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WO2024203778A1 - 鋼板、部材およびそれらの製造方法 - Google Patents

鋼板、部材およびそれらの製造方法 Download PDF

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Publication number
WO2024203778A1
WO2024203778A1 PCT/JP2024/011162 JP2024011162W WO2024203778A1 WO 2024203778 A1 WO2024203778 A1 WO 2024203778A1 JP 2024011162 W JP2024011162 W JP 2024011162W WO 2024203778 A1 WO2024203778 A1 WO 2024203778A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel sheet
content
temperature
formula
Prior art date
Application number
PCT/JP2024/011162
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
三周 知場
英之 木村
真一 古谷
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to JP2024542203A priority Critical patent/JP7619534B1/ja
Publication of WO2024203778A1 publication Critical patent/WO2024203778A1/ja

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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to steel sheets, components, and their manufacturing methods that are suitable for use in press-molded products with complex shapes that are used in automobiles, home appliances, etc. through press molding processes and that have excellent chemical conversion treatability.
  • TRIP steel in which residual austenite (residual ⁇ ) is dispersed in the microstructure of the steel sheet, has been developed as a technology to improve the ductility of steel sheet.
  • a large amount of Si is added to TRIP steel in order to form residual ⁇ in the microstructure.
  • Patent Document 1 discloses that austempering (carbon distribution associated with bainite transformation) is performed by holding steel containing 0.04-0.12% C, 0.8-2.5% Si, and 0.5-2.0% Mn at 300-500°C for 10-900 seconds after annealing, thereby generating 2-10% residual ⁇ , resulting in a steel sheet with high ductility of TS ⁇ El ⁇ 21000MPa ⁇ % and high stretch flange formability of 70% or more.
  • Patent Document 2 discloses a method of improving the chemical conversion treatability by adding Ni to prevent Si from concentrating on the steel sheet surface.
  • Patent Document 3 discloses a method for improving chemical conversion treatability by appropriately controlling the content of Mn, which concentrates on the surface together with Si, so that the Si/Mn ratio is 0.40 or less, thereby forming a Mn-Si composite oxide on the surface.
  • Patent Document 4 discloses a method for improving chemical conversion treatability by directly removing Si-based oxides by pickling or brushing after annealing.
  • Patent Documents 2 and 4 are effective as methods for improving the chemical conversion treatability of steels with a high Si content, but there has been a demand for the establishment of other techniques that adjust the alloy elements to be contained, annealing conditions, etc. Furthermore, the inventors' investigations revealed that even in the method disclosed in Patent Document 3, good chemical conversion treatability is not necessarily ensured, and that when the steel contains a certain amount of B, the concentration of Si on the steel sheet surface is promoted, resulting in deterioration of chemical conversion treatability. As described above, the above-mentioned techniques are not yet sufficient as techniques for producing high-strength steel sheets having excellent ductility and chemical conversion treatability, as well as hole expandability.
  • the present invention was made in consideration of the above circumstances, and its purpose is to provide steel plates, components, and methods for manufacturing the same that have excellent ductility, hole expansion properties, and chemical conversion treatability, and have a tensile strength of 780 MPa or more.
  • tensile strength refers to the tensile strength (TS) obtained in accordance with JIS Z2241 (2011).
  • excellent ductility means that the total elongation EL obtained in accordance with JIS Z2241 (2011) satisfies any one of the following (A) to (C).
  • Excellent chemical conversion treatability means that after degreasing (treatment temperature: 40°C, treatment time: 120 seconds, spray degreasing, degreaser: FC-E2011 manufactured by Nippon Parkerizing Co., Ltd.), surface conditioning (pH 9.5, treatment temperature: room temperature, treatment time: 20 seconds, surface conditioner: PL-X manufactured by Nippon Parkerizing Co., Ltd.), and then chemical conversion treatment using a zinc phosphate chemical conversion treatment solution (chemical conversion treatment solution temperature: 35°C, treatment time: 120 seconds, chemical conversion treatment solution: Palbond PB-L3065 manufactured by Nippon Parkerizing Co., Ltd.), the area where the base steel is exposed is less than 10% of the total area.
  • the present inventors have conducted extensive research into the steel components, heat treatment conditions, and microstructures that affect the ductility and chemical conversion treatability of various thin steel sheets having a tensile strength of 780 MPa or more.
  • the following components, in mass % were found to be C: 0.05-0.25%, Si: 0.30-1.50%, Mn: 1.5-4.5%, P: 0.005-0.050%, S: 0.01% or less, sol.
  • the composition contains Al: less than 1.0%, N: less than 0.015%, Ti: 0.005 to 1.000%, and B: 0.0010 to 0.0030%, and satisfies the following formulas (1) and (2), with the balance consisting of iron and unavoidable impurities.
  • the area ratio of polygonal ferrite is 10% or more and 80% or less.
  • the total area ratio of upper bainite, tempered martensite, and lower bainite is 10% or more and 70% or less.
  • the volume ratio of retained austenite (residual ⁇ ) is 3% or more and 15% or less.
  • a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent ductility, hole expandability, and chemical conversion treatability can be obtained by setting the area ratio of P to 15% or less (including 0%), and further setting the steel structure to the remaining structure, and then analyzing the P emission intensity measured by glow discharge analysis from the steel sheet surface in the sheet thickness direction, such that the maximum P concentration [Pm] within 1 ⁇ m in the sheet thickness direction from the steel sheet surface is 0.025 mass% or more and satisfies formula (3), and further, the integrated concentration of Si within 1 ⁇ m in the sheet thickness direction from the steel sheet surface is 120 or less.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist of the present invention is as follows. [1] In mass%, C: 0.05-0.25%, Si: 0.30-1.50%, Mn: 1.5-4.5%, P: 0.005-0.050%, S: 0.01% or less, sol.
  • Al less than 1.0%; N: less than 0.015%; Ti: 0.005 to 1.000%, B: 0.0010-0.0030%, Contains The following formulas (1) and (2) are satisfied, The balance being iron and unavoidable impurities; Area ratio of polygonal ferrite: 10% or more and 80% or less, Total area ratio of upper bainite, tempered martensite and lower bainite: 10% or more and 70% or less, Volume fraction of retained austenite: 3% or more and 15% or less, A steel structure having an area ratio of quenched martensite of 15% or less (including 0%); having The maximum concentration of P [Pm] within 1 ⁇ m in the sheet thickness direction from the steel sheet surface is 0.025 mass% or more, and formula (3) is satisfied; Furthermore, the steel sheet has an integrated concentration of Si within 1 ⁇ m from the surface in the sheet thickness direction of 120 or less.
  • the component composition further includes, in mass%, Cu: 1% or less, Ni: 1% or less, Cr: 1% or less, Mo: 0.5% or less, V: 0.5% or less, Nb: 0.1% or less, Mg: 0.0050% or less, Ca: 0.0050% or less, Sn: 0.1% or less, Sb: 0.1% or less, REM: 0.0050% or less,
  • a method for producing a steel sheet comprising the steps of: subjecting a steel slab having the composition according to [1] or [2] to hot rolling, pickling and cold rolling; and then annealing the resulting cold-rolled steel sheet;
  • the annealing is A soaking temperature holding step of heating the cold-rolled steel sheet to a soaking temperature of A c1 point +20 ° C. or more and A c3 point or less and Tc or more calculated by formula (4) in a furnace atmosphere having a dew point of ⁇ 40 ° C. or less, and holding the soaking temperature for 30 to 500 s;
  • a first cooling step of cooling the temperature range from the soaking temperature to a first cooling stop temperature of 350 to 550 ° C.
  • t is the holding time (s) at the soaking temperature
  • Tdp is the dew point (° C.).
  • a method for producing a steel sheet comprising: subjecting a steel slab having the composition according to [1] or [2] to hot rolling, pickling and cold rolling; and then annealing the resulting cold-rolled steel sheet;
  • the annealing is A soaking temperature holding step of heating the cold-rolled steel sheet to a soaking temperature of A c1 point +20 ° C. or more and A c3 point or less and Tc or more calculated by formula (4) in a furnace atmosphere having a dew point of ⁇ 40 ° C. or less, and holding the soaking temperature for 30 to 500 s;
  • a method for manufacturing a component comprising the step of subjecting the steel plate according to [1] or [2] to at least one of forming and joining to form a component.
  • the present invention it is possible to obtain a steel plate and a member which have a high strength, tensile strength TS of 780 MPa or more, and which also have excellent ductility, hole expandability and chemical conversion treatability.
  • the steel sheet of the present invention When the steel sheet of the present invention is applied to the frame members of an automobile body, it can be used to manufacture difficult-to-form parts of complex shapes by cold pressing, which can greatly contribute to reducing the weight of the automobile body. It is possible to reduce material costs because there is no need to use expensive alloying elements or to improve chemical conversion treatability through post-treatment after annealing.
  • FIG. 1 is a graph for explaining the maximum P concentration [Pm] of the present invention.
  • FIG. 2 is a graph for explaining the integrated amount of Si concentration according to the present invention.
  • the steel plate of the present invention contains, by mass%, C: 0.05 to 0.25%, Si: 0.30% to 1.50%, Mn: 1.5 to 4.5%, P: 0.005 to 0.050%, S: 0.01% or less, sol. Al: less than 1.0%, N: less than 0.015%, Ti: 0.005 to 1.000%, and B: 0.0010 to 0.0030%, and satisfies the following formulas (1) and (2), with the balance being iron and unavoidable impurities.
  • the steel plate of the present invention has a component composition in which the area ratio of polygonal ferrite is 10% or more and 80% or less, the total area ratio of upper bainite, tempered martensite, and lower bainite is 10% or more and 70% or less, the volume ratio of retained austenite is 3% or more and 15% or less, and the area ratio of quenched martensite is 10% or more and 70% or less. and a steel structure having an area ratio of 15% or less (including 0%) of phosphorus, and when the phosphorus emission intensity is analyzed by glow discharge analysis from the surface in the sheet thickness direction, the maximum concentration of P [Pm] within 1 ⁇ m in the sheet thickness direction from the steel sheet surface is 0.025 mass% or more and satisfies the following formula (3).
  • the integrated concentration of Si within 1 ⁇ m in the sheet thickness direction from the steel sheet surface is 120 or less.
  • the steel sheet has a high tensile strength TS of 780 MPa or more, and is excellent in ductility, hole expandability and chemical conversion treatability.
  • the steel sheet of the present invention will be explained below in the order of chemical composition and steel structure. First, the reasons for limiting the chemical composition of the present invention will be explained. In the following explanation, all percentages indicating the steel composition are mass percentages unless otherwise specified.
  • ⁇ C 0.05-0.25%> C is added from the viewpoint of securing a predetermined strength through transformation strengthening and improving ductility by securing a predetermined amount of retained austenite (retained ⁇ ). If the C content is less than 0.05%, these effects are not achieved. cannot be secured sufficiently. On the other hand, the upper limit of the C content is set at 0.25% due to concerns about hole expansion, which is important in press formability, and weldability, which is important in spot welding or laser welding when assembling the material into a car body after forming into an automobile component. Let us assume that. For this reason, the C content is set to 0.05 to 0.25%.
  • the C content is preferably 0.08% or more, and more preferably 0.10% or more. , preferably 0.22% or less, and more preferably 0.20% or less.
  • Si is contained from the viewpoint of strengthening ferrite to increase strength, and from the viewpoint of suppressing the formation of carbides in martensite and bainite, securing a predetermined amount of retained ⁇ , and improving ductility. If it is less than 30%, these effects cannot be sufficiently ensured. On the other hand, if the Si content exceeds 1.50%, good chemical conversion treatability cannot be ensured even with the production method specified in the present invention. For this reason, the Si content is set to 0.30 to 1.50%.
  • the Si content is preferably 0.35% or more, and more preferably 0.40% or more. is 1.20% or less, more preferably 1.00% or less.
  • Mn improves the hardenability of steel sheets and promotes high strength through transformation strengthening, and like Si, it suppresses the formation of carbides in bainite and promotes the formation of retained austenite that contributes to ductility, thereby improving ductility. It is contained from the viewpoint of improving the above. In order to obtain these effects, the Mn content must be 1.5% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 4.5%, the bainite transformation is significantly delayed, the required amount of retained austenite cannot be secured, and the ductility is reduced. Lowering the martensitic transformation start temperature makes it difficult to suppress the formation of coarse quenched martensite, and the stretch flangeability (hole expandability) deteriorates. For this reason, the Mn content is set to 1.5 to 4.5%. The Mn content is preferably 1.8% or more, and more preferably 2.0% or more. It is preferably 3.5% or less, and more preferably 3.0% or less.
  • P is an element that strengthens steel.
  • a P-enriched surface portion is formed on the surface of the steel sheet after annealing, thereby improving the chemical conversion treatability.
  • the P content is set to 0.005% or more.
  • a high P content deteriorates spot weldability, and from this viewpoint, the P content is set to 0.050% or less. Therefore, the P content is set to 0.005 to 0.050%.
  • the P content is preferably 0.007% or more, and more preferably 0.009% or more.
  • the content is preferably 0.040% or less, and more preferably 0.030% or less.
  • S has the effect of improving the scale peeling property during hot rolling and the effect of suppressing nitriding during annealing, but it is an element that has a negative effect on spot weldability, bendability, and hole expandability.
  • the S content is at least 0.01% or less, and preferably 0.0050% or less.
  • the amount is more preferably 0.0005% or more, and further preferably 0.0010% or more. ⁇ Sol.
  • Al Less than 1.0%> Al is contained for the purpose of deoxidation or obtaining residual ⁇ .
  • sol. Al there is no particular lower limit for sol. Al, but in order to perform stable deoxidation, the sol. Al content should be 0.005% or more. It is preferable to set the above.
  • the sol. Al content is 1.0% or more, the amount of coarse Al-based inclusions increases significantly, and the stretch flangeability (hole expandability) decreases.
  • Al is an element that deteriorates the chemical conversion treatment property, and if the sol. Al content is 1.0% or more, good chemical conversion treatability cannot be ensured even in the present invention. For this reason, the sol. Al content is set to less than 1.0%.
  • the sol. Al content is preferably 0.80% or less, and more preferably 0.06% or less.
  • N is an element that forms nitrides such as BN, AlN, and TiN in steel, and reduces stretch flange formability (hole expandability), so its content must be limited. Therefore, the N content is less than 0.015%.
  • the N content is preferably 0.010% or less, and more preferably 0.006% or less.
  • the N content is preferably 0.0001% or more from the viewpoint of manufacturing costs.
  • the N content is more preferably 0.0005% or more, and further preferably 0.001% or more.
