JP7836014B2 - 鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、鋼板及びその製造方法に関する。

近年、環境問題への対応のため、ＣＯ₂ガスの排出低減や燃費向上を目的として自動車部品の軽量化が望まれている。一方で、衝突安全性向上に対する社会的要求もますます高くなっている。軽量化と衝突安全性向上を両立させるためには鋼材の高強度化が有効な手段である。しかしながら、通常は鋼材を高強度化すると加工性が低下するため、強度と加工性を同時に向上させる鋼材が必要とされている。

強度と加工性の向上に関連して、例えば、特許文献１では、所定の化学組成を有し、板厚方向の全域で、面積率で９５％超のベイナイト相を有し、かつ表面から板厚方向に板厚の１／４位置までの領域におけるベイナイト相の平均粒径が、圧延方向に平行な板厚断面で５μｍ以下、圧延方向に直角方向の板厚断面で４μｍ以下であり、さらに板厚中央位置を中心にして板厚方向の幅が板厚の１／１０である領域において、アスペクト比が５以上の圧延方向に伸展した結晶粒が７個以下である組織を有し、引張強さＴＳが７８０ＭＰａ以上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、上記の構成によれば、引張強さＴＳ：７８０ＭＰａ以上を有し、打抜き加工性が格段に向上した、打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板を容易に、しかも安価に製造できると教示されている。

特許文献２では、所定の化学組成を有し、表面存在比率においてマルテンサイトおよび／または下部ベイナイトからなるミクロ組織を有し、前記マルテンサイトがフレッシュマルテンサイトおよび／または自己焼戻しマルテンサイトを含み、表面存在割合の合計は、マルテンサイトおよび下部ベイナイトが６０から９５％の範囲、低炭化物含有ベイナイトが４から３５％の範囲、フェライトが０から５％の範囲、およびアイランド形態の残留オーステナイトが５％未満である冷間圧延焼鈍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、スキンパス操作前の８００から９７０ＭＰａの範囲の降伏強度と共に、１１８０から１３２０ＭＰａの範囲の引張強度、少なくとも５％の破断点伸び、および３０％以上の穴広げ率Ａｃ％を達成することができると教示されている。

特許文献３では、所定の化学組成を有し、板厚１／４板厚位置においてマルテンサイト相と下部ベイナイト組織の合計面積率が８５％以上であり、結晶方位差１５°以上の境界で囲まれた結晶粒の平均粒径が２０μｍ以下であり、そのアスペクト比が０．３０以下である結晶粒が面積割合で５０％以下であり、板厚中心位置において｛１００｝＜０１１＞～｛２１１｝＜０１１＞方位群のＸ線ランダム強度比の平均値が６．０以下、かつ、最大値が８．０以下であ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、高強度を有しながら穴拡げ性および低温靭性にも優れた高強度熱延鋼板を安定して製造することができると教示されている。

特許文献４では、所定の化学組成を有し、鋼組織は、合計面積率で８０～１００％のマルテンサイトおよびベイナイトを主相とし、ベイナイト中のマルテンサイトの全面積率が２～２０％であり、ベイナイト中のマルテンサイトのうち、該マルテンサイトの結晶方位と、該マルテンサイトに隣接するベイナイトのうち少なくとも１つのベイナイトの結晶方位との方位差が１５°未満であるマルテンサイトの面積率が、全マルテンサイトに対して５０％以上である高強度熱延鋼板が記載されている。また、特許文献４では、上記の構成によれば、自動車用部品の素材として好適な、延性、耐端面割れ性および穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板を提供することができると教示されている。

特許文献５では、所定の化学組成を有し、鋼組織は、合計面積率で８０～１００％のマルテンサイトおよびベイナイトを主相とし、ベイナイト中のマルテンサイトの全面積率が２～２０％であり、ベイナイト中のマルテンサイトのうち、該マルテンサイトの結晶方位と、該マルテンサイトに隣接するベイナイトのうち少なくとも１つのベイナイトの結晶方位との方位差が１５°以上であるマルテンサイトの面積率が、全マルテンサイトに対して５０％超えであり、隣り合う結晶の方位差が１５°以上の境界で囲まれた領域を結晶粒としたとき、鋼板表面から深さ５μｍまでの領域に存在する該結晶粒の平均アスペクト比が２．０以下である高強度熱延鋼板が記載されている。また、特許文献５では、上記の構成によれば、自動車用部品の素材として好適な、延性および曲げ曲げ戻し性に優れた高強度熱延鋼板を提供することができると教示されている。

特開２０１２－０６２５６２号公報 特表２０１７－５０７２４１号公報 特開２０１７－０５７４７２号公報 国際公開第２０２２／２４４７０６号 国際公開第２０２２／２４４７０７号

上記のとおり、高強度化とともに鋼材の加工性は低下し、特許文献２～４で記載されるような穴広げ性などの特性が低下することが知られている。穴広げ性が低下すると、例えば、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、例えば上記の穴広げ性以外にも均一伸び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。例えば、自動車の足回り部品などのうちロアアームやトレーリングアーム等の複雑な形状を有する部品では、高強度化に伴って加工性が低下することで成形部品にネッキングが生じ、その機能が低下する場合がある。

また、耐衝撃特性が求められる部材については、降伏強さを超える衝撃を受けると塑性変形が生じることから、自動車の衝突安全性を確保する観点からは、引張強さだけでなく降伏強さについても向上させることが求められており、それゆえ降伏強さと引張強さの比である降伏比を高めることが求められている。

本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、新規な構成により、高強度でかつ高い均一伸び、穴広げ性及び降伏比を有するとともに、成形時におけるネッキングの発生を抑制することができる鋼板及びその製造方法を提供することにある。

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、マルテンサイトを主体としつつも所定の範囲内に制御した組織により構成することで高強度化と均一伸びの向上を達成することができること、また、当該金属組織中に特定のグラニュラーベイナイトを所定量含めることで降伏比及び穴広げ性を改善しつつ、成形時におけるネッキングの発生を顕著に抑制することができること、さらにはＴｉの添加による析出強化を利用することで降伏比をより高めるとともに、金属組織における各相の硬度差を低減し、このような硬度差の低減と上記特定のグラニュラーベイナイトに起因する穴広げ性の改善との組み合わせによって当該穴広げ性をより顕著に向上させ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）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０６０～０．２００％、
Ｓｉ：０．３０～２．００％、
Ｍｎ：１．２０～２．７０％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０３００％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．５００％、
Ｎｂ：０．００１～１．０００％、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｎ：０．００７０％以下、
Ｔｉ：０．０７０～０．２００％、
Ｂ：０～０．００３０％、
Ｃｒ：０～０．９０％、
Ｍｏ：０～０．１２％、
Ｃｕ：０～０．４０％、
Ｎｉ：０～０．３０％、
Ｖ：０～０．３００％、
Ｓｎ：０～０．０４０％、
Ａｓ：０～０．１００％、
Ｚｒ：０～０．０５０％、
Ｃａ：０～０．００１０％、
Ｍｇ：０～０．００１０％、
Ｂｉ：０～０．０１０％、
Ｃｏ：０～０．０１０％、
Ｗ：０～０．１００％、
Ｚｎ：０～０．０１０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物であり、
金属組織が、面積％で、
マルテンサイト：６０．０～８５．０％、
方位差が１５°以上の粒界によって囲まれた粒内において０．１μｍ間隔での最大方位差３．５°以下であり、かつ粒内方位差が１０°以上であるグラニュラーベイナイト：１０．０～３０．０％、及び
フェライト：２０．０％以下を含み、
グラニュラーベイナイト粒の平均間隔が５０．０μｍ以下であることを特徴とする、鋼板。
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｂ：０．０００１～０．００３０％、
Ｃｒ：０．００１～０．９０％、
Ｍｏ：０．００１～０．１２％、
Ｃｕ：０．００１～０．４０％、
Ｎｉ：０．００１～０．３０％、
Ｖ：０．００１～０．３００％、
Ｓｎ：０．００１～０．０４０％、
Ａｓ：０．００１～０．１００％、
Ｚｒ：０．００１～０．０５０％、
Ｃａ：０．０００１～０．００１０％、
Ｍｇ：０．０００１～０．００１０％、
Ｂｉ：０．００１～０．０１０％、
Ｃｏ：０．００１～０．０１０％、
Ｗ：０．００１～０．１００％、
Ｚｎ：０．００１～０．０１０％、及び
ＲＥＭ：０．０００１～０．０１００％
のうち少なくとも１種を含むことを特徴とする、上記（１）に記載の鋼板。
（３）前記金属組織が、さらに、面積％で、ベイナイト、パーライト及び残留オーステナイトのうち少なくとも１種：合計で２０．０％以下を含むことを特徴とする、上記（１）又は（２）に記載の鋼板。
（４）前記グラニュラーベイナイト粒の平均粒径が５．０～３０．０μｍ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）上記（１）～（４）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。
（６）上記（１）又は（２）に記載の化学組成を有するスラブを加熱し、１１８０～１３２０℃の温度で６０００秒以上保持することを含む加熱工程、
前記スラブを４基以上の圧延スタンドからなるタンデム圧延機を用いて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、並びに
（ａ）後段２段の直前２段の各圧延パスにおける圧延温度が９６０～１０８０℃であり、前記各圧延パスにおける圧下率が３０～４０％であること、
（ｂ）前記後段２段の直前２段の圧延パス後０．２０秒以内に圧延材を４００℃／秒以上の平均冷却速度で９１０℃以下まで冷却すること、及び
（ｃ）後段２段の各圧延パスにおける圧下率が２０～３０％であること
仕上げ圧延された鋼板を水冷し、水冷開始から４．０秒以内に５００～６５０℃の温度域まで冷却し、次いで前記温度域にて２．０～６．０秒の空冷を実施し、空冷後１３秒以内に前記鋼板を５０℃以下まで水冷することを含む冷却工程
を含む、鋼板の製造方法。

