JP6744003B1

JP6744003B1 - 鋼板

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Publication number: JP6744003B1
Application number: JP2020527137A
Authority: JP
Inventors: 林　宏太郎; 宏太郎林; 和政筒井; 上西　朗弘; 朗弘上西
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2018-12-27
Filing date: 2019-12-26
Publication date: 2020-08-19
Anticipated expiration: 2039-12-26
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Abstract

本発明は、質量％で、Ｃ：０．１０超〜０．４５％、Ｓｉ：０．００１〜２．５０％、Ｍｎ：４．００超〜８．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜１．５０％を含有し、表面から厚みの１／４位置における金属組織が、面積％で、焼き戻しマルテンサイト：２５〜９０％、及び残留オーステナイト：１０〜５０％を含み、表面から厚みの１／４位置において、圧延方向２０μｍ及び板厚方法２０μｍの範囲におけるＭｎ濃度の標準偏差が０．３０質量％以上である鋼板に関する。

Description

本開示は、優れた成形性を有する鋼板に関係し、具体的には優れた加工硬化特性と高強度とを有する含有Ｍｎ濃度の高い鋼板に関係する。

自動車の車体及び部品等の軽量化を達成するために、これらの素材である鋼板の板厚の低減が求められており、それに伴って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、伸び特性が低下し、鋼板の加工硬化特性が損なわれ、成形性が低下する。したがって、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（特に、加工硬化特性）との両方を高める必要がある。

伸び特性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（Transformation Induced Plasticity）鋼が提案されている（例えば、特許文献１）。

残留オーステナイトは、Ｃ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でき、その結果、強度と伸び特性との両方が優れた鋼板を造ることができる。しかしながら、鋼板が自動車等の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の施工性が低下する。したがって、より少ないＣ含有量で、鋼板の伸び特性と強度、すなわち鋼板の加工硬化特性と強度との両方を向上することが望まれている。

また、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、４．０％超のＭｎを添加した鋼が提案されている（例えば、非特許文献１）。上記鋼は多量のＭｎを含有するので、その使用部材に対する軽量化効果も顕著である。しかしながら、上記鋼は箱焼鈍のような長時間加熱プロセスを要件としている。そのため、自動車用の部材に供する高強度鋼板の製造に適する連続焼鈍のような短時間加熱プロセスにおける材料設計は十分に検討されておらず、その場合の伸び特性を高める要件は明らかでなかった。

また、４．０％超のＭｎを添加した鋼を冷間圧延し、３００秒間〜１２００秒間の短時間加熱を施し、面積％で、フェライトを３０％〜８０％に制御することによって、伸び特性が著しく改善された鋼板が開示されている（例えば、特許文献２）。しかし、このような鋼板は、含有Ｍｎ濃度が高く、未再結晶フェライトを多く含むので、加工硬化特性が劣る。すなわち、このようなフェライトを含む組織を有する含有Ｍｎ濃度の高い鋼板は、自動車用鋼板に求められる強度（例えば、引張強度）と加工硬化特性とを兼備し得るものではない。

これに関連して、比較的多いＭｎを含む鋼板に対し、自動車用部材として使用するのに好適な所望の特性を得るために様々な熱処理を行う工程を含む鋼板及びめっき鋼板の製造方法が提案されている（例えば、特許文献３〜５）。また、４．００％超９．００％未満のＭｎを含み、優れた均一伸び特性及び高強度を有する含有Ｍｎ濃度の高い鋼板が提案されている（特許文献６）。

特開平５−５９４２９号公報特開２０１２−２３７０５４号公報特開２０１８−２１２３３号公報特開２０１７−５３００１号公報特開２００７−７０６６０号公報国際公開第２０１８／１３１７２２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

したがって、優れた加工硬化特性及び高強度を有する含有Ｍｎ濃度の高い鋼板が望まれている。

含有Ｍｎ濃度の高い鋼板において、優れた加工硬化特性と高強度とを確保するために、本発明者らは、化学組成を制御し、鋼板中に、面積％で、焼き戻しマルテンサイトを２５〜９０％、及び残留オーステナイトを１０〜５０％含ませ、鋼板中のＭｎ分布が極めて不均一な状態になるように、鋼板の表面から厚みの１／４位置において、圧延方向２０μｍ及び板厚方法２０μｍの範囲におけるＭｎ濃度の標準偏差を０．３０質量％以上にすることが有効であると知見した。

本開示の鋼板は上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１０超〜０．４５％、
Ｓｉ：０．００１〜２．５０％、
Ｍｎ：４．００超〜８．００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜１．５０％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎ：０．０５０％未満、
Ｏ：０．０２０％未満、
Ｃｒ：０〜０．５０％、
Ｍｏ：０〜２．００％、
Ｗ：０〜２．００％、
Ｃｕ：０〜２．００％、
Ｎｉ：０〜２．００％、
Ｔｉ：０〜０．３００％、
Ｎｂ：０〜０．３００％、
Ｖ：０〜０．３００％、
Ｂ：０〜０．０１０％、
Ｃａ：０〜０．０１０％、
Ｍｇ：０〜０．０１０％、
Ｚｒ：０〜０．０１０％、
ＲＥＭ：０〜０．０１０％、
Ｓｂ：０〜０．０５０％、
Ｓｎ：０〜０．０５０％、
Ｂｉ：０〜０．０５０％、及び
残部：鉄及び不純物であり、
表面から厚みの１／４位置における金属組織が、面積％で、焼き戻しマルテンサイト：２５〜９０％、及び残留オーステナイト：１０〜５０％を含み、
表面から厚みの１／４位置において、圧延方向２０μｍ及び板厚方法２０μｍの範囲におけるＭｎ濃度の標準偏差が０．３０質量％以上である、鋼板。
（２）
前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．３００％、
Ｎｂ：０．００５〜０．３００％、
Ｖ：０．００５〜０．３００％、及び
Ｂ：０．０００１〜０．０１０％
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、（１）に記載の鋼板。
（３）
前記鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する、（１）又は（２）に記載の鋼板。
（４）
前記鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する、（１）又は（２）に記載の鋼板。

本開示によれば、優れた加工硬化特性及び高強度を有する含有Ｍｎ濃度の高い鋼板を提供することができる。

図１は、熱間圧延前の保持温度に対するＭｎ濃度の標準偏差のプロットを示すグラフである。図２は、熱間圧延前の保持温度に対する加工硬化特性（ｎ値）のプロットを示すグラフである。

