JP7020594B2 - 鋼板、部材及びそれらの製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、高強度であり、良好な延性と伸びフランジ性を有し、高ひずみ速度下での延性劣化が抑制された鋼板、部材及びそれらの製造方法に関するものである。本発明の鋼板は、主に自動車分野で使用される部品用として好適に使用できる。

近年、地球環境保全のため自動車の燃費向上が重要な課題となっており、自動車の車体軽量化と耐衝突性能の向上が求められている。上記の要望に応えるため、自動車用鋼板として高強度鋼板の需要が高まっている。しかしながら、一般的に鋼板の高強度化は加工性の低下を招く。このため、高強度と高加工性を両立させた鋼板の開発が望まれている。

また、高強度鋼板を自動車部品のような複雑な形状へ成形加工する際には、張り出し部位や伸びフランジ部位で割れやネッキングの発生が大きな問題となる。そのため、割れやネッキングの発生の問題を克服できる伸びと穴拡げ率を共に高めた高強度鋼板も必要とされている。さらに、実際のプレス成型では生産性を向上させるために、高いひずみ速度で鋼板が加工される。したがって、通常の引張試験で評価される低ひずみ速度での伸びに加えて、高ひずみ速度でも伸びが低下しない鋼板が求められる。

これまでに強度と加工性を共に高めるため、フェライト－マルテンサイト二相鋼（ＤＰ鋼）、残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用したＴＲＩＰ鋼など、さまざまな複合組織高強度鋼板が製造されてきた。

例えば、特許文献１には、多量のＳｉを添加し、冷延鋼板を二相域での焼鈍後、続いて３００～４５０℃のベイナイト変態域で保持し、多量の残留オーステナイトを確保することで高延性を達成する高強度鋼板の製造方法が開示されている。

特許文献２には、ＳｉとＭｎを多量に添加しつつ組織をフェライトと焼き戻しマルテンサイトとすることで高い穴拡げ率を達成する高強度冷延鋼板の製造方法が開示されている。

また、伸びと穴拡げ率をともに高める方法としては、焼き戻しマルテンサイトやベイナイトを導入して組織間の硬度差を緩和する技術が開発されている。例えば、特許文献３では、組織をフェライト、焼き戻しマルテンサイト、及び残留オーステナイトとすることで、高い伸びと穴拡げ率を得る技術が開示されている。また、特許文献４では、組織をフェライト、ベイナイト、及び残留オーステナイトとすることで、高い伸びと穴拡げ率を得る技術が開示されている。

また、鋼中に析出する炭化物を制御する方法も有効である。特許文献５では、組織をフェライト、低温変態相、及び残留オーステナイトとし、低温変態相中の炭化物の粒径を微細化することで、高い伸びと穴拡げ率を得る技術が開示されている。特許文献６では、残留オーステナイトを含有した鋼において焼鈍条件を最適化することで、セメンタイトのサイズと形態を制御して、高い伸びと穴拡げ率を得る技術が開示されている。

特開平２－１０１１１７号公報 特開２００４－２５６８７２号公報 特許第５４６３６８５号公報 特許第４８９４８６３号公報 特開２００８－３０８７１７号公報 特許第４９０３９１５号公報

しかしながら、特許文献１では延性は優れるものの、伸びフランジ性が考慮されていない。特許文献２では伸びフランジ性は優れるものの延性が十分でない。特許文献３、特許文献４、及び特許文献５では高い延性と伸びフランジ性を両立させているが、高ひずみ速度での延性の低下が考慮されていない。特許文献６では高い伸びが得られているが、高ひずみ速度での延性低下は考慮されていない。

本発明は、かかる事情に鑑み、高強度であり、良好な延性と伸びフランジ性を有し、高ひずみ速度下での延性劣化が抑制された鋼板、部材及びそれらの製造方法を提供することを目的とする。

なお、本発明でいう高強度とは、ＪＩＳ５号試験片に加工した試験片に対し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の規定に準拠して、クロスヘッドスピードを１０ｍｍ／ｍｉｎとして行った引張試験により、引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満であることを指す。
また、良好な延性とは、上記の引張試験により得られる全伸びＥｌ_１が３１％以上であることを指す。
また、良好な伸びフランジ性とは、１００ｍｍ×１００ｍｍの試験片に対し、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ １００１に準拠して６０゜円錐ポンチを用いて穴拡げ試験を３回行い平均の穴拡げ率λが６０％以上であることを指す。
また、高ひずみ速度下での延性劣化が抑制されたとは、ＪＩＳ５号試験片に加工した試験片に対し、上記引張試験のクロスヘッドスピードを１００ｍｍ／ｍｉｎに変更して、高速引張試験を行い、上述した通常の引張試験におけるＥｌ_１（全伸び）の測定値に対する高速引張試験におけるＥｌ_２（全伸び）の測定値（Ｅｌ_２／Ｅｌ_１）が８５％以上であることを指す。

本発明者らは、良好な延性（伸び）と伸びフランジ性（穴拡げ率）を有しつつ、高ひずみ速度下での延性劣化を抑制した高強度鋼板を製造するため、鋭意検討を重ねた。特に、鋼板を製造する熱履歴において生じるミクロ組織変化を詳細に解析することによって、伸びと穴拡げ率を上昇させるための検討を行った。本発明者らは、検討の過程で、化学成分を適正に調整して得た鋼板に、焼鈍温度から所定の冷却速度で冷却して３８０℃以上４２０℃以下で第一保持を行い、ベイナイト変態やＱ＆Ｐ（Ｑｕｅｎｃｈ ａｎｄ Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ）処理によりオーステナイト中にＣを濃化させたのち、４４０℃以上５４０℃以下の間で所定の条件で第二保持を行った。その結果、残留オーステナイト中にセメンタイト粒子が存在する組織が得られ、良好な延性と伸びフランジ性を有しつつ、高ひずみ速度下での延性劣化を抑制した高強度鋼板が製造可能となることが分かった。