  • Ti has the effect of fixing N in steel as TiN, improving hot ductility, and improving the hardenability of B. It also has the effect of refining the structure by precipitating TiC. In order to obtain the effect, the Ti content is set to 0.005% or more, more preferably 0.010% or more, and even more preferably 0.020% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 1.000%, the rolling load increases and the ductility decreases due to the increased amount of precipitation strengthening. Therefore, the Ti content is set to 1.000% or less. Preferably, the Ti content is is 0.080% or less, and more preferably 0.050% or less.
  • B is an element that improves the hardenability of steel and has the advantage of easily forming a predetermined area ratio of tempered martensite and/or bainite. To obtain this effect, the B content is set to 0.0010%. That is all. On the other hand, if the B content exceeds 0.0030%, it will be concentrated on the steel sheet surface during soaking, and Mn-based oxides will become coarse, deteriorating the chemical conversion treatability.
  • the B content is preferably 0.0020% or less.
  • [Si] is the Si content (% by mass)
  • [Mn] is the Mn content (% by mass).
  • [Si]/[Mn] determines the component ratio of Si and Mn in the surface oxide formed during annealing. If the ratio exceeds 0.35, good chemical conversion treatability cannot be ensured. Therefore, the [Si]/[Mn] ratio is set to 0.35 or less.
  • [Si]/[Mn] is preferably set to 0.32 or less.
  • the lower limit of [Si]/[Mn] is not particularly limited, but is preferably 0.10 or more, and more preferably 0.15 or more.
  • [B] is the B content (% by mass)
  • [Mn] is the Mn content (% by mass).
  • B is an element that is concentrated on the surface of the steel sheet during soaking. B promotes the formation of coarse Mn-based oxides on the steel sheet surface, which generates Mn-depleted regions around them and reduces [Si It has been newly discovered that even if the condition of [Mn]/[Mn] ⁇ 0.35 is satisfied, the formation of Si-based oxides on the steel sheet surface is promoted, thereby deteriorating the chemical conversion treatability.
  • 1000 ⁇ [B]/[Mn] is set to 0.70 or less.
  • 1000 ⁇ [B]/[Mn] is preferably It is 0.68 or less, and more preferably 0.65 or less.
  • 1000 ⁇ [B]/[Mn] is preferably 0.30 or more, and more preferably 0.35 or more.
  • composition of the steel plate in the present invention contains the above-mentioned elemental elements as the basic components, with the remainder being iron (Fe) and unavoidable impurities. It is preferable that the composition of the steel plate in the present invention has a composition in which the remainder is Fe and unavoidable impurities.
  • composition of the steel sheet of the present invention may contain, in addition to the above-mentioned components, one or more elements selected from the following as optional elements (optional elements).
  • Cu 1% or less
  • Ni 1% or less
  • Cr 1% or less
  • Mo 0.5% or less
  • V 0.5% or less
  • Nb 0.1% or less
  • Mg 0.0050% or less
  • Ca 0.0050% or less
  • Sn 0.1% or less
  • Sb 0.1% or less
  • REM 0.0050% or less
  • Cu improves corrosion resistance in the environment in which the automobile is used.
  • the corrosion product of Cu covers the surface of the steel sheet, and has the effect of suppressing hydrogen penetration into the steel sheet.
  • Cu is an element that is mixed when scrap is used as a raw material, and by allowing the inclusion of Cu, recycled materials can be used as raw materials, and manufacturing costs can be reduced. From this viewpoint, it is preferable to contain Cu at 0.005% or more, and furthermore, from the viewpoint of improving delayed fracture resistance, it is more preferable to contain Cu at 0.05% or more.
  • the Cu content is more preferably 0.10% or more. More preferably, the Cu content is 0.25% or more, and even more preferably, 0.50% or more. However, if the Cu content is too high, it will cause surface defects, so if Cu is contained, the Cu content is set to 1% or less.
  • Ni like Cu, is an element that improves corrosion resistance. Ni also has the effect of suppressing the occurrence of surface defects that tend to occur when Cu is contained. For this reason, it is desirable to contain Ni at 0.01% or more.
  • the Ni content is more preferably 0.04% or more, and even more preferably 0.06% or more.
  • the Ni content is set to 1% or less.
  • the Ni content is 0.5% or less, and more preferably, 0.3% or less.
  • the Cr content is preferably 0.01% or more.
  • the Cr content is more preferably 0.03% or more, and further preferably 0.06% or more.
  • the Cr content is set to 1% or less.
  • the Cr content is preferably 0.75% or less, more preferably 0.50% or less.
  • the Cr content is further preferably 0.30% or less, and even more preferably 0.10% or less.
  • Mo can be added because of its effect of improving the hardenability of steel and its effect of suppressing the formation of carbides in martensite and upper/lower bainite.
  • the Mo content should be 0.01
  • the Mo content is preferably 0.03% or more, and more preferably 0.06% or more.
  • the Mo content is more preferably 0.1% or more. and even more preferably, equal to or greater than 0.2%.
  • the Mo content is set to 0.5% or less. More preferably, the Mo content is set to 0.4% or less. be.
  • V 0.5% or less> V is added because of its effects of improving the hardenability of steel, suppressing the formation of carbides in martensite and upper/lower bainite, refining the structure, and precipitating carbides to improve delayed fracture resistance.
  • the V content is preferably 0.003% or more, more preferably 0.005% or more, and even more preferably 0.010% or more. % or more. Even more preferably, the V content is 0.020% or more, and even more preferably, 0.050% or more.
  • the V content is set to 0.5% or less.
  • the V content is set to 0.3% or less. More preferably, it is 0.2% or less.
  • Nb can be added because of its effects of refining the steel structure to increase strength, promoting bainite transformation through grain refinement, improving bendability, and enhancing delayed fracture resistance.
  • the Nb content is preferably 0.002% or more, more preferably 0.004% or more, and further preferably 0.010% or more.
  • the Nb content is set to 0.1%.
  • the Nb content is 0.05% or less, and more preferably 0.03% or less.
  • Mg fixes O as MgO and contributes to improving formability such as bendability. Therefore, the Mg content is preferably 0.0002% or more.
  • the Mg content is more preferably 0.
  • the Mg content is preferably 0.0010% or more, and more preferably 0.0015% or more.
  • the Mg content is set to 0.0050% or less.
  • the Mg content is set to 0.0040% or less. .
  • Sn suppresses oxidation and nitridation in the surface layer of the steel sheet, and suppresses the resulting reduction in the content of C and B in the surface layer. This effect suppresses the formation of ferrite in the surface layer of the steel sheet, increasing the strength, and From this viewpoint, the Sn content is preferably 0.003% or more, more preferably 0.010% or more, and further preferably 0.015% or more.
  • the Sn content is preferably 0.020% or more, and more preferably 0.030% or more.
  • Sn content if the Sn content exceeds 0.1%, castability is deteriorated.
  • Sn segregates at the prior ⁇ grain boundaries, and the delayed fracture resistance is deteriorated. Therefore, when Sn is contained, Sn The content shall be 0.1% or less.
  • Sb suppresses oxidation and nitridation in the surface layer of the steel sheet, and suppresses the resulting reduction in the content of C and B in the surface layer. This effect suppresses the formation of ferrite in the surface layer of the steel sheet, increasing the strength, and From this viewpoint, the Sb content is preferably 0.002% or more, more preferably 0.004% or more, and further preferably 0.006% or more. % or more. More preferably, the Sb content is 0.008% or more, and even more preferably, 0.010% or more. The Sb content is preferably 0.015% or more, More preferably, it is 0.030% or more. On the other hand, if the Sb content exceeds 0.1%, castability is deteriorated, and the Sb segregates at the prior ⁇ grain boundaries, deteriorating the delayed fracture resistance. shall be 0.1% or less.
  • REM is an element that suppresses the adverse effect of sulfides on stretch flangeability by making the shape of sulfides spheroidal, thereby improving stretch flangeability.
  • the REM content is preferably 0.0005% or more.
  • the REM content is more preferably 0.0010% or more, and further preferably 0.0020% or more.
  • the REM content exceeds 0.0050%, the effect of improving the stretch flangeability is saturated, so when REM is contained, the REM content is set to 0.0050% or less.
  • REM refers to scandium (Sc) with atomic number 21, yttrium (Y) with atomic number 39, and lanthanum (La) with atomic number 57 to lutetium (Lu) with atomic number 71.
  • the REM concentration in the present invention refers to the total content of one or more elements selected from the above-mentioned REMs.
  • the optional elements contained below the lower limit do not impair the effects of the present invention. Therefore, when the optional elements are contained below the lower limit, the optional elements are considered to be contained as unavoidable impurities.
  • the steel plate of the present invention has a tensile strength (TS) of 780 MPa or more.
  • TS tensile strength
  • the total elongation EL is ensured to be 16.0% or more when TS is 780 MPa or more and less than 980 MPa, 14.0% or more when TS is 980 MPa or more and less than 1180 MPa, and 12.0% or more when TS is 1180 MPa or more. This significantly improves the stability of press forming.
  • a steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more is considered to be a high-strength steel sheet.
  • a steel sheet having a total elongation EL of 16.0% or more when TS is 780 MPa or more and less than 980 MPa, 14.0% or more when TS is 980 MPa or more and less than 1180 MPa, and 12.0% or more when TS is 1180 MPa or more is considered to be a steel sheet having excellent ductility.
  • the area ratio of polygonal ferrite is set to 10% or more, and in order to obtain even higher ductility, it is preferably set to 20% or more.
  • the area ratio of polygonal ferrite is set to 80% or less, preferably 75% or less, and more preferably 70%.
  • Total area ratio of upper bainite, tempered martensite and lower bainite 10% or more and 70% or less>
  • the total area ratio of upper bainite, tempered martensite and lower bainite is set to 10% or more, and in order to obtain even higher strength, it is preferably set to 15% or more.
  • the area ratio is set to 70% or less, more preferably 65% or less, and further preferably 60% or less.
  • volume fraction of retained austenite (retained ⁇ ): 3% or more and 15% or less> If the volume fraction of the retained austenite is less than 3%, it may not be possible to ensure the desired ductility. From the viewpoint of ductility, the volume fraction of the retained austenite is set to 3% or more, and preferably 5% or more. On the other hand, if the volume fraction of the retained austenite exceeds 15%, the stretch flangeability (hole expandability) may decrease. Therefore, the volume fraction of the retained austenite is set to 15% or less. The volume fraction of the retained austenite is preferably 13% or less.
  • ⁇ Area ratio of quenched martensite 15% or less (including 0%)> Since the hard quenched martensite structure reduces ⁇ , its area ratio needs to be suppressed. In order to obtain a practically necessary ⁇ , the area ratio of the quenched martensite is set to 15% or less. In order to obtain ⁇ more stably, the area ratio of the quenched martensite is preferably 13% or less, more preferably 11% or less. The area ratio of the quenched martensite may be 0% or 3% or more.
  • the steel structure is made up of the remaining structure other than the above.
  • the area ratio of the remaining structure is preferably 5% or less.
  • the remaining structure may be unrecrystallized ferrite, carbide, or pearlite. These structures may be determined by SEM observation as described later.
  • [Pm] is preferably 0.030 mass% or more, more preferably 0.035 mass% or more. Although there is no particular upper limit, [Pm] is preferably 0.100 mass% or less, more preferably 0.090 mass% or less. [Pm]/[P] is preferably 1.7 or more, more preferably 1.9 or more. Although there is no particular upper limit, [Pm]/[P] is preferably 10.0 or less, more preferably 9.0 or less.
  • ⁇ Cumulative amount of Si enrichment within 1 ⁇ m from the steel sheet surface in the sheet thickness direction is 120 or less>
  • 1000 ⁇ [B]/[Mn] is set to 0.70 or less.
  • the cumulative concentration amount of Si within 1 ⁇ m from the surface of the manufactured steel sheet is set to 120 or less. This ensures good chemical conversion treatability.
  • the cumulative concentration amount of Si within 1 ⁇ m from the steel sheet surface is set to 120 or less. More preferably, it is 100 or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but is preferably 80 or more, and more preferably 90 or more.
  • the area ratios of polygonal ferrite, upper bainite, tempered martensite, lower bainite, and quenched martensite were measured by cutting out a cross section of the sheet thickness parallel to the rolling direction, mirror-polishing it, and then etching it with 1 vol% nital. At the 1/4 thickness position, an area of 25 ⁇ m ⁇ 20 ⁇ m was observed in 10 fields of view at 5,000 times magnification using an SEM, and the photographed structure was quantified by image analysis.
  • Polygonal ferrite is a relatively equiaxed ferrite with almost no carbides inside. It is the area that appears the blackest under SEM.
  • Upper bainite is a ferrite structure with the formation of carbides or retained austenite inside that appear white under SEM.
  • the region of ferrite with an aspect ratio of ⁇ 2.0 is classified as polygonal ferrite, and the region with an aspect ratio of >2.0 is classified as upper bainite, and the area ratio is calculated.
  • the aspect ratio is calculated by determining the major axis length a at which the particle length is the longest, and the minor axis length b at the particle length when it crosses the particle the longest in the direction perpendicular to the major axis length a, and a/b is the aspect ratio.
  • Tempered martensite and lower bainite are regions that are accompanied by a lath-shaped substructure and carbide precipitation inside when viewed under an SEM.
  • Hardened martensite fresh martensite
  • the remaining structure is a structure containing at least one of non-recrystallized ferrite, carbide, and pearlite, and can be confirmed by SEM as black contrast ferrite containing deformed structure introduced by rolling, and white contrast carbide and pearlite.
  • Carbide is a structure with a particle size of 1 ⁇ m or less, and pearlite is a lamellar (layer) structure, so it can be distinguished.
  • the volume fraction of retained austenite is determined by chemically polishing the surface layer at 1/4 thickness and then performing X-ray diffraction.
  • a Co-K ⁇ source is used for the incident X-rays, and the volume fraction of retained austenite is calculated from the intensity ratio of the (200), (211), and (220) planes of ferrite to the (200), (220), and (311) planes of austenite.
  • the volume fraction of retained austenite determined by X-ray diffraction can be taken as the area fraction of retained austenite.
  • the surface enrichment amounts of P and Si on the steel sheet surface and near the surface are analyzed by sputtering in the depth direction (sheet thickness direction) using a GDS (manufactured by Shimadzu Corporation) under the conditions of Ar gas pressure: 600 Pa, high frequency output: 35 W, measurement time interval: 0.1 s, and measurement time: 150 s. Then, the maximum P concentration [Pm] and the cumulative enrichment amount of Si within 1 ⁇ m in the sheet thickness direction from the steel sheet surface are determined using a calibration curve previously obtained using a standard sample having a known P amount and Si amount.
  • the integrated amount of concentrated Si is calculated by calculating the difference between the amount of Si measured every 0.1 seconds within 1 ⁇ m in the sheet thickness direction from the steel sheet surface and the average amount of Si measured over a measurement time of 140 to 150 seconds, and integrating the measurement data within 1 ⁇ m.
