JP6811694B2 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents
鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP6811694B2 JP6811694B2 JP2017161437A JP2017161437A JP6811694B2 JP 6811694 B2 JP6811694 B2 JP 6811694B2 JP 2017161437 A JP2017161437 A JP 2017161437A JP 2017161437 A JP2017161437 A JP 2017161437A JP 6811694 B2 JP6811694 B2 JP 6811694B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mass
- less
- retained austenite
- area ratio
- steel
- Prior art date
- Legal status (The legal status 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 status listed.)
- Active
Links
Description
本発明は、鋼板およびその製造方法に関し、とりわけ、例えば、自動車用部品等に用いることができる鋼板およびその製造方法に関する。
自動車用部品の製造に用いられる鋼板には、軽量化による燃費改善を実現するために薄肉化が求められており、薄肉化と部品強度の確保とを両立するために、高強度化が要求されている。また、自動車用部品の製造に用いられる鋼板には、衝突安全性を考慮して、衝突時における高いエネルギー吸収能が要求されており、高強度化に加えて、高延性化が求められている。
高強度および高延性を実現するために、引張強度（ＴＳ）の向上による高強度化に加えて、ＴＳ×ＥＬ（伸び）の向上による高延性化が必要である。そのため、鋼板の強度を高めつつ、鋼板組織中に多量の残留オーステナイトを導入し、残留オーステナイトが加工誘起マルテンサイト変態することによる変態誘起塑性（ＴＲＩＰ）効果を活用することが有効であることが知られている。すなわち、衝突時におけるエネルギー吸収を増大させるため、衝突変形時に加工誘起マルテンサイト変態する残留オーステナイトを増加させることが有効である。
さらに、自動車用部品の製造に用いられる鋼板には、形状の複雑な部品に加工するために優れた成形加工性も要求され、とりわけ、局部変形能の指標である穴広げ性（λ）に優れることが求められる。
例えば、特許文献１には、マルテンサイトの鋼板組織全体に対する面積率が１５％以上９０％以下、残留オーステナイト量が１０％以上５０％以下、当該マルテンサイトのうち５０％以上が焼戻しマルテンサイト、当該焼戻しマルテンサイトの鋼板組織全体に対する面積率が１０％以上、およびポリゴナルフェライトの鋼板組織全体に対する面積率が１０％以下（０％を含む）である鋼板が開示されている。当該鋼板は、ＴＳが１４７０ＭＰａ以上、ＴＳ×ＥＬが２９０００ＭＰａ％以上であるとしている。
特許文献２には、面積率で、３０％以上８０％以下のフェライトと、０％以上１７％以下のマルテンサイトと、体積率で、８％以上の残留オーステナイトを有し、さらに、残留オーステナイトの平均結晶粒径が２μｍ以下である鋼板が開示されている。当該鋼板は、７８０ＭＰａ以上のＴＳ、および２２０００ＭＰａ％以上のＴＳ×ＥＬを有し、λにも優れているとしている。
しかし、上述の技術を始めとした広範な検討がなされているにも関わらず、高強度および高延性を達成し、且つ穴広げ性に優れた鋼板を製造することが難しいのが現状である。
本発明は、このような状況を鑑みてなされたものであり、その目的の１つは、強度、延性および穴広げ性に優れた鋼板を提供することであり、別の１つの目的はその製造方法を提供することである。
本発明の態様１は、
Ｃ ：０．０５〜０．２５質量％、
Ｓｉ：１．０〜３．０質量％、
Ｍｎ：５．０〜１０．０質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．１００質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．０１０質量％以下、
Ａｌ：０．００１〜３．０質量％、および
Ｎ ：０質量％超、０．０１００質量％以下
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
フェライトの面積率が４０％以上、８０％未満であり、
マルテンサイトの面積率が２０％未満であり、
残留オーステナイトの面積率が２０％以上であり、
フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の合計の面積率が１０％未満であり、
残留オーステナイトの平均結晶粒径が１．０μｍ以下であり、
残留オーステナイト粒の板幅方向の長さｄＷと板厚方向の長さｄＴとの比ｄＷ／ｄＴの平均値が１．４以上である、鋼板である。
Ｃ ：０．０５〜０．２５質量％、
Ｓｉ：１．０〜３．０質量％、
Ｍｎ：５．０〜１０．０質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．１００質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．０１０質量％以下、
Ａｌ：０．００１〜３．０質量％、および
Ｎ ：０質量％超、０．０１００質量％以下
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
フェライトの面積率が４０％以上、８０％未満であり、
マルテンサイトの面積率が２０％未満であり、
残留オーステナイトの面積率が２０％以上であり、
フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の合計の面積率が１０％未満であり、
残留オーステナイトの平均結晶粒径が１．０μｍ以下であり、
残留オーステナイト粒の板幅方向の長さｄＷと板厚方向の長さｄＴとの比ｄＷ／ｄＴの平均値が１．４以上である、鋼板である。
本発明の態様２は、Ｃｒ：０．０１〜０．４０質量％、Ｍｏ：０．０１〜０．４０質量％、Ｃｕ：０．０１〜０．４０質量％、Ｎｉ：０．０１〜０．４０質量％、およびＢ：０．０００１〜０．０１質量％からなる群から選択される１種以上をさらに含有する態様１に記載の鋼板である。
本発明の態様３は、Ｃａ：０．０００５〜０．０１質量％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１質量％、およびＲＥＭ：０．０００１〜０．０１質量％からなる群から選択される１種以上をさらに含有する態様１または２に記載の鋼板である。
本発明の態様４は、
態様１〜３のいずれかに記載の化学成分組成を有する鋼スラブを、１０５０〜１１５０℃の加熱温度まで昇温した後、８００℃以上、８６０℃未満の仕上げ温度において、２０％以上の仕上げ圧下率で熱間圧延し、その後室温まで冷却して熱延板を得る熱延工程と、
前記熱延板を、５００℃〜（Ａｃ１＋３０℃）の軟質化焼鈍温度で、０．５〜７２時間保持する軟質化焼鈍工程と、
前記軟質化焼鈍後の熱延板を、２５〜７５％の冷延率で冷間圧延して冷延板を得る冷延工程と、
前記冷延板を、３．０℃／秒以上の平均昇温速度で、［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−９０℃］〜［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−２０℃］の均熱温度まで昇温し、前記均熱温度で１０〜１８００秒保持する均熱工程とを含む、鋼板の製造方法である。
態様１〜３のいずれかに記載の化学成分組成を有する鋼スラブを、１０５０〜１１５０℃の加熱温度まで昇温した後、８００℃以上、８６０℃未満の仕上げ温度において、２０％以上の仕上げ圧下率で熱間圧延し、その後室温まで冷却して熱延板を得る熱延工程と、
前記熱延板を、５００℃〜（Ａｃ１＋３０℃）の軟質化焼鈍温度で、０．５〜７２時間保持する軟質化焼鈍工程と、
前記軟質化焼鈍後の熱延板を、２５〜７５％の冷延率で冷間圧延して冷延板を得る冷延工程と、
前記冷延板を、３．０℃／秒以上の平均昇温速度で、［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−９０℃］〜［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−２０℃］の均熱温度まで昇温し、前記均熱温度で１０〜１８００秒保持する均熱工程とを含む、鋼板の製造方法である。
本発明の１つの実施形態では、強度、延性および穴広げ性に優れた鋼板を提供することが可能であり、別の１つの実施形態では、その製造方法を提供することが可能である。
本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討を行った。その結果、高強度鋼板に、所望のＴＳ、ＴＳ×ＥＬおよびλを兼備させるには、硬質なマルテンサイトの導入量を制限しつつ、高強度化したフェライトを母相とし、且つ残留オーステナイトの面積率を高め、その結晶粒径および粒形状を制御することが有効であることを見出した。
残留オーステナイト粒の形状に関して、具体的には、本発明者らは、板面に平行な方向（すなわち、板幅方向および圧延方向）に伸長し、且つ板厚方向に圧縮された形状（例えば、略楕円体状）とすることにより、穴広げ加工の打ち抜きの際、残留オーステナイトのマルテンサイト変態を抑制することができ、その結果λを向上させることができることを見出した。
以下、本発明の実施形態に係る鋼板およびその製造方法の詳細を示す。
残留オーステナイト粒の形状に関して、具体的には、本発明者らは、板面に平行な方向（すなわち、板幅方向および圧延方向）に伸長し、且つ板厚方向に圧縮された形状（例えば、略楕円体状）とすることにより、穴広げ加工の打ち抜きの際、残留オーステナイトのマルテンサイト変態を抑制することができ、その結果λを向上させることができることを見出した。
以下、本発明の実施形態に係る鋼板およびその製造方法の詳細を示す。
１．鋼組織
本発明の実施形態に係る鋼板は、フェライトの面積率が４０％以上、８０％未満であり、マルテンサイトの面積率が２０％未満であり、残留オーステナイトの面積率が２０％以上であり、フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の合計の面積率が１０％未満であり、残留オーステナイトの平均結晶粒径が１．０μｍ以下であり、残留オーステナイト粒の板幅方向の長さｄＷと板厚方向の長さｄＴとの比ｄＷ／ｄＴの平均値が１．４以上である。
