JP6123966B1

JP6123966B1 - 鋼板

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Publication number: JP6123966B1
Application number: JP2017501054A
Authority: JP
Inventors: 幸一佐野; 東　昌史; 昌史東; 睦海榊原; 上西　朗弘; 朗弘上西; 林　宏太郎; 宏太郎林
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2016-09-21
Filing date: 2016-09-21
Publication date: 2017-05-10
Anticipated expiration: 2036-09-21
Also published as: BR112019004843A2; KR20190042066A; WO2018055687A1; EP3517643A1; MX2019003125A; US20190211427A1; CN109790601B; EP3517643A4; JPWO2018055687A1; CN109790601A

Abstract

本発明の一態様に係る鋼板は、所定の化学成分を含有し、１／４ｔ部の金属組織が、残留オーステナイトを４〜７０体積％含み、前記１／４ｔ部において、［Ｍｎ］γ／［Ｍｎ］ａｖｅ＞１．５であり、前記１／４ｔ部において、ｆγｓ／ｆγ≦０．３０であり、［Ｃ］×［Ｍｎ］≧０．１５である。

Description

本発明は、優れた成形性、すなわち優れた均一伸びと、優れた溶接性と、高強度とを有する鋼板に関わる。

自動車の車体及び部品等の、軽量化と安全性との両方を達成するために、これらの素材である鋼板の高強度化が進められている。一般に、鋼板を高強度化すると、均一伸び及び穴広げ性などが低下し、鋼板の成形性が損なわれる。従って、自動車用の部材として高強度鋼板を使用するためには、相反する特性である強度と成形性との両方を高める必要がある。

均一伸びを向上させるために、これまでに、残留オーステナイト（残留γ）の変態誘起塑性を利用した、いわゆるＴＲＩＰ鋼板が提案されている（例えば、特許文献１及び２参照）。

残留オーステナイトは、Ｃ及びＭｎ等をオーステナイト中に濃化させることによって、オーステナイトが室温でも他の組織に変態しないようにすることによって得られる。オーステナイトを安定化させる技術として、Ｓｉ及びＡｌ等の炭化物析出抑制元素を鋼板に含有させて、鋼板の製造段階において鋼板に生じるベイナイト変態の間にオーステナイト中にＣを濃化させることが提案されている。

この技術では、鋼板に含有させるＣ含有量が多ければ、オーステナイトがさらに安定化し、残留オーステナイト量を増やすことが出来、その結果、強度と均一伸びとの両方が優れた鋼板を造ることが出来る。しかし、鋼板が構造部材に使用される場合、鋼板に溶接が行われることが多いが、鋼板中のＣ含有量が多いと溶接性が悪くなるので、構造部材として使用することに制限がかかる。したがって、より少ないＣ含有量で、均一伸びと強度との両方を上昇させることが望まれている。

また、当該ＴＲＩＰ鋼板の穴広げ性を高めるために、ベイナイトを主な組織とする鋼が提案されている（たとえば、特許文献３）。しかし、延性の低いベイナイトを主な組織とした場合、鋼板の延性が低くなり、複雑な形の自動車用部材の作製が難しい。

一方、残留オーステナイト量が上記ＴＲＩＰ鋼よりも多く、延性が上記ＴＲＩＰ鋼を超える鋼板として、３．０％超のＭｎを添加した鋼が提案されている（たとえば、非特許文献１）。しかしながら、本鋼種では、自動車用の部材への適用をしようとした例が少なく、穴広げ性の向上について十分に検討されていない。３．０％超のＭｎを含み、且つ穴広げ性等を改善した鋼板はいまだ開発されていなかった。

特許文献４には、冷間圧延前に焼鈍が施されることにより機械特性が改善された高強度鋼板が開示されている。しかし、特許文献４に記載の鋼板は、ｒ値に優れたＤＰ鋼であり、強度及び延性に優れた鋼板ではない。特に、特許文献４には、熱間圧延後の巻き取りの処理時に鋼板のフェライト−パーライト及びフェライト中にセメンタイトを析出させ、冷間圧延前にセメンタイトを粗大化且つ球状化させる技術が開示されている。このような組織を有する鋼板は、自動車用鋼板に求められる引張強度、延性、及び穴広げ性を兼備し得るものではない。

日本国特開昭６１−２１７５２９号公報日本国特開平５−５９４２９号公報日本国特開２００５−３３０５８４号公報日本国特許第５０８２４５１号

古川敬、松村理、熱処理、日本国、日本熱処理協会、平成９年、第３７号巻、第４号、ｐ．２０４

本発明は、優れた均一伸び及び穴広げ性、高強度、並びに良好な溶接性を有する鋼板の提供を課題とする。

溶接性の向上のためには、Ｃ含有量を低下させる必要がある。優れた均一伸び及び穴広げ性、並びに高強度を低いＣ含有量で確保するために、本発明者らは、鋼板中に７面積％以上の残留オーステナイトを分散させ、さらに残留オーステナイトの形態を制御することが有効であると知見した。そのような本発明の要旨は以下のとおりである。

（１）本発明の一態様に係る鋼板は、単位質量％で、Ｃ：０．０３〜０．４０％、Ｓｉ：０．０１〜５．００％、Ｍｎ：０．５０〜１２．００％、Ａｌ：０．００１〜５．０００％、Ｐ：０．１５０％以下、Ｓ：０．０３００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．０１００％以下Ｃｒ：０〜５．００％、Ｍｏ：０〜５．００％、Ｎｉ：０〜５．００％、Ｃｕ：０〜５．００％、Ｎｂ：０〜０．５００％、Ｔｉ：０〜０．５００％、Ｖ：０〜０．５００％、Ｗ：０〜０．５００％、Ｂ：０〜０．００３０％、Ｃａ：０〜０．０５００％、Ｍｇ：０〜０．０５００％、Ｚｒ：０〜０．０５００％、ＲＥＭ：０〜０．０５００％、Ｓｂ：０〜０．０５００％、Ｓｎ：０〜０．０５００％、Ａｓ：０〜０．０５００％、及びＴｅ：０〜０．０５００％を含有し、残部が鉄および不純物からなり、１／４ｔ部の金属組織が、残留オーステナイトを４〜７０体積％含み、前記１／４ｔ部において、前記残留オーステナイト中の単位質量％での平均Ｍｎ濃度［Ｍｎ］_γが前記１／４ｔ部全体の単位質量％での平均Ｍｎ濃度［Ｍｎ］_ａｖｅに対して式１を満たし、前記１／４ｔ部において、アスペクト比が２．０以下の前記残留オーステナイトの体積率ｆ_γｓと全ての前記残留オーステナイトの体積率ｆ_γとが式２を満たし、単位質量％でのＣ含有量［Ｃ］及びＭｎ含有量［Ｍｎ］が式３を満たす。
［Ｍｎ］_γ／［Ｍｎ］_ａｖｅ＞１．５・・・（式１）
ｆ_γｓ／ｆ_γ≦０．３０・・・（式２）
［Ｃ］×［Ｍｎ］≧０．１５・・・（式３）
（２）上記（１）に記載の鋼板は、単位質量％で、Ｍｎ：３．５０〜１２．００％を含有してもよい。
（３）上記（１）又は（２）に記載の鋼板は、単位質量％で、Ｃｒ：０．０１％〜５．００％、Ｍｏ：０．０１％〜５．００％、Ｎｉ：０．０１％〜５．００％、Ｃｕ：０．０１％〜５．００％、Ｎｂ：０．００５％〜０．５００％、Ｔｉ：０．００５％〜０．５００％、Ｖ：０．００５％〜０．５００％、Ｗ：０．００５〜０．５００％、Ｂ：０．０００１％〜０．００３０％、Ｃａ：０．０００１％〜０．０５００％、Ｍｇ：０．０００１％〜０．０５００％、Ｚｒ：０．０００５％〜０．０５００％、ＲＥＭ：０．０００５％〜０．０５００％、Ｓｂ：０．００５０％〜０．０５００％、Ｓｎ：０．００５０％〜０．０５００％、Ａｓ：０．００５０％〜０．０５００％、及びＴｅ：０．００５０％〜０．０５００％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
（４）上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載の鋼板は、前記鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有してもよい。
（５）上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載の鋼板は、前記鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有してもよい。

