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WO2018030400A1 - 鋼板 - Google Patents

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WO2018030400A1
WO2018030400A1 PCT/JP2017/028750 JP2017028750W WO2018030400A1 WO 2018030400 A1 WO2018030400 A1 WO 2018030400A1 JP 2017028750 W JP2017028750 W JP 2017028750W WO 2018030400 A1 WO2018030400 A1 WO 2018030400A1
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WO
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content
less
steel sheet
rolling
area ratio
Prior art date
Application number
PCT/JP2017/028750
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English (en)
French (fr)
Inventor
翔平 藪
上西　朗弘
林　宏太郎
Original Assignee
新日鐵住金株式会社
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Filing date
Publication date
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Priority to KR1020187033082A priority patent/KR102158631B1/ko
Priority to CN201780040099.XA priority patent/CN109415785B/zh
Priority to US16/098,015 priority patent/US11365465B2/en
Priority to BR112018073110A priority patent/BR112018073110A2/pt
Priority to MX2018013597A priority patent/MX2018013597A/es
Priority to JP2018533497A priority patent/JP6737338B2/ja
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet suitable for machine structural parts such as automobile body structural parts.
  • An object of the present invention is to provide a steel sheet that can obtain excellent strength and formability, and particularly excellent formability during high-speed processing.
  • the present inventors have intensively studied to solve the above problems.
  • the conventional steel sheet has a band-like structure in which a hard structure composed of bainite, martensite, retained austenite, or any combination thereof is connected in a band shape, the band-like structure becomes a stress concentration portion, and voids
  • Martensite includes fresh martensite and tempered martensite.
  • voids are closely connected due to the dense formation of voids due to the band-like structure. That is, it has been clarified that the band-like structure affects the hole expansibility.
  • the present inventors discovered that it was important to suppress a band-like structure
  • the present inventors have also found that the surface properties during molding are improved by suppressing the band-like structure.
  • the band-like structure is formed by the segregation of alloy elements such as Mn at the melting stage, and in hot rolling and cold rolling, the segregated region of the alloy elements is stretched in the rolling direction. Therefore, it is important to suppress segregation of alloy elements in order to suppress the band-like structure.
  • the inventors of the present invention can suppress the band-like structure by introducing lattice defects at a high temperature to cause recrystallization of austenite and increasing the Si concentration in the alloy segregation part before finish rolling. It was found to be extremely effective. That is, the recrystallization promotes the diffusion of the alloy elements along the grain boundaries of the recrystallized austenite grains, the alloy elements are distributed in a network shape, and segregation of the alloy elements is suppressed.
  • the present inventors have found that by containing Si and increasing the Si concentration of the Mn segregation part, ferrite is formed more uniformly during cooling, and the band structure is effectively eliminated. According to such a method, the band structure can be effectively eliminated without conventional long-time heating and addition of expensive alloy elements.
  • the hole expansibility is evaluated by a method defined in JIS T 1001, JIS Z 2256, or JFS T 1001.
  • the test speed of the hole expansion test is 0.2 mm / sec.
  • the present inventors can sufficiently reflect the hole expandability during high-speed machining because the test results obtained by the test speed differ and the results obtained by the test at a test speed of about 0.2 mm / sec. Found that not. This is considered to be because the strain rate also increases as the machining rate increases. Therefore, it can be said that the result obtained by the hole expansion test with the test speed set to about 1 mm / second, which is the upper limit value defined for the test speed, is important for the evaluation of the hole expansion property at high speed machining.
  • the inventors have also found that the steel plate from which the band structure has been eliminated as described above has good results obtained in the hole expansion test with a test speed of 1 mm / second.
  • the inventor of the present application has come up with the following aspects of the invention as a result of further intensive studies based on such knowledge.
  • the steel structure is appropriate, excellent strength and formability can be obtained, and excellent formability during high-speed processing can also be obtained.
  • the band-like structure by suppressing the band-like structure, it is possible to suppress striped surface defects that occur during the formation of ultra-high tension, and to obtain an excellent appearance.
  • FIG. 1 is a diagram illustrating a method for obtaining a line fraction of a hard tissue.
  • the chemical composition of the steel plate and the slab used for manufacturing the steel plate according to the embodiment of the present invention will be described.
  • the steel sheet according to the embodiment of the present invention is manufactured through multiaxial compression processing, hot rolling, cold rolling, annealing, and the like of a slab. Therefore, the chemical composition of the steel plate and slab takes into account not only the properties of the steel plate but also these treatments.
  • “%”, which is a unit of content of each element contained in the steel plate and slab means “mass%” unless otherwise specified.
  • the steel sheet according to the present embodiment is in mass%, and in mass%, C: 0.05% to 0.40%, Si: 0.05% to 6.00%, Mn: 1.50% to 10.00%.
  • Acid-soluble Al 0.01% to 1.00%, P: 0.10% or less, S: 0.01% or less, N: 0.01% or less, Ti: 0.0% to 0.2% %, Nb: 0.0% to 0.2%, V: 0.0% to 0.2%, Cr: 0.0% to 1.0%, Mo: 0.0% to 1.0%, Cu: 0.0% to 1.0%, Ni: 0.0% to 1.0%, Ca: 0.00% to 0.01%, Mg: 0.00% to 0.01%, REM ( Rare earth metal (rare earth metal): 0.00% to 0.01%, Zr: 0.00% to 0.01%, and the balance: Fe and impurities.
  • the impurities include those contained in raw materials such as ore and scrap and those contained in the manufacturing process.
  • C (C: 0.05% to 0.40%) C contributes to an improvement in tensile strength.
  • the C content is less than 0.05%, sufficient tensile strength, for example, tensile strength of 780 MPa or more cannot be obtained. Therefore, the C content is 0.05% or more, preferably 0.07% or more.
  • the C content is 0.40% or less, preferably 0.35% or less, more preferably 0.30% or less, and still more preferably 0.20% or less.
  • Si 0.05%-6.00%
  • Si enhances the tensile strength by solid solution strengthening without deteriorating hole expansibility. If the Si content is less than 0.05%, sufficient tensile strength, for example, tensile strength of 780 MPa or more cannot be obtained. Therefore, the Si content is 0.05% or more, preferably 0.20% or more, and more preferably 0.50% or more. Si concentrates in the Mn segregation part, promotes the formation of ferrite, and also has an action of suppressing the band-like distribution of the hard structure. This effect is particularly remarkable when the Si content is 2.00% or more. Accordingly, the Si content is preferably 2.00% or more, more preferably 2.50% or more.
  • the Si content exceeds 6.00%, the ferrite phase stabilization effect of the alloy segregation part exceeds the austenite phase stabilization effect of Mn, and the formation of a band-like structure is promoted. Therefore, the Si content is 6.00% or less, preferably 5.00% or less. Moreover, band-shaped distribution can be more effectively suppressed by containing Si according to Mn content. From this viewpoint, the Si content is preferably 1.0 to 1.3 times the Mn content. From the viewpoint of the surface properties of the steel sheet, the Si content may be 2.00% or less, 1.50% or less, or 1.20% or less.
  • Mn contributes to improvement of tensile strength.
  • Mn content is less than 1.50%, a sufficient tensile strength, for example, a tensile strength of 780 MPa or more cannot be obtained. Therefore, the Mn content is 1.50% or more.
  • Mn can increase the retained austenite fraction without adding expensive alloy elements.
  • the Mn content is preferably 1.70% or more, more preferably 2.00% or more.
  • the Mn content exceeds 10.00%, the precipitation amount of MnS increases and the low temperature toughness deteriorates. Therefore, the Mn content is 10.00% or less. From the viewpoint of productivity in hot rolling and cold rolling, the Mn content is preferably 4.00% or less, more preferably 3.00% or less.
  • Acid-soluble Al has the effect
  • P 0.10% or less
  • P is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. From the viewpoint of weldability, the lower the P content, the better. In particular, when the P content exceeds 0.10%, the weldability is significantly reduced. Therefore, the P content is 0.10% or less, preferably 0.03% or less. Reduction of the P content requires a cost, and if it is attempted to reduce it to less than 0.0001%, the cost increases remarkably. For this reason, the P content may be 0.0001% or more. Since P contributes to improvement in strength, the P content may be 0.01% or more.
  • S is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. From the viewpoint of weldability, the lower the S content, the better. The higher the S content, the greater the amount of MnS precipitated and the lower the low temperature toughness. In particular, when the S content exceeds 0.01%, the weldability and the low temperature toughness are markedly reduced. Therefore, the S content is 0.01% or less, preferably 0.003% or less, more preferably 0.0015% or less. The reduction of the S content is costly. If it is attempted to reduce the content to less than 0.001%, the cost will increase significantly. For this reason, S content is good also as 0.0001% or more, and good also as 0.001% or more.
  • N is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. From the viewpoint of weldability, the lower the N content, the better. In particular, when the N content exceeds 0.01%, the weldability is significantly reduced. Therefore, the N content is 0.01% or less, preferably 0.006% or less. Reduction of the N content is costly, and if it is attempted to reduce it to less than 0.0001%, the cost increases remarkably. For this reason, the N content may be 0.0001% or more.
  • Ti, Nb, V, Cr, Mo, Cu, Ni, Ca, Mg, REM, and Zr are not essential elements, but are optional elements that may be appropriately contained in steel plates and steels up to a predetermined amount.
  • Ti, Nb, and V contribute to the improvement of strength. Therefore, Ti, Nb or V or any combination thereof may be contained. In order to sufficiently obtain this effect, the Ti content, the Nb content or the V content, or any combination thereof is preferably 0.003% or more. On the other hand, if the Ti content, Nb content or V content, or any combination thereof exceeds 0.2%, hot rolling and cold rolling become difficult. Therefore, the Ti content, the Nb content or the V content, or any combination thereof is 0.2% or less. That is, Ti: 0.003% to 0.2%, Nb: 0.003% to 0.2%, or V: 0.003% to 0.2%, or any combination thereof may be satisfied. preferable.