本発明によれば、高強度でかつ高い均一伸び、穴広げ性及び降伏比を有するとともに、成形時におけるネッキングの発生を抑制することができる鋼板、特に熱延鋼板及びそ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、化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０６０～０．２００％、
Ｓｉ：０．３０～２．００％、
Ｍｎ：１．２０～２．７０％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０３００％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．５００％、
Ｎｂ：０．００１～１．０００％、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｎ：０．００７０％以下、
Ｔｉ：０．０７０～０．２００％、
Ｂ：０～０．００３０％、
Ｃｒ：０～０．９０％、
Ｍｏ：０～０．１２％、
Ｃｕ：０～０．４０％、
Ｎｉ：０～０．３０％、
Ｖ：０～０．３００％、
Ｓｎ：０～０．０４０％、
Ａｓ：０～０．１００％、
Ｚｒ：０～０．０５０％、
Ｃａ：０～０．００１０％、
Ｍｇ：０～０．００１０％、
Ｂｉ：０～０．０１０％、
Ｃｏ：０～０．０１０％、
Ｗ：０～０．１００％、
Ｚｎ：０～０．０１０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物であり、
金属組織が、面積％で、
マルテンサイト：６０．０～８５．０％、
方位差が１５°以上の粒界によって囲まれた粒内において０．１μｍ間隔での最大方位差３．５°以下であり、かつ粒内方位差が１０°以上であるグラニュラーベイナイト：１０．０～３０．０％、及び
フェライト：２０．０％以下を含み、
グラニュラーベイナイト粒の平均間隔が５０．０μｍ以下であることを特徴としている。

先に述べたとおり、鋼材の高強度化とともに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、自動車の足回り部品のうちロアアームやトレーリングアーム等の複雑な形状を有する部品を製造するためには、高強度、例えば軽量化を可能とする引張強さが１１８０ＭＰａ以上の高強度を確保しつつ、優れた穴広げ性を有する鋼板が求められる。高強度化の観点から、鋼板の金属組織はマルテンサイトを主体とする組織によって構成することが好ましい。しかしながら、マルテンサイト鋼は強度には優れるものの、過度に含むことで均一伸び等の特性が低下するため、一般に加工性が低いという問題がある。また、ロアアームやトレーリングアーム等の複雑な形状を有する部品では、高強度化に伴って加工性が低下することで成形部品にネッキングが生じ、その機能が低下する場合がある。したがって、穴広げ性や均一伸びなどの特性を改善するとともに、複雑な形状を有する部品の成形においてもネッキングの発生を抑制することができ、さらには自動車の衝突安全性等の観点から高い降伏比を有する高強度鋼板が求められている。

そこで、本発明者らは、鋼板、特に熱延鋼板の化学組成を適切なものとすることに加えて、特に当該熱延鋼板の金属組織に着目して検討を行った。まず、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、硬質のマルテンサイトを主体とする組織、より具体的には面積％で、マルテンサイト：６０．０～８５．０％を含む組織によって構成することで、高強度、例えば引張強さが１１８０ＭＰａ以上の高強度を達成しつつ、得られる熱延鋼板の均一伸びを顕著に改善することができることを見出した。

次に、本発明者らは、当該金属組織中に特定のグラニュラーベイナイトを所定量含めること、より具体的には方位差が１５°以上の粒界によって囲まれた粒内において０．１μｍ間隔での最大方位差３．５°以下であり、かつ粒内方位差が１０°以上であり、隣接する粒の平均間隔が５０．０μｍ以下であるグラニュラーベイナイトを面積％で１０．０～３０．０％含めることで、降伏比及び穴広げ性を改善しつつ、成形時におけるネッキングの発生を顕著に抑制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、グラニュラーベイナイトの特徴的な方位変化が特にネッキングの発生を抑制することに寄与しているものと考えられる。より詳しく説明すると、とりわけ、「方位差が１５°以上の粒界によって囲まれた粒内において０．１μｍ間隔での最大方位差３．５°以下であり、かつ粒内方位差が１０°以上である」との特徴は、グラニュラーベイナイトの結晶粒内における方位変化が比較的なだらかで連続的であるにもかかわらず、結晶粒内全体での方位差が比較的大きいことを意味している。例えば、ベイナイトは結晶粒内に多くの様々な界面を有しており、これに起因して不連続で急峻な方位変化を示す特徴がある。一方で、フェライトは、結晶粒内の方位変化が比較的小さく、それゆえ連続的ではあるものの、結晶粒内全体での方位差も比較的小さいという特徴がある。したがって、グラニュラーベイナイトは、方位変化に関してベイナイトとフェライトの間の特徴を有しているとみなすことができる。ベイナイト組織では不連続な方位変化に起因してネッキングが生じやすくなるものの、グラニュラーベイナイトは結晶粒内全体では比較的大きな方位差を示すにもかかわらず、ベイナイトや同様に結晶粒内に多くの界面を有するマルテンサイトとは異なり、上記のように連続的な方位変化を示す。このため、グラニュラーベイナイトのこのような特徴的な方位変化に起因して、成形時におけるネッキングの発生を顕著に抑制することが可能になるものと考えられる。加えて、本発明者らは、グラニュラーベイナイトを面積％で１０．０％以上含めることで、穴広げ性についても向上させ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、マルテンサイト又はベイナイトとフェライトとの中間的な性質を有するグラニュラーベイナイトが鋼中に所定量存在することで、穴広げ加工時の異相界面からのボイドの発生が抑制され、それによって穴広げ性が向上するものと考えられる。

しかしながら、グラニュラーベイナイトは、上記のとおりフェライトにも近い特徴を有する。このため、マルテンサイトを主体とする金属組織においてグラニュラーベイナイトの量が多くなりすぎると、マルテンサイトとフェライトから構成されるいわゆるＤＰ鋼（複合組織鋼）に近い金属組織になると考えられ、それゆえ降伏比の低下を招くこととなる。グラニュラーベイナイトの量が適切な場合であっても、フェライトの量が過度に多くなったり、マルテンサイトの量が少なくなることでグラニュラーベイナイトとフェライトの合計量が比較的多くなったりすると、同様にＤＰ鋼に近い金属組織になるため、降伏比の低下を招くこととなる。したがって、ネッキングの発生を十分に抑制しつつ、高い降伏比を維持するという観点からは、グラニュラーベイナイトを適切な量において金属組織中に存在させ、一方でマルテンサイトの面積率を６０．０％以上に維持してグラニュラーベイナイトとフェライトの合計量を適切な範囲内に制御する必要がある。加えて、本発明者らは、さらに検討を行い、理由は必ずしも明らかでないものの、グラニュラーベイナイト粒を適切な間隔で配置すること、より具体的にはグラニュラーベイナイト粒の平均間隔を５０．０μｍ以下に制御することで、鋼板の穴広げ性を改善することができること、さらにこのようなグラニュラーベイナイト粒の平均間隔の制御が成形時におけるネッキングの発生を抑制する上でも重要であることを見出した。これらの知見から、本発明の実施形態に係る鋼板によれば、方位差が１５°以上の粒界によって囲まれた粒内において０．１μｍ間隔での最大方位差３．５°以下であり、かつ粒内方位差が１０°以上であるグラニュラーベイナイトを金属組織中に面積％で１０．０～３０．０％含めるとともに、グラニュラーベイナイト粒の平均間隔を５０．０μｍ以下に制御することで、降伏比及び穴広げ性を改善しつつ、成形時におけるネッキングの発生を顕著に抑制することが可能となる。

加えて、本発明者らは、Ｔｉの添加による析出強化を利用することで降伏比をさらに高めることができるとともに、上記特定のグラニュラーベイナイトに起因する穴広げ性の改善との組み合わせによって当該穴広げ性をより顕著に向上させ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、このような析出強化による穴広げ性の向上は、金属組織における各相の硬度差の低減に起因しているものと考えられる。より詳しく説明すると、本発明の実施形態に係る鋼板では、上記のとおり金属組織がマルテンサイトを主体とする組織で構成されるものの、マルテンサイトよりも軟質な他の組織も含み、例えば軟質組織であるフェライトを面積％で最大２０．０％まで含み得る。この場合には、金属組織における各相の硬度差が高くなり、穴広げ性が低下することになる。しかしながら、本発明の実施形態に係る鋼板では、鋼中のＴｉ含有量を０．０７０質量％以上に制御することで、Ｔｉ析出物によってフェライト等の軟質組織を析出強化し、それによって金属組織における各相の硬度差を低減し、このような硬度差の低減と上記特定のグラニュラーベイナイトに起因する穴広げ性の改善との組み合わせによって当該穴広げ性をより顕著に向上させることができるものと考えられる。