以下、各構成について詳述する。なお、「面積率」とは、全組織に対する面積率を意味する。
本発明の実施形態に係る鋼板は、フェライトの面積率が４０％以上、８０％未満であり、マルテンサイトの面積率が２０％未満であり、残留オーステナイトの面積率が２０％以上であり、フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の合計の面積率が１０％未満であり、残留オーステナイトの平均結晶粒径が１．０μｍ以下であり、残留オーステナイト粒の板幅方向の長さｄＷと板厚方向の長さｄＴとの比ｄＷ／ｄＴの平均値が１．４以上である。
以下、各構成について詳述する。なお、「面積率」とは、全組織に対する面積率を意味する。
（１）フェライトの面積率：４０％以上、８０％未満
延性に富むフェライトを主相とすることで、残留オーステナイトの変態誘起塑性と併せて、所望のＴＳおよびＴＳ×ＥＬを得ることができる。フェライトの面積率が４０％未満では、母相の延性が不足するためＴＳ×ＥＬが低下する。一方、フェライトの面積率が８０％以上ではＴＳが確保できない。従って、フェライトの面積率は、４０％以上、８０％未満とする。フェライトの面積率は、好ましくは４５％以上であり、好ましくは７５％以下である。
延性に富むフェライトを主相とすることで、残留オーステナイトの変態誘起塑性と併せて、所望のＴＳおよびＴＳ×ＥＬを得ることができる。フェライトの面積率が４０％未満では、母相の延性が不足するためＴＳ×ＥＬが低下する。一方、フェライトの面積率が８０％以上ではＴＳが確保できない。従って、フェライトの面積率は、４０％以上、８０％未満とする。フェライトの面積率は、好ましくは４５％以上であり、好ましくは７５％以下である。
（２）マルテンサイトの面積率：２０％未満
加工等による変形前の鋼板の組織にマルテンサイトが多量に含まれる、すなわち、マルテンサイトが面積率で２０％以上鋼組織中に含まれると、伸びが低下するためＴＳ×ＥＬが低下すると共に、マルテンサイトが破壊の起点として作用するためλも低下する。従って、マルテンサイトの面積率は２０％未満とする。マルテンサイトの面積率は好ましくは１５％以下、より好ましくは１０％以下である。マルテンサイトの面積率の下限は特に限定されず、良好な伸びおよびＴＳ×ＥＬを得る観点から０％であってよい。
なお、本発明の実施形態における「マルテンサイト」は、「焼入れままマルテンサイト」および「焼戻しマルテンサイト」の両方を意味するものとする。
加工等による変形前の鋼板の組織にマルテンサイトが多量に含まれる、すなわち、マルテンサイトが面積率で２０％以上鋼組織中に含まれると、伸びが低下するためＴＳ×ＥＬが低下すると共に、マルテンサイトが破壊の起点として作用するためλも低下する。従って、マルテンサイトの面積率は２０％未満とする。マルテンサイトの面積率は好ましくは１５％以下、より好ましくは１０％以下である。マルテンサイトの面積率の下限は特に限定されず、良好な伸びおよびＴＳ×ＥＬを得る観点から０％であってよい。
なお、本発明の実施形態における「マルテンサイト」は、「焼入れままマルテンサイト」および「焼戻しマルテンサイト」の両方を意味するものとする。
（３）残留オーステナイトの面積率：２０％以上
母相であるフェライトの他に、第２相として残留オーステナイトを導入する。残留オーステナイトは加工誘起マルテンサイト変態することでＴＳ×ＥＬを高める効果を有する。良好な機械的特性を得るため、残留オーステナイトの面積率は２０％以上とする。残留オーステナイトの面積率は好ましくは２５％以上、さらに好ましくは３０％以上である。残留オーステナイトの面積率の上限は、フェライトの面積率およびマルテンサイトの面積率が上記範囲である限り特に限定されない。
母相であるフェライトの他に、第２相として残留オーステナイトを導入する。残留オーステナイトは加工誘起マルテンサイト変態することでＴＳ×ＥＬを高める効果を有する。良好な機械的特性を得るため、残留オーステナイトの面積率は２０％以上とする。残留オーステナイトの面積率は好ましくは２５％以上、さらに好ましくは３０％以上である。残留オーステナイトの面積率の上限は、フェライトの面積率およびマルテンサイトの面積率が上記範囲である限り特に限定されない。
（４）フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の合計の面積率：１０％未満
フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織としては、パーライト、ベイナイトおよびセメンタイト等が挙げられる。フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の合計の面積率が１０％以上になると、ＴＳ×ＥＬが低下する。従って、フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の合計の面積率は１０％未満とする。当該面積率は好ましくは５％以下である。当該面積率の下限は特に限定されず、良好なＴＳ×ＥＬを得る観点から０％であってよい。
以下、フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織を「その他の組織」と呼ぶことがある。
フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織としては、パーライト、ベイナイトおよびセメンタイト等が挙げられる。フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の合計の面積率が１０％以上になると、ＴＳ×ＥＬが低下する。従って、フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の合計の面積率は１０％未満とする。当該面積率は好ましくは５％以下である。当該面積率の下限は特に限定されず、良好なＴＳ×ＥＬを得る観点から０％であってよい。
以下、フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織を「その他の組織」と呼ぶことがある。
（５）残留オーステナイトの平均結晶粒径：１．０μｍ以下
残留オーステナイトの平均結晶粒径を１．０μｍ以下とし、個々の粒は微細分散させておくことで、加工誘起マルテンサイトを起点としたクラック発生を抑制し、ＴＳ×ＥＬの低下を防止することができる。残留オーステナイトの平均結晶粒径が１．０μｍ超になると、加工等により鋼板を変形させる際に、残留オーステナイトが粗大なマルテンサイトへと変態し、ＴＳ×ＥＬおよび／またはλが低下する。残留オーステナイトの平均結晶粒径は好ましくは０．９４μｍ以下、さらに好ましくは０．８μｍ以下である。
本明細書において、鋼の断面をＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、電子後方散乱回折）解析装置により測定し、ＥＢＳＰの解析データから、結晶方位差（斜角）が１５°を超える境界、すなわち、大角粒界を結晶粒界として残留オーステナイト粒を定義する。
残留オーステナイトの平均結晶粒径を１．０μｍ以下とし、個々の粒は微細分散させておくことで、加工誘起マルテンサイトを起点としたクラック発生を抑制し、ＴＳ×ＥＬの低下を防止することができる。残留オーステナイトの平均結晶粒径が１．０μｍ超になると、加工等により鋼板を変形させる際に、残留オーステナイトが粗大なマルテンサイトへと変態し、ＴＳ×ＥＬおよび／またはλが低下する。残留オーステナイトの平均結晶粒径は好ましくは０．９４μｍ以下、さらに好ましくは０．８μｍ以下である。
本明細書において、鋼の断面をＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、電子後方散乱回折）解析装置により測定し、ＥＢＳＰの解析データから、結晶方位差（斜角）が１５°を超える境界、すなわち、大角粒界を結晶粒界として残留オーステナイト粒を定義する。
（６）残留オーステナイト粒の板幅方向の長さｄＷと板厚方向の長さｄＴとの比ｄＷ／ｄＴの平均値：１．４以上
残留オーステナイト粒の形状を、板幅方向に伸長し、且つ板厚方向に圧縮された形状（例えば、略楕円形状）に制御することにより、引張加工時には変態誘起塑性効果を得ながら、穴広げ加工の打ち抜き時には残留オーステナイトの硬質マルテンサイトへの変態を抑制することでき、λを向上させることができる。従って、残留オーステナイト粒の板幅方向の長さｄＷと板厚方向の長さｄＴとの比ｄＷ／ｄＴの平均値を１．４以上とする。ｄＷ／ｄＴの平均値は、好ましくは１．５以上、より好ましくは１．６以上である。
なお、板面に平行な方向のうち、板幅方向と圧延方向とでは残留オーステナイト粒の伸長度合いが異なることも想定されるが、本発明の実施形態では、板幅方向への伸長度合いを板面に平行な方向への伸長度合いを代表する指標として選択している。
残留オーステナイト粒の形状を、板幅方向に伸長し、且つ板厚方向に圧縮された形状（例えば、略楕円形状）に制御することにより、引張加工時には変態誘起塑性効果を得ながら、穴広げ加工の打ち抜き時には残留オーステナイトの硬質マルテンサイトへの変態を抑制することでき、λを向上させることができる。従って、残留オーステナイト粒の板幅方向の長さｄＷと板厚方向の長さｄＴとの比ｄＷ／ｄＴの平均値を１．４以上とする。ｄＷ／ｄＴの平均値は、好ましくは１．５以上、より好ましくは１．６以上である。
なお、板面に平行な方向のうち、板幅方向と圧延方向とでは残留オーステナイト粒の伸長度合いが異なることも想定されるが、本発明の実施形態では、板幅方向への伸長度合いを板面に平行な方向への伸長度合いを代表する指標として選択している。
以下、各鋼組織の面積率、残留オーステナイトの平均結晶粒径およびｄＷ／ｄＴの評価方法を例示する。
［鋼組織の面積率の測定］
鋼板の圧延方向に垂直な板厚断面を研磨し、ピクラール液で腐食して組織を顕出させた後、板厚／４の領域を対象に、ＦＥ−ＳＥＭ（Ｆｉｅｌｄ−Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、電界放出型走査電子顕微鏡）にて、倍率１００００倍で、１０μｍ×１２μｍの領域を無作為に１０視野撮影し、ＳＥＭ像を得る。得られたＳＥＭ像について組織の分別を行い、画像解析ソフト、例えば、ＭＥＤＩＡ ＣＹＢＥＲＮＥＴＩＣＳ社製画像解析ソフト「ＩｍａｇｅＰｒｏ Ｐｌｕｓ ｖｅｒ. ７．０」を用いて、各組織の面積率を視野ごとに算出し、１０視野の平均値を各組織の面積率とする。