以下、本開示の鋼板の実施形態の例を説明する。

Ｍｎは金属組織中でミクロ偏析することが一般的に知られている。より詳細には、Ｍｎは溶製の際に板厚方向と平行に偏析する傾向があり、その結果、この偏析部位が、圧延された後に圧延面に平行なバンド状の組織（Ｍｎバンド）となる場合がある。当該バンド状の組織は、得られる鋼板の機械的特性に顕著な異方性をもたらすため、曲げ特性や穴広げ性の観点からは好ましくない。よって、鋼板の金属組織の均一化により鋼板の機械的特性の均一化を達成するために、金属組織中のＭｎのミクロ偏析を可能な限り抑制するというのが通常の技術思想である。このＭｎのミクロ偏析を効果的に抑制するための有効な手段として、スラブ加熱温度（熱間圧延前の保持温度）を高く設定することが挙げられる。また、上述したＭｎのミクロ偏析はＭｎ含有量が高いほど顕著に起こるため、金属組織の均一化のために、Ｍｎ含有量が高い鋼板を製造する際のスラブ加熱温度は通常よりもさらに高く設定する必要がある。したがって、本開示の鋼板のような４．００質量％超という高濃度Ｍｎを含有する鋼板を製造する際は、スラブ加熱温度は高く（例えば１２００℃以上で）設定される。例えば、特許文献６で具体的に開示された鋼板は全て１２５０℃でスラブ加熱（熱間圧延前の保持）を行っている。

本発明者らは、高いＭｎ含有量を有する鋼板において、高強度を維持しつつ、加工硬化特性（ｎ値）を改善させるために様々な検討を行った結果、上述のような従来の技術思想と異なり、スラブ加熱温度（熱間圧延前の保持温度）を低く設定することで、鋼板に含有されるＭｎの濃度分布を不均一に制御することが重要であることを見出した。より具体的には、本発明者らは、低温でスラブ加熱を行った後に熱間圧延と冷間圧延と焼鈍と冷却と最終焼鈍とを行った。当該最終焼鈍により金属組織中にセメンタイトが生成し、このセメンタイトにＭｎが分配される。そして、Ｍｎ分配されたセメンタイトは溶解してオーステナイトを生成する。当該オーステナイトへのＭｎ分配を促進することで、鋼板中のＭｎ濃度分布が不均一となり、Ｍｎの分布がミクロ的に偏析する。このようにして、本発明者らは安定なオーステナイトを生成させ、加工硬化特性が向上することを見出した。また、本発明者らは、４．００質量％超のＭｎを含む本開示の鋼板が十分にＭｎのミクロ偏析を促進するには、このような高Ｍｎ含有量においては、典型的には１２００℃以上に設定されるスラブ加熱温度（熱間圧延前の保持温度）を１１００℃未満とすることが重要であることを見出した。以上のように、本発明によれば、高いＭｎ含有量を有する鋼板において、従来の技術思想と異なり、Ｍｎ偏析を促進すべくスラブ加熱温度を１１００℃未満に設定して、さらに、所定の熱履歴を与えることで、従来技術と比較して優れた加工硬化特性及び高強度を有する含有Ｍｎ濃度の高い鋼板を得ることが可能となる。

１．化学組成
本開示の鋼板の化学組成を上述のように規定した理由を説明する。以下の説明において、各元素の含有量を表す「％」は特に断りがない限り質量％を意味する。鋼板の化学組成において、「〜」を用いて表される数値範囲は、「超」又は「未満」が用いられる場合を除き、「〜」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。

（Ｃ：０．１０超〜０．４５％）
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、０．１０％超のＣ含有量が必要となる。一方、Ｃを過剰に含有すると鋼板の溶接が困難になるので、Ｃ含有量の上限を０．４５％とした。

Ｃ含有量の下限値は、好ましくは０．１５％、より好ましくは０．２０％である。Ｃ含有量を０．１５％以上にして、さらに、後述する焼き戻しマルテンサイトの面積率を３０〜８７％に制御することによって、加工硬化特性を損なわずに引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上という高強度の鋼板を得ることが可能になる。Ｃ含有量の上限値は、好ましくは０．４０％、より好ましくは０．３５％である。

（Ｓｉ：０．００１〜２．５０％）
Ｓｉは、焼き戻しマルテンサイトを強化し、組織を均一化し、加工性を改善するのに有効な元素である。また、Ｓｉは、セメンタイトの析出を抑制し、オーステナイトの残留を促進する作用も有する。上記効果を得るために、０．００１％以上のＳｉ含有量が必要となる。一方、Ｓｉを過剰に含有すると鋼板のメッキ性や化成処理性を損なうので、Ｓｉ含有量の上限値を２．５０％とした。

Ｓｉ含有量の下限値は、好ましくは０．０１％、より好ましくは０．３０％、さらに好ましくは０．５０％である。Ｓｉ含有量の下限値を上記範囲にすることによって、オーステナイトの残留を促進し、鋼板の加工硬化特性をさらに向上することができる。Ｓｉ含有量の上限値は、好ましくは２．１０％、より好ましくは１．７０％である。

（Ｍｎ：４．００超〜８．００％）
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、本開示の鋼板においては、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、４．００％超のＭｎが必要である。一方、鋼板がＭｎを過剰に含有すると靭性を損なうので、Ｍｎ含有量の上限を８．００％とした。

Ｍｎ含有量の下限値は、好ましくは４．３０％、より好ましくは４．８０％である。Ｍｎ含有量の上限値は、好ましくは７．５０％、より好ましくは７．２０％である。Ｓｉ含有量が０．３０％以上である場合、Ｍｎ含有量を好ましい範囲に制御すると、オーステナイトの残留を促進する効果は著しく向上する。

（ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜１．５０％）
Ａｌは、脱酸剤であるため、ｓｏｌ．Ａｌを０．００１％以上含有させる必要がある。また、Ａｌは、焼鈍時の二相温度域を広げるため、材質安定性を高める作用も有する。Ａｌの含有量が多いほどその効果は大きくなるが、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、ｓｏｌ．Ａｌの上限を１．５０％とした。

ｓｏｌ．Ａｌ含有量の下限値は、好ましくは０．００５％、より好ましくは０．０１％、さらに好ましくは０．０２％である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の上限値は、好ましくは１．２０％、より好ましくは１．００％である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の下限値及び上限値を上記範囲にすることによって、脱酸効果及び材質安定向上効果と、表面性状、塗装性、及び溶接性とのバランスがより良好になる。

（Ｐ：０．１００％以下）
Ｐは不純物であり、鋼板がＰを過剰に含有すると靭性や溶接性を損なう。したがって、Ｐ含有量の上限を０．１００％とする。Ｐ含有量の上限値は、好ましくは０．０５０％、より好ましくは０．０３０％、さらに好ましくは０．０２０％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含有量は０％超又は０．００１％以上でもよいが、Ｐ含有量は少ないほど好ましい。