  • the highest P intensity value during the measurement time of 150 seconds is converted into mass % using a calibration curve and is defined as the maximum concentration ([Pm]).
  • the method of converting to mass% involves determining the correlation between the intensity of P element obtained by GDS and the amount of P in data obtained by measuring a standard material having a known amount of P under the same conditions, and converting the measured intensity of P in the examples to a concentration.
  • Pi is the P content (mass%) in the steel sheet.
  • the integrated amount of Si concentration was calculated by dividing the measurement time (s) shown in FIG. 2A by 1.7 to convert it to a depth position ( ⁇ m), and then integrating the difference between the average bulk concentration (see the dashed line in FIG. 2B) and the Si concentration (mass%) at each depth position (see the shaded area in FIG. 2B).
  • the manufacturing method of the steel sheet according to the first embodiment of the present invention is a manufacturing method of a steel sheet in which a steel slab having the above-mentioned composition is subjected to hot rolling, pickling and cold rolling, and then the obtained cold-rolled steel sheet is annealed.
  • the annealing is performed in a furnace atmosphere having a dew point of ⁇ 40° C. or less, at a temperature of A c1 point +20° C. or more.
  • Tc (°C) 663-1.2 x exp (20/t) x Tdp...Formula (4)
  • t represents the holding time at the above-mentioned soaking temperature (soaking holding time) (s)
  • Tdp represents the dew point (° C.).
  • the method of hot rolling a steel slab includes a method of rolling the slab after heating, a method of directly rolling the slab after continuous casting without heating it, and a method of rolling the slab after continuous casting by applying a short-term heat treatment.
  • Hot rolling may be performed according to a conventional method, for example, the slab heating temperature may be 1100°C or higher.
  • the slab heating temperature may be 1300°C or lower.
  • the soaking temperature may be 20 min or higher.
  • the soaking temperature may be 300 min or lower.
  • the finish rolling temperature may be A r3 transformation point or higher.
  • the finish rolling temperature may be A r3 transformation point + 200°C or lower.
  • the coiling temperature may be 400°C or higher.
  • the coiling temperature may be 720°C or lower.
  • the coiling temperature is preferably controlled from the viewpoint of suppressing thickness fluctuation and stably ensuring high strength. Specifically, the coiling temperature is preferably 430°C or higher. The winding temperature is preferably 530° C. or less.
  • the Ar3 transformation point can be calculated from the components of the steel sheet and the following empirical formula (A).
  • a r3 point (°C) 910-310 ⁇ [C]-80 ⁇ [Mn]-20 ⁇ [Cu]-15 ⁇ [Cr]-55 ⁇ [Ni]-80 ⁇ [Mo]...Formula (A) (In the above formula, [M] is the content (mass%) of element M in the steel slab, and the value of an element that is not contained is zero (0).)
  • the pickling may be carried out in a conventional manner.
  • Cold rolling may be performed according to a conventional method, and the rolling ratio (cumulative rolling ratio) may be 30% or more.
  • the rolling ratio (cumulative rolling ratio) may be 85% or less.
  • the rolling ratio is preferably controlled from the viewpoint of stably securing high strength and reducing anisotropy. Specifically, the rolling ratio is preferably 35% or more.
  • softening annealing treatment can be performed at 450 to 730°C in a CAL (continuous annealing line) or BAF (box annealing furnace).
  • a cold-rolled steel sheet manufactured according to a conventional method is annealed under the following conditions.
  • the annealing equipment is not particularly limited, but it is preferable to perform the annealing in a continuous annealing line (CAL) from the viewpoints of productivity and ensuring the desired heating rate and cooling rate.
  • CAL continuous annealing line
  • the dew point affects the formation of oxides on the steel sheet surface during annealing, and if the dew point exceeds -40°C, the amount of oxides formed on the steel sheet surface increases excessively, deteriorating the chemical conversion treatability. For this reason, the dew point is set to -40°C or lower. Although there is no particular lower limit, the dew point is preferably ⁇ 70° C. or higher, and more preferably ⁇ 60° C. or higher.
  • the steel sheet obtained in the present invention contains a soft ferrite structure, which improves ductility, and therefore the soaking temperature is set to be in the range of A c1 point +20° C. to A c3 point at which ferrite is formed.
  • Tc is calculated from the dew point and the soaking holding time in formula (4).
  • Tc (°C) 663-1.2 x exp (20/t) x Tdp...Formula (4)
  • t is the holding time (s) at the soaking temperature
  • Tdp is the dew point (° C.). If the soaking temperature is less than Tc (°C), the specified amount of P concentration on the surface cannot be ensured, and the chemical conversion treatability deteriorates. Therefore, in a furnace atmosphere with a dew point of -40°C or less, the soaking temperature is set to be A c1 point +20°C or more and A c3 point or less, and to be Tc (°C) or more.
  • the time for holding at the soaking temperature (soaking holding time) is less than 30 seconds, formation of austenite at the soaking temperature may not be sufficient, resulting in an increase in polygonal ferrite, and thus making it impossible to obtain the desired total area ratio of upper bainite, tempered martensite, and lower bainite, making it impossible to obtain the desired strength, or making it impossible to obtain a sufficient amount of retained austenite, making it impossible to ensure the desired ductility.
  • the time for holding at the soaking temperature exceeds 500 seconds, the microstructure becomes significantly coarse, so that the desired strength may not be ensured, and the desired ductility may not be obtained.
  • the time for which the steel sheet is held at the annealing temperature is set to 30 to 500 seconds.
  • the time for which the material is held at the soaking temperature is preferably 60 seconds or more, more preferably 100 seconds or more.
  • the time for which the material is held at the soaking temperature (soaking time) is preferably 400 seconds or less, more preferably 300 seconds or less.
  • a c1 and A c3 obtained from the empirical formulas (5) and (6) below may be used.
  • a c1 723+22 ⁇ [C]-18 ⁇ [Si]+17 ⁇ [Cr]+4.5 ⁇ [Mo]+16 ⁇ [V] ...Formula (5)
  • a c3 910-203 ⁇ ([C]) 1/2 +44.7 ⁇ [Si]-30 ⁇ [Mn]+700 ⁇ [P]+400 ⁇ [sol.
  • [M] is the mass % of each element.
  • First cooling step cooling to the first cooling stop temperature at a first average cooling rate of 2 to 50 ° C./s in the temperature range from the soaking temperature to the first cooling stop temperature of 350 to 550 ° C.
  • the material After being held at a soaking temperature that is equal to or higher than A c1 point + 20° C. and equal to or lower than A c3 point and is equal to or higher than Tc (after the soaking temperature holding step), the material is cooled at a first average cooling rate of 2 to 50° C./s in a temperature range from the soaking temperature to a first cooling stop temperature of 350 to 550° C.
  • the first average cooling rate is set to 2° C./s or more, and preferably 5° C./s or more.
  • the first average cooling rate is set to 50° C./s or less.
  • the first average cooling rate is preferably 40° C./s or less, and more preferably less than 30° C./s.
  • the first average cooling rate is "(soaking temperature (°C)-first cooling stop temperature (°C))/cooling time (seconds) from the soaking temperature to the first cooling stop temperature.”
  • upper bainite can be formed, a predetermined amount of retained austenite can be obtained, and the desired ductility can be obtained.
  • Bainite transformation has an incubation period, and in order to obtain the desired amount of bainite, the material must be held at that temperature for a certain period of time.
  • the holding time exceeds 60 seconds, the concentration of C from bainite to the blocky untransformed ⁇ progresses, leading to an increase in the amount of remaining blocky quenched martensite structure or an excessive increase in retained austenite, which may cause a decrease in ⁇ . Therefore, the holding time is set to 10 seconds or more and 60 seconds or less.
  • This holding time is preferably 20 seconds or more. Moreover, this holding time is preferably 50 seconds or less.
  • the second cooling step (1) can be omitted, in which case the material is heated to a soaking temperature of A c1 +20° C. or more and A c3 or less and Tc or more, and is held at the soaking temperature for 30 to 500 s, followed by the treatment in the second cooling step (2).
  • a manufacturing method in which the second cooling step (1) is omitted will be described in the second embodiment described later.
  • the second average cooling rate in the temperature range from the residence end temperature to the second cooling stop temperature of 200° C. or more and 420° C. or less is set to 2° C./s or more.
  • the second average cooling rate is preferably 5° C./s or more, and more preferably 8° C./s or more. If the cooling rate in this temperature range is too high, the plate shape deteriorates, so the cooling rate in this temperature range (second average cooling rate) is set to 50° C./s or less, preferably 40° C./s or less.
  • the second cooling stop temperature is set to 420°C or less.
  • the second cooling stop temperature is preferably 400°C or less.
  • the second cooling stop temperature is set to 200°C or higher.
  • the second average cooling rate is "retention end temperature (°C)-second cooling stop temperature (°C)/cooling time (seconds) from the retention end temperature to the second cooling stop temperature".
  • the holding at the second cooling stop temperature is performed from the viewpoint of adjusting the strength by tempering the formed martensite and promoting the concentration of C in the residual ⁇ . If the holding time is less than 60s, the tempering is insufficient and high-strength martensite is not formed. In addition, since the concentration of C in the residual ⁇ is suppressed, the desired ductility and hole expandability are not ensured. On the other hand, if the holding time at the second cooling stop temperature exceeds 3000 s, the martensite is excessively tempered, and the desired strength may not be ensured. If the strain time exceeds 3000 s, the desired ductility may not be obtained.
  • the holding time at the second cooling stop temperature is set to 60 seconds or more and 3000 seconds or less.
  • the holding time at the second cooling stop temperature is preferably 100 seconds or more, and more preferably 150 seconds or more.
  • the holding time at the stop temperature is preferably 2500 seconds or less, more preferably 2000 seconds or less.
  • the manufacturing method of the steel sheet according to the second embodiment of the present invention is a manufacturing method of a steel sheet in which a steel slab having the above-mentioned composition is subjected to hot rolling, pickling and cold rolling, and then the obtained cold-rolled steel sheet is annealed.
  • the annealing is a manufacturing method of a steel sheet in which the cold-rolled steel sheet is heated to a soaking temperature that is A c1 point +20 ° C. or more and A c3 point or less, and is equal to or higher than Tc calculated by formula (4) in a furnace atmosphere having a dew point of -40 ° C.
  • Tc (°C) 663-1.2 x exp (20/t) x Tdp...Formula (4)
  • t is the holding time (s) at the above-mentioned soaking temperature
  • Tdp is the dew point (° C.).
  • the treatments in the soaking steps of hot rolling, pickling, cold rolling, and annealing can be performed under the same conditions as in the first embodiment.
  • the first cooling step in the annealing of the first embodiment can be omitted.
  • the cooling step in the annealing corresponds to the second cooling step in the annealing in the first embodiment.
  • the retention treatment in the second cooling step in the first embodiment (retention for 10 to 60 s in a temperature range of 350 to 550° C.) can be omitted.
  • the isothermal holding step in the annealing of the second embodiment can be substantially the same as the isothermal holding step in the annealing of the first embodiment, except that the second cooling stop temperature is the cooling stop temperature.
  • the cooling step in the annealing will be mainly described below.
  • the average cooling rate is preferably 5° C./s or more, and more preferably 8° C./s or more. If the cooling rate in this temperature range is too high, the plate shape deteriorates, so the cooling rate in this temperature range (second average cooling rate) is set to 50° C./s or less, preferably 40° C./s or less. If the cooling stop temperature exceeds 420°C, the area ratio of tempered martensite or lower bainite will not be the specified value, and the area ratio of quenched martensite after annealing will increase, which may result in deterioration of hole expandability. For this reason, the cooling stop temperature is set to 420°C or less.
  • the cooling stop temperature is set to 200°C or higher.
  • the average cooling rate is "soaking temperature (° C.) ⁇ cooling stop temperature (° C.)/cooling time (seconds) from the soaking temperature to the cooling stop temperature.”
  • the steel plate of the present invention preferably has a thickness of 0.5 mm or more, and more preferably has a thickness of 3.0 mm or less.
  • the member of the present invention is obtained by subjecting the steel plate of the present invention to at least one of forming and joining processes.
  • the manufacturing method of the member of the present invention also includes a step of subjecting the steel plate of the present invention to at least one of forming and joining processes to form the member.
  • the steel plate of the present invention has a tensile strength of 780 MPa or more, and has excellent ductility, hole expandability, and chemical conversion treatability. Therefore, the member obtained using the steel plate of the present invention also has a tensile strength of 780 MPa or more, and has excellent ductility, hole expandability, and chemical conversion treatability. Furthermore, the use of the member of the present invention makes it possible to reduce the weight. Therefore, the member of the present invention can be suitably used, for example, in vehicle body frame parts.
  • general processing methods such as pressing can be used without restrictions.
  • general welding methods such as spot welding and arc welding, riveting, crimping, etc. can be used without restrictions.
  • Example 1 A slab having the chemical composition shown in Table 1 produced by continuous casting was heated to 1200°C, with a soaking time of 200 min, a finish rolling temperature of 860°C or higher, and a coiling temperature of 550°C. After the hot rolling process, the slab was cold rolled at a rolling ratio of 50% to produce a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.4 mm. The cold-rolled steel sheet was treated under the annealing conditions shown in Table 2 to produce the steel sheet of the present invention and the steel sheet of the comparative example.
  • the steel structure was measured by the following method. The measurement results are shown in Table 3.
  • the area ratios of polygonal ferrite, upper bainite, tempered martensite, lower bainite, and quenched martensite (fresh martensite) were measured by cutting out a cross section of the plate thickness parallel to the rolling direction, mirror-polishing it, and then etching it with 1 vol% nital. At the 1/4 thickness position, an area of 25 ⁇ m ⁇ 20 ⁇ m was observed in 10 fields of view at 5,000 times magnification using an SEM, and the photographed structure was quantified by image analysis.
  • Polygonal ferrite is a relatively equiaxed ferrite with almost no carbides inside. It is the area that appears the blackest under SEM.
  • Upper bainite is a ferrite structure with the formation of carbides or retained austenite inside that appear white under SEM.
  • the area of ferrite with an aspect ratio of ⁇ 2.0 was classified as polygonal ferrite, and the area of ferrite with an aspect ratio of >2.0 was classified as upper bainite, and the area ratio was calculated.
  • the aspect ratio was calculated by determining the major axis length a at which the particle length is the longest, and the minor axis length b at the particle length when it crosses the particle the longest in the direction perpendicular to the major axis length a, and a/b was defined as the aspect ratio.
  • Tempered martensite and lower bainite are regions that are accompanied by a lath-shaped substructure and carbide precipitation inside when viewed under an SEM.
  • Hardened martensite fresh martensite
  • the remaining structure is a structure containing at least one of non-recrystallized ferrite, carbide, and pearlite, and non-recrystallized ferrite can be confirmed by SEM as ferrite with black contrast containing deformed structure introduced by rolling.