一般に、自動車用鋼板はプレス成形によって目的の部品形状へと加工されることが多い。通常、プレス成形は複数の工程に分けて行われるため、例えば一次変形を受けて鋼板内部にひずみが蓄積された状態で別の変形を受けるような箇所が比較的多く存在する。しかしながら、鋼板はひずみが導入されると加工硬化して高強度化するため、後の工程での加工性は一般に低下してしまい、成形部においてネッキングが生じてしまう場合がある。今回、本発明者らによる検討において、成形時の成形部におけるこのようなネッキングの発生を抑制するためには、予ひずみ後の曲げ性を改善することが有効であり、より具体的には、鋼板の試験片をある方向に単軸引張で１０％の予ひずみを加えた後、その方向と交差する方向に９０°曲げ試験を行うことでネッキングの発生を再現できることがわかった。特に鋼板のＣ方向（圧延方向に直角な方向）では延性に乏しく、これに関連してＣ方向に引張試験を行い、次いでＬ方向（圧延方向）に曲げ試験を行った結果、曲げ試験片においてネッキングが生じない場合に、実際の部品の成形においてもネッキングの改善が可能であることが見出された。本発明の実施形態に係る鋼板によれば、上記特定のグラニュラーベイナイトを金属組織中に面積％で１０．０～３０．０％含めることで、このような予ひずみ後の曲げ試験においてもネッキングの発生を確実に抑制することができる。このような予ひずみ後の曲げ試験により実際の部品の成形におけるネッキングの発生を再現することができるという事実、さらには上記の特徴的な方位変化を示すグラニュラーベイナイトを面積％で１０．０％以上含むことで予ひずみ後の曲げ試験におけるネッキングの発生を顕著に抑制することができるという事実は従来知られておらず、今回、本発明者らによって初めて明らかにされたことである。したがって、本発明の実施形態によれば、例えば、引張強さが１１８０ＭＰａ以上の高強度であるにもかかわらず、高い均一伸び、穴広げ性及び降伏比を有するとともに、実際の部品の成形においてもネッキングの発生を確実に抑制することができ、よって本発明の実施形態に係る鋼板は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：０．０６０～０．２００％］
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Ｎｂと炭化物及び／又は炭窒化物を形成し、形成した析出物のピン止め効果による組織の微細化にも寄与する。これらの効果を十分に得るために、Ｃ含有量は０．０６０％以上とする。Ｃ含有量は０．０７０％以上、０．０８０％以上、０．１００％以上又は０．１２０％以上であってもよい。一方で、Ｃを過度に含有すると、穴広げ性が低下する場合がある。したがって、Ｃ含有量は０．２００％以下とする。Ｃ含有量は０．１８０％以下、０．１６０％以下、０．１５０％以下又は０．１４０％以下であってもよい。

［Ｓｉ：０．３０～２．００％］
Ｓｉは、鉄炭化物の生成を抑制し、強度と成形性の向上に寄与する元素である。このような効果を十分に得るために、Ｓｉ含有量は０．３０％以上とする。Ｓｉ含有量は０．４０％以上、０．５０％以上、０．６０％以上、０．７０％以上、０．８５％以上、１．００％以上又は１．２０％以上であってもよい。一方で、Ｓｉを過度に含有すると、フェライト分率が高くなり、穴広げ性が低下する場合がある。また、フェライト分率が高くなることで、グラニュラーベイナイトとフェライトの合計量が多くなり、ＤＰ鋼に近い金属組織になるため、降伏比が低下する場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は２．００％以下とする。Ｓｉ含有量は１．８０％以下、１．６０％以下、１．５０％以下又は１．４０％以下であってもよい。

［Ｍｎ：１．２０～２．７０％］
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１．２０％以上とする。Ｍｎ含有量は１．３０％以上、１．５０％以上、１．６０％以上、１．８０％以上又は２．００％以上であってもよい。一方で、Ｍｎを過度に含有すると、グラニュラーベイナイト分率が低下し、穴広げ性が低下するとともに成形時におけるネッキングの発生を十分に抑制できない場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は２．７０％以下とする。Ｍｎ含有量は２．６０％以下、２．５０％以下、２．４０％以下、２．３０％以下又は２．２０％以下であってもよい。

［Ｐ：０．１００％以下］
Ｐは、過度に含有すると粒界偏析等により加工性が低下する場合がある。したがって、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。Ｐ含有量は０．０５０％以下、０．０３０％以下、０．０２０％以下又は０．０１５％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：０．０３００％以下］
Ｓは、過度に含有するとＭｎＳ等の硫化物が多く生成して加工性を低下させる場合がある。したがって、Ｓ含有量は０．０３００％以下とする。Ｓ含有量は０．０２００％以下、０．０１００％以下又は０．００５０％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、０．００１０％以上又は０．００３０％以上であってもよい。

［ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．５００％］
ｓｏｌ．Ａｌは、溶鋼の脱酸剤として作用する元素である。また、ｓｏｌ．Ａｌは、グラニュラーベイナイト分率を高めるのに有効な元素でもある。これらの効果を得るために、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０１０％以上、０．０２０％以上、０．０３０％以上、０．０５０％以上又は０．１００％以上であってもよい。一方で、ｓｏｌ．Ａｌを過度に含有すると、フェライト分率が高くなり、穴広げ性が低下する場合がある。また、フェライト分率が高くなることで、グラニュラーベイナイトとフェライトの合計量が多くなり、ＤＰ鋼に近い金属組織になるため、降伏比が低下する場合がある。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．５００％以下とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．４００％以下、０．３００％以下又は０．２００％以下であってもよい。ｓｏｌ．Ａｌとは酸可溶性Ａｌを意味し、固溶状態で鋼中に存在する固溶Ａｌのことを示す。

［Ｎｂ：０．００１～１．０００％］
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旧オーステナイト粒の微細化、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、グラニュラーベイナイトの分率を高め、その形態を制御するのに有効な元素でもある。これらの効果を十分に得るために、Ｎｂ含有量は０．００１％以上とする。Ｎｂ含有量は０．００５％以上、０．０１０％以上、０．０５０％以上、０．１００％以上、０．２００％以上又は０．３００％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加工性が低下する場合がある。したがって、Ｎｂ含有量は１．０００％以下とする。Ｎｂ含有量は０．８００％以下、０．６００％以下、０．５００％以下又は０．４００％以下であってもよい。

［Ｏ：０．０１００％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加工性を低下させる場合がある。したがって、Ｏ含有量は０．０１００％以下とする。Ｏ含有量は０．００８０％以下、０．００６０％以下又は０．００４０％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％以上又は０．０００５％以上であってもよい。

［Ｎ：０．００７０％以下］
Ｎは、過度に含有すると粗大な窒化物を形成し、熱間圧延中にスラブ割れが生じる場合がある。したがって、Ｎ含有量は０．００７０％以下とする。Ｎ含有量は０．００５０％以下、０．００４０％以下又は０．００３０％以下であってもよい。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％以上又は０．０００５％以上であってもよい。

［Ｔｉ：０．０７０～０．２００％］
Ｔｉは、ＴｉＣ等のＴｉ炭化物として鋼中に析出し、析出強化によりフェライト等の軟質組織を強化し、強度及び降伏比の向上に寄与する元素である。さらに、Ｔｉは、析出強化に起因して金属組織における各相の硬度差を低減させることができるので、穴広げ性を向上させる上でも有効である。これらの効果を十分に得るために、Ｔｉ含有量は０．０７０％以上とする。Ｔｉ含有量は０．０８０％以上、０．０９０％以上、０．１００％以上又は０．１２０％以上であってもよい。一方で、Ｔｉを過度に含有すると、鋼中に粗大な炭化物等が生成し、熱間圧延中にスラブ割れが生じたり、鋼板の加工性が低下したりする場合がある。したがって、Ｔｉ含有量は０．２００％以下とする。Ｔｉ含有量は０．１８０％以下、０．１７０％以下、０．１６０％以下又は０．１５０％以下であってもよい。

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元素のうち少なくとも１種を含有してもよい。

［Ｂ：０～０．００３０％］
Ｂ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。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０．００３０％以下であることが好ましい。Ｂ含有量は０．００２５％以下、０．００２０％以下、０．００１５％以下又は０．００１０％以下であってもよい。

［Ｃｒ：０～０．９０％］
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、強度及び／又は耐食性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、これらの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く、０．０１％以上、０．０５％以上又は０．１０％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０．９０％以下であることが好ましく、０．７０％以下、０．５０％以下、０．４０％以下又は０．３０％以下であってもよい。

［Ｍｏ：０～０．１２％］
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０．０３％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０．１２％以下であることが好ましい。Ｍｏ含有量は０．１０％以下、０．０８％以下、０．０６％以下又は０．０５％以下であってもよい。

［Ｃｕ：０～０．４０％］
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。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、Ｃｕ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｃｕ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、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、Ｃｕ含有量は０．４０％以下であることが好ましい。Ｃｕ含有量は０．３０％以下、０．２０％以下、０．１０％以下又は０．０８％以下であってもよい。

［Ｎｉ：０～０．３０％］
Ｎｉ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、Ｎｉ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｎｉ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、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含有量は０．３０％以下であることが好ましい。Ｎｉ含有量は０．２０％以下、０．１５％以下、０．１０％以下又は０．０８％以下であってもよい。

［Ｖ：０～０．３００％］
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０．０１０％以上、０．０３０％以上又は０．０５０％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０．３００％以下であることが好ましい。Ｖ含有量は０．２００％以下、０．１００％以下又は０．０８０％以下であってもよい。

