JP7151936B1 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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Abstract

優れた強度を確保しつつ、加工性に優れた鋼板を提供する。所定の成分組成とし、フェライト：４５～９０％、マルテンサイト：５～３０％、ベイナイト：１～２５％、残留オーステナイト：３％以上であり、鋼の平均Ｍｎ濃度を［Ｍｎ］、前記マルテンサイトの平均Ｍｎ濃度を［Ｍｎ］Ｍ、前記フェライトの平均Ｍｎ濃度を［Ｍｎ］Ｆとしたとき、［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］：１．００～１．１５、［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］Ｆ：１．００～１．３０である鋼組織とし、ＴＳ×Ｅｌ：１６０００ＭＰａ・％以上とする。

Description

本発明は、自動車部材に好適に用いられる、鋼板およびその製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、加工性に優れた鋼板およびその製造方法に関する。
近年、自動車産業では、車に特徴的な外観を与える手法の一つとして、自動車車体用の鋼板を複雑な形状に成形する手法が用いられている。複雑な形状に成形した鋼板を自動車車体に良好に使用するためには、ある程度の強度を確保しつつ、成形加工時に割れが生じない加工性に優れた鋼板が求められている。
このような要求に対して、例えば、特許文献１は、伸びに優れた鋼板の製造方法として、６６０～７３０℃、つまり焼鈍温度よりも低温域での加熱速度を制御するとともに、焼鈍後の低温域での冷却条件を制御することで、オーステナイトへ炭素を濃化させ、残留オーステナイトを安定化する方法を開示している。
また、特許文献２は、伸びに優れた鋼板の製造方法として、焼鈍冷却後の保持時間を長くすることでオーステナイトへ炭素を濃化させ、残留オーステナイトを安定化する方法を開示している。
特開２０１２－３１５０５号公報 特開２０１１－１６８８１６号公報
上述のとおり、特に自動車車体用の鋼板に対しては、優れた強度と加工性との両立が求められるところ、特許文献１および２に開示された技術には、更なる加工性の向上に検討の余地があった。
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、優れた強度を確保しつつ、加工性に優れた鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
さて、発明者らが上記目的を達成すべく鋭意検討を重ねたところ、以下の知見を得た。（ａ）良好な加工性を得るためには、鋼の延性の指標である伸び（Ｅｌ）を高くし、かつ、降伏強度（ＹＳ）を引張強度（ＴＳ）で除した降伏比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）を低くすることが必要である。
（ｂ）優れた伸びを得るためには、フェライトの活用が有効であるが、フェライトの過剰な生成は強度を著しく劣化させる。よって、強度を確保したまま伸びを高めるためには、残留オーステナイトも活用することが有効である。
（ｃ）残留オーステナイトを生成させる一般的な手法としては、焼鈍後の冷却時または該冷却後の保持時にベイナイトを生成させ、オーステナイトへ炭素を濃化させる手法が挙げられる。しかし、この手法では、ベイナイトの過剰な生成により降伏比が高まる問題が判明した。一方、発明者らは、降伏比を低減する方途として、鋼中に存在するＭｎの濃度分布をより均一に制御することに着目した。具体的には以下のとおりである。すなわち、焼鈍保持時にフェライト及びオーステナイトの２相或いはオーステナイトの単相であった組織は、焼鈍後の冷却時または該冷却後の保持時に該オーステナイトからフェライト、マルテンサイト、ベイナイト又はその他の金属相に変態し、変態しなかった相は残留オーステナイトとなる。この冷却時または該冷却後の保持時に、焼鈍保持時から存在するフェライト及び変態して生成したフェライトから、オーステナイトへとＭｎが移動し、最終的に該オーステナイトに由来するマルテンサイトへとＭｎ濃化する傾向がある。ここで、焼鈍条件を適正化して、オーステナイトへのＭｎの濃化を予め抑制しておくことにより、ベイナイトよりもフェライトを優先的に生成させつつ、マルテンサイトへのＭｎの濃化を抑制して、マルテンサイト中に存在するＭｎ濃度の比率を相対的に低減できる。このように、ベイナイトの過剰生成を抑制しつつ、マルテンサイト中のＭｎ濃度も所定範囲に抑制することが、降伏比を低減させ、優れた強度と加工性とを両立させるのに有効であることを見出した。
（ｄ）そして、本発明者らは、マルテンサイト中のＭｎ濃度を所定範囲に低減可能な焼鈍条件として、従来よりも焼鈍を急速に行うこと、具体的には、焼鈍温度までの高温域での昇温速度を高め、かつ、焼鈍時の均熱時間（焼鈍保持時間）を短く制御することを更に見出した。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨構成は以下のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：０．０８％以上０．１６％以下、
Ｓｉ：０．５％以上１．５％以下、
Ｍｎ：１．７％以上２．５％以下、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．０１％以上０．２０％以下、
Ｎ：０．１０％以下、および
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼組織全体に対する面積率で、フェライトが４５％以上９０％以下、マルテンサイトが５％以上３０％以下、ベイナイトが１％以上２５％以下、残留オーステナイトが３％以上およびその他の金属相が５％以下であり、
鋼の平均Ｍｎ濃度を［Ｍｎ］、前記マルテンサイトの平均Ｍｎ濃度を［Ｍｎ］Ｍ、前記フェライトの平均Ｍｎ濃度を［Ｍｎ］Ｆとしたとき、［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］が１．００以上１．１５以下、かつ、［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］Ｆが１．００以上１．３０以下であり、
引張強度と伸びとの積（ＴＳ×Ｅｌ）が１６０００ＭＰａ・％以上である、鋼板。