  • Carbide and pearlite are structures that can be confirmed by white contrast.
  • Carbide is a structure with a particle size of 1 ⁇ m or less
  • pearlite is a lamellar (layer) structure, so it can be distinguished.
  • the volume fraction of retained austenite was determined by chemically polishing the surface layer at 1/4 thickness and then performing X-ray diffraction. A Co-K ⁇ source was used for the incident X-rays, and the volume fraction of retained austenite was calculated from the intensity ratio of the (200), (211), and (220) planes of ferrite to the (200), (220), and (311) planes of austenite.
  • the surface enrichment amounts of P and Si on the steel sheet after annealing were measured using a GDS (manufactured by Shimadzu Corporation) by performing a depth-direction sputtering analysis under the following conditions: Ar gas pressure: 600 Pa, high frequency output: 35 W, measurement time interval: 0.1 s, measurement time: 150 s.
  • the maximum P concentration [Pm] near the surface (within 1 ⁇ m in the sheet thickness direction from the steel sheet surface) and the cumulative enrichment amount of Si were measured.
  • calibration curves for P and Si were obtained using standard samples with various P contents from 0.005 to 0.020 mass% and standard samples with various Si contents from 1.0 to 3.0 mass%.
  • the annealed steel sheet was degreased and surface-conditioned, and then chemically treated using a zinc phosphate chemical conversion treatment solution.
  • the chemical conversion treatment was performed as follows: degreasing step: treatment temperature; 40°C, treatment time; 120 seconds, spray degreasing, surface conditioning step: pH 9.5, treatment temperature; room temperature, treatment time; 20 seconds, chemical conversion treatment step: temperature of chemical conversion treatment solution; 35°C, treatment time; 120 seconds.
  • degreaser FC-E2011
  • surface conditioning agent PL-X
  • chemical conversion treatment solution Palbond PB-L3065, manufactured by Nihon Parkerizing Co., Ltd.
  • the surface chemical conversion structure was observed by SEM observation at a magnification of 1000 times in five fields (areas of 50,000 ⁇ m2 or more ), and the area where the base steel was exposed was evaluated as ⁇ when it was less than 10% of the total area, and x when it was 10% or more. The results are shown in Table 3.
  • Example 2 A slab produced by continuous casting having the composition shown in Table 1 was heated to 1200°C, and after a hot rolling process in which the soaking time was 200 min, the finish rolling temperature was 860°C or higher, and the coiling temperature was 550°C, the cold rolled steel sheet having a thickness of 1.4 mm was produced by cold rolling at a rolling ratio of 50%.
  • the cold rolled steel sheet was treated under the annealing conditions shown in Table 4 to produce the steel sheet of the present invention and the steel sheet of the comparative example. The same evaluation as in Example 1 was performed. The results are shown in Table 5.
  • the components obtained by forming and joining the steel plate of the present invention have excellent strength, ductility, hole expandability and chemical treatment properties, similar to the steel plate of the present invention, because the steel plate of the present invention has excellent strength, ductility, hole expandability and chemical treatment properties.

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Abstract

優れた延性、穴広げ性および化成処理性を有し、引張強度が７８０ＭＰａ以上である鋼板、部材およびそれらの製造方法の提供。　質量％で、所定範囲のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ｓｏｌ．Ａｌ、Ｎを含有し、式（１）を満たす成分組成と、ポリゴナルフェライトの面積率等を所定範囲とする鋼組織と、を有し、鋼板表面から板厚方向１μｍ以内のＰの最大濃度［Ｐｍ］が０．０２５ｍａｓｓ％以上であり、かつ、式（２）を満足し、鋼板表面から板厚方向１μｍ以内のＳｉの積算濃化量が１２０以下である。鋼板。 ［Ｓｉ］／［Ｍｎ］≦０．３５　・・・式（１） １０００×［Ｂ］／［Ｍｎ］≦０．７０　・・・式（２） ［Ｐｍ］／［Ｐ］≧１．５　・・・式（３）

Description

鋼板、部材およびそれらの製造方法
　本発明は、自動車、家電等においてプレス成形工程を経て使用される複雑な形状を有するプレス成形品用に好適で、かつ化成処理性に優れた鋼板、部材およびそれらの製造方法に関する。
　世界的なＣＯ２排出規制の高まりを背景に、自動車用鋼板の高強度化による車体重量の軽量化が一段と要求され、ボディやシート部品に対しても既存の４４０ＭＰａ級の冷延鋼板から５９０ＭＰａ級以上の高強度鋼板の適用が進められている。一般的に、鋼板を高強度化すると、延性や伸びフランジ性等のプレス成形性が低下し、プレス成形時の割れが生じやすくなり、形状の自由度が低下するため、単純な形状の部品への適用に限定される。したがって、高強度鋼板を複雑形状部品へ適用するためには成形性を維持あるいは向上させながら鋼板の高強度化を進めることが重要となる。
　このような背景から、鋼板の延性を向上させる技術として、鋼板のミクロ組織中に残留オーステナイト（残留γ）を分散させたＴＲＩＰ鋼が開発されている。ＴＲＩＰ鋼はミクロ組織中に残留γを形成させるため、Ｓｉが多量に添加されている。例えば、特許文献１では、Ｃ：０．０４～０．１２％、Ｓｉ：０．８～２．５％、Ｍｎ：０．５～２．０％を含む鋼を焼鈍後に３００～５００℃で１０～９００ｓｅｃ保持するオーステンパー（ベイナイト変態に伴う炭素分配）により、２～１０％の残留γを生成させることでＴＳ×Ｅｌ≧２１０００ＭＰａ・％の高い延性と７０％以上の高い伸びフランジ成形性を有する鋼板が得られることが開示されている。
　一方、Ｓｉ含有量の増加に伴い、焼鈍後の鋼板表面にＳｉが濃化し、Ｓｉ系酸化物が形成されることで化成処理性は劣化することが知られている。この課題に対して、例えば、特許文献２では、鋼板表面にＳｉが濃化しないようにＮｉを添加して、化成処理性を改善させる方法が開示されている。
また、特許文献３ではＳｉとともに表面に濃化するＭｎの含有量について、Ｓｉ／Ｍｎ比が０．４０以下となるように適切に制御することで、表面にＭｎ－Ｓｉ複合酸化物を形成させて化成処理性を改善させる方法が開示されている。
また、特許文献４では、焼鈍後の酸洗またはブラシ処理によりＳｉ系酸化物を直接除去することで化成処理性を改善する方法が開示されている。
特許第５５１５６２３号公報 特許第２９５１４８０号公報 特許第３８８９７６８号公報 特開２００３－２０１５３８号公報
　上記のように高強度鋼板の延性改善にはＳｉ添加が有効であるものの、Ｓｉを積極的に活用して高加工性を確保する場合において、Ｓｉ含有量と鋼板の化成処理性とはトレードオフの関係となる。特許文献２、特許文献４で開示された方法は、Ｓｉ含有量の高い鋼において化成処理性を改善する方法として有効であるが、含有させる合金元素や焼鈍条件等を調整した他の技術の確立も希求されていた。
また、特許文献３で開示されている方法においても、必ずしも良好な化成処理性が確保されないこと、鋼中に一定量のＢが含有する場合、鋼板表面のＳｉの濃化が促進されるため化成処理性が劣化することが発明者らの検討で明らかとなった。
このように、優れた延性および化成処理性を有しつつ、さらには穴広げ性を有する高強度の鋼板の技術としては、上記の技術はまだ十分であるとは言えなかった。
　本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は優れた延性、穴広げ性および化成処理性を具備し、引張強度７８０ＭＰａ以上の延性に優れる鋼板、部材およびそれらの製造方法を提供することにある。
　ここで、引張強度は、ＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して得られる引張強度（ＴＳ）のことを指す。
　また、延性に優れるとは、ＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して得られる全伸びＥＬが以下の（Ａ）～（Ｃ）のいずれかを満たすことを指す。
（Ａ）ＴＳ：７８０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ未満の場合、ＥＬ：１６．０％以上、
（Ｂ）ＴＳ：９８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満の場合、ＥＬ：１４．０％以上、
（Ｃ）ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上の場合、ＥＬ：１２．０％以上
　また、穴広げ性に優れるとは、実用上必要な穴広げ性を担保するため、ＪＦＳＴ１００１の規定に準拠した穴広げ試験により得られる穴広げ率λ（％）（＝｛（ｄ－ｄ０）／ｄ０｝×１００）が３０％以上であることを指す。
　また、化成処理性に優れるとは、脱脂（処理温度；４０℃、処理時間；１２０秒、スプレー脱脂、脱脂剤；日本パーカライジング社製ＦＣ－Ｅ２０１１）、表面調整（ｐＨ９．５、処理温度；室温、処理時間；２０秒、表面調整剤；日本パーカライジング社製ＰＬ－Ｘ）を行い、その後にリン酸亜鉛化成処理液を用いて化成処理（化成処理液の温度；３５℃、処理時間；１２０秒、化成処理液；日本パーカライジング社製パルボンドＰＢ－Ｌ３０６５）を行い、地鉄が露出する領域が全領域に対して１０％未満であることを指す。
　本発明者らは、上記の課題を解決するため、７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する種々の薄鋼板について、延性および化成処理性に及ぼす鋼成分、熱処理条件およびミクロ組織について鋭意検討した。その結果、質量％で、Ｃ：０．０５～０．２５％、Ｓｉ：０．３０～１．５０％、Ｍｎ：１．５～４．５％、Ｐ：０．００５～０．０５０％、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：１．０％未満、Ｎ：０．０１５％未満、Ｔｉ：０．００５～１．０００％、Ｂ：０．００１０～０．００３０％、を含有し、以下の式（１）および式（２）を満たし、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成とし、ポリゴナルフェライトの面積率を１０％以上８０％以下とし、上部ベイナイトと焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの合計の面積率を１０％以上７０％以下とし、残留オーステナイト（残留γ）の体積率を３％以上１５％以下とし、焼入れマルテンサイトの面積率を１５％以下（０％を含む）とし、さらに残部組織からなる鋼組織とした上で、鋼板表面から板厚方向にグロー放電分析法で測定したＰの発光強度を分析した時、鋼板表面から板厚方向１μｍ以内のＰの最大濃度［Ｐｍ］が０．０２５ｍａｓｓ％以上でかつ、式（３）を満足し、さらに、鋼板表面から板厚方向１μｍ以内のＳｉの積算濃化量が１２０以下である鋼組織とすることで、優れた延性、穴広げ性および化成処理性を具備する高強度冷延鋼板が得られることを知見した。
［Ｓｉ］／［Ｍｎ］≦０．３５　・・・式（１）
１０００×［Ｂ］／［Ｍｎ］≦０．７０　・・・式（２）
［Ｐｍ］／［Ｐ］≧１．５　　・・・式（３）
　ここで、式（１）において、［Ｓｉ］はＳｉ含有量（質量％）であり、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（質量％）であり、
式（２）において、［Ｂ］はＢ含有量（質量％）であり、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（質量％）であり、
式（３）において、［Ｐ］はＰ含有量（質量％）である。
　本発明は、上記知見に基づきなされたもので、その要旨は以下の通りである。
［１］質量％で、
Ｃ：０．０５～０．２５％、
Ｓｉ：０．３０～１．５０％、
Ｍｎ：１．５～４．５％、
Ｐ：０．００５～０．０５０％、
Ｓ：０．０１％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：１．０％未満、
Ｎ：０．０１５％未満、
Ｔｉ：０．００５～１．０００％、
Ｂ：０．００１０～０．００３０％、
を含有し、
以下の式（１）および式（２）を満たし、
残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成と、