本発明の上記態様に係る鋼板は、Ｃ含有量が０．４０質量％以下であるので、優れた溶接性を有する。また、本発明に係る鋼板は、引張強度と均一伸びとの積「ＴＳ×ｕＥＬ」が高い。このことは、相反する特性である引張強度及び均一伸びの両方が優れることを意味する。さらに、本発明に係る鋼板は、引張強度と穴広げ性との積「ＴＳ×λ」が高い。このことは、相反する特性である引張強度及び穴広げ性の両方が優れることを意味する。

本発明によれば、従来技術よりも少ないＣ含有量で、従来技術よりも引張強度、均一伸び、及び穴広げ性に優れた高強度鋼板を提供することができる。この鋼板を使用すれば、特に、自動車の軽量化と安全性との両方を高め、かつ、溶接のしやすさも確保できることが可能になるので、産業上の貢献が極めて顕著である。

ｆ_γｓ／ｆ_γに及ぼす第一の焼鈍時の平均加熱速度の影響を示す図である。ｆ_γｓ／ｆ_γに及ぼす第一の焼鈍時の最高加熱温度の影響を示す図である。［Ｍｎ］_γ／［Ｍｎ］_ａｖｅに及ぼす第一の焼鈍時の最高加熱温度の影響を示す図である。ｆ_γｓ／ｆ_γに及ぼす第二の焼鈍時の平均加熱速度の影響を示す図である。

本発明者らは鋭意研究を重ねた結果、鋼板の１／４ｔ部において、残留オーステナイト中の単位質量％での平均Ｍｎ濃度［Ｍｎ］_γが１／４ｔ部全体の単位質量％での平均Ｍｎ濃度［Ｍｎ］_ａｖｅに対して下記の（式１）を満たし、かつ、アスペクト比が２．０以下の残留オーステナイトの体積率ｆ_γｓと全残留オーステナイトの体積率ｆ_γとが下記の（式２）を満たす場合に、低いＣ含有量で、均一伸び及び穴広げ性に優れた高強度鋼板を作製出来ることを見出した。なお、鋼板の１／４ｔ部とは、鋼板の圧延面から鋼板の厚さｔの約１／４の深さの領域である。鋼板の１／４ｔ部を、鋼板の圧延面から１／８ｔの深さの面と３／８ｔの深さの面との間の領域と定義しても良い。
［Ｍｎ］_γ／［Ｍｎ］_ａｖｅ＞１．５・・・（式１）
ｆ_γｓ／ｆ_γ≦０．３０・・・（式２）

以下、「単位質量％での平均Ｍｎ濃度」を単に「平均Ｍｎ濃度」と称し、［Ｍｎ］_γ／［Ｍｎ］_ａｖｅを「Ｍｎ濃化度」と称する場合がある。また、以下に説明される本実施形態に係る鋼板の金属組織の特徴は、全て、鋼板の１／４ｔ部（即ち、鋼板の圧延面から鋼板の厚さｔの１／４の深さの領域）における金属組織の特徴である。鋼板の圧延面と、鋼板の厚さ方向の中心面との間に存在する鋼板の１／４ｔ部は、平均的な金属組織を有していると考えられる。従って、鋼板に係る技術分野では、鋼板の１／４ｔ部を、金属組織の制御対象とすることが通常である。本実施形態に係る鋼板の１／４ｔ部の金属組織が以下に説明されるように制御されていれば、鋼板の１／４ｔ部以外の領域の金属組織も好ましく制御されるので、本実施形態に係る鋼板の引張強度、均一伸び、及び穴広げ性が目標値を上回る。従って、鋼板の１／４ｔ部以外の領域の金属組織の構成は、鋼板の１／４ｔ部の金属組織の構成が本実施形態で説明される所定の範囲内である限り、特に限定されない。本実施形態では、特に断りが無い限り、鋼板の金属組織の構成に関する記載は、鋼板の１／４ｔ部の金属組織に関するものである。

以下に、Ｍｎ濃化度及び残留オーステナイトのアスペクト比が上述のように規定される理由について説明する。

（［Ｍｎ］_γ／［Ｍｎ］_ａｖｅ＞１．５）
ＴＲＩＰ鋼では、焼鈍の過程において、フェライト変態及び／又はベイナイト変態をさせることによって、オーステナイト中のＣ濃度を増大させ、オーステナイトが室温でも安定的に存在するようにしている。より高強度かつ高均一伸びを有する鋼板を得るための簡便な方法として、Ｃ含有量を増やすことによって残留オーステナイト量を増加させる手段が知られている。しかし、Ｃ含有量を増やすと、鋼板の溶接性が劣化するので、溶接が必要な構造部材等に用いられる鋼板に、その手法は使用できない。

そこで本発明者らは、Ｃ含有量を増大させることなく均一伸びを高めることができる鋼板の製造方法の検討を行った。その結果、熱延条件と、熱間圧延後、冷間圧延前の熱処理の条件とを好適に制御することによって、残留オーステナイト中のＭｎ濃度を増大させ、（式１）が満たされるようにした場合に、強度及びＣ含有量を保ったまま、均一伸びを向上させられることを見出した。

上述の現象が生じる詳細な理由は不明であるが、本発明者らは、オーステナイト安定化元素であるＭｎをオーステナイト中に濃化させることによって、より多量の残留オーステナイトを確保することが出来、均一伸びが上昇したものと考えられる。

Ｍｎ濃化度が１．５以下である場合、均一伸びが損なわれ、必要とされる機械特性が得られない。なお、通常の製造条件で得られた鋼板のＭｎ濃化度は１．２〜１．４程度となっていると推定される。Ｍｎ濃化度の好ましい下限値は１．５２、１．５４、または１．５６である。

１／４ｔ部におけるＭｎ濃度の比は、鋼板の圧延方向および圧延面に垂直な断面を研磨し、この断面の１／４ｔ部において［Ｍｎ］_γ及び［Ｍｎ］_ａｖｅをＦＥ−ＳＥＭ等の局所分析が可能な装置を用いて測定することにより求められる。

（ｆ_γｓ／ｆ_γ≦０．３０）
また、本発明者らは、アスペクト比が２．０以下の残留オーステナイトの体積率ｆ_γｓと全残留オーステナイトの体積率ｆ_γとが上述の（式２）を満たすようにすると、穴広げ率が向上することを見いだした。同等の強度を有する、式２を満たす鋼板と満たさない鋼板とを比較した場合、式２を満たす鋼板のほうが穴広げ率が高かった。

アスペクト比が２．０以下の残留オーステナイトの体積率ｆ_γｓを低下させると、穴広げ性が向上する理由は明らかではない。本発明者らは、アスペクト比が２．０以下の残留オーステナイトが、旧オーステナイトの境界及びパケットの境界等に存在し、また、その大半が１．０μｍを超える粒径を有するので、穴広げ加工の際にアスペクト比が２．０以下の残留オーステナイトに応力集中しやすく、破断しやすくなるからであると推測する。したがって、ｆ_γｓ／ｆ_γを０．３０以下とする必要がある。ｆ_γｓ／ｆ_γは、より好ましくは０．２５以下であり、さらに好ましくは０．２０以下である。

１／４ｔ部におけるｆ_γｓ／ｆ_γの算出方法は以下の通りである。まず、１／４ｔ部におけるアスペクト比が２．０以下の残留オーステナイト分率ｆ_γｓは、１／４ｔ部をＥＢＳＰ分析することにより求められる。このＥＢＳＰ分析においては、ｆｃｃ相とｂｃｃ相とを分離し、ｆｃｃ相が塊状となっている部分を一つの残留オーステナイト粒とみなし、アスペクト比は、その粒の最長の幅と最短の幅との比とする。１／４ｔ部における全残留オーステナイト量ｆ_γは、１／４ｔ部においてＸ線回折を用いた測定により求められる。

次に、本実施形態に係る鋼板の成分について説明する。なお、以下の説明で含有量の％は質量％を意味する。

（Ｃ：０．０３〜０．４０％）
Ｃは、鋼の強度を高め、残留オーステナイトを確保するために、極めて重要な元素である。十分な残留オーステナイト量を得るためには、０．０３％以上のＣ含有量が必要となる。一方、Ｃ含有量を過剰に含有すると鋼板の溶接性を損なうので、Ｃ含有量の上限を０．４０％以下とした。Ｃ含有量の好ましい下限値は０．０４％、０．０９％、又は０．１４％である。Ｃ含有量の好ましい上限値は０．３６％、０．３２％、又は０．２５％である。