（Ｓ：０．０１０％以下）
Ｓは不純物であり、鋼板がＳを過剰に含有すると、熱間圧延によって伸張したＭｎＳが生成し、曲げ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０．０１０％とする。Ｓ含有量の上限値は、好ましくは０．００７％、より好ましくは０．００３％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含有量を０％超又は０．００１％以上としてもよいが、Ｓ含有量は少ないほど好ましい。

（Ｎ：０．０５０％未満）
Ｎは不純物であり、鋼板が０．０５０％以上のＮを含有すると靭性の劣化を招く。したがって、Ｎ含有量を０．０５０％未満とする。Ｎ含有量の上限値は、好ましくは０．０１０％、より好ましくは０．００６％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含有量を０％超又は０．００３％以上としてもよいが、Ｎ含有量は少ないほど好ましい。

（Ｏ：０．０２０％未満）
Ｏは不純物であり、鋼板が０．０２０％以上のＯを含有すると延性の劣化を招く。したがって、Ｏ含有量を０．０２０％未満とする。Ｏ含有量の上限値は、好ましくは０．０１０％、より好ましくは０．００５％、さらに好ましくは０．００３％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含有量を０％超又は０．００１％以上としてもよいが、Ｏ含有量は少ないほど好ましい。

本実施形態の鋼板は、更に、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｓｂ、Ｓｎ及びＢｉ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、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｓｂ、Ｓｎ及びＢｉを必ずしも必要としないので、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｓｂ、Ｓｎ及びＢｉを含有しなくてもよい、すなわち含有量の下限値は０％であってもよい。

（Ｃｒ：０〜０．５０％）
（Ｍｏ：０〜２．００％）
（Ｗ：０〜２．００％）
（Ｃｕ：０〜２．００％）
（Ｎｉ：０〜２．００％）
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、及びＮｉはそれぞれ、本実施形態に係る鋼板に必須の元素ではない。しかしながら、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、及びＮｉは、鋼板の強度を向上させる元素であるので、含有されてもよい。鋼板の強度向上効果を得るために、鋼板は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、及びＮｉ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％以上含有してもよく、０．０５％以上又は０．１０％以上含有してもよい。しかしながら、鋼板がこれらの元素を過剰に含有すると、熱延時の表面傷が生成しやすくなり、さらには、熱延鋼板の強度が高くなりすぎて、冷間圧延性が低下する場合がある。したがって、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、及びＮｉ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含有量のうち、Ｃｒの含有量の上限値を０．５０％とし、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、及びＮｉのそれぞれの含有量の上限値を２．００％とする。Ｃｒの含有量の上限値は０．４０％又は０．３０％であってもよく、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、及びＮｉのそれぞれの含有量の上限値は、１．５０％、１．２０％又は１．００％であってもよい。

（Ｔｉ：０〜０．３００％）
（Ｎｂ：０〜０．３００％）
（Ｖ：０〜０．３００％）
Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶは、本実施形態に係る鋼板に必須の元素ではない。しかし、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶは、微細な炭化物、窒化物又は炭窒化物を生成する元素であるので、鋼板の強度向上に有効である。したがって、鋼板は、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶからなる群から選択される１種又は２種以上の元素を含有してもよい。鋼板の強度向上効果を得るためには、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶからな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含有量の下限値を０．００５％とすることが好ましく、０．０１０％とすることがより好ましく、０．０３０％とすることがさらに好ましい。一方で、これらの元素を過剰に含有させると、熱延鋼板の強度が上昇しすぎて、冷間圧延性が低下する場合がある。したがって、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶからな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含有量の上限値を０．３００％とし、好ましくは０．２５０％、より好ましくは０．２００％、さらに好ましくは０．１５０％とする。

（Ｂ：０〜０．０１０％）
（Ｃａ：０〜０．０１０％）
（Ｍｇ：０〜０．０１０％）
（Ｚｒ：０〜０．０１０％）
（ＲＥＭ：０〜０．０１０％）
Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及びＲＥＭは、本開示の鋼板に必須の元素ではない。しかしながら、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及びＲＥＭは、鋼板の穴広げ性を向上させる。この効果を得るためには、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及びＲＥＭからな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好ましくは０．０００１％、より好ましくは０．００１％とする。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含有量の上限を０．０１０％、好ましくは０．００５％とし、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及びＲＥＭからなる群から選択される１種又は２種以上の元素の含有量の合計を０．０３０％以下、好ましくは０．０２０％以下とすることが好ましい。なお、本明細書においてＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ、Ｔｅ、Ｓｅ、Ａｇおよびランタノイドに含まれる元素から選択される１種又は２種以上の元素を意味する。

（Ｓｂ：０〜０．０５０％）
（Ｓｎ：０〜０．０５０％）
（Ｂｉ：０〜０．０５０％）
Ｓｂ、Ｓｎ、及びＢｉは、本開示の鋼板に必須の元素ではない。しかしながら、Ｓｂ、Ｓｎ、及びＢｉは、鋼板中のＭｎ、Ｓｉ、及び／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、及びＢｉからな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含有量の下限値を好ましくは０．０００５％、より好ましくは０．００１％とする。一方、これら元素それぞれの含有量が０．０５０％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含有量の上限値を０．０５０％とし、好ましくは０．０４０％とする。

本開示の鋼板は、上で説明した任意元素のうち、例えば、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．３００％、Ｎｂ：０．００５〜０．３００％、Ｖ：０．００５〜０．３００％、及びＢ：０．０００１〜０．０１０％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。

本実施形態の鋼板において、上記元素以外の残部は鉄及び不純物からなる。ここで「不純物」とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料をはじめとして、製造工程の種々の要因等によって混入する元素を意味する。かかる不純物は、意図的に添加されないものに限定されない。

２．金属組織
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表面から厚みの１／４位置（１／４ｔ部ともいう）のＬ断面における金属組織は、面積％で、２５〜９０％の焼き戻しマルテンサイト、及び１０〜５０％の残留オーステナイトを含む。ここで、Ｌ断面とは、圧延方向に平行、かつ、鋼板表面に対して垂直に鋼板を切断した面をいう。本実施形態におけるＬ断面は、鋼板の幅方向中心を通るように切断した面とする。

本開示の鋼板において、上記の焼き戻しマルテンサイト及び残留オーステナイト以外の金属組織の残部組織は特に限定されない。残部組織としては、例えば、フェライト、ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、及び焼き戻しベイナイトなどが挙げられる。

各金属組織の面積分率は、焼鈍の条件によって変化し、強度、加工硬化特性、穴広げ性などの材質に影響を与える。要求される材質は、例えば自動車用の部品により変わるため、必要に応じて焼鈍条件を選択し、上記範囲内で組織分率を制御すればよい。