鋼板の圧延方向に垂直な板厚断面を研磨し、ピクラール液で腐食して組織を顕出させた後、板厚／４の領域を対象に、ＦＥ−ＳＥＭ（Ｆｉｅｌｄ−Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、電界放出型走査電子顕微鏡）にて、倍率１００００倍で、１０μｍ×１２μｍの領域を無作為に１０視野撮影し、ＳＥＭ像を得る。得られたＳＥＭ像について組織の分別を行い、画像解析ソフト、例えば、ＭＥＤＩＡ ＣＹＢＥＲＮＥＴＩＣＳ社製画像解析ソフト「ＩｍａｇｅＰｒｏ Ｐｌｕｓ ｖｅｒ. ７．０」を用いて、各組織の面積率を視野ごとに算出し、１０視野の平均値を各組織の面積率とする。
フェライトおよびマルテンサイトの面積率については、以下のように測定してよい。すなわち、鋼の焼鈍組織ままでは、フェライトと焼き入れままマルテンサイトとの区別が困難であるため、組織分率に変化がなく焼き入れままマルテンサイト中にセメンタイト析出のみが生じる温度域（例えば、３００℃で３０分保持）で焼戻しを行う。焼戻し後の鋼を用いて、上記と同様の方法で組織観察を行い、フェライトおよびマルテンサイト（炭化物が析出している領域）の合計の面積率に対するフェライトの面積率の比率を視野ごとに算出し、当該比率の１０視野の平均値Ａを求め、下記（１）式および下記（２）式を用いて、フェライトの面積率およびマルテンサイトの面積率をそれぞれ求める。
フェライトの面積率（％）
＝［１００−（残留オーステナイトの面積率＋フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の合計の面積率）］×Ａ （１）
マルテンサイトの面積率（％）
＝［１００−（残留オーステナイトの面積率＋フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の合計の面積率）］×（１−Ａ） （２）
フェライトの面積率（％）
＝［１００−（残留オーステナイトの面積率＋フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の合計の面積率）］×Ａ （１）
マルテンサイトの面積率（％）
＝［１００−（残留オーステナイトの面積率＋フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の合計の面積率）］×（１−Ａ） （２）
［残留オーステナイトの平均結晶粒径の測定］
鋼板の圧延方向に垂直な板厚断面を研磨し、板厚／４の領域を対象に、ＦＥ−ＳＥＭに付属のＥＢＳＤ解析装置にて、無作為に選択した２０μｍ×２０μｍの領域５視野について、ステップ間隔０．０５μｍで測定する。解析ソフト、例えば、ＴＳＬソリューションズ社製解析ソフト「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ ７」を用いて、残留オーステナイトの領域に限定して平均結晶粒径を視野ごとに算出し、５視野の平均値を残留オーステナイトの平均結晶粒径とする。上記測定の際、結晶方位差（斜角）が１５°を超える境界、すなわち、大角粒界を結晶粒界として、残留オーステナイト粒を定義する。
鋼板の圧延方向に垂直な板厚断面を研磨し、板厚／４の領域を対象に、ＦＥ−ＳＥＭに付属のＥＢＳＤ解析装置にて、無作為に選択した２０μｍ×２０μｍの領域５視野について、ステップ間隔０．０５μｍで測定する。解析ソフト、例えば、ＴＳＬソリューションズ社製解析ソフト「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ ７」を用いて、残留オーステナイトの領域に限定して平均結晶粒径を視野ごとに算出し、５視野の平均値を残留オーステナイトの平均結晶粒径とする。上記測定の際、結晶方位差（斜角）が１５°を超える境界、すなわち、大角粒界を結晶粒界として、残留オーステナイト粒を定義する。
［残留オーステナイト粒の板幅方向の長さｄＷと板厚方向の長さｄＴとの比ｄＷ／ｄＴの測定］
鋼組織の面積率の測定の際に観察した上記１０視野（倍率１００００倍、１０μｍ×１２μｍの領域）のＳＥＭ像を用いて、以下のようにしてｄＷ／ｄＴを求める。
ＳＥＭ像について、板幅方向および板厚方向それぞれに、等間隔（およそ０．５μｍ）で１０本の直線を引く。そして、板幅方向の１０本の直線が残留オーステナイト領域と重なる部分の線分全てについてその長さを測定し、全ての線分の長さの合計を当該線分の数で除して、当該線分の長さの平均値を求め、当該平均値を残留オーステナイト粒の板幅方向の長さｄＷとする。板厚方向についても同様にして、板厚方向の１０本の直線が残留オーステナイト領域と重なる部分の線分全てについてその長さを測定し、全ての線分の長さの合計を当該線分の数で除して、当該線分の長さの平均値を求め、当該平均値を残留オーステナイト粒の板厚方向の長さｄＴとする。得られたｄＷおよびｄＴから、ｄＷ／ｄＴを算出する。
全１０視野のＳＥＭ像について上記のように測定を行って、視野ごとにｄＷ／ｄＴを算出し、全１０視野のｄＷ／ｄＴの平均値を求める。
鋼組織の面積率の測定の際に観察した上記１０視野（倍率１００００倍、１０μｍ×１２μｍの領域）のＳＥＭ像を用いて、以下のようにしてｄＷ／ｄＴを求める。
ＳＥＭ像について、板幅方向および板厚方向それぞれに、等間隔（およそ０．５μｍ）で１０本の直線を引く。そして、板幅方向の１０本の直線が残留オーステナイト領域と重なる部分の線分全てについてその長さを測定し、全ての線分の長さの合計を当該線分の数で除して、当該線分の長さの平均値を求め、当該平均値を残留オーステナイト粒の板幅方向の長さｄＷとする。板厚方向についても同様にして、板厚方向の１０本の直線が残留オーステナイト領域と重なる部分の線分全てについてその長さを測定し、全ての線分の長さの合計を当該線分の数で除して、当該線分の長さの平均値を求め、当該平均値を残留オーステナイト粒の板厚方向の長さｄＴとする。得られたｄＷおよびｄＴから、ｄＷ／ｄＴを算出する。
全１０視野のＳＥＭ像について上記のように測定を行って、視野ごとにｄＷ／ｄＴを算出し、全１０視野のｄＷ／ｄＴの平均値を求める。
２．化学成分組成
本発明の実施形態に係る鋼板は、Ｃ：０．０５〜０．２５質量％、Ｓｉ：１．０〜３．０質量％、Ｍｎ：５．０〜１０．０質量％、Ｐ：０質量％超、０．１００質量％以下、Ｓ ：０質量％超、０．０１０質量％以下、Ａｌ：０．００１〜３．０質量％、およびＮ：０質量％超、０．０１００質量％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる。
以下、各元素について詳述する。
本発明の実施形態に係る鋼板は、Ｃ：０．０５〜０．２５質量％、Ｓｉ：１．０〜３．０質量％、Ｍｎ：５．０〜１０．０質量％、Ｐ：０質量％超、０．１００質量％以下、Ｓ ：０質量％超、０．０１０質量％以下、Ａｌ：０．００１〜３．０質量％、およびＮ：０質量％超、０．０１００質量％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる。
以下、各元素について詳述する。
（１）Ｃ：０．０５〜０．２５質量％
Ｃは、Ｍｎとともにオーステナイト安定化元素として残留オーステナイト分率の増加および残留オーステナイトの加工に対する安定性向上に寄与し、また鋼板の強度を確保するのに有用である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｃ含有量は０．０５質量％以上である必要があり、好ましくは０．１０質量％以上である。ただし、Ｃ含有量が０．２５質量％超では最終焼鈍で硬質なマルテンサイトが過度に生成してしまうほか、溶接性を悪化させるという問題も生じる。そのため、Ｃ含有量は０．２５質量％以下であり、好ましくは０．２０質量％以下である。
Ｃは、Ｍｎとともにオーステナイト安定化元素として残留オーステナイト分率の増加および残留オーステナイトの加工に対する安定性向上に寄与し、また鋼板の強度を確保するのに有用である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｃ含有量は０．０５質量％以上である必要があり、好ましくは０．１０質量％以上である。ただし、Ｃ含有量が０．２５質量％超では最終焼鈍で硬質なマルテンサイトが過度に生成してしまうほか、溶接性を悪化させるという問題も生じる。そのため、Ｃ含有量は０．２５質量％以下であり、好ましくは０．２０質量％以下である。
（２）Ｓｉ：１．０〜３．０質量％
Ｓｉはフェライトの固溶強化元素として有用であり、ＥＬの低下を抑制しつつ高ＴＳ化に寄与する。また、熱間圧延におけるオーステナイトの回復再結晶を抑制することで、最終組織においてオーステナイト粒の形状を規定するｄＷ／ｄＴを所望の範囲に制御することができる。これらの作用を有効に発揮させるためには、Ｓｉ含有量は１．０質量％以上とする。ただし、Ｓｉを過剰に添加すると局部延性が低下し、ＴＳ×ＥＬを低下させるため、Ｓｉ含有量は３．０質量％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．１質量％以上、より好ましくは１．３質量％以上であり、好ましくは２．８質量％以下、より好ましくは２.６質量％以下である。
Ｓｉはフェライトの固溶強化元素として有用であり、ＥＬの低下を抑制しつつ高ＴＳ化に寄与する。また、熱間圧延におけるオーステナイトの回復再結晶を抑制することで、最終組織においてオーステナイト粒の形状を規定するｄＷ／ｄＴを所望の範囲に制御することができる。これらの作用を有効に発揮させるためには、Ｓｉ含有量は１．０質量％以上とする。ただし、Ｓｉを過剰に添加すると局部延性が低下し、ＴＳ×ＥＬを低下させるため、Ｓｉ含有量は３．０質量％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．１質量％以上、より好ましくは１．３質量％以上であり、好ましくは２．８質量％以下、より好ましくは２.６質量％以下である。
（３）Ｍｎ：５．０〜１０．０質量％
Ｍｎはオーステナイト安定化元素として残留オーステナイト分率の増加および残留オーステナイトの加工に対する安定性向上に寄与する。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｍｎ含有量は５．０質量％以上とする必要があり、好ましくは６．０質量％以上である。ただし、Ｍｎ含有量が１０．０質量％超では残留オーステナイトが粗大化してＴＳ×ＥＬおよび／またはλが低下してしまう。そのため、Ｍｎ含有量は１０．０質量％以下であり、好ましくは９．０質量％以下である。