（Ｍｎ：０．５０〜１２．００％）
Ｍｎは、オーステナイトを安定化させ、焼入れ性を高める元素である。また、本実施形態に係る鋼板においては、Ｍｎをオーステナイト中に分配させ、よりオーステナイトを安定化させる。室温でオーステナイトを安定化させるためには、０．５０％以上のＭｎが必要である。一方、Ｍｎを過剰に含有させると延性を損なうので、Ｍｎ含有量の上限を１２．００％とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限値は１．５０％、２．３０％、３．００％、又は３．５０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限値は１０．００％、８．００％、又は６．００％である。

（Ｓｉ：０．０１〜５．００％）
（Ａｌ：０．００１〜５．０００％）
Ｓｉは脱酸剤であり、０．０１％以上含有させる必要がある。Ａｌも脱酸剤であり、０．００１％以上含有させる必要がある。また、Ｓｉ及びＡｌは鋼板の焼鈍時にフェライトを安定化する元素であり、かつ、ベイナイト変態時のセメンタイト析出をおさえることによりオーステナイトのＣ濃度を高め、残留オーステナイトの確保に寄与する元素である。また、Ｓｉ及びＡｌは、鋼板の穴広げ性を高める。この理由は明らかではないが、母相の焼戻しマルテンサイト又はフェライトが硬くなることによって、加工中にオーステナイトから変態したマルテンサイトと焼戻しマルテンサイト又はフェライトとの間の硬度差が小さくなるからであると推定される。
Ｓｉ及びＡｌの含有量が多いほどその効果は大きくなるが、Ｓｉ及びＡｌを過剰に含有させると、表面性状、塗装性、及び溶接性などの劣化を招くので、Ｓｉの上限を５．００％以下とし、Ａｌの上限を５．０００％以下とする。また、５．０００％を超える量のＡｌを含有させる場合、デルタフェライトが室温でも残存する。当該フェライトは熱間圧延時に延伸したフェライトとなり、引張試験やプレス成型時に当該フェライトに応力集中するので鋼板が破断しやすくなる。Ｓｉ含有量の好ましい下限値は０．４０％、０．９０％、又は１．２０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限値は４．００％、３．５０％、又は３．００％である。

（Ｐ：０．１５０％以下）
Ｐは、不純物であり、過剰に含有すると延性や溶接性を損なう。したがって、Ｐ含有量の上限を０．１５０％以下とする。Ｐ含有量の好ましい上限値は０．０６０％、０．０３０％、又は０．０２５％である。本実施形態に係る鋼板はＰを必要としないので、Ｐ含有量の下限値は０％である。Ｐ含有量の下限値を０％超、または０．００１％としてもよいが、Ｐ含有量はできるだけ減少させることが好ましい。

（Ｓ：０．０３００％以下）
Ｓは、不純物であり、過剰に含有すると、熱間圧延によって伸張したＭｎＳが生成し、延性及び穴広げ性などの成形性の劣化を招く。したがって、Ｓ含有量の上限を０．０３００％以下とする。Ｓ含有量の好ましい上限値は０．０１００％、０．００７０％、又は０．００４０％である。本実施形態に係る鋼板はＳを必要としないので、Ｓ含有量の下限値は０％である。Ｓ含有量の下限値を０％超、または０．０００１％としてもよいが、Ｓ含有量はできるだけ減少させることが好ましい。

（Ｎ：０．０１００％以下）
Ｎは、不純物であり、０．０１００％を超えると局部延性の劣化を招く。したがって、Ｎ含有量の上限を０．０１００％以下とする。Ｎ含有量の好ましい上限値は０．００８０％、０．００６０％、又は０．００５０％である。本実施形態に係る鋼板はＮを必要としないので、Ｎ含有量の下限値は０％である。Ｎ含有量の下限値を０％超、または０．０００３％としてもよいが、Ｎ含有量はできるだけ減少させることが好ましい。

（Ｏ：０．０１００％以下）
Ｏは、不純物であり、０．０１００％を超えると延性の劣化を招く。したがって、Ｏ含有量の上限を０．０１００％以下とする。Ｏ含有量の好ましい上限値は０．００６０％、０．００４０％、又は０．００２０％である。本実施形態に係る鋼板はＯを必要としないので、Ｏ含有量の下限値は０％である。Ｏ含有量の下限値を０％超、または０．０００１％としてもよいが、Ｏ含有量はできるだけ減少させることが好ましい。

以上が本実施形態に係る鋼板を構成する基本元素であるが、本実施形態に係る鋼板は更に、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、及びＢからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。しかしながら、本実施形態に係る鋼板はＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、及びＢを必要としないので、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、及びＢの含有量の下限値は０％である。

（Ｃｒ：０〜５．００％）
（Ｍｏ：０〜５．００％）
（Ｎｉ：０〜５．００％）
（Ｃｕ：０〜５．００％）
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、及びＣｕは、本実施形態に係る鋼板に必須の元素ではない。しかし、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、及びＣｕは、鋼板の強度を向上させる元素であるので、本実施形態に係る鋼板に含有されてもよい。この効果を得るために、鋼板がＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、及びＣｕからなる群から選択された１種又は２種以上の元素それぞれを０．０１％以上含有してもよい。しかし、これらの元素を過剰に含有させると、鋼板の強度が高くなりすぎて、鋼板の延性を損なうことがある。したがって、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、及びＣｕからなる群から選択された１種又は２種以上の元素それぞれの上限値を５．００％とする。

（Ｎｂ：０〜０．５００％）
（Ｔｉ：０〜０．５００％）
（Ｖ：０〜０．５００％）
（Ｗ：０〜０．５００％）
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、及びＷは、本実施形態に係る鋼板に必須の元素ではない。しかし、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、及びＷは微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を生成する元素であるので、鋼板の強度確保に有効である。従って、鋼板がＮｂ、Ｔｉ、Ｖ、及びＷからなる群から選択される１種または２種以上の元素を含有してもよい。この効果を得るためには、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、及びＷからなる群から選択される１種または２種以上の元素それぞれの下限値を０．００５％とすることが好ましい。一方で、これらの元素を過剰に含有させると、鋼板の強度が上昇しすぎて、鋼板の延性が低下する場合がある。従って、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、及びＷからなる群から選択される１種または２種以上の元素それぞれの上限値を０．５００％とする。

（Ｂ：０〜０．００３０％）
Ｂは、フェライト変態及びベイナイト変態の開始を遅らせて、鋼の強度を高めることができるので、必要に応じて本実施形態に係る鋼板に含有させてもよい。この効果を得るためには、Ｂ含有量の下限値を０．０００１％とすることが好ましい。一方で、過剰な量のＢは、鋼板の焼き入れ性を高め過ぎて、フェライト変態及びベイナイト変態の開始を過剰に遅延させるので、残留オーステナイト相へのＣ濃化を妨げるおそれがある。従って、Ｂ含有量の上限を０．００３０％とする。

本実施形態に係る鋼板は、更に、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及びＲＥＭ（希土類元素）からなる群から選択される１種または２種以上の元素を含有しても良い。しかしながら、本実施形態に係る鋼板はＣａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及びＲＥＭを必要としないので、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及びＲＥＭの含有量の下限値は０％である。

（Ｃａ：０〜０．０５００％）
（Ｍｇ：０〜０．０５００％）
（Ｚｒ：０〜０．０５００％）
（ＲＥＭ：０〜０．０５００％）
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及びＲＥＭは、硫化物及び酸化物の形状を制御して、鋼板の局部延性及び穴広げ性を向上させる。この効果を得るために、０．０００１％以上のＣａ、０．０００１％以上のＭｇ、０．０００５％以上のＺｒ、及び０．０００５％以上のＲＥＭからなる群から選択される１種又は２種以上が鋼板に含有されても良い。しかし、過剰量のこれら元素は、鋼板の加工性を劣化させるので、これら元素それぞれの上限を０．０５００％とした。なお、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭからなる群から選択される１種または２種以上の元素の含有量の合計を０．０５００％以下とすることが好ましい。