鋼板の金属組織の測定は以下のように行う。鋼板のＬ断面を鏡面研磨した後に、その研磨面を３％ナイタール（３％硝酸―エタノール溶液）で腐食し、走査型電子顕微鏡で、鋼板の表面から厚みの１／４位置のミクロ組織を観察する。次いで、その観察画像を解析することで、焼き戻しマルテンサイト、フェライト、残留オーステナイト、ベイナイト、及びフレッシュマルテンサイトのそれぞれの組織の面積％を測定する。残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトに関しては、まず、走査型電子顕微鏡を用いて表面から厚みの１／４位置における縦０．１ｍｍ（板厚方向の長さ）×横０．３ｍｍ（圧延方向の長さ）の範囲のミクロ組織画像を倍率５０００倍で取得し、その取得した組織画像を解析することで、残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの合計の面積％を測定し、さらに板厚１／４位置でＸ線回折法により残留オーステナイトの面積％を測定する。具体的には、入射Ｘ線にはＭｏＫα線を使用し、残留オーステナイトの｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝面のピークの積分強度の、フェライトの｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝面のピークの積分強度に対する、１２通り全ての組み合わせの強度比から残留オーステナイトの体積率を求め、当該体積率を面積率と同一とみなし、これらの平均値を残留オーステナイトの面積率とする。さらに、残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの合計の面積％から残留オーステナイトの面積％を差し引いて、フレッシュマルテンサイトの面積％を算出する。また、フェライト相は灰色の下地組織として、オーステナイト相及びマルテンサイト相は白色の組織として、判別する。焼き戻しマルテンサイト相は、フレッシュマルテンサイト相と同様に白色にみえるが、結晶粒内に下部組織が確認されたものを焼き戻しマルテンサイト相と判別する。マルテンサイトとベイナイトの判別は、走査型電子顕微鏡を用いて上述のミクロ組織画像（倍率５０００倍）を観察し、セメンタイトがラスの界面又はラスの内部に存在しているものをベイナイトと判別する。

（鋼板の１／４ｔ部の金属組織中の焼き戻しマルテンサイトの面積％：２５〜９０％）
焼き戻しマルテンサイトは、鋼板の強度を高め、延性を向上させる組織である。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、焼き戻しマルテンサイトの面積率を２５〜９０％とする。焼き戻しマルテンサイトの面積率の下限値は、好ましくは３０％、より好ましくは３５％、さらに好ましくは４０％である。焼き戻しマルテンサイトの面積率の上限値は、好ましくは８７％、より好ましくは８０％である。前述したように、Ｃ含有量を０．１５％以上にして、さらに、前述したように、焼き戻しマルテンサイトの面積率を３０〜８７％に制御することによって、加工硬化特性を損なわずに、引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上という高強度の鋼板を得ることが可能になる。

（鋼板の１／４ｔ部の金属組織中の残留オーステナイトの面積％：１０〜５０％）
本実施形態に係る鋼板においては、金属組織中の残留オーステナイトの量が所定範囲にあ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及び成形性、特に鋼板の加工硬化特性を高める組織である。残留オーステナイトは、引張変形を伴う張出し加工、絞り加工、伸びフランジ加工、又は曲げ加工によってマルテンサイトに変態し得るので、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は、金属組織中に、面積率で１０％以上の残留オーステナイトを含有する必要がある。残留オーステナイトの面積率の下限値は、好ましくは１５％、より好ましくは２０％である。

鋼板の１／４ｔ部の金属組織中の残留オーステナイトの面積率は高いほど好ましい。しかしながら、上述した化学組成を有する鋼板では、面積率で５０％が残留オーステナイトの含有量の上限となる。８．０％超のＭｎを含有させれば、残留オーステナイトを面積率で５０％超にすることができるが、この場合、鋼板の鋳造が困難になる。靭性向上の観点から、残留オーステナイトの面積率は、好ましくは４０％以下である。

本実施形態に係る鋼板においては、金属組織中のフェライトの量が少ないことが好ましい。金属組織中のフェライト含有量を少なくすることによって、靭性を向上することができる。靭性を向上させるために、金属組織中のフェライトの面積率を３％以下とすることが好ましい。フェライトの面積率は、より好ましくは１％以下とし、さらに好ましくは０％とする。よって、本実施形態に係る鋼板において、例えば、フェライトの面積率は０〜３％、０〜２％又は０〜１％であってもよい。

本実施形態に係る鋼板においては、金属組織中にベイナイトが存在すると、ベイナイト中に硬質な組織である島状マルテンサイトが内在する。ベイナイト中に島状マルテンサイトが内在すると靭性が低下する。靭性を向上させるために、金属組織中のベイナイトの面積率を５％以下とすることが好ましく、さらに好ましくは３％以下である。ベイナイトの面積率は、より好ましくは１％以下とし、さらに好ましくは０％である。よって、本実施形態に係る鋼板において、例えば、ベイナイトの面積率は０〜５％、０〜３％又は０〜１％であってもよい。

本実施形態に係る鋼板においては、金属組織中のフレッシュマルテンサイトの量が少ないことが好ましい。フレッシュマルテンサイトとは、焼き戻しされていないマルテンサイトである。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。ただし、フレッシュマルテンサイトの含有量が少ないほど、鋼板の穴広げ性が高くなる。したがって、フレッシュマルテンサイトの面積率は０％であってもよいが、穴広げ性を維持しつつ、鋼板の強度を高める観点で、鋼板の金属組織は、面積率で、好ましくは１％以上、より好ましくは２％以上、さらに好ましくは３％以上のフレッシュマルテンサイトを含む。フレッシュマルテンサイトの含有量の上限値は、穴広げ性を確保する観点から、面積率で好ましくは６５％、より好ましくは５５％、さらに好ましくは４５％、最も好ましくは２０％である。よって、本実施形態に係る鋼板において、例えば、フレッシュマルテンサイトの面積率は０〜６５％、０〜２０％、１〜６５％、１〜２０％、２〜６５％、２〜２０％、３〜６５％、又は３〜２０％であってもよい。

焼き戻しマルテンサイト、フェライト、残留オーステナイト、ベイナイト、及びフレッシュマルテンサイト以外の残部組織としては、焼き戻しベイナイトを含んでもよい。焼き戻しベイナイトの面積率は、上記の焼き戻しマルテンサイト、フェライト、残留オーステナイト、ベイナイト、及びフレッシュマルテンサイトの面積率の測定と同様に走査型電子顕微鏡により得られる観察画像から得ることができる。鋼板中の焼き戻しベイナイトの面積率は少ない方が好ましく、例えば、１０％以下、７％以下又は５％以下であるとよい。本実施形態に係る鋼板において、焼き戻しベイナイトは含まれなくてもよいため、焼き戻しベイナイトの面積率の下限は０％であってもよい。よって、本実施形態に係る鋼板において、例えば、焼き戻しベイナイトの面積率は０〜１０％、０〜７％又は０〜５％であってもよい。なお、焼き戻しベイナイトとベイナイトの判別は、上述したマルテンサイトと焼き戻しマルテンサイトとの判別と同様に行う。