  • Cr, Mo, Cu and Ni contribute to the improvement of strength. Therefore, Cr, Mo, Cu, or Ni or any combination thereof may be contained. In order to sufficiently obtain this effect, the Cr content, the Mo content, the Cu content or the Ni content, or any combination thereof is preferably 0.005% or more. On the other hand, if the Cr content, the Mo content, the Cu content or the Ni content, or any combination thereof exceeds 1.0%, the effect of the above action is saturated and the cost is increased. Therefore, the Cr content, the Mo content, the Cu content, the Ni content, or any combination thereof is 1.0% or less. That is, Cr: 0.005% to 1.0%, Mo: 0.005% to 1.0%, Cu: 0.005% to 1.0%, or Ni: 0.005% to 1.0% Or any combination thereof is preferably satisfied.
  • Ca, Mg, REM and Zr contribute to the fine dispersion of inclusions and increase toughness. Therefore, Ca, Mg, REM or Zr or any combination thereof may be contained. In order to sufficiently obtain this effect, the Ca content, the Mg content, the REM content, the Zr content, or any combination thereof is preferably 0.0003% or more. On the other hand, if the Ca content, Mg content, REM content, Zr content, or any combination thereof exceeds 0.01%, the surface properties deteriorate.
  • the Ca content, the Mg content, the REM content, the Zr content, or any combination thereof is set to 0.01% or less. That is, Ca: 0.0003% to 0.01%, Mg: 0.0003% to 0.01%, REM: 0.0003% to 0.01%, or Zr: 0.0003% to 0.01% Or any combination thereof is preferably satisfied.
  • REM rare earth metal
  • REM content means the total content of these 17 elements.
  • Lanthanoids are added industrially, for example, in the form of misch metal.
  • the steel sheet according to this embodiment has an area ratio of ferrite: 5% to 80%, hard structure composed of bainite, martensite, retained austenite, or any combination thereof: 20% to 95%, and perpendicular to the thickness direction.
  • Martensite includes fresh martensite and tempered martensite.
  • the area ratio of ferrite is 5% or more, preferably 10% or more, and more preferably 20% or more.
  • the area ratio of ferrite is 80% or less, preferably 70% or less.
  • the area ratio of the hard tissue is 20% or more, preferably 30% or more.
  • the area ratio of the hard tissue is 95% or less, preferably 90% or less, and more preferably 80% or less.
  • the area ratio of retained austenite is 5.0% or more, it is easy to obtain a breaking elongation of 12% or more. Therefore, the area ratio of retained austenite is preferably 5.0% or more, and more preferably 10.0% or more. Although the upper limit of the area ratio of retained austenite is not limited, it is not easy to manufacture a steel sheet having an area ratio of retained austenite of more than 30.0% with the current technical level.
  • the area ratio of ferrite and the area ratio of hard structure can be measured as follows. First, a sample is taken so that a cross section perpendicular to the width direction at a position of 1/4 of the width of the steel sheet is exposed, and this cross section is corroded with a repeller etchant. Next, an optical micrograph is taken of a region where the depth from the surface of the steel sheet is 3t / 8 to t / 2. At this time, for example, the magnification is 200 times.
  • the observation surface can be roughly divided into a black portion and a white portion by corrosion using a repeller etchant. And a black part may contain a ferrite, a bainite, a carbide
  • a portion containing a lamellar structure in the grain corresponds to pearlite.
  • the portion not containing a lamellar structure in the grain and not containing the lower structure corresponds to ferrite.
  • the luminance is particularly low, and a spherical portion having a diameter of about 1 ⁇ m to 5 ⁇ m corresponds to carbide.
  • the portion including the substructure in the grain corresponds to bainite. Therefore, the area ratio of ferrite is obtained by measuring the area ratio of the black portion that does not include the lamellar structure in the grain and does not include the lower structure.
  • the area ratio of bainite can be obtained by measuring the area ratio of the portion containing.
  • the area ratio of the white part is the total area ratio of martensite and retained austenite. Therefore, the area ratio of the hard structure can be obtained from the area ratio of bainite and the total area ratio of martensite and retained austenite. From this optical micrograph, the circle equivalent average diameter r of the hard tissue used for measurement of the standard deviation of the line segment ratio of the hard tissue described below can be measured.
  • the area fraction of retained austenite can be specified by, for example, X-ray measurement.
  • the volume fraction of retained austenite obtained by X-ray measurement can be converted to the area fraction of retained austenite from the viewpoint of quantitative metallography.
  • a portion from the surface of the steel plate to 1 ⁇ 4 of the thickness of the steel plate is removed by mechanical polishing and chemical polishing, and MoK ⁇ rays are used as characteristic X-rays.
  • the area fraction of retained austenite is calculated using the following formula.
  • the void generation site that becomes the starting point of the fracture as described above is a hard structure having a depth from the surface in the range of 3t / 8 to t / 2. Therefore, the distribution of the hard structure in the depth range from the surface to the depth range of 3t / 8 to t / 2 greatly affects the hole expanding property.
  • the standard deviation of the line segment ratio of the hard structure within the depth range is large, the fluctuation of the ratio of the hard structure in the thickness direction is large, that is, the steel structure is a band-like structure.
  • Means when the standard deviation of the line segment ratio of the hard structure exceeds 0.050, the band-like structure is prominent, the density of the stress concentration portion is locally high, and sufficient hole expandability cannot be obtained. Therefore, the standard deviation of the line segment ratio of the hard tissue is set to 0.050 or less, preferably 0.040 or less in the depth region where the depth from the surface is 3t / 8 to t / 2.
  • FIG. 1 shows an example of an image after binarization.
  • the starting point of the line segment is set every r / 30 from the depth 3t / 8 portion to the depth t / 2 portion of the image to be observed (r is the circle equivalent average diameter of the hard tissue). . Since the depth range of the observation target is a region of thickness t / 8 from 3t / 8 to t / 2, the number of starting points is 15t / 4r.
  • a line segment having a length of 50r extending in the direction perpendicular to the thickness direction from each starting point, for example, the rolling direction is set, and the line segment ratio of the hard structure on the line segment is measured. Then, the standard deviation of the line segment ratio of 15t / 4r line segments is calculated.
  • the circle equivalent average diameter r and the steel sheet thickness t are not limited.
  • the circle equivalent average diameter r is 5 ⁇ m to 15 ⁇ m
  • the thickness t of the steel sheet is 1 mm to 2 mm (1000 ⁇ m to 2000 ⁇ m).
  • the interval for setting the starting point of the line segment is not limited, and may be changed according to the resolution of the target image, the number of pixels, the measurement work time, and the like. For example, even if the interval is about r / 10, the same result as that obtained when r / 30 is obtained can be obtained.
  • the depth range from 3t / 8 to t / 2 from the surface can theoretically be subdivided infinitely, and there are infinite planes perpendicular to the thickness direction. However, the line fraction cannot be measured for all of these.
  • the above depth range can be subdivided at sufficiently small intervals, and the same result as that obtained when infinitely subdivided can be obtained. For example, in FIG. 1, the hard tissue segment is high on the XX line, and the hard tissue segment is low on the YY line.
  • a tensile strength of 780 MPa or more is obtained, and a hole expansion rate of 30% or more (hole expansion) when measured at a hole expansion test speed of 1 mm / second in the method defined in JIS Z 2256. ratio: HER) is obtained.
  • a JIS No. 5 tensile test piece is taken from a steel sheet so that the tensile direction is perpendicular to the rolling direction, and measured by the method specified in JIS Z 2241, an elongation at break of 10% or more is obtained. .
  • the slab can be manufactured by a continuous casting method by melting molten steel having the above chemical composition using, for example, a converter or an electric furnace.
  • a continuous casting method by melting molten steel having the above chemical composition using, for example, a converter or an electric furnace.
  • an ingot casting method, a thin slab casting method, or the like may be employed.
  • the slab is heated to 950 ° C to 1300 ° C before being subjected to multiaxial compression.
  • the holding time after heating is not limited, it is preferably 30 minutes or more from the viewpoint of hole expansibility, preferably 10 hours or less, more preferably 5 hours or less from the viewpoint of suppressing excessive scale loss.
  • the slab may not be heated and may be subjected to multiaxial compression as it is.
  • the slab temperature is 950 ° C. or higher, preferably 1020 ° C. or higher.
  • the temperature of the slab is set to 1300 ° C. or lower, preferably 1250 ° C. or lower.
  • multi-axis compression processing compression processing in the width direction and compression processing in the thickness direction are performed on a slab of 950 ° C to 1300 ° C.
  • multiaxial compression processing the portion where alloy elements such as Mn in the slab are concentrated is subdivided or lattice defects are introduced. For this reason, the alloy elements are uniformly diffused during the multiaxial compression process, the formation of a band-like structure in the subsequent process is suppressed, and an extremely homogeneous structure is obtained.
  • the compression process in the width direction is effective. That is, by the multiaxial compression process, the concentrated portion of the alloy element existing in the width direction is finely divided, and the alloy element is uniformly dispersed. As a result, the homogenization of the structure that cannot be realized by simply diffusing the alloy element by simply heating for a long time can be realized in a short time.
  • the deformation rate per compression process in the width direction is 3% or more, preferably 10% or more.
  • the deformation rate per compression process in the width direction is set to 50% or less, preferably 40% or less.
  • the deformation rate per compression process in the thickness direction is less than 3%, the amount of lattice defects introduced by plastic deformation is insufficient, the diffusion of alloy elements is not promoted, and the formation of a band-like structure is suppressed. Can not do it. Further, due to the shape defect, there is a possibility that the slab bites into the rolling roll at the time of hot rolling. Therefore, the deformation rate per compression process in the thickness direction is 3% or more, preferably 10% or more. On the other hand, if the deformation ratio per compression process in the thickness direction exceeds 50%, slab cracking occurs or the slab shape becomes non-uniform and the dimensional accuracy of the hot-rolled steel sheet obtained by hot rolling decreases. Or Therefore, the deformation rate per compression process in the thickness direction is 50% or less, preferably 40% or less.
  • the difference between the rolling amount in the width direction and the rolling amount in the thickness direction is excessively large, alloy elements such as Mn do not diffuse sufficiently in the direction perpendicular to the direction in which the rolling amount is small, and the band-like structure is sufficiently formed. May not be suppressed.
  • the difference in rolling amount exceeds 20%, a band-like structure is easily formed. Therefore, the difference in rolling amount between the width direction and the thickness direction is set to 20% or less.
  • the number of multiaxial compression processes is one or more, preferably two or more.
  • the number of multiaxial compression processes is more than 5, the manufacturing cost increases, the scale loss increases, and the yield decreases.
