WO2017033222A1 - 鋼板 - Google Patents

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力 岡本
裕之 川田
東　昌史
上西　朗弘
丸山　直紀
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新日鐵住金株式会社
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    • C23F17/00—Multi-step processes for surface treatment of metallic material involving at least one process provided for in class C23 and at least one process covered by subclass C21D or C22F or class C25
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate capable of obtaining excellent collision characteristics suitable for automobile members.
  • steel plates used in automobiles include dual-phase (DP) steel plates having a two-phase structure of ferrite and martensite, and transformation-induced plasticity (TRIP) steel plates.
  • DP dual-phase
  • TRIP transformation-induced plasticity
  • the DP steel plate and the TRIP steel plate have a problem in that the mechanical properties after painting and baking may vary within the member. That is, in the forming of the steel sheet, strain is added according to the shape of the member to be obtained, and therefore the formed steel sheet includes a portion where the strain is strongly added and a portion where the strain is hardly added. And as the added strain becomes larger, the amount of strain age hardening by paint baking is larger and the hardness increases. As a result, there may be a large difference in the yield strength after baking the paint between the portion that is strained by molding and the portion that is hardly strained. In this case, a portion to which almost no strain is applied is soft, and bending occurs at this portion, so that sufficient reaction force characteristics and collision characteristics cannot be obtained.
  • An object of the present invention is to provide a steel sheet that can obtain a stable yield strength after baking after painting while obtaining good formability.
  • the present inventors have intensively studied to solve the above problems. As a result, it was found that when the dislocation density in ferrite and the dislocation density in bainite are high, the yield strength is improved by aging accompanying paint baking even in a portion where strain is hardly applied during molding. It has also been found that the yield strength is further improved by aging when the average grain sizes of ferrite and bainite are small.
  • 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 includes, in terms of area fraction, ferrite and bainite: 2% to 60% in total, and martensite: 10% to 90%,
  • the area fraction of retained austenite in the steel structure is 15% or less,
  • the average dislocation density in ferrite and the average dislocation density in bainite are appropriate, stable yield strength can be obtained even after baking.
  • the chemical composition of the steel plate used for the embodiment of the present invention and the steel used for the manufacture will be described. Although details will be described later, the steel sheet according to the embodiment of the present invention is manufactured through hot rolling, cold rolling, annealing, temper rolling, and the like of the steel. Therefore, the chemical composition of the steel sheet and steel takes into account these treatments as well as the characteristics of the steel sheet.
  • “%”, which is a unit of the content of each element contained in the steel sheet, means “mass%” unless otherwise specified.
  • the steel sheet according to the present embodiment is, in mass%, C: 0.05% to 0.40%, Si: 0.05% to 3.0%, Mn: 1.5% to 4.0%, Al: 1.5% or less, N: 0.02% or less, P: 0.2% or less, S: 0.01% or less, Nb and Ti: 0.005% to 0.2% in total, V and Ta: 0.0% to 0.3% in total, Cr, Mo, Ni, Cu and Sn: 0.0% to 1.0% in total, B: 0.00% to 0.01%, Ca: 0.0. It has a chemical composition represented by 000% to 0.005%, Ce: 0.000% to 0.005%, La: 0.000% to 0.005%, and the balance: Fe and impurities. Examples of 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%, a sufficient tensile strength, for example, a tensile strength of 980 MPa or more cannot be obtained. Accordingly, the C content is 0.05% or more.
  • the C content is preferably 0.08% or more.
  • the C content is 0.40% or less. From the viewpoint of weldability, the C content is preferably 0.35% or less.
  • Si 0.05% to 3.0%
  • Si affects the formation of iron carbide and the age hardening associated therewith. If the Si content is less than 0.05%, a sufficient amount of solute C cannot be obtained, and the yield strength does not sufficiently increase due to aging accompanying paint baking. Accordingly, the Si content is 0.05% or more. In order to further increase the yield strength, the Si content is preferably 0.10% or more. On the other hand, when the Si content exceeds 3.0%, dislocations having a sufficient density cannot be obtained in the ferrite, and it is difficult to obtain a preferable steel structure. Therefore, the Si content is 3.0% or less. From the viewpoint of suppression of slab cracking and suppression of end cracks during hot rolling, the Si content is preferably 2.5% or less, more preferably 2.0% or less.
  • Mn suppresses transformation from austenite to ferrite and contributes to improvement of tensile strength.
  • Mn content is less than 1.5%, sufficient tensile strength, for example, tensile strength of 980 MPa or more cannot be obtained. Therefore, the Mn content is 1.5% or more.
  • the Mn content is preferably 2.0% or more.
  • the Mn content exceeds 4.0%, sufficient moldability cannot be obtained. Therefore, the Mn content is 4.0% or less. In order to obtain better moldability, the Mn content is preferably 3.5% or less.
  • Al 1.5% or less
  • Al is not an essential element, but can be used in deoxidation for reducing inclusions and remain in steel, for example. If the Al content exceeds 1.5%, ferrite or bainite having an average dislocation density in the range described later cannot be obtained. Therefore, the Al content is 1.5% or less. Reduction of the Al content is costly, and if it is attempted to reduce it to less than 0.002%, the cost increases remarkably. For this reason, the Al content may be 0.002% or more. If sufficient deoxidation is performed, 0.01% or more of Al may remain.
  • N (N: 0.02% or less) N is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. If the N content exceeds 0.02%, a large amount of nitride precipitates and sufficient moldability cannot be obtained. Accordingly, the N content is 0.02% or less. Reduction of the N content is costly, and if it is attempted to reduce it to less than 0.001%, the cost increases remarkably. For this reason, N content is good also as 0.001% or more.
  • P 0.2% or less
  • P is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example.
  • the P content exceeds 0.2%, a large amount of the P compound is precipitated and sufficient moldability cannot be obtained. Therefore, the P content is 0.2% or less.
  • the P content is preferably 0.07% or less. Reduction of the P content is costly, and if it is attempted to reduce it to less than 0.001%, the cost increases remarkably. For this reason, the P content may be 0.001% or more.
  • S (S: 0.01% or less) S is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. If the S content exceeds 0.01%, a large amount of sulfide precipitates and sufficient moldability cannot be obtained. Accordingly, the S content is 0.01% or less. In order to further suppress a decrease in moldability, the S content is preferably 0.003% or less. Reduction of the S content takes a cost, and if it is attempted to reduce it to less than 0.0002%, the cost increases remarkably. For this reason, S content is good also as 0.0002% or more.
  • Nb and Ti contribute to refinement and precipitation strengthening of ferrite or bainite crystal grains. Since Nb and Ti form (Ti, Nb) carbonitride, the amount of solute C and the amount of solute N after annealing change depending on the contents of Nb and Ti. If the total content of Nb and Ti is less than 0.005%, ferrite or bainite having an average particle size in the range described later cannot be obtained, and the yield strength is not sufficiently increased even by aging accompanying paint baking. Therefore, the total content of Nb and Ti is 0.005% or more. In order to sufficiently increase the yield strength by aging, the contents of Nb and Ti are preferably 0.010% or more in total.
  • Nb and Ti exceeds 0.2% in total, (Ti, Nb) carbonitride precipitates in large amounts and sufficient formability cannot be obtained. Therefore, the total content of Nb and Ti is 0.2% or less.
  • the total content of Nb and Ti is preferably 0.1% or less.
  • V, Ta, Cr, Mo, Ni, Cu, Sn, B, Ca, Ce, and La are not essential elements, but are arbitrary elements that may be appropriately contained in steel plates and steels up to a predetermined amount.
  • V and Ta contribute to the improvement of strength by forming carbides, nitrides, or carbonitrides and by making ferrite and bainite finer. Therefore, V or Ta or both of them may be contained. However, if the total content of V and Ta exceeds 0.3%, a large amount of carbonitride precipitates and ductility decreases. Therefore, the total content of V and Ta is 0.3% or less. From the viewpoint of suppressing cracks in the slab and end cracks during hot rolling, the V and Ta contents are preferably 0.1% or less in total. In order to surely obtain the effect by the above action, the contents of V and Ta are preferably 0.01% or more in total.
  • Cr, Mo, Ni, Cu and Sn 0.0% to 1.0% in total
  • Cr, Mo, Ni, Cu, and Sn are used to suppress transformation from austenite to ferrite, like Mn. Therefore, Cr, Mo, Ni, Cu or Sn or any combination thereof may be contained.
  • the total content of Cr, Mo, Ni, Cu and Sn exceeds 1.0%, the workability is remarkably deteriorated and the elongation is reduced. Therefore, the total content of Cr, Mo, Ni, Cu and Sn is 1.0% or less.
  • the contents of Cr, Mo, Ni, Cu and Sn are preferably 0.5% or less in total. In order to surely obtain the effect by the above action, the content of Cr, Mo, Ni, Cu and Sn is preferably 0.1% or more.
