JP7791503B2 - 鋼板、それを含む部品及び鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、鋼板、それを含む部品及び鋼板の製造方法に関する。

近年、自動車業界では、燃費向上の観点から車体の軽量化が求められている。車体の軽量化と衝突安全性を両立するためには、使用する鋼板の高強度化が有効な方法の一つであり、このような背景から高強度鋼板の開発が進められている。

一方、自動車部材の多くはプレス成形によって作られている。一般に、高強度化とともに鋼板の成形性が低下することが知られている。

これに関連して、例えば、特許文献１では、所定の成分組成を有し、組織全体に占めるフェライト相とベイナイト相の合計の体積率が９５％以上で、組織全体に占める前記フェライト相の体積率が５０～９０％であり、前記フェライト相中には６５０～１１００ｐｐｍのＴｉを含む２０ｎｍ未満のサイズの析出物が析出しており、かつ前記ベイナイト相のΔＨｖが１５０以下であるミクロ組織を有することを特徴とする高強度熱延鋼板が記載されている。また、特許文献１では、フェライト相とベイナイト相を主体とし、フェライト相中には６５０～１１００ｐｐｍのＴｉを含む２０ｎｍ未満のサイズの析出物を析出させ、ベイナイト相のΔＨｖを１５０以下にしたミクロ組織にすれば、７８０ＭＰａ以上のＴＳを確保して、優れた伸びフランジ性と耐衝撃特性を両立できると教示されている。

特許文献２では、質量％で、Ｃ：０．０１５～０．１０％、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｔｉ：０．０８～０．２％を満たし、組織がグラニュラー・ベイニティック・フェライトであり、かつ円相当直径０．０３μｍ未満の析出物が５×１０⁶個／ｍｍ²以上で、円相当直径０．０３μｍ以上の析出物が２×１０⁶個／ｍｍ²以下であることを特徴とする高強度熱延鋼板が記載されている。また、特許文献２では、上記の構成によれば、伸びフランジ性および伸びを共に高めて成形性に優れた高強度熱延鋼板が得られると教示されている。

特許文献３では、所定の組成を有し、体積分率で３０％以上４５％未満の焼戻しベイナイト相と、フェライト相とを含む複相組織を有し、フェライト相および焼戻しベイナイト相は共に外径が１０ｎｍ未満のＭＸ析出物（但し、Ｍは金属元素、Ｘは炭素または窒素を意味する）を含有することを特徴とする熱延鋼板が記載されている。また、特許文献３では、上記の構成によれば、合金元素量を抑制しつつも１１８０ＭＰａ以上の引張り強度と１５％以上の破断伸びを有する強度－延性バランスが極めて良好な熱延鋼板が得られると教示されている。

特許文献４では、所定の成分組成を有し、組織全体に占めるベイナイト相およびベイニティックフェライト相の合計の体積率が５０％以上で、ベイナイト相およびベイニティックフェライト相とポリゴナルフェライト相の合計の体積率が９５％以上であるミクロ組織を有し、平均直径２０ｎｍ未満の析出物中のＴｉ含有量の合計が、鋼中に析出している全ての析出物中のＴｉ含有量の合計の５０％以上であることを特徴とする引張強度が７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板が記載されている。また、特許文献４では、Ｍｏを使用せず、ベイナイト相とベイニティックフェライト相を主体とし、２０ｎｍ未満のサイズのＴｉを含む析出物を析出させたポリゴナルフェライト相を実質的な残部としたミクロ組織を形成させることにより、安定して７８０ＭＰａ以上のＴＳを確保できるとともに、優れた伸びおよび伸びフランジ特性が得られると教示されている。

特開２０１１－０６８９４５号公報 特開２００４－３０７９１９号公報 特開２０１０－１３８４４９号公報 特開２０１１－１２２１８８号公報

上記のとおり、高強度化とともに鋼板の成形性は低下し、特許文献１～４で記載されるような伸びや伸びフランジ性（穴広げ性）などの特性が低下することが知られている。例えば、穴広げ性が低下すると、自動車の足回り部品などにおいて所望の形状に加工することができない場合がある。このため、高強度熱延鋼板等の高強度鋼板の開発においては、用途に応じた特性、例えば上記の伸びや穴広げ性などの特性を一定以上確保しつつ高強度化を図ることが重要である。

そこで、本発明は、高強度でかつ伸び及び穴広げ性が改善された鋼板、それを含む部品及び鋼板の製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記目的を達成するために、鋼板、特には熱延鋼板の金属組織に着目して検討を行った。その結果、本発明者らは、所定の化学組成を有する熱延鋼板の金属組織を、フェライトとベイナイトを主体とする組織により構成しかつＴｉの添加による析出強化を利用することで、強度と伸びを向上させるとともに、フェライトと硬質相であるベイナイト及びマルテンサイトとの硬度差を低減して穴広げ性を改善することができることを見出し、本発明を完成させた。

上記目的を達成し得た本発明は下記のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．０３０～０．１５０％、
Ｓｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｎ：０．５０～３．００％、
Ｔｉ：０．０５～０．２０％、
Ａｌ：０．０１～０．４０％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１０％以下、
Ｎｂ：０～０．１５％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｃｒ：０～２．００％、
Ｎｉ：０～２．００％、
Ｃｕ：０～２．００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｓｎ：０～１．００％、
Ｓｂ：０～１．００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
Ｈｆ：０～０．０１００％、
Ｂｉ：０～０．０１０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、
Ａｓ：０～０．０１０％、
Ｚｒ：０～０．０１０％、
Ｃｏ：０～２．００％、
Ｚｎ：０～０．０１０％、
Ｗ：０～１．００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
面積％で、
フェライト：２０～５０％、
ベイナイト：４０～７０％、及び
マルテンサイト：５～２０％を含み、
直径１０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の個数密度が１．０×１０¹⁴個／ｃｍ³以上であり、かつ直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の個数密度が１．０×１０¹⁰～１．０×１０¹⁴個／ｃｍ³であり、
フェライトの平均硬度に対するベイナイト及びマルテンサイトの平均硬度の比が０．８０～１．２０である金属組織を有することを特徴とする、鋼板。
（２）前記化学組成が、質量％で、Ａｌ：０．２０～０．４０％を含むことを特徴とする、上記（１）に記載の鋼板。
（３）前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．００１～０．１５％、
Ｖ：０．００１～１．００％、
Ｃｒ：０．００１～２．００％、
Ｎｉ：０．００１～２．００％、
Ｃｕ：０．００１～２．００％、
Ｍｏ：０．００１～１．００％、
Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
Ｓｎ：０．００１～１．００％、
Ｓｂ：０．００１～１．００％、
Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、
Ｈｆ：０．０００１～０．０１００％、
Ｂｉ：０．００１～０．０１０％、
ＲＥＭ：０．０００１～０．０１００％、
Ａｓ：０．００１～０．０１０％、
Ｚｒ：０．００１～０．０１０％、
Ｃｏ：０．００１～２．００％、
Ｚｎ：０．００１～０．０１０％、及び
Ｗ：０．００１～１．００％
のうち少なくとも１種を含むことを特徴とする、上記（１）又は（２）に記載の鋼板。
（４）直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物が存在するフェライトの面積率がフェライト全体の１０～５０％未満であることを特徴とする、上記（１）～（３）のいずれか１項に記載の鋼板。
（５）７８０ＭＰａ以上の引張強度を有することを特徴とする、上記（１）～（４）のいずれか１項に記載の鋼板。
（６）１．０～８．０ｍｍの板厚を有することを特徴とする、上記（１）～（５）のいずれか１項に記載の鋼板。
（７）上記（１）～（６）のいずれか１項に記載の鋼板を含むことを特徴とする、部品。
（８）上記（１）～（３）のいずれか１項に記載の化学組成を有するスラブを加熱し、次いで仕上げ圧延することを含み、下記（ａ）～（ｃ）の条件を満足する熱間圧延工程、
（ａ）スラブの加熱温度が１１５０～１３００℃であること、
（ｂ）１１５０～１３００℃の温度域における保持時間が１０００～４０００秒であること、及び
（ｃ）仕上げ圧延の終了温度が８５０～９５０℃であること
仕上げ圧延された鋼板を３０～２００℃／秒の平均冷却速度で６００～７５０℃の中間空冷温度まで１次冷却し、次いで１５℃／秒以下の平均冷却速度で３～１５秒間にわたり中間空冷する中間空冷工程、並びに
中間空冷された鋼板を５０～２００℃／秒の平均冷却速度で２次冷却し、次いで２０～２９０℃の巻取温度で巻き取る冷却工程
を含むことを特徴とする、鋼板の製造方法。

本発明によれば、高強度でかつ伸び及び穴広げ性が改善された鋼板、特に熱延鋼板、それを含む部品及び鋼板の製造方法を提供することができる。

＜鋼板＞
本発明の実施形態に係る鋼板、特に熱延鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．０３０～０．１５０％、
Ｓｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｎ：０．５０～３．００％、
Ｔｉ：０．０５～０．２０％、
Ａｌ：０．０１～０．４０％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１０％以下、
Ｎｂ：０～０．１５％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｃｒ：０～２．００％、
Ｎｉ：０～２．００％、
Ｃｕ：０～２．００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｓｎ：０～１．００％、
Ｓｂ：０～１．００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
Ｈｆ：０～０．０１００％、
Ｂｉ：０～０．０１０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、
Ａｓ：０～０．０１０％、
Ｚｒ：０～０．０１０％、
Ｃｏ：０～２．００％、
Ｚｎ：０～０．０１０％、
Ｗ：０～１．００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
面積％で、
フェライト：２０～５０％、
ベイナイト：４０～７０％、及び
マルテンサイト：５～２０％を含み、
直径１０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の個数密度が１．０×１０¹⁴個／ｃｍ³以上であり、かつ直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の個数密度が１．０×１０¹⁰～１．０×１０¹⁴個／ｃｍ³であり、
フェライトの平均硬度に対するベイナイト及びマルテンサイトの平均硬度の比が０．８０～１．２０である金属組織を有することを特徴としている。

先に述べたとおり、鋼板の高強度化とともに伸びや穴広げ性などの特性が低下することが知られている。したがって、鋼板の強度を十分に確保しつつ、伸びや穴広げ性を改善することは一般に困難である。そこで、本発明者らは、鋼板の化学組成を適切なものとすることに加えて、特に当該鋼板の金属組織に着目して検討を行った。より詳しく説明すると、まず、本発明者らは、所定の化学組成を有する鋼板の金属組織を、フェライト及びベイナイトを主体とする組織により構成し、より具体的には面積％でフェライト：２０～５０％及びベイナイト：４０～７０％を含むよう構成し、かつＴｉの添加による析出強化を利用することで、強度と伸びを向上させることができることを見出した。