  • the thickness of the slab becomes non-uniform and hot rolling may be difficult. Therefore, the number of multiaxial compression processes is preferably 5 times or less, more preferably 4 times or less.
  • Hot rolling rough rolling of the slab after multiaxial compression is performed, and then finish rolling is performed.
  • the temperature of the slab to be subjected to finish rolling is set to 1050 ° C. to 1150 ° C.
  • the finish rolling the first rolling is performed, and then the second rolling is performed, and winding is performed at 650 ° C. or less.
  • the rolling reduction (first rolling reduction) in the temperature range of 1050 ° C. to 1150 ° C. is set to 70% or more
  • the second rolling the rolling reduction in the temperature range of 850 ° C. to 950 ° C. ( The second rolling reduction) is 50% or less.
  • the temperature of the slab used for the first rolling is set to 1050 ° C. or higher, preferably 1070 ° C. or higher.
  • the temperature of the slab used for the first rolling is 1150 ° C. or lower, preferably 1130 ° C. or lower.
  • the first rolling recrystallization occurs in a temperature range of 1050 ° C. to 1150 ° C. (austenite single phase range).
  • the rolling reduction (first rolling reduction) in this temperature range is less than 70%, a fine and spherical austenite single-phase structure cannot be stably obtained, and a band-like structure is easily formed thereafter. . Therefore, the first rolling reduction is 70% or more, preferably 75% or more.
  • the first rolling may be performed with a single stand or may be performed with a plurality of stands.
  • the rolling reduction (second rolling reduction) in the temperature range of 850 ° C. to 950 ° C. of the second rolling exceeds 50%, a flat band-like structure is formed due to unrecrystallized austenite during winding. Formed and the desired standard deviation is not obtained. Therefore, the second rolling reduction is set to 50% or less.
  • the second rolling may be performed with a single stand or may be performed with a plurality of stands.
  • the completion temperature of the second rolling is less than 850 ° C., recrystallization does not occur sufficiently and a band-like structure is likely to be formed. Accordingly, the completion temperature is 850 ° C. or higher, preferably 870 ° C. or higher. On the other hand, if the completion temperature exceeds 1000 ° C., crystal grains are likely to grow and it becomes difficult to obtain a fine structure. Therefore, the completion temperature is set to 1000 ° C. or lower, preferably 950 ° C. or lower.
  • the coiling temperature is 650 ° C. or lower, preferably 450 ° C. or lower, more preferably 50 ° C. or lower.
  • the cooling rate from the finish rolling temperature to the coiling temperature is less than 5 ° C./s, it is difficult to obtain a homogeneous structure, and it becomes difficult to obtain a homogeneous steel structure in the subsequent annealing. Therefore, the cooling rate from finish rolling to winding is 5 ° C./s or more, preferably 30 ° C./s or more.
  • a cooling rate of 5 ° C./s or more can be realized by water cooling, for example.
  • Cold rolling is performed after pickling of a hot-rolled steel sheet, for example.
  • the cold rolling reduction ratio is preferably 40% or more, and more preferably 50% or more.
  • annealing for example, continuous annealing is performed.
  • the annealing temperature is (Ac 1 +10) ° C. or higher, preferably (Ac 1 +20) ° C. or higher.
  • the annealing temperature is set to (Ac 3 +100) ° C.
  • Ac 1 and Ac 3 are temperatures defined from the components of each steel, and “% element” is the content of the element (mass%), for example, “% Mn” is the Mn content (mass%). Then, they are expressed by the following formulas 1 and 2, respectively.
  • Ac 1 (° C) 723-10.7 (% Mn) -16.9 (% Ni) +29.1 (% Si) +16.9 (% Cr) (Formula 1)
  • Ac 3 (°C) 910-203 ⁇ % C-15.2 (% Ni) +44.7 (% Si) +104 (% V) +31.5 (% Mo) (Formula 2)
  • the annealing time is not limited, but is preferably 60 seconds or longer. This is because the unrecrystallized structure is remarkably reduced and a homogeneous steel structure is stably secured.
  • the steel sheet is cooled at an average cooling rate (first average cooling rate) of 1 ° C./second to 15 ° C./second to a first cooling stop temperature in a temperature range of (Ac 1 +10) ° C. or lower. It is preferable to do. This is to secure a sufficient area ratio of ferrite.
  • the first average cooling rate is more preferably 2 ° C./second or more and 10 ° C./second or less. Cool from the (Ac 1 +10) ° C.
  • temperature range to the second cooling stop temperature in the temperature range of 200 ° C. or higher and 350 ° C. or lower at an average cooling rate (second average cooling rate) of 35 ° C./second or higher. It is preferable to hold for 200 seconds or longer at a holding temperature within a temperature range of 200 ° C. or higher and 350 ° C. or lower. This is because hole expandability is enhanced by ensuring the ductility of the hard tissue.
  • the steel sheet according to the embodiment of the present invention can be manufactured.
  • the first rolling was performed in four stages, the second rolling was performed in two stages, and after winding, the coiling temperature was maintained for 1 hour. Thereafter, pickling of the hot-rolled steel sheet was performed, and cold rolling was performed at a reduction rate shown in Table 2 to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.0 mm. Subsequently, continuous annealing was performed at the temperatures shown in Table 3. In the continuous annealing, the heating rate was 2 ° C./second, and the annealing time was 200 seconds. After holding for 200 seconds, cooling is performed at a first average cooling rate of 2.3 ° C./second to a first cooling stop temperature within a temperature range of 720 ° C.
  • the sample was further cooled at a second average cooling rate of 40 ° C./second, held at 300 ° C. (holding temperature) for 60 seconds, and cooled to a room temperature of about 30 ° C. at an average cooling rate of 0.75 ° C./second.
  • the balance of the chemical composition shown in Table 1 is Fe and impurities.
  • the underline in Table 1 indicates that the numerical value is out of the scope of the present invention.
  • the underline in Table 2 and Table 3 indicates that the numerical value is out of the range suitable for the production of the steel sheet of the present invention.
  • the tensile strength TS, breaking elongation EL, and hole expansion ratio HER of the obtained cold-rolled steel sheet were measured.
  • tensile strength TS and breaking elongation EL a JIS No. 5 tensile test piece having a direction perpendicular to the rolling direction as a longitudinal direction was collected, and a tensile test was performed in accordance with JIS Z 2241.
  • hole expansion rate HER a 90 mm square test piece was collected from the cold rolled steel sheet and subjected to a hole expansion test in accordance with the provisions of JIS Z 2256 (or JIS T 1001). At this time, the hole expansion test speed was 1 mm / second.
  • the underline in Table 4 indicates that the value is out of the desired range.
  • the desirable ranges here are a tensile strength TS of 780 MPa or more, a breaking elongation EL of 10% or more, and a hole expansion ratio HER of 30% or more.
  • the appearance inspection was performed by the following method. First, the steel plate was cut into a width of 40 mm and a length of 100 mm, and the surface was polished until a metallic luster was seen to obtain a test piece. The test piece was subjected to a 90-degree V-bending test under the condition that the ratio (R / t) between the plate thickness t and the bending radius R was 2.0 and 2.5, and the bending ridge line was in the rolling direction. After the test, the surface property of the bent part was visually observed. In the test where the ratio (R / t) was 2.5, when a concavo-convex pattern or a crack was observed on the surface, it was judged as defective.
  • sample no. 23 the area ratio of retained austenite (residual ⁇ ) is 5.0% or more. A break elongation better than 16 was obtained.
  • sample No. 1 since the C content was too low, the area ratio of ferrite was too high, and the area ratio of the hard structure was too low, the tensile strength was low.
  • Sample No. In No. 18 since the Si content was too low and the area ratio of ferrite was too low, the tensile strength was low.
  • Sample No. In No. 20 since the Mn content was too low and the area ratio of ferrite was too low, the tensile strength was low.
  • the first rolling was performed in four stages, the second rolling was performed in two stages, and after winding, the coiling temperature was maintained for 1 hour. Then, pickling of the hot-rolled steel sheet was performed, and cold rolling was performed at a reduction rate shown in Table 6 to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.0 mm. Subsequently, continuous annealing was performed at the temperatures shown in Table 7. In the continuous annealing, the heating rate was set to the speed shown in Table 7, and the annealing time was set to 100 seconds. After holding for 100 seconds, cooling is performed at the first average cooling rate shown in Table 7 to the first cooling stop temperature shown in Table 7, and the second cooling stop temperature shown in Table 7 is 40 ° C./second.
  • the sample was further cooled at an average cooling rate of 300 ° C., held at the holding temperature shown in Table 7 for 300 seconds, and cooled to a room temperature of about 30 ° C. at an average cooling rate of 10 ° C./second.
  • the balance of the chemical composition shown in Table 5 is Fe and impurities.
  • the underline in Table 5 indicates that the numerical value is out of the scope of the present invention.
  • the underline in Table 6 and Table 7 indicates that the numerical value is out of the range suitable for the production of the steel sheet of the present invention.
  • the tensile strength TS, breaking elongation EL, and hole expansion ratio HER of the obtained cold-rolled steel sheet were measured.
  • tensile strength TS and breaking elongation EL a JIS No. 5 tensile test piece having a direction perpendicular to the rolling direction as a longitudinal direction was collected, and a tensile test was performed in accordance with JIS Z 2241.
  • hole expansion rate HER a 90 mm square test piece was collected from the cold rolled steel sheet and subjected to a hole expansion test in accordance with the provisions of JIS Z 2256 (or JIS T 1001). At this time, the hole expansion test speed was 1 mm / second.
  • the underline in Table 8 indicates that the value is out of the desired range.
  • the desirable ranges here are a tensile strength TS of 780 MPa or more, a breaking elongation EL of 10% or more, and a hole expansion ratio HER of 30% or more.
  • the appearance inspection was performed by the following method. First, the steel plate was cut into a width of 40 mm and a length of 100 mm, and the surface was polished until a metallic luster was seen to obtain a test piece. The test piece was subjected to a 90-degree V-bending test under the condition that the ratio (R / t) between the plate thickness t and the bending radius R was 2.0 and 2.5, and the bending ridge line was in the rolling direction. After the test, the surface property of the bent part was visually observed. In the test where the ratio (R / t) was 2.5, when a concavo-convex pattern or a crack was observed on the surface, it was judged as defective.