一般に、残留オーステナイトを多量に含む鋼では、残留オーステナイトのＴＲＩＰ効果により、通常の低ひずみ速度での引張試験では非常に高い伸びが得られる。しかし、ひずみの付加により残留オーステナイトが変態して生成する加工誘起マルテンサイトは、Ｃを多量に固溶して非常に硬質である。そのため、組織間の硬度差が大きく、穴拡げ率が低下することが知られている。また、高ひずみ速度での引張試験では、安定な残留オーステナイトがマルテンサイト変態せずに伸びが低下することが知られている。しかし、本発明における成分と組織では、残留オーステナイトを含み良好な延性を有しながら、伸びフランジ性と高ひずみ速度下での延性の劣化が抑制される。その詳細は明らかではないが、第一保持で不可避的に生成する過度にＣが濃化したオーステナイトが、第二保持中に部分的にセメンタイト粒子として析出することによって、穴拡げ率が上昇するためであると考えられる。上述したとおり、第一保持によって不可避的に生成する過度にＣが濃化した残留オーステナイトは、打ち抜き時の大ひずみによって非常に硬いマルテンサイトとなり穴拡げ率を低下させる原因となる。本発明の第二保持によって、過度にＣが濃化したオーステナイト中にセメンタイト粒子が析出し、過度にＣが濃化したオーステナイトが減少する。つまり、上述した過度にＣが濃化した残留オーステナイトよりも相対的にＣ濃度が低い残留オーステナイトが増加する。これにより、高ひずみ速度下で伸びに寄与する残留オーステナイトが増加し、高ひずみ速度下での延性劣化が抑制されるためと考えられる。

本発明は、以上の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］質量％で、
Ｃ：０．０５％以上０．１８％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、
Ａｌ：０．０１％以上２．０％以下、
ＳｉとＡｌの合計：０．７％以上２．５％以下、
Ｍｎ：０．５％以上２．３％以下、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．０２％以下、及び
Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、
面積率で、フェライト：６０％以上８５％以下、ベイナイト：３％以上１５％以下、残留オーステナイト：３％以上１５％以下、フレッシュマルテンサイト：３％以上１５％以下、及び残部：５％以下である鋼組織と、を有し、
前記残留オーステナイト中にセメンタイト粒子が存在し、前記残留オーステナイトの面積率に対する、前記残留オーステナイト中のセメンタイト粒子の面積率の割合が５％以上２５％以下であり、
引張強度が５９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満である鋼板。
［２］前記残留オーステナイト中のセメンタイト粒子の平均長径が３０ｎｍ以上４００ｎｍ以下である［１］に記載の鋼板。
［３］前記成分組成がさらに、質量％で、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｉ及びＣｕのうちから選んだ少なくとも１種を合計で１．０％以下含有する［１］又は［２］に記載の鋼板。
［４］前記成分組成がさらに、質量％で、
Ｔｉ：０．２０％以下及び
Ｎｂ：０．２０％以下のうちから選んだ少なくとも１種を含有する［１］から［３］までのいずれか一つに記載の鋼板。
［５］前記成分組成がさらに、質量％で、
Ｂ：０．００５％以下を含有する［１］から［４］までのいずれか一つに記載の鋼板。
［６］前記成分組成がさらに、質量％で、
Ｃａ：０．００５％以下及び
ＲＥＭ：０．００５％以下のうちから選んだ少なくとも１種を含有する［１］から［５］までのいずれか一つに記載の鋼板。
［７］前記成分組成がさらに、質量％で、
Ｓｂ：０．０５％以下及び
Ｓｎ：０．０５％以下のうちから選んだ少なくとも１種を含有する［１］から［６］までのいずれか一つに記載の鋼板。
［８］鋼板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有する［１］から［７］までのいずれか一つに記載の鋼板。
［９］［１］から［８］までのいずれか一つに記載の鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施してなる部材。
［１０］［１］、［３］から［７］までのいずれか一つに記載の成分組成を有するスラブを熱間圧延及び冷間圧延した後、７００℃以上９５０℃以下の焼鈍温度で３０秒以上１０００秒以下保持し、前記焼鈍温度から１５０℃以上４２０℃以下の冷却停止温度まで１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後、３８０℃以上４２０℃以下の温度域で１０秒以上５００秒以下の条件で第一保持し、さらに、下記式１から式３を満たす温度Ｘ℃と保持時間Ｙ秒の条件で第二保持する鋼板の製造方法。
式１：１００００≦（２７３＋Ｘ）（１２＋ｌｏｇＹ）≦１１０００
式２：４４０≦Ｘ≦５４０
式３：Ｙ≦２００
［１１］前記第一保持における保持温度から前記第二保持における前記温度Ｘ℃までの平均昇温速度が、３℃／ｓ以上である［１０］に記載の鋼板の製造方法。
［１２］前記第一保持における保持温度から前記第二保持における前記温度Ｘ℃までの平均昇温速度が、１０℃／ｓ以上である［１０］に記載の鋼板の製造方法。
［１３］前記第一保持と前記第二保持の間、又は前記第二保持の終了後に、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形成する［１０］から［１２］までのいずれか一つに記載の鋼板の製造方法。
［１４］［１０］から［１３］までのいずれか一つに記載の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施す工程を有する部材の製造方法。

本発明によれば、高強度であり、良好な延性と伸びフランジ性を有し、高ひずみ速度下での延性劣化が抑制された鋼板が得られる。本発明の鋼板を成形加工や溶接などして部材とし、当該部材を例えば自動車構造部材に適用すれば、車体軽量化による燃費改善を図ることをできるため、産業上の利用価値は非常に大きい。