次に、本発明者らは、Ｔｉの添加によって得られるＴｉＣ析出物が鋼板の特性に与える影響についてさらに検討を行った。その結果、本発明者らは、ＴｉＣ析出物をより小さい直径を有するＴｉＣ析出物（すなわち直径１０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物）とより大きい直径を有するＴｉＣ析出物（すなわち直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物）に分けて、それらの個数密度を適切に制御することで、強度と伸びをさらに向上させるとともに、フェライトと硬質相であるベイナイト及びマルテンサイトとの硬度差を低減して穴広げ性を顕著に改善することができることを見出した。より具体的には、本発明者らは、直径１０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の個数密度を１．０×１０¹⁴個／ｃｍ³以上に制御し、かつ直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の個数密度を１．０×１０¹⁰～１．０×１０¹⁴個／ｃｍ³に制御することで、所望の強度と伸びを達成するとともに、フェライトの平均硬度に対するベイナイト及びマルテンサイトの平均硬度の比を０．８０～１．２０の範囲内に制御することができ、それによって穴広げ性を顕著に改善することができることを見出した。

何ら特定の理論に束縛されることを意図するものではないが、直径１０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物と直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物は両方とも金属組織の強度及び硬度の向上に寄与し得るものの、直径１０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の方が直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物よりも強度及び硬度の向上効果が高いものと考えられる。したがって、このようにサイズの異なるＴｉＣ析出物をそれぞれ適度な個数密度において鋼板中に存在させることにより、強度及び硬度が局所的に異なる領域が鋼板中に形成されるものと考えられる。これに関連して、フェライト及びベイナイトを主体とする組織であるにもかかわらず、フェライトからなる軟質相とマルテンサイトからなる硬質相が混在するいわゆるＤＰ（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）鋼のような作用機構により、強度と伸びを改善することができるものと考えられる。本発明の実施形態においては、これに加えて、フェライトを比較的多く含むこと、すなわちフェライトを面積％で２０～５０％含むことで、伸びが顕著に改善された鋼板を得ることができるものと考えられる。

上記のように、本発明の実施形態においては、直径１０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物と直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の両方を適度な個数密度において鋼板中に存在させることが重要である。しかしながら、直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の個数密度が高くなりすぎると、鋼板中のＴｉ及びＣの多くが直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の形成に消費されることになる。このため、当然ながら、より高い強度向上効果を有する直径１０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の個数密度が低くなり、その結果として鋼板の強度を十分に向上させることができなくなると考えられる。加えて、直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の個数密度が高くなりすぎると、より高い硬度向上効果を有する直径１０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物が存在するフェライトの割合も小さくなる。この場合には、軟質相であるフェライトの硬度を十分に向上させることができなくなる。このため、フェライトの平均硬度に対するベイナイト及びマルテンサイトの平均硬度の比を０．８０～１．２０の範囲内に制御することができなくなり、その結果として鋼板の穴広げ性を十分に向上させることができなくなるものと考えられる。さらに、金属組織中のマルテンサイトの割合が２０面積％を超えて高くなりすぎる場合においても、ベイナイト及びマルテンサイトの平均硬度が非常に高くなることから、フェライトの平均硬度に対するベイナイト及びマルテンサイトの平均硬度の比を０．８０～１．２０の範囲内に制御することが困難となる。

したがって、本発明の実施形態においては、金属組織を、面積％でフェライト：２０～５０％、ベイナイト：４０～７０％、及びマルテンサイト：５～２０％を含むよう構成するとともに、直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の個数密度を１．０×１０¹⁰～１．０×１０¹⁴個／ｃｍ³の範囲内に制御することが特に重要になると考えられる。これに関連して、強度向上効果のより高い直径１０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物を１．０×１０¹⁴個／ｃｍ³以上の十分な個数密度において鋼板中に存在させることができ、直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物との組み合わせにより、上記のとおりＤＰ鋼のような作用機構により鋼板の強度と伸びを顕著に向上させることが可能になるものと考えられる。また、直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の個数密度を１．０×１０¹⁴個／ｃｍ³以下に制限することで、結果的に硬度向上効果のより高い直径１０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物が存在するフェライトの割合を十分に高くすることができる。それゆえ、フェライトの平均硬度に対するベイナイト及びマルテンサイトの平均硬度の比を０．８０～１．２０の範囲内に制御することが可能となり、これに関連して鋼板の穴広げ性を顕著に向上させることが可能になるものと考えられる。このため、本発明の実施形態に係る鋼板によれば、例えば、引張強度が７８０ＭＰａ以上の高強度であるにもかかわらず、伸び及び穴広げ性を顕著に改善することが可能となる。したがって、本発明の実施形態に係る鋼板は、高強度と優れた成形性の相反する特性を確実に両立させることができるので、これらの特性の両立が求められる自動車分野の使用において特に有用である。

以下、本発明の実施形態に係る鋼板についてより詳しく説明する。以下の説明において、各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味するものである。また、本明細書において、数値範囲を示す「～」とは、特に断りがない場合、その前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む意味で使用される。

［Ｃ：０．０３０～０．１５０％］
Ｃは、鋼板の強度を高めるのに有効な元素である。また、Ｃは、鋼中でＴｉ及びＮｂと炭化物及び／又は炭窒化物を形成し、形成した析出物に基づく析出強化にも寄与する。これらの効果を十分に得るために、Ｃ含有量は０．０３０％以上とする。Ｃ含有量は０．０４０％以上、０．０５０％以上、０．０６０％以上又は０．０７０％以上であってもよい。一方で、Ｃを過度に含有すると、セメンタイトの形成に起因して穴広げ性が低下する場合がある。したがって、Ｃ含有量は０．１５０％以下とする。Ｃ含有量は０．１４０％以下、０．１２０％以下、０．１００％以下又は０．０８０％以下であってもよい。

［Ｓｉ：０．０１～１．００％］
Ｓｉは、固溶強化元素として強度上昇に有効な元素である。また、Ｓｉは、セメンタイトの析出を抑制する作用も有する。このため、Ｓｉを含有することで鋼中のＣがセメンタイトを形成するのに消費されることを抑制することができ、それによって熱間圧延後の冷却時にＴｉＣ析出物の形成を促進させることが可能となる。これらの効果を十分に得るために、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は０．０２％以上、０．０３％以上、０．０４％以上又は０．０６％以上であってもよい。一方で、Ｓｉを過度に含有すると、Ｓｉスケールと呼ばれる表面品質不良が発生したり、マルテンサイトが過度に生成したりする場合がある。マルテンサイトが過度に生成すると、フェライトと硬質相であるベイナイト及びマルテンサイトとの硬度差が大きくなり、穴広げ性が低下する場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は１．００％以下とする。Ｓｉ含有量は０．９０％以下、０．８０％以下、０．６０％以下、０．４０％以下、０．２０％以下、０．１０％以下又は０．０８％以下であってもよい。

［Ｍｎ：０．５０～３．００％］
Ｍｎは、焼入れ性及び固溶強化元素として強度上昇に有効な元素である。これらの効果を十分に得るために、Ｍｎ含有量は０．５０％以上とする。Ｍｎ含有量は０．７０％以上、１．００％以上、１．２０％以上又は１．５０％以上であってもよい。一方で、Ｍｎを過度に含有すると、ＭｎＳが多く生成して靭性を低下させる場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は３．００％以下とする。Ｍｎ含有量は２．８０％以下、２．５０％以下、２．２０％以下又は２．００％以下であってもよい。

［Ｔｉ：０．０５～０．２０％］
Ｔｉは、炭化物（ＴｉＣ）として鋼中に微細に析出し、析出強化により鋼の強度を向上させるとともに、フェライトの硬度を高める元素である。また、Ｔｉは、炭化物を形成することでＣを固定し、穴広げ性にとって有害なセメンタイトの生成を抑制する元素でもある。さらに、Ｔｉは、再結晶の抑制にも寄与する元素である。これらの効果を十分に得るために、Ｔｉ含有量は０．０５％以上とする。Ｔｉ含有量は０．０８％以上、０．１０％以上、０．１１％以上、０．１２％以上、０．１３％以上又は０．１４％以上であってもよい。一方で、Ｔｉを過度に含有すると、炭化物が粗大となり、フェライトにおける所望の析出強化を得ることができない場合がある。加えて、ＴｉＣ析出物の粗大化に伴い、ＴｉＣ析出物の個数密度も低下することから、この場合には析出強化によってフェライトの硬度を十分に高めることができなくなる。したがって、Ｔｉ含有量は０．２０％以下とする。Ｔｉ含有量は０．１８％以下、０．１７％以下、０．１６％以下又は０．１５％以下であってもよい。

［Ａｌ：０．０１～０．４０％］
Ａｌは、溶鋼の脱酸剤として作用する元素である。このような効果を十分に得るために、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする。Ａｌ含有量は０．０５％以上、０．０６％以上、０．０７％以上、０．０８％以上、０．０９％以上、０．１０％以上又は０．１５％以上であってもよい。また、Ａｌは、フェライト変態及びベイナイト変態を促進させる作用も有する。このような効果を十分に得るためには、Ａｌ含有量は０．２０％以上とすることが好ましい。Ａｌ含有量は０．２２％以上、０．２５％以上又は０．２８％以上であってもよい。一方で、Ａｌを過度に含有すると、粗大な酸化物が形成し、靭性や延性が低下する場合がある。したがって、Ａｌ含有量は０．４０％以下とする。Ａｌ含有量は０．３８％以下、０．３５％以下又は０．３２％以下であってもよい。本発明の実施形態においては、ＴｉとＡｌの含有量の比すなわちＴｉ／Ａｌ比は、特に限定されないが、例えば０．１３～１８．００であってもよい。とりわけ、Ａｌの含有に起因するフェライト変態の促進及びＴｉＣ析出物に基づく析出強化による当該フェライトの硬度向上等を考慮して、Ｔｉ／Ａｌ比を適切に決定することができる。例えば、Ｔｉ／Ａｌ比は、０．１４以上、０．１５以上、０．１６以上、０．１８以上、０．２０以上、０．２５以上、０．３０以上、０．４０以上、又は０．５０以上であってもよい。同様に、Ｔｉ／Ａｌ比は、１６．００以下、１４．００以下、１２．００以下、１０．００以下、８．００以下、６．００以下、５．００以下、又は３．３３以下であってもよい。