  • sample No. In No. 41 the tensile strength was low because the C content was too low, the area ratio of ferrite was too high, and the area ratio of the hard structure was too low.
  • Sample No. In No. 51 since the Si content was too low and the standard deviation of the line segment ratio of the hard tissue was too large, the hole expansion rate was low.
  • Sample No. In No. 52 since the Si content was too high and the standard deviation of the line segment ratio of the hard structure was too large, the hole expansion rate was low.
  • Sample No. In 53 since the Mn content was too low, the tensile strength was low.
  • Sample No. In No. 47 since the deformation rate in the thickness direction in the multiaxial compression process was too low, hot rolling could not be performed thereafter.
  • Sample No. In No. 55 the area ratio of ferrite was too low and the area ratio of hard structure was too high, so the elongation at break was low.
  • the present invention can be used, for example, in industries related to steel plates suitable for automobile parts.

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Abstract

鋼板は所定の化学組成を有し、面積率で、フェライト：５％～８０％、ベイナイト、マルテンサイト若しくは残留オーステナイト又はこれらの任意の組み合わせからなる硬質組織：２０％～９５％、かつ厚さ方向に垂直な面内の線上での前記硬質組織の線分率の標準偏差：鋼板の厚さをｔとしたときの表面からの深さが３ｔ／８からｔ／２までの深さ範囲内で０．０５０以下、で表される鋼組織を有する。

Description

鋼板
　本発明は、自動車のボディー構造部品を始めとする機械構造部品等に好適な高強度鋼板に関する。
　自動車からの炭酸ガスの排出量を抑えるために、高強度鋼板を使用した自動車の車体の軽量化が進められている。また、搭乗者の安全性の確保のためにも、車体に高強度鋼板が多く使用されるようになってきている。車体の更なる軽量化を進めていくためには、更なる強度の向上が重要である。その一方で、車体の部品によっては、優れた成形性が要求される。例えば、骨格系部品用の高強度鋼板には、優れた伸び及び穴広げ性が要求される。特に、自動車の骨格部材であるメンバー（サブフレーム）及びリンフォース（補強部材）に用いられる高強度鋼板には、良好な延性のみならず、優れた穴広げ性が求められる。
　しかしながら、強度の向上及び成形性の向上の両立は困難である。強度の向上及び成形性の向上の両立を目的とした技術が提案されているが、これらによっても十分な特性を得ることはできない。また、近年では、更なる強度の向上が求められており、成形性の向上との両立を目的とした技術が提案されているが、成形性、特に、穴広げ性の向上は困難である。一方、鋼板の生産性の向上に伴って、鋼板の品質調査における試験速度を向上させた条件下での優れた穴広げ性が望まれるが、従来の鋼板では、加工速度が速い場合における穴広げ性の向上は困難である。
特開２００９－１３４８８号公報 特開２０１２－３６４９７号公報 特開２００２－８８４４７号公報 特開２００９－２４９６６９号公報 特開２０１０－６５３０７号公報 特開２００２－６６６０１号公報 特開２０１４－３４７１６号公報 国際公開第２０１４／１７１４２７号 特開昭５６－６７０４号公報 特開２００６－２０７０１６号公報 特開２００９－２５６７７３号公報 特開２０１０－１２１１７５号公報
　本発明は、優れた強度及び成形性を得ることができ、特に高速加工時の成形性も優れた鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った。この結果、従来の鋼板には、ベイナイト、マルテンサイト若しくは残留オーステナイト又はこれらの任意の組み合わせからなる硬質組織がバンド状に連なったバンド状組織が存在すること、バンド状組織が応力集中箇所となり、ボイドの生成が助長されることが明らかになった。マルテンサイトには、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトが含まれる。更に、バンド状組織に起因してボイドの生成箇所が密に存在するため、ボイドの連結が促進されることも明らかになった。すなわち、バンド状組織が穴広げ性に影響を及ぼしていることが明らかになった。そして、本発明者らは、穴広げ性の向上には、バンド状組織を抑制することが重要であることを見出した。さらに、本発明者らは、バンド状組織を抑制することで、成形時の表面性状が向上することも見出した。
　バンド状組織は、溶製の段階でＭｎ等の合金元素が偏析し、熱間圧延及び冷間圧延において、合金元素が偏析した領域が圧延方向に引き伸ばされることで形成される。従って、バンド状組織の抑制には、合金元素の偏析を抑制することが重要である。また、本発明者らは、バンド状組織の抑制には、仕上げ圧延前に、高温下で格子欠陥を導入してオーステナイトの再結晶を生じさせること、及び合金偏析部のＳｉ濃度を高めることが極めて効果的であることを見出した。すなわち、再結晶により、再結晶オーステナイト粒の粒界に沿った合金元素の拡散が促進され、合金元素が網目状に分布するようになり、合金元素の偏析が抑制されるのである。更に、本発明者らは、Ｓｉを含有させてＭｎ偏析部のＳｉ濃度を高めることで、冷却時により均質にフェライトが形成されてバンド組織が効果的に解消されることを見出した。このような方法によれば、従来の長時間加熱や、高価な合金元素の添加無しに、効果的にバンド組織を解消することができる。
　穴広げ性は、ＪＩＳ　Ｔ　１００１、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６、又はＪＦＳ Ｔ １００１に規定される方法により評価される。一般的に、穴広げ試験の試験速度は０．２ｍｍ／秒とされている。しかしながら、本発明者らは、試験速度によって得られる試験結果が異なることと、０．２ｍｍ／秒程度の試験速度の試験で得られた結果は、高速加工時の穴広げ性を十分に反映できていないことを見出した。これは、加工速度の上昇に伴ってひずみ速度も上昇するためであると考えられる。従って、高速加工時の穴広げ性の評価には、試験速度を規定されている上限値である１ｍｍ／秒程度とした穴広げ試験で得られた結果が重要であるといえる。そして、本発明者らは、上記のようにバンド組織が解消された鋼板では、試験速度が１ｍｍ／秒の穴広げ試験で得られた結果が良好であることも見出した。
　本願発明者は、このような知見に基づいて更に鋭意検討を重ねた結果、以下に示す発明の諸態様に想到した。
　（１）
　質量％で、
　Ｃ：０．０５％～０．４０％、
　Ｓｉ：０．０５％～６．００％、
　Ｍｎ：１．５０％～１０．００％、
　酸可溶性Ａｌ：０．０１％～１．００％、
　Ｐ：０．１０％以下、
　Ｓ：０．０１％以下、
　Ｎ：０．０１％以下、
　Ｔｉ：０．０％～０．２％、
　Ｎｂ：０．０％～０．２％、
　Ｖ：０．０％～０．２％、
　Ｃｒ：０．０％～１．０％、
　Ｍｏ：０．０％～１．０％、
　Ｃｕ：０．０％～１．０％、
　Ｎｉ：０．０％～１．０％、
　Ｃａ：０．００％～０．０１％、
　Ｍｇ：０．００％～０．０１％、
　ＲＥＭ：０．００％～０．０１％、
　Ｚｒ：０．００％～０．０１％、かつ
　残部：Ｆｅ及び不純物、
で表される化学組成を有し、
　面積率で、
　フェライト：５％～８０％、
　ベイナイト、マルテンサイト若しくは残留オーステナイト又はこれらの任意の組み合わせからなる硬質組織：２０％～９５％、かつ
　厚さ方向に垂直な面内の線上での前記硬質組織の線分率の標準偏差：鋼板の厚さをｔとしたときの表面からの深さが３ｔ／８からｔ／２までの深さ範囲内で０．０５０以下、
で表される鋼組織を有することを特徴とする鋼板。
　（２）
　前記鋼組織において、面積率で、
　前記残留オーステナイト：５．０％以上、
　が成り立つことを特徴とする（１）に記載の鋼板。
　（３）
　前記化学組成において、質量％で、
　Ｔｉ：０．００３％～０．２％、
　Ｎｂ：０．００３％～０．２％、若しくは
　Ｖ：０．００３％～０．２％、
　又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする（１）又は（２）に記載の鋼板。
　（４）
　前記化学組成において、質量％で、
　Ｃｒ：０．００５％～１．０％、
　Ｍｏ：０．００５％～１．０％、
　Ｃｕ：０．００５％～１．０％、若しくは
　Ｎｉ：０．００５％～１．０％、
　又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする（１）～（３）のいずれかに記載の鋼板。
　（５）
　前記化学組成において、質量％で、
　Ｃａ：０．０００３％～０．０１％、
　Ｍｇ：０．０００３％～０．０１％、
　ＲＥＭ：０．０００３％～０．０１％、若しくは
　Ｚｒ：０．０００３％～０．０１％、
　又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする（１）～（４）のいずれかに記載の鋼板。
　本発明によれば、鋼組織が適切であるため、優れた強度及び成形性を得ることができ、優れた高速加工時の成形性も得ることができる。また、本発明によれば、バンド状組織を抑制することで、超ハイテンの成形時に発生する縞状の表面欠陥を抑制し、優れた外観を得ることができる。
図１は、硬質組織の線分率を求める方法を示す図である。
　以下、本発明の実施形態について説明する。