  • B (B: 0.00% to 0.01%) B enhances the hardenability of the steel sheet, suppresses the formation of ferrite, and promotes the formation of martensite. Therefore, B may be contained. However, when the B content exceeds 0.01% in total, a large amount of boride precipitates and sufficient moldability cannot be obtained. Therefore, the B content is 0.01% or less. In order to further suppress the decrease in ductility, the B content is preferably 0.003% or less in total. In order to surely obtain the effect by the above action, the B content is preferably 0.0003% or more.
  • Ca, Ce, and La suppress the deterioration of workability, particularly elongation, by making the oxides and sulfides in the steel sheet fine or changing the characteristics of the oxides and sulfides. Therefore, Ca, Ce or La or any combination thereof may be contained. However, if any of the Ca content, Ce content, and La content exceeds 0.005%, the effect of the above action is saturated, the cost is increased, and the moldability is lowered. Therefore, the Ca content, Ce content, and La content are all 0.005% or less.
  • the Ca content, Ce content, and La content are each preferably 0.003% or less.
  • the Ca content, Ce content, and La content are preferably 0.001% or more. That is, “Ca: 0.001% to 0.005%”, “Ce: 0.001% to 0.005%”, “La: 0.001% to 0.005%”, or any combination thereof. Preferably it is satisfied.
  • the steel structure of the steel sheet according to the embodiment of the present invention includes ferrite and bainite in an area fraction of 2% or more in total.
  • the average dislocation density in ferrite and the average dislocation density in bainite are both 3 ⁇ 10 12 m / m 3 to 1 ⁇ 10 14 m / m 3 , and the average particle diameter of ferrite and bainite is 5 ⁇ m or less.
  • the present inventors have improved the yield strength by aging accompanying paint baking even in places where distortion is hardly applied during molding. It became clear to do.
  • the average dislocation density in ferrite, the average dislocation density in bainite, or both of these are less than 3 ⁇ 10 12 m / m 3 , the yield strength of the portion to which almost no strain is added during forming cannot be sufficiently improved by aging. A sufficient impact characteristic cannot be obtained. Therefore, the average dislocation density in ferrite and the average dislocation density in bainite are both 3 ⁇ 10 12 m / m 3 or more.
  • the average dislocation density in ferrite and the average dislocation density in bainite are both preferably 6 ⁇ 10 12 m / m 3 or more. If the average dislocation density in ferrite, the average dislocation density in bainite, or both of these exceeds 1 ⁇ 10 14 m / m 3 , the yield strength of the portion where the strain is hardly added or the strain is hardly added at the time of forming is low. It does not improve sufficiently due to aging, and sufficient impact characteristics cannot be obtained. Therefore, the average dislocation density in ferrite and the average dislocation density in bainite are both 1 ⁇ 10 14 m / m 3 or less. In order to obtain better formability and impact characteristics, the average dislocation density in ferrite and the average dislocation density in bainite are both preferably 8 ⁇ 10 13 m / m 3 or less.
  • the average dislocation density in ferrite and the average dislocation density in bainite can be obtained, for example, using a transmission electron microscope (TEM) photograph. That is, when a TEM photograph of a thin film sample is prepared and a line is arbitrarily drawn on the TEM photograph to obtain an average dislocation density in the ferrite, the number of places where the line intersects with the dislocation line in the ferrite is counted. . Then, assuming that the length of the wire in the ferrite is L, the number of points where the line and the dislocation line intersect in the ferrite is N, and the thickness of the sample is t, the dislocation density in the ferrite in the thin film sample is “2N / (Lt) ".
  • TEM transmission electron microscope
  • an average value of dislocation densities obtained from the plurality of TEM photographs is obtained as an average dislocation density in the ferrite.
  • An actual measurement value may be used as the thickness t of the sample, or 0.1 ⁇ m may be simply used.
  • the average dislocation density in bainite can be obtained by a method similar to the method of obtaining the average dislocation density in ferrite by counting the number of intersecting points in bainite and using the length of the line in bainite.
  • the present inventors have clarified that the yield strength is further improved by aging when the ferrite and bainite grain sizes are small. If the average grain size of ferrite and bainite exceeds 5 ⁇ m, the yield strength of the portion where strain is hardly added during molding is not sufficiently improved by aging, and sufficient impact characteristics cannot be obtained. Therefore, the average particle size of ferrite and bainite is 5 ⁇ m or more. In order to obtain better collision characteristics, the average particle diameter of ferrite and bainite is preferably 3 ⁇ m or less.
  • the average dislocation density in ferrite and the average dislocation density in bainite are both 3 ⁇ 10 12 m / m 3 to 1 ⁇ 10 14 m / m 3 , and the average grain size of ferrite and bainite is 5 ⁇ m or less.
  • the area fractions of ferrite and bainite are less than 2% in total, sufficient formability cannot be obtained or sufficient impact performance cannot be obtained. Therefore, the area fraction of ferrite and bainite is 2% or more in total. In order to obtain better formability and impact performance, the area fractions of ferrite and bainite are preferably 5% or more in total.
  • the ferrite includes polygonal ferrite ( ⁇ p), pseudopolygonal ferrite ( ⁇ q), and granular bainitic ferrite ( ⁇ B), and bainite includes lower bainite, upper bainite, and bainitic ferrite ( ⁇ ° B) is included.
  • Granular bainitic ferrite has a recovered dislocation substructure without lath
  • bainitic ferrite has a structure in which lath without carbide precipitation is bundled, and the old ⁇ grain boundary remains as it is (references) : “Steel Bainite Photobook-1”, Japan Iron and Steel Institute (1992), p.4).
  • This reference includes the description “Granular bainitic ferrite structure; dislocated substructure but fairly recovered like lath-less” and “sheaf-like with laths but no carbide; conserving the prior austenite grain boundary”.
  • Ferrite and bainite also contribute to improving the formability of the steel sheet. However, if the total area fraction of ferrite and bainite exceeds 60%, sufficient impact characteristics may not be obtained. Therefore, the area fractions of ferrite and bainite are preferably 60% or less in total. In order to obtain better collision characteristics, the area fractions of ferrite and bainite are more preferably 40% or less in total.
  • Martensite contributes to securing tensile strength.
  • the area fraction of martensite is less than 10%, sufficient tensile strength, for example, tensile strength of 980 MPa or more cannot be obtained, or the average dislocation density in ferrite is less than 3 ⁇ 10 12 m / m 3.
  • the area fraction of martensite is preferably 10% or more.
  • the martensite area fraction is more preferably 15% or more.
  • the area fraction of martensite exceeds 90%, the average dislocation density in ferrite, the average dislocation density in bainite, or both of them exceeds 1 ⁇ 10 14 m / m 3 , or sufficient ductility is obtained.
  • the area fraction of martensite is preferably 90% or less. In order to obtain better collision performance and ductility, the martensite area fraction is more preferably 85% or less.
  • the martensite includes martensite and tempered martensite as quenched, and 80% by area or more of the entire martensite is preferably tempered martensite.
  • the ratio (f F / f M ) of the ferrite area fraction f F to the martensite area fraction f M is less than 0.03, the average dislocation density in the ferrite is more than 1 ⁇ 10 14 m / m 3. Or sufficient ductility may not be obtained. Therefore, the ratio (f F / f M ) is preferably 0.03 or more. In order to obtain better collision performance and ductility, the ratio (f F / f M ) is more preferably 0.05 or more. On the other hand, when the ratio (f F / f M ) exceeds 1.00, the average dislocation density in the ferrite may be less than 3 ⁇ 10 12 m / m 3 . Therefore, the ratio (f F / f M ) is preferably 1.00 or less. In order to obtain better collision performance, the ratio (f F / f M ) is more preferably 0.80 or less.
  • Residual austenite is effective in improving moldability and impact energy absorption characteristics. Residual austenite also contributes to an improvement in the strain age hardening during baking of the paint. However, if the area fraction of retained austenite exceeds 15%, the average dislocation density in the ferrite may exceed 1 ⁇ 10 14 m / m 3 , or the steel sheet may become brittle after forming. Accordingly, the area fraction of retained austenite is preferably 15% or less. In order to obtain better impact properties and toughness, the area fraction of retained austenite is more preferably 12% or less. When the area fraction of retained austenite is 2% or more, an effect of improving the strain age hardening can be expected.
  • Perlite is an example of what is contained in the steel structure other than ferrite, bainite, martensite and retained austenite.
  • the area fraction of pearlite is preferably 2% or less.
  • the area ratio of ferrite, bainite, martensite, and pearlite can be measured by a point count method or image analysis using, for example, a photograph of a steel structure taken with an optical microscope or a scanning electron microscope (SEM). Discrimination between granular bainitic ferrite ( ⁇ B) and bainitic ferrite ( ⁇ ° B) can be performed based on the description of the reference by observing the structure with an SEM and a transmission electron microscope (TEM).
  • SEM scanning electron microscope
  • the area fraction of residual austenite can be measured by, for example, an electron backscatter diffraction (EBSD) method or an X-ray diffraction method.