［Ｐ：０．１００％以下］
Ｐは、過度に含有すると溶接性などに不利に影響する場合がある。したがって、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。Ｐ含有量は０．０８０％以下、０．０５０％以下、０．０３０％以下又は０．０２０％以下であってもよい。Ｐ含有量の下限は特に限定されず０％であってもよいが、過度な低減はコストの上昇を招く。したがって、Ｐ含有量は０．０００１％以上、０．００１％以上又は０．００５％以上であってもよい。

［Ｓ：０．０１０％以下］
Ｓは、過度に含有するとＭｎＳが多く生成して靭性を低下させる場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１０％以下とする。Ｓ含有量は０．００５％以下、０．００３％以下又は０．００２％以下であってもよい。Ｓ含有量の下限は特に限定されず０％であってもよいが、過度な低減はコストの上昇を招く。したがって、Ｓ含有量は０．０００１％以上、０．０００５％以上又は０．００１％以上であってもよい。

［Ｎ：０．０１００％以下］
Ｎは、過度に含有すると粗大な窒化物を形成し、靭性を低下させる場合がある。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は０．００８０％以下、０．００５０％以下又は０．００３０％以であってもよい。Ｎ含有量の下限は特に限定されず０％であってもよいが、過度な低減はコストの上昇を招く。したがって、Ｎ含有量は０．０００１％以上、０．０００５％以上又は０．００１０％以上であってもよい。

［Ｏ：０．０１０％以下］
Ｏは、製造工程で混入する元素である。Ｏを過度に含有すると、粗大な介在物が形成して鋼板の靭性を低下させる場合がある。したがって、Ｏ含有量は０．０１０％以下とする。Ｏ含有量は０．００８％以下、０．００６％以下又は０．００４％以下であってもよい。Ｏ含有量の下限は特に限定されず０％であってもよいが、０．０００１％未満に低減するためには精錬に時間を要し、生産性の低下を招く。したがって、Ｏ含有量は０．０００１％以上、０．０００５％以上又は０．００１％以上であってもよい。

本発明の実施形態に係る鋼板の基本化学組成は上記のとおりである。さらに、当該鋼板は、必要に応じて、残部のＦｅの一部に代えて以下の任意選択元素のうち少なくとも１種を含有してもよい。

［Ｎｂ：０～０．１５％］
Ｎｂは、鋼中に炭化物、窒化物及び／又は炭窒化物を形成してピン止め効果により組織の微細化、ひいては鋼板の高強度化に寄与する元素である。また、Ｎｂは、再結晶の抑制にも寄与する元素である。Ｎｂ含有量は０％であってもよいが、これらの効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｎｂ含有量は０．００５％以上、０．０１％以上、０．０２％以上、０．０３％以上又は０．０４％以上であってもよい。一方で、Ｎｂを過度に含有すると、鋼中に粗大な炭化物等が生成して鋼板の延性が低下する場合がある。したがって、Ｎｂ含有量は０．１５％以下であることが好ましい。Ｎｂ含有量は０．１２％以下、０．１０％以下、０．０８％以下又は０．０５％以下であってもよい。

［Ｖ：０～１．００％］
Ｖは、析出強化等により強度の向上に寄与する元素である。Ｖ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｖ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｖ含有量は０．０１％以上、０．０３％以上又は０．０５％以上であってもよい。一方で、Ｖを過度に含有しても効果が飽和し、製造コストの上昇を招く虞がある。したがって、Ｖ含有量は１．００％以下であることが好ましい。Ｖ含有量は０．５０％以下、０．２０％以下、０．１０％以下又は０．０８％以下であってもよい。

［Ｃｒ：０～２．００％］
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する元素である。Ｃｒ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｃｒ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｃｒ含有量は０．０１％以上、０．０３％以上又は０．０５％以上であってもよい。一方で、Ｃｒを過度に含有しても効果が飽和し、製造コストの上昇を招く虞がある。したがって、Ｃｒ含有量は２．００％以下であることが好ましい。Ｃｒ含有量は１．５０％以下、１．００％以下、０．５０％以下、０．３０％以下、０．１５％以下又は０．１０％以下であってもよい。

［Ｎｉ：０～２．００％］
［Ｃｕ：０～２．００％］
Ｎｉ及びＣｕは、析出強化又は固溶強化により強度の向上に寄与する元素である。Ｎｉ及びＣｕ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、これらの元素の含有量はそれぞれ０．００１％以上であることが好ましく、０．０１％以上、０．０３％以上又は０．０５％以上であってもよい。一方で、これらの元素を過度に含有しても効果が飽和し、製造コストの上昇を招く虞がある。したがって、Ｎｉ及びＣｕ含有量はそれぞれ２．００％以下であることが好ましく、１．５０％以下、１．００％以下、０．５０％以下、０．３０％以下、０．１５％以下又は０．１０％以下であってもよい。

［Ｍｏ：０～１．００％］
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する元素である。Ｍｏ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｍｏ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｍｏ含有量は０．０１％以上、０．０２％以上又は０．０５％以上であってもよい。一方で、Ｍｏを過度に含有すると、熱間加工時の変形抵抗が増大し、設備負荷が大きくなる場合がある。したがって、Ｍｏ含有量は１．００％以下であることが好ましい。Ｍｏ含有量は０．８０％以下、０．５０％以下、０．２０％以下、０．１０％以下又は０．０８％以下であってもよい。

［Ｂ：０～０．０１００％］
Ｂは、粒界に偏析して粒界強度を高めることで低温靭性を向上させる。Ｂ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｂ含有量は０．０００２％以上、０．０００３％以上又は０．０００５％以上であってもよい。一方で、Ｂを過度に含有しても効果が飽和し、製造コストの上昇を招く虞がある。したがって、Ｂ含有量は０．０１００％以下であることが好ましい。Ｂ含有量は０．００５０％以下、０．００３０％以下、０．００１５％以下又は０．００１０％以下であってもよい。

［Ｓｎ：０～１．００％］
［Ｓｂ：０～１．００％］
Ｓｎ及びＳｂは、耐食性の向上に有効な元素である。Ｓｎ及びＳｂ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、これら元素の含有量はそれぞれ０．００１％以上であることが好ましく、０．０１％以上、０．０２％以上又は０．０５％以上であってもよい。一方で、これらの元素を過度に含有すると、靭性の低下を招く場合がある。したがって、Ｓｎ及びＳｂ含有量は１．００％以下であることが好ましく、０．８０％以下、０．５０％以下、０．３０％以下、０．１０％以下又は０．０８％以下であってもよい。

［Ｃａ：０～０．０１００％］
［Ｍｇ：０～０．０１００％］
［Ｈｆ：０～０．０１００％］
Ｃａ、Ｍｇ及びＨｆは、非金属介在物の形態を制御することができる元素である。Ｃａ、Ｍｇ及びＨｆ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、これら元素の含有量はそれぞれ０．０００１％以上であることが好ましく、０．０００５％以上又は０．００１０％以上であってもよい。一方で、これらの元素を過度に含有しても効果が飽和し、必要以上に鋼板中に含有させることは製造コストの上昇を招く。したがって、Ｃａ、Ｍｇ及びＨｆ含有量はそれぞれ０．０１００％以下であることが好ましく、０．００５０％以下、０．００３０％以下又は０．００２０％以下であってもよい。

［Ｂｉ：０～０．０１０％］
Ｂｉは、耐食性の向上に有効な元素である。Ｂｉ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｂｉ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｂｉ含有量は０．００２％以上であってもよい。一方で、Ｂｉを過度に含有しても効果が飽和し、必要以上に鋼板中に含有させることは製造コストの上昇を招く。したがって、Ｂｉ含有量は０．０１０％以下であることが好ましい。Ｂｉ含有量は０．００５％以下又は０．００３％以下であってもよい。

［ＲＥＭ：０～０．０１００％］
ＲＥＭは、非金属介在物の形態を制御することができる元素である。ＲＥＭ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。ＲＥＭ含有量は０．０００５％以上又は０．００１０％以上であってもよい。一方で、ＲＥＭを過度に含有しても効果が飽和し、必要以上に鋼板中に含有させることは製造コストの上昇を招く。したがって、ＲＥＭ含有量は０．０１００％以下であることが好ましい。ＲＥＭ含有量は０．００５０％以下、０．００３０％以下又は０．００２０％以下であってもよい。本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、及びランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）の１７元素の総称であり、ＲＥＭ含有量はこれら元素の合計含有量である。

［Ａｓ：０～０．０１０％］
Ａｓは、耐食性の向上に有効な元素である。Ａｓ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ａｓ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ａｓ含有量は０．００２％以上又は０．００３％以上であってもよい。一方で、Ａｓを過度に含有しても効果が飽和し、必要以上に鋼板中に含有させることは製造コストの上昇を招く。したがって、Ａｓ含有量は０．０１０％以下であることが好ましい。Ａｓ含有量は０．００８％以下又は０．００５％以下であってもよい。

［Ｚｒ：０～０．０１０％］
Ｚｒは、非金属介在物の形態を制御することができる元素である。Ｚｒ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｚｒ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｚｒ含有量は０．００２％以上又は０．００３％以上であってもよい。一方で、Ｚｒを過度に含有しても効果が飽和し、必要以上に鋼板中に含有させることは製造コストの上昇を招く。したがって、Ｚｒ含有量は０．０１０％以下であることが好ましい。Ｚｒ含有量は０．００８％以下又は０．００５％以下であってもよい。

［Ｃｏ：０～２．００％］
Ｃｏは、焼入れ性及び／又は耐熱性の向上に寄与する元素である。Ｃｏ含有量は０％であってもよいが、これらの効果を得るためには、Ｃｏ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｃｏ含有量は０．０１％以上、０．０５％以上又は０．１０％以上であってもよい。一方で、Ｃｏを過度に含有すると、熱間加工性が低下する場合があり、原料コストの増加にも繋がる。したがって、Ｃｏ含有量は２．００％以下であることが好ましい。Ｃｏ含有量は１．００％以下、０．５０％以下、０．３０％以下又は０．２０％以下であってもよい。