鋼はさらに、Ｓｂ、Ｓｎ、Ａｓ、及びＴｅからなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。しかしながら、本実施形態に係る鋼板はＳｂ、Ｓｎ、Ａｓ、及びＴｅを必要としないので、Ｓｂ、Ｓｎ、Ａｓ、及びＴｅの含有量の下限値は０％である。

（Ｓｂ：０〜０．０５００％）
（Ｓｎ：０〜０．０５００％）
（Ａｓ：０〜０．０５００％）
（Ｔｅ：０〜０．０５００％）
Ｓｂ、Ｓｎ、Ａｓ、及びＴｅは、鋼板中のＭｎ、Ｓｉ、および／又はＡｌ等の易酸化性元素が鋼板表面に拡散され酸化物を形成することを抑え、鋼板の表面性状やめっき性を高める。この効果を得るために、Ｓｂ、Ｓｎ、Ａｓ、及びＴｅから成る群から選択される１種又は２種以上の元素それぞれの下限値を０．００５０％としてもよい。一方、これら元素それぞれの含有量が０．０５００％を超えると、その効果が飽和するので、これら元素それぞれの上限値を０．０５００％とした。

（［Ｃ］×［Ｍｎ］≧０．１５）
本実施形態に係る鋼板の化学成分は、単位質量％でのＣ含有量［Ｃ］及びＭｎ含有量［Ｍｎ］が以下の式３を満たす必要がある。
［Ｃ］×［Ｍｎ］≧０．１５・・・（式３）
Ｃ及びＭｎのいずれも、鋼板の製造方法に含まれる熱処理の際に、鋼板に含まれるオーステナイトを安定化し、最終的に得られる鋼板の残留オーステナイト量を増大させる効果を有する。Ｃ含有量とＭｎ含有量との積が０．１５以上である場合、残留オーステナイト量を４％以上とし、且つＭｎを残留オーステナイト内に濃化させて式１を満たすことができる。［Ｃ］×［Ｍｎ］の好ましい下限値は０．３０、または０．５０である。［Ｃ］×［Ｍｎ］の上限値を特に定める必要はないが、上述されたＣ含有量及びＭｎ含有量の上限値から算出される４．８０としてもよい。

次に、本実施形態に係る鋼板の金属組織について説明する。

本実施形態に係る鋼板の金属組織は、残留オーステナイトを含み、その他の組織はフェライト、残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトなどの１種又は２種以上からなる。
各組織の分率は、焼鈍の条件によって変化し、強度、延性および穴広げ性などに材質に影響を与える。当該材質は、たとえば、自動車用の部品により変化するので、必要に応じて焼鈍条件を選択し、組織分率を制御すればよい。

（鋼板の１／４ｔ部の金属組織中の残留オーステナイトの量：４〜７０体積％）
本実施形態に係る鋼板では、残留オーステナイトの量を制御することが重要である。残留オーステナイトは、変態誘起塑性によって鋼板の延性、特に鋼板の一様伸びを高める組織である。また、残留オーステナイトは、加工によってマルテンサイトに変態するので、鋼板の強度の向上にも寄与する。これら効果を得るために、本実施形態に係る鋼板の１／４ｔ部は、体積率で４％以上の残留オーステナイトを含有する必要がある。好ましくは、残留オーステナイトの体積率の下限値は５％、７％、９％、または１２％である。なお、上述の通り、鋼板の１／４ｔ部以外の領域の金属組織の構成は、鋼板の１／４ｔ部の金属組織の構成が本実施形態で説明される所定の範囲内である限り、特に限定されない。鋼板の１／４ｔ部以外の領域の残留オーステナイトの体積率は限定されない。本実施形態では、特に断りが無い限り、残留オーステナイト等の含有量に関する記載は、鋼板の１／４ｔ部の金属組織の残留オーステナイト等の含有量を示すものである。

残留オーステナイトの体積率は高いほど好ましい。しかし、上述した化学成分を有する鋼板に、体積率で７０％超の残留オーステナイトを含有させることは困難である。残留オーステナイトを７０体積％超にするためには、０．４０％超のＣを含有させる必要があり、この場合、鋼板の溶接性が損なわれる。したがって、残留オーステナイトの体積率の上限を７０％以下とする。

上述の残留オーステナイトの量が規定範囲内である限り、本実施形態に係る鋼板の金属組織の残部は特に規定されず、求められる特性に応じて適宜選択されればよい。金属組織の残部に含まれ得る組織は、フェライト、フレッシュマルテンサイト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトなどであるが、これら以外の組織及び介在物が含まれてもよい。フェライト、フレッシュマルテンサイト、ベイナイト、及び焼戻しマルテンサイトの上下限値は特に限定されないが、以下にこれらの好ましい上下限値を説明する。

フェライトは、鋼板の延性を向上させる組織である。フェライト含有量を０面積％としてもよいが、目的とする強度レベルの範囲内で、強度と延性との両方を好ましく保つためには、フェライトの面積率を１０〜７５％とすることが好ましい。フェライトの含有量のさらに好ましい下限値は１５面積％、２０面積％、又は２５面積％である。フェライトの含有量のさらに好ましい上限値は５０面積％、６５面積％、又は７０面積％である。

本実施形態に係る鋼板の金属組織は、フレッシュマルテンサイト（即ち、焼戻しされていないマルテンサイト）を含んでいてもよい。フレッシュマルテンサイトは硬質の組織であり、鋼板の強度の確保に有効である。しかし、フレッシュマルテンサイトの含有量が小さい場合、鋼板の延性が高くなる。従って、フレッシュマルテンサイトの含有量が０面積％とされてもよい。本実施形態に係る鋼板では、延性を確保するために、フレッシュマルテンサイトの含有量の上限値を面積率で２５％としてもよい。フレッシュマルテンサイトの含有量の好ましい下限値は０．５面積％、１面積％、又は２面積％である。フレッシュマルテンサイトの含有量の好ましい上限値は２０面積％、１５面積％、又は１２面積％である。

本実施形態に係る鋼板の金属組織は、最終焼鈍後に生じたフレッシュマルテンサイトを焼き戻すことによって得られる焼戻しマルテンサイトを含んでいてもよい。焼戻しマルテンサイトの含有量が０面積％であってもよいが、焼戻しマルテンサイトは、鋼板の強度及び穴広げ性の両方を向上させる組織である。焼戻しマルテンサイトの含有量は、目的とする強度レベルに応じて適宜選択することができるが、焼戻しマルテンサイトの含有量の上限を２５％とした場合、鋼板の延性を好ましく確保することができる。焼戻しマルテンサイトの含有量のさらに好ましい下限値は３面積％、５面積％、又は７面積％である。焼戻しマルテンサイトの含有量のさらに好ましい上限値は２２面積％、２０面積％、又は１８面積％である。

本実施形態に係る鋼板の金属組織は、ベイナイトを含んでいてもよい。ベイナイト変態の間に、Ｃがオーステナイト中に濃化し、オーステナイトが安定化する。即ち、最終的に得られる鋼板中にベイナイトが含まれるように熱処理を行えば、残留オーステナイトが安定化する。さらに、ベイナイトは、鋼板の強度及び穴広げ性の両方を向上させることができる組織でもある。ベイナイトの含有量が０面積％であってもよいが、これら効果を得るために、５面積％以上のベイナイトを含有させることが好ましい。本実施形態に係る鋼板では、０．５％以上のＭｎが含まれるので、ベイナイトを５０面積％以上にすることは困難である。従って、ベイナイトの含有量の上限値を５０面積％としてもよい。ベイナイトの含有量のさらに好ましい下限値は７面積％、８面積％、又は１０面積％である。ベイナイトの含有量のさらに好ましい上限値は４５面積％、４２面積％、又は４０面積％である。

本実施形態に係る鋼板の金属組織は、パーライトを含んでも良い。パーライトは、焼鈍時の冷却中、及び合金化処理中等にオーステナイトから変態する場合がある。パーライトの含有量の上限値は、好ましくは１０面積％である。パーライト含有量の上限値を１０面積％とした場合、残留オーステナイト量が４面積％以下になることを防ぎ、強度及び延性を確保することができる。パーライトの含有量のさらに好ましい上限値は３面積％、２面積％、又は１面積％である。また、パーライトの含有量は低い方が良いので、パーライトの含有量の下限値は０面積％である。