Ｍｎはオーステナイト安定化元素として残留オーステナイト分率の増加および残留オーステナイトの加工に対する安定性向上に寄与する。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｍｎ含有量は５．０質量％以上とする必要があり、好ましくは６．０質量％以上である。ただし、Ｍｎ含有量が１０．０質量％超では残留オーステナイトが粗大化してＴＳ×ＥＬおよび／またはλが低下してしまう。そのため、Ｍｎ含有量は１０．０質量％以下であり、好ましくは９．０質量％以下である。
（４）Ｐ：０質量％超、０．１００質量％以下
Ｐは不純物元素として不可避的に存在し、０．１００質量％を超えて含まれるとＥＬが劣化する。そのため、Ｐ含有量は０．１００質量％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３質量％以下である。Ｐ含有量は少なければ少ない程好ましく、０質量％であることが最も好ましいが、製造工程上の制約などにより０質量％超、例えば、０．００１質量％程度残存してしまう場合もある。
Ｐは不純物元素として不可避的に存在し、０．１００質量％を超えて含まれるとＥＬが劣化する。そのため、Ｐ含有量は０．１００質量％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３質量％以下である。Ｐ含有量は少なければ少ない程好ましく、０質量％であることが最も好ましいが、製造工程上の制約などにより０質量％超、例えば、０．００１質量％程度残存してしまう場合もある。
（５）Ｓ：０質量％超、０．０１０質量％以下
Ｓは不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、割れの起点となってＥＬを低下させる元素である。このため、Ｓ含有量は０．０１０質量％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５質量％以下である。Ｓ含有量は少なければ少ない程好ましく、０質量％であることが最も好ましいが、製造工程上の制約などにより０質量％超、例えば、０．００１質量％程度残存してしまう場合もある。
Ｓは不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、割れの起点となってＥＬを低下させる元素である。このため、Ｓ含有量は０．０１０質量％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５質量％以下である。Ｓ含有量は少なければ少ない程好ましく、０質量％であることが最も好ましいが、製造工程上の制約などにより０質量％超、例えば、０．００１質量％程度残存してしまう場合もある。
（６）Ａｌ：０．００１〜３．０質量％、
Ａｌは脱酸材として用いられるものであるが、その含有量が０．００１質量％未満では鋼の清浄作用が十分に得られず、一方、Ａｌ含有量が３．０質量％を超えると鋼を脆化させ、鋳造時の鋼片割れを引き起こす。そのため、Ａｌ含有量は０．００１〜３．０質量％とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．５質量％以上、より好ましくは０．８質量％以上であり、好ましくは２．８質量％以下、より好ましくは２．５質量％以下である。
Ａｌは脱酸材として用いられるものであるが、その含有量が０．００１質量％未満では鋼の清浄作用が十分に得られず、一方、Ａｌ含有量が３．０質量％を超えると鋼を脆化させ、鋳造時の鋼片割れを引き起こす。そのため、Ａｌ含有量は０．００１〜３．０質量％とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．５質量％以上、より好ましくは０．８質量％以上であり、好ましくは２．８質量％以下、より好ましくは２．５質量％以下である。
（７）Ｎ：０質量％超、０．０１００質量％以下
Ｎは不純物元素として不可避的に存在し、歪時効により伸びを低下させるうえ、Ａｌと結合し粗大な窒化物として析出するため、破断の起点となりＴＳ×ＥＬを低下させる。したがって、Ｎ含有量はできるだけ低い方が望ましく、Ｎ含有量は０．０１００質量％以下である。Ｎ含有量は、好ましくは０．００６質量％以下である。Ｎ含有量は少なければ少ない程好ましく、０質量％であることが最も好ましいが、製造工程上の制約などにより０質量％超、例えば、０．００１質量％程度残存してしまう場合もある。
Ｎは不純物元素として不可避的に存在し、歪時効により伸びを低下させるうえ、Ａｌと結合し粗大な窒化物として析出するため、破断の起点となりＴＳ×ＥＬを低下させる。したがって、Ｎ含有量はできるだけ低い方が望ましく、Ｎ含有量は０．０１００質量％以下である。Ｎ含有量は、好ましくは０．００６質量％以下である。Ｎ含有量は少なければ少ない程好ましく、０質量％であることが最も好ましいが、製造工程上の制約などにより０質量％超、例えば、０．００１質量％程度残存してしまう場合もある。
（８）残部
基本成分は上記のとおりであり、残部は鉄および不可避的不純物（例えば、Ｓｂ等）である。不可避的不純物は、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素である。
なお、例えば、Ｐ、ＳおよびＮのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避的不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避的不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
基本成分は上記のとおりであり、残部は鉄および不可避的不純物（例えば、Ｓｂ等）である。不可避的不純物は、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素である。
なお、例えば、Ｐ、ＳおよびＮのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避的不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避的不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
さらに、本発明の実施形態に係る鋼板は、必要に応じて以下の任意元素を含有していてもよく、含有される成分に応じて鋼板の特性が更に改善される。
（９）Ｃｒ：０．０１〜０．４０質量％、Ｍｏ：０．０１〜０．４０質量％、Ｃｕ：０．０１〜０．４０質量％、Ｎｉ：０．０１〜０．４０質量％、およびＢ：０．０００１〜０．０１質量％からなる群から選択される１種以上
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、ＮｉおよびＢは、鋼の強化元素として有用な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉの含有量はそれぞれ、好ましくは０．０１質量％以上、より好ましくは０．０５質量％以上であり、Ｂ含有量は、好ましくは０．０００１質量％以上、より好ましくは０．０００２質量％以上である。ただし、これらの元素は過剰に含有させても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄であるので、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉの含有量はそれぞれ、好ましくは０．４０質量％以下、より好ましくは０．３０質量％以下であり、Ｂ含有量は、好ましくは０．０１質量％以下、より好ましくは０．００６質量％以下である。
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、ＮｉおよびＢは、鋼の強化元素として有用な元素である。このような作用を有効に発揮させるためには、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉの含有量はそれぞれ、好ましくは０．０１質量％以上、より好ましくは０．０５質量％以上であり、Ｂ含有量は、好ましくは０．０００１質量％以上、より好ましくは０．０００２質量％以上である。ただし、これらの元素は過剰に含有させても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄であるので、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉの含有量はそれぞれ、好ましくは０．４０質量％以下、より好ましくは０．３０質量％以下であり、Ｂ含有量は、好ましくは０．０１質量％以下、より好ましくは０．００６質量％以下である。
（１０）Ｃａ：０．０００５〜０．０１質量％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１質量％、およびＲＥＭ：０．０００１〜０．０１質量％からなる群から選択される１種以上
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、鋼中硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効な元素である。ここで、本発明の実施形態に用いられるＲＥＭ（希土類元素）としては、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイド等が挙げられる。上記作用を有効に発揮させるためには、ＣａおよびＭｇの含有量はそれぞれ、好ましくは０．０００５質量％以上、より好ましくは０．００１質量％以上であり、ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．０００１質量％以上、より好ましくは０．０００２質量％以上である。ただし、これらの元素は過剰に含有させても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄であるので、ＣａおよびＭｇの含有量はそれぞれ、好ましくは０．０１質量％以下、より好ましくは０．００３質量％以下であり、ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．０１質量％以下、より好ましくは０．００６質量％以下である。