［Ｚｎ：０～０．０１０％］
Ｚｎは、鋼原料としてスクラップ等を用いた場合に鋼板に含有し得る元素である。したがって、Ｚｎ含有量は０．０１０％以下であることが好ましく、０．００８％以下又は０．００５％以下であってもよい。Ｚｎ含有量は０％であってもよいが、０．００１％未満に低減するには精錬に時間を要し、生産性の低下を招く。したがって、Ｚｎ含有量は０．００１％以上、０．００２％以上又は０．００３％以上であってもよい。

［Ｗ：０～１．００％］
Ｗは、鋼の焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する元素である。Ｗ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｗ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｗ含有量は０．０１％以上、０．０５％以上又は０．１０％以上であってもよい。一方で、Ｗを過度に含有すると、溶接性が低下する場合がある。したがって、Ｗ含有量は１．００％以下であることが好ましい。Ｗ含有量は０．８０％以下、０．５０％以下、０．３０％以下又は０．２０％以下であってもよい。

本発明の実施形態に係る鋼板において、上記の元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。不純物とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分等である。

本発明の実施形態に係る鋼板の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、当該鋼板の化学組成は、誘導結合プラズマ発光分光分析（ＩＣＰ－ＡＥＳ：Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。Ｃ及びＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。

［金属組織］
本発明の実施形態に係る鋼板の金属組織は、面積％で、フェライト：２０～５０％、ベイナイト：４０～７０％、及びマルテンサイト：５～２０％を含む。鋼板の金属組織を、このようにフェライト及びベイナイトを主体とする組織により構成しつつ、マルテンサイトを所定量含めることで、鋼板の高強度化を図りつつ、伸びを高めることが可能となる。これら３つの組織を上記のような特定の面積率で含むことに加えて、後で詳しく説明するＴｉＣ析出物による析出強化を利用することで、鋼板の強度及び伸びをさらに高めることができるとともに、フェライトと硬質相であるベイナイト及びマルテンサイトとの硬度差を低減して穴広げ性を顕著に改善することが可能となる。例えば、フェライトの面積率が小さいと、硬質相であるベイナイト及びマルテンサイトの割合、特にベイナイトの割合が高くなり、それゆえ伸びが低下する場合がある。あるいはまた、フェライトの面積率が小さいと、ＴｉＣ析出物に基づく析出強化によってもフェライトとベイナイト及びマルテンサイトの硬度差を適切に低減することができない場合がある。このような場合には、所望の穴広げ性を達成することができなくなる。したがって、フェライトの面積率は２０％以上とする必要があり、例えば２５％以上、３０％以上又は３５％以上であってもよい。一方で、フェライトの面積率が高くなると、硬質相であるベイナイト及びマルテンサイトの割合が低くなり、その結果として所望の強度、例えば７８０ＭＰａ以上の引張強度を達成することができない場合がある。したがって、フェライトの面積率は５０％以下とし、例えば４９％以下、４８％以下、４７％以下、４６％以下、４５％以下、４４％以下、４２％以下、４０％以下又は３８％以下であってもよい。

引張強度を向上させる観点からは、硬質相であるベイナイト及びマルテンサイトの面積率は高い方が好ましい。このような観点から、例えば、ベイナイトの面積率は４２％以上、４５％以上、４８％以上、５０％以上、５５％以上又は５８％以上であってもよい。同様に、マルテンサイトの面積率は６％以上、７％以上、８％以上、９％以上、１０％以上、１１％以上又は１２％以上であってもよい。一方で、伸びをより向上させるか及び／又は金属組織中の硬度差をさらに低減して穴広げ性をより向上させる観点からは、ベイナイト及びマルテンサイトの面積率は低い方が好ましい。このような観点から、例えば、ベイナイトの面積率は６８％以下、６５％以下、６２％以下又は６０％以下であってもよい。同様に、マルテンサイトの面積率は１８％以下、１６％以下又は１４％以下であってもよい。

［残部組織］
本発明の実施形態に係る鋼板の金属組織は、上記のとおり、フェライト、ベイナイト及びマルテンサイトを含み、それら以外の残部組織を含んでもよいが、残部組織の面積率は小さいことが好ましく、０％であってもよい。残部組織の面積率は、特に限定されないが、例えば０～５％、０～４％又は０～３％であってもよい。言い換えると、フェライト、ベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率は、例えば９５～１００％、９６～１００％又は９７～１００％であってもよい。残部組織の下限値は１％又は２％であってもよい。残部組織が存在する場合には、当該残部組織はパーライト及び残留オーステナイトの少なくとも１種を含むか又はそれらの少なくとも１種であり、好ましくはパーライトである。例えば、残部組織が残留オーステナイトを含む場合には、当該残オーステナイトの面積率は２％以下又は１％以下、好ましくは０．５％以下である。

［金属組織の同定及び面積率の算出］
組織観察は、走査型電子顕微鏡で行う。観察に先立ち、組織観察用のサンプルを、エメリー紙による湿式研磨及び１μｍの平均粒子サイズをもつダイヤモンド砥粒により研磨し、観察面を鏡面に仕上げた後、３％硝酸アルコール溶液にて組織をエッチングしておく。観察の倍率を２０００倍とし、表面から板厚の１／４位置における３０μｍ×４０μｍの視野をランダムに１０枚撮影する。組織の比率は、ポイントカウント法で求める。得られた組織画像に対して、縦３μｍかつ横４μｍの間隔で並ぶ格子点を計２２５点定め、格子点の下に存在する組織を判別し、１０枚の平均値から鋼材に含まれる組織比率を求める。フェライトは、塊状の結晶粒であって、内部に、長径１００ｎｍ以上の鉄系炭化物を含まないものである。ベイナイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含まないもの、又は、内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含み、その炭化物が、単一のバリアント、即ち、同一方向に伸張した鉄系炭化物群に属するものである。ここで、同一方向に伸長した鉄系炭化物群とは、鉄系炭化物群の伸長方向の差異が５°以内であるものをいう。ベイナイトは、方位差１５°以上の粒界によって囲まれたベイナイトを１個のベイナイト粒として数える。また、多量の固溶炭素を含むマルテンサイトは他の組織と比べて輝度が高く見えることから、他の組織と区別することができる。フェライト、ベイナイト及びマルテンサイト以外の組織が存在する場合には、１００％からフェライト、ベイナイト及びマルテンサイトの合計面積率を差し引くことによって残部組織の面積率を決定する。残部組織を具体的に同定する必要はないが、残部組織がパーライト及び残留オーステナイト等を含む場合には、パーライトはセメンタイトがラメラ状に析出した特有の組織を有するため、走査型電子顕微鏡により識別可能である。また、残留オーステナイトは、Ｘ線回折測定によりその体積率を算出することができ、残留オーステナイトの体積率は面積率と同等であるため、これを残留オーステナイトの面積率とすることができる。

［直径１０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の個数密度：１．０×１０¹⁴個／ｃｍ³以上］
［直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の個数密度：１．０×１０¹⁰～１．０×１０¹⁴個／ｃｍ³］
本発明の実施形態に係る鋼板の金属組織においては、直径１０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の個数密度が１．０×１０¹⁴個／ｃｍ³以上であり、かつ直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の個数密度が１．０×１０¹⁰～１．０×１０¹⁴個／ｃｍ³である。ここで、ＴｉＣ析出物とは、ＴｉＣだけでなく、ＴｉとＴｉ以外の他の元素、例えばＶやＮｂとを含む複合炭化物すなわち（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ）Ｃ、さらにはＮｂＣをも包含するものである。本発明の実施形態に係る鋼板がＮｂを０．１５％以下の範囲内で含有する場合、（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃに加えてＮｂＣが析出し得るものの、ＮｂＣ析出物は（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｃ析出物に比べて析出量が極めて少ない。したがって、ＴｉＣ析出物にＮｂＣ析出物を含めても、ＮｂＣ析出物がＴｉＣ析出物の個数密度に与える影響は実質的に無視できるものである。上記のようにサイズの異なるＴｉＣ析出物をそれぞれ上記の個数密度において鋼板中に存在させることにより、強度及び硬度が局所的に異なる領域を鋼板中に形成することができ、これに関連して、フェライト及びベイナイトを主体とする組織であるにもかかわらず、フェライトからなる軟質相とマルテンサイトからなる硬質相が混在するいわゆるＤＰ鋼のような作用機構により、強度と伸びを改善することが可能となり、さらにフェライトを上記のとおり面積％で２０～５０％含むことで、伸びが顕著に改善された鋼板を得ることができる。言い換えると、直径１０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の個数密度と直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の個数密度の要件のうちいずれか一方でも満たさないと、強度及び／又は伸びを十分に改善することができない場合がある。

強度をさらに向上させる観点からは、より高い強度向上効果を有する直径１０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の個数密度は高いほど好ましい。例えば、直径１０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の個数密度は２．０×１０¹⁴個／ｃｍ³以上、５．０×１０¹⁴個／ｃｍ³以上、１０．０×１０¹⁴個／ｃｍ³以上、２０．０×１０¹⁴個／ｃｍ³以上、又は３０．０×１０¹⁴個／ｃｍ³以上であってもよい。上限は特に限定されないが、例えば、直径１０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の個数密度は２００．０×１０¹⁴個／ｃｍ³以下、１８０．０×１０¹⁴個／ｃｍ³以下、１５０．０×１０¹⁴個／ｃｍ³以下、又は１００．０×１０¹⁴個／ｃｍ³以下であってもよい。また、穴広げ性を改善する観点からは、金属組織中で極端な硬度差を生じさせないことが好ましく、それゆえ硬度向上効果が比較的低い直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の個数密度は高いほど好ましい。したがって、例えば、直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の個数密度は５．０×１０¹⁰個／ｃｍ³以上、１．０×１０¹¹個／ｃｍ³以上、５．０×１０¹¹個／ｃｍ³以上、又は１．０×１０¹²個／ｃｍ³以上であってもよい。一方で、直径１０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の個数密度を高くして強度をさらに向上させる観点からは、直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の個数密度を低くして、鋼板中のＴｉ及びＣの多くを直径１０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の形成に消費されるようにすることが好ましい。したがって、例えば、直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の個数密度は８．０×１０¹³個／ｃｍ³以下、６．０×１０¹³個／ｃｍ³以下、５．０×１０¹³個／ｃｍ³以下、３．０×１０¹³個／ｃｍ³以下、又は１．０×１０¹³個／ｃｍ³以下であってもよい。