  • EBSD electron backscatter diffraction
  • X-ray diffraction method the diffraction intensity of the ferrite (111) plane ( ⁇ (111)) and the diffraction intensity of the retained austenite (200) plane ( ⁇ (200)) using Mo—K ⁇ rays.
  • the diffraction intensity ( ⁇ (211)) of the (211) plane of ferrite and the diffraction intensity ( ⁇ (311)) of the (311) plane of retained austenite are measured, and the area fraction of residual austenite (f A ) can be calculated.
  • f A (2/3) ⁇ 100 / (0.7 ⁇ ⁇ (111) / ⁇ (200) +1) ⁇ + (1/3) ⁇ 100 / (0.78 ⁇ ⁇ (211) / ⁇ (311) +1) ⁇
  • the steel plate according to the present embodiment preferably has a tensile strength of 980 MPa or more. This is because if the tensile strength is less than 980 MPa, it is difficult to obtain the advantage of weight reduction by increasing the strength of the member.
  • the collision characteristics after forming and baking the steel sheet can be evaluated by the parameter P 1 represented by (Equation 1).
  • "YS BH5” is the yield strength (MPa) after aging when 5% tensile pre-strain is added
  • "YS BH0” is the yield strength (MPa) after aging when no tensile pre-strain is added.
  • TS is the maximum tensile strength (MPa).
  • the aging temperature is 170 ° C. and the time is 2 hours.
  • the parameter P 1 is the ratio of the difference between the yield strength YS BH5 after paint baking of the portion with pre-strain applied and the yield strength YS BH0 after paint baking of the portion without pre-strain with respect to the maximum tensile strength TS.
  • the value of the parameter P 1 is preferably 0.27 or less. In order to obtain better collision performance, the value of the parameter P 1 is more preferably 0.18 or less.
  • Formability of the steel sheet can be evaluated by the parameter P 2 represented by formula (2).
  • “UEl” is a uniform elongation (%) obtained by a tensile test, and correlates with stretch formability, stretch flange formability and draw formability. Is less than the value of the parameter P 2 is 7000, often cracking caused by molding or collision, hardly contribute to the weight reduction of automobile parts. Therefore, the value of the parameter P 2 is preferably 7000 or more. In order to obtain more excellent formability, the value of the parameter P 2 is still more preferably 8000 or more.
  • P 2 TS ⁇ uEl (Formula 2)
  • the average dislocation density in ferrite and the average dislocation density in bainite can be controlled by adjusting the elongation of temper rolling and the line load / tension ratio in temper rolling. Therefore, in this production method, hot rolling, cold rolling, annealing, temper rolling and the like of the steel having the above chemical composition are performed.
  • a slab having the above chemical composition is manufactured and hot-rolled.
  • the slab to be subjected to hot rolling can be produced by, for example, a continuous casting method, a block method, or a thin slab caster.
  • a process such as continuous casting-direct rolling in which hot rolling is performed immediately after casting may be employed.
  • the slab heating temperature is set to 1100 ° C. or higher.
  • rough rolling and finish rolling are performed.
  • the conditions for rough rolling are not particularly limited, and can be performed by, for example, a conventional method.
  • the rolling reduction, time between passes, and rolling temperature in finish rolling are not particularly limited, but the finish rolling temperature is preferably Ar 3 points or more.
  • the descaling conditions are not particularly limited, and can be performed by, for example, a conventional method.
  • the steel sheet After finish rolling, the steel sheet is cooled and wound.
  • the coiling temperature is higher than 680 ° C., the average grain size of ferrite and bainite cannot be made 5 ⁇ m or less, and the yield strength may not be sufficiently increased by aging accompanying paint baking. Accordingly, the winding temperature is set to 680 ° C. or lower.
  • the steel sheet After winding, the steel sheet is cooled, and pickling and cold rolling are performed. Annealing may be performed between pickling and cold rolling. If the annealing temperature exceeds 680 ° C., the average particle size of ferrite and bainite cannot be made 5 ⁇ m or less, and the yield strength may not be sufficiently increased due to aging accompanying paint baking. Therefore, when performing annealing between pickling and cold rolling, the temperature shall be 680 degrees C or less. For this annealing, for example, a continuous annealing furnace or a batch annealing furnace can be used.
  • the number of cold rolling rolling passes is not particularly limited, and is the same as that in the ordinary method. If the rolling reduction of cold rolling is less than 30%, the average particle size of ferrite and bainite cannot be made 5 ⁇ m or less, and the yield strength may not be sufficiently increased due to aging accompanying paint baking. Therefore, the rolling reduction of cold rolling is 30% or more.
  • Annealing is performed after cold rolling. Is less than the maximum temperature reached (Ac 3 -60) °C of this annealing, an insufficient amount of solute C and N, is not sufficiently increased yield strength by aging due to baking, also a preferred steel structure Hard to get. Accordingly, the maximum temperature reached is (Ac 3 -60) ° C. or higher. In order to obtain better impact characteristics, the maximum temperature reached is preferably (Ac 3 -40) ° C. or higher. On the other hand, if the maximum temperature reached is over 900 ° C., the average grain size of ferrite and bainite cannot be made 5 ⁇ m or less, and the yield strength may not be sufficiently increased due to aging accompanying paint baking. Therefore, the highest temperature reached 900 ° C.
  • the maximum temperature reached is preferably 870 ° C. or lower.
  • the holding time at the highest temperature is preferably 3 seconds to 200 seconds. In particular, the holding time is preferably 10 seconds or more, and preferably 180 seconds or less.
  • the average cooling rate between 700 ° C. and 550 ° C. is 4 ° C./s to 50 ° C./s.
  • the average dislocation density in bainite is less than 3 ⁇ 10 12 m / m 3 .
  • the average cooling rate exceeds 50 ° C./s, the average dislocation density in bainite exceeds 1 ⁇ 10 14 m / m 3 . Therefore, the average cooling rate is 4 ° C./s to 50 ° C./s.
  • Temper rolling (Equation 3) represented by the parameter P 3 is 2 or more, elongation carried out at 0.10% 0.8% conditions.
  • A is a line load (N / m)
  • B is a tension (N / m 2 ) applied to the steel sheet.
  • P 3 B / A (Formula 3)
  • Parameter P 3 affects the uniformity of the dislocation density in the steel sheet.
  • the parameter P 3 is less than 2, not introduced sufficient dislocations ferrite thickness center portion of the steel sheet, the yield strength by aging due to baking may not be sufficiently increased. Accordingly, the parameter P 3 is two or more. In order to obtain more excellent crashworthiness, parameter P 3 is preferably 10 or more.
  • the elongation of the temper rolling is less than 0.10%, sufficient dislocations are not introduced into the ferrite, and the yield strength may not be sufficiently increased due to aging associated with paint baking. Therefore, the elongation is set to 0.10% or more. In order to obtain more excellent collision characteristics, the elongation is preferably 0.20% or more. On the other hand, if the elongation exceeds 0.8%, sufficient moldability may not be obtained. Therefore, the elongation is set to 0.8% or less. In order to obtain better moldability, the elongation is preferably 0.6% or less.
  • the steel sheet according to the embodiment of the present invention can be manufactured.
  • the steel sheet may be plated between the annealing after cold rolling and the temper rolling.
  • the plating treatment may be performed by a plating facility provided in a continuous annealing facility, or may be performed by a dedicated plating facility different from the continuous annealing facility.
  • the composition of the plating is not particularly limited.
  • As the plating process for example, a hot dipping process, an alloying hot dipping process, or an electroplating process can be performed.
  • the average dislocation density in ferrite, the average dislocation density in bainite, and the like are appropriate, stable yield strength can be obtained after paint baking.
  • the hot-rolled steel sheet obtained by hot rolling was cooled and wound at 550 ° C to 700 ° C. Next, the hot rolled steel sheet was pickled to remove the scale. Thereafter, cold rolling was performed at a rolling reduction of 25% to 70% to obtain a cold rolled steel sheet having a thickness of 1.2 mm. Some hot-rolled steel sheets were annealed at 550 ° C. between pickling and cold rolling.
  • Annealing was performed after cold rolling.
  • the temperature was 780 ° C. to 900 ° C.
  • the time was 60 seconds
  • cooling was performed so that the average cooling rate between 700 ° C. and 550 ° C. was 20 ° C./s.
  • 0.3% elongation rate were temper rolling under the condition of the parameter P 3 is 80.
  • Table 2 shows the steel types corresponding to the plating treatment.
  • “GI” in Table 2 indicates a hot dip galvanized steel sheet that has been subjected to hot dip galvanizing treatment
  • GA indicates an galvannealed steel sheet that has been subjected to alloy hot dip galvanizing treatment
  • “EG” An electrogalvanized steel sheet that has been electrogalvanized is shown
  • “CR” is a cold-rolled steel sheet that has not been plated.
  • the area fraction of ferrite, bainite, martensite and retained austenite and the average particle diameter of ferrite and bainite were measured.