なお、上述した本発明において、「鋼の平均Ｍｎ濃度（［Ｍｎ］）」は、上記成分組成中のＭｎ含有量を指し、したがって、本発明における［Ｍｎ］は１．７質量％以上２．５質量％以下の範囲である。また、本発明における「マルテンサイトの平均Ｍｎ濃度（［Ｍｎ］Ｍ）」、「フェライトの平均Ｍｎ濃度（［Ｍｎ］Ｆ）」、「引張強度（ＴＳ）」および「伸び（Ｅｌ）」は、それぞれ後述する手法に従って測定可能である。
２．前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．０４０％以下、
Ｔｉ：０．０３０％以下、
Ｂ：０．００３０％以下、
Ｃｒ：０．３％以下、
Ｍｏ：０．２％以下、および
Ｖ：０．０６５％以下のうち１種または２種以上を含有する、前記１に記載の鋼板。
３．前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｔａ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、ＭｇおよびＺｒのうちから選んだ１種または２種以上：合計で０．１％以下
を含有する、前記１または２に記載の鋼板。
４．引張強度に対する降伏強度の比（ＹＳ／ＴＳ）で算出される降伏比（ＹＲ）が０．８０以下である、前記１～３のいずれかに記載の鋼板。
ここで、「降伏強度（ＹＳ）」は、後述する手法に従って測定可能である。
５．表面の少なくとも一方に更にめっき層を有する、前記１～４のいずれかに記載の鋼板。
６．前記１～３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、スラブ加熱温度：１２００℃以上で加熱し、仕上げ圧延終了温度：８４０℃以上９００℃以下で圧延し、その後、巻取温度：４５０℃以上６５０℃以下まで冷却して巻き取って、熱延板を得る熱間圧延工程と、
前記熱延板を冷間圧延し、冷延板を得る冷間圧延工程と、
前記冷延板を焼鈍し、鋼板を得る焼鈍工程と、を有する鋼板の製造方法であって、
前記焼鈍工程において、
６００℃から焼鈍温度までの温度域を平均加熱速度：１℃／秒以上７℃／秒以下で加熱し、
加熱後、前記焼鈍温度：（ＡＣ１点＋５０℃）以上（ＡＣ３点＋２０℃）以下、焼鈍保持時間：１秒以上３５秒未満で焼鈍し、
焼鈍後、前記焼鈍温度から一次冷却停止温度までの温度域を平均冷却速度：１０℃／秒以上５０℃／秒以下、前記一次冷却停止温度：４５０℃以上６００℃以下で一次冷却し、
一次冷却後、前記一次冷却停止温度から二次冷却停止温度に達するまでの滞留時間：２０秒以上１００秒以下、前記二次冷却停止温度：４００℃以上５００℃以下で二次冷却する、鋼板の製造方法。
７．前記焼鈍工程における二次冷却後に、更に、前記鋼板の表面の少なくとも一方にめっき処理を施すめっき工程を有する、前記６に記載の鋼板の製造方法。
本発明によれば、優れた強度を確保しつつ、加工性に優れた鋼板を提供することができる。本発明の鋼板を、例えば自動車車体等の自動車部材に適用すれば、優れた強度を確保しつつ自動車部材に様々な形状を与えることができるので、自動車の高性能化が可能となる。そして、本発明によれば、このように優れた強度を確保しつつ、加工性に優れた鋼板を製造可能な製造方法を提供することができる。
次に、本発明の実施形態について、具体的に説明する。
以下の実施形態は、本発明の好適な一例を示すものであり、これらの例によって何ら限定されるものではない。
（鋼板）
本発明の鋼板は、所定の成分組成と、フェライト、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトが所定の面積率である組織とを有し、更に、該マルテンサイト中に存在するＭｎ濃度が所定以下に抑制され、ＴＳ×Ｅｌが高い。本発明の鋼板が上記特徴を具備することにより、強度を確保しつつ優れた加工性を発揮することができる。
本発明の鋼板は、例えば、本発明の製造方法に従って好適に得ることができる。
そして、本発明の鋼板は、自動車部材などの強度および加工性を求められる用途に好適に使用できる。
［成分組成］
まず、本発明の鋼板の成分組成について説明する。下記の成分組成の説明において、元素の含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０８％以上０．１６％以下
Ｃは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、所望の強度を確保するために必要な元素である。本発明では、Ｃによりフェライトの強度を上昇させ、引張強度ＴＳ≧７５０ＭＰａを確保する観点から、０．０８％以上のＣを必須とする。Ｃ含有量が０．０８％未満では、上記した所望の強度を得ることができない。Ｃ含有量は、好ましくは０．０９％以上とし、より好ましくは０．１０％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．１６％を超えると、ベイナイトが生成しやすくなることに加え、フェライトにおいて引張強度ＴＳに対して降伏強度ＹＳが相対的に高まるので、降伏比ＹＲが増大する。したがって、Ｃ含有量は０．１６％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１５％以下とし、より好ましくは０．１４％以下とする。
Ｓｉ：０．５％以上１．５％以下
Ｓｉは、固溶強化による強化元素であるのみならず、ベイナイトの生成を抑制する効果を有する。この効果を得るために、Ｓｉ含有量は０．５％以上を必須とし、好ましくは０．６％以上とし、より好ましくは０．７％以上とする。一方、Ｓｉは表面特性を劣化させる元素である。また、Ｓｉは、フェライトにおいて引張強度ＴＳに対して降伏強度ＹＳを相対的に高めることで降伏比ＹＲを増大させる。したがって、Ｓｉ含有量は１．５％以下とし、好ましくは１．４％以下とし、より好ましくは１．２％以下とする。
Ｍｎ：１．７％以上２．５％以下
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させ、所望の強度を確保するために含有させる。Ｍｎ含有量が１．７％未満では、所望の強度を得ることができない。したがって、Ｍｎ含有量は、１．７％以上とし、好ましくは１．８％以上とし、より好ましくは１．９％以上とする。一方、Ｍｎを過剰に添加すると、鋼板の表面に酸化物を形成し、表面特性を著しく劣化させる。さらに、オーステナイトへのＭｎの濃化が促進されるので、焼鈍後の冷却時または該冷却後の保持時にフェライトではなくベイナイトが生成し、降伏比ＹＲを増大させる。したがって、Ｍｎ含有量は２．５％以下とし、好ましくは２．４％以下とし、より好ましくは２．３％以下とする。