以下、本発明を具体的に説明する。まず、本発明における鋼の成分組成について説明する。なお、成分の含有量の単位である「％」は、「質量％」を意味する。

Ｃ：０．０５％以上０．１８％以下
Ｃはオーステナイトを安定化する元素であり、セメンタイト粒子が存在する残留オーステナイトを得るために必須の元素である。またフェライト以外の硬質組織を生成しやすくするため鋼板強度を上昇させるとともに、組織を複合化してＴＳ－ＥＬバランスを向上させるために必要な元素である。Ｃ含有量が０．０５％未満ではフェライト量が多くなりすぎるため所望の強度が得られなかったり、面積分率で３％以上の残留オーステナイトを得ることが困難となり伸びが低下したりする。したがって、Ｃ含有量は、０．０５％以上であり、好ましくは０．０６％以上であり、より好ましくは０．０７％以上である。一方、Ｃ含有量が０．１８％を超えると、フェライト量が減少し、強度が著しく上昇して伸びが低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１８％以下であり、好ましくは０．１５％以下であり、より好ましくは０．１３％以下である。

Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下
Ｓｉは、オーステナイト中へのＣ濃化促進及びセメンタイトなどの炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進する。製鋼での脱珪コストの観点から、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が２．０％を超えると表面性状や溶接性を劣化するため、Ｓｉ含有量は２．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．８％以下である。

Ａｌ：０．０１％以上２．０％以下
Ａｌは、オーステナイト中へのＣ濃化促進及びセメンタイトなどの炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進する。製鋼での脱Ａｌコストの観点から、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする。一方、Ａｌ含有量が２．０％を超えると連続鋳造時の鋼片割れ発生の危険性が高まる。したがって、Ａｌ含有量は２．０％以下であり、好ましくは１．８％以下である。

ＳｉとＡｌの合計：０．７％以上２．５％以下
ＳｉとＡｌはオーステナイト中へのＣ濃化促進及びセメンタイトなどの炭化物の生成を抑制する。残留オーステナイトを十分量得るために、ＳｉとＡｌの合計含有量は０．７％以上であり、好ましくは１．０％以上であり、より好ましくは１．３％以上である。一方、製造コストの観点から、ＳｉとＡｌの合計含有量は、２．５％以下であり、好ましくは２．２％以下であり、より好ましくは２．０％以下である。

Ｍｎ：０．５％以上２．３％以下
Ｍｎは焼入れ性を向上させ、焼鈍後の冷却中のパーライト変態を抑制するために、鋼の強化に有効な元素である。また、Ｍｎはオーステナイト安定化元素であり、残留オーステナイトの生成にも寄与する。これらの効果を得るためには、Ｍｎ含有量は０．５％以上であり、好ましくは０．９％以上である。一方、Ｍｎ含有量が２．３％を超えると、フェライト量が減少して伸びが低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、２．３％以下であり、好ましくは１．８％以下である。

Ｐ：０．１％以下
Ｐは鋼の強化に有効な元素であるが、０．１％を超えて過剰に添加すると、粒界偏析により脆化を引き起こして、機械的特性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．１％以下であり、好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０２％以下である。Ｐ含有量の下限は規定しないが、現在工業的に実施可能な下限は０．００２％である。

Ｓ：０．０２％以下
Ｓは、ＭｎＳなどの介在物となって、耐衝撃特性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因になるので極力低い方が良く、製造コストの観点から、Ｓ含有量は０．０２％以下とする。Ｓ含有量は好ましくは０．０１％以下とする。Ｓ含有量の下限は規定しないが、現在工業的に実施可能な下限は０．０００２％である。

Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、鋼の耐時効性を大きく劣化させる元素であり、少ないほど望ましい。Ｎ含有量が０．０１０％を超えると耐時効性の劣化が顕著となるため、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量の下限は規定しないが、現在工業的に実施可能な下限は０．０００５％である。

本発明における鋼板は、上記の成分組成を基本成分とし、残部は鉄（Ｆｅ）及び不可避的不純物を含む成分組成を有する。ここで、本発明の鋼板は、基本成分として上記成分を含有し、残部は鉄及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。本発明の鋼板には、所望の特性に応じて、以下に述べる成分（任意元素）を適宜含有させることができる。なお、以下の成分は、以下で示す上限量以下で含有していれば、本発明の効果が得られるため、下限は特に設けない。なお、下記の任意元素を後述する好適な下限値未満で含む場合、当該元素は不可避的不純物として含まれるものとする。

Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｉ及びＣｕのうちから選んだ少なくとも１種を合計で１．０％以下
Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｉ及びＣｕは、焼鈍温度からの冷却時にパーライト変態を抑制し、残留オーステナイトの生成に有効に働く。しかし、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｉ及びＣｕのうちから選んだ少なくとも１種が合計で１．０％を超えるとその効果は飽和し、コストアップの要因となる。このため、鋼板がこれらの元素の少なくとも１種を含有する場合、これらの元素の合計含有量は１．０％以下である。好ましくは、これらの元素の合計含有量は、０．５０％以下であり、より好ましくは０．３５％以下である。合計含有量が１．０％以下であれば本発明の効果を得られるので、合計含有量の下限は特に限られない。Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｉ及びＣｕによる残留オーステナイト生成効果をより有効に得るためには、合計含有量を０．００５％以上とすることが好ましく、０．０２％以上とすることがより好ましい。

Ｔｉ：０．２０％以下及びＮｂ：０．２０％以下のうちから選んだ少なくとも１種
Ｔｉ、Ｎｂは炭窒化物を形成し、鋼を粒子分散強化により高強度化する作用を有する。しかし、Ｔｉ、Ｎｂをそれぞれ０．２０％超えて含有しても、過度に高強度化し延性が低下する。そのため、鋼板がＴｉ及びＮｂの少なくとも１種を含有する場合、それぞれの元素の含有量は０．２０％以下である。好ましくは、それぞれの元素の合計含有量は、０．１５％以下であり、より好ましくは０．０８％以下である。Ｔｉ含有量及びＮｂ含有量がそれぞれ０．２０％以下であれば、本発明の効果を得られるので、Ｔｉ含有量及びＮｂ含有量の下限は特に限られない。ＴｉやＮｂによる粒子分散強化の効果をより有効に得るには、Ｔｉ及びＮｂの含有量はそれぞれ０．０１％以上であることが好ましい。