なお、フェライト及び焼戻しマルテンサイトの一方又は両方が鋼板に含まれる場合、フェライト及び焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径を１０μｍ以下にすることが好ましい。この場合、組織が微細になるので鋼板が高強度化する。さらに、組織が均一化されるので、加工歪が鋼板に均一に導入されるようになり、鋼板の均一伸びが向上する。フェライト及び焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径は、より好ましくは７μｍ以下であり、更に好ましくは、５μｍ以下である。

以下に上記組織の同定方法を示す。なお、以下に説明される同定方法は、全て鋼板の１／４ｔ部で実施される。
フェライトの観察は、研磨及びナイタール腐食された試料の切断面を用いて、光学顕微鏡によって行う。通常の光学顕微鏡像では、フェライトは白く見えるので、白色部の面積率を測定してフェライト分率とする。面積率の測定は、組織写真を画像解析して行う。
残留オーステナイトの体積率は、Ｘ線回折法によって求める。なお、この手段によって求められる体積率は、面積率とほぼ同じであると考えてよい。
フレッシュマルテンサイトの観察は、研磨及びレペラ腐食された試料の切断面を用いて、光学顕微鏡によって行う。
パーライトは、研磨及びナイタール腐食された試料の切断面をＳＥＭで観察し、ラメラー構造からなる領域の面積率を測定してパーライトの面積率とする。

ベイナイト、及び焼戻しマルテンサイトは、ＳＥＭを用いて、適宜調製された試料の切断面を倍率５０００倍で観察することで判別することができる。フェライト、マルテンサイト、残留オーステナイト、パーライト以外の組織であって、その内部でセメンタイトが一方向に沿って析出している組織をベイナイトとみなし、セメンタイトが２以上の方向に沿って析出している組織を焼戻しマルテンサイトとみなすことができる。
一方、上述の判別作業を省略するために、焼戻しマルテンサイトを生成させるための方法に応じて、ベイナイト、及び焼戻しマルテンサイトの同定方法を適宜選択することもできる。
本実施形態に係る鋼板中に焼戻しマルテンサイトを生成させる手法の一例として、後述するオーステンパー処理前に鋼板の温度をＭｓ〜Ｍｆ点の温度にすることが挙げられる。また、本実施形態に係る鋼板中に焼戻しマルテンサイトを生成させる手法の別の例として、焼鈍終了後に鋼板に焼戻し処理を行うことが挙げられる。このような焼戻し処理を行わない場合には、焼戻しマルテンサイトは存在しない。

焼戻しマルテンサイトが存在しない場合には、フェライト、マルテンサイト、残留オーステナイト、パーライト以外の組織の面積率を、ベイナイトの面積率とみなすことができる。
焼鈍終了後に焼戻し処理を行って焼戻しマルテンサイトを生成させる場合には、焼戻し処理前の鋼板のマルテンサイトの量を測定し、このマルテンサイトの量を、焼戻し処理後に得られる焼戻しマルテンサイトの量とみなすことができる。
オーステンパー処理前に鋼板の温度をＭｓ〜Ｍｆ点の温度にして焼戻しマルテンサイトを生じさせる場合には、鋼板の体積膨張量の変化量に基づいて焼戻しマルテンサイトの量を推定することができる。オーステナイトがマルテンサイト又はベイナイトに変態すると、体積が増加するからである。鋼板の温度をＭｓ〜Ｍｆの温度にしてから０．１秒以内の鋼板の体積の増加量を、焼戻しマルテンサイトの量とみなし、それ以降の体積の増加量をベイナイトの量とみなすことができる。

次に、本実施形態に係る鋼板の機械特性について説明する。
本実施形態に係る鋼板の引張強度は、４４０ＭＰａ以上であることが好ましい。これは、鋼板を自動車の素材として使用する際、高強度化によって板厚を減少させ、軽量化に寄与するためである。また、本実施形態に係る鋼板をプレス成形に供するためには、均一伸び（ｕＥＬ）と穴広げ性（λ）とが優れることが望ましい。引張強度と均一伸びとの積「ＴＳ×ｕＥＬ」が２００００ＭＰａ・％以上であり、引張強度と穴広げ性との積「ＴＳ×λ」が２００００ＭＰａ・％以上であることが望ましい。成分及び１／４ｔ部の金属組織の構成を上述の範囲内とすることにより、このような機械特性が得られる。

なお、本実施形態に係る鋼板は、その表面に設けられた溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であっても良く、その表面に設けられた合金化溶融亜鉛めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板であっても良い。溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層は、本実施形態に係る鋼板の耐食性及び美観などを飛躍的に高める効果を有する。一方、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層は、本実施形態に係る鋼板の機械特性を損なわない。

次に、本実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。
本実施形態に係る鋼板は、前記のような成分の鋼を常法で溶製し、鋳造してスラブまたは鋼塊を作成し、これを加熱して熱間圧延し、得られた熱延鋼板に酸洗をした後、第一の焼鈍を行った後、さらに第二の焼鈍を施して製造する。第一の焼鈍と第二の焼鈍との間に、必要に応じて冷間圧延を行っても良い。

熱間圧延は、通常の連続熱間圧延ラインで行えばよい。上記第一の焼鈍及び第二の焼鈍は、後述する条件を満たせば、焼鈍炉及び連続焼鈍ラインのどちらで行われても構わない。更に、冷延圧延後の鋼板には、スキンパス圧延を行ってもよい。

熱間圧延後の冷却条件、巻き取り条件、第一の焼鈍の焼鈍条件、冷間圧延率、及び第二の焼鈍の焼鈍条件をそれぞれ以下に示す範囲内で限定することによって、式１及び式２の規定を満たす金属組織を得ることができる。

化学成分が上述された本実施形態に係る鋼板の範囲内である限り、溶鋼は、通常の高炉法で溶製されたものであってもよく、電炉法で作成された鋼のように、原材料がスクラップを多量に含むものでもよい。スラブは、通常の連続鋳造プロセスで製造されたものでもよいし、薄スラブ鋳造で製造されたものでもよい。

上述のスラブまたは鋼塊を加熱し、熱間圧延を行う。その際の加熱温度及び熱間圧延温度は特に規定しない。

仕上圧延を行って得られる熱延鋼板を冷却し、巻取り、コイルとする。パーライト変態の抑制、及び結晶粒径の微細化のためには、熱間圧延後から巻取り開始までの冷却速度が大きい方が好ましい。従って、熱間圧延後、８００℃から巻取温度までの温度範囲の平均冷却速度を１０℃／ｓ以上とする。更に、粒径を微細化するためには、熱間圧延後、８００℃から巻取温度までの温度範囲の平均冷却速度は３０℃／ｓ以上が好ましい。熱間圧延後、８００℃から巻取温度までの温度範囲の平均冷却速度の上限は、巻取温度を精度良く制御するために１００℃／ｓ以下が好ましい。なお、「８００℃から巻取温度までの温度範囲の平均冷却速度」とは、８００℃と巻取温度との差を、鋼板が８００℃から巻取温度まで冷却されるのに要した経過時間で割って得られる値である。熱間圧延の仕上圧延が８００℃未満で終了する場合は、仕上圧延終了直後の温度から巻取温度までの温度範囲の平均冷却速度を、８００℃から巻取温度までの温度範囲の平均冷却速度に代えて、制御対象とすればよい。

冷却後の巻取温度を６００℃以下とする。巻取温度が６００℃を超えると、熱延組織がフェライト−パーライトの粗大化によって不均一な組織となり、その後の第一の焼鈍時に粗大なセメンタイトが生じる。この粗大なセメンタイトによって、第二の焼鈍後の残留オーステナイトが粗大になったり、第二の焼鈍後にセメンタイトが残り、残留オーステナイト量が減少したりする場合がある。いずれの場合においても、鋼板の機械特性が劣化する。巻取温度は、さらに好ましくは５５０℃以下であり、さらに好ましくは５００℃以下である。