Ｐ：０．１０％以下
Ｐは、鋼を強化する元素であるが、その含有量が多いと粒界に偏析することで伸びを劣化させる。したがって、Ｐ含有量は０．１０％以下とし、好ましくは０．０５％以下とし、より好ましくは０．０３％以下とする。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されないが、現在において工業的に実施可能な下限は０．００１％程度である。よって、Ｐ含有量は、好ましくは０．００１％とし、より好ましくは０．００３％以上とし、さらに好ましくは０．００５％以上とする。
Ｓ：０．０５０％以下
Ｓは、ＭｎＳ等の形成を通じて伸びを劣化させる。また、ＳとともにＴｉを含有する場合には、ＴｉＳ、Ｔｉ（Ｃ、Ｓ）等の形成を通じて伸びを劣化させるおそれがある。したがって、Ｓ含有量は０．０５０％以下とし、好ましくは０．０３０％以下とし、より好ましくは０．０２０％以下とし、さらに好ましくは０．０１０％以下とする。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されないが、現在において工業的に実施可能な下限は０．０００２％程度である。よって、Ｓ含有量は、好ましくは０．０００２％以上とする。Ｓ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上とする。
Ａｌ：０．０１％以上０．２０％以下
Ａｌは、十分な脱酸を行い、鋼中の粗大介在物を低減し、伸びを良好にするために添加される。Ａｌ含有量が０．０１％未満だと、上記の効果が得られない。したがって、Ａｌ含有量は０．０１％以上とし、好ましくは０．０２％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０．２０％を超えると、ＡｌＮ等の窒化物系の析出物が粗大に生成するため、伸びが低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．２０％以下とし、好ましくは０．１７％以下とし、より好ましくは０．１５％以下とする。
Ｎ：０．１０％以下
Ｎは、結晶粒界をピン止めできるＡｌＮ等の窒化物系の析出物を生成する元素であり、伸びを良好にするために添加される。しかし、Ｎ含有量が０．１０％を超えると、ＡｌＮ等の窒化物系の析出物が粗大に生成するため、伸びが低下する。したがって、Ｎ含有量は０．１０％以下とし、好ましくは０．０５％以下とし、より好ましくは０．０１％以下とする。なお、Ｎ含有量の下限は特に限定されないが、現在において工業的に実施可能な下限は０．０００６％程度である。よって、Ｎ含有量は、好ましくは０．０００６％以上とし、より好ましくは０．００１０％以上とする。
本発明の鋼板は、上記の元素を含有し、残部のＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む成分組成を有する。特に、本発明の一実施形態に係る鋼板は、上記の元素を含有し、残部が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。
本発明の一実施形態に係る鋼板は、さらに以下の元素を任意添加元素として含有することができる。
Ｎｂ：０．０４０％以下、
Ｔｉ：０．０３０％以下、
Ｂ：０．００３０％以下、
Ｃｒ：０．３％以下、
Ｍｏ：０．２％以下、および
Ｖ：０．０６５％以下のうち１種または２種以上
さらに、任意添加元素として、Ｔａ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、ＭｇおよびＺｒのうちから選んだ１種または２種以上を、合計で０．１％以下含有することができる。なお、本発明において、これらの任意添加元素を、後述する各好適下限値未満で含む場合、その元素は不可避的不純物として含まれるものとする。
Ｎｂ：０．０４０％以下
Ｎｂは、旧γ粒の微細化や微細析出物の生成を通じて、高強度化に寄与する。このような効果を得るため、Ｎｂを積極的に含有させる場合には、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００１５％以上とすることがより好ましく、０．００２０％以上とすることがさらに好ましい。一方、Ｎｂを多量に含有させると、炭窒化物系の析出物量が過剰となるため、伸びが低下する。また、炭窒化物系の析出物量の増加によりフェライトにおいて引張強度ＴＳに対して降伏強度ＹＳが相対的に高まるため、降伏比ＹＲも増大する。このため、Ｎｂを含有させる場合には、Ｎｂ含有量は０．０４０％以下が好ましく、０．０３５％以下がより好ましく、０．０３０％以下がさらに好ましい。
Ｔｉ：０．０３０％以下
Ｔｉは、Ｎｂと同様に、旧γ粒の微細化や微細析出物の生成を通じて、高強度化に寄与する。このような効果を得るため、Ｔｉを積極的に含有させる場合には、Ｔｉ含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、０．００１５％以上とすることがより好ましく、０．００２０％以上とすることがさらに好ましい。一方、Ｔｉを多量に含有させると、炭窒化物系の析出物量が過剰となるため、伸びが低下する。また、炭窒化物系の析出物量の増加によりフェライトにおいて引張強度ＴＳに対して降伏強度ＹＳが相対的に高まるため、降伏比ＹＲも増大する。このため、Ｔｉを含有させる場合には、Ｔｉ含有量は０．０３０％以下が好ましく、０．０２５％以下がより好ましく、０．０２０％以下がさらに好ましい。
Ｂ：０．００３０％以下
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。Ｂの含有により、Ｍｎ含有量が少ない場合であっても、所望の強度を得やすくなる。このような効果を得るため、Ｂを積極的に含有させる場合には、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましく、０．０００２％以上とすることがより好ましい。一方、Ｂ含有量が０．００３０％超になると、ＢＮ等の窒化物系の析出物量が過剰となるため、伸びが低下する。したがって、Ｂ含有量は０．００３０％以下が好ましく、０．００２５％以下がより好ましく、０．００２０％以下がさらに好ましい。
Ｃｒ：０．３％以下