本実施形態に係る鋼板の表面から厚みの１／４位置におけるＭｎ濃度の標準偏差は０．３０質量％以上である。鋼板のＬ断面を鏡面研磨した後に、鋼板の表面から厚みの１／４位置を電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）で測定して、Ｍｎ濃度の標準偏差を測定する。測定条件は加速電圧を１５ｋＶとし、倍率を５０００倍として試料圧延方向に２０μｍ及び試料板厚方向に２０μｍの範囲の分布像を測定する。より具体的には、測定間隔を０．１μｍとし、４０４０１か所のＭｎ濃度を測定する。次いで、全測定点から得られたＭｎ濃度に基づいて、鋼板の表面から厚みの１／４位置におけるＭｎ濃度の標準偏差を算出する。試料圧延方向に２０μｍ及び試料板厚方向に２０μｍの範囲には、特定の相の金属組織のみが存在するのではなく、複数の相の金属組織が存在している。したがって、本開示の鋼板におけるＭｎ濃度の標準偏差は、そのような複数の金属組織が混在する領域で測定される。

（鋼板の表面から厚みの１／４位置におけるＭｎ濃度の標準偏差：０．３０質量％以上）
Ｍｎ濃度の標準偏差が大きいと、安定なオーステナイトが生成し、加工硬化特性が向上する。この効果を得るために、本実施形態に係る鋼板は、０．３０質量％以上のＭｎ濃度の標準偏差に制御する必要がある。Ｍｎ濃度の標準偏差の下限値は、好ましくは０．３５質量％である。Ｍｎ濃度の標準偏差は、鋼板をミクロ的に観察した場合に鋼板中でＭｎがどの程度偏析して存在するかを示す指標である。したがって、本発明のようにＭｎ濃度の標準偏差を０．３０質量％以上とすることで、鋼板中のＭｎの分布をミクロ的に偏析（分配）させることが可能となり、その結果、安定なオーステナイトが生成し、加工硬化特性（ｎ値）が向上する。

Ｍｎ濃度の標準偏差は高いほど好ましい。しかしながら、上述した化学組成を有する鋼板では、０．４５質量％がＭｎ濃度の標準偏差の上限となる。

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（ＴＳ）は、好ましくは７８０ＭＰａ以上、より好ましくは１０００ＭＰａ以上、さらに好ましくは１１８０ＭＰａ以上である。鋼板のＴＳが高いほど、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、軽量化を達成することができる。本実施形態に係る鋼板のＴＳの上限値は特に限定されないが、例えば、２５００ＭＰａ又は２０００ＭＰａである。引張試験は、ＪＩＳ５号引張試験片を用いたＪＩＳ−Ｚ２２４１：２０１１に規定される方法で行い、引張試験のクロスヘッド試験速度は、３０ｍｍ／分とする。

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、加工硬化特性が優れることが望ましい。その場合、ｎ値は、好ましくは０．１０以上、より好ましくは０．１５以上、さらに好ましくは０．１８以上である。また、ｎ値の上限値は特に限定されないが、例えば、０．３０、０．２５、又は０．２０である。本明細書において、ｎ値とは、真ひずみの区間を４〜７％とし、真ひずみ４％及び７％における真応力をそれぞれ求め、両真応力の対数の差を両真ひずみの対数の差で除した値をいう。好ましくは、Ｍｎ濃度の標準偏差が０．３５質量％以上であり、残留オーステナイトの面積率が１５％以上となると、ｎ値が０．１５以上となる。さらに、より好ましくは、Ｍｎ濃度の標準偏差が０．３５質量％以上であり、残留オーステナイトの面積率が２０％以上となると、ｎ値が０．１８以上となる。ｎ値の測定のための均一伸び試験は、平行部長さ５０ｍｍのＪＩＳ５号試験片を用いたＪＩＳ−Ｚ２２４１：２０１１に規定される方法で行い、均一伸び試験のクロスヘッド試験速度は、３０ｍｍ／分とする。

本開示の鋼板は上記のように、高強度を有し、さらに加工硬化特性も良好であり、成形性に優れているので、ピラーなどの自動車の構造部品用途に最適である。さらに、本開示の鋼板は含有Ｍｎ濃度が高いので、自動車の軽量化にも寄与するので、産業上の貢献が極めて顕著である。なお、本開示の鋼板においては、用途に応じて、鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層を設けることができる。

３．製造方法
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、上述の化学組成を有する鋼を常法で溶製し、鋳造してスラブ又は鋼塊を作製し、これを加熱して熱間圧延し、得られた熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延し、焼鈍を施して製造する。

熱間圧延は、通常の連続熱間圧延ラインで行えばよい。本実施形態に係る鋼板の製造方法においては、焼鈍は連続焼鈍ラインで行うことができ、この方法は生産性に優れている。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ってもよい。更に、冷延圧延後の鋼板に、スキンパス圧延を行ってもよい。

本開示の鋼板の金属組織を得るためには、熱間圧延に供する鋼材の加熱条件、さらに、冷延後の熱処理条件、特に焼鈍条件を、以下に示す範囲内で行う。

本実施形態に係る鋼板が上述の化学組成を有する限り、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。

上述のスラブ又は鋼塊を加熱し、熱間圧延を行う。熱間圧延に供する鋼材の温度は、１０００〜１１００℃未満とする。熱間圧延前に１０００〜１１００℃未満の温度域に保持する時間は、９００〜７２００秒間とする。

（スラブ又は鋼塊の保持温度：１０００〜１１００℃未満）
熱間圧延に供する鋼材の保持温度は、１０００〜１１００℃未満とすることが好ましい。熱間圧延に供する鋼材の温度を１０００℃以上にすることにより、熱間圧延時の変形抵抗をより小さくすることができる。一方、熱間圧延に供する鋼材の温度を１１００℃未満にすることにより、Ｍｎの分布が不均一に制御され、鋼の加工硬化特性が向上する。

（スラブ又は鋼塊の保持時間：９００〜７２００秒間）
熱間圧延前に１０００〜１１００℃未満の温度域に保持する時間は、材質安定性を向上させるためには、９００秒間以上とすることが好ましく、１８００秒間以上にすることがさらに好ましい。また、Ｍｎの分布を不均一にするために７２００秒間以下とすることが好ましく、５４００秒間以下とすることがさらに好ましい。なお、直送圧延又は直接圧延を行う場合は、１０００〜１１００℃未満で７２００秒間以内の保持処理を施し、熱間圧延に供してもよい。