このようにして得られた熱延鋼板は、室温まで冷却された後に焼鈍される。
この熱間圧延後の焼鈍（第一の焼鈍）は本実施形態に係る鋼板の製造方法において重要なプロセスとなる。最終組織で、前記（式１）を満たすためには、当該焼鈍を用いて、Ｍｎを残留オーステナイト中に濃化させる必要がある。冷間圧延後に行う焼鈍（第二の焼鈍）のみでは（式１）を満たすことができないからである。

第一の焼鈍では、熱延鋼板を加熱し、５５０〜７５０℃の温度範囲に３０分以上保持し、そしてＭｓ点以下まで冷却する。本焼鈍を施すことによって（式１）及び式２の両方を満たす鋼板が得られる。
第一の焼鈍温度が５５０℃未満の温度域である場合、最終的に得られる鋼板の組織中の残留オーステナイトが（式２）を満たさなくなる。この原因は不明であるが、第一の焼鈍温度が５５０℃未満の場合、第一の焼鈍の際に粗大なセメンタイトが旧オーステナイト粒界及びパケット粒界に生じ、この粗大なセメンタイトが第二の焼鈍の際にアスペクト比が２．０以下の粗大なオーステナイトに変化するからであると推定される。
一方、第一の焼鈍温度が７５０℃を超えると、第一の焼鈍の終了時にマルテンサイトが多くなり、（式１）を満たさなくなる。この原因は不明であるが、（式１）を満たさなくなるのは、第一の焼鈍時に鋼板の組織が実質的にオーステナイト単相となり、Ｍｎの偏析が起きなくなるからであると推定される。従って、第一の焼鈍温度の上限を７５０℃とした。

また、第一の焼鈍温度に鋼板を加熱する際、３００〜５５０℃の温度域での平均加熱速度を１℃／ｓ以上とする必要がある。本条件を満たさない場合、鋼板の金属組織が（式２）を満たさなくなり、穴広げ性が劣化する。この理由は定かではないが、１℃／ｓ未満の場合には、加熱中に、旧オーステナイト粒界及びパケット粒界にセメンタイトが析出し、そのセメンタイトが、アスペクト比が２．０以下のオーステナイトになるからであると推定される。当該平均加熱速度の制限は、第一の焼鈍だけでなく、第二の焼鈍でも満たす必要がある。理由は第一の焼鈍と同じである。なお「３００〜５５０℃の温度域での平均加熱速度」とは、温度域の上限と下限との差（２５０℃）を、鋼板温度が当該温度域を通過するのに要した時間で割った値である。

焼鈍の際、鋼板の温度を厳密に等温保持する必要はない。焼鈍の間、鋼板の温度が３０分間以上、５５０〜７５０℃の温度範囲にあればよく、この範囲内で鋼板の温度が変動してもよい。鋼板温度を５５０〜７５０℃の範囲に保持する時間が３０分未満の場合には、鋼板の金属組織が（式１）を満たすことができない。これは、保持時間の不足によってＭｎの拡散距離が不足し、十分にオーステナイト中にＭｎが濃化できないからであると推定される。

冷間圧延は、本実施形態に係る鋼板の製造のために必須ではない。しかしながら、板厚の調整、形状の調整のために鋼板に冷間圧延を行ってもよい。冷間圧延は、焼鈍後の鋼板の金属組織を微細化し、これにより機械特性を向上させる効果がある。しかしながら、冷間圧延の圧下率が大きすぎる場合、局部延性が低下する場合がある。

第一の焼鈍後、または任意の冷間圧延後、鋼板に第二の焼鈍を施す。本実施形態に係る鋼板の製造方法では、第二の焼鈍における焼鈍温度は、フェライトとオーステナイトとが共存する温度とする。
第二の焼鈍の焼鈍温度が５５０℃未満の場合には、第二の焼鈍で得られるオーステナイト量が少なくなり、最終的に得られる鋼板中に十分な残留オーステナイトを残すことが出来ない。第二の焼鈍温度が８００℃を超えると、第一の焼鈍でオーステナイト中に濃化させたＭｎが再び拡散されるので、最終的に得られる鋼板が（式１）を満たさなくなる。また、８００℃がオーステナイト単相域となる鋼に対して、８００℃を超える焼鈍温度で第二の焼鈍を行った場合、本実施形態に係る鋼板の組織を得ることができない。

また、第二の焼鈍での温度保持時間（５５０℃〜８００℃での保持時間）は５秒以上とする。第二の焼鈍の温度保持時間が５秒未満である場合、炭化物が完全に溶けず、最終的に得られる残留オーステナイトの量が減少し、また、冷間圧延を行った場合は再結晶も進まないので、最終的に得られる鋼板の延性が大きく劣化する。第二の焼鈍の温度保持時間の上限値を規定する必要はないが、生産性を考慮して、上限を１０００秒とすることが好ましい。

第二の焼鈍後の冷却は、オーステナイト相からフェライト相への変態を促して、未変態のオーステナイト相中にＣを濃化させてオーステナイトを安定化させるために重要である。第二の焼鈍後の冷却における平均冷却速度を１℃／ｓ未満にすると、パーライトが生成し、最終的に得られる残留オーステナイトの量が減少してしまう。本実施形態に係る鋼板では、Ｍｎを残留オーステナイト中に濃化させているので、第二の焼鈍後の冷却における平均冷却速度を１℃／ｓまで遅くすることが許容される。一方、第二の焼鈍後の冷却における平均冷却速度が２００℃／ｓ超の場合には、フェライト変態を十分進行させることが出来ないので、第二の焼鈍後の冷却における平均冷却速度の上限は２００℃／ｓとすることが好ましい。なお、鋼板にめっきする場合は、第二の焼鈍後の冷却における平均冷却速度とは、第二の焼鈍温度から後述する冷却停止温度までの温度範囲の平均冷却速度（即ち、第二の焼鈍温度と冷却停止温度との差を、第二の焼鈍温度から冷却停止温度まで鋼板を冷却するのに要した時間で割った値）である。鋼板にめっきしない場合は、第二の焼鈍後の冷却における平均冷却速度とは、第二の焼鈍温度から４３０℃までの温度範囲の平均冷却速度（即ち、第二の焼鈍温度と室温との差を、第二の焼鈍温度から室温まで鋼板を冷却するのに要した時間で割った値）である。

第二の焼鈍後の冷却は、鋼板にめっきしない場合には、そのまま室温まで行われればよい。また、鋼板にめっきする場合には、以下のようにして製造する。

溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、第二の焼鈍後の冷却を４３０〜５００℃の温度範囲で停止し、引き続いて冷延鋼板を溶融亜鉛のめっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を行う。めっき浴の条件は通常の範囲内とすればよい。めっき処理後は室温まで冷却すればよい。

合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施した後、鋼板を室温まで冷やす前に、鋼板に４５０〜６００℃の温度で合金化処理を行う。合金化処理条件は、通常の範囲内とすればよい。

以上の製造方法によって、本実施形態に係る鋼板では、Ｍｎがオーステナイト中に濃化されているので、第二の焼鈍後そのまま室温まで冷却するだけで、室温でも安定した残留オーステナイトを得ることが出来る。また、特許文献１などに掲載されている通常のＴＲＩＰ鋼のように、室温以上で第二の焼鈍後の冷却を停止し、その温度域で保持しても問題ない。

以上のように鋼板を製造することによって、本実施形態に係る鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、および合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。