Ｃｒは、鋼の焼入れ性の向上効果を得る目的で含有させることができる。Ｃｒ量の下限は特に限定しないが、上記効果を得る観点からは、Ｃｒ含有量は０．００５％以上が好ましい。しかしながら、Ｃｒ量が多くなりすぎると、炭化物等の析出物量が過剰となるため、伸びが低下する。また、鋼板表面に更にめっき処理を施す場合に、水素イオンの発生を伴う酸化物形成反応を起こす場合がある。これにより、地鉄表面のｐＨの上昇を妨げてリン酸亜鉛結晶の析出を妨げ、化成不良が引き起こされ、めっき層の表面特性が劣化するおそれがある。そのため、Ｃｒを含有させる場合には、Ｃｒ含有量は０．３％以下が好ましく、０．２％以下がより好ましく、０．１％以下がさらに好ましい。
Ｍｏ：０．２％以下
Ｍｏは、Ｃｒと同様に、鋼の焼入れ性の向上効果を得る目的で含有させることができる。Ｍｏ量の下限は特に限定しないが、上記効果を得る観点からは、Ｍｏ含有量は０．００５％以上が好ましい。しかしながら、Ｍｏ量が多くなりすぎると、炭化物等の析出物量が過剰となるため、伸びが低下する。また、鋼板表面に更にめっき処理を施す場合に、Ｃｒの場合と同様のメカニズムによってめっき層の表面特性が劣化するおそれがある。そのため、Ｍｏを含有させる場合には、Ｍｏ含有量は０．２％以下が好ましく、０．１％以下がより好ましく、０．０４％以下がさらに好ましい。
Ｖ：０．０６５％以下
Ｖは、ＣｒおよびＭｏと同様に、鋼の焼入れ性の向上効果を得る目的で含有させることができる。Ｖ量の下限は特に限定しないが、上記効果を得る観点からは、Ｖ含有量は０．００５％以上が好ましい。しかしながら、Ｖ量が多くなりすぎると、炭化物等の析出物量が過剰となるため、伸びが低下する。また、鋼板表面に更にめっき処理を施す場合に、ＣｒおよびＭｏの場合と同様のメカニズムによってめっき層の表面特性が劣化するおそれがある。そのため、Ｖを含有させる場合には、Ｖ含有量は０．０６５％以下が好ましく、０．０５０％以下がより好ましく、０．０３５％以下がさらに好ましい。
Ｔａ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、ＭｇおよびＺｒのうちから選んだ１種または２種以上：合計で０．１％以下
Ｔａ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、ＭｇおよびＺｒは、めっき品質を劣化させることなく、強度を高める元素である。このような効果を得るため、これらの元素の含有量は、単独または合計で０．００１０％以上が好ましい。ただし、これらの元素の合計の含有量が０．１％を超えると、上記の効果が飽和する。そのため、Ｔａ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、ＭｇおよびＺｒのうちから選んだ１種または２種以上を含有させる場合、これらの元素の合計の含有量は０．１％以下が好ましい。
［組織］
次いで、本発明の鋼板の組織について説明する。
本発明の鋼板の組織は、面積率で、フェライトが４５％以上９０％以下、マルテンサイトが５％以上３０％以下、ベイナイトが１％以上２５％以下、残留オーステナイトが３％以上である。また、本発明の鋼板の組織では、鋼における平均Ｍｎ濃度を［Ｍｎ］、マルテンサイト中の平均Ｍｎ濃度を［Ｍｎ］Ｍ、フェライト中の平均Ｍｎ濃度を［Ｍｎ］Ｆとしたとき、［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］が１．００以上１．１５以下、［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］Ｆが１．００以上１．３０以下である。
なお、面積率とは、鋼組織全体の面積に対する各金属相の面積が占める割合のことを指す。
フェライトの面積率：４５％以上９０％以下
フェライトは、鋼板の伸びを良好にし、加工性を良好にする観点から必要な組織である。したがって、フェライトの面積率は４５％以上であることが必要であり、好ましくは５０％以上であり、より好ましくは５５％以上である。つまり、フェライトの面積率が最も高い、フェライト主相の組織であることがより好ましい。一方、フェライトの面積率が過剰となると、強度を確保するためのマルテンサイトの面積率が減少し、鋼板において所望の強度を確保することが困難となる。したがって、フェライトの面積率は９０％以下とし、好ましくは８５％以下、より好ましくは８０％以下とする。
なお、本明細書におけるフェライトは、ＢＣＣ格子の結晶粒からなる組織であり、通常、比較的高温でオーステナイトから変態することにより生成される。
マルテンサイトの面積率：５％以上３０％以下
マルテンサイトは高強度化に寄与するので、適度な強度を確保するために必要な組織である。したがって、マルテンサイトの面積率は５％以上とすることが必要であり、好ましくは８％以上とし、より好ましくは１０％以上とする。一方、マルテンサイトの面積率の増大は伸びの低下の原因となる。したがって、マルテンサイトの面積率は３０％以下とし、好ましくは２８％以下、より好ましくは２５％以下とする。
なお、本明細書におけるマルテンサイトは、マルテンサイト変態点（単にＭｓ点ともいう。）以下でオーステナイトから変態することにより生成した硬質な組織を指し、焼入れままのいわゆるフレッシュマルテンサイトと、該フレッシュマルテンサイトが再加熱されて焼戻されたいわゆる焼戻しマルテンサイトとの両方を含むものとする。
ベイナイトの面積率：１％以上２５％以下
ベイナイトの存在は降伏比を高める要因となるため、低くする必要がある。したがって、ベイナイトの面積率は２５％以下とし、好ましくは２０％以下、より好ましくは１５％以下とする。一方、焼鈍後冷却時または該冷却後の保持時にフェライトを生成させる際に少なからずベイナイトが生成してしまうため、ベイナイトの面積率の下限は１％とした。従来技術では、高温域でオーステナイト中にＭｎが濃化し易く、これに起因して、焼鈍後の冷却以降で比較的多量のベイナイトが生成しやすかった。しかしながら本発明では、後述するとおり焼鈍条件を適正化することにより、残留オーステナイト率を確保しつつベイナイト率を抑えることができるので、優れた加工性を発揮させることができる。
なお、本明細書におけるベイナイトは、針状または板状のフェライト中に微細な炭化物が分散した硬質な組織であり、Ｍｓ点以上の比較的低温でオーステナイトから変態して生成する。
残留オーステナイトの面積率：３％以上
残留オーステナイトは、良好な伸びを得るために必要な組織である。したがって、残留オーステナイトの面積率は３％以上とし、好ましくは５％以上とし、より好ましくは７％以上とする。残留オーステナイトの面積率の上限は特に限定せず、良好な伸びを得る観点からは高い方が望ましい。一方、残留オーステナイトの面積率は通常は２０％以下が好ましい。降伏比を低減するためにベイナイトの生成を抑制して、フェライトの生成を促進し易い観点からは、残留オーステナイトの面積率はより好ましくは１５％以下、さらに好ましくは１０％以下とする。
なお、本明細書における残留オーステナイトは、オーステナイトからフェライト、マルテンサイト、ベイナイトまたはその他の金属相に変態せずに残ったオーステナイトである。
その他の金属相の面積率：５％以下
本発明の鋼板の組織には、上述したフェライト、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイト以外のその他の金属相が更に含まれていてもよい。その他の金属相の面積率は５％以下であれば許容され、１％以下であることが好ましい。なお、その他の金属相の面積率は０％であってもよい。
その他の金属相としては、例えば、パーライトが挙げられる。本明細書においてパーライトは、フェライトと針状セメンタイトとからなる組織である。
ここで、各相の面積率は以下のとおり測定することができる。
すなわち、フェライト、マルテンサイトおよびベイナイトについては、鋼板の地鉄領域（後述するめっき層を有する場合、該めっき層を除く領域を指す）から、圧延方向に平行なＬ断面が試験面となるように試験片を採取する。ついで、試験片の試験面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出する。組織現出した試験片の試験面を、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）により倍率１５００倍で観察してＳＥＭ像を得、ポイントカウンティング法により、板厚１／４位置におけるフェライト、マルテンサイトおよびベイナイトの面積率を測定する。
なお、ＳＥＭ像では、マルテンサイトは白色の組織を呈している。また、マルテンサイトのうち焼戻しマルテンサイトでは、内部に微細な炭化物が析出している。フェライトは、黒色の組織を呈している。ベイナイトは、黒色の組織の中に白色の炭化物が析出している。これらの判断基準に基づいて、ＳＥＭ像から各相を識別する。ただし、ブロック粒の面方位とエッチングの程度によっては、内部の炭化物が現出しにくい場合もあるので、その場合はエッチングを十分に行い確認するものとする。
また、残留オーステナイトの面積率は以下のとおり測定することができる。
地鉄としての鋼板の表面から板厚１／４位置まで研磨後、化学研磨により更に０．１ｍｍ研磨した面について、Ｘ線回折装置でＭｏのＫα線を用い、ＦＣＣ鉄（オーステナイト）の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面と、ＢＣＣ鉄（フェライト）の（２００）面、（２１１）面、（２２０）面の積分反射強度を測定し、ＢＣＣ鉄（フェライト）各面からの積分反射強度に対するＦＣＣ鉄（オーステナイト）各面からの積分反射強度の強度比から求めたオーステナイトの割合を残留オーステナイト面積率とする。
そして、その他の金属相の面積率は、１００％から、測定されたフェライト、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトの各面積率を減ずることにより算出することができる。
［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］：１．００以上１．１５以下
鋼の平均Ｍｎ濃度（［Ｍｎ］）に対するマルテンサイト中の平均Ｍｎ濃度（［Ｍｎ］Ｍ）が高いということは、最終製品である鋼板においてＭｎの濃度分布が大きいことを意味する。一般にＭｎは、上述のとおり最終的にマルテンサイトへと濃化しやすい。マルテンサイトにＭｎが濃化した大きな濃度分布は、オーステナイトからマルテンサイトへ変態された際に、マルテンサイトの変態膨張量が大きくなって膨張することでフェライトへひずみが導入されたことを示し、降伏比を高める原因となる。したがって、降伏比を低めて加工性を高める観点から、鋼板におけるＭｎの濃度分布を小さくすること（［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］を低減すること）が極めて肝要である。
ここで、焼鈍保持時の組織におけるオーステナイト中のＭｎ濃度は、焼鈍後の冷却時または該冷却後の保持時にオーステナイトから変態する相がフェライトかベイナイトかを決める要因の１つとなる。また、焼鈍保持時の組織におけるオーステナイト中のＭｎ濃度は、最終製品となる鋼板のマルテンサイト中のＭｎ濃度と一定の相関がある。例えば、［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］を低くする、つまり、焼鈍保持時の組織におけるオーステナイト中へのＭｎの濃化を抑制するほど、焼鈍後の冷却時以降にフェライト変態しやすくなる。一方、［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］を高くする、つまり、焼鈍保持時の組織におけるオーステナイト中へのＭｎの濃化が進むほど、焼鈍後の冷却時以降にベイナイト変態しやすくなり、降伏比を増大させる。［Ｍｎ］Ｍが［Ｍｎ］に対して１．１５倍超に高まると、Ｍｎの濃度分布が高いことに加え、ベイナイト変態の促進が顕著である。したがって、［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］は、１．１５以下である必要があり、好ましくは１．１３以下とし、より好ましくは１．１０以下とする。
一方、Ｍｎはフェライトから吐き出され、オーステナイトへ濃化するため、［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］の下限は１．００となる。
［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］Ｆ：１．００以上１．３０以下
マルテンサイト中の平均Ｍｎ濃度（［Ｍｎ］Ｍ）とフェライト中の平均Ｍｎ濃度（［Ｍｎ］Ｆ）との比は、降伏比を決める要因の１つとなる。一般にＭｎは、上述のとおり最終的にマルテンサイトへと濃化しやすい。マルテンサイトにＭｎが濃化した大きな濃度分布は、オーステナイトからマルテンサイトへ変態された際に、マルテンサイトの変態膨張量が大きくなって膨張することでフェライトへひずみが導入されたことを示し、降伏比を高める原因となる。低降伏比を得るためには［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］Ｆを低減することが極めて肝要である。したがって、［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］Ｆは、１．３０以下である必要があり、好ましくは１．２５以下とし、より好ましくは１．２０以下とする。
一方、Ｍｎはフェライトから吐き出され、オーステナイトへ濃化するため、［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］Ｆの下限は１．００となる。
なお、鋼組織における［Ｍｎ］Ｍおよび［Ｍｎ］Ｆは、以下のように測定することができる。
すなわち、鋼板の地鉄領域のいずれかの表面から、板厚方向に厚みの１／４位置において、ＥＰＭＡを用いて試料圧延方向に２０μｍおよび試料板厚方向に２０μｍの範囲の分布像を格子状に測定間隔０．１μｍで測定し、各測定点のＭｎ濃度を測定する。また、上記分布像と同じ位置のＳＥＭ像も得る。得られた分布像とＳＥＭ像と照らし合わせ、マルテンサイトおよびフェライトそれぞれにおける全測定点のＭｎ濃度の平均値を、［Ｍｎ］Ｍおよび［Ｍｎ］Ｆ（単位：質量％）とする。
なお、［Ｍｎ］は、鋼板の成分組成のＭｎ含有量（単位：質量％の濃度）である。
［機械的特性］
（ＴＳ×Ｅｌ）：１６０００ＭＰａ・％以上
本発明の鋼板は、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と伸びＥｌ（％）との積ＴＳ×Ｅｌが１６０００ＭＰａ・％以上である必要がある。本発明の鋼板には、強度を低めることなく伸びを高めて、優れた加工性を発揮させる必要がある。ＴＳ×Ｅｌが１６０００ＭＰａ・％を下回ると、引張強度ＴＳまたは伸びＥｌの少なくとも一方に劣る。ＴＳ×Ｅｌは、１６５００ＭＰａ・％以上が好ましく、１７０００ＭＰａ・％以上がより好ましい。一方、過度なＴＳの上昇はフェライト量を減少させることになるため、ＴＳの増加量以上にＥｌを低める原因となる。逆に、過度なＥｌの上昇はＴＳを低め、所望のＴＳが得られなくなる原因となる。そのため、ＴＳ×Ｅｌは１８０００ＭＰａ・％以下とすることが好ましい。
ＹＲ
また、本発明の鋼板は、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）に対する降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）の比で算出される降伏比ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳが０．８０以下であることが好ましく、０．７５以下であることがより好ましく、０．７０以下であることが更に好ましい。降伏比が低いことは、例えば鋼板を複雑な形状に成形しても破断せずに加工性に優れることを意味する。一方、自動車に好適に用いるために最低限必要な衝突特性を得る観点からは、降伏比ＹＲを０．５０以上とすることができる。
ＴＳ
本発明の鋼板は、所望の強度を発揮させる観点から、引張強度ＴＳが７５０ＭＰａ以上であることが好ましく、より好ましくは７８０ＭＰａ以上である。引張強度の上限は特に限定されないが、伸びＥｌ等の他の特性とのバランスの取りやすさの観点から、引張強度は９８０ＭＰａ未満が好ましい。
ここで、引張強度ＴＳ、降伏強度ＹＳおよび伸びＥｌは、以下のようにして測定することができる。
すなわち、鋼板の地鉄領域の板幅中央部から、圧延方向が長手方向となるように、標点間距離５０ｍｍ、標点間幅２５ｍｍのＪＩＳ５号試験片を採取する。ついで、採取したＪＩＳ５号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の規定に準拠して引張試験を行い、ＴＳ、ＹＳおよびＥｌを測定する。なお、引張速度は１０ｍｍ／分とする。
［めっき層］
本発明の一実施形態に従う鋼板は、例えば防錆・防腐などの所望の特性を鋼板に付与する観点から、更に、表面の少なくとも一方にめっき層を有していてもよく、両表面にめっき層を有することができる。めっき層としては、例えば、Ｚｎ系めっき層やＡｌ系めっき層などが挙げられる。めっき層の形成方法は、乾式法でも湿式法でもよく公知の手法に従うことができるが、大面積を効率的かつ低コストでめっきする観点からは、溶融めっき、電気めっきなどの湿式法が好ましい。また、めっき付着量、めっき層中の成分等の種々のめっき特性を調整しやすい観点からは溶融めっきがより好ましく、溶融亜鉛めっきが更に好ましい。
（鋼板の製造方法）
次いで、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
本発明の製造方法は、所定の成分組成を有する鋼スラブを用い、所定の条件に従った熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、焼鈍工程と、任意にその他の工程とを有し、とりわけ、焼鈍工程を急速に行うことを特徴とする。本発明の製造方法における焼鈍工程を所定の条件に従って急速に行うことにより、ベイナイトの過剰生成を抑制しつつ、マルテンサイト中のＭｎ濃度も抑制することができ、得られる鋼板に優れた強度と加工性とを発揮させることができる。
本発明の製造方法は、例えば、本発明の鋼板を得るために好適に使用することができる。そして、本発明の製造方法は、自動車部材などの強度および加工性を求められる鋼板を得る目的で好適に使用できる。
なお、以下の説明において、温度は、特に断らない限り鋼板（地鉄）表面温度とする。鋼板表面温度は例えば放射温度計を用いて測定することができる。
［熱間圧延工程］
熱間圧延工程では、上述した成分組成を有する鋼スラブを、スラブ加熱温度：１２００℃以上で加熱し、仕上げ圧延終了温度：８４０℃以上９００℃以下で圧延し、その後、巻取温度：４５０℃以上６５０℃以下まで冷却して巻き取って、熱延板を得る。ここで、使用する鋼スラブの調製方法は特に限定されず、造塊法、薄スラブ鋳造法、連続鋳造法によって調製可能である。中でも、成分元素のマクロ偏析を防止する観点からは、連続鋳造法で調製することが好ましい。
スラブ加熱温度：１２００℃以上
スラブ加熱温度が１２００℃未満では、ＡｌＮ等の析出物が固溶しないため、熱間圧延時に粗大化し、伸びを劣化させる。したがって、スラブ加熱温度は１２００℃以上とし、好ましくは１２３０℃以上とし、より好ましくは１２５０℃以上とする。なお、スラブ加熱温度の上限は特に限定されないが、製造コストの観点からは１４００℃以下が好ましく、より好ましくは１３５０℃以下とする。
仕上げ圧延終了温度：８４０℃以上９００℃以下
仕上げ圧延終了温度が８４０℃未満では、仕上げ圧延終了温度に達するまで温度を低下させるのに時間がかかり、介在物および粗大炭化物が生成して伸びを劣化させる。また、鋼板の内部の品質も低下するおそれがある。したがって、仕上げ圧延温度は８４０℃以上とし、好ましくは８６０℃以上である。一方、圧延中の高温での保持時間が長いと、粗大な介在物が生成して伸びを劣化させる。したがって、仕上げ圧延温度は９００℃以下とし、好ましくは８８０℃以下である。
巻取温度：４５０℃以上６５０℃以下
巻取温度が６５０℃超になると、地鉄である鋼板表面が脱炭する可能性があり、鋼板内部と表面とで組織差が生じ、合金濃度ムラの原因となるおそれがある。また、粗大な炭化物や窒化物が生成して伸びを劣化させる。したがって、巻取り温度は６５０℃以下とし、好ましくは６３０℃以下である。一方、次工程の冷間圧延性の低下を防ぐために、巻取り温度は４５０℃以上とし、好ましくは４７０℃以上である。
巻取り後の熱延板を酸洗してもよい。酸洗条件は特に限定されず、常法に従えばよい。加えて、巻取り後の熱延板に、組織軟質化のための熱処理を施してもよい。
［冷間圧延工程］
冷間圧延工程では、熱間圧延工程で得られた熱延板を冷間圧延し、冷延板を得る。冷間圧延工程の目的は狙いの板厚に制御することなので、所望の板厚に制御できれば圧延条件は特に制限されない。ただし、冷間圧延率が低い場合、次の焼鈍工程時に再結晶が生じにくく、未再結晶フェライトが生成することで伸びが低下する可能性がある。したがって、冷間圧延率は２０％以上が好ましく、より好ましくは３０％以上である。一方、冷間圧延率が高い場合、ひずみの過剰付与により次の焼鈍工程時に再結晶が生じにくく、未再結晶フェライトが生成することで伸びが低下する可能性がある。したがって、冷間圧延率は９０％以下が好ましく、より好ましくは８０％以下である。
［焼鈍工程］
焼鈍工程では、冷間圧延工程で得られた冷延板に対して焼鈍を行い、鋼板を得る。本発明では、焼鈍条件を、以下の条件に制御することが極めて重要である。すなわち、６００℃から焼鈍温度までの温度域を平均加熱速度：１℃／秒以上７℃／秒以下で加熱し、加熱後、焼鈍温度：（ＡＣ１点＋５０℃）以上（ＡＣ３点＋２０℃）以下、焼鈍保持時間：１秒以上３５秒未満で焼鈍し、焼鈍後、焼鈍温度から一次冷却停止温度までの温度域を平均冷却速度：１０℃／秒以上５０℃／秒以下、一次冷却停止温度：４５０℃以上６００℃以下で一次冷却し、一次冷却後、一次冷却停止温度から二次冷却停止温度に達するまでの滞留時間：２０秒以上１００秒以下、二次冷却停止温度：４００℃以上５００℃以下で二次冷却する。焼鈍条件を上記のとおり制御しなければ、得られる鋼板の組織面積率およびＭｎ濃度分布を所定範囲内に抑制できず、鋼板が優れた強度および加工性を両立することができない。
６００℃から焼鈍温度までの平均加熱速度：１～７℃／秒
焼鈍工程における加熱速度を高めることは本発明の主な特徴の一つである。特に、６００℃から焼鈍温度までの高温度域の加熱速度が遅すぎると、拡散速度が遅いＭｎもオーステナイトへ濃化する。そして、オーステナイト中のＭｎ濃度が高いと、後の変態プロセスにおいて、ベイナイト変態が促進されることに加え、Ｍｎがマルテンサイトに濃化してＭｎ濃度分布が高まる。これは、降伏比の上昇、ひいては加工性の劣化をもたらす。したがって、６００℃から焼鈍温度までの温度域の平均加熱速度は１℃／秒以上とし、好ましくは２℃／秒以上、より好ましくは３℃／秒以上とする。一方、フェライトを再結晶させてフェライトの面積率を確保する観点、および、炭素をオーステナイトへ濃化させて最終的に残留オーステナイトを生成させる観点からは、加熱速度は遅い方がよい。したがって、６００℃から焼鈍温度までの温度域の平均加熱速度は７℃／秒以下とし、好ましくは６℃／秒以下、より好ましくは５℃／秒以下とする。
焼鈍温度：（ＡＣ１点＋５０℃）～（ＡＣ３点＋２０℃）
焼鈍温度が（ＡＣ１点＋５０℃）未満では、粗大なＦｅ系析出物が生成するため、強度および伸びが低下する。したがって、焼鈍温度は（ＡＣ１点＋５０℃）以上とし、好ましくは（ＡＣ１点＋６０℃）以上とする。一方、焼鈍温度が（ＡＣ３点＋２０℃）超では、フェライト相の面積率が減少し、伸びが低下する。したがって、焼鈍温度は（ＡＣ３点＋２０℃）以下とし、好ましくは（ＡＣ３点＋１０℃）以下とする。
なお、本明細書におけるＡＣ１点およびＡＣ３点は、それぞれ以下の式（１）、（２）により算出する。
ＡＣ１＝７２３＋２２（％Ｓｉ）－１８（％Ｍｎ）＋１７（％Ｃｒ）＋４．５（％Ｍｏ）＋１６（％Ｖ） ・・・（１）
ＡＣ３＝９１０－２０３√（％Ｃ）＋４５（％Ｓｉ）－３０（％Ｍｎ）－２０（％Ｃｕ）－１５（％Ｎｉ）＋１１（％Ｃｒ）＋３２（％Ｍｏ）＋１０４（％Ｖ）＋４００（％Ｔｉ）＋４６０（％Ａｌ） ・・・（２）
ただし、各式（１）、（２）において、（％元素記号）は成分組成における各元素の含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０とする。
焼鈍保持時間：１秒以上３５秒未満
焼鈍温度での保持時間（焼鈍保持時間）を短く制御することも本発明の主な特徴の一つである。焼鈍保持時間は、変態前のオーステナイトおよび変態後のフェライト中のＭｎ濃度を制御するために重要な因子である。オーステナイトへのＭｎの濃化を抑制し、また、変態プロセス中のフェライトからマルテンサイトへのＭｎの濃化を抑制して降伏比を低減させる観点からは、焼鈍保持時間は短いほどよい。したがって、焼鈍保持時間は３５秒未満とし、好ましくは３０秒以下、より好ましくは２５秒以下、さらに好ましくは２０秒以下とする。一方、焼鈍保持時間が１秒未満となると、粗大なＦｅ系析出物が溶解しないため、伸びが低下する。したがって、焼鈍保持時間は１秒以上とし、好ましくは５秒以上とする。
焼鈍温度から一次冷却停止温度までの平均冷却速度：１０～５０℃／秒
焼鈍温度での焼鈍以降の一次冷却過程では、フェライトを生成させるために冷却速度を制御する必要がある。一次冷却における冷却速度が遅いと、フェライトに加えてパーライトが生成し、伸びに劣るため、パーライトの生成を抑制するために加速冷却する必要がある。したがって、焼鈍温度から一次冷却停止温度までの温度域の平均冷却速度（平均一次冷却速度）は１０℃／秒以上とし、好ましくは１２℃／秒以上、より好ましくは１５℃／秒以上とする。一方、冷却速度が速すぎると、フェライトの生成が生じず、後の二次冷却時にベイナイトが生成して降伏比を高めるため、平均一次冷却速度は５０℃／秒以下とすし、好ましくは４５℃／秒以下、より好ましくは４０℃／秒以下とする。
一次冷却停止温度：４５０℃以上６００℃以下