［直径１０．０ｎｍ未満及び直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物における個数密度の測定］
直径１０．０ｎｍ未満及び直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物における個数密度は、抽出残渣法を利用して以下のようにして決定される。まず、供試材の表面を板厚の１／４位置まで機械研磨により研削し、次いで１０％ＡＡ系電解液（１０体積％アセチルアセトン（ＡＡ）－１質量％塩化テトラメチルアンモニウム（ＴＭＡＣ）－メタノール）に分散剤として０．０５質量％のドデシル硫酸ナトリウム（ＳＤＳ）を添加したものを用いて、２段階のステップで定電流電解により電解抽出を行い、ＴｉＣ析出物を試料表面に露出させる。より具体的には、１段階目の電解抽出（予備電解）では試料表面の汚れや酸化層を除去するために、０．０５％ＳＤＳ－１０％ＡＡ系電解液で５００ｍＡ、４５０Ｃ（クーロン）の条件で電解を行う。予備電解終了後の供試材を電解液から取り出し、表面をメタノールで洗浄し、次いで別途調製した０．０５％ＳＤＳ－１０％ＡＡ系電解液に供試材を浸漬し、２段階目の電解抽出（本電解）を５００ｍＡ、３６００Ｃ（クーロン）の条件で行い、供試材を１ｇ程度電解する。本電解後の供試材をＨａｎｓｅｎ Ｓｏｌｕｂｉｌｉｔｙ Ｐａｒａｍｅｔｅｒ（ＨＳＰ）分散液（５０体積％エチレングリコール－５０体積％ジメチルスルホキシド）に浸漬し、超音波処理を２～３分間施すことで、抽出した微細なＴｉＣ析出物を分散回収する。ＨＳＰ分散液に回収した微細なＴｉＣ析出物を、フィールドフローフラクショネーション（ＦＦＦ）法を利用した誘導結合プラズマ質量分析（ＩＣＰ－ＭＳ）（ＦＦＦ－ＩＣＰ－ＭＳ分析）により、０～５００ｎｍの範囲のサイズ分布を測定する。最後に、得られたＦＦＦ－ＩＣＰ－ＭＳ分析のクロマトグラムをフローインジェクション（ＦＩ）法によりサイズ毎に定量し、球換算で直径が１０．０ｎｍ未満及び１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の個数密度をそれぞれ決定する。ちなみに、ＴｉＮやＮｂＮ等の窒化物は優先して析出されることから、Ｎの分析値に基づいて析出物からこれらの窒化物を除外した上で、ＴｉＣ析出物の個数密度を算出することが可能である。

［直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物が存在するフェライトの面積率がフェライト全体の１０～５０％未満］
本発明の実施形態に係る鋼板の金属組織においては、直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物が存在するフェライトの面積率はフェライト全体の１０～５０％未満であることが好ましい。直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の個数密度を１．０×１０¹⁴個／ｃｍ³以下に制限するだけでも、結果的に硬度向上効果のより高い直径１０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物が存在するフェライトの割合を十分に高くすることができる。しかしながら、これに加えて、直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物が存在するフェライトの面積率をフェライト全体の１０～５０％未満に制御することで、硬度向上効果のより高い直径１０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物が存在するフェライトの割合を直接的かつ確実に高くすることができる。したがって、フェライトの平均硬度に対するベイナイト及びマルテンサイトの平均硬度の比をより確実に０．８０～１．２０の範囲内に制御することが可能になるか又は制御しやすくなり、これに関連して鋼板の穴広げ性を顕著に向上させることが可能になる。

穴広げ性をさらに改善する観点からは、直径１０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物が存在するフェライトの割合を高くすることが好ましく、これに関連して直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物が存在するフェライトの面積率は低いほど好ましい。したがって、例えば、直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物が存在するフェライトの面積率はフェライト全体の４５％以下、４０％以下、３５％以下又は３０％以下であってもよい。一方で、直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物が存在するフェライトの面積率が低くなりすぎると、同様に、直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物が存在するベイナイト及びマルテンサイトの割合も低くなりすぎてしまう場合がある。このような場合には、金属組織全体における直径１０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の存在割合が高くなって、逆に金属組織中の硬度差が大きくなる場合がある。したがって、直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物が存在するフェライトの面積率はフェライト全体の１０％以上とし、例えば１２％以上、１５％以上、２０％以上又は２５％以上であってもよい。

［直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物が存在するフェライト面積率の測定］
直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物が存在するフェライトの面積率は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて以下のようにして決定される。まず、鋼板から採取したサンプルを板厚１／４位置を含む厚さ０．１ｍｍの薄片に加工し、次いで電解研磨法によってサンプル調製を行う。このサンプルを２００ｋＶの透過型電子顕微鏡を用いて、フェライトへの電子線入射方位を、［００１］晶帯軸から１０度以内の範囲で十分なコントラストが得られように調整してＴｉＣ析出物の観察を行う。次に、観察条件の調整として、フェライトとベイナイトを含む１００００倍の観察視野で組織の明視野像を撮影する。この時の観察像（ｂｍｐ形式の画像ファイル出力）の輝度は０～２５５の階調で表示し、その平均輝度が１００以上、１５５以下となるように撮影条件を調整する。次に、観察倍率１０万倍でフェライトの組織写真（明視野像）を１０枚撮影し、各組織写真上にて、フェライト全体に対する円相当直径で１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物が観察されたフェライトの面積率をポイントカウント法によって求める。ポイントカウント法においては、透過電子顕微鏡写真上で１００ｎｍ×１００ｎｍの領域を格子状に設定する。格子状の領域のうち、フェライト粒の内部に１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物が観察された領域（フェライト粒の内部に１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物が１個でも観察されれば、当該ＴｉＣ析出物が観察された領域と判断する）の数、および、格子状の領域のうちフェライト粒が位置する領域の数をカウントする。これらの比を、円相当直径で１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物が観察されたフェライトの面積率とする。カウントの際、格子状の枠の線上に位置するＴｉＣ析出物は考慮せず、格子状の枠内に位置するＴｉＣ析出物のみを考慮することとする。最後に、得られた１０個のフェライト面積率を算術平均することにより、直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物が存在するフェライトの面積率を決定する。ＴＥＭ観察におけるフェライトの同定は、輝度を利用して行われる。具体的には、画像全体の平均輝度を算出し、当該平均輝度よりも輝度が高い領域をフェライトとして決定する。また、ＴｉＣ析出物の同定は、ＴＥＭの電子回折像から結晶構造を分析することにより行われる。具体的には、フェライト粒の中に存在する２又は３個の析出物の電子回折像からＴｉＣの存在を確認できれば、当該フェライト粒中に観察される析出物はＴｉＣ析出物として決定する。

［フェライトの平均硬度に対するベイナイト及びマルテンサイトの平均硬度の比：０．８０～１．２０］
本発明の実施形態に係る鋼板の金属組織においては、フェライトの平均硬度に対するベイナイト及びマルテンサイトの平均硬度の比、すなわち（ベイナイト及びマルテンサイトの平均硬度）／（フェライトの平均硬度）は０．８０～１．２０である。フェライトの平均硬度に対するベイナイト及びマルテンサイトの平均硬度の比をこのような範囲内に制御することで、金属組織中のフェライトと硬質相であるベイナイト及びマルテンサイトとの硬度差を十分に低減することができる。その結果として、鋼板の穴広げ性を顕著に高めることが可能となる。穴広げ率をより高める観点からは、フェライトの平均硬度に対するベイナイト及びマルテンサイトの平均硬度の比は１．００に近いほど好ましい。したがって、フェライトの平均硬度に対するベイナイト及びマルテンサイトの平均硬度の比は０．８２以上、０．８５以上、０．８８以上又は０．９０以上であってもよく、同様に１．１５以下、１．１０以下、１．０５以下又は１．００以下であってもよい。

［フェライトの平均硬度に対するベイナイト及びマルテンサイトの平均硬度の比の決定方法］
ベイナイトの平均ナノ硬度に対するフェライトの平均ナノ硬度の比は、以下のようにして決定される。まず、鋼板から表面に垂直な板厚断面が観察できるようにサンプルを切り出す。サンプルの断面をエメリー紙による湿式研磨及び１μｍの平均粒子サイズをもつダイヤモンド砥粒により研磨して鏡面に仕上げる。鏡面に仕上げた断面に対し、表面から板厚の１／４深さ位置において、微小硬さ試験機を用いて、試験荷重１０００μＮで測定間隔を５μｍあけて圧痕を打ち、ナノ硬度を測定し、合計で１００点の測定値を得る。次に、走査型電子顕微鏡を用いて同じサンプルを測定し、得られた組織解析結果を参照して、フェライト内部並びにベイナイト及びマルテンサイト内部に圧痕がある測定点のみを抽出する。最後に、抽出された１０個のフェライトに関するナノ硬度の算術平均をフェライトの平均硬度とし、同様に抽出された１０個のベイナイト及びマルテンサイトに関するナノ硬度の算術平均をベイナイト及びマルテンサイトの平均硬度として、それらの比（ベイナイト及びマルテンサイトの平均硬度）／（フェライトの平均硬度）をフェライトの平均硬度に対するベイナイト及びマルテンサイトの平均硬度の比として決定する。

［板厚］
本発明の実施形態に係る鋼板は、特に限定されないが、一般的には１．０～８．０ｍｍの板厚を有する。例えば、板厚は１．２ｍｍ以上、１．６ｍｍ以上若しくは２．０ｍｍ以上であってもよく、及び／又は７．０ｍｍ以下、６．０ｍｍ以下、５．５ｍｍ以下、５．０ｍｍ以下、４．４ｍｍ以下、４．２ｍｍ以下若しくは４．０ｍｍ以下であってもよい。

本発明の実施形態に係る鋼板は、上記のとおり、高強度であるにもかかわらず、優れた伸び及び穴広げ性を達成することが可能であり、それゆえ高強度と優れた成形性の相反する特性を高いレベルで確実に両立させることができる。したがって、本発明の実施形態に係る鋼板は、これらの特性の両立が求められる技術分野の部品などにおいて使用するのに特に有用である。好ましい実施形態においては、本発明の実施形態に係る鋼板を含む自動車部品、特には自動車の足回り部品が提供される。自動車の足回り部品の一例としては、ロアアームやトレーリングアーム等が挙げられる。これらの自動車部品、特には自動車の足回り部品は、これらの部品の少なくとも一部において本発明の実施形態に係る鋼板を含んでいればよく、それゆえこれらの部品の少なくとも一部において先に述べた化学組成及び金属組織の特徴を満たすものである。プレス成形等の成形において金型と直接接触せず、加工の程度も比較的低い鋼板の部位では、金属組織の特徴は成形前後において特に変化しない。