［Ｓｎ：０～０．０４０％、Ａｓ：０～０．１００％、Ｚｒ：０～０．０５０％、Ｃａ：０～０．００１０％、Ｍｇ：０～０．００１０％、Ｂｉ：０～０．０１０％、Ｃｏ：０～０．０１０％、Ｗ：０～０．１００％、Ｚｎ：０～０．０１０％、及びＲＥＭ：０～０．０１００％］
Ｓｎ、Ａｓ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｂｉ、Ｃｏ、Ｗ、Ｚｎ、及びＲＥＭは、任意選択元素として鋼板中に含有されていてもよく、又はトランプエレメントとして鋼板中に存在する場合がある。これらの元素の含有量は、Ｓｎ：０～０．０４０％又は０．０２０％、Ａｓ：０～０．１００％又は０．０５０％、Ｚｒ：０～０．０５０％又は０．０３０％、Ｃａ：０～０．００１０％又は０．０００８％、Ｍｇ：０～０．００１０％又は０．０００８％、Ｂｉ：０～０．０１０％、Ｃｏ：０～０．０１０％、Ｗ：０～０．１００％又は０．０５０％、Ｚｎ：０～０．０１０％、及びＲＥＭ：０～０．０１００％又は０．００５０％であってもよい。これらの元素の下限値については、例えば、Ｓｎ、Ａｓ、Ｚｒ、Ｂｉ、Ｃｏ、Ｗ及びＺｎ含有量はそれぞれ０．００１％以上、０．００５％以上又は０．００８％以上であってもよい。同様に、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭ含有量は０．０００１％以上、０．０００２％以上又は０．０００５％以上であってもよい。

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、例えば、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］
［マルテンサイト：６０．０～８５．０％］
本発明の実施形態に係る鋼板の金属組織は、面積％で、マルテンサイト：６０．０～８５．０％を含む。鋼板の金属組織を硬質のマルテンサイトをこのような範囲内で含む組織によって構成することで、高強度、例えば引張強さが１１８０ＭＰａ以上の高強度を達成しつつ、得られる鋼板の均一伸びを顕著に改善することができる。さらなる高強度化の観点からは、マルテンサイトの面積率は高いほど好ましく、例えば６２．０％以上、６５．０％以上、６８．０％以上又は７０．０％以上であってもよい。均一伸びをより向上させる観点からはマルテンサイトの面積率は低いほど好ましく、例えば８２．０％以下、８０．０％以下、７８．０％以下又は７５．０％以下であってもよい。本発明において、「マルテンサイト」とは、焼入れままマルテンサイト（いわゆるフレッシュマルテンサイト）だけでなく、焼戻しマルテンサイトをも包含するものである。

［方位差が１５°以上の粒界によって囲まれた粒内において０．１μｍ間隔での最大方位差３．５°以下であり、かつ粒内方位差が１０°以上であるグラニュラーベイナイト：１０．０～３０．０％］
本発明の実施形態に係る鋼板の金属組織は、面積％で、方位差が１５°以上の粒界によって囲まれた粒内において０．１μｍ間隔での最大方位差３．５°以下であり、かつ粒内方位差が１０°以上であるグラニュラーベイナイト：１０．０～３０．０％を含む。ここで、従来技術においてグラニュラーベイナイトと呼ばれている組織が当然に「方位差が１５°以上の粒界によって囲まれた粒内において０．１μｍ間隔での最大方位差３．５°以下であり、かつ粒内方位差が１０°以上である」との特徴を有するわけではない。従来技術においてグラニュラーベイナイトと呼ばれている組織は、必ずしも十分に定義されていない場合が多く、それゆえ単にグラニュラーベイナイトというだけで、本発明の実施形態に係るグラニュラーベイナイトと同一のものを指すとは認められない。本発明の実施形態では、鋼板の金属組織が、上記の特徴を有する特定のグラニュラーベイナイト、言い換えると「結晶粒内における方位変化が比較的なだらかで連続的であるにもかかわらず、結晶粒内全体での方位差が比較的大きい」という特徴を有するグラニュラーベイナイトを面積％で１０．０～３０．０％を含むことが極めて重要であり、このような技術的事項及びそれによって得られる効果は本発明者らが初めて見出したことである。先に述べたとおり、結晶粒内における方位変化が比較的なだらかで連続的であるにもかかわらず、結晶粒内全体での方位差が比較的大きいという特徴を有するグラニュラーベイナイトを面積％で１０．０％以上含むことで、このような特徴的な方位変化に起因して、成形時におけるネッキングの発生を顕著に抑制することが可能となる。加えて、先に述べたとおり、当該グラニュラーベイナイトを面積％で１０．０％以上含むことで、穴広げ加工時の異相界面からのボイドの発生が抑制されると考えられ、それに起因して穴広げ性についても向上させることが可能となる。ネッキングの発生をさらに抑制し及び／又は穴広げ性をさらに向上させる観点からは、グラニュラーベイナイトの面積率は高いほど好ましく、例えば１２．０％以上、１５．０％以上又は１８．０％以上であってもよい。一方で、先に述べたとおり、グラニュラーベイナイトはフェライトにも近い特徴を有するため、マルテンサイトを主体とする金属組織においてグラニュラーベイナイトの面積率が高くなりすぎると、いわゆるＤＰ鋼に近い金属組織になり、降伏比の低下を招くこととなる。したがって、より高い降伏比を維持するという観点からは、グラニュラーベイナイトの面積率は低いほど好ましく、例えば２８．０％以下、２５．０％以下又は２２．０％以下であってもよい。

今回、本発明者らによる検討において、鋼板のＣ方向（圧延方向に直角な方向）に単軸引張で１０％の予ひずみを加えた後、Ｌ方向（圧延方向）に９０°曲げ試験を行った結果、曲げ試験片においてネッキングが生じない場合に、実際の部品の成形においてもネッキングの改善が可能であることが見出された。本発明の実施形態に係る鋼板によれば、上記特定のグラニュラーベイナイトを金属組織中に面積％で１０．０～３０．０％含めることで、このような予ひずみ後の曲げ試験においてもネッキングの発生を確実に抑制することができる。したがって、本発明の実施形態によれば、自動車用鋼板に関する実際のプレス成形のように複数の工程に分けて行われる成形操作の変形後期においても、ネッキングの発生を確実に抑制することができ、よって本発明の実施形態に係る鋼板は自動車分野の使用において特に有用である。

［フェライト：２０．０％以下］
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：２０．０％以下を含む。軟質組織であるフェライトを面積％で２０．０％以下に制限することができれば、Ｔｉ析出物によって当該フェライトを含む軟質組織を析出強化することで、金属組織における各相の硬度差を十分に低減することができる。したがって、このような硬度差の低減と後で説明するグラニュラーベイナイトの平均間隔の制御に起因する穴広げ性の改善との組み合わせによって当該穴広げ性をより顕著に向上させることが可能となる。フェライトの面積率が２０．０％超になると、Ｔｉ析出物による析出強化とグラニュラーベイナイトの平均間隔の制御とを組み合わせたとしても穴広げ性を十分に向上させることができない場合がある。加えて、フェライトの面積率が２０．０％超になると、グラニュラーベイナイトとフェライトの合計量が多くなり、ＤＰ鋼に近い金属組織になるため、降伏比が低下する場合がある。穴広げ性及び／又は降伏比をより高める観点からは、フェライトの面積率は低いほど好ましく、例えば１８．０％以下、１５．０％以下、１２．０％以下、１０．０％以下、８．０％以下、５．０％以下又は３．０％以下であってもよい。フェライトの面積率の下限は、特に限定されず０％であってもよく、例えば０．５％以上又は１．０％以上であってもよい。

［残部組織］
マルテンサイト、上記特定のグラニュラーベイナイト及びフェライト以外の残部組織は、面積％で０％であってもよいが、残部組織が存在する場合には、当該残部組織は、面積％で、ベイナイト、パーライト及び残留オーステナイトのうち少なくとも１種：合計で２０．０％以下を含むものであってよい。ベイナイト、パーライト及び残留オーステナイトのうち少なくとも１種の面積率が合計で２０．０％を超えると、均一伸びなどの低下を招いたり、マルテンサイト及びグラニュラーベイナイトなどの他の組織を所望の範囲内に制御することができなくなったりする場合がある。したがって、残部組織の面積率は小さいほど好ましく、例えば、ベイナイト、パーライト及び残留オーステナイトの少なくとも１種の合計の面積率は、１５．０％以下、１０．０％以下、８．０％以下、５．０％以下又は３．０％以下であってもよい。一方で、下限は特に限定されず、ベイナイト、パーライト及び残留オーステナイトの少なくとも１種の合計の面積率は０％であってもよく、例えば、０．１％以上、０．５％以上又は１．０％以上であってもよい。

［グラニュラーベイナイト粒の平均間隔：５０．０μｍ以下］
本発明の実施形態に係る鋼板の金属組織では、グラニュラーベイナイト粒の平均間隔は５０．０μｍ以下に制御される。ここで、グラニュラーベイナイト粒とは、方位差が１５°以上の粒界によって囲まれた粒内において０．１μｍ間隔での最大方位差３．５°以下であり、かつ粒内方位差が１０°以上であるグラニュラーベイナイトの粒（結晶粒）をいうものである。上記の特徴的な方位変化を示すグラニュラーベイナイトの粒同士の平均間隔を５０．０μｍ以下に制御することで、先に説明した２０面積％以下のフェライト及びＴｉ析出物による析出強化との組み合わせにより、鋼板の穴広げ性を顕著に向上させることが可能となる。加えて、グラニュラーベイナイト粒の平均間隔はグラニュラーベイナイト組織の配置を決める因子でもあり、それゆえグラニュラーベイナイト粒の間隔に偏りがあると、上記の特徴的な方位変化を示すグラニュラーベイナイトを面積％で１０．０％以上含む場合であっても、成形時におけるネッキングの発生を確実に抑制することができないことがある。穴広げ性をより向上させ、さらにはネッキングの発生をより確実に抑制する観点からは、グラニュラーベイナイト粒の平均間隔は小さいほど好ましく、例えば３５．０μｍ以下、３０．０μｍ以下、２８．０μｍ以下、２５．０μｍ以下又は２３．０μｍ以下であってもよい。下限は特に限定されないが、例えば、グラニュラーベイナイト粒の平均間隔は５．０μｍ以上、７．０μｍ以上、１０．０μｍ以上又は１５．０μｍ以上であってもよい。