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、鋼中硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効な元素である。ここで、本発明の実施形態に用いられるＲＥＭ（希土類元素）としては、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイド等が挙げられる。上記作用を有効に発揮させるためには、ＣａおよびＭｇの含有量はそれぞれ、好ましくは０．０００５質量％以上、より好ましくは０．００１質量％以上であり、ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．０００１質量％以上、より好ましくは０．０００２質量％以上である。ただし、これらの元素は過剰に含有させても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄であるので、ＣａおよびＭｇの含有量はそれぞれ、好ましくは０．０１質量％以下、より好ましくは０．００３質量％以下であり、ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．０１質量％以下、より好ましくは０．００６質量％以下である。
３．製造方法
本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法は、（１）上述の化学成分組成を有する鋼スラブを、１０５０〜１１５０℃の加熱温度まで昇温した後、８００℃以上、８６０℃未満の仕上げ温度において、２０％以上の仕上げ圧下率で熱間圧延し、その後室温まで冷却して熱延板を得る熱延工程と、（２）当該熱延板を、５００℃〜（Ａｃ１＋３０℃）の軟質化焼鈍温度で、０．５〜７２時間保持する軟質化焼鈍工程と、（３）当該軟質化焼鈍後の熱延板を、２５〜７５％の冷延率で冷間圧延して冷延板を得る冷延工程と、（４）当該冷延板を、３．０℃／秒以上の平均昇温速度で、［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−９０℃］〜［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−２０℃］の均熱温度まで昇温し、前記均熱温度で１０〜１８００秒保持する均熱工程とを含む。
以下、各工程について詳述する。
本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法は、（１）上述の化学成分組成を有する鋼スラブを、１０５０〜１１５０℃の加熱温度まで昇温した後、８００℃以上、８６０℃未満の仕上げ温度において、２０％以上の仕上げ圧下率で熱間圧延し、その後室温まで冷却して熱延板を得る熱延工程と、（２）当該熱延板を、５００℃〜（Ａｃ１＋３０℃）の軟質化焼鈍温度で、０．５〜７２時間保持する軟質化焼鈍工程と、（３）当該軟質化焼鈍後の熱延板を、２５〜７５％の冷延率で冷間圧延して冷延板を得る冷延工程と、（４）当該冷延板を、３．０℃／秒以上の平均昇温速度で、［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−９０℃］〜［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−２０℃］の均熱温度まで昇温し、前記均熱温度で１０〜１８００秒保持する均熱工程とを含む。
以下、各工程について詳述する。
（１）熱延工程
上述の化学成分組成を有する鋼スラブを、１０５０〜１１５０℃の加熱温度まで昇温した後、熱間圧延を行う。８００℃以上、８６０℃未満の仕上げ温度において、２０％以上の仕上げ圧下率で仕上げ圧延を行い、その後室温まで冷却して熱延板を得る。
上述の化学成分組成を有する鋼スラブを、１０５０〜１１５０℃の加熱温度まで昇温した後、熱間圧延を行う。８００℃以上、８６０℃未満の仕上げ温度において、２０％以上の仕上げ圧下率で仕上げ圧延を行い、その後室温まで冷却して熱延板を得る。
（１−１）鋼スラブの加熱温度：１０５０〜１１５０℃
鋼スラブの加熱温度を１１５０℃以下に規定することでオーステナイト粒の粗大化を抑制し、熱間圧延で効果的にオーステナイトに歪を導入し、再結晶を抑制した加工オーステナイトとすることができる。加熱温度を１１５０℃超とすると、オーステナイトが粗大化し、熱間圧延で適正な加工オーステナイトが得られず、最終組織中の残留オーステナイト粒の形状を規定するｄＷ／ｄＴの平均値を１．４以上とすることができない。また、圧延時の過度な変形抵抗の増加およびエッジ割れを抑制するために、加熱温度は１０５０℃以上とする。また、生産性の観点から、鋼スラブを加熱する際の加熱時間は２４時間以下とすることが望ましい。鋳造した鋼スラブを直接加熱炉に装入し、あるいは、鋳造した鋼スラブを一旦室温まで冷却した後に加熱炉に装入して加熱してもよい。
鋼スラブの加熱温度を１１５０℃以下に規定することでオーステナイト粒の粗大化を抑制し、熱間圧延で効果的にオーステナイトに歪を導入し、再結晶を抑制した加工オーステナイトとすることができる。加熱温度を１１５０℃超とすると、オーステナイトが粗大化し、熱間圧延で適正な加工オーステナイトが得られず、最終組織中の残留オーステナイト粒の形状を規定するｄＷ／ｄＴの平均値を１．４以上とすることができない。また、圧延時の過度な変形抵抗の増加およびエッジ割れを抑制するために、加熱温度は１０５０℃以上とする。また、生産性の観点から、鋼スラブを加熱する際の加熱時間は２４時間以下とすることが望ましい。鋳造した鋼スラブを直接加熱炉に装入し、あるいは、鋳造した鋼スラブを一旦室温まで冷却した後に加熱炉に装入して加熱してもよい。
（１−２）仕上げ温度：８００℃以上、８６０℃未満、仕上げ圧下率：２０％以上
熱間圧延の最終パスである仕上げ圧延の条件を規定することで加工オーステナイトを得ることができる。仕上げ温度が８６０℃以上である場合、あるいは、仕上げ圧下率が２０％未満である場合、加工オーステナイトが得られず、最終組織中における残留オーステナイト粒の形状を規定するｄＷ／ｄＴの平均値を１．４以上とすることができない。ただし、仕上げ温度が低過ぎると圧延機の荷重負荷が急増するので、仕上げ温度は８００℃以上とする。仕上げ圧下率の上限は特に限定されない。熱間圧延の後は、巻取りして冷却し、熱延コイル（熱延板）としてよい。
熱間圧延の最終パスである仕上げ圧延の条件を規定することで加工オーステナイトを得ることができる。仕上げ温度が８６０℃以上である場合、あるいは、仕上げ圧下率が２０％未満である場合、加工オーステナイトが得られず、最終組織中における残留オーステナイト粒の形状を規定するｄＷ／ｄＴの平均値を１．４以上とすることができない。ただし、仕上げ温度が低過ぎると圧延機の荷重負荷が急増するので、仕上げ温度は８００℃以上とする。仕上げ圧下率の上限は特に限定されない。熱間圧延の後は、巻取りして冷却し、熱延コイル（熱延板）としてよい。
（２）軟質化焼鈍工程
得られた熱延板を、５００℃〜（Ａｃ１＋３０℃）の軟質化焼鈍温度で、０．５〜７２時間保持する。熱延工程で得られたマルテンサイト組織を焼き戻すことにより冷間圧延が可能な強度に軟質化する。
軟質化焼鈍温度が５００℃未満である場合、あるいは、保持時間が０．５時間未満である場合、加工オーステナイトから生成した高強度のマルテンサイトを十分に軟質化することができず、冷間圧延の実施が困難となる。一方、軟質化焼鈍温度が（Ａｃ１＋３０℃）超である場合、あるいは、保持時間が７２時間超である場合、新たに多量のオーステナイトが生成して粗大化するため、最終組織中で微細な残留オーステナイト粒が得られず、ＴＳ×ＥＬおよび／またはλが低下する。
軟質化焼鈍の手段は特に問わないが、長時間均熱が必要なため、バッチ炉を用いておこなうことが好ましい。また、軟質化焼鈍の前に酸洗を行ってもよい。
得られた熱延板を、５００℃〜（Ａｃ１＋３０℃）の軟質化焼鈍温度で、０．５〜７２時間保持する。熱延工程で得られたマルテンサイト組織を焼き戻すことにより冷間圧延が可能な強度に軟質化する。
軟質化焼鈍温度が５００℃未満である場合、あるいは、保持時間が０．５時間未満である場合、加工オーステナイトから生成した高強度のマルテンサイトを十分に軟質化することができず、冷間圧延の実施が困難となる。一方、軟質化焼鈍温度が（Ａｃ１＋３０℃）超である場合、あるいは、保持時間が７２時間超である場合、新たに多量のオーステナイトが生成して粗大化するため、最終組織中で微細な残留オーステナイト粒が得られず、ＴＳ×ＥＬおよび／またはλが低下する。
軟質化焼鈍の手段は特に問わないが、長時間均熱が必要なため、バッチ炉を用いておこなうことが好ましい。また、軟質化焼鈍の前に酸洗を行ってもよい。
（３）冷延工程
軟質化焼鈍後の熱延板を、２５〜７５％の冷延率で冷間圧延して冷延板を得る。冷間圧延は、軟質化焼鈍で生成した焼戻しマルテンサイトに多量の転位を導入することで、加工オーステナイトの導入に寄与することに加え、板面に平行な方向に伸長した残留オーステナイトを導入することにも寄与する。冷延率が２５％未満の場合、残留オーステナイト粒の形状を規定するｄＷ／ｄＴの平均値が低下するため、λが低下する。一方、冷延率が７５％を超える場合、加工誘起マルテンサイトを起点とした割れが発生するので、冷間圧延が不可能となる。
軟質化焼鈍後の熱延板を、２５〜７５％の冷延率で冷間圧延して冷延板を得る。冷間圧延は、軟質化焼鈍で生成した焼戻しマルテンサイトに多量の転位を導入することで、加工オーステナイトの導入に寄与することに加え、板面に平行な方向に伸長した残留オーステナイトを導入することにも寄与する。冷延率が２５％未満の場合、残留オーステナイト粒の形状を規定するｄＷ／ｄＴの平均値が低下するため、λが低下する。一方、冷延率が７５％を超える場合、加工誘起マルテンサイトを起点とした割れが発生するので、冷間圧延が不可能となる。
（４）均熱工程
得られた冷延板を、３．０℃／秒以上の平均昇温速度で、［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−９０℃］〜［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−２０℃］の均熱温度まで昇温し、当該均熱温度で１０〜１８００秒保持する。
得られた冷延板を、３．０℃／秒以上の平均昇温速度で、［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−９０℃］〜［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−２０℃］の均熱温度まで昇温し、当該均熱温度で１０〜１８００秒保持する。
（４−１）平均昇温速度：３．０℃／秒以上
残留オーステナイトを微細化するため、上記均熱温度まで３．０℃／秒以上で昇温する。平均昇温速度が３．０℃／秒未満では残留オーステナイトが粗大化し、ＴＳ×ＥＬおよび／またはλが低下する。平均昇温速度の上限は特に限定されない。