  • a quarter thickness portion of the steel sheet was analyzed by a point count method using a photograph of a structure taken by SEM or TEM, an analysis by image analysis, or an analysis by an X-ray diffraction method.
  • a region surrounded by a grain boundary having an inclination of 15 ° or more was defined as one crystal grain, and an average nominal grain size of 50 or more crystal grains was defined as an average grain size d.
  • the average dislocation density was determined from (Equation 4) using a TEM photograph.
  • a thin film sample for TEM observation was collected from a 1/4 thickness portion from the surface of the steel plate.
  • As the thickness t of the thin film sample 0.1 ⁇ m was simply used.
  • TEM photographs were taken at five or more locations for each thin film sample, and the average dislocation density obtained from these TEM photographs was taken as the average dislocation density in the thin film sample.
  • Table 2 also shows the average dislocation density ⁇ F in ferrite and the average dislocation density ⁇ B in bainite. The underline in Table 2 indicates that the numerical value is out of the scope of the present invention.
  • ⁇ 2N / (Lt) (Formula 4)
  • sample No. 1 no. 2, No. 10-No. 13, no. 20-No. 23, no. 25-No. Since No. 27 had the requirements of the present invention, it exhibited excellent collision characteristics and moldability.
  • Sample No. In No. 28 since the C content was too small, sufficient tensile strength could not be obtained.
  • Sample No. In 32 since the Mn content was too small, sufficient tensile strength could not be obtained.
  • Sample No. In No. 33 since the Mn content was excessive, the average dislocation density ⁇ F and the average dislocation density ⁇ B were excessive, and sufficient formability was not obtained.
  • sample No. 1 was subjected to temper rolling in a preferred range. 43-No. 46, no. In 50, the steel plate which satisfy
  • the present invention can be used, for example, in industries related to steel sheets suitable for automobile bodies.

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Abstract

鋼板は所定の化学組成を有し、フェライト及びベイナイトを２％以上の面積分率で含む鋼組織を有し、フェライト内の平均転位密度及びベイナイト内の平均転位密度はいずれも３×１０１２ｍ／ｍ３～１×１０１４ｍ／ｍ３であり、フェライト及びベイナイトの平均粒径は５μｍ以下である。

Description

鋼板
　本発明は、自動車の部材に好適な優れた衝突特性が得られる鋼板に関する。
　鋼板を用いて自動車の車体を製造する場合、一般に、鋼板の成形、溶接及び塗装焼き付けが行われる。従って、自動車用の鋼板には、優れた成形性、塗装焼き付け後の高い強度及び優れた衝突特性を備えていることが要求される。従来、自動車に用いられる鋼板として、フェライト及びマルテンサイトの二相組織を有するdual phase（ＤＰ）鋼板、及び変態誘起塑性（transformation induced plasticity：ＴＲＩＰ）鋼板が挙げられる。
　しかしながら、ＤＰ鋼板及びＴＲＩＰ鋼板には、塗装焼き付け後の機械的特性が部材内でばらつくことがあるという問題点がある。すなわち、鋼板の成形では、得ようとする部材の形状に応じて歪が付加されるため、成形後の鋼板には歪が強く付加された部分及び歪がほとんど付加されていない部分が含まれる。そして、付加された歪が大きい部分ほど、塗装焼き付けによる歪時効硬化の量が大きく、硬度が増加する。この結果、成形により歪が付加された部分とほとんど歪が付加されていない部分との間で、塗装焼き付け後の降伏強度の差が大きいことがある。この場合、歪がほとんど付加されていない部分は軟質であり、この部分で折れが起こったりするため、十分な反力特性及び衝突特性が得られない。
特開２００９－１８５３５５号公報 特開２０１１－１１１６７２号公報 特開２０１２－２５１２３９号公報 特開平１１－０８０８７８号公報 特開平１１－０８０８７９号公報 国際公開第２０１３／０４７８２１号 特開２００８－１４４２３３号公報 国際公開第２０１２／０７０２７１号
　本発明は、良好な成形性を得ながら、塗装焼き付け後に安定した降伏強度を得ることができる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、フェライト内の転位密度及びベイナイト内の転位密度が高い場合に、成形時に歪がほとんど付加されていない部分においても、塗装焼き付けに伴う時効により降伏強度が向上することが判明した。フェライト及びベイナイトの平均粒径が小さい場合に、時効により降伏強度が更に向上することも判明した。
　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％～３．０％、
　Ｍｎ：１．５％～４．０％、
　Ａｌ：１．５％以下、
　Ｎ：０．０２％以下、
　Ｐ：０．２％以下、
　Ｓ：０．０１％以下、
　Ｎｂ及びＴｉ：合計で０．００５％～０．２％、
　Ｖ及びＴａ：合計で０．０％～０．３％、
　Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ及びＳｎ：合計で０．０％～１．０％、
　Ｂ：０．００％～０．０１％、
　Ｃａ：０．０００％～０．００５％、
　Ｃｅ：０．０００％～０．００５％、
　Ｌａ：０．０００％～０．００５％、並びに
　残部：Ｆｅ及び不純物、
で表される化学組成を有し、
　フェライト及びベイナイトを合計で２％以上の面積分率で含む鋼組織を有し、
　フェライト内の平均転位密度及びベイナイト内の平均転位密度はいずれも３×１０１２ｍ／ｍ３～１×１０１４ｍ／ｍ３であり、
　フェライト及びベイナイトの平均粒径は５μｍ以下であることを特徴とする鋼板。
　（２）
　前記鋼組織が、面積分率で、フェライト及びベイナイト：合計で２％～６０％、及びマルテンサイト：１０％～９０％を含み、
　前記鋼組織における残留オーステナイトの面積分率が１５％以下であり、
　マルテンサイトの面積分率に対するフェライトの面積分率の割合が０．０３～１．００であることを特徴とする（１）に記載の鋼板。
　（３）
　前記化学組成において、
　Ｖ及びＴａ：合計で０．０１％～０．３％、
　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、
　Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ及びＳｎ：合計で０．１％～１．０％、
　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、
　Ｂ：０．０００３％～０．０１％、
　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。
　（６）
　前記化学組成において、
　Ｃａ：０．００１％～０．００５％、
　Ｃｅ：０．００１％～０．００５％、
　Ｌａ：０．００１％～０．００５％、若しくは
　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）～（５）のいずれかに記載の鋼板。
　本発明によれば、フェライト内の平均転位密度及びベイナイト内の平均転位密度等が適切であるため、塗装焼き付け後においても安定した降伏強度を得ることができる。