［グラニュラーベイナイト粒の平均粒径が５．０～３０．０μｍ］
本発明の実施形態に係る鋼板の金属組織では、グラニュラーベイナイト粒の平均粒径は５．０～３０．０μｍであることが好ましい。グラニュラーベイナイト粒の平均粒径を５．０～３０．０μｍの範囲内に制御することで、微細で均一なグラニュラーベイナイト組織が得られるため、予ひずみ後の曲げ性をより改善することができる。例えば、グラニュラーベイナイト粒の平均粒径は、６．０μｍ以上、８．０μｍ以上又は１０．０μｍ以上であってもよい。同様に、グラニュラーベイナイト粒の平均粒径は、２５．０μｍ以下、２２．０μｍ以下、２０．０μｍ以下又は１８．０μｍ以下であってもよい。

［マルテンサイト、ベイナイト、パーライト及び残留オーステナイトの同定及び面積率の算出］
マルテンサイト、ベイナイト、パーライト及び残留オーステナイトの同定及び面積率の算出は、ナイタール試薬又はレペラ液を用いた腐食後の光学顕微鏡観察並びにＸ線回折法によって行われる。光学顕微鏡による組織観察は、板面に垂直な方向の板厚断面に対して行われる。板厚断面は圧延方向に平行であることが好ましい。具体的には、まず、鋼板から試料を採取し、試料の観察面をナイタールでエッチングする。次いで、光学顕微鏡を用いて板厚の１／４深さ位置において３００μｍ×３００μｍの視野で得られた組織写真に対して画像解析を行うことにより、マルテンサイトとベイナイトの合計面積率、及びパーライトの面積率を算出する。次に、観察面をレペラ腐食した試料を用い、同様に光学顕微鏡を用いて板厚の１／４深さ位置において３００μｍ×３００μｍの視野で得られた組織写真に対して画像解析を行うことにより、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積率を算出する。次に、圧延面法線方向から板厚の１／４深さまで面削した試料を用い、Ｘ線回折測定により残留オーステナイトの体積率を算出する。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。得られた残留オーステナイトの面積率を先に算出したマルテンサイトと残留オーステナイトの合計面積率から引算することでマルテンサイトの面積率を算出する。最後に、得られたマルテンサイトの面積率を同様に先に算出したマルテンサイトとベイナイトの合計面積率から引算することでベイナイトの面積率を算出する。

［フェライトの同定及び面積率の算出］
フェライトの同定及び面積率の算出は、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒｅｄ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）により以下のようにして行われる。具体的には、まず、板面に垂直な方向の板厚断面が観察面となるように鋼板から試料を採取する。板厚断面は圧延方向に平行であることが好ましい。次いで、鋼板表面から板厚の１／４位置を中心に板厚方向に２００μｍ、板厚方向と垂直な方向に４００μｍの矩形領域に対して０．２μｍの測定間隔でＥＢＳＤ解析して、この矩形領域の結晶方位情報を得る。ＥＢＳＤ解析は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＨＩＫＡＲＩ検出器）で構成された装置を用い、５０～３００点／秒の解析速度で実施する。次に、この矩形領域の結晶方位情報から、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」を用いて、粒内の方位差（ＧＡＭ値：Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）を算出する。最後に、ＧＡＭ値が０．５°以下の領域をフェライトと同定し、その面積率を算出する。ここで、「ＧＡＭ値」とは、方位差が１５°以上の粒界で囲まれた領域において、隣接するピクセル間の方位差を平均した値である。

［グラニュラーベイナイトの同定及び面積率の算出］
グラニュラーベイナイトの同定及び面積率の算出は、ＥＢＳＤにより以下のようにして行われる。具体的には、まず、板面に垂直な方向の板厚断面が観察面となるように鋼板から試料を採取する。板厚断面は圧延方向に平行であることが好ましい。次いで、鋼板表面から板厚の１／４位置を中心に板厚方向に２００μｍ、板厚方向と垂直な方向に４００μｍの矩形領域に対して０．１μｍの測定間隔でＥＢＳＤ解析して、この矩形領域の結晶方位情報を得る。ＥＢＳＤ解析は、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＨＩＫＡＲＩ検出器）で構成された装置を用い、５０～３００点／秒の解析速度で実施する。次に、この矩形領域の結晶方位情報から、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」を用いて、方位差が１５°以上の粒界によって囲まれた領域を結晶粒と定義し、当該結晶粒の粒内方位差を計算し、０．１μｍ間隔での最大方位差３．５°以下であり、かつ粒内方位差、より具体的には粒内での最大方位差が１０°以上である結晶粒をグラニュラーベイナイトと同定し、その面積率を算出する。任意の粒内ライン３つについて得られた面積率の平均を当該グラニュラーベイナイトの面積率として決定する。グラニュラーベイナイトに関する「粒内での最大方位差」は、「Ｇｒａｉｎ Ｒｅｆｅｒｅｎｃｅ Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｄｅｖｉａｔｉｏｎ（ＧＲＯＤ）」により求められる。粒内での最大方位差の値は同一結晶粒内において、ＫＡＭ値：Ｋａｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎが最小値になるピクセルの方位を基準とし、粒内の他のピクセルとのミスオリエンテーションとして求められる。本発明の実施形態において、基準となる結晶方位は、同一結晶粒内のＫＡＭ値が最小値となる方位である。ＧＲＯＤおよびＫＡＭの値は、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）Ｖｅｒｓｉｏｎ ７．０．１」を用いて算出することができる。

［グラニュラーベイナイト粒の平均間隔及び平均粒径の決定方法］
グラニュラーベイナイト粒の平均間隔は、ＥＢＳＤにおいて同定されたグラニュラーベイナイトの結晶粒の重心点と最も近いグラニュラーベイナイトの結晶粒の重心点との間隔を測定し、１００点以上の間隔を測定した平均値をグラニュラーベイナイト粒の平均間隔として決定する。また、１００点以上の間隔を測定した全てのグラニュラーベイナイト結晶粒の円相当直径の平均値をグラニュラーベイナイト粒の平均粒径として決定する。

［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、複雑な形状を有する部品の成形においてもネッキングの発生を抑制することができ、それゆえ高強度と優れた加工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有用であり、とりわけ自動車分野の部品などにおいて使用するのに有用である。このため、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前記の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加工の程度が比較的低い鋼板の部位では、鋼板の特徴は成形前後において特に変化しない。加工の程度が比較的低い鋼板の部位は、曲げ等の変形を受けておらず平滑な形状である、板厚の増減率が小さい等の特徴によって判断される。ロアアームやトレーリングアーム等の複雑な形状を有する部品では、複数の成形操作によりネッキングやくびれを生じて特定の部位の剛性が低下する場合がある。このため、これらの部品を１つの鋼板から製造することができず、特定の部位が別体となり、部品コストの増加を招く場合がある。しかしながら、本発明の実施形態に係る鋼板によれば、ロアアームやトレーリングアーム等の複雑な形状を有する部品においても、１つの鋼板からネッキングを生じることなしに複数の成形操作を行うことが可能であり、経済的にも有利である。

［機械特性］
［引張強さ（ＴＳ）及び均一伸び（ｕ－Ｅｌ）］
上記の化学組成及び金属組織を有する鋼板、特に熱延鋼板によれば、高い引張強さ、具体的には１１８０ＭＰａ以上の引張強さを達成することができる。引張強さは、好ましくは１２００ＭＰａ以上、１２２０ＭＰａ以上又は１２４０ＭＰａ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さ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、均一伸び及び穴広げ性を改善しつつ、成形時におけるネッキングの発生を顕著に抑制することができる。引張強さの上限は特に限定されないが、例えば、鋼板の引張強さは１７８０ＭＰａ以下、１４７０ＭＰａ以下又は１４００ＭＰａ以下であってもよい。また、本発明の実施形態に係る鋼板、特に熱延鋼板によれば、高い均一伸びを達成することができ、具体的には５．０％以上の均一伸びを達成することができる。均一伸びは、好ましくは５．２％以上、５．５％以上、５．８％以上又は６．０％以上である。均一伸びの上限は特に限定されないが、例えば、鋼板の均一伸びは１５．０％以下、１０．０％以下又は８．０％以下であってもよい。引張強さ及び均一伸びは、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ＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠した引張試験を行うことで測定される。例えば、寸法上の制約のためにＪＩＳ５号試験片を採取することが困難である場合には、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１記載の他の試験片を使用することができる。ただし、板厚が０．５ｍｍ未満となる場合、適切な評価を行うため０．５ｍｍを下限とする。例えば、寸法上の制約のためにＪＩＳ５号試験片を採取することが困難でありかつＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１記載の他の試験片を使用することも困難である場合には、ＪＩＳ Ｚ ２２４４―１：２０２０に準拠したマイクロビッカース試験を行い、その硬さ（ＨＶ）を引張強さに換算した値を使用することができる。マイクロビッカース試験に供する試料は、以下のようにして作製することができる。まず、鋼板の端面から５０ｍｍ以上離れた任意の位置（この位置からサンプルを採取できない場合は、端部を避けた位置）から板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。板厚断面は圧延方向に平行であることが好ましい。サンプルの大きさは、測定装置にもよるが、板厚方向と垂直な方向に１０ｍｍ程度観察できる大きさとする。上記サンプルの断面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。次に、電解研磨により観察面を仕上げる。マイクロビッカース試験は、板厚１／４位置に対し荷重５００ｇｆで３０点測定し、その平均値を用いればよい。換算は、次の式によって行うことができる。
引張強さ［ＭＰａ］＝３．１２×ビッカース硬さ［ＨＶ］＋１６