Ｂ：０．００５％以下
Ｂは粒界偏析しオーステナイト粒界からのフェライトの生成を抑制し強度を上昇させる作用を有する。しかし、Ｂを０．００５％超えて含有させてもボライドとして析出し、十分な強度を上昇させる効果が得られない。このため、鋼板がＢを含有する場合、Ｂ含有量は０．００５％以下である。好ましくは、Ｂ含有量は、０．００４％以下であり、より好ましくは０．００３％以下である。Ｂ含有量が０．００５％以下であれば本発明の効果を得られるので、Ｂ含有量の下限は特に限られない。Ｂによる強度上昇の効果をより有効に得るには、Ｂ含有量は０．０００３％以上であることが好ましい。

Ｃａ：０．００５％以下及びＲＥＭ：０．００５％以下のうちから選んだ少なくとも１種
Ｃａ、ＲＥＭはいずれも硫化物の形態制御により加工性を改善する効果を有する。しかしながら、過剰な添加は清浄度に悪影響を及ぼす恐れがあるため、鋼板がＣａ及びＲＥＭの少なくとも１種を含有する場合、それぞれの元素の含有量は０．００５％以下である。好ましくは、それぞれの元素の合計含有量は、０．００４％以下であり、より好ましくは０．００３％以下である。Ｃａ含有量及びＲＥＭ含有量がそれぞれ０．００５％以下であれば、本発明の効果を得られるので、Ｃａ含有量及びＲＥＭ含有量の下限は特に限られない。ＣａやＲＥＭによる加工性を改善させる効果をより有効に得るためには、Ｃａ及びＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０００１％以上であることが好ましい。

Ｓｂ：０．０５％以下及びＳｎ：０．０５以下のうちから選んだ少なくとも１種
Ｓｂ、Ｓｎは脱炭、脱窒、脱硼等を抑制して、鋼の強度低下を抑制する作用を有する。しかしながら、過剰な添加は伸びフランジ性が悪化する可能性があるので、鋼板がＳｂ及びＳｎの少なくとも１種を含有する場合、それぞれの元素の含有量は０．０５％以下である。好ましくは、それぞれの元素の合計含有量は、０．０４％以下であり、より好ましくは０．０３％以下である。Ｓｂ含有量及びＳｎ含有量がそれぞれ０．０５％以下であれば本発明の効果を得られるので、Ｓｂ含有量及びＳｎ含有量の下限は特に限られない。Ｓｂ及びＳｎによる強度低下を抑制する効果をより有効に得るためには、Ｓｂ及びＳｎの含有量はそれぞれ０．００３％以上であることが好ましい。

次に鋼板の鋼組織について説明する。

本発明の鋼板は、面積率で、フェライト：６０％以上８５％以下、ベイナイト：３％以上１５％以下、残留オーステナイト：３％以上１５％以下、フレッシュマルテンサイト：３％以上１５％以下、及び残部：５％以下である鋼組織を有する。また、残留オーステナイト中にセメンタイト粒子が存在し、当該残留オーステナイトの面積率に対する、当該残留オーステナイト中のセメンタイト粒子の面積率の割合が５％以上２５％以下である。

フェライトの面積率：６０％以上８５％以下
良好な延性を確保するために、比較的軟質なフェライトが面積率で６０％以上必要である。フェライトの面積率は、好ましくは６５％以上であり、より好ましくは７０％以上である。一方、強度確保のため、フェライトの面積率は８５％以下とする必要がある。当該面積率は、好ましくは８３％以下である。

ベイナイトの面積率：３％以上１５％以下
ベイナイト変態によってオーステナイト中にＣを濃化させて残留オーステナイトを形成させる。そのため、ベイナイトは面積率で３％以上とする。当該面積率は、好ましくは４％以上である。一方で、良好な延性を確保するために、ベイナイトの面積率を１５％以下とする。当該面積率は、好ましくは１０％以下である。

フレッシュマルテンサイトの面積率：３％以上１５％以下
本発明の強度を得る観点からフレッシュマルテンサイトは面積率で３％以上必要である。当該面積率は、好ましくは４％以上である。また、フレッシュマルテンサイトの面積率が１５％を超えると強度が高くなり、伸びが低下する。そのため、フレッシュマルテンサイトの面積率は１５％以下である。当該面積率は、好ましくは１２％以下である。

本発明におけるフェライト、ベイナイト、フレッシュマルテンサイトの面積率は、ポイントカウンティング法で求められる。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を切出して、２００℃で２時間熱処理を行う。これによってフレッシュマルテンサイトが焼き戻される。このサンプルの板厚断面（Ｌ断面）を研磨後、１体積％ナイタールで腐食し、鋼板表面から１／４厚み位置において、走査電子顕微鏡を用いて１５００倍の倍率で２視野観察する。面積率は、観察して得た画像にメッシュを描き、各視野２４０点のポイントカウンティングを行うことで求めることができる。フェライトは黒色で、ベイナイトは灰色でラス状の形態を有する組織である。フレッシュマルテンサイトは２００℃で２時間の熱処理で析出した微細な析出物を含有する灰色の組織である。析出物は白色を呈する。なお、後述する本発明の鋼板の製造方法において、第一保持以前の冷却中に生成したマルテンサイトが第一保持及び第二保持で焼き戻されることにより、本発明の組織に焼き戻しマルテンサイトが含まれる場合がある。焼き戻しマルテンサイトは、走査電子顕微鏡で観察すると、上述したフレッシュマルテンサイトを２００℃で２時間熱処理を行った組織よりも、明らかに粗大な炭化物と階層構造を有する。そのため、組織中に含まれる焼き戻しマルテンサイトと、上述したフレッシュマルテンサイトを２００℃で２時間熱処理を行った組織とを区別することが可能である。

残留オーステナイトの面積率：３％以上１５％以下
良好な延性を確保するために、残留オーステナイトのＴＲＩＰ効果を利用する。ＴＲＩＰ効果によって伸びを上昇させるには、残留オーステナイトの面積率を３％以上とする必要がある。残留オーステナイトの面積率は好ましくは４％以上であり、より好ましくは５％以上である。また、本発明の強度を得る観点から、残留オーステナイトの面積率は１５％以下であり、好ましくは１２％以下であり、より好ましくは１０％以下である。

本発明では、以下の測定方法で求めた残留オーステナイトの体積率を、残留オーステナイトの面積率とみなしている。鋼板を板厚方向の１／４面まで研磨し、この板厚１／４面に対してＸ線回折強度を測定することで求めることができる。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｝面とフェライトの｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝面のピークの積分強度の全ての組み合わせについて強度比を求め、これらの平均値を残留オーステナイトの体積率とする。

残留オーステナイトの面積率に対する、残留オーステナイト中のセメンタイト粒子の面積率の割合（残留オーステナイト中のセメンタイト粒子の面積率／残留オーステナイトの面積率）：５％以上２５％以下
残留オーステナイト中にセメンタイト粒子が存在する。本発明でいう「残留オーステナイト中にセメンタイト粒子が存在する」とは、セメンタイトが残留オーステナイトと少なくとも一部の界面を有している状態と定義する。したがって、残留オーステナイトと一部分で界面を有していれば、他の部分がフェライト、ベイニティックフェライト、フレッシュマルテンサイト等の他の相と界面を有していてもよい。残留オーステナイトがセメンタイト粒子を含有することによって、穴拡げ率を低下させる残留オーステナイト中の固溶Ｃ濃度が過度に高い部分が減少し、穴拡げ率を上昇させることができる。このような効果は、残留オーステナイトの面積率に対する、残留オーステナイト中のセメンタイト粒子の面積率の割合が５％以上で得られる。一方、当該割合が２５％以上を超えると、残留オーステナイトの安定性が著しく低下するため伸びが低下する。したがって、当該割合を５％以上とし、また、当該割合を２５％以下とする。

本発明における、残留オーステナイトの面積率に対する、残留オーステナイト中のセメンタイト粒子の面積率の割合は、鋼板の板厚方向の１／４面を観察面とした透過電子顕微鏡観察によって求めている。具体的には、当該割合は、５個の残留オーステナイトを観察し、ポイントカウンティング法によって求めている。透過電子顕微鏡観察用試料は電解研磨法を用いて作製する。明視野像は残留オーステナイトを周囲の界面を含むように５００００倍で撮影する。得られた画像にメッシュを描き、各視野２４０点のポイントカウンティングを行い、セメンタイト粒子に該当する交点の個数を残留オーステナイトに該当する交点の個数で除すことで求める。メッシュは、画像に対して縦×横が０．１μｍ×０．１μｍである格子状とする。セメンタイト粒子の同定は電子回折を用いる。

残留オーステナイト中のセメンタイト粒子の平均長径：３０ｎｍ以上４００ｎｍ以下（好適範囲）
高い穴拡げ率を確保するために、残留オーステナイト中のセメンタイト粒子の平均長径を３０ｎｍ以上とすることが好ましい。当該平均長径を３０ｎｍ以上とすると、せん断時に微細なボイドが生成しにくくなり、高い穴拡げ率を得やすくなる。また、残留オーステナイト中のセメンタイト粒子の平均長径を４００ｎｍ以下とすると、セメンタイト粒子近傍の残留オーステナイト中のＣ濃度が低下しにくくなり、残留オーステナイトの安定性が高まり、高い伸びを得やすくなる。よって、より良好な伸びを確保するために、残留オーステナイト中のセメンタイト粒子の平均長径を４００ｎｍ以下とすることが好ましい。なお、セメンタイト粒子の平均長径は、透過電子顕微鏡で残留オーステナイト内部に存在するセメンタイト粒子を撮影した像から１０個のセメンタイト粒子の最大長さを測定し、その平均値を計算することで求めている。

残部：５％以下
フェライト、ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、残留オーステナイト以外の残部は、本発明の効果を得るために５％以下とする。残部の組織としては、例えば、焼き戻しマルテンサイトやパーライトを含むことができる。なお、残留オーステナイト中に存在するセメンタイト粒子は、残部に含まれる。

本発明の鋼板は、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有してもよい。

本発明の鋼板の板厚は、本発明の効果を有効に得る観点から、０．２ｍｍ以上３．２ｍｍ以下であることが好ましい。

次に本発明の鋼板の製造方法の一実施形態を説明する。

本発明の鋼板の製造方法の一実施形態は、例えば、上記成分組成を有するスラブを熱間圧延及び冷間圧延した鋼板を、７００℃以上９５０℃以下の焼鈍温度で３０秒以上１０００秒以下保持し、焼鈍温度から１５０℃以上４２０℃以下の冷却停止温度まで１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後、３８０℃以上４２０℃以下の温度域で１０秒以上５００秒以下の条件で第一保持し、さらに、下記式１から式３を満たす温度Ｘ℃と保持時間Ｙ秒の条件で第二保持する。
式１：１００００≦（２７３＋Ｘ）（１２＋ｌｏｇＹ）≦１１０００
式２：４４０≦Ｘ≦５４０
式３：Ｙ≦２００

以下、本発明の鋼板の製造方法の一実施形態を詳細に説明する。なお、以下に示すスラブ（鋼素材）、鋼板等を加熱又は冷却する際の温度は、特に説明がない限り、スラブ（鋼素材）、鋼板等の表面温度を意味する。

上記の成分組成を有する鋼は、通常公知の工程により、溶製した後、分塊又は連続鋳造を経てスラブとし、熱間圧延を経てホットコイルにする。熱間圧延を行うに際しては、スラブを１１００～１３００℃に加熱し、最終仕上げ温度を８５０℃以上で熱間圧延を施し、４００～７５０℃で巻き取ることが好ましい。巻き取り温度が７５０℃を超えた場合、熱延鋼板中のセメンタイトなどの炭化物が粗大化することで、冷延後の短時間焼鈍時の均熱中に溶けきらず必要な強度を得ることができない場合がある。その後、通常公知の方法で酸洗、脱脂などの予備処理を行った後に冷間圧延を施す。冷間圧延を行うに際しては、３０％以上の冷間圧下率で冷間圧延を施すことが好ましい。冷間圧下率が低いと、フェライトの再結晶が促進されず、未再結晶フェライトが残存し、延性（伸び）と穴拡げ性が低下する場合がある。

７００℃以上９５０℃以下の焼鈍温度で３０秒以上１０００秒以下保持
本発明では、７００℃以上９５０℃以下の温度域にて、具体的には、オーステナイト単相域、又はオーステナイトとフェライトの２相域で、３０秒以上１０００秒以下の間焼鈍（保持）する。焼鈍温度が７００℃未満の場合や、保持（焼鈍）時間が３０秒未満の場合には、フェライトの再結晶又はオーステナイトへの逆変態が不十分となり、目標とする組織が得られず、強度不足になる場合がある。一方、焼鈍温度が９５０℃を超える場合には、オーステナイト粒の成長が著しく、後の冷却によって生じるフェライト変態の核生成サイトの減少を引き起こす場合がある。また、保持（焼鈍）時間が１０００秒を超える場合は、オーステナイトが粗大化し、また、多大なエネルギー消費にともなうコスト増を引き起こす場合がある。焼鈍温度は、好ましくは７５０℃以上である。また、焼鈍温度は、好ましくは９００℃以下である。また、当該焼鈍温度での保持時間は、好ましくは４０秒以上である。また、焼鈍温度での保持時間は、好ましくは５００秒以下である。

焼鈍温度から１５０℃以上４２０℃以下の冷却停止温度まで１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却
焼鈍温度からの平均冷却速度が１０℃／ｓ未満ではパーライトが生成し、十分な量の残留オーステナイトが得られなくなり伸びが低下する。したがって、焼鈍温度からの平均冷却速度は１０℃／ｓ以上とする。当該平均冷却速度は、好ましくは１５℃／ｓ以上である。平均冷却速度の上限は特に限定されないが、設備投資負担の軽減の観点から、２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。

冷却停止温度が４２０℃より高いとベイナイト変態の駆動力が低下するため十分な量の残留オーステナイトが得られない。一方で、冷却停止温度が１５０℃未満となるとマルテンサイト変態が進行し、未変態オーステナイトの量が低下して、十分な量の残留オーステナイトが得られない。したがって、冷却停止温度は１５０℃以上４２０℃以下である。

３８０℃以上４２０℃以下の温度域で１０秒以上５００秒以下の条件で第一保持
この温度域での保持は、本発明において重要な要件の１つである。保持温度が３８０℃未満、保持温度が４２０℃超え、又は保持時間が１０秒未満の場合、ベイナイト変態による未変態オーステナイトへのＣ濃化又はマルテンサイトからの未変態オーステナイトへのＣ分配が促進されない。そのため、十分な量の残留オーステナイト量が得られず、高い伸びが得られない。また、保持時間が５００秒超えの場合、パーライト変態が生じ、残留オーステナイトの面積率が低下するため高い伸びが得られない。

下記式１から式３を満たす温度Ｘ℃と保持時間Ｙ秒の条件で第二保持
式１：１００００≦（２７３＋Ｘ）（１２＋ｌｏｇＹ）≦１１０００
式２：４４０≦Ｘ≦５４０
式３：Ｙ≦２００
上記条件を満たす温度域での保持も、本発明において重要な要件の１つである。第二保持によって、第一保持で生じた過度にＣが濃化したオーステナイトにおいてセメンタイト粒子が析出する。これによって、穴拡げ率を上昇させるとともに、高ひずみ速度下での伸びの低下を抑制することができる。このような過度にＣが濃化したオーステナイトからセメンタイト粒子が析出することについては、従来ほとんど調査されていない。この析出現象について鋭意検討を重ねたところ、温度と時間に依存する式１のパラメータ「（２７３＋Ｘ）（１２＋ｌｏｇＹ）」が１００００以上１１０００以下を満たすとき、残留オーステナイトの面積率が３％以上で、かつ残留オーステナイト中にセメンタイト粒子を適正に存在させることができるという知見を得た。「（２７３＋Ｘ）（１２＋ｌｏｇＹ）」は、マルテンサイト鋼の焼き戻しパラメータにおいて定数を１２と設定したパラメータであり、第二保持における温度Ｘ℃と保持時間Ｙ秒に依存する。Ｘ＜４４０又は（２７３＋Ｘ）（１２＋ｌｏｇＹ）＜１００００の場合、セメンタイト粒子の析出が不十分で、過度にＣが濃化した残留オーステナイトが残存し、穴拡げ率の低下や高ひずみ速度下での伸び低下を引き起こす。一方で、５４０＜Ｘ又は１１０００＜（２７３＋Ｘ）（１２＋ｌｏｇＹ）の場合、セメンタイト粒子が過度に析出したり、パーライト変態によって残留オーステナイト量が顕著に減少するため高い伸びが得られない。Ｙ＞２００の場合、析出したセメンタイトが粗大化したりパーライト変態が生じたりすることで伸びが低下する。したがって、上記式１から式３を満たす温度Ｘ℃と保持時間Ｙ秒の条件で第二保持する必要がある。

第一保持における保持温度から第二保持における温度Ｘ℃までの平均昇温速度が３℃／ｓ以上（好適範囲）
第一保持における保持温度から第二保持における温度Ｘ℃までの平均昇温速度が３℃／ｓ以上であると、セメンタイト粒子が均一に析出しやすくなり、高い伸びが得られやすくなる。したがって、当該平均昇温速度は３℃／ｓ以上が好ましい。当該平均昇温速度は、より好ましくは１０℃／ｓ以上である。当該平均昇温速度は、さらに好ましくは２０℃／ｓ以上である。また、当該平均昇温速度の上限は特に限定されないが、設備投資負担の軽減の観点から、２００℃／ｓ以下が好ましい。

溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層の形成
第一保持と第二保持の間（第一保持の終了後でかつ第二保持の開始前）、又は第二保持の終了後に、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形成してもよい。鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を形成する場合には、第一保持と第二保持の間、又は第二保持の終了後に、鋼板を通常の浴温のめっき浴中に浸入させてめっき処理を行い、ガスワイピングなどで付着量を調整する。めっき浴温に際しては、特にその条件を限定する必要はないが、４５０～５００℃の範囲が好ましい。鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を形成する場合には、溶融亜鉛めっき層を形成した後、当該溶融亜鉛めっき層に合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき層を形成する。