　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鋼の化学組成について説明する。詳細は後述するが、本発明の実施形態に係る鋼板は、鋼の熱間圧延、冷間圧延、焼鈍及び調質圧延等を経て製造される。従って、鋼板及び鋼の化学組成は、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、Ｃ：０．０５％～０．４０％、Ｓｉ：０．０５％～３．０％、Ｍｎ：１．５％～４．０％、Ａｌ：１．５％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｐ：０．２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｂ及びＴｉ：合計で０．００５％～０．２％、Ｖ及びＴａ：合計で０．０％～０．３％、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ及びＳｎ：合計で０．０％～１．０％、Ｂ：０．００％～０．０１％、Ｃａ：０．０００％～０．００５％、Ｃｅ：０．０００％～０．００５％、Ｌａ：０．０００％～０．００５％、並びに残部：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９８０ＭＰａ以上の引張強度が得られない。従って、Ｃ含有量は０．０５％以上である。より高い引張強度を得るために、Ｃ含有量は好ましくは０．０８％以上である。一方、Ｃ含有量が０．４０％超では、フェライト内に十分な密度の転位が得られず、また、好ましい鋼組織を得にくい。従って、Ｃ含有量は０．４０％以下である。溶接性の観点から、Ｃ含有量は好ましくは０．３５％以下である。
　（Ｓｉ：０．０５％～３．０％）
　Ｓｉは、鉄炭化物の形成及びこれに伴う時効硬化に影響を及ぼす。Ｓｉ含有量が０．０５％未満では、十分な固溶Ｃ量が得られず、塗装焼き付けに伴う時効によっても降伏強度が十分に上昇しない。従って、Ｓｉ含有量は０．０５％以上である。降伏強度を更に高めるために、Ｓｉ含有量は好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が３．０％超では、フェライト内に十分な密度の転位が得られず、また、好ましい鋼組織を得にくい。従って、Ｓｉ含有量は３．０％以下とする。スラブの置き割れの抑制及び熱間圧延中の端部割れの抑制の観点から、Ｓｉ含有量は好ましくは２．５％以下、より好ましくは２．０％以下である。
　（Ｍｎ：１．５％～４．０％）
　Ｍｎは、オーステナイトからフェライトへの変態を抑制し、引張強度の向上に寄与する。Ｍｎ含有量が１．５％未満では、十分な引張強度、例えば９８０ＭＰａ以上の引張強度が得られない。従って、Ｍｎ含有量は１．５％以上である。より高い引張強度を得るために、Ｍｎ含有量は好ましくは２．０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が４．０％超では、十分な成形性が得られない。従って、Ｍｎ含有量は４．０％以下である。より優れた成形性を得るために、Ｍｎ含有量は好ましくは３．５％以下である。
　（Ａｌ：１．５％以下）
　Ａｌは、必須元素ではないが、例えば介在物の低減のための脱酸に用いられ、鋼中に残存し得る。Ａｌ含有量が１．５％超では、後述の範囲の平均転位密度を有するフェライト又はベイナイトが得られない。従って、Ａｌ含有量は１．５％以下である。Ａｌ含有量の低減にはコストがかかり、０．００２％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、Ａｌ含有量は０．００２％以上としてもよい。十分な脱酸を行った場合、０．０１％以上のＡｌが残存することがある。
　（Ｎ：０．０２％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。Ｎ含有量が０．０２％超では、窒化物が多量に析出して十分な成形性が得られない。従って、Ｎ含有量は０．０２％以下である。Ｎ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する。このため、Ｎ含有量は０．００１％以上としてもよい。
　（Ｐ：０．２％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。Ｐ含有量が０．２％超では、Ｐ化合物が多量に析出して十分な成形性が得られない。従って、Ｐ含有量は０．２％以下である。溶接性の観点から、Ｐ含有量は好ましくは０．０７％以下である。Ｐ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する。このため、Ｐ含有量は０．００１％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。Ｓ含有量が０．０１％超では、硫化物が多量に析出して十分な成形性が得られない。従って、Ｓ含有量は０．０１％以下である。成形性の低下をより抑制するために、Ｓ含有量は好ましくは０．００３％以下である。Ｓ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００２％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、Ｓ含有量は０．０００２％以上としてもよい。
　（Ｎｂ及びＴｉ：合計で０．００５％～０．２％）
　Ｎｂ及びＴｉはフェライト又はベイナイトの結晶粒の微細化及び析出強化に寄与する。Ｎｂ及びＴｉは（Ｔｉ，Ｎｂ）炭窒化物を形成するため、Ｎｂ及びＴｉの含有量に応じて、焼鈍後の固溶Ｃ量及び固溶Ｎ量が変化する。Ｎｂ及びＴｉの含有量が合計で０．００５％未満では、後述の範囲の平均粒径を有するフェライト又はベイナイトが得られず、塗装焼き付けに伴う時効によっても降伏強度が十分に上昇しない。従って、Ｎｂ及びＴｉの含有量は合計で０．００５％以上である。時効により降伏強度を十分に上昇させるために、Ｎｂ及びＴｉの含有量は好ましくは合計で０．０１０％以上である。一方、Ｎｂ及びＴｉの含有量が合計で０．２％超では、（Ｔｉ，Ｎｂ）炭窒化物が多量に析出して十分な成形性が得られない。従って、Ｎｂ及びＴｉの含有量は合計で０．２％以下である。Ｎｂ及びＴｉの含有量は好ましくは合計で０．１％以下である。
　Ｖ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｂ、Ｃａ、Ｃｅ及びＬａ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。
　（Ｖ及びＴａ：合計で０．０％～０．３％）
　Ｖ及びＴａは、炭化物、窒化物又は炭窒化物の形成並びにフェライト及びベイナイトの細粒化により、強度の向上に寄与する。従って、Ｖ若しくはＴａ又はこれらの両方が含有されていてもよい。但し、Ｖ及びＴａの含有量が合計で０．３％超では、多量の炭窒化物が析出し、延性が低下する。従って、Ｖ及びＴａの含有量は合計で０．３％以下である。スラブの置き割れの抑制及び熱間圧延中の端部割れの抑制の観点から、Ｖ及びＴａの含有量は好ましくは合計で０．１％以下である。上記作用による効果を確実に得るために、Ｖ及びＴａの含有量は好ましくは合計で０．０１％以上である。
　（Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ及びＳｎ：合計で０．０％～１．０％）
　Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ及びＳｎは、Ｍｎと同様に、オーステナイトからフェライトへの変態を抑制するために用いられる。従って、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ若しくはＳｎ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。但し、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ及びＳｎの含有量が合計で１．０％超では、加工性が著しく劣化し、伸びが低減する。従って、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ及びＳｎの含有量は合計で１．０％以下である。製造性の観点から、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ及びＳｎの含有量は好ましくは合計で０．５％以下である。上記作用による効果を確実に得るために、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ及びＳｎの含有量は好ましくは０．１％以上である。
　（Ｂ：０．００％～０．０１％）
　Ｂは鋼板の焼入れ性を高め、フェライトの形成を抑制し、マルテンサイトの形成を促す。従って、Ｂが含有されていてもよい。但し、Ｂ含有量が合計で０．０１％超では、ホウ化物が多量に析出して十分な成形性が得られない。従って、Ｂ含有量は０．０１％以下である。延性の低下をより抑制するために、Ｂ含有量は好ましくは合計で０．００３％以下である。上記作用による効果を確実に得るために、Ｂ含有量は好ましくは０．０００３％以上である。
　（Ｃａ：０．０００％～０．００５％、Ｃｅ：０．０００％～０．００５％、Ｌａ：０．０００％～０．００５％）