［穴広げ率（λ）］
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４０％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４２％以上、より好ましくは４５％以上又は５０％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、１００％以下又は７０％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λ（％）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λとして決定する。
λ＝１００×｛（ｄ１－ｄ０）/ｄ０｝

［降伏比（ＹＲ）］
上記の化学組成及び金属組織を有する鋼板によれば、高い引張強さに加えて、降伏比を高めることもでき、より具体的には８０％以上の降伏比を達成することができる。降伏比は、好ましくは８２％以上、より好ましくは８５％以上である。上限は特に限定されないが、例えば、降伏比は９５％以下又は９２％以下であってもよい。降伏比は、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ＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠した引張試験を行うことで測定した引張強さ及び０．２％耐力に基づき、下記式により決定される。
降伏比ＹＲ＝０．２％耐力／引張強さＴＳ×１００

＜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、特に好ましい特性を有す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の一例を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、１１８０～１３２０℃の温度で６０００秒以上保持することを含む加熱工程、
前記スラブを４基以上の圧延スタンドからなるタンデム圧延機を用いて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、並びに
（ａ）後段２段の直前２段の各圧延パスにおける圧延温度が９６０～１０８０℃であり、前記各圧延パスにおける圧下率が３０～４０％であること、
（ｂ）前記後段２段の直前２段の圧延パス後０．２０秒以内に圧延材を４００℃／秒以上の平均冷却速度で９１０℃以下まで冷却すること、及び
（ｃ）後段２段の各圧延パスにおける圧下率が２０～３０％であること
仕上げ圧延された鋼板を水冷し、水冷開始から４．０秒以内に５００～６５０℃の温度域まで冷却し、次いで前記温度域にて２．０～６．０秒の空冷を実施し、空冷後１３秒以内に前記鋼板を５０℃以下まで水冷することを含む冷却工程
を含むことを特徴としている。上記の製造方法において、スラブ及び鋼板について記載する温度は、それぞれスラブの表面温度及び鋼板の表面温度をいうものである。以下、各工程について詳しく説明する。

［加熱工程］
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、１１８０～１３２０℃の温度域で６０００秒以上保持される。スラブは、生産性の観点から連続鋳造により得られたスラブを使用することが好ましいが、鋳造・分塊により得られたスラブを使用することもでき、必要に応じてそれらに熱間加工又は冷間加工を加えたものを使用してもよい。本製造方法において、１１８０～１３２０℃の温度域での保持とは、スラブの温度が１１８０～１３２０℃の範囲内の一定の温度で保持する場合だけでなく、スラブの温度１１８０～１３２０℃の範囲内で変動して保持する場合をも包含するものである。スラブを１１８０～１３２０℃の温度域で６０００秒以上保持することで、組織内に存在する粗大な炭化物を完全に固溶させることができ、亀裂の起点をなくすことができる。保持温度が１１８０℃未満であるか又は保持時間が６０００秒未満であると、粗大な炭化物の固溶が不完全となる。粗大な炭化物の固溶が不完全であると、後述する冷却工程にて、このような炭化物を起点としたフェライトやベイナイト変態が生じることでマルテンサイトの面積率が６０．０％未満となり、結果として所望の強度を得ることができなくなる場合がある。スラブの加熱温度の上限は、加熱設備の能力や生産性の観点から１３２０℃以下とする。１１８０～１３２０℃の温度域での保持時間の上限は、好ましくは１００００秒以下である。

［熱間圧延工程］
［粗圧延］
本製造方法では、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。

［仕上げ圧延］
［（ａ）後段２段の直前２段の各圧延パスにおける圧延温度：９６０～１０８０℃、及び直前２段の各圧延パスにおける圧下率：３０～４０％］
加熱されたスラブ又はそれに加えて必要に応じて粗圧延されたスラブは、次に仕上げ圧延を施される。本製造方法では、仕上げ圧延は、４基以上の圧延スタンドからなるタンデム圧延機を用いて行われる。本製造方法では、加熱されたスラブに対して行われる仕上げ圧延において、後段２段の直前２段の各圧延パスにおける圧延温度及び圧下率を適切に制御する必要があり、具体的には後段２段の直前２段の各圧延パスにおける圧延温度が９６０～１０８０℃に制御され、同様に後段２段の直前２段の各圧延パスにおける圧下率が３０～４０％に制御される。後段２段の直前２段の各圧延パスにおける比較的高温の条件下で比較的高圧下の圧延を施すことで、再結晶を促進してオーステナイト粒を微細化することができる。これに関連して、最終的に得られる金属組織においてグラニュラーベイナイトの平均間隔を所望の範囲内に低減することが可能となる。

これに対し、後段２段の直前２段の各圧延パスにおける圧延温度が９６０℃未満であるか、及び／又は当該各圧延パスにおける圧下率が３０％未満であると、再結晶が十分に促進されず、最終的に得られる鋼板の金属組織においてグラニュラーベイナイトの平均間隔を所望の範囲内に低減することができなくなる。一方で、後段２段の直前２段の各圧延パスにおける圧下率が４０％超であると、過度なひずみの導入に起因して扁平なオーステナイト粒が形成されてしまい、最終的に得られる金属組織において同様にグラニュラーベイナイトの平均間隔を所望の範囲内に低減することができなくなる。また、後段２段の直前２段の各圧延パスにおける圧延温度が１０８０℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化してしまい、その後の圧延及び冷却制御によっても所望の組織分率が得られないか、それに加えてグラニュラーベイナイトの平均間隔及び／又は平均粒径を所望の範囲内に制御することができなくなる。

［（ｂ）後段２段の直前２段の圧延パス後０．２０秒以内に４００℃／秒以上の平均冷却速度で９１０℃以下まで冷却］
本製造方法においては、後段２段の直前２段の圧延パス後０．２０秒以内に圧延材が４００℃／秒以上の平均冷却速度で９１０℃以下まで冷却される。後段２段の直前２段の圧延パス後、このように比較的早く９１０℃以下まで圧延材を冷却することで、再結晶後の粒成長を抑制することができ、それによって最終的に得られる金属組織においてグラニュラーベイナイトの平均間隔を所望の範囲内に低減することが可能となる。後段２段の直前２段の圧延パス後９１０℃以下まで冷却する時間が０．２０秒超であると、再結晶後の粒成長を十分に抑制することできなくなり、その後の冷却工程において適切な冷却を施してもグラニュラーベイナイトの平均間隔及び／又は平均粒径を所望の範囲内に制御することができなくなる。

また、後段２段の圧延パスとその直前２段の圧延パスとの間の平均冷却速度は、所望の形態を有するグラニュラーベイナイトを所定の範囲内で生成させる上で非常に重要である。より具体的には、この間の平均冷却速度が４００℃／秒未満であると、方位差が１５°以上の粒界によって囲まれた粒内において０．１μｍ間隔での最大方位差が３．５°超となる場合があり、それゆえ当該最大方位差が３．５°以下でかつ粒内方位差が１０°以上であるグラニュラーベイナイトを１０．０％以上生成させることができなくなる。後段２段の圧延パスとその直前２段の圧延パスとの間の平均冷却速度は、好ましくは５００℃／秒以上である。また、冷却停止温度が９１０℃よりも高いと、同様に、方位差が１５°以上の粒界によって囲まれた粒内において０．１μｍ間隔での最大方位差が３．５°以下でかつ粒内方位差が１０°以上であるグラニュラーベイナイトを１０．０％以上生成させることができなくなる場合がある。

［（ｃ）後段２段の各圧延パスにおける圧下率：２０～３０％］
本製造方法においては、仕上げ圧延の後段２段の各圧延パスにおける圧下率が２０～３０％に制御される。後段２段の各圧延パスにおいてこのような適度な圧下率にてひずみを導入することで、その後の冷却工程におけるグラニュラーベイナイトを生成するための核生成サイトを増加させることが可能となる。後段２段の各圧延パスの圧下率が２０％未満であると、グラニュラーベイナイトを生成するための核生成サイトを十分に形成することができず、最終的に得られる金属組織においてグラニュラーベイナイトの所望の面積率を得ることができなくなる。一方で、後段２段の各圧延パスの圧下率が３０％を超えると、過度なひずみの導入に起因して扁平なオーステナイト粒が形成されてしまい、最終的に得られる金属組織においてグラニュラーベイナイトの平均間隔を所望の範囲内に低減することができなくなる。

［冷却工程］
［水冷開始から４．０秒以内に５００～６５０℃の温度域まで冷却し、次いで２．０～６．０秒空冷］
仕上げ圧延された鋼板は、次の冷却工程において水冷され、水冷開始から４．０秒以内に５００～６５０℃の温度域まで冷却され、次いでこの温度域にて２．０～６．０秒間にわたり空冷される。まず、水冷開始から４．０秒以内に５００～６５０℃の温度域まで冷却することで、とりわけパーライトの生成を確実に抑制することができ、したがって最終的に得られる鋼板において所望の金属組織の面積分率を達成することが可能となる。これに対し、水冷開始から５００～６５０℃の温度域までの時間が４．０秒を超えると、パーライトが比較的多く生成してしまい、最終的に得られる鋼板の金属組織において所望量のマルテンサイト及び／又はグラニュラーベイナイトを得ることができなくなる。