［機械的特性］
［引張強度：ＴＳ］
上記の化学組成及び金属組織を有する鋼板によれば、高い引張強度、具体的には７８０ＭＰａ以上の引張強度を達成することができる。引張強度は、好ましくは８００ＭＰａ以上、８２０ＭＰａ以上又は８４０ＭＰａ以上である。本発明の実施形態に係る鋼板によれば、このような非常に高い引張強度を有するにもかかわらず、上で説明した化学組成と金属組織の特定の組み合わせにより、伸び及び穴広げ性の向上を実現することができる。引張強度の上限は特に限定されないが、例えば、鋼板の引張強度は１１８０ＭＰａ以下、９８０ＭＰａ以下、９４０ＭＰａ以下、９００ＭＰａ以下又は８６０ＭＰａ以下であってもよい。引張強度は、試験片の長手方向が好ましくは鋼板の圧延直角方向と平行になる向き（Ｃ方向）からＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０２２に準拠した引張試験を行うことで測定される。鋼板の圧延方向を特定できない場合には、鋼板の板面内における任意の方向からＪＩＳ５号試験片を採取してもよい。

［全伸び：ｔＥＬ］
上記の化学組成及びミクロ組織を有する鋼板によれば、高い引張強度に加えて、全伸びを改善することもでき、より具体的には１４．０％以上の全伸びを達成することができる。全伸びは、好ましくは１５．０％以上、より好ましくは１６．０％以上、最も好ましくは１８．０以上である。上限は特に限定されないが、例えば、全伸びは３０．０％以下又は２５．０％以下であってもよい。全伸びは、試験片の長手方向が好ましくは鋼板の圧延直角方向と平行になる向き（Ｃ方向）からＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０２２に準拠した引張試験を行うことで測定される。鋼板の圧延方向を特定できない場合には、鋼板の板面内における任意の方向からＪＩＳ５号試験片を採取してもよい。

［穴広げ率：ＨＥＲ］
上記の化学組成及び金属組織を有する鋼板によれば、高い穴広げ性、具体的には１００％以上の穴広げ率を達成することができる。穴広げ率は、好ましくは１０５％以上、より好ましくは１１０％以上又は１１５％以上であってもよい。穴広げ率の上限は特に限定されないが、例えば、穴広げ率は１５０％以下、１４０％以下又は１３０％以下であってもよい。穴広げ率は以下のようにして決定される。まず、鋼板から幅１００ｍｍ×長さ１００ｍｍの試験片を採取し、ポンチ径：１０ｍｍ及びダイス径：１０．２５～１１．５ｍｍ（クリアランス１２．５％）の打ち抜き工具を用いて打ち抜き穴（初期穴：穴径ｄ０＝１０ｍｍ）を作製する。次いで、かえり（バリ）がダイ側となるようにし、頂角６０°の円錐ポンチにて板厚を貫通する割れが発生するまで初期穴を押し広げ、割れ発生時の穴径ｄ１ｍｍを測定して、下記式にて各試験片の穴広げ率ＨＥＲ（％）を求める。この穴広げ試験を３回実施し、それらの平均値を穴広げ率ＨＥＲとして決定する。
ＨＥＲ＝１００×｛（ｄ１－ｄ０）/ｄ０｝

＜鋼板の製造方法＞
次に、本発明の実施形態に係る鋼板の好ましい製造方法について説明する。以下の説明は、本発明の実施形態に係る鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。より具体的には、以下では、熱延鋼板の製造について具体的に示されるが、本発明の実施形態に係る鋼板は、上で説明した化学組成及び金属組織を有する任意の鋼板、すなわち熱延鋼板だけでなく、冷延鋼板、めっき鋼板等をも包含するものである。したがって、以下の記載は、本発明の実施形態に係る鋼板が熱延鋼板である場合の好ましい製造方法を単に説明するものにすぎない。

本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法は、
鋼板に関連して上で説明した化学組成を有するスラブを加熱し、次いで仕上げ圧延することを含み、下記（ａ）～（ｃ）の条件を満足する熱間圧延工程、
（ａ）スラブの加熱温度が１１５０～１３００℃であること、
（ｂ）１１５０～１３００℃の温度域における保持時間が１０００～４０００秒であること、及び
（ｃ）仕上げ圧延の終了温度が８５０～９５０℃であること
仕上げ圧延された鋼板を３０～２００℃／秒の平均冷却速度で６００～７５０℃の中間空冷温度まで１次冷却し、次いで１５℃／秒以下の平均冷却速度で３～１５秒間にわたり中間空冷する中間空冷工程、並びに
中間空冷された鋼板を５０～２００℃／秒の平均冷却速度で２次冷却し、次いで２０～２９０℃の巻取温度で巻き取る冷却工程
を含むことを特徴としている。

［熱間圧延工程］
［（ａ）スラブの加熱温度：１１５０～１３００℃］
［（ｂ）１１５０～１３００℃の温度域における保持時間：１０００～４０００秒］
まず、鋼板に関連して上で説明した化学組成を有するスラブが加熱される。使用するスラブは、生産性の観点から連続鋳造法において鋳造することが好ましいが、造塊法又は薄スラブ鋳造法によって製造してもよい。使用されるスラブは、高強度鋼板を得るために合金元素を比較的多く含有している。このため、スラブを熱間圧延に供する前に加熱して合金元素をスラブ中に固溶させる必要があり、特にＴｉを十分に溶体化させる必要がある。加熱温度が低いと、合金元素がスラブ中に十分に固溶せずに粗大な合金炭化物が残り、熱間圧延中に脆化割れを生じる場合がある。とりわけ、加熱温度が低いと、Ｔｉが十分に溶体化しないために、Ｔｉが粗大な炭化物（ＴｉＣ）として最終組織に残ってしまう場合がある。この場合には、熱間圧延工程後の中間空冷工程によっても、ＴｉＣ析出物を鋼中に微細析出させて析出強化により鋼板の強度を向上させることが困難となる。このため、加熱温度は１１５０℃以上であることが好ましい。加熱温度の上限は、特に限定されないが、加熱設備の能力や生産性の観点から１３００℃以下であることが好ましい。また、１１５０～１３００℃の温度域における保持時間を１０００秒以上とすることで、合金元素をスラブ中に確実に固溶させ、特にはＴｉを十分に溶体化させることができる。保持時間が短いと、Ｔｉが粗大な炭化物（ＴｉＣ）として最終組織に残ってしまう場合がある。保持時間の上限は特に限定されないが、生産性等の観点から４０００秒以下であることが好ましい。粗圧延を実施する場合には、１１５０～１３００℃の温度域における保持は粗圧延後に行ってもよい。

［粗圧延］
本方法では、例えば、加熱されたスラブに対し、板厚調整等のために、仕上げ圧延の前に粗圧延を施してもよい。粗圧延は、所望のシートバー寸法が確保できればよく、その条件は特に限定されない。

［（ｃ）仕上げ圧延の終了温度：８５０～９５０℃］
本製造方法においては、仕上げ圧延の終了温度は鋼板の金属組織を制御する上で重要である。仕上げ圧延の終了温度が低いと、オーステナイトの加工度が高まり、フェライトの核生成が過度に促進されてフェライト変態が進行し、強度が低下する場合がある。また、フェライト変態の過度な進行に起因して、フェライトと硬質相であるベイナイト及びマルテンサイトとの硬度差が大きくなり、穴広げ性が低下する場合がある。このため、仕上げ圧延の終了温度は８５０℃以上とする。一方で、仕上げ圧延の終了温度が高いと、再結晶が促進されてしまい、その後の中間空冷工程においてフェライト変態が不十分となり、これに関連して最終的に得られる金属組織において所望の組織分率を達成することができなくなるか、並びに／又は所望の直径及び個数密度においてＴｉＣ析出物を生成させることができなくなる。

より詳しく説明すると、熱間圧延によって鋼中の結晶がつぶされ、結晶の中で整然と並んでいたＦｅ原子の配列が乱れ、変形帯と呼ばれる不連続な組織が数多く生じるとともに、結晶粒界にも多数の階段状の凹凸（レッジ）が生成する。このような変形帯やレッジが存在すると、それらから新しいフェライトの結晶を数多く生成させることが可能となるため、フェライト変態を促進させることができる。しかしながら、仕上げ圧延の終了温度が９５０℃よりも高くなると、熱間圧延中にオーステナイトが再結晶してしまい、この場合には、Ｆｅ原子の配列が乱れている場所は粒界のみとなる。このため、新しいフェライトの結晶はオーステナイトの粒界からしか生成させることができず、その後の中間空冷工程においてフェライト変態を十分に促進させることができなくなる。このため、中間空冷工程においてフェライト変態を促進させるためには、熱間圧延時にオーステナイトを未再結晶粒のまま維持する必要がある。これに関連して、Ｔｉは再結晶抑制効果を有することから、本製造方法では、Ｔｉを０．０５％以上の量で含有させつつ、仕上げ圧延の終了温度を９５０℃以下に制御することが重要となる。これらの組み合わせにより熱間圧延時の再結晶を抑制して、その後の中間空冷工程におけるフェライト変態を十分に促進させることができ、最終的に得られる金属組織において面積％でフェライト：２０％以上を確実に達成することが可能となる。ＮｂもＴｉと同様に再結晶抑制効果を有することから、Ｎｂを添加することでさらにフェライト変態を促進させることが可能である。加えて、先に述べたとおり、Ａｌはフェライト変態及びベイナイト変態を促進させる作用も有するため、特にＡｌを０．２０％以上の量で含有させることにより、さらにフェライト変態を促進させることも可能となる。

また、次の中間空冷工程においては、後で詳しく説明するとおり、フェライト変態を促進させるとともに、ＴｉＣ析出物を適切に生成させる必要がある。しかしながら、仕上げ圧延の終了温度が９５０℃よりも高いと、圧延中に粗大なＴｉＣ析出物が析出してしまい、次の中間空冷工程においてＴｉＣ析出物を所望の直径及び個数密度において生成させることが困難となる。したがって、熱間圧延工程では、単に再結晶を抑制してフェライト変態を促進するだけでなく、ＴｉＣ析出物を適切に生成させる観点からも、仕上げ圧延の終了温度を９５０℃とすることが重要である。好ましくは、仕上げ圧延の終了温度は８８０～９２０℃である。