残留オーステナイトを微細化するため、上記均熱温度まで３．０℃／秒以上で昇温する。平均昇温速度が３．０℃／秒未満では残留オーステナイトが粗大化し、ＴＳ×ＥＬおよび／またはλが低下する。平均昇温速度の上限は特に限定されない。
（４−２）均熱温度：［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−９０℃］〜［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−２０℃］、保持時間：１０〜１８００秒
フェライト−オーステナイト２相域で均熱することで、多量に添加しているＭｎをオーステナイト中に濃化させオーステナイトの安定度を高めることができる。これにより、室温に冷却しても、面積率で２０％以上の残留オーステナイトを得ることができる。また、フェライト−オーステナイト２相域で、所定温度範囲内で均熱することで、最終組織中のフェライトとマルテンサイトの分率を制御することができる。均熱温度が［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−９０℃］未満である場合、あるいは、保持時間が１０秒未満である場合、生成するオーステナイト量が不足するため、最終組織で残留オーステナイトの面積率が低下する。一方、均熱温度が［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−２０℃］超である場合、あるいは、保持時間が１８００秒超である場合、オーステナイトが過剰に生成するため、最終組織でマルテンサイトの面積率が過大となり、フェライトの面積率および／または残留オーステナイトの面積率が低下し、同時に残留オーステナイトが粗大になる。保持時間は、好ましくは２０秒以上であり、好ましくは９００秒以下である。
なお、均熱中は上記均熱温度の範囲内であれば温度の上下（変動）があってもよい。
フェライト−オーステナイト２相域で均熱することで、多量に添加しているＭｎをオーステナイト中に濃化させオーステナイトの安定度を高めることができる。これにより、室温に冷却しても、面積率で２０％以上の残留オーステナイトを得ることができる。また、フェライト−オーステナイト２相域で、所定温度範囲内で均熱することで、最終組織中のフェライトとマルテンサイトの分率を制御することができる。均熱温度が［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−９０℃］未満である場合、あるいは、保持時間が１０秒未満である場合、生成するオーステナイト量が不足するため、最終組織で残留オーステナイトの面積率が低下する。一方、均熱温度が［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−２０℃］超である場合、あるいは、保持時間が１８００秒超である場合、オーステナイトが過剰に生成するため、最終組織でマルテンサイトの面積率が過大となり、フェライトの面積率および／または残留オーステナイトの面積率が低下し、同時に残留オーステナイトが粗大になる。保持時間は、好ましくは２０秒以上であり、好ましくは９００秒以下である。
なお、均熱中は上記均熱温度の範囲内であれば温度の上下（変動）があってもよい。
均熱工程後の冷却条件は特に限定されない。ガスジェットまたは水冷で室温まで急冷してよく、空冷による徐冷を行ってもよい。また、冷却の途中、所定温度で保持してもよい。
均熱工程後、所定温度まで冷却し、メッキ浴に浸漬してメッキ鋼板としてよく、あるいは、均熱工程後、過冷却を行い、次いで再加熱し、メッキ浴に浸漬してメッキ鋼板としてもよい。メッキ鋼板とした後、合金化工程での加熱を経てメッキ合金化を行ってもよい。また、通常の工程の範囲の圧下率でスキンパス圧延を加えてもよい。
均熱工程後、所定温度まで冷却し、メッキ浴に浸漬してメッキ鋼板としてよく、あるいは、均熱工程後、過冷却を行い、次いで再加熱し、メッキ浴に浸漬してメッキ鋼板としてもよい。メッキ鋼板とした後、合金化工程での加熱を経てメッキ合金化を行ってもよい。また、通常の工程の範囲の圧下率でスキンパス圧延を加えてもよい。
以上のように本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法を説明したが、本発明の実施形態に係る鋼板の所望の特性を理解した当業者が試行錯誤を行い、本発明の実施形態に係る所望の特性を有する鋼板を製造する方法であって、上記の製造方法以外の方法を見出す可能性がある。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前述および後述する趣旨に合致し得る範囲で、適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
本発明の適用性を確証するため、以下のようにしてラボ試験を実施した。まず、下記表１に示す鋼を溶製した。なお、Ａｃ１およびＡｃ３は後述の冷延板を用いて昇温速度３．０℃／秒の条件で昇温試験を行い、オーステナイト生成に伴う収縮を測定することで実験的に求めた。溶製した鋼を熱間鍛造で板厚５０ｍｍのスラブに加工し、下記表２に示す加熱温度で１２０分間均熱し、熱間圧延を行った。表２に示す仕上げ温度および仕上げ圧下率で板厚４．０ｍｍに仕上げ、水冷で５００℃まで冷却後、５００℃に加熱された大気炉に装入し３０分保持後、炉冷し巻取によるコイル冷却を模擬した。その後、表２に示す条件で軟質化焼鈍を大気炉にて行い、空冷後、酸洗にてスケールを除去し、表２に示す冷延率で冷間圧延して板厚１．４ｍｍの冷延板を作製した。ただし、製造Ｎｏ．７については、２．３ｍｍに仕上げた熱延板の表裏面を等量減厚して１．７５ｍｍとし、冷間圧延で１．４ｍｍの冷延板を作製した（冷延率２０％）。均熱工程の模擬は雰囲気制御熱処理シミュレータにて行い、表２に示す条件で均熱後、２００℃までガスジェットで冷却した後空冷した。
なお、表１および２において、下線を付した数値は、本発明の範囲から外れていることを示す。
なお、表１および２において、下線を付した数値は、本発明の範囲から外れていることを示す。
上述のようにして得られた各鋼板について、下記の要領で、鋼組織の面積率、残留オーステナイトの平均結晶粒径、ｄＷ／ｄＴ、ＴＳ、ＥＬおよびλを測定した。
［鋼組織の面積率の測定］
鋼板の圧延方向に垂直な板厚断面を研磨し、ピクラール液で腐食して組織を顕出させた後、板厚／４の領域を対象に、日本電子社製ショットキー電界放出形走査電子顕微鏡にて、倍率１００００倍で、１０μｍ×１２μｍの領域を無作為に１０視野撮影し、ＳＥＭ像を得た。得られたＳＥＭ像について、特に腐食されて黒いコントラストで観察される領域を残留オーステナイトと判定し、また、フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の分別を行い、ＭＥＤＩＡ ＣＹＢＥＲＮＥＴＩＣＳ社製画像解析ソフト「ＩｍａｇｅＰｒｏ Ｐｌｕｓ ｖｅｒ. ７．０」を用いて、各組織の面積率を視野ごとに算出し、１０視野の平均値を各組織の面積率とした。
鋼板の圧延方向に垂直な板厚断面を研磨し、ピクラール液で腐食して組織を顕出させた後、板厚／４の領域を対象に、日本電子社製ショットキー電界放出形走査電子顕微鏡にて、倍率１００００倍で、１０μｍ×１２μｍの領域を無作為に１０視野撮影し、ＳＥＭ像を得た。得られたＳＥＭ像について、特に腐食されて黒いコントラストで観察される領域を残留オーステナイトと判定し、また、フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の分別を行い、ＭＥＤＩＡ ＣＹＢＥＲＮＥＴＩＣＳ社製画像解析ソフト「ＩｍａｇｅＰｒｏ Ｐｌｕｓ ｖｅｒ. ７．０」を用いて、各組織の面積率を視野ごとに算出し、１０視野の平均値を各組織の面積率とした。
フェライトおよびマルテンサイトの面積率については、以下のように測定した。
鋼板を３００℃で３０分保持して焼戻しを行い、焼き戻し後の鋼を用いて、上記と同様の方法で組織観察を行い、フェライトおよびマルテンサイト（炭化物が析出している領域）の合計の面積率に対するフェライトの面積率の比率を視野ごとに算出し、当該比率の１０視野の平均値Ａを求め、下記（１）式および下記（２）式を用いて、フェライトの面積率およびマルテンサイトの面積率をそれぞれ求めた。
フェライトの面積率（％）
＝［１００−（残留オーステナイトの面積率＋フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の合計の面積率）］×Ａ （１）
マルテンサイトの面積率（％）
＝［１００−（残留オーステナイトの面積率＋フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の合計の面積率）］×（１−Ａ） （２）
鋼板を３００℃で３０分保持して焼戻しを行い、焼き戻し後の鋼を用いて、上記と同様の方法で組織観察を行い、フェライトおよびマルテンサイト（炭化物が析出している領域）の合計の面積率に対するフェライトの面積率の比率を視野ごとに算出し、当該比率の１０視野の平均値Ａを求め、下記（１）式および下記（２）式を用いて、フェライトの面積率およびマルテンサイトの面積率をそれぞれ求めた。
フェライトの面積率（％）
＝［１００−（残留オーステナイトの面積率＋フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の合計の面積率）］×Ａ （１）
マルテンサイトの面積率（％）
＝［１００−（残留オーステナイトの面積率＋フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の合計の面積率）］×（１−Ａ） （２）
［残留オーステナイトの平均結晶粒径の測定］
鋼板の圧延方向に垂直な板厚断面を研磨し、板厚／４の領域を対象に、ＦＥ−ＳＥＭに付属のＥＢＳＤ解析装置にて、無作為に選択した２０μｍ×２０μｍの領域５視野について、ステップ間隔０．０５μｍで測定した。ＴＳＬソリューションズ社製解析ソフト「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ ７」を用いて、残留オーステナイトの領域に限定して平均結晶粒径を視野ごとに算出し、５視野の平均値を残留オーステナイトの平均結晶粒径とした。上記測定の際、結晶方位差（斜角）が１５°を超える境界、すなわち、大角粒界を結晶粒界として、残留オーステナイト粒を定義した。