また、水冷後、５００～６５０℃の温度域にて２．０～６．０秒間にわたり空冷することで、グラニュラーベイナイトへの変態を促進させるとともに、Ｔｉ析出物を適切に析出させることができる。したがって、水冷後の５００～６５０℃の温度域における２．０～６．０秒間の空冷操作は、グラニュラーベイナイトによるネッキング発生の抑制効果だけでなく、Ｔｉ析出物に起因する析出強化による穴広げ性等の向上効果の観点でも極めて重要である。例えば、空冷温度が５００℃未満であると、グラニュラーベイナイトへの変態を十分に促進させることができず、一方でベイナイトが比較的多く生成する場合がある。このような場合には、ネッキング発生の抑制効果が低下するだけでなく、ベイナイトが多く生成することで均一伸びが低下し、さらにはベイナイトの生成に関連してマルテンサイトの生成が少なくなり、十分な強度が得られなくなることがある。

また、空冷温度が６５０℃を超えると、同様に、グラニュラーベイナイトへの変態を十分に促進させることができず、一方でフェライト変態が促進されて、比較的多くのフェライトが生成されてしまう場合がある。加えて、Ｔｉ析出物も十分に析出させることができなくなる。このような場合には、ネッキング発生の抑制効果が低下することに加えて、フェライトの比較的多い生成とＴｉ析出物による析出強化が十分に得られないことに起因して、得られる鋼板の穴広げ性及び降伏比が低下してしまう。また、空冷時間が２．０秒未満であると、グラニュラーベイナイトへの変態を十分に促進させることができず、さらにはその後の冷却によりマルテンサイトが比較的多く生成してしまう場合がある。このような場合には、穴広げ性が低下し及び／又はネッキング発生の抑制効果が低下することに加えて、過度なマルテンサイトの生成に起因して均一伸びが低下してしまう。一方で、空冷時間が６．０秒を超えると、グラニュラーベイナイトが比較的多く生成する場合がある。このような場合には、マルテンサイトの量が少なくなるとともに、グラニュラーベイナイトとフェライトの合計量が比較的高くなる。先に述べたとおり、グラニュラーベイナイトはフェライトにも近い特徴を有するため、マルテンサイトを主体とする金属組織においてグラニュラーベイナイトとフェライトの面積率の合計が比較的高くなることで、いわゆるＤＰ鋼に近い金属組織になり、降伏比の低下を招くこととなる。空冷温度は、好ましくは５２５～６２５℃であり、空冷時間は、好ましくは３．０～５．０秒である。

［空冷後１３秒以内に５０℃以下まで水冷］
５００～６５０℃の温度域における２．０～６．０秒間の空冷後、鋼板は１３秒以内に５０℃以下まで水冷される。このような急冷を施すことでマルテンサイトを所望の面積率の範囲内で生成させることができる。５０℃以下までの水冷が１３秒を超えるか又は冷却停止温度が５０℃よりも高くなると、６０．０％以上のマルテンサイト面積率を達成することができない場合がある。このような場合には、所望の鋼板強度を達成することができなくなる。水冷時間の下限は特に限定されないが、例えば、空冷後５０℃以下までの水冷時間は４秒以上又は５秒以上であってもよい。また、水冷停止温度の下限も特に限定されないが、例えば、水冷停止温度は２０℃以上又は２５℃以上であってもよい。水冷された鋼板は、最後に、熱延コイルの形態に巻き取ることができる。巻き取りの条件は特に限定されず、任意の適切な温度条件下で実施することができる。

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、マルテンサイト：６０．０～８５．０％を含む組織によって構成することで、高強度、例えば引張強さが１１８０ＭＰａ以上の高強度を達成しつつ、均一伸びを顕著に改善することができる。さらに、方位差が１５°以上の粒界によって囲まれた粒内において０．１μｍ間隔での最大方位差３．５°以下であり、かつ粒内方位差が１０°以上であるグラニュラーベイナイトを金属組織中に面積％で１０．０～３０．０％含めるとともに、グラニュラーベイナイト粒の平均間隔を５０．０μｍ以下に制御することで、降伏比及び穴広げ性を改善しつつ、成形時におけるネッキングの発生を顕著に抑制することができる。加えて、鋼中のＴｉ含有量を０．０７０質量％以上に制御することで、Ｔｉ析出物によってフェライト等の軟質組織を析出強化し、それによって金属組織における各相の硬度差を低減し、このような硬度差の低減と上記特定のグラニュラーベイナイトに起因する穴広げ性の改善との組み合わせによって当該穴広げ性をより顕著に向上させることが可能となる。したがって、上記の製造方法によって製造された鋼板は、複雑な形状を有する部品の成形においてもネッキングの発生を抑制することができ、それゆえ高強度と優れた加工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さ（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）、均一伸び（ｕ－Ｅｌ）、穴広げ率（λ）及び予ひずみ後の曲げ試験におけるネッキングの発生について調べた。

まず、溶鋼を連続鋳造法にて鋳造して表１及び２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１１８０～１３２０℃の温度に加熱して６０００～１００００秒の時間にわたり保持し、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た。より具体的には、粗圧延は全ての実施例及び比較例で同じ条件であり、仕上げ圧延は５基の圧延スタンドからなるタンデム圧延機を用いて表３に示す条件下で実施した。次に、仕上げ圧延された鋼板を、表３に示す条件下で水冷、空冷及び水冷を実施して巻き取り、２．４～３．４ｍｍ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。

［引張強さ（ＴＳ）及び均一伸び（ｕ－Ｅｌ）］
引張強さ（ＴＳ）及び均一伸び（ｕ－Ｅｌ）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ＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠した引張試験を行うことで測定した。

［穴広げ率（λ）］
穴広げ率（λ）は以下のようにして決定した。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λ（％）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｝

［降伏比（ＹＲ）］
降伏比（ＹＲ）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ＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠した引張試験を行うことで測定した引張強さ（ＴＳ）及び０．２％耐力に基づき、下記式により決定した。
降伏比ＹＲ＝０．２％耐力／引張強さＴＳ×１００

［予ひずみ後の曲げ試験におけるネッキング発生の有無］
まず、鋼板から採取した平行部幅３６ｍｍ、平行部長さ８６ｍｍ、Ｒ３６ｍｍ、つかみ部幅５０ｍｍ、及び全長３７２ｍｍの引張試験片をＣ方向に単軸引張で１０％の予ひずみを加えた。次いで、当該引張試験片の中央から、６０ｍｍ［Ｃ方向］×３０ｍｍ［Ｌ方向］の試験片を採取し、Ｌ方向に９０°曲げ試験を行うことでネッキング発生の有無を確認した。試験片においてネッキングの発生が確認されなかった場合を合格、ネッキングの発生が確認された場合を不合格として評価した。

鋼板の引張強さ（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上であり、均一伸び（ｕ－Ｅｌ）が５．０％以上であり、穴広げ率（λ）が４０％以上であり、降伏比（ＹＲ）が８０％以上であり、かつ予ひずみ後の曲げ試験においてネッキングの発生が観察されなかった場合を、高強度でかつ高い均一伸び、穴広げ性及び降伏比を有するとともに、成形時におけるネッキングの発生を抑制することができる鋼板として評価した。その結果を表４に示す。表４中の「ＧＢ粒」はグラニュラーベイナイト粒を意味する。

表１～４を参照すると、比較例４は、熱間圧延工程における後段２段の直前２段の各圧延パスにおける圧延温度が低かったために、再結晶が十分に促進されなかったと考えられる。その結果として、最終的に得られる金属組織においてグラニュラーベイナイト粒の平均間隔が５０．０μｍ超となり、λが低下するとともに予ひずみ後の曲げ試験においてネッキングが発生した。比較例５は、後段２段の直前２段の各圧延パスにおける圧延温度が高かったために、オーステナイト粒が粗大化してしまったものと考えられる。その結果として、グラニュラーベイナイトの面積率が１０．０％未満でかつグラニュラーベイナイト粒の平均間隔が５０．０μｍ超となり、λが低下するとともに予ひずみ後の曲げ試験においてネッキングが発生した。比較例６は、後段２段の直前２段のうち２段目の圧延パスにおける圧下率が低かったために、再結晶が十分に促進されなかったと考えられる。その結果として、グラニュラーベイナイト粒の平均間隔が５０．０μｍ超となり、λが低下するとともに予ひずみ後の曲げ試験においてネッキングが発生した。比較例７は、後段２段の直前２段のうち１段目の圧延パスにおける圧下率が高かったために、過度なひずみの導入に起因して扁平なオーステナイト粒が形成されてしまったと考えられる。その結果として、グラニュラーベイナイト粒の平均間隔が５０．０μｍ超となり、λが低下するとともに予ひずみ後の曲げ試験においてネッキングが発生した。比較例８は、後段２段の直前２段の圧延パス後９１０℃以下まで冷却する時間が０．２０秒超であったために、再結晶後の粒成長を十分に抑制することできなかったと考えられる。その結果として、グラニュラーベイナイト粒の平均間隔が５０．０μｍ超となり、λが低下するとともに予ひずみ後の曲げ試験においてネッキングが発生した。比較例９は、後段２段の圧延パスとその直前２段の圧延パスとの間の平均冷却速度が遅かったために、所定の方位変化を示すグラニュラーベイナイトの面積率が１０．０％未満となり、これに関連してマルテンサイトの面積率が８５．０％よりも高くなった。その結果として、ｕ－Ｅｌ及びλが低下するとともに予ひずみ後の曲げ試験においてネッキングが発生した。比較例１０は、後段２段の圧延パスとその直前２段の圧延パスとの間の冷却における冷却停止温度が高かったために、同様に所定の方位変化を示すグラニュラーベイナイトの面積率が１０．０％未満となり、これに関連してマルテンサイトの面積率が８５．０％よりも高くなった。その結果として、ｕ－Ｅｌ及びλが低下するとともに予ひずみ後の曲げ試験においてネッキングが発生した。