以下、実施例により本発明をさらに説明する。

まず、第一の焼鈍における加熱速度の影響を調査するために、以下に説明する実験を行った。

単位質量％で、Ｃ：０．１０％、Ｓｉ：１．０％、Ｍｎ：４．３％、Ｐ：０．０１０％、Ｓ：０．００２０％、Ａｌ：０．０３％、Ｎ：０．００２０％、及びＯ：０．００１２％を含有し、残部が鉄及び不純物である化学成分を有するスラブを、真空溶解炉を用いて作製した。得られたスラブを、１２００℃に加熱し、仕上温度９２１℃で熱間圧延した後、８００℃から巻取り開始温度までの温度範囲での平均冷却速度を５０℃／ｓとして冷却し、４５０℃で巻取った。巻き取られた熱延鋼板を、室温まで冷却した後、第一の焼鈍を行った。第一の焼鈍の前の加熱において、３００〜５５０℃の温度範囲での平均加熱速度を０．０１〜３０℃／ｓの範囲内の種々の値とした。第一の焼鈍における焼鈍温度（最高加熱温度）を５７０℃とした。焼鈍温度での温度保持時間は、全ての熱延鋼板において７２００秒（１２０分）とした。温度保持終了の後は、熱延鋼板を室温まで空冷した。その後、熱延鋼板に圧下率５２％の冷間圧延を行い、これにより得られた冷延鋼板に第２の焼鈍を行った。第２の焼鈍の前の加熱において、３００〜５５０℃の温度範囲での平均加熱速度を３℃／ｓとし、第二の焼鈍における焼鈍温度を６２０℃として、保持時間を６００ｓとした。そして、第二の焼鈍後の冷延鋼板を、第二の焼鈍温度から４３０℃までの温度範囲の平均冷却速度を１０℃／ｓとして冷却した。得られた種々の鋼板の、［Ｍｎ］_γ／［Ｍｎ］_ａｖｅ及びｆ_γｓ／ｆ_γを以下の手段で求めた。

１／４ｔ部におけるＭｎ濃度の比は、鋼板の圧延方向および圧延面に垂直な断面を研磨し、この断面において［Ｍｎ］_γ及び［Ｍｎ］_ａｖｅをＦＥ−ＳＥＭを用いて測定することにより求められた。

１／４ｔ部におけるｆ_γｓ／ｆ_γは以下の通りとした。まず、１／４ｔ部におけるアスペクト比が２．０以下の残留オーステナイト分率ｆ_γｓは、１／４ｔ部をＥＢＳＰ分析することにより求められた。このＥＢＳＰ分析においては、ｆｃｃ相とｂｃｃ相とを分離し、ｆｃｃ相が塊状となっている部分を一つの残留オーステナイト粒とみなし、アスペクト比は、その粒の最長の幅と最短の幅との比とした。１／４ｔ部における全残留オーステナイト量ｆ_γは、１／４ｔ部においてＸ線回折を用いた測定により求められた。

以下、試験結果について説明する。図１に示すように、第一の焼鈍時の平均加熱速度が１℃／ｓ未満である製造方法によって得られた試料は、式（２）を満たさなかった。式（２）を満たさない試料のＴＳ×λは、他の試料と比べて大きく低下した。

次に、第一の焼鈍での焼鈍温度の影響を調査するために、以下に説明する実験を行った。

実施例１で用いられたスラブを１２００℃に加熱し、仕上温度９２１℃で熱間圧延した後、８００℃から巻取り開始温度までの温度範囲の平均冷却速度を５０℃／ｓとして冷却し、４５０℃で巻取り処理を行った。巻き取られた熱延鋼板を室温まで冷却した後、第一の焼鈍を行った。第一の焼鈍の前の、３００〜５５０℃の範囲内（焼鈍温度が５５０℃未満である場合、３００℃〜焼鈍温度の範囲内）での平均加熱速度は３．５℃／ｓとした。次いで、４５０〜８５０℃で各試料の加熱を終了し、その後、各焼鈍温度で各試料を７２００ｓ保持し、その後各試料を室温まで空冷した。その後、冷延率５２％の冷間圧延を各試料に行い、第２の焼鈍を各試料に施した。第二の焼鈍における３００〜５５０℃の範囲内での平均加熱速度は３．５℃／ｓとし、焼鈍温度は６２０℃とし、焼鈍時間は６００ｓとした。第二の焼鈍の終了後、各試料を、第二の焼鈍温度から４３０℃までの温度範囲の平均冷却速度を１０℃／ｓとして冷却した。

図２に示すように、第一の焼鈍時の加熱温度が５５０℃未満である製造法によって得られた試料は、式（２）を満たさなかった。その結果、第一の焼鈍時の加熱温度が５５０℃未満である製造法によって得られた試料は、ＴＳ×λが損なわれた。一方、図３に示されるように、第一の焼鈍時の加熱温度が７５０℃を超える製造法によって得られた試料は、式（１）を満たさなかった。その結果、第一の焼鈍時の加熱温度が７５０℃を超える製造法によって得られた試料は、ＴＳ×ｕＥＬが損なわれた。

次に、第二の焼鈍における加熱速度の影響を調査するために、以下に説明する実験を行った。
実施例１で用いられたスラブを１２００℃に加熱し、仕上温度９２１℃で熱間圧延した後、８００℃から巻取り開始温度までの区間の平均冷却速度を５０℃／ｓとして冷却し、４５０℃で巻取り処理を行った。その後、第一の焼鈍にて、３００〜５５０℃の平均加熱速度を２．５℃／ｓとして各試料を加熱し、５９０℃で各試料を７２００ｓ保持した後、室温まで各試料を空冷した。その後、冷延率５２％で各試料に冷間圧延を施した後、３００〜５５０℃の範囲内での平均加熱速度０．０１〜３０℃／ｓｅｃで各試料を加熱した。さらに第二の焼鈍温度６２０℃で、各試料を６００ｓ保持した後、第二の焼鈍温度から４３０℃までの温度範囲の平均冷却速度を１０℃／ｓとして各試料を冷却した。
図４に示されるように、第２の焼鈍時の平均加熱速度が１℃／ｓ未満の場合、式（２）が満たされず、その結果、ＴＳ×λが損なわれた。

鋼Ａ〜Ｐを溶製および鋳造してスラブを作成し、これらスラブを熱間圧延して熱延鋼板を作成し、これら熱延鋼板を巻取、酸洗、第一の焼鈍、冷間圧延、及び第二の焼鈍に供し、並びに任意にめっき処理及び合金化処理に供し、これにより鋼板１〜２５を得た。鋼Ａ〜Ｐの化学成分は表１−１および表１−２に示される通りであり、鋼板１〜２５の製造条件は表２に示される通りであり、鋼板１〜２５の組織の状態は表３に示される通りであり、鋼板１〜２５の機械特性は表４に示される通りであった。表１−１及び表１−２に示される鋼Ａ〜Ｐの化学成分の数値の単位は質量％であり、化学成分の残部は鉄及び不純物であった。めっき処理が行われる場合、めっき浴に浸漬する前の冷却停止温度を４６０℃とした。また、合金化処理が行われる場合、合金化処理温度は５２０℃とした。
なお、表２に記載された「第一の焼鈍時間」とは、供試材Ｎｏ．４および供試材Ｎｏ．７を除き、供試材の温度が５５０〜７５０℃の範囲内とされていた時間である。供試材Ｎｏ．４および供試材Ｎｏ．７の「第一の焼鈍時間」とは、供試材の温度が「第一の焼鈍温度」とされていた時間である。表２に記載された「第二の焼鈍時間」とは、供試材Ｎｏ．８および供試材Ｎｏ．２１を除き、供試材の温度が５５０〜８００℃の範囲内とされていた時間である。供試材Ｎｏ．８および供試材Ｎｏ．２１の「第二の焼鈍時間」とは、供試材の温度が「第二の焼鈍温度」とされていた時間である。「第二の焼鈍後の平均冷却速度」とは、供試材にめっきする場合は、第二の焼鈍温度から４６０℃（即ち上述されためっき浴に浸漬する前の冷却停止温度）までの平均冷却速度であり、供試材にめっきしない場合は、第二の焼鈍温度から４３０℃までの平均冷却速度である。