ポリゴナルフェライトの面積率：１０％以上８０％以下であり、
上部ベイナイトと焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの合計面積率：１０％以上７０％以下であり、
残留オーステナイトの体積率：３％以上１５％以下であり、
焼入れマルテンサイトの面積率：１５％以下（０％を含む）である鋼組織と、
を有し、
鋼板表面から板厚方向１μｍ以内のＰの最大濃度［Ｐｍ］が０．０２５ｍａｓｓ％以上であり、かつ、式（３）を満足し、
さらに、表層から板厚方向１μｍ以内のＳｉの積算濃化量が１２０以下である、鋼板。
［Ｓｉ］／［Ｍｎ］≦０．３５　・・・式（１）
１０００×［Ｂ］／［Ｍｎ］≦０．７０　・・・式（２）
［Ｐｍ］／［Ｐ］≧１．５　　・・・式（３）
　ここで、式（１）において、［Ｓｉ］はＳｉ含有量（質量％）であり、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（質量％）であり、
式（２）において、［Ｂ］はＢ含有量（質量％）であり、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（質量％）であり、
式（３）において、［Ｐ］はＰ含有量（質量％）である。
［２］前記成分組成として、さらに、質量％で、
Ｃｕ：１％以下、
Ｎｉ：１％以下、
Ｃｒ：１％以下、
Ｍｏ：０．５％以下、
Ｖ：０．５％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｓｎ：０．１％以下、
Ｓｂ：０．１％以下、
ＲＥＭ：０．００５０％以下、
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、［１］に記載の鋼板。
［３］前記［１］または［２］に記載の鋼板を用いてなる部材。
［４］前記［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼スラブに対して熱間圧延、酸洗および冷間圧延を施した後、得られた冷延鋼板に対して、焼鈍を行う鋼板の製造方法であり、
前記焼鈍は、
前記冷延鋼板に対して、露点が－４０℃以下の炉内雰囲気において、Ａｃ１点＋２０℃以上Ａｃ３点以下であり、かつ、式（４）で算出されるＴｃ以上の均熱温度に加熱し、前記均熱温度において３０～５００ｓ保持する均熱保持工程と、
前記均熱温度から３５０～５５０℃の第一冷却停止温度までの温度範囲を第一平均冷却速度：２～５０℃／ｓとして前記第一冷却停止温度まで冷却する第一冷却工程と、
前記第一冷却停止温度で冷却を停止した後に、３５０～５５０℃の温度範囲で１０～６０ｓ滞留させた後、
２００～４２０℃の第二冷却停止温度まで第二平均冷却速度：２～５０℃／ｓで冷却を行う第二冷却工程と、
前記第二冷却停止温度で６０～３０００ｓ保持を行う等温保持工程と、
を含む、鋼板の製造方法。
Ｔｃ（℃）＝６６３－１．２×ｅｘｐ（２０／ｔ）×Ｔｄｐ　・・・（４）
ここで、ｔは前記均熱温度における保持時間（ｓ）、Ｔｄｐは露点（℃）を示す。
［５］前記［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼スラブに対して熱間圧延、酸洗および冷間圧延を施した後、得られた冷延鋼板に対して、焼鈍を行う鋼板の製造方法であり、
前記焼鈍は、
前記冷延鋼板に対して、露点が－４０℃以下の炉内雰囲気において、Ａｃ１点＋２０℃以上Ａｃ３点以下であり、かつ、式（４）で算出されるＴｃ以上の均熱温度に加熱し、前記均熱温度において３０～５００ｓ保持する均熱保持工程と、
前記均熱温度から２００～４２０℃の冷却停止温度まで平均冷却速度：２～５０℃／ｓで冷却を行う冷却工程と、
前記冷却停止温度で６０～３０００ｓ保持を行う等温保持工程と、
を含む、鋼板の製造方法。
Ｔｃ（℃）＝６６３－１．２×ｅｘｐ（２０／ｔ）×Ｔｄｐ　・・・（４）
ここで、ｔは前記均熱温度における保持時間（ｓ）、Ｔｄｐは前記露点（℃）を示す。
［６］前記［１］または［２］に記載の鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
　本発明によれば、引張強度ＴＳが７８０ＭＰａ以上の高強度で、優れた延性、穴広げ性および化成処理性を具備した鋼板および部材が得られる。
　本発明の鋼板を自動車車体の骨格部材に適用する場合、複雑形状の難成形性部材を冷間プレス加工により製造できるため、自動車の車体軽量化に大きく貢献できる。高価な合金元素や焼鈍後の後処理による化成処理性の改善が不要で、材料コストを低減することが可能である。
図１は、本発明のＰの最大濃度［Ｐｍ］を説明するためのグラフである。 図２は、本発明のＳｉ積算濃化量を説明するためのグラフである。
　以下、本発明について具体的に説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　（鋼板）
　本発明の鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５～０．２５％、Ｓｉ：０．３０％～１．５０％、Ｍｎ：１．５～４．５％、Ｐ：０．００５～０．０５０％、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：１．０％未満、Ｎ：０．０１５％未満、Ｔｉ：０．００５～１．０００％、Ｂ：０．００１０～０．００３０％、を含有し、以下の式（１）および式（２）を満たし、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成と、ポリゴナルフェライトの面積率：１０％以上８０％以下であり、上部ベイナイトと焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとの合計面積率：１０％以上７０％以下であり、残留オーステナイトの体積率：３％以上１５％以下であり、焼入れマルテンサイトの面積率：１５％以下（０％を含む）である鋼組織と、を有し、表面から板厚方向にグロー放電分析法で測定したＰの発光強度を分析した時、鋼板表面から板厚方向１μｍ以内のＰの最大濃度［Ｐｍ］が０．０２５ｍａｓｓ％以上であり、かつ、以下の式（３）を満足し、さらに、鋼板表面から板厚方向１μｍ以内のＳｉの積算濃化量が１２０以下である、引張強度ＴＳが７８０ＭＰａ以上の高強度であり、延性、穴広げ性および化成処理性に優れる鋼板である。
［Ｓｉ］／［Ｍｎ］≦０．３５　・・・式（１）
１０００×［Ｂ］／［Ｍｎ］≦０．７０　・・・式（２）
［Ｐｍ］／［Ｐ］≧１．５　　・・・式（３）
　ここで、式（１）において、［Ｓｉ］はＳｉ含有量（質量％）であり、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（質量％）であり、
式（２）において、［Ｂ］はＢ含有量（質量％）であり、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（質量％）であり、
式（３）において、［Ｐ］はＰ含有量（質量％）である。
　以下、成分組成、鋼組織の順で本発明の鋼板を説明する。まず、本発明の成分組成の限定理由を説明する。なお、以下の説明において、鋼の成分を示す％は、特に説明の無い限り、すべて質量％である。
　＜Ｃ：０．０５～０．２５％＞
　Ｃは変態強化により所定の強度を確保した上で、所定量の残留オーステナイト（残留γ）を確保して延性を向上させる観点から含有する。Ｃ含有量が０．０５％未満では、これらの効果が十分に確保できない。
一方、Ｃ含有量の上限は、プレス成形性において重要な穴広げ性や、自動車部材に成形後、車体に組み込む際のスポット溶接あるいはレーザー溶接時に重要な溶接性等の懸念から、０．２５％とする。
このため、Ｃ含有量は０．０５～０．２５％とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０８％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。また、Ｃ含有量は、好ましくは０．２２％以下であり、より好ましくは０．２０％以下である。
　＜Ｓｉ：０．３０～１．５０％＞
　Ｓｉは、フェライトを強化して強度を上昇させる観点、およびマルテンサイトやベイナイト中の炭化物生成を抑制し、所定量の残留γを確保して延性を向上させる観点から含有する。Ｓｉ含有量が０．３０％未満ではこれらの効果が十分に確保できない。
一方、Ｓｉ含有量が１．５０％を超えると、本発明で規定する製造方法であっても良好な化成処理性を確保することができない。
このため、Ｓｉ含有量は０．３０～１．５０％とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．３５％以上、より好ましくは０．４０％以上である。また、Ｓｉ含有量は、好ましくは１．２０％以下、より好ましくは１．００％以下である。
　＜Ｍｎ：１．５～４．５％＞
　Ｍｎは、鋼板の焼入れ性を向上させ、変態強化による高強度化を促進する観点、およびＳｉと同様にベイナイト中の炭化物の生成を抑制し、延性に寄与する残留オーステナイトの形成を促進させて延性を向上させる観点から含有する。
これらの効果を得るために、Ｍｎ含有量は１．５％以上必要となる。
一方、Ｍｎ含有量が４．５％を超えると、ベイナイト変態が著しく遅延し、所定量の残留オーステナイトを確保できず、延性が低下する。また、Ｍｎ含有量が４．５％を超えると、マルテンサイト変態開始温度の低温化により、粗大な焼入れマルテンサイトの生成を抑制することは難しくなり、伸びフランジ成形性（穴広げ性）が劣化する。
このため、Ｍｎ含有量は１．５～４．５％とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．８％以上であり、より好ましく２．０％以上である。また、Ｍｎ含有量は、好ましくは３．５％以下であり、より好ましくは３．０％以下である。
　＜Ｐ：０．００５～０．０５０％＞
　Ｐは、鋼を強化する元素である。また、Ｐ含有量を適切に制御することで、焼鈍後の鋼板表面にＰの表面濃化部を生じさせ、もって化成処理性を改善することができる元素であり、この観点から、Ｐ含有量は０．００５％以上とする。
一方、Ｐは、その含有量が多いとスポット溶接性を劣化させる。この観点から、Ｐ含有量は０．０５０％以下とする。
従って、Ｐ含有量は０．００５～０．０５０％とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．００７％以上であり、より好ましくは０．００９％以上である。また、Ｐ含有量は、好ましくは０．０４０％以下であり、より好ましくは０．０３０％以下である。
　＜Ｓ：０．０１％以下＞
　Ｓは、熱間圧延でのスケール剥離性を改善する効果、焼鈍時の窒化を抑制する効果があるが、スポット溶接性、曲げ性、穴広げ性に対して悪影響をもたらす元素である。これらの悪影響を低減するために、少なくともＳ含有量は０．０１％以下とし、０．００５０％以下とすることが好ましい。
なお、Ｓを含まなくてもよいが、０．０００１％未満に低減するには多大なコストがかかるため、Ｓ含有量は製造コストの観点から０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｓ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．００１０％以上である。
　＜ｓｏｌ．Ａｌ：１．０％未満＞
　Ａｌは、脱酸のため、あるいは残留γを得る目的で含有する。ｓｏｌ．Ａｌの下限は特に規定しないが、安定して脱酸を行うために、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。
一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が１．０％以上となると、Ａｌ系の粗大介在物が多量に増加し、伸びフランジ成形性（穴広げ性）が低下する。また、Ａｌは鋼板の化成処理性を劣化させる元素であり、また、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が１．０％以上となると、本発明においても良好な化成処理性が確保できない。このため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は１．０％未満とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、好ましくは０．８０％以下であり、より好ましくは０．０６％以下である。
　＜Ｎ：０．０１５％未満＞
　Ｎは、鋼中でＢＮ、ＡｌＮ、ＴｉＮ等の窒化物を形成する元素であり、伸びフランジ成形性（穴広げ性）を低下させるので、その含有量を制限する必要がある。したがって、Ｎ含有量は、０．０１５％未満とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０１０％以下であり、より好ましくは０．００６％以下である。
なお、Ｎを含まなくてもよいが、０．０００１％未満に低減するには多大なコストがかかるため、Ｎ含有量は製造コストの点から０．０００１％以上であることが好ましい。Ｎ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．００１％以上である。
　＜Ｔｉ：０．００５～１．０００％＞
　Ｔｉは鋼中のＮをＴｉＮとして固定し、熱間延性を向上させる効果やＢの焼入れ性向上効果を生じさせる作用がある。また、ＴｉＣの析出により組織を微細化する効果がある。これらの効果を得るために、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とする。Ｔｉ含有量は０．０１０％以上とすることがさらに好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０２０％以上である。
一方、Ｔｉ含有量が１．０００％を超えると圧延負荷の増大、析出強化量の増加による延性の低下を招く。よって、Ｔｉ含有量は１．０００％以下とする。好ましくは、Ｔｉ含有量は、０．０８０％以下であり、より好ましくは０．０５０％以下である。
　＜Ｂ：０．００１０～０．００３０％＞
　Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、所定の面積率の焼戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイトを生成させやすいという利点を有する。この効果を得るために、Ｂ含有量は０．００１０％以上とする。
一方、Ｂ含有量が０．００３０％を超えると、均熱保持において鋼板表面に濃化し、Ｍｎ系酸化物が粗大化することで化成処理性を劣化させる。したがって、Ｂ含有量は０．００３０％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００２０％以下である。
　＜［Ｓｉ］／［Ｍｎ］≦０．３５・・・式（１）＞
　式（１）において、［Ｓｉ］はＳｉ含有量（質量％）であり、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（質量％）である。
　［Ｓｉ］／［Ｍｎ］（Ｓｉ／Ｍｎ比）は、焼鈍時に形成する表面酸化物のＳｉとＭｎの成分比を決定するものである。本発明で規定する製造条件の範囲においてはＳｉ／Ｍｎ比が０．３５超となると良好な化成処理性が確保されない。このため、［Ｓｉ］／［Ｍｎ］は０．３５以下とする。［Ｓｉ］／［Ｍｎ］は好ましくは０．３２以下であり、より好ましくは０．３０以下である。また、下限は特に限定されないが、［Ｓｉ］／［Ｍｎ］は好ましくは０．１０以上であり、より好ましくは０．１５以上である。
　＜１０００×［Ｂ］／［Ｍｎ］≦０．７０・・・式（２）＞
　式（２）において、［Ｂ］はＢ含有量（質量％）であり、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（質量％）である。
　Ｂは、均熱保持において鋼板の表面に濃化する元素である。Ｂは、鋼板表面で粗大なＭｎ系酸化物の形成を促進させることで、その周囲にＭｎ欠乏領域を生じさせ、［Ｓｉ］／［Ｍｎ］≦０．３５を満足したとしても、鋼板表面にＳｉ系酸化物の形成を促進させて、化成処理性を劣化させることを新たに知見した。この課題について鋭意検討を行った結果、ＢとＭｎの含有量について、１０００×［Ｂ］／［Ｍｎ］≦０．７０を満たすことで、均熱保持中に生じるＭｎ欠乏領域の形成を抑止し、Ｓｉ系酸化物の形成を化成処理性が劣化しないレベルまでの抑制が可能であることを知見した。従って、１０００×［Ｂ］／［Ｍｎ］は０．７０以下とする。１０００×［Ｂ］／［Ｍｎ］は好ましくは０．６８以下であり、より好ましくは０．６５以下である。また、下限は特に限定されないが、１０００×［Ｂ］／［Ｍｎ］は好ましくは０．３０以上であり、より好ましくは０．３５以上である。