比較例１１及び１２は、後段２段のうちそれぞれ１段目及び２段目の圧延パスの圧下率が低かったために、グラニュラーベイナイトを生成するための核生成サイトを十分に形成することができなかったと考えられる。その結果として、グラニュラーベイナイトの面積率が１０．０％未満となり、これに関連してマルテンサイトの面積率が８５．０％よりも高くなり、ｕ－Ｅｌ及びλが低下するとともに予ひずみ後の曲げ試験においてネッキングが発生した。比較例１３及び１４は、後段２段のうちそれぞれ１段目及び２段目の圧延パスの圧下率が高かったために、過度なひずみの導入に起因して扁平なオーステナイト粒が形成されてしまったと考えられる。その結果として、グラニュラーベイナイト粒の平均間隔が５０．０μｍ超となり、λが低下するとともに予ひずみ後の曲げ試験においてネッキングが発生した。比較例１５は、冷却工程における空冷までの水冷時間が長かったために、パーライトが比較的多く生成してしまった。その結果として、グラニュラーベイナイトの面積率が１０．０％未満となり、λが低下するとともに予ひずみ後の曲げ試験においてネッキングが発生した。比較例１６は、空冷温度が低かったために、グラニュラーベイナイトへの変態を十分に促進させることができず、これに関連してベイナイトが比較的多く生成した。その結果として、ｕ－Ｅｌ及びλが低下するとともに予ひずみ後の曲げ試験においてネッキングが発生した。比較例１７は、空冷温度が高かったために、グラニュラーベイナイトへの変態を十分に促進させることができず、これに関連してフェライトが多く生成した。加えて、Ｔｉ析出物も十分に析出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、λ及びＹＲが低下するとともに予ひずみ後の曲げ試験においてネッキングが発生した。比較例１８は、空冷時間が短かったために、グラニュラーベイナイトへの変態を十分に促進させることができず、さらにはその後の冷却によりマルテンサイトが多く生成してしまった。その結果として、ｕ－Ｅｌ及びλが低下するとともに予ひずみ後の曲げ試験においてネッキングが発生した。比較例１９は、空冷時間が長かったために、グラニュラーベイナイトが比較的多く生成してしまい、これに関連してマルテンサイトの生成が少なくなるとともに、グラニュラーベイナイトとフェライトの合計量が比較的多くなった。その結果としてＴＳ及びＹＲが低下した。比較例２０は、空冷後５０℃以下までの水冷時間が長かったために、マルテンサイトの面積率が６０．０％未満となり、ＴＳが低下した。

比較例４６は、Ｃ含有量が低かったためにＴＳが低下した。比較例４７は、Ｃ含有量が高かったためにλが低下した。比較例４８は、Ｓｉ含有量が低かったためにｕ－Ｅｌが低下した。比較例４９は、Ｓｉ含有量が高かったためにフェライトが多く生成してしまい、これに関連してグラニュラーベイナイトとフェライトの合計量も高くなった。その結果としてλ及びＹＲが低下した。比較例５０は、Ｍｎ含有量が低かったために焼入れ性が低下し、その結果としてマルテンサイトの面積率が低くなり、またこれに関連してグラニュラーベイナイトとフェライトの合計量が比較的高くなった。その結果としてＴＳ及びＹＲが低下した。比較例５１は、Ｍｎ含有量が高かったためにグラニュラーベイナイトの面積率が低くなり、λが低下するとともに予ひずみ後の曲げ試験においてネッキングが発生した。比較例５２は、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が高かったためにフェライトが多く生成してしまい、これに関連してグラニュラーベイナイトとフェライトの合計量も高くなった。その結果としてλ及びＹＲが低下した。比較例５３は、Ｎｂ含有量が高かったために粗大な炭化物等が生成したものと考えられる。その結果として、鋼板の加工性が低下し、ｕ－Ｅｌ及びλが低下するとともに予ひずみ後の曲げ試験においてネッキングが発生した。比較例５４は、Ｔｉ含有量が低かったために、Ｔｉ析出物による析出強化を十分に作用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、ＴＳ及びλが低下した。比較例５５は、Ｔｉ含有量が高かったために粗大な炭化物等が生成したものと考えられる。その結果として、鋼板の加工性が低下し、λ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、金属組織が、面積％で、マルテンサイト：６０．０～８５．０％、方位差が１５°以上の粒界によって囲まれた粒内において０．１μｍ間隔での最大方位差３．５°以下であり、かつ粒内方位差が１０°以上であるグラニュラーベイナイト：１０．０～３０．０％、及びフェライト：２０．０％以下を含み、グラニュラーベイナイト粒の平均間隔が５０．０μｍ以下である鋼板を得ることができた。また、その結果として、引張強さが１１８０ＭＰａ以上の高強度であるにもかかわらず、高い均一伸び、穴広げ性及び降伏比を有するとともに、予ひずみ後の曲げ試験においてもネッキングの発生を確実に抑制することができた。

Claims (6)

1. 化学組成が、質量％で、
   Ｃ：０．０６０～０．２００％、
   Ｓｉ：０．３０～２．００％、
   Ｍｎ：１．２０～２．７０％、
   Ｐ：０．１００％以下、
   Ｓ：０．０３００％以下、
   ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～０．５００％、
   Ｎｂ：０．００１～１．０００％、
   Ｏ：０．０１００％以下、
   Ｎ：０．００７０％以下、
   Ｔｉ：０．０７０～０．２００％、
   Ｂ：０～０．００３０％、
   Ｃｒ：０～０．９０％、
   Ｍｏ：０～０．１２％、
   Ｃｕ：０～０．４０％、
   Ｎｉ：０～０．３０％、
   Ｖ：０～０．３００％、
   Ｓｎ：０～０．０４０％、
   Ａｓ：０～０．１００％、
   Ｚｒ：０～０．０５０％、
   Ｃａ：０～０．００１０％、
   Ｍｇ：０～０．００１０％、
   Ｂｉ：０～０．０１０％、
   Ｃｏ：０～０．０１０％、
   Ｗ：０～０．１００％、
   Ｚｎ：０～０．０１０％、
   ＲＥＭ：０～０．０１００％、並びに
   残部：Ｆｅ及び不純物であり、
   金属組織が、面積％で、
   マルテンサイト：６０．０～８５．０％、
   方位差が１５°以上の粒界によって囲まれた粒内において０．１μｍ間隔での最大方位差３．５°以下であり、かつ粒内方位差が１０°以上であるグラニュラーベイナイト：１０．０～３０．０％、及び
   フェライト：２０．０％以下を含み、
   グラニュラーベイナイト粒の平均間隔が５０．０μｍ以下であることを特徴とする、鋼板。
2. 前記化学組成が、質量％で、
   Ｂ：０．０００１～０．００３０％、
   Ｃｒ：０．００１～０．９０％、
   Ｍｏ：０．００１～０．１２％、
   Ｃｕ：０．００１～０．４０％、
   Ｎｉ：０．００１～０．３０％、
   Ｖ：０．００１～０．３００％、
   Ｓｎ：０．００１～０．０４０％、
   Ａｓ：０．００１～０．１００％、
   Ｚｒ：０．００１～０．０５０％、
   Ｃａ：０．０００１～０．００１０％、
   Ｍｇ：０．０００１～０．００１０％、
   Ｂｉ：０．００１～０．０１０％、
   Ｃｏ：０．００１～０．０１０％、
   Ｗ：０．００１～０．１００％、
   Ｚｎ：０．００１～０．０１０％、及び
   ＲＥＭ：０．０００１～０．０１００％
   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。
3. 前記金属組織が、さらに、面積％で、ベイナイト、パーライト及び残留オーステナイトのうち少なくとも１種：合計で２０．０％以下を含むことを特徴とする、請求項１又は２に記載の鋼板。
4. 前記グラニュラーベイナイト粒の平均粒径が５．０～３０．０μｍであることを特徴とする、請求項１又は２に記載の鋼板。
5. 請求項１又は２に記載の鋼板を含むことを特徴とする、部品。
6. 請求項１又は２に記載の化学組成を有するスラブを加熱し、１１８０～１３２０℃の温度で６０００秒以上保持することを含む加熱工程、
   前記スラブを４基以上の圧延スタンドからなるタンデム圧延機を用いて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、並びに
   （ａ）後段２段の直前２段の各圧延パスにおける圧延温度が９６０～１０８０℃であり、前記各圧延パスにおける圧下率が３０～４０％であること、
   （ｂ）前記後段２段の直前２段の圧延パス後０．２０秒以内に圧延材を４００℃／秒以上の平均冷却速度で９１０℃以下まで冷却すること、及び
   （ｃ）後段２段の各圧延パスにおける圧下率が２０～３０％であること
   仕上げ圧延された鋼板を水冷し、水冷開始から４．０秒以内に５００～６５０℃の温度域まで冷却し、次いで前記温度域にて２．０～６．０秒の空冷を実施し、空冷後１３秒以内に前記鋼板を５０℃以下まで水冷することを含む冷却工程
   を含む、請求項１又は２に記載の鋼板の製造方法。