仕上圧延開始温度は７００〜１０００℃とすることが好ましい。仕上圧延開始温度を７００℃以上とすることにより、圧延時の変形抵抗を小さくすることができる。仕上圧延開始温度は、より好ましくは７５０℃以上、さらに好ましくは８００℃以上である。仕上圧延開始温度を１０００℃以下にすることにより、粒界酸化による鋼板の表面性状の劣化を抑制することができる。仕上圧延開始温度は、より好ましくは９５０℃以下である。

仕上圧延を行って得られる熱延鋼板を冷却し、巻取り、コイルにすることができる。冷却後の巻取温度を７００℃以下とすることが好ましい。巻取温度を７００℃以下にすることによって、内部酸化が抑制され、その後の酸洗が容易になる。巻取温度は、より好ましくは６５０℃以下であり、さらに好ましくは６００℃以下である。冷間圧延時の破断を抑制するために、室温まで冷却された後、冷間圧延前に３００〜６００℃で熱延板を焼き戻してもよい。

熱延鋼板は、常法により酸洗を施された後に、冷間圧延が行われ、冷延鋼板とされる。

冷間圧延の前であって酸洗の前又は後に０超〜５％程度の軽度の圧延を行って形状を修正すると、平坦確保の点で有利となるので好ましい。また、酸洗前に軽度の圧延を行うことにより酸洗性が向上し、表面濃化元素の除去が促進され、化成処理性やめっき処理性を向上させる効果がある。

焼鈍後の鋼板の組織を微細化させる観点から、冷間圧延の圧下率は２０％以上とすることが好ましい。冷間圧延中の破断を抑制する観点から、冷間圧延の圧下率は７０％以下とすることが好ましい。

上記熱間圧延工程及び冷間圧延工程を経て得られた冷延鋼板を加熱して、６８０℃以上の温度域で１０秒間以上保持し、その後に、６８０℃以上の温度域で保持した温度から５００℃以下までの温度範囲を平均冷却速度２℃／秒以上で冷却し、室温まで冷却した後、再度加熱して、６００℃〜Ａｃ₃点未満の温度域で５〜３００秒間保持する。冷延鋼板の熱処理は、好ましくは還元雰囲気、より好ましくは窒素及び水素を含む還元雰囲気、例えば窒素９８％及び水素２％の還元雰囲気で行う。還元雰囲気で熱処理することにより、鋼板の表面にスケールが付着するのを防ぐことができ、酸洗浄を要せずにめっき工程にそのまま送ることができる。１００〜５００℃の温度域で１０〜１０００秒間保持し、次いで室温まで冷却し、その後再度加熱して、６００℃〜Ａｃ₃点未満の温度域で５〜３００秒間保持することが好ましい。

（冷間圧延後の焼鈍条件：６８０℃以上の温度域で１０秒間以上保持）
冷間圧延後に、６８０℃以上の温度域で１０秒間以上保持して１回目の焼鈍を行う。冷間圧延後の焼鈍温度を６８０℃以上にすることにより、鋼板のＭｎ濃度の標準偏差を大きくすることができ、加工硬化特性を向上することができる。なお、冷間圧延後の焼鈍温度は７４０℃以上であることが好ましい。冷間圧延後の焼鈍温度を７４０℃以上にすることにより、再結晶を著しく促進することができ、さらに、鋼板中のフェライト含有量を３％以下にすることができる。ここで、加熱速度０．５〜５０℃／秒で検討した結果、Ａｃ₃点として以下の式：
Ａｃ₃＝９１０−２００√Ｃ＋４４Ｓi−２５Ｍｎ＋４４Ａｌ
が得られ、この式を用いてＡｃ₃点を算出することができる。

一方で、冷間圧延後の焼鈍温度の上限値は、好ましくは９５０℃である。焼鈍温度を９５０℃以下とすることにより、焼鈍炉の損傷を抑制して、生産性を向上させることができる。冷間圧延後の焼鈍温度は８００℃以下であることが好ましい。冷間圧延後の焼鈍温度を８００℃以下にすることにより、焼鈍後の鋼板中の組織を微細化できる。

未再結晶を完全に除去し、良好な靭性を安定して確保するために、焼鈍時間を１０秒間以上、好ましくは４０秒間以上とする。生産性の観点からは、焼鈍時間を３００秒間以内とすることが好ましい。

（焼鈍後の冷却条件：６８０℃から５００℃までの温度範囲を平均冷却速度２℃／秒以上で冷却）
焼鈍後の冷却において、６８０℃から５００℃までの温度範囲を、平均冷却速度２℃／秒以上で冷却する。焼鈍後の６８０℃から５００℃までの温度範囲の平均冷却速度（以下、焼鈍後の平均冷却速度ともいう）を２℃／秒以上とすることによって、Ｐの粒界偏析を抑制できる。

焼鈍後の平均冷却速度は、好ましくは２０℃／秒以上、より好ましくは５０℃／秒以上、さらに好ましくは２００℃／秒以上、さらにより好ましくは２５０℃／秒以上である。焼鈍後の平均冷却速度を２００℃／秒以上とすることにより、臨界冷却速度以上で冷却され、ベイナイトやフェライトの生成を抑制することができるので、最終熱処理後の組織を制御しやすく材質安定性を高めることができる。

焼鈍後の平均冷却速度の上限は特に限定しないが、水焼入れ冷却法やミスト噴射冷却法を用いても、２０００℃／秒超に制御することは難しいので、焼鈍後の平均冷却速度の実質的上限は２０００℃／秒になる。

焼鈍後の冷却において、上記範囲の平均冷却速度で行った冷却の停止温度を、好ましくは４５０℃以下、より好ましくは３５０℃以下、さらに好ましくは３００℃以下にする。上記範囲の平均冷却速度で冷却し、冷却停止温度を上記温度範囲にすることによって、冷却後の鋼材全体をマルテンサイト主体の組織にすることができる。

上記焼鈍後の冷却の後、１００〜５００℃の温度域で１０〜１０００秒間保持してもよい。

（冷却後の最終の焼鈍条件：６００℃〜Ａｃ₃点未満の温度域で５〜３００秒間保持）
上記焼鈍の冷却後に、室温まで冷却した後に、再度加熱して、６００℃〜Ａｃ₃点未満（すなわちＡｃ₁点〜Ａｃ₃点未満）の温度域で５〜３００秒間保持し、最終の焼鈍を行う。本焼鈍の加熱時においてセメンタイトが生成され、このセメンタイトにＭｎが分配される。Ｍｎ分配されたセメンタイトは６００℃〜Ａｃ₃点未満の温度で溶解し、Ｍｎの濃化したオーステナイトが生成される。最終の焼鈍温度を６００℃〜Ａｃ₃点未満にすることにより、オーステナイトの生成が促進され、加工硬化特性が向上する。オーステナイトへのＭｎ分配を促進し、Ｍｎの分布を不均一にするために、最終の焼鈍時間を５秒間以上、好ましくは３０秒間以上、より好ましくは６０秒間以上とする。また、焼き戻しマルテンサイトを残存させるために、最終の焼鈍時間を３００秒間以内とする。最終の焼鈍時の加熱速度については特に限定しないが、好ましくは、６００℃〜Ａｃ₃点未満の温度域に加熱するときに、５００℃から６００℃までの温度範囲を３〜６℃／秒の平均加熱速度で昇温する。５００℃から６００℃までの温度範囲において平均加熱速度を３℃／秒以上とすることにより、金属組織中のセメンタイトの核生成が過剰となりにくく、セメンタイトへのＭｎ分配を十分に実現することができる。また、平均加熱速度を６℃／秒以下とすることにより、セメンタイトへのＭｎ分配の時間を十分に確保することができる。このことから、金属組織中のセメンタイトへのＭｎ分配を十分に行うことができるので、セメンタイトが溶解して得られるオーステナイトのＭｎの分布をより不均一とすることができる。

上記最終の焼鈍後の冷却は、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。

鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、上記最終の焼鈍後の冷却を４３０〜５００℃の温度範囲で停止し、次いで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。

鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっきを施して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、鋼板を室温まで冷却する前に、４５０〜５８０℃の温度で溶融亜鉛めっきの合金化処理を行う。合金化処理条件は、通常の範囲内とすればよい。

以上のように鋼板を製造することによって、引張強度（ＴＳ）が好ましくは７８０ＭＰａ以上、より好ましくは１１８０ＭＰａ以上の高強度の鋼板を得ることができる。これにより、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、軽量化に寄与することができる。さらに、加工硬化特性を向上することができ、ｎ値が好ましくは０．１０以上、より好ましくは０．１５以上である高強度且つ加工硬化特性に優れた鋼板を得ることができる。

本開示の製造方法により製造される鋼板は上記のように、高強度を有し、さらに加工硬化特性も良好であり、成形性に優れているので、ピラー等の自動車の構造部品用途に好適に用いることができる。さらに、本開示の鋼板は含有Ｍｎ濃度が高いので、自動車の軽量化にも寄与するので、産業上の貢献が極めて顕著である。

本開示の鋼板を、例を参照しながらより具体的に説明する。ただし、以下の例は本開示の鋼板の例であり、本開示の鋼板は以下の例の態様に限定されるものではない。

１．評価用鋼板の製造
表１に示す化学組成を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により２４５ｍｍ厚のスラブを得た。

得られたスラブを表２に示す条件にて熱間圧延し、２．６ｍｍ厚の熱延鋼板を製板し、次いで、得られた熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延して、１．２ｍｍ厚の冷延鋼板を製板した。なお、全ての例に係る熱延鋼板の製造において、仕上圧延の開始温度は９２０℃、巻取温度は５５０℃とし、一部の例に係る熱延鋼板を３５０〜５００℃で焼き戻した。また、全ての例に係る冷延鋼板の製造において、冷間圧延率は４０％とした。

得られた冷延鋼板について、表３に示す条件の熱処理を施して焼鈍冷延鋼板を作製した。冷延鋼板の熱処理は、窒素９８％及び水素２％の還元雰囲気で行った。なお、冷間圧延直後の焼鈍においては、焼鈍後の平均冷却速度は５０℃／秒とし、そのうち冷却停止後に１００〜５００℃の温度域で鋼板温度を保持した場合においては、その保持時間は３０秒間とした。例Ｎｏ．４３の冷延後焼鈍については、７４０℃で４０秒間保持した後、さらに８００℃で１００秒間保持した。

一部の焼鈍冷延鋼板例については、最終の焼鈍を行った後、焼鈍後の冷却を４６０℃で停止し、冷延鋼板を４６０℃の溶融亜鉛のめっき浴に２秒間浸漬して、溶融亜鉛めっき処理を行った。めっき浴の条件は従来のものと同じである。後述する合金化処理を施さない場合、４６０℃の保持後に、平均冷却速度１０℃／秒で室温まで冷却した。溶融亜鉛めっきを行った例については、表３において「めっき」と示した。

一部の焼鈍冷延鋼板例については、溶融亜鉛めっき処理を行った後に、室温に冷却せずに、続いて合金化処理を施した。５２０℃まで加熱し、５２０℃で５秒間保持して合金化処理を行い、その後、平均冷却速度１０℃／秒で室温まで冷却した。溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を行った例については、表３において「合金化」と示した。例Ｎｏ．４５については、冷延後焼鈍の冷却を４６０℃で停止し、上記のように溶融亜鉛めっき処理及び合金化処理を行った。

このようにして得られた焼鈍冷延鋼板を伸び率０．１％で調質圧延し、各種評価用鋼板を準備した。

２．評価方法
各例で得られた焼鈍冷延鋼板について、ミクロ組織観察、引張試験、及び均一伸び試験を実施して、焼き戻しマルテンサイト、フェライト、残留オーステナイト、ベイナイト、フレッシュマルテンサイト及び焼き戻しベイナイトの面積率、Ｍｎ濃度の標準偏差、引張強度（ＴＳ）、及び加工硬化特性（ｎ値）を評価した。各評価の方法は次のとおりである。

（金属組織の試験方法）
焼き戻しマルテンサイト、フェライト、残留オーステナイト、ベイナイト、フレッシュマルテンサイト及び焼き戻しベイナイトの面積率は、走査型電子顕微鏡による組織観察及びＸ線回折測定から算出した。鋼板を板厚方向と圧延方向に平行に切断したＬ断面について、鏡面研磨を行い、次いで３％ナイタールによりミクロ組織を現出させて、走査型電子顕微鏡を用いて、表面から１／４位置におけるミクロ組織を倍率５０００倍で観察し、０．１ｍｍ×０．３ｍｍの範囲について画像解析（Photoshop（登録商標））により、焼き戻しマルテンサイト、フェライト、残留オーステナイト、ベイナイト、フレッシュマルテンサイト及び焼き戻しベイナイトの面積率、並びに残留オーステナイトとフレッシュマルテンサイトとの合計の面積率を算出した。さらに、得られた鋼板から幅２５ｍｍ、長さ２５ｍｍの試験片を切り出し、この試験片に化学研磨を施して板厚１／４分を減厚し、化学研磨後の試験片の表面に対して、Ｃｏ管球を用いたＸ線回折分析を３回実施し、得られたプロファイルを解析し、それぞれを平均して残留オーステナイトの面積率を算出し、残留オーステナイトとフレッシュマルテンサイトとの合計の面積率から残留オーステナイトの面積率を差し引いて、フレッシュマルテンサイトの面積率を算出した。また、フェライト相は灰色の下地組織として、オーステナイト相及びフレッシュマルテンサイト相は白色の組織として判別し、フレッシュマルテンサイト相及び焼き戻しマルテンサイト相については、結晶粒内に下部組織が確認されたものを焼き戻しマルテンサイト相と判別した。さらに、セメンタイトがラスの界面又はラスの内部に存在しているものをベイナイトと判別した。また、ベイナイトのうち結晶粒内に下部組織が確認されたものを焼き戻しベイナイトと判別した。