［中間空冷工程］
仕上げ圧延された鋼板は、次の中間空冷工程において、ランアウトテーブル（ＲＯＴ）上で、３０～２００℃／秒の平均冷却速度で６００～７５０℃の中間空冷温度まで１次冷却され、次いで１５℃／秒以下の平均冷却速度で３～１５秒間にわたり中間空冷される。３０～２００℃／秒の平均冷却速度で６００～７５０℃の中間空冷温度まで１次冷却することで、フェライト変態を促進させることができる。次いで、この温度域、好ましくは６５０～７２０℃の温度域において１５℃／秒以下の平均冷却速度で３～１５秒間にわたり中間空冷することで、このような徐冷に起因してフェライト変態を速やかに進行させるとともに、７００℃以上の高温側で直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物を主に生成することができ、同様に７００℃未満の低温側で直径１０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物を主に生成することができる。これに関連して、直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物が存在するフェライトの面積率も所望の範囲内に制御することが可能となる。その結果として、ＴｉＣ析出物に基づく析出強化により強度等を改善するとともに、フェライトが十分に析出強化されることで、フェライトとベイナイト及びマルテンサイトとの硬度差を小さくして穴広げ性を高めることができる。より詳しく説明すると、中間空冷時におけるＴｉＣ析出物の生成及び粒成長を適切に制御するためには、中間空冷温度を比較的高い温度域、すなわち６００～７５０℃の温度域に設定する必要がある。しかしながら、この場合には、フェライトが比較的多く生成する傾向がある。そこで、本製造方法では、仕上げ圧延後から中間空冷温度までの１次冷却における平均冷却速度を３０℃／秒以上とすることで、１次冷却時のフェライトの過度な生成を抑制するとともに、次の高温下での中間空冷によってフェライト変態を促進させ、ＴｉＣ析出物を適切に生成及び粒成長させるようにしている。当該平均冷却速度が３０℃／秒未満であると、フェライトが過度に生成したり、粗大なＴｉＣ析出物が比較的多く生成したりして、伸び等の所望の特性が得られない場合がある。一方で、１次冷却の平均冷却速度が２００℃を超えると、フェライトの生成が過度に抑制され、最終的な金属組織においてフェライトの面積率が２０％未満となり、伸び等の特性が低下する。したがって、１次冷却の平均冷却速度は２００℃／秒以下とし、好ましくは１５０℃／秒以下である。

中間空冷温度が７５０℃超であるか又は中間空冷の時間が１５秒超であると、フェライトが過度に生成したり、ＴｉＣ析出物が粗大化してしまったりする。フェライトが過度に生成すると、最終的に得られる鋼板においてフェライト、ベイナイト及びマルテンサイトを特定の割合で含む所望の金属組織を形成することができなくなる。また、ＴｉＣ析出物が粗大化すると、当該ＴｉＣ析出物を所望の直径及び個数密度において生成させることができなくなる。その結果として、ＴｉＣ析出物による適切な強度向上効果及び硬度向上効果を得ることができなくなり、強度、伸び及び／又は穴広げ性が低下してしまう。一方で、中間空冷温度が６００℃未満であると、フェライトの生成が抑制され、最終的な金属組織においてフェライトの面積率が２０％未満となり、伸び等の特性が低下する。また、中間空冷時の平均冷却速度が１５℃／秒超であるか、又は中間空冷の時間が３秒未満であると、ＴｉＣ析出物の生成及び粒成長が抑制され、当該ＴｉＣ析出物を所望の直径及び／又は個数密度において生成させることができなくなる。この場合、ＴｉＣ析出物による適切な強度向上効果及び硬度向上効果を得ることができず、強度、伸び及び／又は穴広げ性が低下してしまう。加えて、フェライトの生成が過度に抑制されることもあり、このような場合には、最終的に得られる鋼板においてフェライト、ベイナイト及びマルテンサイトを特定の割合で含む所望の金属組織を形成することができなくなる。

これに対し、中間空冷工程において、３０～２００℃／秒、好ましくは５０～１５０℃／秒の平均冷却速度で６００～７５０℃、好ましくは６５０～７２０℃の中間空冷温度まで１次冷却し、次いで１５℃／秒以下、好ましくは１０℃／秒以下の平均冷却速度で３～１５秒間、好ましくは４～１２秒間にわたり中間空冷することで、フェライトを所望の割合で析出させるとともに、ＴｉＣ析出物を適切な直径及び個数密度において生成させ、最終的に直径１０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物を１．０×１０¹⁴個／ｃｍ³以上の個数密度、そして直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物を１．０×１０¹⁰～１．０×１０¹⁴個／ｃｍ³の個数密度で存在させ、さらには当該直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物が存在するフェライトの面積率をフェライト全体の１０～５０％未満に制限することが可能となる。その結果として、ＴｉＣ析出物による強度向上効果及び硬度向上効果を適切に発揮することで、鋼板の強度、伸び及び穴広げ性を顕著に向上させることが可能となる。

［冷却工程］
中間空冷後の鋼板は、次の冷却工程において、５０～２００℃／秒の平均冷却速度で２次冷却され、次いで２０～２９０℃の巻取温度で巻き取られる。中間空冷後の鋼板をこのような比較的速い平均冷却速度で２次冷却することにより、ベイナイト及びマルテンサイトを適切に析出させることができるので、最終的に得られる鋼板においてフェライト、ベイナイト及びマルテンサイトを特定の割合で含む金属組織を形成することが可能となる。これに対し、２次冷却の平均冷却速度が５０℃／秒未満であると、オーステナイト中にＣが濃化しつつ変態点まで冷却され、ベイナイト及び／又はマルテンサイト変態が生じることがあり、それゆえ最終的に得られる鋼板において所望の金属組織を得ることができなくなる。このような場合には、ベイナイト及び／又はマルテンサイトが比較的多く生成し、所望の伸びを達成することができなくなる。あるいはまた、ベイナイト及び／又はマルテンサイトの比較的多い生成に起因して、フェライトの平均硬度に対するベイナイト及びマルテンサイトの平均硬度の比が大きくなることがあり、このような場合には穴広げ性が低下する。一方で、２次冷却の平均冷却速度が２００℃超であると、ベイナイトが十分に生成しないか及び／又はマルテンサイトが過度に生成してしまい、同様に最終的に得られる鋼板において所望の金属組織を得ることができなくなる。したがって、２次冷却の平均冷却速度は２００℃／秒以下とし、好ましくは１８０℃／秒以下である。

また、巻取温度が２９０℃超であると、オーステナイト中にＣが濃化しつつ変態点まで冷却され、ベイナイト及び／又はマルテンサイト変態が生じることがあり、それゆえ最終的に得られる鋼板において所望の金属組織を得ることができなくなる。このような場合には、ベイナイト及び／又はマルテンサイトが比較的多く生成し、所望の伸びを達成することができなくなる。あるいはまた、ベイナイト及び／又はマルテンサイトの比較的多い生成に起因して、フェライトの平均硬度に対するベイナイト及びマルテンサイトの平均硬度の比が大きくなることがあり、このような場合には穴広げ性が低下する。好ましくは、巻取温度は２８０℃以下又は２６０℃以下である。一方で、巻取温度が低すぎると、過度な水冷等が必要になり、生産性が低下する。また、鋼板の脆化を引き起こす場合もある。したがって、巻取温度は２０℃以上とする。

上記の製造方法によって製造された鋼板によれば、金属組織を、面積％でフェライト：２０～５０％、ベイナイト：４０～７０％、及びマルテンサイト：５～２０％を含むよう構成するとともに、直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の個数密度を１．０×１０¹⁰～１．０×１０¹⁴個／ｃｍ³の範囲内に制御し、かつ当該直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物が存在するフェライトの面積率をフェライト全体の１０～５０％未満に制限することができる。また、これに関連して、強度向上効果のより高い直径１０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物を１．０×１０¹⁴個／ｃｍ³以上の十分な個数密度において鋼板中に存在させることができ、直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物との組み合わせにより、鋼板の強度と伸びを顕著に向上させることが可能になる。加えて、上記のとおり、直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物が存在するフェライトの面積率をフェライト全体の１０～５０％未満に制限することで、結果的に硬度向上効果のより高い直径１０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物が存在するフェライトの割合を十分に高くすることができる。それゆえ、フェライトの平均硬度に対するベイナイト及びマルテンサイトの平均硬度の比を０．８０～１．２０の範囲内に制御することが可能となり、これに関連して鋼板の穴広げ性を顕著に向上させることが可能になる。したがって、上記の製造方法によって製造された鋼板は、高強度と優れた成形性の相反する特性を確実に両立させることができるので、これらの特性の両立が求められる自動車分野の使用において特に有用である。

以下、実施例によって本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に何ら限定されるものではない。

以下の実施例では、本発明の実施形態に係る鋼板、特に熱延鋼板を種々の条件下で製造し、得られた鋼板の引張強度（ＴＳ）、全伸び（ｔＥＬ）及び穴広げ性（ＨＥＲ）について調べた。

まず、溶鋼を連続鋳造法にて鋳造して表１に示す種々の化学組成を有するスラブを形成し、これらのスラブを表２に示す条件下で加熱し、次いで熱間圧延を行った。熱間圧延は、粗圧延と仕上げ圧延を行うことにより実施し、仕上げ圧延の終了温度は表２に示すとおりであった。次に、仕上げ圧延された鋼板を、表２に示す条件下で中間空冷温度まで１次冷却し、次いで中間空冷を行った。最後に、中間空冷された鋼板を表２に示す条件下で巻取温度まで２次冷却し、次いで当該巻取温度にて巻き取り、２．５ｍｍの板厚を有する鋼板を得た。

得られた鋼板の特性は以下の方法によって測定及び評価した。

［引張強度（ＴＳ）及び全伸び（ｔＥＬ）］
引張強度（ＴＳ）及び全伸び（ｔＥＬ）は、試験片の長手方向が鋼板の圧延直角方向と平行になる向き（Ｃ方向）から、長さ２００ｍｍ及び厚さ２．５ｍｍのＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０２２に準拠した引張試験を行うことで測定した。より具体的には、試験は１０～３５℃の範囲内の室温で行い、試験片に引張試験力を加え、破断に至るまでひずみを与えた。