鋼板の圧延方向に垂直な板厚断面を研磨し、板厚／４の領域を対象に、ＦＥ−ＳＥＭに付属のＥＢＳＤ解析装置にて、無作為に選択した２０μｍ×２０μｍの領域５視野について、ステップ間隔０．０５μｍで測定した。ＴＳＬソリューションズ社製解析ソフト「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ ７」を用いて、残留オーステナイトの領域に限定して平均結晶粒径を視野ごとに算出し、５視野の平均値を残留オーステナイトの平均結晶粒径とした。上記測定の際、結晶方位差（斜角）が１５°を超える境界、すなわち、大角粒界を結晶粒界として、残留オーステナイト粒を定義した。
［残留オーステナイト粒の板幅方向の長さｄＷと板厚方向の長さｄＴとの比ｄＷ／ｄＴの測定］
鋼組織の面積率の測定の際に観察した上記１０視野（倍率１００００倍、１０μｍ×１２μｍの領域）のＳＥＭ像を用いて、以下のようにしてｄＷ／ｄＴを求めた。
ＳＥＭ像について、板幅方向および板厚方向それぞれに、等間隔（およそ０．５μｍ）で１０本の直線を引いた。そして、板幅方向の１０本の直線が残留オーステナイト領域と重なる部分の線分全てについてその長さを測定し、全ての線分の長さの合計を当該線分の数で除して、当該線分の長さの平均値を求め、当該平均値を残留オーステナイト粒の板幅方向の長さｄＷとした。板厚方向についても同様にして、板厚方向の１０本の直線が残留オーステナイト領域と重なる部分の線分全てについてその長さを測定し、全ての線分の長さの合計を当該線分の数で除して、当該線分の長さの平均値を求め、当該平均値を残留オーステナイト粒の板厚方向の長さｄＴとした。得られたｄＷおよびｄＴから、ｄＷ／ｄＴを算出した。
全１０視野のＳＥＭ像について上記のように測定を行って、視野ごとにｄＷ／ｄＴを算出し、全１０視野のｄＷ／ｄＴの平均値を求めた。
鋼組織の面積率の測定の際に観察した上記１０視野（倍率１００００倍、１０μｍ×１２μｍの領域）のＳＥＭ像を用いて、以下のようにしてｄＷ／ｄＴを求めた。
ＳＥＭ像について、板幅方向および板厚方向それぞれに、等間隔（およそ０．５μｍ）で１０本の直線を引いた。そして、板幅方向の１０本の直線が残留オーステナイト領域と重なる部分の線分全てについてその長さを測定し、全ての線分の長さの合計を当該線分の数で除して、当該線分の長さの平均値を求め、当該平均値を残留オーステナイト粒の板幅方向の長さｄＷとした。板厚方向についても同様にして、板厚方向の１０本の直線が残留オーステナイト領域と重なる部分の線分全てについてその長さを測定し、全ての線分の長さの合計を当該線分の数で除して、当該線分の長さの平均値を求め、当該平均値を残留オーステナイト粒の板厚方向の長さｄＴとした。得られたｄＷおよびｄＴから、ｄＷ／ｄＴを算出した。
全１０視野のＳＥＭ像について上記のように測定を行って、視野ごとにｄＷ／ｄＴを算出し、全１０視野のｄＷ／ｄＴの平均値を求めた。
［ＴＳおよびＥＬの測定］
上述のようにして得られた各鋼板について、引張試験により機械的特性を測定した。引張試験は、圧延方向と垂直な方向（Ｃ方向）からＪＩＳ５号試験片を採取して実施し、ＴＳおよびＥＬを測定し、ＴＳ×ＥＬを算出した。
上述のようにして得られた各鋼板について、引張試験により機械的特性を測定した。引張試験は、圧延方向と垂直な方向（Ｃ方向）からＪＩＳ５号試験片を採取して実施し、ＴＳおよびＥＬを測定し、ＴＳ×ＥＬを算出した。
［穴広げ率（λ）の測定］
穴広げ率λは、日本工業規格（ＪＩＳ Ｚ ２２５６：２０１０）に従って、以下のように測定した。
上述のようにして得られた各鋼板について、板面方向中心部より７０ｍｍ×７０ｍｍサイズの試験片を採取した。試験片に直径ｄ０（ｄ０＝１０ｍｍ）の打ち抜き穴を空け、先端角度が６０°のポンチをこの打ち抜き穴に押し込み、発生した亀裂が試験片の板厚を貫通した時点の打ち抜き穴の直径ｄを測定し、下記（４）式を用いて、λを求めた。
λ（％）＝｛（ｄ−ｄ０）／ｄ０｝×１００ （４）
穴広げ率λは、日本工業規格（ＪＩＳ Ｚ ２２５６：２０１０）に従って、以下のように測定した。
上述のようにして得られた各鋼板について、板面方向中心部より７０ｍｍ×７０ｍｍサイズの試験片を採取した。試験片に直径ｄ０（ｄ０＝１０ｍｍ）の打ち抜き穴を空け、先端角度が６０°のポンチをこの打ち抜き穴に押し込み、発生した亀裂が試験片の板厚を貫通した時点の打ち抜き穴の直径ｄを測定し、下記（４）式を用いて、λを求めた。
λ（％）＝｛（ｄ−ｄ０）／ｄ０｝×１００ （４）
各測定結果を表３に示す。鋼板の機械的特性について、ＴＳ：９８０ＭＰａ以上、ＴＳ×ＥＬ：２９０００ＭＰａ％以上、およびλ：２０％以上の全てを満たすものを合格として「○」で示し、それ以外のものを不合格として「×」で示した。
なお、表３において、「α」はフェライト、「Ｍ」はマルテンサイト、「γＲ」は残留オーステナイトを示し、下線を付した数値は、本発明の範囲から外れていることを示す。
なお、表３において、「α」はフェライト、「Ｍ」はマルテンサイト、「γＲ」は残留オーステナイトを示し、下線を付した数値は、本発明の範囲から外れていることを示す。
表３に示すように、発明鋼（評価が○のもの）である鋼Ｎｏ．１、１４、１７、２０、２１および２３〜２７は、いずれも、本発明の実施形態で規定する全ての要件を満たす実施例であり、ＴＳ、ＴＳ×ＥＬおよびλは全て合格基準を満たしており、強度、延性および穴広げ性に優れた鋼板が得られることを確認できた。
これに対して、比較鋼（評価が×のもの）である鋼Ｎｏ．２〜１３、１５、１６、１８、１９および２２は、本発明の実施形態で規定する要件を満たしていない比較例であり、ＴＳ、ＴＳ×ＥＬおよびλの少なくとも１つが劣っていた。
鋼Ｎｏ．２は、熱延工程での加熱温度が高過ぎ、板幅方向への残留オーステナイト粒の伸長度合いが不足してｄＷ／ｄＴが小さくなり、λが劣っていた。
鋼Ｎｏ．３は、熱延工程での仕上げ温度が高過ぎ、板幅方向への残留オーステナイト粒の伸長度合いが不足してｄＷ／ｄＴが小さくなり、λが劣っていた。
鋼Ｎｏ．４は、熱延工程での仕上げ圧下率が低過ぎ、板幅方向への残留オーステナイト粒の伸長度合いが不足してｄＷ／ｄＴが小さくなり、λが劣っていた。
鋼Ｎｏ．５は、軟質化焼鈍工程での軟質化焼鈍温度が高過ぎ、残留オーステナイトが粗大化し、λが劣っていた。
鋼Ｎｏ．６は、軟質化焼鈍工程での保持時間が長過ぎ、残留オーステナイトが粗大化し、λが劣っていた。
鋼Ｎｏ．７は、冷延率が低過ぎ、板幅方向への残留オーステナイト粒の伸長度合いが不足してｄＷ／ｄＴが小さくなり、λが劣っていた。
鋼Ｎｏ．８は、均熱工程での平均昇温速度が遅過ぎ、残留オーステナイトが粗大化し、λが劣っていた。
鋼Ｎｏ．９は、均熱工程での均熱温度が低過ぎ、フェライトが過剰になる一方で残留オーステナイトが不足し、ＴＳ×ＥＬが劣っていた。
鋼Ｎｏ．１０は、均熱工程での均熱温度が高過ぎ、残留オーステナイトが不足する一方でマルテンサイトが過剰になると共に、残留オーステナイトが粗大化し、ＴＳ×ＥＬおよびλが劣っていた。
鋼Ｎｏ．１１は、均熱工程での保持時間が短過ぎ、フェライトが過剰になる一方で残留オーステナイトが不足し、ＴＳ×ＥＬが劣っていた。
鋼Ｎｏ．１２は、均熱工程での保持時間が長過ぎ、残留オーステナイトが不足する一方でマルテンサイトが過剰になると共に、残留オーステナイトが粗大化し、ＴＳ×ＥＬおよびλが劣っていた。
また、鋼Ｎｏ．１３、１５、１６、１８、１９および２２は、化学成分組成が本発明の実施形態で規定する要件を満たさないため、ＴＳ、ＴＳ×ＥＬおよびλの少なくとも１つが劣っていた。
鋼Ｎｏ．１３（鋼種Ｂ）は、Ｃ含有量が低過ぎ、フェライトが過剰になる一方で残留オーステナイトが不足し、ＴＳおよびＴＳ×ＥＬが劣っていた。
鋼Ｎｏ．１５（鋼種Ｄ）は、Ｃ含有量が高過ぎ、マルテンサイトが過剰になり、ＴＳ×ＥＬおよびλが劣っていた。
鋼Ｎｏ．１６（鋼種Ｅ）は、Ｓｉ含有量が低過ぎ、板幅方向への残留オーステナイト粒の伸長度合いが不足してｄＷ／ｄＴが小さくなり、λが劣っていた。
鋼Ｎｏ．１８（鋼種Ｇ）は、Ｓｉ含有量が高過ぎ、ＴＳ×ＥＬが劣っていた。
鋼Ｎｏ．１９（鋼種Ｈ）は、Ｍｎ含有量が低過ぎ、残留オーステナイトが不足し、ＴＳ×ＥＬが劣っていた。
鋼Ｎｏ．２２（鋼種Ｋ）は、Ｍｎ含有量が高過ぎ、残留オーステナイトが粗大化し、ＴＳ×ＥＬおよびλが劣っていた。
以上の結果、本発明の適用性が確認できた。
Claims (4)
- Ｃ ：０．０５〜０．２５質量％、
Ｓｉ：１．０〜３．０質量％、
Ｍｎ：５．０〜１０．０質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．１００質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．０１０質量％以下、
Ａｌ：０．００１〜３．０質量％、および
Ｎ ：０質量％超、０．０１００質量％以下
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
フェライトの面積率が４０％以上、８０％未満であり、
マルテンサイトの面積率が２０％未満であり、
残留オーステナイトの面積率が２０％以上であり、
フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の組織の合計の面積率が１０％未満であり、
残留オーステナイトの平均結晶粒径が１．０μｍ以下であり、
残留オーステナイト粒の板幅方向の長さｄＷと板厚方向の長さｄＴとの比ｄＷ／ｄＴの平均値が１．４以上であり、
引張強度が９８０MＰａ以上であり、
引張強度と伸びとの積が２９０００ＭＰａ％以上であり、
穴広げ率が２０％以上である、鋼板。 - Ｃｒ：０．０１〜０．４０質量％、
Ｍｏ：０．０１〜０．４０質量％、
Ｃｕ：０．０１〜０．４０質量％、
Ｎｉ：０．０１〜０．４０質量％、および
Ｂ ：０．０００１〜０．０１質量％からなる群から選択される１種以上をさらに含有する請求項１に記載の鋼板。 - Ｃａ ：０．０００５〜０．０１質量％、
Ｍｇ ：０．０００５〜０．０１質量％、および
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１質量％からなる群から選択される１種以上をさらに含有する請求項１または２に記載の鋼板。 - 請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼板を製造する方法であって、
請求項１〜３のいずれか１項に記載の化学成分組成を有する鋼スラブを、１０５０〜１１５０℃の加熱温度まで昇温した後、８００℃以上、８６０℃未満の仕上げ温度において、２０％以上の仕上げ圧下率で熱間圧延し、その後室温まで冷却して熱延板を得る熱延工程と、
前記熱延板を、５００℃〜（Ａｃ１＋３０℃）の軟質化焼鈍温度で、０．５〜７２時間保持する軟質化焼鈍工程と、
前記軟質化焼鈍後の熱延板を、２５〜７５％の冷延率で冷間圧延して冷延板を得る冷延工程と、