Ｍｎ濃度の標準偏差は、鋼板の表面から厚みの１／４位置において、ＥＰＭＡを用いて試料圧延方向に２０μｍ及び試料板厚方向に２０μｍの範囲の分布像を測定間隔０．１μｍで測定し、全測定点で測定された各Ｍｎ濃度に基づいてＭｎ濃度の標準偏差を算出した。

（機械的性質の試験方法）
鋼板の圧延方向に直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張強度（ＴＳ）及び加工硬化特性（ｎ値）を測定した。引張試験は、ＪＩＳ５号引張試験片を用いたＪＩＳ−Ｚ２２４１：２０１１に規定される方法で行った。均一伸び試験は、平行部長さ５０ｍｍのＪＩＳ５号試験片を用いたＪＩＳ−Ｚ２２４１：２０１１に規定される方法で行った。ｎ値は真ひずみの区間を４〜７％とし、真ひずみ４％及び７％における真応力をそれぞれ求め、両真応力の対数の差を両真ひずみの対数の差で除した値とする。引張試験及び均一伸び試験のクロスヘッド試験速度は、３０ｍｍ／分で行った。

３．評価結果
上記の評価の結果を表４に示す。実施例では、０．１０以上のｎ値、及び７８０ＭＰａ以上のＴＳが得られた。なお、表４のｎ値についての「測定できず」とは、加工硬化特性が著しく低くなったため、ｎ値を測定できなかったことを示す。

例Ｎｏ．１〜４、６〜１２、１４〜１７、１９、２２〜２４、２７〜３３及び３６〜４１は、所定の化学組成を有し、所定の製造方法に従って製造されたため、所望の金属組織が得られ、Ｍｎ濃度の標準偏差が０．３０質量％以上となり、その結果優れた特性（強度（ＴＳ）及び加工硬化特性（ｎ値））を有していた。

例Ｎｏ．５は、熱間圧延前の保持時間が長く、Ｍｎの分布を十分に不均一にできなかったため、加工硬化特性（ｎ値）が不十分であった。例Ｎｏ．１３は、Ｃ含有量が不足し、十分な残留オーステナイトを得られなかったため、強度（ＴＳ）及び加工硬化特性（ｎ値）が不十分であった。例Ｎｏ．１８は、Ｍｎ含有量が不足し、十分な残留オーステナイトを得られなかったため、加工硬化特性（ｎ値）が不十分であった。例Ｎｏ．２０は、最終の焼鈍温度が低く、所望の金属組織を得られなかったため、加工硬化特性（ｎ値）が不十分であった。例Ｎｏ．２１は、最終の焼鈍時間が長く、十分な焼き戻しマルテンサイトを得られなかったため、加工硬化特性（ｎ値）を測定できなかった。例Ｎｏ．２５は、最終の焼鈍時間が短く、Ｍｎの分布を十分に不均一にできなかったため、加工硬化特性（ｎ値）が不十分であった。例Ｎｏ．２６は、熱間圧延前の保持温度が高く、Ｍｎの分布を十分に不均一にできなかったため、加工硬化特性（ｎ値）が不十分であった。例Ｎｏ．３４は、冷延後の焼鈍温度が低く、Ｍｎの分布を十分に不均一にできなかったため、加工硬化特性（ｎ値）が不十分であった。例Ｎｏ．３５は、最終の焼鈍温度が高く、十分な焼き戻しマルテンサイトを得られなかったため、加工硬化特性（ｎ値）を測定できなかった。例Ｎｏ．４２は、最終の焼鈍を行わなかったため、十分な焼き戻しマルテンサイトを得られず、加工硬化特性（ｎ値）が不十分であった。例Ｎｏ．４３〜４５は、最終の焼鈍を行わなかったため、十分な残留オーステナイトを得られず、加工硬化特性（ｎ値）を測定できなかった。

次に、表２及び表３の例Ｎｏ．２６の製造条件を基に、熱間圧延前の保持温度のみを変更してＭｎ濃度の標準偏差及び加工硬化特性（ｎ値）の熱間圧延前の保持温度依存性を調べた。熱間圧延前の保持温度に対するＭｎ濃度の標準偏差のプロットを図１に、熱間圧延前の保持温度に対するｎ値のプロットを図２に示す。

図１によれば、熱間圧延前の保持温度を１１００℃未満とすることによりＭｎ濃度の標準偏差を０．３０質量％以上とし、すなわちＭｎの濃度分布を不均一にすることができた。また、図２によれば、Ｍｎの濃度分布を不均一にすることで、加工硬化特性（ｎ値）を改善することができた。

Claims

化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１０超〜０．４５％、
Ｓｉ：０．００１〜２．５０％、
Ｍｎ：４．００超〜８．００％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜１．５０％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎ：０．０５０％未満、
Ｏ：０．０２０％未満、
Ｃｒ：０〜０．５０％、
Ｍｏ：０〜２．００％、
Ｗ：０〜２．００％、
Ｃｕ：０〜２．００％、
Ｎｉ：０〜２．００％、
Ｔｉ：０〜０．３００％、
Ｎｂ：０〜０．３００％、
Ｖ：０〜０．３００％、
Ｂ：０〜０．０１０％、
Ｃａ：０〜０．０１０％、
Ｍｇ：０〜０．０１０％、
Ｚｒ：０〜０．０１０％、
ＲＥＭ：０〜０．０１０％、
Ｓｂ：０〜０．０５０％、
Ｓｎ：０〜０．０５０％、
Ｂｉ：０〜０．０５０％、及び
残部：鉄及び不純物であり、
表面から厚みの１／４位置における金属組織が、面積％で、焼き戻しマルテンサイト：２５〜９０％、及び残留オーステナイト：１０〜５０％を含み、
表面から厚みの１／４位置において、圧延方向２０μｍ及び板厚方法２０μｍの範囲におけるＭｎ濃度の標準偏差が０．３０質量％以上である、鋼板。
前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．３００％、
Ｎｂ：０．００５〜０．３００％、
Ｖ：０．００５〜０．３００％、及び
Ｂ：０．０００１〜０．０１０％
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、請求項１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、請求項１又は２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、請求項１又は２に記載の鋼板。