［穴広げ率（ＨＥＲ）］
穴広げ率は以下のようにして決定した。まず、鋼板から厚さ２．５ｍｍ×幅１００ｍｍ×長さ１００ｍｍの試験片を採取し、ポンチ径：１０ｍｍ、ダイス径：１０．２５～１１．５ｍｍ（クリアランス１２．５％）の打ち抜き工具を用いて打ち抜き穴（初期穴：穴径ｄ０＝１０ｍｍ）を作製した。次いで、かえり（バリ）がダイ側となるようにし、頂角６０°の円錐ポンチにて板厚を貫通する割れが発生するまで初期穴を押し広げ、割れ発生時の穴径ｄ１ｍｍを測定して、下記式にて各試験片の穴広げ率ＨＥＲ（％）を求めた。この穴広げ試験を３回実施し、それらの平均値を穴広げ率λとして決定した。
λ＝１００×｛（ｄ１－ｄ０）/ｄ０｝

鋼板の引張強度（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上であり、全伸び（ｔＥＬ）が１４．０％以上であり、かつ穴広げ率（λ）が１００％以上である場合を、高強度でかつ伸び及び穴広げ性が改善された鋼板として評価した。その結果を表３に示す。

表１～３を参照すると、比較例１５は、熱間圧延工程の加熱温度が低かったために、Ｔｉが十分に溶体化せず、粗大な炭化物（ＴｉＣ）として最終組織に残ってしまったものと考えられる。その結果として、中間空冷工程によっても、より高い強度向上効果を有する直径１０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物を所望の個数密度で生成させることができず、これに関連してＴＳが低下した。加えて、より高い強度向上効果を有する直径１０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物を所望の個数密度で生成させることができなかったために、金属組織中の硬度差が大きくなってフェライトの平均硬度に対するベイナイト及びマルテンサイトの平均硬度の比が小さくなり、ＨＥＲが低下した。比較例１６は、中間空冷温度が高かったために、ＴｉＣ析出物が粗大化し、直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の個数密度が高くなった。これに関連して、高い硬度向上効果を有する直径１０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物が存在するフェライトの割合が小さくなり、軟質相であるフェライトの硬度を十分に向上させることができなかったと考えられる。その結果として、フェライトの平均硬度に対するベイナイト及びマルテンサイトの平均硬度の比が小さくなり、ＨＥＲが低下した。

比較例１７は、仕上げ圧延の終了温度が高かったために、再結晶が促進されてしまい、その後の中間空冷工程においてフェライト変態が不十分なものとなり、これに関連してｔＥＬが低下した。比較例１８は、中間空冷温度が低かったために、フェライトの生成が抑制され、最終的な金属組織においてフェライトの面積率が２０％未満となり、ｔＥＬが低下した。比較例１９は、中間空冷の時間が長かったために、フェライトが過度に生成してしまい、さらにＴｉＣ析出物が粗大化し、これに関連して直径１０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の個数密度も低下した。その結果として、ＴＳ及びＨＥＲが低下した。比較例２０は、中間空冷温度までの１次冷却における平均冷却速度が遅かったために、直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物が比較的多く生成し、これに関連してｔＥＬが低下した。比較例２１は、仕上げ圧延の終了温度が低かったために、オーステナイトの加工度が高まり、フェライトの核生成が過度に促進されてフェライト変態が進行したものと考えられる。その結果として、ＴＳが低下するとともに、フェライトと硬質相であるベイナイト及びマルテンサイトとの硬度差が大きくなり、すなわちフェライトの平均硬度に対するベイナイト及びマルテンサイトの平均硬度の比を所望の範囲内に制御することができず、ＨＥＲが低下した。比較例２２は、中間空冷後の２次冷却における平均冷却速度が遅かったために、オーステナイト中へのＣの濃化に起因してベイナイト及びマルテンサイトが比較的多く生成してしまったものと考えられる。その結果としてｔＥＬが低下した。比較例２３は、巻取温度が高かったために、同様にオーステナイト中へのＣの濃化に起因してベイナイト及びマルテンサイトが比較的多く生成してしまったものと考えられる。その結果として、フェライトの平均硬度に対するベイナイト及びマルテンサイトの平均硬度の比が大きくなり、ＨＥＲが低下した。

比較例２４は、中間空冷時の平均冷却速度が速かったために、ＴｉＣ析出物の生成及び粒成長が抑制され、直径１０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物を所望の個数密度で生成させることができず、またフェライトの生成も抑制された。その結果として、ＴｉＣ析出物による適切な硬度向上効果を得ることができなかったと考えられ、フェライトの平均硬度に対するベイナイト及びマルテンサイトの平均硬度の比が大きくなり、ＨＥＲが低下した。比較例２５は、熱間圧延工程の加熱の保持時間が短かったために、Ｔｉが十分に溶体化せず、粗大な炭化物（ＴｉＣ）として最終組織に残ってしまったものと考えられる。その結果として、中間空冷工程によっても、より高い強度向上効果を有する直径１０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物を所望の個数密度で生成させることができず、一方で、直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の個数密度が幾分高くなった。これに関連してｔＥＬ及びＨＥＲが低下した。比較例２６は、Ｓｉ含有量が高かったために、マルテンサイトが過度に生成し、フェライトと硬質相であるベイナイト及びマルテンサイトとの硬度差が大きくなり、すなわちフェライトの平均硬度に対するベイナイト及びマルテンサイトの平均硬度の比が大きくなり、ＨＥＲが低下した。

これとは対照的に、全ての発明例に係る鋼板において、所定の化学組成を有し、さらに製造方法における各条件を適切に制御することで、面積率で、フェライト：２０～５０％、ベイナイト：４０～７０％、及びマルテンサイト：５～２０％を含み、直径１０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の個数密度が１．０×１０¹⁴個／ｃｍ³以上であり、かつ直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の個数密度が１．０×１０¹⁰～１．０×１０¹⁴個／ｃｍ³であり、フェライトの平均硬度に対するベイナイト及びマルテンサイトの平均硬度の比が０．８０～１．２０である金属組織を有する鋼板を得ることができた。その結果として、引張強度が７８０ＭＰａ以上の高強度であるにもかかわらず、伸び及び穴広げ性を顕著に改善することができた。また、表１の鋼Ａ～ＪにおけるＴｉ／Ａｌ比は０．１６～３．３３であった。また、発明例において残部組織が存在する場合、当該残部組織はパーライト及び残留オーステナイトの少なくとも１種であった。

Claims (8)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０３０～０．１５０％、
   Ｓｉ：０．０１～１．００％、
   Ｍｎ：０．５０～３．００％、
   Ｔｉ：０．０５～０．２０％、
   Ａｌ：０．０１～０．４０％、
   Ｐ：０．１００％以下、
   Ｓ：０．０１０％以下、
   Ｎ：０．０１００％以下、
   Ｏ：０．０１０％以下、
   Ｎｂ：０～０．１５％、
   Ｖ：０～１．００％、
   Ｃｒ：０～２．００％、
   Ｎｉ：０～２．００％、
   Ｃｕ：０～２．００％、
   Ｍｏ：０～１．００％、
   Ｂ：０～０．０１００％、
   Ｓｎ：０～１．００％、
   Ｓｂ：０～１．００％、
   Ｃａ：０～０．０１００％、
   Ｍｇ：０～０．０１００％、
   Ｈｆ：０～０．０１００％、
   Ｂｉ：０～０．０１０％、
   ＲＥＭ：０～０．０１００％、
   Ａｓ：０～０．０１０％、
   Ｚｒ：０～０．０１０％、
   Ｃｏ：０～２．００％、
   Ｚｎ：０～０．０１０％、
   Ｗ：０～１．００％、並びに
   残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
   面積％で、
   フェライト：２０～５０％、
   ベイナイト：４０～７０％、及び
   マルテンサイト：５～２０％を含み、
   直径１０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の個数密度が１．０×１０¹⁴個／ｃｍ³以上であり、かつ直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物の個数密度が１．０×１０¹⁰～１．０×１０¹⁴個／ｃｍ³であり、
   フェライトの平均硬度に対するベイナイト及びマルテンサイトの平均硬度の比が０．８０～１．２０である金属組織を有することを特徴とする、鋼板。
2. 前記化学組成が、質量％で、Ａｌ：０．２０～０．４０％を含むことを特徴とする、請求項１に記載の鋼板。
3. 前記化学組成が、質量％で、
   Ｎｂ：０．００１～０．１５％、
   Ｖ：０．００１～１．００％、
   Ｃｒ：０．００１～２．００％、
   Ｎｉ：０．００１～２．００％、
   Ｃｕ：０．００１～２．００％、
   Ｍｏ：０．００１～１．００％、
   Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
   Ｓｎ：０．００１～１．００％、
   Ｓｂ：０．００１～１．００％、
   Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
   Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、
   Ｈｆ：０．０００１～０．０１００％、
   Ｂｉ：０．００１～０．０１０％、
   ＲＥＭ：０．０００１～０．０１００％、
   Ａｓ：０．００１～０．０１０％、
   Ｚｒ：０．００１～０．０１０％、
   Ｃｏ：０．００１～２．００％、
   Ｚｎ：０．００１～０．０１０％、及び
   Ｗ：０．００１～１．００％
   のうち少なくとも１種を含むことを特徴とする、請求項１に記載の鋼板。
4. 直径１０．０～３０．０ｎｍ未満のＴｉＣ析出物が存在するフェライトの面積率がフェライト全体の１０～５０％未満であることを特徴とする、請求項１～３のいずれか１項に記載の鋼板。
5. ７８０ＭＰａ以上の引張強度を有することを特徴とする、請求項１～３のいずれか１項に記載の鋼板。
6. １．０～８．０ｍｍの板厚を有することを特徴とする、請求項１～３のいずれか１項に記載の鋼板。
7. 請求項１～３のいずれか１項に記載の鋼板を含むことを特徴とする、部品。
8. 請求項１～３のいずれか１項に記載の化学組成を有するスラブを加熱し、次いで仕上げ圧延することを含み、下記（ａ）～（ｃ）の条件を満足する熱間圧延工程、
   （ａ）スラブの加熱温度が１１５０～１３００℃であること、
   （ｂ）１１５０～１３００℃の温度域における保持時間が１０００～４０００秒であること、及び
   （ｃ）仕上げ圧延の終了温度が８５０～９５０℃であること
   仕上げ圧延された鋼板を３０～２００℃／秒の平均冷却速度で６００～７５０℃の中間空冷温度まで１次冷却し、次いで１５℃／秒以下の平均冷却速度で３～１５秒間にわたり中間空冷する中間空冷工程、並びに
   中間空冷された鋼板を５０～２００℃／秒の平均冷却速度で２次冷却し、次いで２０～２９０℃の巻取温度で巻き取る冷却工程
   を含むことを特徴とする、請求項１～３のいずれか１項に記載の鋼板の製造方法。