前記冷延板を、３．０℃／秒以上の平均昇温速度で、［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−９０℃］〜［（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２−２０℃］の均熱温度まで昇温し、前記均熱温度で１０〜１８００秒保持する均熱工程とを含む、鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2017161437A JP6811694B2 (ja) | 2017-08-24 | 2017-08-24 | 鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2017161437A JP6811694B2 (ja) | 2017-08-24 | 2017-08-24 | 鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2019039037A JP2019039037A (ja) | 2019-03-14 |
| JP6811694B2 true JP6811694B2 (ja) | 2021-01-13 |
Family
ID=65727550
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2017161437A Active JP6811694B2 (ja) | 2017-08-24 | 2017-08-24 | 鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP6811694B2 (ja) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US11732321B2 (en) * | 2019-03-29 | 2023-08-22 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet and method of producing same |
| MX2021015578A (es) * | 2019-06-28 | 2022-01-24 | Nippon Steel Corp | Lamina de acero. |
| KR102245227B1 (ko) | 2019-11-25 | 2021-04-28 | 주식회사 포스코 | 강도, 성형성 및 도금성이 우수한 클래드 강판 및 그 제조방법 |
| WO2022018501A1 (en) * | 2020-07-24 | 2022-01-27 | Arcelormittal | Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same |
| WO2022018498A1 (en) * | 2020-07-24 | 2022-01-27 | Arcelormittal | Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same |
| WO2022018497A1 (en) * | 2020-07-24 | 2022-01-27 | Arcelormittal | Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2588421B2 (ja) * | 1988-04-11 | 1997-03-05 | 日新製鋼株式会社 | 延性に優れた超高強度鋼材の製造方法 |
| JP5825119B2 (ja) * | 2011-04-25 | 2015-12-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性と材質安定性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP5440672B2 (ja) * | 2011-09-16 | 2014-03-12 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
| WO2017212885A1 (ja) * | 2016-06-06 | 2017-12-14 | 株式会社神戸製鋼所 | 成形性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 |
| JP6837372B2 (ja) * | 2016-06-06 | 2021-03-03 | 株式会社神戸製鋼所 | 成形性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 |
-
2017
- 2017-08-24 JP JP2017161437A patent/JP6811694B2/ja active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2019039037A (ja) | 2019-03-14 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6465266B1 (ja) | 熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JP6811694B2 (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
| KR102220940B1 (ko) | 강판 및 도금 강판 | |
| JP6252713B1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP6048580B2 (ja) | 熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JP6341214B2 (ja) | 熱間成形鋼板部材およびその製造方法ならびに熱間成形用鋼板 | |
| JP6811690B2 (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
| JP6524810B2 (ja) | 耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板及びその製造方法 | |
| JP5621942B2 (ja) | 熱延鋼板およびその製造方法 | |
| KR101706485B1 (ko) | 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법 | |
| WO2018026014A1 (ja) | 鋼板及びめっき鋼板 | |
| JP6354268B2 (ja) | 打抜き穴広げ性と低温靭性に優れた引張最大強度９８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
| US10253387B2 (en) | Hot-pressed steel sheet member, method of manufacturing the same, and steel sheet for hot pressing | |
| JP5363922B2 (ja) | 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板 | |
| US10344351B2 (en) | Hot-pressed steel sheet member, method of manufacturing the same, and steel sheet for hot pressing | |
| KR101849031B1 (ko) | 열간 성형 부재 및 그 제조 방법 | |
| KR102599382B1 (ko) | 강판, 강판의 제조 방법 및 도금 강판 | |
| JP6837372B2 (ja) | 成形性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 | |
| WO2017212885A1 (ja) | 成形性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 | |
| JP4910898B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| CN115003839A (zh) | 钢板及其制造方法 | |
| JP5189959B2 (ja) | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板 | |
| JP2017186645A (ja) | 高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板 | |
| JP5747250B2 (ja) | 強度、延性及び衝撃エネルギー吸収能に優れた高強度鋼材並びにその製造方法 | |
| EP4223892A1 (en) | Steel sheet and steel sheet manufacturing method |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20191127 |
|
| RD04 | Notification of resignation of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7424 Effective date: 20200406 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20200630 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20200721 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20200917 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20201124 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20201215 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 6811694 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |