は、１．０×１０^１４／ｍ^２以上とする。好ましくは１．５×１０^１４／ｍ^２以上、より好ましくは２．０×１０^１４／ｍ^２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＝（１４．４ε^２）／ｂ^２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Ａｒ_３（℃）以上、かつ下記式（３）により求められるＴＲ（℃）以上、かつ１１００℃以下）
Ａｒ_３（℃）＝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Ａｒ_３（℃）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Ａｒ_３（℃）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Ｔ_ｎ－１（℃）、ｎ番目の区間の平均温度をＴ_ｎ（℃）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）＝（Ｔ_１＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（Δｔ））

Ｐ（１）は、以下の式により、温度Ｔ_２及び加熱時間ｔ_２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。
（Ｔ_１＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（Δｔ））＝（Ｔ_２＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ_２））

時間ｔ_２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Ｔ_２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Ｔ_２）における加熱時間は、時間ｔ_２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）＝（Ｔ_２＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ_２＋Δｔ））

この式を一般化すると、以下の式（４）となる。
Ｐ（ｎ）＝（Ｔ_ｎ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ_ｎ＋Δｔ）） （４）

時間ｔ_ｎ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Ｔ_ｎで得るための等価時間である。時間ｔ_ｎは式（５）により求めることができる。
ｌｏｇ（ｔ_ｎ）＝（（Ｔ_ｎ－１＋２７３）／（Ｔ_ｎ＋２７３））×（２０＋ｌｏｇ（ｔ_ｎ－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。

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ＧＡＭ_{０．５－１．７}、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、８．３×１０^１４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。

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ＧＡＭ_{０．５－１．７}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１.０×１０^１４／ｍ^２以上４.０×１０^１５／ｍ^２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Ａｒ_３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）
   Ａｒ_３（℃）＝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。