１／４ｔ部のフェライト体積率は、研磨及びナイタール腐食された試料の断面の１／４ｔ部の組織写真を光学顕微鏡で撮影し、この組織写真を画像解析することにより求めた。なお、この手法によって得られる値はフェライトの面積率であるが、面積率と体積率とは実質的に同じ値になると考えられる。
１／４ｔ部のパーライト体積率は、研磨及びナイタール腐食された試料の断面の１／４ｔ部の組織写真をＳＥＭで撮影し、この組織写真を画像解析することにより求めた。画像解析においては、ラメラー構造を有する領域をパーライトとみなした。
１／４ｔ部の焼戻しマルテンサイトの体積率は、焼鈍終了後に焼戻し処理を行って焼戻しマルテンサイトを生成させた場合、焼戻し処理前の鋼板の１／４ｔ部のマルテンサイトの量を測定し、このマルテンサイトの量を、焼戻し処理後に得られる１／４ｔ部の焼戻しマルテンサイトの量とみなすことにより得た。オーステンパー処理前に鋼板の温度をＭｓ〜Ｍｆ点の温度にして焼戻しマルテンサイトを生じさせた場合、１／４ｔ部の焼戻しマルテンサイトの体積率は、鋼板の温度をＭｓ〜Ｍｆの温度にしてから０．１秒以内の鋼板の体積の増加量を測定し、この増加量を、焼戻し処理後に得られる１／４ｔ部の焼戻しマルテンサイトの量とみなすことにより得た。
１／４ｔ部のベイナイト体積率は、焼戻しマルテンサイトが存在しない場合には、フェライト、マルテンサイト、残留オーステナイト、及びパーライト以外の組織をベイナイトであるとみなし、１／４ｔ部のフェライト、マルテンサイト、残留オーステナイト、及びパーライトの体積率に基づいて算出した。焼鈍終了後に焼戻し処理を行って焼戻しマルテンサイトを生成させた場合、１／４ｔ部のベイナイト体積率は、フェライト、マルテンサイト、残留オーステナイト、パーライト、及び焼戻しマルテンサイト以外の組織をベイナイトであるとみなし、１／４ｔ部のフェライト、マルテンサイト、残留オーステナイト、パーライト、及び焼戻しマルテンサイトの体積率に基づいて算出した。オーステンパー処理前に鋼板の温度をＭｓ〜Ｍｆ点の温度にして焼戻しマルテンサイトを生じさせた場合、１／４ｔ部のベイナイト体積率は、鋼板の温度をＭｓ〜Ｍｆの温度にしてから０．１秒後の鋼板の体積の増加量を１／４ｔ部のベイナイト体積率とみなすことにより求めた。
１／４ｔ部の残留オーステナイト体積率は、Ｘ線回折法によって求めた。
１／４ｔ部のフレッシュマルテンサイト体積率は、研磨及びレペラ腐食された試料の断面の組織写真を光学顕微鏡で撮影し、この組織写真を画像解析することにより求めた。

引張強度（ＴＳ）、均一伸び（ｕ−ＥＬ）、及び延性（ｔ−ＥＬ）は、ＪＩＳＺ２２４１に準拠した鋼板の引張試験によって測定した。穴広げ性λは、８０ｍｍ角の試験片を用いて、日本鉄連規格ＪＦＳＴ１００１−１９９６に準拠した穴広げ試験によって測定した。ＴＳ×ｕＥＬ及びＴＳ×λが２００００ＭＰａ・％以上である鋼板は、機械特性が優れた鋼板であるとみなされた。

化学成分および製造条件が適切であった実施例１、３、５、６、９、１１、１３、１５、１７〜２０は、残留オーステナイト体積率、［Ｍｎ］_γ／［Ｍｎ］_ａｖｅ、及びｆ_γｓ／ｆ_γが適切に制御され、機械特性に優れた。

一方、第一の焼鈍における焼鈍時間が不足した比較例２、及び第一の焼鈍における焼鈍温度が過剰であった比較例４は、Ｍｎが残留オーステナイト中に十分に濃化しなかったので、ＴＳ×ｕＥＬが不足した。
第一の焼鈍における焼鈍温度が不足した比較例７は、アスペクト比が２．０以下の残留オーステナイトの体積率ｆ_γｓが十分に減少しなかったので、ＴＳ×λが不足した。
第二の焼鈍における焼鈍温度が不足した比較例８は、残留オーステナイトを含まないので、ＴＳ×ｕＥＬが不足した。
第二の焼鈍後の平均冷却速度が不足した比較例１０は、残留オーステナイト量が不足したので、ＴＳ×ｕＥＬが不足した。
第二の焼鈍における焼鈍時間が不足した比較例１２は、残留オーステナイト量が不足したので、ＴＳ×ｕＥＬが不足した。
第一の焼鈍後の平均冷却速度が不足した比較例１４は、アスペクト比が２．０以下の残留オーステナイトの体積率ｆ_γｓが十分に減少しなかったので、ＴＳ×λが不足した。
第一の焼鈍前の平均加熱速度が不足した比較例１６は、アスペクト比が２．０以下の残留オーステナイトの体積率ｆ_γｓが十分に減少しなかったので、ＴＳ×λが不足した。
第二の焼鈍における焼鈍温度が過剰であった比較例２１は、第一の焼鈍でオーステナイト中に濃化させたＭｎが再び拡散されたので、Ｍｎが残留オーステナイト中に十分に濃化せず、ＴＳ×ｕＥＬが不足した。

Ｃ含有量が不足した比較例２２、およびＭｎ含有量が不足した比較例２３は、Ｍｎが残留オーステナイト中に十分に濃化しなかったので、ＴＳ×ｕＥＬが不足した。
Ｃ×Ｍｎが不足した比較例２４は、Ｍｎが残留オーステナイト中に十分に濃化しなかったので、ＴＳ×ｕＥＬが不足した。
Ｍｎ含有量が過剰であった比較例２５は、延性が損なわれ、ＴＳ×ｕＥＬ及びＴＳ×λが不足した。

Claims

単位質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．４０％、
Ｓｉ：０．０１〜５．００％、
Ｍｎ：０．５０〜１２．００％、
Ａｌ：０．００１〜５．０００％、
Ｐ：０．１５０％以下、
Ｓ：０．０３００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｃｒ：０〜５．００％、
Ｍｏ：０〜５．００％、
Ｎｉ：０〜５．００％、
Ｃｕ：０〜５．００％、
Ｎｂ：０〜０．５００％、
Ｔｉ：０〜０．５００％、
Ｖ：０〜０．５００％、
Ｗ：０〜０．５００％、
Ｂ：０〜０．００３０％、
Ｃａ：０〜０．０５００％、
Ｍｇ：０〜０．０５００％、
Ｚｒ：０〜０．０５００％、
ＲＥＭ：０〜０．０５００％、
Ｓｂ：０〜０．０５００％、
Ｓｎ：０〜０．０５００％、
Ａｓ：０〜０．０５００％、及び
Ｔｅ：０〜０．０５００％
を含有し、残部が鉄および不純物からなり、
１／４ｔ部の金属組織が、残留オーステナイトを４〜７０体積％含み、
前記１／４ｔ部において、前記残留オーステナイト中の単位質量％での平均Ｍｎ濃度［Ｍｎ］_γが前記１／４ｔ部全体の単位質量％での平均Ｍｎ濃度［Ｍｎ］_ａｖｅに対して式１を満たし、
前記１／４ｔ部において、アスペクト比が２．０以下の前記残留オーステナイトの体積率ｆ_γｓと全ての前記残留オーステナイトの体積率ｆ_γとが式２を満たし、
単位質量％でのＣ含有量［Ｃ］及びＭｎ含有量［Ｍｎ］が式３を満たす
ことを特徴とする鋼板。
［Ｍｎ］_γ／［Ｍｎ］_ａｖｅ＞１．５・・・（式１）
ｆ_γｓ／ｆ_γ≦０．３０・・・（式２）
［Ｃ］×［Ｍｎ］≧０．１５・・・（式３）
単位質量％で、
Ｍｎ：３．５０〜１２．００％
を含有することを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
単位質量％で、
Ｃｒ：０．０１％〜５．００％、
Ｍｏ：０．０１％〜５．００％、
Ｎｉ：０．０１％〜５．００％、
Ｃｕ：０．０１％〜５．００％、
Ｎｂ：０．００５％〜０．５００％、
Ｔｉ：０．００５％〜０．５００％、
Ｖ：０．００５％〜０．５００％、
Ｗ：０．００５〜０．５００％、
Ｂ：０．０００１％〜０．００３０％、
Ｃａ：０．０００１％〜０．０５００％、
Ｍｇ：０．０００１％〜０．０５００％、
Ｚｒ：０．０００５％〜０．０５００％、
ＲＥＭ：０．０００５％〜０．０５００％、
Ｓｂ：０．００５０％〜０．０５００％、
Ｓｎ：０．００５０％〜０．０５００％、
Ａｓ：０．００５０％〜０．０５００％、及び
Ｔｅ：０．００５０％〜０．０５００％
からなる群から選択される１種又は２種以上
を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の鋼板。
前記鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の鋼板。
前記鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の鋼板。