鋼板には、実使用時の防錆能向上を目的として、上記のとおり、表面に溶融亜鉛めっき処理を施してもよい。その場合、プレス性、スポット溶接性及び塗料密着性を確保するために、めっき後に熱処理を施してめっき層中に鋼板のＦｅを拡散させた、合金化溶融亜鉛めっきが多く使用される。

なお、本発明の製造方法における一連の熱処理において、上述した温度範囲内であれば保持温度は一定である必要はなく、また冷却速度が冷却中に変化した場合においても規定した範囲内であれば本発明の趣旨を損なわない。また、熱履歴さえ満足されれば、鋼板はいかなる設備で熱処理を施されてもかまわない。加えて、熱処理後に形状矯正のため本発明の鋼板に調質圧延をすることも本発明の範囲に含まれる。

次に、本発明の部材及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、成形加工及び溶接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、本発明の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施す工程を有する。

本発明の鋼板は、高強度であり、良好な延性と伸びフランジ性を有し、高ひずみ速度下での延性劣化が抑制されている。そのため、本発明の鋼板を用いて得た部材は、高強度であり、張り出し部位や伸びフランジ部位で割れやネッキングの発生が極めて少ない。したがって、本発明の部材は、鋼板を複雑な形状に成形加工して得られる部品等に好適に使用できる。本発明の部材は、例えば、自動車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、溶接は、スポット溶接、アーク溶接等の一般的な溶接を制限なく用いることができる。

本発明を、実施例を参照しながら具体的に説明する。本発明の範囲は以下の実施例に限定されない。

［実施例１］
表１に示す成分組成からなる鋼を真空溶解炉で溶製し、１２５０℃の温度にて１時間加熱保持し、仕上げ圧延温度９００℃で板厚４．０ｍｍまで圧延した。熱間圧延後の鋼板を５５０℃で１時間保持した後、炉冷した。なお、熱間圧延後の鋼板を５５０℃で１時間保持した後、炉冷する処理は、熱間圧延後の鋼板を５５０℃にて巻き取る処理と等価な処理である。次いで、得られた熱延鋼板を酸洗した後、板厚１．４ｍｍまで冷間圧延を行った。次いで、冷間圧延後の冷延鋼板を、表２に示す条件で処理し、鋼板を製造した。

＜組織の評価＞
（フェライト、ベイナイト及びフレッシュマルテンサイトの面積率）
フェライト、ベイナイト及びフレッシュマルテンサイトの面積率を、ポイントカウンティング法で求めた。上述の方法で製造した各鋼板から鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を切出してサンプルを採取し、２００℃で２時間熱処理を行った。このサンプルの板厚断面（Ｌ断面）を研磨後、１体積％ナイタールで腐食し、鋼板表面から１／４厚み位置において、走査電子顕微鏡を用いて１５００倍の倍率で２視野観察した。面積率は、観察して得た画像にメッシュを描き、各視野２４０点のポイントカウンティングを行うことで求めた。フェライトは黒色で、ベイナイトは灰色でラス状の形態を有する組織である。フレッシュマルテンサイトは２００℃で２時間の熱処理で析出した微細析出物を含有する灰色の組織である。析出物は白色を呈する。

（残留オーステナイトの面積率）
以下の測定方法で求めた残留オーステナイトの体積率を、残留オーステナイトの面積率とみなした。残留オーステナイトの体積率は、上述の方法で製造した各鋼板を板厚方向の１／４面まで研磨し、この板厚１／４面に対してＸ線回折強度を測定して求めた。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｝面とフェライトの｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝面のピークの積分強度の全ての組み合わせについて強度比を求め、これらの平均値を残留オーステナイトの体積率とした。

（フェライト、ベイナイト、フレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイト以外の残部の面積率）
残部の面積率は、１００％から上述した方法で算出したフェライト、ベイナイト、フレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトの各面積率を引くことによって算出した。

（残留オーステナイトの面積率に対する、残留オーステナイト中のセメンタイト粒子の面積率の割合）
上述の方法で製造した各鋼板を板厚方向の１／４面を観察面とした透過電子顕微鏡観察によって、５個の残留オーステナイトを観察した。ポイントカウンティング法によって、残留オーステナイトの面積率に対する、残留オーステナイト中のセメンタイト粒子の面積率の割合を求めた。透過電子顕微鏡観察用試料は電解研磨法を用いて作製した。明視野像は残留オーステナイトを周囲の界面を含むように５００００倍で撮影した。得られた画像にメッシュを描き、各視野２４０点のポイントカウンティングを行い、セメンタイト粒子に該当する交点の個数を残留オーステナイトに該当する交点の個数で除すことでセメンタイト粒子の面積率を求めた。メッシュは、画像に対して縦×横が０．１μｍ×０．１μｍである格子状とした。セメンタイト粒子の同定は電子回折を用いた。

（残留オーステナイト中のセメンタイト粒子の平均長径）
残留オーステナイト中のセメンタイト粒子の平均長径は、上述した透過電子顕微鏡で残留オーステナイト内部に存在するセメンタイト粒子を撮影した像から、１０個のセメンタイト粒子の最大長さを測定し、その平均値を計算することで求めた。

なお、残留オーステナイトの面積率が３％未満のサンプルに対しては、透過電子顕微鏡によるセメンタイト粒子の面積率や平均長径の測定は行っていない。

＜引張特性＞
引張試験を行い、ＴＳ（引張強度）、Ｅｌ_１（全伸び）を測定した。引張試験は、ＪＩＳ５号試験片に加工した試験片に対して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の規定に準拠して、クロスヘッドスピードを１０ｍｍ／ｍｉｎで行った。なお、本発明では、引張強度が５９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満で、Ｅｌ_１≧３１（％）の場合を延性が良好であると判定した。