　先ず、本発明の実施形態に係る鋼板及びその製造に用いるスラブの化学組成について説明する。後述のように、本発明の実施形態に係る鋼板は、スラブの多軸圧縮加工、熱間圧延、冷間圧延及び焼鈍等を経て製造される。従って、鋼板及びスラブの化学組成は、鋼板の特性のみならず、これらの処理を考慮したものである。以下の説明において、鋼板及びスラブに含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。本実施形態に係る鋼板は、質量％で、質量％で、Ｃ：０．０５％～０．４０％、Ｓｉ：０．０５％～６．００％、Ｍｎ：１．５０％～１０．００％、酸可溶性Ａｌ：０．０１％～１．００％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０％～０．２％、Ｎｂ：０．０％～０．２％、Ｖ：０．０％～０．２％、Ｃｒ：０．０％～１．０％、Ｍｏ：０．０％～１．０％、Ｃｕ：０．０％～１．０％、Ｎｉ：０．０％～１．０％、Ｃａ：０．００％～０．０１％、Ｍｇ：０．００％～０．０１％、ＲＥＭ（希土類金属：rare earth metal）：０．００％～０．０１％、Ｚｒ：０．００％～０．０１％、かつ残部：Ｆｅ及び不純物、で表される化学組成を有している。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
　（Ｃ：０．０５％～０．４０％）
　Ｃは引張強度の向上に寄与する。Ｃ含有量が０．０５％未満では、十分な引張強度、例えば７８０ＭＰａ以上の引張強度が得られない。従って、Ｃ含有量は０．０５％以上とし、好ましくは０．０７％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．４０％超では、マルテンサイトが硬質となり、溶接性が劣化する。従って、Ｃ含有量は０．４０％以下とし、好ましくは０．３５％以下とし、より好ましくは０．３０％以下とし、更に好ましくは０．２０％以下とする。
　（Ｓｉ：０．０５％～６．００％）
　Ｓｉは固溶強化により、穴広げ性を劣化させずに引張強度を高める。Ｓｉ含有量が０．０５％未満では、十分な引張強度、例えば７８０ＭＰａ以上の引張強度が得られない。従って、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とし、好ましくは０．２０％以上とし、より好ましくは０．５０％以上とする。Ｓｉは、Ｍｎ偏析部に濃化し、フェライトの生成を助長して、硬質組織のバンド状の分布を抑制する作用も有する。この作用はＳｉ含有量が２．００％以上の場合に特に顕著である。従って、Ｓｉ含有量は好ましくは２．００％以上とし、より好ましくは２．５０％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が６．００％超では、合金偏析部のフェライト相安定化効果がＭｎのオーステナイト相安定化効果を上回り、バンド状組織の形成が助長される。従って、Ｓｉ含有量は６．００％以下とし、好ましくは５．００％以下とする。また、Ｍｎ含有量に応じてＳｉが含有されることでより効果的にバンド状の分布を抑制することができる。この観点から、Ｓｉ含有量は、好ましくはＭｎ含有量の１．０倍以上１．３倍以下とする。鋼板の表面性状の観点から、Ｓｉ含有量を２．００％以下としてもよく、１．５０％以下としてもよく、１．２０％以下としてもよい。
　（Ｍｎ：１．５０％～１０．００％）
　Ｍｎは引張強度の向上に寄与する。Ｍｎ含有量が１．５０％未満では、十分な引張強度、例えば７８０ＭＰａ以上の引張強度が得られない。従って、Ｍｎ含有量は１．５０％以上とする。Ｍｎは、高価な合金元素を添加せずに、残留オーステナイト分率を高めることができる。この観点から、Ｍｎ含有量は、好ましくは１．７０％以上とし、より好ましくは２．００％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が１０．００％超では、ＭｎＳの析出量が増加し、低温靭性が劣化する。従って、Ｍｎ含有量は１０．００％以下とする。熱間圧延及び冷間圧延における生産性の観点から、Ｍｎ含有量は、好ましくは４．００％以下とし、より好ましくは３．００％以下とする。
　（酸可溶性Ａｌ：０．０１％～１．００％）
　酸可溶性Ａｌは、鋼を脱酸して鋼板を健全化する作用を有する。酸可溶性Ａｌ含有量が０．０１％未満では、この作用による効果が十分に得られない。従って、酸可溶性Ａｌ含有量は０．０１％以上とし、好ましくは０．０２％以上とする。一方、酸可溶性Ａｌ含有量が１．００％超では、溶接性が低下したり、酸化物系介在物が増加して表面性状が劣化したりする。従って、酸可溶性Ａｌ含有量は１．００％以下とし、好ましくは０．８０％以下とする。なお、酸可溶性Ａｌは、Ａｌ２Ｏ３等の酸に可溶しない化合物になっておらず、酸に可溶する。
　（Ｐ：０．１０％以下）
　Ｐは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。溶接性の観点から、Ｐ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｐ含有量が０．１０％超で、溶接性の低下が著しい。従って、Ｐ含有量は０．１０％以下とし、好ましくは０．０３％以下とする。Ｐ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよい。Ｐは強度の向上に寄与するため、Ｐ含有量は０．０１％以上としてもよい。
　（Ｓ：０．０１％以下）
　Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。溶接性の観点から、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。Ｓ含有量が高いほど、ＭｎＳの析出量が増加し、低温靭性が低下する。特に、Ｓ含有量が０．０１％超で、溶接性の低下及び低温靱性の低下が著しい。従って、Ｓ含有量は０．０１％以下とし、好ましくは０．００３％以下、より好ましくは０．００１５％以下とする。Ｓ含有量の低減にはコストがかかり、０．００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇し、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが更に著しく上昇する。このため、Ｓ含有量は０．０００１％以上としてもよく、０．００１％以上としてもよい。
　（Ｎ：０．０１％以下）
　Ｎは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。溶接性の観点から、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｎ含有量が０．０１％超で、溶接性の低下が著しい。従って、Ｎ含有量は０．０１％以下とし、好ましくは０．００６％以下とする。Ｎ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｎ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
　Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ及びＺｒは、必須元素ではなく、鋼板及び鋼に所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。
　（Ｔｉ：０．０％～０．２％、Ｎｂ：０．０％～０．２％、Ｖ：０．０％～０．２％）
　Ｔｉ、Ｎｂ及びＶは強度の向上に寄与する。従って、Ｔｉ、Ｎｂ若しくはＶ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量若しくはＶ含有量又はこれらの任意の組み合わせは、好ましくは０．００３％以上とする。一方、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量若しくはＶ含有量又はこれらの任意の組み合わせが０．２％超では、熱間圧延及び冷間圧延が困難になる。従って、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量若しくはＶ含有量又はこれらの任意の組み合わせは０．２％以下とする。つまり、Ｔｉ：０．００３％～０．２％、Ｎｂ：０．００３％～０．２％、若しくはＶ：０．００３％～０．２％、又はこれらの任意の組み合わせが満たされることが好ましい。
　（Ｃｒ：０．０％～１．０％、Ｍｏ：０．０％～１．０％、Ｃｕ：０．０％～１．０％、Ｎｉ：０．０％～１．０％）
　Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ及びＮｉは強度の向上に寄与する。従って、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、若しくはＮｉ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量、Ｃｕ含有量若しくはＮｉ含有量又はこれらの任意の組み合わせは、好ましくは０．００５％以上とする。一方、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量、Ｃｕ含有量若しくはＮｉ含有量又はこれらの任意の組み合わせが１．０％超では、上記作用による効果が飽和して徒にコストが高くなる。従って、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量、Ｃｕ含有量若しくはＮｉ含有量又はこれらの任意の組み合わせは１．０％以下とする。つまり、Ｃｒ：０．００５％～１．０％、Ｍｏ：０．００５％～１．０％、Ｃｕ：０．００５％～１．０％、若しくはＮｉ：０．００５％～１．０％、又はこれらの任意の組み合わせが満たされることが好ましい。
　（Ｃａ：０．００％～０．０１％、Ｍｇ：０．００％～０．０１％、ＲＥＭ：０．００％～０．０１％、Ｚｒ：０．００％～０．０１％）
　Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ及びＺｒは介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める。従って、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ若しくはＺｒ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量、ＲＥＭ含有量若しくはＺｒ含有量又はこれらの任意の組み合わせは、好ましくは０．０００３％以上とする。一方、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量、ＲＥＭ含有量若しくはＺｒ含有量又はこれらの任意の組み合わせが０．０１％超では、表面性状が劣化する。従って、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量、ＲＥＭ含有量若しくはＺｒ含有量又はこれらの任意の組み合わせは０．０１％以下とする。つまり、Ｃａ：０．０００３％～０．０１％、Ｍｇ：０．０００３％～０．０１％、ＲＥＭ：０．０００３％～０．０１％、若しくはＺｒ：０．０００３％～０．０１％、又はこれらの任意の組み合わせが満たされることが好ましい。
　ＲＥＭ（希土類金属）はＳｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７種類の元素を指し、「ＲＥＭ含有量」はこれら１７種類の元素の合計の含有量を意味する。ランタノイドは、工業的には、例えばミッシュメタルの形で添加される。
　次に、本発明の実施形態に係る鋼板の鋼組織について説明する。本実施形態に係る鋼板は、面積率で、フェライト：５％～８０％、ベイナイト、マルテンサイト若しくは残留オーステナイト又はこれらの任意の組み合わせからなる硬質組織：２０％～９５％、かつ厚さ方向に垂直な面内の線上での硬質組織の線分率の標準偏差：鋼板の厚さをｔとしたときの表面からの深さが３ｔ／８からｔ／２までの深さ範囲内で０．０５０以下、で表される鋼組織を有している。マルテンサイトには、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトが含まれる。
　（フェライト：５％～８０％）
　フェライトの面積率が５％未満では、１０％以上の破断伸び（ＥＬ）を確保することが難しい。従って、フェライトの面積率は５％以上とし、好ましくは１０％以上とし、より好ましくは２０％以上とする。一方、フェライトの面積率が８０％超では、十分な引張強度、例えば７８０ＭＰａ以上の引張強度が得られない。従って、フェライトの面積率は８０％以下とし、好ましくは７０％以下とする。
　（硬質組織：２０％～９５％）
　硬質組織の面積率が２０％未満では、十分な引張強度、例えば７８０ＭＰａ以上の引張強度が得られない。従って、硬質組織の面積率は２０％以上とし、好ましくは３０％以上とする。一方、硬質組織の面積率が９５％超では、十分な延性が得られない。従って、硬質組織の面積率は９５％以下とし、好ましくは９０％以下とし、より好ましくは８０％以下とする。
　（残留オーステナイト（残留γ）：５．０％以上）
　残留オーステナイトの面積率が５．０％以上であると、１２％以上の破断伸びを得やすい。従って、残留オーステナイトの面積率は、好ましくは５．０％以上とし、より好ましくは１０．０％以上とする。残留オーステナイトの面積率の上限は限定されないが、現在の技術水準では、残留オーステナイトの面積率が３０．０％超の鋼板を製造することは容易ではない。
　フェライトの面積率及び硬質組織の面積率は次のようにして測定することができる。先ず、鋼板の幅の１／４の位置における幅方向に垂直な断面が露出するように試料を採取し、この断面をレペラーエッチング液により腐食する。次いで、鋼板の表面からの深さが３ｔ／８からｔ／２までの領域の光学顕微鏡写真を撮影する。このとき、例えば倍率は２００倍とする。レペラーエッチング液を用いた腐食により観察面が概ね黒色部分及び白色部分に区別できる。そして、黒色部分に、フェライト、ベイナイト、炭化物及びパーライトが含まれ得る。黒色部分のうちで粒内にラメラ状の組織を含む部分がパーライトに相当する。黒色部分のうちで粒内にラメラ状の組織を含まず、下部組織を含まない部分がフェライトに相当する。黒色部分のうちで輝度が特に低く、直径が１μｍ～５μｍ程度の球状の部分が炭化物に相当する。黒色部分のうちで粒内に下部組織を含む部分がベイナイトに相当する。従って、黒色部分のうちで粒内にラメラ状の組織を含まず、下部組織を含まない部分の面積率を測定することでフェライトの面積率が得られ、黒色部分のうちで粒内に下部組織を含む部分の面積率を測定することでベイナイトの面積率が得られる。また、白色部分の面積率は、マルテンサイト及び残留オーステナイトの合計面積率である。従って、ベイナイトの面積率並びにマルテンサイト及び残留オーステナイトの合計面積率から硬質組織の面積率が得られる。この光学顕微鏡写真から、下記の硬質組織の線分率の標準偏差の測定に用いる硬質組織の円相当平均直径ｒを測定することができる。
　残留オーステナイトの面積分率は、例えば、Ｘ線測定により特定することができる。この場合、Ｘ線測定で求めた残留オーステナイトの体積分率を、定量金属組織学の観点から残留オーステナイトの面積分率に変換することができる。この方法では、例えば、鋼板の表面から当該鋼板の厚さの１／４までの部分を機械研磨及び化学研磨により除去し、特性Ｘ線としてＭｏＫα線を用いる。そして、体心立方格子（ｂｃｃ）相の（２００）及び（２１１）、並びに面心立方格子（ｆｃｃ）相の（２００）、（２２０）及び（３１１）の回折ピークの積分強度比から、次の式を用いて残留オーステナイトの面積分率を算出する。
　Ｓγ＝（Ｉ２００ｆ＋Ｉ２２０ｆ＋Ｉ３１１ｆ）／（Ｉ２００ｂ＋Ｉ２１１ｂ）×１００
（Ｓγは残留オーステナイトの面積分率、Ｉ２００ｆ、Ｉ２２０ｆ、Ｉ３１１ｆは、それぞれｆｃｃ相の（２００）、（２２０）、（３１１）の回折ピークの強度、Ｉ２００ｂ、Ｉ２１１ｂは、それぞれｂｃｃ相の（２００）、（２１１）の回折ピークの強度を示す。）
　（厚さ方向に垂直な面内の線上での硬質組織の線分率の標準偏差：鋼板の厚さをｔとしたときの表面からの深さが３ｔ／８からｔ／２までの深さ範囲内で０．０５０以下）
　鋼板は、穴広げ加工等の局所的な大変形を加える加工において、ネッキング又は鋼組織内でのボイドの発生及び連結を経て破断に至る。鋼板がくびれた場合の引張変形では、鋼板の中心部が応力集中箇所となり、通常、ボイドは主として鋼板の表面からｔ／２の位置に発生する。そして、ボイドが連結し、ｔ／８以上の大きさまでボイドが粗大化すると、この粗大化したボイドを起点として破断が生じる。上記のような破断の起点となるボイドの発生サイトは、表面からの深さが３ｔ／８からｔ／２までの範囲に存在する硬質組織である。従って、表面からの深さが３ｔ／８からｔ／２までの深さ範囲における硬質組織の分布が穴広げ性に大きく影響を及ぼす。
　そして、上記深さ範囲内での硬質組織の線分率の標準偏差が大きいことは、厚さ方向での硬質組織の割合の変動が大きいこと、即ち鋼組織がバンド状組織になっていることを意味する。特に硬質組織の線分率の標準偏差が０．０５０超では、バンド状組織が顕著であり、応力集中箇所の密度が局所的に高く、十分な穴広げ性が得られない。従って、硬質組織の線分率の標準偏差は、表面からの深さが３ｔ／８からｔ／２までの深さ領域内で０．０５０以下とし、好ましくは０．０４０以下とする。
　ここで、硬質組織の線分率の標準偏差を測定する方法について説明する。
　先ず、面積率の測定と同様にして撮影した光学顕微鏡写真に画像処理を施し、黒色部分と白色部分とに二値化する。図１に、二値化後の像の一例を示す。次いで、観察対象の画像の深さ３ｔ／８の部分から深さｔ／２の部分にかけて、ｒ／３０毎に線分の起点を設定する（ｒは、硬質組織の円相当平均直径である）。観察対象の深さ範囲が３ｔ／８からｔ／２までの厚さｔ／８の領域であるため、起点の数は１５ｔ／４ｒとなる。その後、各起点から厚さ方向に垂直な方向、例えば圧延方向に延びる長さが５０ｒの線分を設定し、この線分上の硬質組織の線分率を測定する。そして、１５ｔ／４ｒ本の線分間の線分率の標準偏差を算出する。
　円相当平均直径ｒ及び鋼板の厚さｔは限定されない。例えば、円相当平均直径ｒは５μｍ～１５μｍ、鋼板の厚さｔは、１ｍｍ～２ｍｍ（１０００μｍ～２０００μｍ）である。線分の起点を設定する間隔は限定されず、対象とする画像の分解能、画素数及び測定作業時間等に応じて変更してもよい。例えば、間隔をｒ／１０程度としても、ｒ／３０とした場合と同等の結果が得られる。
　表面からの深さが３ｔ／８からｔ／２までの深さ範囲は、理論的には無限に細分化でき、厚さ方向に垂直な面も無限に存在する。しかし、これらのすべてについて線分率を測定することはできない。その一方で、上記の測定方法によれば、上記の深さ範囲を十分に微小な間隔で細分化し、無限に細分化した場合と同等の結果を得ることができる。例えば、図１において、Ｘ－Ｘ線上では、硬質組織の線分率が高く、Ｙ－Ｙ線上では、硬質組織の線分率が低い。
　本実施形態によれば、例えば、７８０ＭＰａ以上の引張強度が得られ、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６に規定される方法において穴広げ試験速度を１ｍｍ／秒として測定した場合に３０％以上の穴広げ率（hole expansion ratio：ＨＥＲ）が得られる。また、鋼板から、引張方向が圧延方向と直交する方向となるようにＪＩＳ５号引張試験片を採取して、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に規定される方法で測定した場合に１０％以上の破断伸びが得られる。
　次に、本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法では、上記の化学組成を有するスラブの多軸圧縮加工、熱間圧延、冷間圧延及び焼鈍をこの順で行う。
　（多軸圧縮加工）
　スラブは、例えば、転炉又は電気炉等を用いて上記化学組成の溶鋼を溶製し、連続鋳造法により製造することができる。連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法等を採用してもよい。
　スラブは、多軸圧縮加工に供する前に、９５０℃～１３００℃に加熱する。加熱後の保持時間は限定されないが、穴広げ性の観点から好ましくは３０分間以上とし、過度のスケールロスの抑制の観点から好ましくは１０時間以下とし、より好ましくは５時間以下とする。直送圧延又は直接圧延を行う場合は、スラブを加熱せず、そのまま多軸圧縮加工に供してもよい。
　多軸圧縮加工に供するスラブの温度が９５０℃未満では、合金元素の拡散が著しく遅延し、バンド状組織の形成を抑制することができない。従って、スラブの温度は９５０℃以上とし、好ましくは１０２０℃以上とする。一方、多軸圧縮加工に供するスラブの温度が１３００℃超では、徒に製造コストが増加したり、スケールロスが増加して歩留りが低下したりする。従って、スラブの温度は１３００℃以下とし、好ましくは１２５０℃以下とする。
　多軸圧縮加工では、９５０℃～１３００℃のスラブに幅方向の圧縮加工及び厚さ方向の圧縮加工を行う。多軸圧縮加工により、スラブ中のＭｎ等の合金元素が濃化した部分が細分化されたり、格子欠陥が導入されたりする。このため、多軸圧縮加工中に合金元素が均等に拡散し、後の工程におけるバンド状組織の形成が抑制され、極めて均質な組織が得られる。特に、幅方向の圧縮加工は効果的である。すなわち、多軸圧縮加工により、幅方向に連結して存在する合金元素の濃化部が微細に分断され、合金元素が均一に分散するようになる。この結果、単なる長時間加熱による合金元素の拡散では実現できない組織の均質化を、短時間で実現することができる。
　幅方向の圧縮加工１回あたりの変形率が３％未満では、塑性変形により導入される格子欠陥の量が不十分であり、合金元素の拡散が促進されず、バンド状組織の形成を抑制することができない。従って、幅方向の圧縮加工１回あたりの変形率は３％以上とし、好ましくは１０％以上とする。一方、幅方向の圧縮加工１回あたりの変形率が５０％超では、スラブ割れが生じたり、スラブの形状が不均一となって熱間圧延で得られる熱延鋼板の寸法精度が低下したりする。従って、幅方向の圧縮加工１回あたりの変形率は５０％以下とし、好ましくは４０％以下とする。
　厚さ方向の圧縮加工１回あたりの変形率が３％未満では、塑性変形により導入される格子欠陥の量が不十分であり、合金元素の拡散が促進されず、バンド状組織の形成を抑制することができない。また、形状不良により、熱間圧延の際にスラブの圧延ロールへの噛み込みが不良になるおそれがある。従って、厚さ方向の圧縮加工１回あたりの変形率は３％以上とし、好ましくは１０％以上とする。一方、厚さ方向の圧縮加工１回あたりの変形率が５０％超では、スラブ割れが生じたり、スラブの形状が不均一となって熱間圧延で得られる熱延鋼板の寸法精度が低下したりする。従って、厚さ方向の圧縮加工１回あたりの変形率は５０％以下とし、好ましくは４０％以下とする。
　幅方向の圧延量と厚さ方向の圧延量との差が過度に大きい場合、圧延量が小さい方向に垂直な方向ではＭｎ等の合金元素が十分に拡散せず、バンド状組織の形成を十分に抑制できないことがある。特に圧延量の差が２０％超の場合にバンド状組織が形成されやすい。従って、幅方向と厚さ方向との間の圧延量の差は２０％以下とする。
　多軸圧縮加工を少なくとも１回行えば、バンド状組織の形成を抑制することができる。バンド状組織の形成を抑制する効果は、多軸圧縮加工を繰り返すことで顕著になる。従って、多軸圧縮加工の回数は１回以上とし、好ましくは２回以上とする。２回以上の多軸圧縮加工を行う場合、多軸圧縮加工の間でスラブを再加熱してもよい。一方、多軸圧縮加工の回数が５回超では、徒に製造コストが増加したり、スケールロスが増加して歩留りが低下したりする。また、スラブの厚さが不均一になって熱間圧延が困難になる場合がある。従って、多軸圧縮加工の回数は好ましくは５回以下とし、より好ましくは４回以下とする。
　（熱間圧延）
　熱間圧延では、多軸圧縮加工後のスラブの粗圧延を行い、その後仕上げ圧延を行う。仕上げ圧延に供するスラブの温度は１０５０℃～１１５０℃とし、仕上げ圧延では、第１の圧延を行い、その後に第２の圧延を行い、６５０℃以下で巻き取る。第１の圧延では、１０５０℃～１１５０℃の温度域での圧下率（第１の圧下率）を７０％以上とし、第２の圧延では、８５０℃～９５０℃の温度域での圧下率（第２の圧下率）を５０％以下とする。
　第１の圧延に供するスラブの温度が１０５０℃未満では、仕上げ圧延中の変形抵抗が高く、操業が困難になる。従って、第１の圧延に供するスラブの温度は１０５０℃以上とし、好ましくは１０７０℃以上とする。一方、仕上げ圧延に供するスラブの温度が１１５０℃超では、スケールロスが増加して歩留りが低下する。従って、第１の圧延に供するスラブの温度は１１５０℃以下とし、好ましくは１１３０℃以下とする。
　第１の圧延では、１０５０℃～１１５０℃の温度域（オーステナイト単相域）で再結晶が生じる。この温度域での圧下率（第１の圧下率）が７０％未満では、結晶粒が微細かつ球状のオーステナイト単相組織を安定して得ることができず、その後にバンド状組織が形成されやすい。従って、第１の圧下率は７０％以上とし、好ましくは７５％以上とする。第１の圧延は単一のスタンドで行ってもよく、複数のスタンドで行ってもよい。
　第２の圧延の８５０℃～９５０℃の温度域での圧下率（第２の圧下率）が５０％超では、巻き取りの際に未再結晶オーステナイトに起因して、偏平なバンド状組織が形成され、所望の標準偏差が得られない。従って、第２の圧下率は５０％以下とする。第２の圧延は単一のスタンドで行ってもよく、複数のスタンドで行ってもよい。
　第２の圧延の完了温度が８５０℃未満では、再結晶が十分に起こらず、バンド状組織が形成されやすい。従って、完了温度は８５０℃以上とし、好ましくは８７０℃以上とする。一方、完了温度が１０００℃超では、結晶粒が成長しやすく、微細な組織を得ることが困難になる。従って、完了温度は１０００℃以下とし、好ましくは９５０℃以下とする。
　巻取温度が６５０℃超では、内部酸化によって、表面性状が劣化する。従って、巻取温度は６５０℃以下とし、好ましくは４５０℃以下とし、より好ましくは５０℃以下とする。仕上げ圧延の温度から巻き取り温度までの冷却速度が５℃／ｓ未満では、均質な組織を得にくく、後の焼鈍において均質な鋼組織を得にくくなる。従って、仕上げ圧延から巻き取りまでの冷却速度は５℃／ｓ以上とし、好ましくは３０℃／ｓ以上とする。５℃／ｓ以上の冷却速度は、例えば水冷により実現できる。
　（冷間圧延）
　冷間圧延は、例えば熱延鋼板の酸洗後に行う。冷延鋼板の組織を均質化、微細化する観点から、冷間圧延の圧下率は好ましくは４０％以上とし、より好ましくは５０％以上とする。
　（焼鈍）
　焼鈍としては、例えば連続焼鈍を行う。焼鈍温度が（Ａｃ１＋１０）℃未満では、逆変態過程が十分に起こらず、面積率が２０％以上の硬質組織が得られない。従って、焼鈍温度は（Ａｃ１＋１０）℃以上とし、好ましくは（Ａｃ１＋２０）℃以上とする。一方、焼鈍温度が（Ａｃ３＋１００）℃超では、生産性が低下したり、オーステナイトが粗粒になり、面積率が５％以上のフェライトが得られなかったりする。従って、焼鈍温度は（Ａｃ３＋１００）℃以下とし、好ましくは（Ａｃ３＋５０）℃以下とする。ここで、Ａｃ１とＡｃ３は、各鋼の成分から定義される温度であり、「％元素」をその元素の含有量（質量％）、例えば「％Ｍｎ」をＭｎ含有量（質量％）とすると、それぞれ以下の式１、式２で表される。
Ac1(℃)=723-10.7(%Mn)-16.9(%Ni)+29.1(%Si)+16.9(%Cr)　　　　　　（式１）
Ac3(℃)=910-203√%C-15.2(%Ni)+44.7(%Si)+104(%V)+31.5(%Mo)　　　（式２）
　焼鈍時間は限定されないが、好ましくは６０秒間以上とする。未再結晶組織を著しく低減し、均質な鋼組織を安定して確保するためである。焼鈍後には、鋼板を、（Ａｃ1＋１０）℃以下の温度域内の第１の冷却停止温度まで、１℃／秒以上１５℃／秒以下の平均冷却速度（第１の平均冷却速度）で冷却することが好ましい。十分な面積率のフェライトを確保するためである。第１の平均冷却速度は、より好ましくは２℃／秒以上１０℃／秒以下とする。（Ａｃ1＋１０）℃以下の温度域から、２００℃以上３５０℃以下の温度域内の第２の冷却停止温度まで、３５℃／秒以上の平均冷却速度（第２の平均冷却速度）で冷却し、２００℃以上３５０℃以下の温度域内の保持温度で２００秒以上保持することが好ましい。硬質組織の延性を確保することにより穴広げ性を高めるためである。
　このようにして、本発明の実施形態に係る鋼板を製造することができる。
　なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
　次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　（第１の実施例）
　表１に示す化学組成を有するスラブを製造し、スラブを１２５０℃に１時間加熱した後、表２に示す条件にて多軸圧縮加工を行った。次いで、１２５０℃までスラブを再加熱し、粗圧延して粗圧延板を得た。その後、粗圧延板を１２５０℃で１時間再加熱し、表２に示す条件にて仕上げ圧延を行って熱延鋼板を得た。なお、この実験では、実験設備の都合上、スラブの温度を下げざるを得なかったため再加熱を行っているが、スラブの温度を下げずに直送できる場合は再加熱を行わなくてもよい。仕上げ圧延では、第１の圧延を４段で行い、第２の圧延を２段で行い、巻き取り後には、巻き取り温度に１時間保持した。その後、熱延鋼板の酸洗を行い、表２に示す圧下率で冷間圧延を行って厚さが１．０ｍｍの冷延鋼板を得た。続いて、表３に示す温度で連続焼鈍を行った。連続焼鈍では、昇温速度を２℃／秒とし、焼鈍時間を２００秒間とした。２００秒間の保持後には、７２０℃～６００℃の温度域内の第１の冷却停止温度まで２．３℃／秒の第１の平均冷却速度で冷却し、３００℃（第２の冷却停止温度）まで４０℃／秒の第２の平均冷却速度で更に冷却し、３００℃（保持温度）に６０秒間保持し、０．７５℃／秒の平均冷却速度で約３０℃の室温まで冷却した。表１に示す化学組成の残部はＦｅ及び不純物である。表１中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。表２及び表３中の下線は、その数値が本発明の鋼板の製造に適した範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　そして、得られた冷延鋼板の鋼組織を観察した。鋼組織の観察では、上記の方法により、フェライトの面積率、硬質組織の面積率（ベイナイト、マルテンサイト及び残留オーステナイトの合計面積率）、パーライト及び炭化物の合計面積率、並びに硬質組織の線分率の標準偏差を測定した。これらの結果を表４に示す。表４中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
　更に、得られた冷延鋼板の引張強度ＴＳ、破断伸びＥＬ及び穴広げ率ＨＥＲを測定した。引張強度ＴＳ及び破断伸びＥＬの測定では、圧延方向に直角な方向を長手方向とするＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して引張試験を行った。穴広げ率ＨＥＲの測定では、冷延鋼板から、９０ｍｍ角の試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６（又はＪＩＳ　Ｔ　１００１）の規定に準拠する穴広げ試験を行った。このとき、穴広げ試験速度を１ｍｍ／秒とした。これらの結果も表４に示す。表４中の下線は、その数値が望ましい範囲から外れていることを示す。ここでいう望ましい範囲とは、引張強度ＴＳが７８０ＭＰａ以上、破断伸びＥＬが１０％以上、穴広げ率ＨＥＲが３０％以上である。