　本発明における鋼板の成分組成は、上記の成分元素を基本成分として含有し、残部は鉄（Ｆｅ）及び不可避的不純物を含む。なお、本発明における鋼板の成分組成は、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。
　本発明の鋼板の成分組成は、上記成分に加えて、以下から選んだ１種または２種以上を任意元素（選択元素）として適宜含有することができる。
Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ｓｂ：０．１％以下およびＲＥＭ：０．００５０％以下
　＜Ｃｕ：１％以下＞
　Ｃｕは、自動車の使用環境での耐食性を向上させる。また、Ｃｕの腐食生成物が鋼板表面を被覆して鋼板への水素侵入を抑制する効果がある。Ｃｕは、スクラップを原料として活用するときに混入する元素であり、Ｃｕの混入を許容することでリサイクル資材を原料資材として活用でき、製造コストを低減することができる。このような観点から、Ｃｕは０．００５％以上含有させることが好ましく、さらに耐遅れ破壊特性向上の観点からは、Ｃｕは０．０５％以上含有させることがより好ましい。Ｃｕ含有量は、さらに好ましくは０．１０％以上である。より好ましくは、Ｃｕ含有量は、０．２５％以上であり、さらにより好ましくは、０．５０％以上である。
しかしながら、Ｃｕ含有量が多くなりすぎると表面欠陥の発生を招来するので、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は１％以下とする。
　＜Ｎｉ：１％以下＞
　Ｎｉも、Ｃｕと同様、耐食性を向上させる作用のある元素である。また、Ｎｉは、Ｃｕを含有させる場合に生じやすい、表面欠陥の発生を抑制する作用がある。このため、Ｎｉは０．０１％以上含有させることが望ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．０４％以上であり、さらに好ましくは０．０６％以上である。
しかしながら、Ｎｉ含有量が多くなりすぎると、加熱炉内でのスケール生成が不均一になり、却って表面欠陥を発生させる原因になる。また、コスト増も招く。このため、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量は１％以下とする。好ましくは、Ｎｉ含有量は、０．５％以下であり、より好ましくは０．３％以下である。
　＜Ｃｒ：１％以下＞
　Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させる効果、マルテンサイトや上部／下部ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果から含有することができる。このような効果を得るには、Ｃｒ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．０３％以上であり、さらに好ましくは０．０６％以上である。
しかしながら、Ｃｒを過剰に含有すると耐孔食性が劣化するため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量は１％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．７５％以下であり、より好ましくは０．５０％以下である。Ｃｒ含有量は、さらに好ましくは０．３０％以下であり、さらにより好ましくは０．１０％以下である。
　＜Ｍｏ：０．５％以下＞
　Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させる効果、マルテンサイトや上部／下部ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果から含有することができる。このような効果を得るには、Ｍｏ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．０３％以上であり、さらに好ましくは０．０６％以上である。より好ましくは、Ｍｏ含有量は、０．１％以上であり、さらにより好ましくは、０．２％以上である。
しかしながら、Ｍｏは冷延鋼板の化成処理性を著しく劣化させるため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は０．５％以下とする。より好ましくは、Ｍｏ含有量は、０．４％以下である。
　＜Ｖ：０．５％以下＞
　Ｖは、鋼の焼入れ性を向上させる効果、マルテンサイトや上部／下部ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果、組織を微細化する効果、炭化物を析出させ耐遅れ破壊特性を改善する効果から含有することができる。これらの効果を得るためには、Ｖ含有量は０．００３％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．０１０％以上である。さらにより好ましくは、Ｖ含有量は、０．０２０％以上であり、０．０５０％以上であることがより一層好ましい。
しかしながら、Ｖを多量に含有すると鋳造性が著しく劣化するため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は０．５％以下とする。好ましくは、Ｖ含有量は、０．３％以下であり、より好ましくは０．２％以下である。
　＜Ｎｂ：０．１％以下＞
　Ｎｂは、鋼組織を微細化し高強度化する効果、細粒化を通じてベイナイト変態を促進する効果、曲げ性を改善する効果、耐遅れ破壊特性を向上させる効果から含有することができる。これらの効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．００２％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．００４％以上であり、さらに好ましくは０．０１０％以上である。
しかしながら、Ｎｂを多量に含有すると析出強化が強くなりすぎ延性が低下する。また、圧延荷重の増大、鋳造性の劣化を招く。このため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量は０．１％以下とする。好ましくは、Ｎｂ含有量は、０．０５％以下であり、より好ましくは０．０３％以下である。
　＜Ｍｇ：０．００５０％以下＞
　Ｍｇは、ＭｇＯとしてＯを固定し、曲げ性などの成形性の改善に寄与する。このため、Ｍｇ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．０００４％以上であり、さらに好ましくは０．０００６％以上である。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００１０％以上であり、より好ましくは０．００１５％以上である。
一方、Ｍｇを多量に添加すると表面品質や曲げ性が劣化するので、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下とする。好ましくは、Ｍｇ含有量は０．００４０％以下である。
　＜Ｃａ：０．００５０％以下＞
　Ｃａは、ＳをＣａＳとして固定し、曲げ性の改善や耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ｃａ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．００１０％以上である。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００１５％以上であり、より好ましくは０．００２０％以上である。
一方、Ｃａは多量に添加すると表面品質や曲げ性を劣化させるので、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。好ましくは、Ｃａ含有量は０．００４０％以下である。
　＜Ｓｎ：０．１％以下＞
　Ｓｎは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、それによるＣやＢの表層における含有量の低減を抑制する。この効果で、鋼板表層部のフェライト生成を抑制し、高強度化するとともに、耐疲労特性が改善する。このような観点から、Ｓｎ含有量は０．００３％以上とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上であり、さらに好ましくは０．０１５％以上である。Ｓｎ含有量は、好ましくは０．０２０％以上であり、より好ましくは０．０３０％以上である。
一方、Ｓｎ含有量が０．１％を超えると、鋳造性が劣化する。また、旧γ粒界にＳｎが偏析して、耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、Ｓｎを含有する場合、Ｓｎ含有量は０．１％以下とする。
　＜Ｓｂ：０．１％以下＞
　Ｓｂは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、それによるＣやＢの表層における含有量の低減を抑制する。この効果で、鋼板表層部のフェライト生成を抑制し、高強度化するとともに、耐疲労特性が改善する。このような観点から、Ｓｂ含有量は０．００２％以上とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．００４％以上であり、さらに好ましくは０．００６％以上である。より好ましくは、Ｓｂ含有量は、０．００８％以上であり、さらにより好ましくは、０．０１０％以上である。Ｓｂ含有量は、好ましくは０．０１５％以上であり、より好ましくは０．０３０％以上である。
一方、Ｓｂ含有量が０．１％を超えると、鋳造性が劣化し、また、旧γ粒界に偏析して、耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、Ｓｂを含有する場合、Ｓｂ含有量は０．１％以下とする。
　＜ＲＥＭ：０．００５０％以下＞
　ＲＥＭは、硫化物の形状を球状化することで、伸びフランジ成形性に及ぼす硫化物の悪影響を抑制し、伸びフランジ成形性を改善する元素である。これらの効果を得るために、ＲＥＭ含有量を０．０００５％以上にすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．００１０％以上であり、さらに好ましくは０．００２０％以上である。
一方、ＲＥＭ含有量が０．００５０％を超えると、伸びフランジ成形性の改善効果が飽和するため、ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ含有量は０．００５０％以下とする。
　なお、本発明でいうＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）と原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、および原子番号５７番のランタン（Ｌａ）から７１番のルテチウム（Ｌｕ）までのランタノイドの元素のことを指す。本発明におけるＲＥＭ濃度とは、上述のＲＥＭから選択された１種または２種以上の元素の総含有量である。
　上記任意成分を下限値未満で含む場合、下限値未満で含まれる任意元素は本発明の効果を害さない。そこで、上記任意元素を下限値未満で含む場合、上記任意元素は、不可避的不純物として含まれるとする。
　次に、本発明が対象とする鋼板（材質安定性に優れた冷延鋼板）の機械的特性について説明する。
　本発明の鋼板は、引張強度（ＴＳ）は７８０ＭＰａ以上とする。引張強度の上限は特に限定されないが、他の特性との両立の観点から、引張強度は１３００ＭＰａ以下であることが好ましい。
　本発明の鋼板では、全伸びＥＬは、ＴＳ：７８０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ未満の場合、１６．０％以上、ＴＳ：９８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満の場合、１４．０％以上、ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上の場合、１２．０％以上確保する。これにより、プレス成形の安定性は格段に向上する。
　引張特性の評価はＪＩＳ５号引張試験片を板幅中央位置から採取し、引張試験（ＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１）に準拠）をＮ＝３で実施する。各評価については、３点の平均値に基づいて行う。引張強度が７８０ＭＰａ以上である鋼板を高強度鋼板とする。全伸びＥＬはＴＳ：７８０ＭＰａ以上９８０ＭＰａ未満の場合、１６．０％以上、ＴＳ：９８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満の場合、１４．０％以上、ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上では１２．０％以上である鋼板を延性に優れる鋼板とする。また、実用上必要な穴広げ性を担保するため、ＪＦＳＴ１００１の規定に準拠した穴広げ試験により得られる穴広げ率λ（％）（＝｛（ｄ－ｄ０）／ｄ０｝×１００）が３０％以上であることを本発明の必須条件とする。
　次に、本発明の鋼板の鋼組織について、説明する。
　＜ポリゴナルフェライトの面積率：１０％以上８０％以下＞
　高い延性を確保する観点から、ポリゴナルフェライトは面積率で１０％以上とし、より高い延性を得るためには好ましくは２０％以上とする。
一方、ポリゴナルフェライトが８０％を超えると所望の強度が得られなくなる場合があるため、ポリゴナルフェライトは面積率で８０％以下とし、好ましくは７５％以下とし、より好ましくは７０％とする。
　＜上部ベイナイトと焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの合計の面積率：１０％以上７０％以下＞
　所望の強度を得るために、上部ベイナイトと焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの合計の面積率は１０％以上とし、より高強度を得るため、好ましくは１５％以上とする。
一方、上部ベイナイトと焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの合計の面積率が７０％を超えると、過度な高強度化により延性が低下するため、その面積率は７０％以下とする。より好ましくは６５％以下、さらに好ましくは６０％以下とする。
　＜残留オーステナイト（残留γ）の体積率：３％以上１５％以下＞
　残留オーステナイトの体積率が３％を下回ると所望の延性を確保できなくなる場合がある。延性の観点から残留オーステナイトの体積率は３％以上とし、好ましくは５％以上である。
一方、残留オーステナイトの体積率が１５％を超えると、伸びフランジ成形性（穴広げ性）が低下する場合がある。このため、残留オーステナイトの体積率は１５％以下とする。残留オーステナイトの体積率は、好ましくは１３％以下である。
　＜焼入れマルテンサイトの面積率：１５％以下（０％を含む）＞
　硬質な焼入れマルテンサイト組織はλを低下させるため、その面積率を抑制する必要がある。実用上必要なλを得るために、焼入れマルテンサイトの面積率を１５％以下とする。より安定的にλを得るために、焼入れマルテンサイトの面積率は、好ましくは１３％以下、より好ましくは１１％以下である。焼入れマルテンサイトの面積率は、０％であってもよく、３％以上であってもよい。
　＜残部組織＞
　鋼組織については、上記以外については、残部組織からなる。残部組織の面積率は５％以下とすることが好ましい。残部組織は、未再結晶フェライト、炭化物、パーライトとしてよい。これらの組織は、後述のようにＳＥＭ観察で判定すればよい。
　＜鋼板表面から板厚方向１μｍ以内のＰの最大濃度［Ｐｍ］が０．０２５ｍａｓｓ％以上でかつ、式（３）を満足＞
［Ｐｍ］／［Ｐ］≧１．５　　・・・式（３）
　式（３）において、［Ｐ］（［Ｐｉ］と表記することもできる。）はＰ含有量（質量％）である。
　化成処理性に及ぼす種々の元素、その表面濃化量、および焼鈍時に形成する酸化物種を鋭意検討した結果、酸化物の形成が認められない製造条件においても化成処理性が十分に確保できないことが明らかとなった。化成処理性が確保された鋼板について、表層近傍のＰの最大濃度を後述の方法で定量評価した結果、表面から板厚方向にＧＤＳ（グロー放電分析法）で測定したＰの発光強度を分析した時、鋼板表面から板厚方向１μｍ以内のＰの最大濃度［Ｐｍ］が０．０２５ｍａｓｓ％以上であり、かつ、式（３）を満足する鋼組織とすることで良好な化成処理性が確保されることを知見した。
詳細なメカニズムは不明であるが、表層のＰの最大濃度が鋼成分に対して局所的に高くなることが重要であり、また、このＰの最大濃度が十分でないと、化成処理後の化成結晶の形状が鱗片状であったことから、Ｐの局所的な表面濃化は化成処理性に悪影響を及ぼす表面のＳｉ系酸化物の形成を抑制する効果を有すると考えられる。