　Ｃａ、Ｃｅ及びＬａは、鋼板中の酸化物及び硫化物を細かくしたり、酸化物及び硫化物の特性を変化させたりして、加工性、特に伸びの低下を抑制する。従って、Ｃａ、Ｃｅ若しくはＬａ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。但し、Ｃａ含有量、Ｃｅ含有量、Ｌａ含有量のいずれかが０．００５％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と共に、成形性が低下する。従って、Ｃａ含有量、Ｃｅ含有量、Ｌａ含有量は、いずれも０．００５％以下である。成形性の低下をより抑制するために、Ｃａ含有量、Ｃｅ含有量、Ｌａ含有量は、いずれも好ましくは０．００３％以下である。上記作用による効果を確実に得るために、Ｃａ含有量、Ｃｅ含有量、Ｌａ含有量は、いずれも好ましくは０．００１％以上である。つまり、「Ｃａ：０．００１％～０．００５％」、「Ｃｅ：０．００１％～０．００５％」若しくは「Ｌａ：０．００１％～０．００５％」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。
　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。以下の説明において、鋼組織を構成する相又は組織の割合の単位である「％」は、特に断りがない限り面積分率の「面積％」を意味する。本発明の実施形態に係る鋼板の鋼組織にはフェライト及びベイナイトが合計で２％以上の面積分率で含まれる。フェライト内の平均転位密度及びベイナイト内の平均転位密度はいずれも３×１０１２ｍ／ｍ３～１×１０１４ｍ／ｍ３であり、フェライト及びベイナイトの平均粒径は５μｍ以下である。
　上記のように、本発明者らにより、フェライト内の転位密度及びベイナイト内の転位密度が高い場合に、成形時に歪がほとんど付加されていない場所においても、塗装焼き付けに伴う時効により降伏強度が向上することが明らかになった。フェライト内の平均転位密度若しくはベイナイト内の平均転位密度又はこれらの両方が３×１０１２ｍ／ｍ３未満では、成形時に歪がほとんど付加されていない部分の降伏強度が時効によって十分に向上せず、十分な衝突特性が得られない。従って、フェライト内の平均転位密度及びベイナイト内の平均転位密度はいずれも３×１０１２ｍ／ｍ３以上である。より優れた衝突特性を得るために、フェライト内の平均転位密度及びベイナイト内の平均転位密度はいずれも好ましくは６×１０１２ｍ／ｍ３以上である。フェライト内の平均転位密度若しくはベイナイト内の平均転位密度又はこれらの両方が１×１０１４ｍ／ｍ３超では、成形性が低下したり、成形時に歪がほとんど付加されていない部分の降伏強度が時効によって十分に向上せず、十分な衝突特性が得られなかったりする。従って、フェライト内の平均転位密度及びベイナイト内の平均転位密度はいずれも１×１０１４ｍ／ｍ３以下である。より優れた成形性及び衝突特性を得るために、フェライト内の平均転位密度及びベイナイト内の平均転位密度はいずれも好ましくは８×１０１３ｍ／ｍ３以下である。
　フェライト内の平均転位密度及びベイナイト内の平均転位密度は、例えば、透過型電子顕微鏡（transmission electron microscopy：ＴＥＭ）写真を用いて得ることができる。すなわち、薄膜試料のＴＥＭ写真を準備し、このＴＥＭ写真上に任意に線を引き、フェライト内の平均転位密度を得ようとする場合は、この線がフェライト内で転位線と交差する箇所を数える。そして、フェライト内の線の長さをＬ、フェライト内で線と転位線とが交差する箇所の数をＮ、試料の厚さをｔとすると、当該薄膜試料におけるフェライト内の転位密度は「２Ｎ／（Ｌｔ）」で表される。当該薄膜試料の複数箇所で撮影したＴＥＭ写真を用い、これら複数のＴＥＭ写真から得られる転位密度の平均値がフェライト内の平均転位密度として得られる。試料の厚さｔとして、実測値を用いてもよく、簡易的に０．１μｍを用いてもよい。ベイナイト内の平均転位密度は、交差する箇所をベイナイト内で数え、ベイナイト内の線の長さを用いれば、フェライト内の平均転位密度を得る方法と同様の方法で得ることができる。
　上記のように、本発明者らにより、フェライト及びベイナイトの粒径が小さい場合に、時効により降伏強度が更に向上することが明らかになった。フェライト及びベイナイトの平均粒径が５μｍ超では、成形時に歪がほとんど付加されていない部分の降伏強度が時効によって十分に向上せず、十分な衝突特性が得られない。従って、フェライト及びベイナイトの平均粒径は５μｍ以上である。より優れた衝突特性を得るために、フェライト及びベイナイトの平均粒径は好ましくは３μｍ以下である。
　フェライト内の平均転位密度及びベイナイト内の平均転位密度がいずれも３×１０１２ｍ／ｍ３～１×１０１４ｍ／ｍ３であり、かつフェライト及びベイナイトの平均粒径が５μｍ以下であっても、フェライト及びベイナイトの面積分率が合計で２％未満では、十分な成形性が得られなかったり、十分な衝突性能が得られなかったりする。従って、フェライト及びベイナイトの面積分率は合計で２％以上である。より優れた成形性及び衝突性能を得るために、フェライト及びベイナイトの面積分率は好ましくは合計で５％以上である。
　本願において、フェライトには、ポリゴナルフェライト（αｐ）、擬ポリゴナルフェライト（αｑ）及び粒状ベイニティックフェライト（αＢ）が含まれ、ベイナイトには、下部ベイナイト、上部ベイナイト及びベイニティックフェライト（α°Ｂ）が含まれる。粒状ベイニティックフェライトは、ラスのない回復した転位サブ構造を有し、ベイニティックフェライトは、炭化物の析出のないラスが束となった構造であり、旧γ粒界がそのまま残る（参考文献：「鋼のベイナイト写真集－１」日本鉄鋼協会（１９９２年）ｐ．４、参照）。この参考文献には、「Granular bainitic ferrite structure; dislocated substructure but fairly recovered like lath-less」という記載及び「sheaf-like with laths but no carbide; conserving the prior austenite grain boundary」という記載がある。
　フェライト及びベイナイトは、鋼板の成形性の向上にも寄与する。但し、フェライト及びベイナイトの面積分率が合計で６０％超では、十分な衝突特性が得られないことがある。従って、フェライト及びベイナイトの面積分率は好ましくは合計で６０％以下である。より優れた衝突特性を得るために、フェライト及びベイナイトの面積分率は更に好ましくは合計で４０％以下である。
　マルテンサイトは引張強度の確保に寄与する。マルテンサイトの面積分率が１０％未満では、十分な引張強度、例えば９８０ＭＰａ以上の引張強度が得られなかったり、フェライト内の平均転位密度が３×１０１２ｍ／ｍ３未満となったりすることがある。従って、マルテンサイトの面積分率は好ましくは１０％以上である。より優れた引張強度及び衝突特性を得るために、マルテンサイトの面積分率は更に好ましくは１５％以上である。一方、マルテンサイトの面積分率が９０％超では、フェライト内の平均転位密度若しくはベイナイト内の平均転位密度又はこれらの両方が１×１０１４ｍ／ｍ３超となったり、十分な延性が得られなかったりすることがある。従って、マルテンサイトの面積分率は好ましくは９０％以下である。より優れた衝突性能及び延性を得るために、マルテンサイトの面積分率は更に好ましくは８５％以下である。マルテンサイトには、焼入れままマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトが含まれ、マルテンサイトの全体のうち８０面積％以上が焼戻しマルテンサイトであることが望ましい。
　マルテンサイトの面積分率ｆＭに対するフェライトの面積分率ｆＦの割合（ｆＦ／ｆＭ）が０．０３未満では、フェライト内の平均転位密度が１×１０１４ｍ／ｍ３超となったり、十分な延性が得られなかったりすることがある。従って、割合（ｆＦ／ｆＭ）は好ましくは０．０３以上である。より優れた衝突性能及び延性を得るために、割合（ｆＦ／ｆＭ）は更に好ましくは０．０５以上である。一方、割合（ｆＦ／ｆＭ）が１．００超では、フェライト内の平均転位密度が３×１０１２ｍ／ｍ３未満となることがある。従って、割合（ｆＦ／ｆＭ）は好ましくは１．００以下である。より優れた衝突性能を得るために、割合（ｆＦ／ｆＭ）は更に好ましくは０．８０以下である。
　残留オーステナイトは、成形加工性の向上及び衝撃エネルギ吸収特性の向上に有効である。残留オーステナイトは、塗装焼き付け時の歪時効硬化量の向上にも寄与する。しかし、残留オーステナイトの面積分率が１５％超では、フェライト内の平均転位密度が１×１０１４ｍ／ｍ３超となったり、成形後に鋼板が脆化したりすることがある。従って、残留オーステナイトの面積分率は好ましくは１５％以下である。より優れた衝突特性及び靱性を得るために、残留オーステナイトの面積分率は更に好ましくは１２％以下である。残留オーステナイトの面積分率が２％以上であると、歪時効硬化量の向上の効果が期待できる。
　フェライト、ベイナイト、マルテンサイト及び残留オーステナイト以外に鋼組織に含まれるものの例としてパーライトが挙げられる。パーライトの面積分率は好ましくは２％以下である。
　フェライト、ベイナイト、マルテンサイト及びパーライトの面積率は、例えば、光学顕微鏡又は走査電子顕微鏡（scanning electron microscopy：ＳＥＭ）によって撮影した鋼組織の写真を用いて、ポイントカウント法又は画像解析によって測定できる。粒状ベイニティックフェライト（αＢ）とベイニティックフェライト（α°Ｂ）との判別は、ＳＥＭ及び透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）による組織観察を行い、参考文献の記載に基づいて行うことができる。
　残留オーステナイトの面積分率は、例えば、電子線後方散乱回折（electron backscatter diffraction：ＥＢＳＤ）法又はＸ線回折法により測定することができる。Ｘ線回折法により測定する場合は、Ｍｏ－Ｋα線を用いて、フェライトの（１１１）面の回折強度（α（１１１））、残留オーステナイトの（２００）面の回折強度（γ（２００））、フェライトの（２１１）面の回折強度（α（２１１））、及び残留オーステナイトの（３１１）面の回折強度（γ（３１１））を測定し、次の式から残留オーステナイトの面積分率（ｆＡ）を算出することができる。