＜伸びフランジ性＞
伸びフランジ性は穴拡げ試験で評価した。１００ｍｍ×１００ｍｍの試験片を採取し、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ １００１に準拠して６０゜円錐ポンチを用いて穴拡げ試験を３回行って平均の穴拡げ率λ（％）を求めた。なお、本発明では、λ≧６０（％）を伸びフランジ性が良好であると判定した。

＜高ひずみ速度での伸び＞
高速引張試験を行い、Ｅｌ_２（全伸び）を測定した。高速引張試験は、ＪＩＳ５号試験片に加工した試験片に対して、上記引張試験のクロスヘッドスピードを１００ｍｍ／ｍｉｎに変更して行った。なお、本発明では、上述した通常の引張試験におけるＥｌ_１（全伸び）の測定値に対する高速引張試験におけるＥｌ_２（全伸び）の測定値が８５％以上の場合を良好と判定した。つまり、Ｅｌ_２／Ｅｌ_１が０．８５以上を、高ひずみ速度下での延性劣化が抑制されていると評価した。

本発明例の鋼板は、ＴＳが５９０ＭＰａ以上と高強度であり、良好な延性と伸びフランジ性を有し、高ひずみ速度下での延性劣化が抑制されている。一方、比較例の鋼板は、これらの項目のうち少なくとも１つが本発明例に対して劣っている。

［実施例２］
実施例１の表３のＮｏ．１の鋼板を、プレス加工により成形加工して、本発明例の部材を製造した。さらに、実施例１の表３のＮｏ．１の鋼板と、実施例１の表３のＮｏ．９の鋼板とをスポット溶接により接合し、本発明例の部材を製造した。本発明例の部材は、高強度であり、張り出し部位や伸びフランジ部位で割れやネッキングの発生が極めて少なく、高ひずみ速度下での延性劣化が抑制されるため、自動車部品等に好適に用いることができることを確認できた。

Claims (14)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０５％以上０．１８％以下、
   Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、
   Ａｌ：０．０１％以上２．０％以下、
   ＳｉとＡｌの合計：０．７％以上２．５％以下、
   Ｍｎ：０．５％以上２．３％以下、
   Ｐ：０．１％以下、
   Ｓ：０．０２％以下、及び
   Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、
   面積率で、フェライト：６０％以上８５％以下、ベイナイト：３％以上１５％以下、残留オーステナイト：３％以上１５％以下、フレッシュマルテンサイト：３％以上１５％以下、及び残部：５％以下である鋼組織と、を有し、
   前記残留オーステナイト中にセメンタイト粒子が存在し、前記残留オーステナイトの面積率に対する、前記残留オーステナイト中のセメンタイト粒子の面積率の割合が５％以上２５％以下であり、
   引張強度が５９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満である鋼板。
2. 前記残留オーステナイト中のセメンタイト粒子の平均長径が３０ｎｍ以上４００ｎｍ以下である請求項１に記載の鋼板。
3. 前記成分組成がさらに、質量％で、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｉ及びＣｕのうちから選んだ少なくとも１種を合計で１．０％以下含有する請求項１又は請求項２に記載の鋼板。
4. 前記成分組成がさらに、質量％で、
   Ｔｉ：０．２０％以下及び
   Ｎｂ：０．２０％以下のうちから選んだ少なくとも１種を含有する請求項１から請求項３までのいずれか一項に記載の鋼板。
5. 前記成分組成がさらに、質量％で、
   Ｂ：０．００５％以下を含有する請求項１から請求項４までのいずれか一項に記載の鋼板。
6. 前記成分組成がさらに、質量％で、
   Ｃａ：０．００５％以下及び
   ＲＥＭ：０．００５％以下のうちから選んだ少なくとも１種を含有する請求項１から請求項５までのいずれか一項に記載の鋼板。
7. 前記成分組成がさらに、質量％で、
   Ｓｂ：０．０５％以下及び
   Ｓｎ：０．０５％以下のうちから選んだ少なくとも１種を含有する請求項１から請求項６までのいずれか一項に記載の鋼板。
8. 鋼板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有する請求項１から請求項７までのいずれか一項に記載の鋼板。
9. 請求項１から請求項８までのいずれか一項に記載の鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施してなる部材。
10. 請求項１、３から７までのいずれか一項に記載の成分組成を有するスラブを熱間圧延及び冷間圧延した後、７００℃以上９５０℃以下の焼鈍温度で３０秒以上１０００秒以下保持し、前記焼鈍温度から１５０℃以上４２０℃以下の冷却停止温度まで１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、その後、３８０℃以上４２０℃以下の温度域で１０秒以上５００秒以下の条件で第一保持し、さらに、下記式１から式３を満たす温度Ｘ℃と保持時間Ｙ秒の条件で第二保持する、面積率で、フェライト：６０％以上８５％以下、ベイナイト：３％以上１５％以下、残留オーステナイト：３％以上１５％以下、フレッシュマルテンサイト：３％以上１５％以下、及び残部：５％以下である鋼組織と、を有し、前記残留オーステナイト中にセメンタイト粒子が存在し、前記残留オーステナイトの面積率に対する、前記残留オーステナイト中のセメンタイト粒子の面積率の割合が５％以上２５％以下であり、引張強度が５９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満である鋼板の製造方法。
    式１：１００００≦（２７３＋Ｘ）（１２＋ｌｏｇＹ）≦１１０００
    式２：４４０≦Ｘ≦５４０
    式３：Ｙ≦２００
11. 前記第一保持における保持温度から前記第二保持における前記温度Ｘ℃までの平均昇温速度が、３℃／ｓ以上である請求項１０に記載の鋼板の製造方法。
12. 前記第一保持における保持温度から前記第二保持における前記温度Ｘ℃までの平均昇温速度が、１０℃／ｓ以上である請求項１０に記載の鋼板の製造方法。
13. 前記第一保持と前記第二保持の間、又は前記第二保持の終了後に、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形成する請求項１０から請求項１２までのいずれか一項に記載の鋼板の製造方法。
14. 請求項１０から請求項１３までのいずれか一項に記載の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施す工程を有する部材の製造方法。