［Ｐｍ］は、好ましくは０．０３０ｍａｓｓ％以上であり、より好ましくは０．０３５ｍａｓｓ％以上である。また、上限は特に限定されないが、［Ｐｍ］は、好ましくは０．１００ｍａｓｓ％以下であり、より好ましくは０．０９０ｍａｓｓ％以下である。
［Ｐｍ］／［Ｐ］は、好ましくは１．７以上であり、より好ましくは１．９以上である。また、上限は特に限定されないが、［Ｐｍ］／［Ｐ］は、好ましくは１０．０以下であり、より好ましくは９．０以下である。
　＜鋼板表面から板厚方向１μｍ以内のＳｉの積算濃化量が１２０以下＞
　本発明において、均熱保持中のＳｉ系酸化物の形成を抑制するため、１０００×［Ｂ］／［Ｍｎ］を０．７０以下としている。この効果をより確実に得るために、本発明においては、製造された鋼板の表面から１μｍ以内のＳｉの積算濃化量を１２０以下とする。これにより、良好な化成処理性が確保される。このように、本発明では、鋼板表面から１μｍ以内のＳｉの積算濃化量は１２０以下とする。より好ましくは１００以下である。下限は特に限定されないが、好ましくは８０以上であり、より好ましくは９０以上である。
　次に鋼組織の測定方法について説明する。
　ポリゴナルフェライト、上部ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、焼入れマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）の面積率の測定は、圧延方向と平行な板厚断面を切り出し、鏡面研磨した後、１ｖｏｌ％ナイタールにて腐食し、１／４厚み位置で、ＳＥＭで５０００倍にて２５μｍ×２０μｍの範囲を１０視野観察し、撮影した組織写真を画像解析で定量化する。
ポリゴナルフェライトは内部に殆ど炭化物を伴わず、比較的等軸なフェライトを対象とする。ＳＥＭでは最も黒色に見える領域である。
上部ベイナイトは、内部にＳＥＭでは白色に見える炭化物または残留オーステナイトの生成を伴うフェライト組織である。なお上部ベイナイトとポリゴナルフェライトの識別が難しい場合は、アスペクト比≦２．０の形態のフェライトの領域をポリゴナルフェライトとし、アスペクト比＞２．０の領域を上部ベイナイトに分類し面積率を算出する。ここで、アスペクト比は、粒子長さが最も長くなる長軸長さａを求め、それに垂直な方向で最も粒子を長く横切るときの粒子長さを短軸長さｂとし、ａ／ｂをアスペクト比とする。
焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトは、ＳＥＭでは内部にラス状の下部組織と炭化物の析出を伴う領域である。
焼入れマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）は、ＳＥＭでは内部に下部組織が見えずに白く見える塊状の領域である。
残部組織は、未再結晶フェライト、炭化物およびパーライトのうちの少なくとも１つを含む組織のことであり、それぞれＳＥＭにより、未再結晶フェライトは圧延加工により導入された変形組織を含む黒色のコントラストのフェライトとして、炭化物、パーライトは白いコントラストで確認することができる組織である。炭化物は粒子径が１μｍ以下の組織であり、また、パーライトはラメラー（層）状の組織であることから区別することが可能である。
　残留オーステナイトの体積率は、表層から１／４厚み位置を化学研磨し、Ｘ線回折にて求める。入射Ｘ線にはＣｏ－Ｋα線源を用い、フェライトの（２００）、（２１１）、（２２０）面とオーステナイトの（２００）、（２２０）、（３１１）面の強度比から残留オーステナイトの体積率を計算する。ここで、残留オーステナイトはランダムに分布しているので、Ｘ線回折で求めた残留オーステナイトの体積率は、残留オーステナイトの面積率とすることができる。
　鋼板表面および表面近傍のＰおよびＳｉの表面濃化量はＧＤＳ（島津製作所製）を使用して、Ａｒガス圧力：６００Ｐａ、高周波出力：３５Ｗ、測定時間間隔：０．１ｓ、測定時間：１５０ｓの条件で、深さ方向（板厚方向）へのスパッタリング分析を行う。そして、既知のＰ量およびＳｉ量を有する標準サンプルを用いて事前に求めた検量線により、鋼板表面から板厚方向１μｍ以内のＰの最大濃度［Ｐｍ］およびＳｉの積算濃化量を求める。
Ｓｉの積算濃化量は、鋼板表面から板厚方向１μｍ以内で０．１秒毎に得られたＳｉ量と１４０～１５０秒の測定時間で得られた平均のＳｉ量の差分を求め、１μｍ以内の測定データを積算させることで求める。なお、この測定条件においては表面からの測定位置ｄ（μｍ）はスパッタ時間ｔｓを用いてｄ＝ｔｓ／１．７（μｍ）の式で得られる。
本発明では、図１に示すように、上記の１５０ｓの測定時間の中で、最も高いＰの強度値を検量線によりｍａｓｓ％に換算した値を最大濃度（［Ｐｍ］）とする。
このｍａｓｓ％への換算方法としては、既知のＰ量を有する標準材を用い、同条件で測定して得られるデータにおいて、ＧＤＳで得られるＰ元素の強度（Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ）とＰ量の相関を決定し、これにより測定した実施例のＰの強度を濃度に換算する。図１中、Ｐｉは、鋼板中のＰ含有量（質量％）である。
また、Ｓｉの積算濃化量については、図２の（ａ）に示す測定時間（ｓ）を１．７で割ることにより深さ方向位置（μｍ）に換算し、バルクの平均濃度（図２（ｂ）中の破線部参照）と各深さ位置のＳｉ濃度（ｍａｓｓ％）との差分を積算することで得られる（図２（ｂ）中の斜線部参照）。
　（鋼板の製造方法）
　次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
　＜第一実施形態＞
　本発明の第一実施形態の鋼板の製造方法は、前述した成分組成を有する鋼スラブに対して熱間圧延、酸洗および冷間圧延を施した後、得られた冷延鋼板に対して、焼鈍を行う鋼板の製造方法であり、上記焼鈍は、上記冷延鋼板に対して、露点が－４０℃以下の炉内雰囲気において、Ａｃ１点＋２０℃以上Ａｃ３点以下であり、かつ、式（４）で算出されるＴｃ以上の均熱温度に加熱し、上記均熱温度において３０～５００ｓ保持する均熱保持工程と、上記均熱温度から３５０～５５０℃の第一冷却停止温度までの温度範囲を第一平均冷却速度：２～５０℃／ｓとして上記第一冷却停止温度まで冷却する第一冷却工程と、第一冷却停止温度で冷却を停止した後に、３５０～５５０℃の温度範囲で１０～６０ｓ滞留させた後、２００～４２０℃の第二冷却停止温度まで第二平均冷却速度：２～５０℃／ｓで冷却を行う第二冷却工程と、上記第二冷却停止温度で６０～３０００ｓ保持を行う等温保持工程と、を含む、鋼板の製造方法である。
Ｔｃ（℃）＝６６３－１．２×ｅｘｐ（２０／ｔ）×Ｔｄｐ　・・・式（４）
ここで、ｔは上記均熱温度における保持時間（均熱保持時間）（ｓ）、Ｔｄｐは露点（℃）を示す。
　＜熱間圧延＞
　鋼スラブを熱間圧延する方法には、スラブを加熱後圧延する方法、連続鋳造後のスラブを加熱することなく直接圧延する方法、連続鋳造後のスラブに短時間加熱処理を施して圧延する方法などがある。熱間圧延は、常法にしたがって実施すればよく、例えば、スラブ加熱温度は１１００℃以上とすればよい。また、スラブ加熱温度は１３００℃以下とすればよい。また、均熱温度は２０ｍｉｎ以上とすればよい。また、均熱温度は３００ｍｉｎ以下とすればよい。また、仕上圧延温度はＡｒ３変態点以上とすればよい。また、仕上圧延温度はＡｒ３変態点＋２００℃以下とすればよい。また、巻取温度は４００℃以上とすればよい。また、巻取温度は７２０℃以下とすればよい。巻取温度は、板厚変動を抑制し高い強度を安定して確保する観点から制御することが好ましい。具体的には、巻取温度は、４３０℃以上することが好ましい。また、巻取温度は５３０℃以下とすることが好ましい。
なお、Ａｒ３変態点は鋼板の成分と下記の経験式（Ａ）から算出することができる。
Ａｒ３点（℃）＝９１０－３１０×［Ｃ］－８０×［Ｍｎ］－２０×［Ｃｕ］－１５×［Ｃｒ］－５５×［Ｎｉ］－８０×［Ｍｏ］・・・式（Ａ）
（上記式中、［Ｍ］は、鋼スラブ中の元素Ｍの含有量（質量％）であり、含有しない元素の値は零（０）とする。）
　＜酸洗＞
　酸洗は常法に従って行えばよい。
　＜冷間圧延＞
　冷間圧延は常法に従って行えばよく、圧延率（累積圧延率）を３０％以上とすればよい。また、圧延率（累積圧延率）は８５％以下とすればよい。圧延率は、高い強度を安定して確保し、異方性を小さくする観点から制御することが好ましい。具体的には圧延率は３５％以上とすることが好ましい。なお、圧延荷重が高い場合は、４５０～７３０℃でＣＡＬ（連続焼鈍ライン）またはＢＡＦ（箱焼鈍炉）にて軟質化の焼鈍処理をすることが可能である。
　＜焼鈍＞
　常法に従って製造した冷延鋼板（冷間圧延鋼板）について、以下の条件で焼鈍を行う。焼鈍設備は特に限定されないが、生産性、および所望の加熱速度および冷却速度を確保するという観点から、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）で実施することが好ましい。
　［均熱保持工程：露点が－４０℃以下の炉内雰囲気において、Ａｃ１点＋２０℃以上Ａｃ３点以下であり、かつ、Ｔｃ以上の均熱温度に加熱し、均熱温度において３０～５００ｓ保持］
　露点は焼鈍中の鋼板表面における酸化物形成に影響し、露点－４０℃超となると、鋼板表面に形成する酸化物量が過度に増加するため、化成処理性を劣化させる。このため、露点は－４０℃以下とする。
下限は特に限定されないが、露点は、－７０℃以上とすることが好ましく、－６０℃以上とすることがより好ましい。
　本発明で得られる鋼板は軟質なフェライト組織を含み、もって延性を改善している。このため、均熱温度はフェライトが形成するＡｃ１点＋２０℃以上Ａｃ３点以下とする。
　さらに、均熱温度をＴｃ（℃）以上とすることで、鋼板表面に形成するＰの表面濃化部におけるＰの表面濃化量を本発明で規定する量を確保することができる。Ｔｃは式（４）において露点と均熱保持時間から算出される。
Ｔｃ（℃）＝６６３－１．２×ｅｘｐ（２０／ｔ）×Ｔｄｐ　・・・式（４）
ここで、ｔは均熱温度における保持時間（ｓ）、Ｔｄｐは露点（℃）を示す。
　均熱温度がＴｃ（℃）未満では所定のＰの表面濃化量を確保できず、化成処理性が劣化する。このため、露点が－４０℃以下の炉内雰囲気において、均熱温度は、Ａｃ１点＋２０℃以上Ａｃ３点以下で、かつＴｃ（℃）以上とする。
　また、上記均熱温度で保持する時間（均熱保持時間）が３０秒未満であると、上記均熱温度におけるオーステナイトの形成が十分に行われず、ポリゴナルフェライトが多くなり、所望の上部ベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの合計面積率が得られずに、所望の強度が得られない場合や、残留オーステナイトを十分に得ることができず、所望の延性が確保されない場合がある。
一方、上記均熱温度で保持する時間（均熱保持時間）が５００秒超えであると、組織の粗大化が顕著に生じるため、所望の強度を確保できない場合がある。また、所望の延性を得られない場合もある。
よって、上記焼鈍温度で保持する時間（均熱時間）は、３０～５００秒とする。
均熱温度で保持する時間（均熱時間）は、好ましくは、６０秒以上であり、より好ましくは１００秒以上である。また、均熱温度で保持する時間（均熱時間）は、好ましくは、４００秒以下であり、より好ましくは３００秒以下である。
　なお、上記Ａｃ１およびＡｃ３は、以下の式（５）および式（６）の経験式から得られるＡｃ１およびＡｃ３を用いればよい。
Ａｃ１＝７２３＋２２×［Ｃ］－１８×［Ｓｉ］＋１７×［Ｃｒ］＋４．５×［Ｍｏ］＋１６×［Ｖ］　　・・・式（５）
Ａｃ３＝９１０－２０３×（［Ｃ］）１／２＋４４．７×［Ｓｉ］－３０×［Ｍｎ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［ｓｏｌ．Ａｌ］－２０×［Ｃｕ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋１０４×［Ｖ］＋４００×［Ｔｉ］　・・・式（６）
ここで、［Ｍ］は各元素の質量％である。
　［第一冷却工程：均熱温度から３５０～５５０℃の第一冷却停止温度までの温度範囲を第一平均冷却速度：２～５０℃／ｓとして第一冷却停止温度まで冷却］
　Ａｃ１点＋２０℃以上Ａｃ３点以下で、かつ、Ｔｃ以上である均熱温度での保持後（上記均熱保持工程後）、上記均熱温度から３５０～５５０℃の第一冷却停止温度までの温度範囲を第一平均冷却速度２～５０℃／ｓで冷却する。
２℃／ｓを下回ると冷却中のフェライト変態が過度に進み、所望のポリゴナルフェライト量が得られないため、第一平均冷却速度は２℃／ｓ以上とする。第一平均冷却速度は、好ましくは５℃／ｓ以上である。
一方、第一平均冷却速度が大きくなりすぎると、板形状が悪化するので、５０℃／ｓ以下とする。第一平均冷却速度は、好ましくは４０℃／ｓ以下であり、より好ましくは３０℃／ｓ未満である。
　ここで、第一平均冷却速度とは、「（均熱温度（℃）－第一冷却停止温度（℃））／均熱温度から第一冷却停止温度までの冷却時間（秒）」である。
　［第二冷却工程（１）：３５０～５５０℃の滞留温度で１０ｓ以上６０ｓ以下滞留］
　上記の第一冷却停止温度以下、かつ３５０℃から５５０℃までの温度範囲（滞留温度）において、上部ベイナイトを形成させ、所定の残留オーステナイトを得ることができ、所望の延性が得られる。ベイナイト変態は潜伏期間があり、所望の量のベイナイトを得るためには、当該温度に一定時間滞留させなければならない。滞留開始温度（＝第一冷却停止温度）と滞留終了温度を含む滞留温度域が３５０～５５０℃の範囲から外れる場合、および／または滞留させる時間（以下、滞留時間とも記す）が１０ｓ未満であると所望の量のベイナイトが得られず、残留オーステナイトの形成が抑制され、所望の延性が得られない。
一方、滞留時間が６０ｓを超えるとベイナイトから塊状の未変態γへのＣの濃化が進行し、塊状の焼き入れマルテンサイト組織の残存量の増加、あるいは過度な残留オーステナイトの増加を招き、λの低下が懸念される。したがって、滞留時間は１０ｓ以上６０ｓ以下とする。この滞留時間は、好ましくは２０ｓ以上である。また、この滞留時間は、好ましくは５０ｓ以下である。
　なお、所望の特性に応じて、第二冷却工程（１）は省略することができ、その場合はＡｃ１＋２０℃以上Ａｃ３以下で、かつＴｃ以上の均熱温度に加熱し、前記均熱温度において３０～５００ｓ保持する均熱保持工程後、第二冷却工程（２）における処理を行えばよい。第二冷却工程（１）を省略する製造方法については、後述の第二実施形態において説明する。
　［第二冷却工程（２）：２００～４２０℃の第二冷却停止温度まで第二平均冷却速度：２～５０℃／ｓで冷却］
　上記滞留後、過度にベイナイト変態が進行しないように速やかに冷却する必要がある。上記滞留終了温度から２００℃以上４２０℃以下の第二冷却停止温度までの温度範囲の平均冷却速度（第二平均冷却速度）が２℃／ｓ未満の場合、ベイナイト変態が過度に進行して過度な残留オーステナイトの増加を招く可能性、あるいは所望するマルテンサイトの量が確保されず、強度低下を招く可能性がある。また、第二平均冷却速度が２℃／ｓ未満の場合、所望の延性や穴広げ性が得られない場合がある。
よって、滞留終了温度から２００℃以上４２０℃以下の第二冷却停止温度までの温度範囲の第二平均冷却速度を２℃／ｓ以上とする。第二平均冷却速度は、好ましくは５℃／ｓ以上であり、より好ましくは８℃／ｓ以上とする。
この温度範囲の冷却速度が大きくなりすぎると、板形状が劣化するので、この温度範囲の冷却速度（第二平均冷却速度）は５０℃／ｓ以下とする。好ましくは４０℃／ｓ以下である。
第二冷却停止温度が４２０℃を超えると焼戻しマルテンサイトあるいは下部ベイナイトが所定の面積率にならず、焼鈍後の焼入れマルテンサイトの面積率が増加することで、残留γが確保できず、延性が劣化する場合がある。また、穴広げ性が劣化する場合もある。このため、第二冷却停止温度は４２０℃以下とする。第二冷却停止温度は、好ましくは４００℃以下である。
一方、第二冷却停止温度が２００℃未満となると、マルテンサイトの焼戻し効果が十分に得られず、また、下部ベイナイトの形成が抑制されるために、焼入れマルテンサイトが増加するのみならず、残留γへのＣ濃化が抑制され、延性を劣化させる。このため、第二冷却停止温度は２００℃以上とする。
　ここで、第二平均冷却速度とは、「滞留終了温度（℃）－第二冷却停止温度（℃）／滞留終了温度から第二冷却停止温度までの冷却時間（秒）」である。
　［等温保持工程：第二冷却停止温度で６０～３０００ｓ保持］
　第二冷却停止温度での保持では形成したマルテンサイトの焼戻し処理による強度調整と残留γへのＣ濃化を促進する観点から実施する。６０ｓ未満では焼戻しが不十分で強度の高いマルテンサイトが形成し、また、残留γへのＣ濃化が抑制されるため、所望の延性と穴広げ性が確保されない。
一方、第二冷却停止温度での保持時間が３０００ｓ超となると、マルテンサイトの焼戻しが過度に生じ、所望の強度を確保することができない場合がある。また、第二冷却停止温度での保持時間が３０００ｓ超となると、所望の延性が得られない場合がある。