　また、目視により成形時の外観検査を行った。外観検査は、下記の方法によって行った。まず、鋼板を、幅４０ｍｍ×長さ１００ｍｍに切断し、その表面を金属光沢が見られるまで研磨して試験片とした。試験片を、板厚ｔと曲げ半径Ｒとの比（Ｒ／ｔ）が２．０、２．５の２水準で、曲げ稜線が圧延方向となる条件で９０度Ｖ曲げ試験を行った。試験後、曲げ部の表面性状を目視で観察した。比（Ｒ／ｔ）が２．５の試験において表面に凹凸模様又は亀裂が認められた場合には不良と判断した。比（Ｒ／ｔ）が２．５の試験で凹凸模様及び亀裂は認められないが、比（Ｒ／ｔ）が２．０の試験の試験において表面に凹凸模様又は亀裂が認められた場合は良と判断した。比（Ｒ／ｔ）が２．５の試験及び比（Ｒ／ｔ）が２．０の試験のいずれにおいても、表面に凹凸模様及び亀裂が認められない場合は優と判断した。この結果も表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４に示すように、本発明範囲内にある試料Ｎｏ．２～Ｎｏ．４、Ｎｏ．１６、Ｎｏ．１９、Ｎｏ．２１～Ｎｏ．３０、Ｎｏ．３３、Ｎｏ．３６、及びＮｏ．３７では、優れた引張強度、破断伸び及び穴広げ性を得ることができた。これらのうちでも、試料Ｎｏ．２３等では、残留オーステナイト（残留γ）の面積率が５．０％以上であるため、試料Ｎｏ．１６よりも優れた破断伸びが得られた。
　一方、試料Ｎｏ．１では、Ｃ含有量が低すぎ、フェライトの面積率が高すぎ、硬質組織の面積率が低すぎたため、引張強度が低かった。試料Ｎｏ．１８では、Ｓｉ含有量が低すぎ、フェライトの面積率が低すぎたため、引張強度が低かった。試料Ｎｏ．２０では、Ｍｎ含有量が低すぎ、フェライトの面積率が低すぎたため、引張強度が低かった。
　試料Ｎｏ．５～Ｎｏ．８、Ｎｏ．１０～Ｎｏ．１４、Ｎｏ．３１、及びＮｏ．３５では、硬質組織の線分率の標準偏差が大きすぎたため、穴広げ率が低かった。試料Ｎｏ．９では、フェライトの面積率が高すぎ、硬質組織の面積率が低すぎたため、引張強度及び穴広げ率が低かった。試料Ｎｏ．１５では、多軸圧縮加工における幅方向の変形率が低すぎたため、その後に熱間圧延を行うことができなかった。試料Ｎｏ．１７では、フェライトの面積率が低すぎたため、破断伸びが低かった。試料Ｎｏ．３２では、硬質組織の面積率が低すぎたため、引張強度が低かった。試料Ｎｏ．３３では、硬質組織の面積率が高すぎたため、破断伸びが低かった。
　（第２の実施例）
　表５に示す化学組成を有するスラブを製造し、スラブを１２５０℃に１時間加熱した後、表６に示す条件にて多軸圧縮加工を行った。次いで、１２５０℃までスラブを再加熱し、粗圧延して粗圧延板を得た。その後、粗圧延板を１２５０℃で１時間再加熱し、表６に示す条件にて仕上げ圧延を行って熱延鋼板を得た。なお、この実験では、実験設備の都合上、スラブの温度を下げざるを得なかったため再加熱を行っているが、スラブの温度を下げずに直送できる場合は再加熱を行わなくてもよい。仕上げ圧延では、第１の圧延を４段で行い、第２の圧延を２段で行い、巻き取り後には、巻き取り温度に１時間保持した。その後、熱延鋼板の酸洗を行い、表６に示す圧下率で冷間圧延を行って厚さが１．０ｍｍの冷延鋼板を得た。続いて、表７に示す温度で連続焼鈍を行った。連続焼鈍では、昇温速度を表７に示す速度とし、焼鈍時間を１００秒間とした。１００秒間の保持後には、表７に示す第１の冷却停止温度まで表７に示す第１の平均冷却速度で冷却し、表７に示す第２の冷却停止温度まで４０℃／秒の第２の平均冷却速度で更に冷却し、表７に示す保持温度に３００秒間保持し、１０℃／秒の平均冷却速度で約３０℃の室温まで冷却した。表５に示す化学組成の残部はＦｅ及び不純物である。表５中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。表６及び表７中の下線は、その数値が本発明の鋼板の製造に適した範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　そして、得られた冷延鋼板の鋼組織を観察した。鋼組織の観察では、上記の方法により、フェライトの面積率、硬質組織の面積率（ベイナイト、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト及び残留オーステナイトの合計面積率）、パーライト及び炭化物の合計面積率、並びに硬質組織の線分率の標準偏差を測定した。これらの結果を表８に示す。表８中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
　更に、得られた冷延鋼板の引張強度ＴＳ、破断伸びＥＬ及び穴広げ率ＨＥＲを測定した。引張強度ＴＳ及び破断伸びＥＬの測定では、圧延方向に直角な方向を長手方向とするＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して引張試験を行った。穴広げ率ＨＥＲの測定では、冷延鋼板から、９０ｍｍ角の試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６（又はＪＩＳ　Ｔ　１００１）の規定に準拠する穴広げ試験を行った。このとき、穴広げ試験速度を１ｍｍ／秒とした。これらの結果も表８に示す。表８中の下線は、その数値が望ましい範囲から外れていることを示す。ここでいう望ましい範囲とは、引張強度ＴＳが７８０ＭＰａ以上、破断伸びＥＬが１０％以上、穴広げ率ＨＥＲが３０％以上である。
　また、目視により成形時の外観検査を行った。外観検査は、下記の方法によって行った。まず、鋼板を、幅４０ｍｍ×長さ１００ｍｍに切断し、その表面を金属光沢が見られるまで研磨して試験片とした。試験片を、板厚ｔと曲げ半径Ｒとの比（Ｒ／ｔ）が２．０、２．５の２水準で、曲げ稜線が圧延方向となる条件で９０度Ｖ曲げ試験を行った。試験後、曲げ部の表面性状を目視で観察した。比（Ｒ／ｔ）が２．５の試験において表面に凹凸模様又は亀裂が認められた場合には不良と判断した。比（Ｒ／ｔ）が２．５の試験で凹凸模様及び亀裂は認められないが、比（Ｒ／ｔ）が２．０の試験の試験において表面に凹凸模様又は亀裂が認められた場合は良と判断した。比（Ｒ／ｔ）が２．５の試験及び比（Ｒ／ｔ）が２．０の試験のいずれにおいても、表面に凹凸模様及び亀裂が認められない場合は優と判断した。この結果も表８に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　表８に示すように、本発明の範囲内にある試料Ｎｏ．４２、Ｎｏ．４３、Ｎｏ．４９、Ｎｏ．５４、Ｎｏ．５６、Ｎｏ．５８～Ｎｏ．６２、及びＮｏ．６４～Ｎｏ．７２では、優れた引張強度、破断伸び及び穴広げ性を得ることができた。これらのうちでも、試料Ｎｏ．５８等では、残留オーステナイト（残留γ）の面積率が５．０％以上であるため、試料Ｎｏ．６９よりも優れた破断伸びが得られた。更に、第１の実験例の発明例と比較すると、ＴＳ×ＨＥＲの値が大きかった。このことは、優れた穴広げ性を確保しながら、より高い引張強度が得られることを示す。第２の実験例の発明例において第１の実験例の発明例よりＴＳ×ＨＥＲの値が大きい理由の一つとして、Ｓｉ含有量が高いことが挙げられる。
　一方、試料Ｎｏ．４１では、Ｃ含有量が低すぎ、フェライトの面積率が高すぎ、硬質組織の面積率が低すぎたため、引張強度が低かった。試料Ｎｏ．５１では、Ｓｉ含有量が低すぎ、硬質組織の線分率の標準偏差が大きすぎたため、穴広げ率が低かった。試料Ｎｏ．５２では、Ｓｉ含有量が高すぎ、硬質組織の線分率の標準偏差が大きすぎたため、穴広げ率が低かった。試料Ｎｏ．５３では、Ｍｎ含有量が低すぎたため、引張強度が低かった。
　試料Ｎｏ．４４、Ｎｏ．４５、Ｎｏ．４８、Ｎｏ．５０、Ｎｏ．５７、及びＮｏ．６３では、硬質組織の線分率の標準偏差が大きすぎたため、穴広げ率が低かった。試料Ｎｏ．４６では、フェライトの面積率が高すぎ、硬質組織の面積率が低すぎ、硬質組織の線分率の標準偏差が大きすぎたため、引張強度及び穴広げ率が低かった。試料Ｎｏ．４７では、多軸圧縮加工における厚さ方向の変形率が低すぎたため、その後に熱間圧延を行うことができなかった。試料Ｎｏ．５５では、フェライトの面積率が低すぎ、硬質組織の面積率が高すぎたため、破断伸びが低かった。
　本発明は、例えば、自動車部品に好適な鋼板に関連する産業に利用することができる。

Claims (5)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０５％～０．４０％、
    　Ｓｉ：０．０５％～６．００％、
    　Ｍｎ：１．５０％～１０．００％、
    　酸可溶性Ａｌ：０．０１％～１．００％、
    　Ｐ：０．１０％以下、
    　Ｓ：０．０１％以下、
    　Ｎ：０．０１％以下、
    　Ｔｉ：０．０％～０．２％、
    　Ｎｂ：０．０％～０．２％、
    　Ｖ：０．０％～０．２％、
    　Ｃｒ：０．０％～１．０％、
    　Ｍｏ：０．０％～１．０％、
    　Ｃｕ：０．０％～１．０％、
    　Ｎｉ：０．０％～１．０％、
    　Ｃａ：０．００％～０．０１％、
    　Ｍｇ：０．００％～０．０１％、
    　ＲＥＭ：０．００％～０．０１％、
    　Ｚｒ：０．００％～０．０１％、かつ
    　残部：Ｆｅ及び不純物、
    で表される化学組成を有し、
    　面積率で、
    　フェライト：５％～８０％、
    　ベイナイト、マルテンサイト若しくは残留オーステナイト又はこれらの任意の組み合わせからなる硬質組織：２０％～９５％、かつ
    　厚さ方向に垂直な面内の線上での前記硬質組織の線分率の標準偏差：鋼板の厚さをｔとしたときの表面からの深さが３ｔ／８からｔ／２までの深さ範囲内で０．０５０以下、
    で表される鋼組織を有することを特徴とする鋼板。
  2. 　前記鋼組織において、面積率で、
    　前記残留オーステナイト：５．０％以上、
    　が成り立つことを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記化学組成において、質量％で、
    　Ｔｉ：０．００３％～０．２％、
    　Ｎｂ：０．００３％～０．２％、若しくは
    　Ｖ：０．００３％～０．２％、
    　又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする請求項１又は２に記載の鋼板。
  4. 　前記化学組成において、質量％で、
    　Ｃｒ：０．００５％～１．０％、
    　Ｍｏ：０．００５％～１．０％、
    　Ｃｕ：０．００５％～１．０％、若しくは
    　Ｎｉ：０．００５％～１．０％、
    　又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の鋼板。
  5. 　前記化学組成において、質量％で、
    　Ｃａ：０．０００３％～０．０１％、
    　Ｍｇ：０．０００３％～０．０１％、
    　ＲＥＭ：０．０００３％～０．０１％、若しくは
    　Ｚｒ：０．０００３％～０．０１％、
    　又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の鋼板。
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