ｆＡ＝（２／３）｛１００／（０．７×α（１１１）／γ（２００）＋１）｝
　　　＋（１／３）｛１００／（０．７８×α（２１１）／γ（３１１）＋１）｝
　次に、本発明の実施形態に係る鋼板の機械的特性について説明する。
　本実施形態に係る鋼板は９８０ＭＰａ以上の引張強度を有することが好ましい。引張強度が９８０ＭＰａ未満では、部材の高強度化による軽量化の利点が得にくいためである。
　鋼板の成形及び塗装焼き付け後における衝突特性は、（式１）で表されるパラメータＰ１で評価することができる。「ＹＳＢＨ５」は５％の引張予歪が付加された場合の時効後の降伏強度（ＭＰａ）であり、「ＹＳＢＨ０」は引張予歪が付加されない場合の時効後の降伏強度（ＭＰａ）であり、「ＴＳ」は最大引張強度（ＭＰａ）である。時効の温度は１７０℃、時間は２時間である。パラメータＰ１は、最大引張強度ＴＳに対する、予歪が付加された部分の塗装焼き付け後の降伏強度ＹＳＢＨ５と予歪が付加されていない部分の塗装焼き付け後の降伏強度ＹＳＢＨ０との差の割合に相当する。パラメータＰ１の値が小さいほど、成形及び塗装焼き付けを通じて得られる部材内の降伏強度の差が小さいことを意味する。引張予歪の大きさを５％としているのは、自動車の骨格用の部材の製造では、一般に曲げ加工部や絞り加工部に５％以上の成形歪が導入されることを考慮したものである。パラメータＰ１の値が０．２７超では、成形及び塗装焼き付けを通じて製造された部材が衝突変形を受けたときに、硬度が局所的に低い部分から座屈又は変形が生じ、適正な反力特性及びエネルギ吸収量が得られないことがある。このため、パラメータＰ１の値は好ましくは０．２７以下である。より優れた衝突性能を得るために、パラメータＰ１の値は更に好ましくは０．１８以下である。
　Ｐ１＝（ＹＳＢＨ５－ＹＳＢＨ０）／ＴＳ　・・・（式１）
　鋼板の成形性は、（式２）で表されるパラメータＰ２で評価することができる。「ｕＥｌ」は引張試験で得られる均一伸び（％）であり、張出し成形性、伸びフランジ成形性及び絞り成形性と相関する。パラメータＰ２の値が７０００未満では、成形又は衝突により割れが発生することが多く、自動車部材の軽量化に寄与しにくい。このため、パラメータＰ２の値は好ましくは７０００以上である。より優れた成形性を得るために、パラメータＰ２の値は更に好ましくは８０００以上である。
　Ｐ２＝ＴＳ×ｕＥｌ　・・・（式２）
　次に、本発明の実施形態に係る鋼板を製造する方法について説明する。本発明の実施形態に係る鋼板を製造するに際しては、特に、フェライト及びベイナイトの平均粒径、フェライト内の平均転位密度、並びにベイナイト内の平均転位密度の制御が極めて重要である。本発明者らがこれら制御について鋭意検討を行った結果、マルテンサイト変態に伴う体積膨張を利用してフェライト内及びベイナイト内に転位を導入することができ、平均転位密度はマルテンサイトが形成される温度及びマルテンサイトの量に依存することが明らかになった。ベイナイト内の平均転位密度は、ベイナイトが形成される温度にも依存することも明らかになった。調質圧延の伸び率及び調質圧延における線荷重／張力比の調整により、フェライト内の平均転位密度及びベイナイト内の平均転位密度を制御できることも明らかになった。そこで、この製造方法では、上記の化学組成を有する鋼の熱間圧延、冷間圧延、焼鈍及び調質圧延等を行う。
　先ず、上記の化学組成を有するスラブを製造し、熱間圧延を行う。熱間圧延に供するスラブは、例えば、連続鋳造法、分塊法又は薄スラブキャスタ等で製造することができる。鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造－直接圧延のようなプロセスを採用してもよい。
　スラブ加熱の温度が１１００℃未満では、鋳造中に析出した炭窒化物の再溶解が不十分となることがある。従って、スラブ加熱の温度は１１００℃以上とする。スラブ加熱後に、粗圧延及び仕上げ圧延を行う。粗圧延の条件は特に限定されず、例えば常法で行うことができる。仕上げ圧延における圧下率、パス間時間及び圧延温度は特に限定されないが、仕上げ圧延温度は好ましくはＡｒ３点以上とする。デスケーリングの条件も特に限定されず、例えば常法で行うことができる。
　仕上げ圧延の後、鋼板を冷却し、巻取る。巻取り温度が６８０℃超では、フェライト及びベイナイトの平均粒径を５μｍ以下とすることができず、塗装焼き付けに伴う時効によっても降伏強度が十分に上昇しないことがある。従って、巻取り温度は６８０℃以下とする。
　巻取りの後、鋼板を冷却し、酸洗及び冷間圧延を行う。酸洗と冷間圧延との間に焼鈍を行ってもよい。この焼鈍の温度が６８０℃超では、フェライト及びベイナイトの平均粒径を５μｍ以下とすることができず、塗装焼き付けに伴う時効によっても降伏強度が十分に上昇しないことがある。従って、酸洗と冷間圧延との間に焼鈍を行う場合、その温度は６８０℃以下とする。この焼鈍には、例えば連続焼鈍炉又はバッチ焼鈍炉を用いることができる。
　冷間圧延の圧延パスの回数は特に限定されず、常法と同様とする。冷間圧延の圧下率が３０％未満では、フェライト及びベイナイトの平均粒径を５μｍ以下とすることができず、塗装焼き付けに伴う時効によっても降伏強度が十分に上昇しないことがある。従って、冷間圧延の圧下率は３０％以上とする。
　冷間圧延の後に焼鈍を行う。この焼鈍の最高到達温度が（Ａｃ３－６０）℃未満では、Ｃ及びＮの固溶量が不足し、塗装焼き付けに伴う時効によっても降伏強度が十分に上昇せず、また、好ましい鋼組織を得にくい。従って、最高到達温度は（Ａｃ３－６０）℃以上とする。より優れた衝突特性を得るために、最高到達温度は好ましくは（Ａｃ３－４０）℃以上とする。一方、最高到達温度が９００℃超では、フェライト及びベイナイトの平均粒径を５μｍ以下とすることができず、塗装焼き付けに伴う時効によっても降伏強度が十分に上昇しないことがある。従って、最高到達温度は９００℃以下とする。より優れた衝突特性を得るために、最高到達温度は好ましくは８７０℃以下とする。フェライト及びベイナイトの平均粒径を５μｍ以下とするために、最高到達温度での保持時間を３秒間～２００秒間とすることが好ましい。特に、保持時間を１０秒間以上とすることが好ましく、１８０秒間以下とすることが好ましい。
　冷間圧延後の焼鈍の後の冷却では、７００℃から５５０℃までの間の平均冷却速度を４℃／ｓ～５０℃／ｓとする。この平均冷却速度が４℃／ｓ未満では、ベイナイト内の平均転位密度が３×１０１２ｍ／ｍ３未満となる。一方、この平均冷却速度が５０℃／ｓ超では、ベイナイト内の平均転位密度が１×１０１４ｍ／ｍ３超となる。従って、この平均冷却速度は４℃／ｓ～５０℃／ｓとする。
　次いで、鋼板の調質圧延を行う。調質圧延は、（式３）で表されるパラメータＰ３が２以上、伸び率が０．１０％～０．８％の条件で行う。「Ａ」は線荷重（Ｎ／ｍ）であり、「Ｂ」は鋼板に付与する張力（Ｎ／ｍ２）である。
　Ｐ３＝Ｂ／Ａ　・・・（式３）
　パラメータＰ３は、鋼板内の転位密度の均一性に影響を及ぼす。パラメータＰ３が２未満では、鋼板の板厚中心部のフェライトに十分な転位が導入されず、塗装焼き付けに伴う時効によっても降伏強度が十分に上昇しないことがある。従って、パラメータＰ３は２以上とする。より優れた衝突特性を得るために、パラメータＰ３は好ましくは１０以上とする。
　調質圧延の伸び率が０．１０％未満では、フェライトに十分な転位が導入されず、塗装焼き付けに伴う時効によっても降伏強度が十分に上昇しないことがある。従って、伸び率は０．１０％以上とする。より優れた衝突特性を得るために、伸び率は好ましくは０．２０％以上とする。一方、伸び率が０．８％超では、十分な成形性が得られないことがある。従って、伸び率は０．８％以下とする。より優れた成形性を得るために、伸び率は好ましくは０．６％以下とする。
　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。
　冷間圧延後の焼鈍と調質圧延との間に鋼板にめっき処理を行ってもよい。めっき処理は、例えば、連続焼鈍設備に設けられためっき設備で行ってもよく、連続焼鈍設備とは別のめっき専用の設備で行ってもよい。めっきの組成は特に限定されない。めっき処理としては、例えば、溶融めっき処理、合金化溶融めっき処理又は電気めっき処理を行うことができる。
　本実施形態によれば、フェライト内の平均転位密度及びベイナイト内の平均転位密度等が適切であるため、塗装焼き付け後に安定した降伏強度を得ることができる。
　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の試験）
　第１の試験では、表１に示す化学組成を有する鋼を溶製して鋼片を製造し、この鋼片を１２００℃～１２５０℃に加熱し、熱間圧延を行った。熱間圧延では粗圧延及び仕上げ圧延を行った。表１中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　熱間圧延により得られた熱延鋼板を冷却し、５５０℃～７００℃で巻取った。次いで、熱延鋼板の酸洗を行ってスケールを除去した。その後、２５％～７０％の圧下率で冷間圧延を行うことにより、厚さが１．２ｍｍの冷延鋼板を得た。一部の熱延鋼板については、酸洗と冷間圧延との間に、５５０℃での焼鈍を行った。
　冷間圧延後に焼鈍を行った。この焼鈍では、温度を７８０℃～９００℃、時間を６０秒間とし、７００℃～５５０℃間の平均冷却速度が２０℃／ｓとなる冷却を行った。次いで、伸び率が０．３％、パラメータＰ３が８０の条件で調質圧延を行った。
　一部の鋼板については、連続焼鈍中又は連続焼鈍後に、溶融亜鉛めっき処理又は合金化溶融亜鉛めっき処理を行い、他の一部の鋼板については、連続焼鈍後に電気亜鉛めっき処理を行った。表２にめっき処理に対応する鋼種を示す。表２中の「ＧＩ」は溶融亜鉛めっき処理が行われた溶融亜鉛めっき鋼板を示し、「ＧＡ」は合金化溶融亜鉛めっき処理が行われた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を示し、「ＥＧ」は電気亜鉛めっき処理が行われた電気亜鉛めっき鋼板を示し、「ＣＲ」はめっき処理が行われていない冷延鋼板を示す。