従って、第二冷却停止温度での保持時間は６０ｓ以上３０００ｓ以下とする。第二冷却停止温度での保持時間は、好ましくは１００ｓ以上であり、より好ましくは１５０ｓ以上である。また、第二冷却停止温度での保持時間は、好ましくは２５００ｓ以下であり、より好ましくは２０００ｓ以下である。
　＜第二実施形態＞
　本発明の第二実施形態の鋼板の製造方法は、前述した成分組成を有する鋼スラブに対して熱間圧延、酸洗および冷間圧延を施した後、得られた冷延鋼板に対して、焼鈍を行う鋼板の製造方法であり、上記焼鈍は、上記冷延鋼板に対して、露点が－４０℃以下の炉内雰囲気において、Ａｃ１点＋２０℃以上Ａｃ３点以下であり、かつ、式（４）で算出されるＴｃ以上の均熱温度に加熱し、上記均熱温度において３０～５００ｓ保持する均熱保持工程と、上記均熱温度から２００～４２０℃の冷却停止温度まで平均冷却速度：２～５０℃／ｓで冷却を行う冷却工程と、上記冷却停止温度で６０～３０００ｓ保持を行う等温保持工程と、を含む、鋼板の製造方法である。
Ｔｃ（℃）＝６６３－１．２×ｅｘｐ（２０／ｔ）×Ｔｄｐ　・・・式（４）
ここで、ｔは上記均熱温度における保持時間（ｓ）、Ｔｄｐは露点（℃）を示す。
　第二実施形態において、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、焼鈍の均熱保持工程における処理は第一実施形態と同様の条件で行うことができる。
また、第二実施形態では、第一実施形態の焼鈍における第一冷却工程における処理を省略することができる。
また、第二実施形態では、焼鈍における冷却工程が、第一実施形態の焼鈍における第二冷却工程に対応するが、本実施形態の冷却工程では、第一実施形態の第二冷却工程における滞留処理（３５０～５５０℃の温度範囲で１０～６０ｓの滞留）を省略することができる。
また、第二実施形態の焼鈍における等温保持工程は、第一実施形態の焼鈍における等温保持工程と比し、第二冷却停止温度を冷却停止温度としている点以外は、実質的に同様の条件とすることができる。
以下、本実施形態では、焼鈍における冷却工程について主に説明する。
　［冷却工程：２００～４２０℃の冷却停止温度まで平均冷却速度：２～５０℃／ｓで冷却］
　上記均熱保持工程における処理後、過度にベイナイト変態が進行しないように速やかに冷却する必要がある。上記均熱温度から２００℃以上４２０℃以下の第二冷却停止温度までの温度範囲の平均冷却速度が２℃／ｓ未満の場合、ベイナイト変態が過度に進行して、所望する焼入れマルテンサイトの量が確保されず、強度低下を招く場合がある。また、平均冷却速度が２℃／ｓ未満の場合、所望の穴広げ性が得られない場合がある。
よって、均熱温度から２００℃以上４２０℃以下の冷却停止温度までの温度範囲の平均冷却速度を２℃／ｓ以上とする。平均冷却速度は、好ましくは５℃／ｓ以上であり、より好ましくは８℃／ｓ以上とする。
この温度範囲の冷却速度が大きくなりすぎると、板形状が劣化するので、この温度範囲の冷却速度（第二平均冷却速度）は５０℃／ｓ以下とする。好ましくは４０℃／ｓ以下である。
冷却停止温度が４２０℃を超えると焼戻しマルテンサイトあるいは下部ベイナイトが所定の面積率にならず、焼鈍後の焼入れマルテンサイトの面積率が増加することで、穴広げ性が劣化する場合がある。このため、冷却停止温度は４２０℃以下とする。
一方、冷却停止温度が２００℃未満となると、マルテンサイトの焼戻し効果が十分に得られず、焼入れマルテンサイトが増加するのみならず、残留γへのＣ濃化が抑制され、延性を劣化させる場合がある。このため、冷却停止温度は２００℃以上とする。
　ここで、平均冷却速度とは、「均熱温度（℃）－冷却停止温度（℃）／均熱温度から冷却停止温度までの冷却時間（秒）」である。
　［板厚］
　本発明の鋼板は、板厚は０．５ｍｍ以上とすることが好ましい。また、板厚は３．０ｍｍ以下とすることが好ましい。
　（部材および部材の製造方法）
　次に、本発明の部材およびその製造方法について説明する。
　本発明の部材は、本発明の鋼板に対して、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施してなるものである。また、本発明の部材の製造方法は、本発明の鋼板に対して、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む。
　本発明の鋼板は、引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、優れた延性、穴広げ性および化成処理性を有している。そのため、本発明の鋼板を用いて得た部材も引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、優れた延性、穴広げ性および化成処理性を有する。また、本発明の部材を用いれば、軽量化が可能である。したがって、本発明の部材は、例えば、車体骨格部品に好適に用いることができる。
　成形加工は、プレス加工等の一般的な加工方法を制限なく用いることができる。また、接合加工は、スポット溶接、アーク溶接等の一般的な溶接や、リベット接合、かしめ接合等を制限なく用いることができる。
　＜実施例１＞
　表１に示す成分組成を有する連続鋳造により製造したスラブを１２００℃に加熱し、均熱時間は２００ｍｉｎとし、仕上げ圧延温度は８６０℃以上とし、巻取り温度を５５０℃とする熱間圧延工程後、５０％の圧延率で冷間圧延して製造した板厚１．４ｍｍの冷延鋼板を、表２に示す焼鈍条件で処理し、本発明の鋼板と比較例の鋼板とを製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　鋼組織の測定は、以下の方法で行った。測定結果は表３に示す。
　ポリゴナルフェライト、上部ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、焼入れマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）の面積率の測定は、圧延方向と平行な板厚断面を切り出し、鏡面研磨した後、１ｖｏｌ％ナイタールにて腐食し、１／４厚み位置で、ＳＥＭで５０００倍にて２５μｍ×２０μｍの範囲を１０視野観察し、撮影した組織写真を画像解析で定量化した。
ポリゴナルフェライトは内部に殆ど炭化物を伴わず、比較的等軸なフェライトを対象とする。ＳＥＭでは最も黒色に見える領域である。
上部ベイナイトは、内部にＳＥＭでは白色に見える炭化物または残留オーステナイトの生成を伴うフェライト組織である。なお上部ベイナイトとポリゴナルフェライトの識別が難しい場合は、アスペクト比≦２．０の形態のフェライトの領域をポリゴナルフェライトとし、アスペクト比＞２．０の領域を上部ベイナイトに分類し面積率を算出した。ここで、アスペクト比は、粒子長さが最も長くなる長軸長さａを求め、それに垂直な方向で最も粒子を長く横切るときの粒子長さを短軸長さｂとし、ａ／ｂをアスペクト比とした。
焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトは、ＳＥＭでは内部にラス状の下部組織と炭化物の析出を伴う領域である。
焼入れマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）は、ＳＥＭでは内部に下部組織が見えずに白く見える塊状の領域である。
残部組織は、未再結晶フェライト、炭化物およびパーライトのうちの少なくとも１つを含む組織のことであり、ＳＥＭでは未再結晶フェライトは圧延加工により導入された変形組織を含む黒色のコントラストのフェライトとして確認することができる。また、炭化物およびパーライトは、白いコントラストで確認することができる組織である。炭化物は粒子径が１μｍ以下の組織であり、また、パーライトはラメラー（層）状の組織であることから区別することが可能である。
　残留オーステナイトの体積率は、表層から１／４厚み位置を化学研磨し、Ｘ線回折にて求める。入射Ｘ線にはＣｏ－Ｋα線源を用い、フェライトの（２００）、（２１１）、（２２０）面とオーステナイトの（２００）、（２２０）、（３１１）面の強度比から残留オーステナイトの体積率を計算した。
　得られた鋼板より、ＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験（ＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１）に準拠）をＮ＝３で実施した。各評価については、３点の平均値に基づいて行った。引張強度が７８０ＭＰａ以上である鋼板を強度に優れると判断した。
全伸びＥＬはＴＳ：７８０ＭＰａ以上では１６．０％以上、ＴＳ：９８０ＭＰａ以上では１４．０％以上、ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上では１２．０％以上を延性に優れると判断した。
また、ＪＦＳＴ１００１の規定に準拠した穴広げ試験をＮ＝３で実施し、穴広げ率λ（％）（＝｛（ｄ－ｄ０）／ｄ０｝×１００）の３点の平均が３０％以上であることを合格基準とし、３０％以上を穴広げ性に優れると判断した。
　測定結果を表３に示す。
　焼鈍後の鋼板に対して、鋼板表面のＰおよびＳｉの表面濃化量はＧＤＳ（島津製作所製）を使用して、Ａｒガス圧力：６００Ｐａ、高周波出力：３５Ｗ、測定時間間隔：０．１ｓ、測定時間：１５０ｓの条件で、深さ方向へのスパッタリング分析を行い、表層近傍（鋼板表面から板厚方向１μｍ以内）のＰの最大濃度［Ｐｍ］およびＳｉの積算濃化量を測定した。本測定では、０．００５～０．０２０質量％の種々のＰ含有量を有する標準サンプル、１．０～３．０質量％の種々のＳｉ含有量を有する標準サンプルにより、ＰおよびＳｉの検量線を求めた。
　焼鈍後の鋼板に対して、脱脂、表面調整を行い、その後にリン酸亜鉛化成処理液を用いて化成処理を行った。具体的には、脱脂工程：処理温度；４０℃、処理時間；１２０秒、スプレー脱脂、表面調整工程：ｐＨ９．５、処理温度；室温、処理時間；２０秒、化成処理工程：化成処理液の温度；３５℃、処理時間；１２０秒で化成処理を行った。なお、脱脂工程、表面調整工程、化成処理工程夫々における、処理剤として、順に、日本パーカライジング社製の脱脂剤：ＦＣ－Ｅ２０１１、表面調整剤：ＰＬ－Ｘ、及び化成処理液：パルボンドＰＢ－Ｌ３０６５を用いた。倍率：１０００倍にて５視野（５００００μｍ２以上の領域）でＳＥＭ観察することで表面化成組織を観察し、地鉄が露出する領域が全領域に対して１０％未満であるものを〇、１０％以上であるものを×として評価した。その結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表２、３に示す本発明例は、強度、延性、穴広げ性および化成処理性に優れているのに対して、比較例はいずれかが劣っていた。
　＜実施例２＞
　表１に示す成分組成を有する連続鋳造により製造したスラブを１２００℃に加熱し、均熱時間は２００ｍｉｎとし、仕上げ圧延温度は８６０℃以上とし、巻取り温度を５５０℃とする熱間圧延工程後、５０％の圧延率で冷間圧延して製造した板厚１．４ｍｍの冷延鋼板を、表４に示す焼鈍条件で処理し、本発明の鋼板と比較例の鋼板とを製造した。実施例１と同様の評価を実施した。その結果を表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表４、５に示す本発明例は、延性および化成処理性に優れているのに対して、比較例はいずれかが劣っていた。
　また、本発明例の鋼板を用いて、成形加工を施して得た部材、接合加工を施して得た部材は、本発明例の鋼板が強度、延性、穴広げ性および化成処理性に優れていることから、本発明例の鋼板と同様に、強度、延性、穴広げ性および化成処理性に優れていることがわかった。

 

Claims (6)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０５～０．２５％、
    Ｓｉ：０．３０～１．５０％、
    Ｍｎ：１．５～４．５％、
    Ｐ：０．００５～０．０５０％、
    Ｓ：０．０１％以下、
    ｓｏｌ．Ａｌ：１．０％未満、
    Ｎ：０．０１５％未満、
    Ｔｉ：０．００５～１．０００％、
    Ｂ：０．００１０～０．００３０％、
    を含有し、
    以下の式（１）および式（２）を満たし、
    残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成と、
    ポリゴナルフェライトの面積率：１０％以上８０％以下であり、
    上部ベイナイトと焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとの合計面積率：１０％以上７０％以下であり、
    残留オーステナイトの体積率：３％以上１５％以下であり、
    焼入れマルテンサイトの面積率：１５％以下（０％を含む）である鋼組織と、
    を有し、
    鋼板表面から板厚方向１μｍ以内のＰの最大濃度［Ｐｍ］が０．０２５ｍａｓｓ％以上であり、かつ、以下の式（３）を満足し、
    さらに、鋼板表面から板厚方向１μｍ以内のＳｉの積算濃化量が１２０以下である、鋼板。
    ［Ｓｉ］／［Ｍｎ］≦０．３５　・・・式（１）
    １０００×［Ｂ］／［Ｍｎ］≦０．７０　・・・式（２）
    ［Ｐｍ］／［Ｐ］≧１．５　　・・・式（３）
    　ここで、式（１）において、［Ｓｉ］はＳｉ含有量（質量％）であり、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（質量％）であり、
    式（２）において、［Ｂ］はＢ含有量（質量％）であり、［Ｍｎ］はＭｎ含有量（質量％）であり、
    式（３）において、［Ｐ］はＰ含有量（質量％）である。
  2. 　前記成分組成として、さらに、質量％で、
    Ｃｕ：１％以下、
    Ｎｉ：１％以下、
    Ｃｒ：１％以下、
    Ｍｏ：０．５％以下、
    Ｖ：０．５％以下、
    Ｎｂ：０．１％以下、
    Ｍｇ：０．００５０％以下、
    Ｃａ：０．００５０％以下、
    Ｓｎ：０．１％以下、
    Ｓｂ：０．１％以下、
    ＲＥＭ：０．００５０％以下
    のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の鋼板。
  3. 　請求項１または２に記載の鋼板を用いてなる部材。
  4. 　請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブに対して熱間圧延、酸洗および冷間圧延を施した後、得られた冷延鋼板に対して、焼鈍を行う鋼板の製造方法であり、
    前記焼鈍は、
    前記冷延鋼板に対して、露点が－４０℃以下の炉内雰囲気において、Ａｃ１点＋２０℃以上Ａｃ３点以下であり、かつ、式（４）で算出されるＴｃ以上の均熱温度に加熱し、前記均熱温度において３０～５００ｓ保持する均熱保持工程と、
    前記均熱温度から３５０～５５０℃の第一冷却停止温度までの温度範囲を第一平均冷却速度：２～５０℃／ｓとして前記第一冷却停止温度まで冷却する第一冷却工程と、
    前記第一冷却停止温度で冷却を停止した後に、３５０～５５０℃の温度範囲で１０～６０ｓ滞留させた後、
    ２００～４２０℃の第二冷却停止温度まで第二平均冷却速度：２～５０℃／ｓで冷却を行う第二冷却工程と、
    前記第二冷却停止温度で６０～３０００ｓ保持を行う等温保持工程と、
    を含む、鋼板の製造方法。
    Ｔｃ（℃）＝６６３－１．２×ｅｘｐ（２０／ｔ）×Ｔｄｐ　・・・（４）
    ここで、ｔは前記均熱温度における保持時間（ｓ）、Ｔｄｐは前記露点（℃）を示す。
  5. 　請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブに対して熱間圧延、酸洗および冷間圧延を施した後、得られた冷延鋼板に対して、焼鈍を行う鋼板の製造方法であり、
    前記焼鈍は、
    前記冷延鋼板に対して、露点が－４０℃以下の炉内雰囲気において、Ａｃ１点＋２０℃以上Ａｃ３点以下であり、かつ、式（４）で算出されるＴｃ以上の均熱温度に加熱し、前記均熱温度において３０～５００ｓ保持する均熱保持工程と、
    前記均熱温度から２００～４２０℃の冷却停止温度まで平均冷却速度：２～５０℃／ｓで冷却を行う冷却工程と、
    前記冷却停止温度で６０～３０００ｓ保持を行う等温保持工程と、
    を含む、鋼板の製造方法。
    Ｔｃ＝６６３－１．２×ｅｘｐ（２０／ｔ）×Ｔｄｐ　（３）
    ここで、ｔは前記均熱温度における保持時間（ｓ）、Ｔｄｐは前記露点（℃）を示す。
  6. 　請求項１または２に記載の鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
     

     
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