　このようにして鋼板の試料を作製した。そして、試料の鋼組織を観察し、フェライト内の平均転位密度及びベイナイト内の平均転位密度を測定した。
　鋼組織の観察では、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト及び残留オーステナイトの面積分率並びにフェライト及びベイナイトの平均粒径を測定した。この観察では、鋼板の１／４厚さの部分について、ＳＥＭ若しくはＴＥＭによって撮影した組織の写真を用いたポイントカウント法若しくは画像解析による解析又はＸ線回折法による解析を行った。このとき、フェライト及びベイナイトについては、１５°以上の傾角の粒界で囲まれる領域を一つの結晶粒とし、各々５０個以上の結晶粒の平均公称粒径を平均粒径ｄとした。フェライト及びベイナイトの合計面積分率ｆＦ＋Ｂ、フェライトの面積分率ｆＦ、マルテンサイトの面積分率ｆＭ、残留オーステナイトの面積分率ｆＡ、面積分率の割合（ｆＦ／ｆＭ）を表２に示す。表２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。
　平均転位密度はＴＥＭ写真を用いて（式４）から求めた。ＴＥＭ観察用の薄膜試料は、鋼板の表面から１／４厚さの部分から採取した。薄膜試料の厚さｔとしては、簡易的に０．１μｍを用いた。フェライト、ベイナイトのそれぞれについて、薄膜試料毎に５箇所以上でＴＥＭ写真を撮影し、これらＴＥＭ写真から得られる転位密度の平均値を当該薄膜試料における平均転位密度とした。フェライト内の平均転位密度ρＦ及びベイナイト内の平均転位密度ρＢも表２に示す。表２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。
　ρ＝２Ｎ／（Ｌｔ）　・・・（式４）
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　その後、各試料についてＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠した引張試験を行った。この引張試験では、板幅方向（圧延方向に直角する方向）を長手方向とするＪＩＳ　Ｚ　２２０１に準拠した引張試験片を用いた。このとき、試料毎に、最大引張強度ＴＳ、降伏強度ＹＳ、均一伸びｕＥｌ、５％の引張予歪が付加された場合の時効後の降伏強度ＹＳＢＨ５、及び引張予歪が付加されない場合の時効後の降伏強度ＹＳＢＨ０を測定した。そして、（式１）で表される降伏強度に関するパラメータＰ１、及び（式２）で表される成形性に関するパラメータＰ２を算出した。これらの結果を表３に示す。表３中の下線は、その数値が目標とする範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すように、発明例である試料Ｎｏ．１、Ｎｏ．２、Ｎｏ．１０～Ｎｏ．１３、Ｎｏ．２０～Ｎｏ．２３、Ｎｏ．２５～Ｎｏ．２７は本発明の要件を具備しているため、優れた衝突特性及び成形性を示した。フェライト及びベイナイトの合計面積分率、マルテンサイトの面積分率、残留オーステナイトの面積分率、並びにマルテンサイトの面積分率に対するフェライトの面積分率の割合が好ましい範囲内にある試料Ｎｏ．１、Ｎｏ．２、Ｎｏ．１２、Ｎｏ．１３、Ｎｏ．２１～Ｎｏ．２３、Ｎｏ．２６、Ｎｏ．２７では、パラメータＰ２が８０００以上であり、成形性が特に優れていた。
　試料Ｎｏ．３、Ｎｏ．１４では、平均転位密度ρＢが過剰であったため、十分な成形性が得られなかった。試料Ｎｏ．４、Ｎｏ．５、Ｎｏ．７、Ｎｏ．１６、Ｎｏ．１７では、平均転位密度ρＦが過少であったため、十分な衝突特性が得られなかった。試料Ｎｏ．６では、平均転位密度ρＦが過剰であったため、十分な衝突特性が得られなかった。試料Ｎｏ．８、Ｎｏ．１８では、平均粒径ｄが過剰であったため、十分な成形性が得られなかった。試料Ｎｏ．９、Ｎｏ．１９では、フェライト及びベイナイトの合計面積分率ｆＦ＋Ｂが過少であったため、十分な成形性が得られなかった。試料Ｎｏ．１５では、平均転位密度ρＦ及び平均転位密度ρＢが過少であったため、十分な衝突特性が得られなかった。試料Ｎｏ．２４では、平均転位密度ρＦ及び平均転位密度ρＢが過剰であったため、十分な衝突特性が得られなかった。
　試料Ｎｏ．２８では、Ｃ含有量が過少であったため、十分な引張強度が得らなかった。試料Ｎｏ．２９では、Ｃ含有量が過剰であったため、平均転位密度ρＦが過剰で、十分な衝突特性が得られなかった。試料Ｎｏ．３０では、Ｓｉ含有量が過少であったため、十分な衝突特性が得られなかった。試料Ｎｏ．３１では、Ｓｉ含有量が過剰であったため、平均転位密度ρＦが過少で、十分な衝突特性が得られなかった。試料Ｎｏ．３２では、Ｍｎ含有量が過少であったため、十分な引張強度が得らなかった。試料Ｎｏ．３３では、Ｍｎ含有量が過剰であったため、平均転位密度ρＦ及び平均転位密度ρＢが過剰で、十分な成形性が得られなかった。試料Ｎｏ．３４では、Ａｌ含有量が過剰であったため、平均転位密度ρＦ及び平均転位密度ρＢが過少で、十分な衝突特性が得られなかった。試料Ｎｏ．３５では、Ｎ含有量が過剰であったため、十分な成形性が得られなかった。試料Ｎｏ．３６では、Ｐ含有量が過剰であったため、十分な成形性が得られなかった。試料Ｎｏ．３７では、Ｓ含有量が過剰であったため、十分な成形性が得られなかった。試料Ｎｏ．３８及びＮｏ．３９では、Ｔｉ及びＮｂの総含有量が過剰であったため、十分な成形性が得られなかった。試料Ｎｏ．４０では、Ｔｉ及びＮｂの総含有量が過少であったため、平均転位密度ρＦが過少で、十分な衝突特性が得られなかった。
　（第２の試験）
　第２の試験では、記号Ａの鋼を用い、調質圧延以外の処理の条件は試料Ｎｏ．１のものと同一とし、調質圧延の伸び率及びパラメータＰ３を変化させて試料を作製した。そして、第１の試験と同様の種々の測定を行った。この結果を表４に示す。表４中の下線は、その数値が調質圧延の所定の範囲、本発明の範囲又は目標とする範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４に示すように、調質圧延を好ましい範囲で行った試料Ｎｏ．４３～Ｎｏ．４６、Ｎｏ．５０では、本発明の要件を満たす鋼板を製造することができた。
　試料Ｎｏ．４１、Ｎｏ．４２では、伸び率が過少であったため、平均転位密度ρＦ及び平均転位密度ρＢが過少になり、十分な衝突特性が得られなかった。試料Ｎｏ．４７では、伸び率が過剰であったため、平均転位密度ρＦ及び平均転位密度ρＢが過剰になり、十分な成形性が得られなかった。試料Ｎｏ．４８では、伸び率が過剰であったため、平均転位密度ρＦ及び平均転位密度ρＢが過剰になり、十分な成形性が得られなかった。試料Ｎｏ．４９では、パラメータＰ３の値が過少であったため、十分な衝突特性が得られなかった。
　本発明は、例えば、自動車の車体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 (6)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０５％～０．４０％、
    　Ｓｉ：０．０５％～３．０％、
    　Ｍｎ：１．５％～４．０％、
    　Ａｌ：１．５％以下、
    　Ｎ：０．０２％以下、
    　Ｐ：０．２％以下、
    　Ｓ：０．０１％以下、
    　Ｎｂ及びＴｉ：合計で０．００５％～０．２％、
    　Ｖ及びＴａ：合計で０．０％～０．３％、
    　Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ及びＳｎ：合計で０．０％～１．０％、
    　Ｂ：０．００％～０．０１％、
    　Ｃａ：０．０００％～０．００５％、
    　Ｃｅ：０．０００％～０．００５％、
    　Ｌａ：０．０００％～０．００５％、並びに
    　残部：Ｆｅ及び不純物、
    で表される化学組成を有し、
    　フェライト及びベイナイトを合計で２％以上の面積分率で含む鋼組織を有し、
    　フェライト内の平均転位密度及びベイナイト内の平均転位密度はいずれも３×１０１２ｍ／ｍ３～１×１０１４ｍ／ｍ３であり、
    　フェライト及びベイナイトの平均粒径は５μｍ以下であることを特徴とする鋼板。
  2. 　前記鋼組織が、面積分率で、フェライト及びベイナイト：合計で２％～６０％、及びマルテンサイト：１０％～９０％を含み、
    　前記鋼組織における残留オーステナイトの面積分率が１５％以下であり、
    　マルテンサイトの面積分率に対するフェライトの面積分率の割合が０．０３～１．００である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、
    　Ｖ及びＴａ：合計で０．０１％～０．３％、
    　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、
    　Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ及びＳｎ：合計で０．１％～１．０％、
    　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、
    　Ｂ：０．０００３％～０．０１％、
    　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。
  6. 　前記化学組成において、
    　Ｃａ：０．００１％～０．００５％、
    　Ｃｅ：０．００１％～０．００５％、
    　Ｌａ：０．００１％～０．００５％、若しくは
    　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５のいずれか１項に記載の鋼板。
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