６００℃以上はフェライトおよびパーライトの生成温度域であるため、一次冷却停止温度が６００℃超であると、続く二次冷却時にフェライトの過剰生成またはパーライトの生成により、ＴＳ×Ｅｌが低下し、加工性が劣化する。したがって、一次冷却停止温度は６００℃以下とし、好ましくは５５０℃以下とする。一方、４５０℃未満の温度域はベイナイトの生成温度域であるため、一次冷却停止温度が４５０℃未満であると、続く二次冷却時の滞留温度が低くなりすぎ、ベイナイトが過剰生成する。したがって、一次冷却停止温度は４５０℃以上とし、好ましくは４８０℃以上とする。
一次冷却停止温度から二次冷却停止温度までの滞留時間：２０～１００秒
一次冷却停止温度から二次冷却停止温度までの二次冷却過程では、オーステナイトへ炭素を濃化させて残留オーステナイトを生成させるために、上記温度間の滞留時間を制御する必要がある。一次冷却停止温度から二次冷却停止温度までの滞留時間が長いほどオーステナイトへ炭素が濃化し、結果として生じる残留オーステナイトによって伸びが向上する。したがって、一次冷却停止温度から二次冷却停止温度に達するまでの滞留時間は２０秒以上とし、好ましくは２５秒以上、より好ましくは３０秒以上とする。一方、一次冷却停止温度から二次冷却停止温度までの滞留時間が長すぎると、ベイナイトが生成し、降伏比が増大する。したがって、一次冷却停止温度から二次冷却停止温度までの滞留時間は１００秒以下とし、好ましくは９０秒以下、より好ましくは８０秒以下とする。
二次冷却停止温度：４００℃以上５００℃以下
５００℃超の温度域はパーライトの生成温度域であるため、二次冷却停止温度が５００℃超であると、パーライトの生成によりＴＳ×Ｅｌが低下し、加工性が劣化する。したがって、二次冷却停止温度は５００℃以下とし、好ましくは４９０℃以下とする。一方、二次冷却停止温度が４００℃未満では、ベイナイト中の炭化物生成量が過剰となってオーステナイトへ濃化する炭素量が少なくなるので、結果として残留オーステナイト量の減少によりＴＳ×Ｅｌが低下し、加工性が劣化する。したがって、二次冷却停止温度は４００℃以上とし、好ましくは４４０℃以上とする。
［めっき工程］
本発明の製造方法は、更に、上述の焼鈍工程における二次冷却後に、場合によっては更に後述のその他の工程後に、鋼板の表面の少なくとも一方にめっき処理を施すめっき工程を行ってもよい。ただし、めっき工程が地鉄としての鋼板の特性を変化させないことが望ましい。めっき層について上述したとおり、めっき工程では、例えば、Ｚｎ系めっき層やＡｌ系めっき層などを形成することができる。また、めっき工程は、乾式法でも湿式法でもよく公知の手法に従うことができるが、大面積を効率的に低コストでめっきする観点からは、溶融めっき、電気めっきなどの湿式法が好ましい。また、上述のとおり種々のめっき特性を調整しやすい観点からは溶融めっきがより好ましく、溶融亜鉛めっきが更に好ましい。めっき工程は、公知の手法に従って行うことができる。
［その他の工程］
本発明の製造方法は、上述の工程に加え、例えば、焼鈍工程後に形状調整のための調質圧延工程などのその他の工程を更に有することができる。これに替えて、または、これに加えて、例えば、上述しためっき工程後に形状調整のための調質圧延工程、脱水素のための熱処理工程などのその他の工程を更に有することもできる。その他の工程の条件については特に限定されず、常法に従えばよい。なお、脱水素のための熱処理工程では温度が高いと焼戻しにより特性を変化させるため、１００℃以下が好ましい。
以上に説明した本発明の製造方法によれば、所定条件に従った、熱間圧延工程、冷間圧延工程および焼鈍工程を行うことにより、鋼板の鋼組織における相分率およびＭｎ濃度分布を制御することができ、強度を確保しつつ加工性に優れた鋼板を得ることが可能となる。よって、得られた鋼板を自動車車体等の自動車部材に好適に用いることができる。
以下、本発明について実施例に基づき具体的に説明する。なお、以下の実施例は、本発明の好適な一例を示すものであり、本発明を何ら限定するものではない。また、以下の実施例は、本発明の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも可能であり、そのような態様も本発明の技術的範囲に含まれる。
評価用鋼板の製造
表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを真空溶解炉にて溶製後、分塊圧延して、２７ｍｍ厚の分塊圧延材を得た。
得られた分塊圧延材を板厚４．０ｍｍ厚まで、表２に示す条件で熱間圧延し、熱延板を得た。次いで、熱延板を研削加工し、板厚３．０ｍｍにした後、板厚１．８～０．９ｍｍまで、表２に示す条件で冷間圧延し、冷延板を得た。次いで、得られた冷延板に、表２に示す条件で焼鈍を行い、更にいくつかの例では表２に示す条件でめっき処理を行い、鋼板を製造した。
めっき付着量は、ＩＣＰ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ）法によって測定した。より具体的には、めっき層が形成された鋼板表面を脱脂して試験片とした後に、高精度の秤を用いて１次坪量した。その後、溶液が漏れないように密着させ、試験片を３０ｃｃの１：３ＨＣｌ溶液に投入し、インヒビター（ｉｎｈｉｂｉｔｏｒ）を２～３滴投入した。試験片の表面でのＨ２ガスの発生が終了した後、溶液を捕集する。以後、試験片を完全に乾燥させた後に２次坪量し、１次坪量値と２次坪量値との差を単位面積で割った値をめっき層のめっき付着量とした。
なお、表１における空欄は、元素を意図的に添加していないことを表し、必ずしも０質量％とは限らず、不可避的不純物として含有される場合がある。
また、表２における空欄は、めっき工程を行わなかったことを表し、表２のめっき法における「ＧＩ」、「ＧＡ」および「ＥＧ」はそれぞれ、ＧＩ：溶融亜鉛めっき、ＧＡ：合金化溶融亜鉛めっき、およびＥＧ：電気亜鉛めっきを意味する。
上記評価用鋼板の製造において、電気亜鉛めっきには、純Ｚｎでは、電気めっき液として、純水に４４０ｇ／Ｌの硫酸亜鉛七水和物を加え、硫酸によりｐＨ２．０に調整したものを用いた（表２のＮｏ．１３および１４）。Ｚｎ－Ｎｉでは、純水に１５０ｇ／Ｌの硫酸亜鉛七水和物および３５０ｇ／Ｌの硫酸ニッケル六水和物を加え、硫酸によりｐＨ１．３に調整したものを用いた（表２のＮｏ．１５）。Ｚｎ－Ｆｅでは、純水に５０ｇ／Ｌの硫酸亜鉛七水和物および３５０ｇ／Ｌの硫酸Ｆｅを加え、硫酸によりｐＨ２．０に調整したものを用いた（表２のＮｏ．１６）。
Figure 0007151936000001
Figure 0007151936000002
Figure 0007151936000003
得られた鋼板について、鋼板（地鉄）組織における各相の面積率およびＭｎ濃度、並びに鋼板（地鉄）の機械的特性はそれぞれ、上述した要領に従って測定した。具体的には、組織の同定（ポイントカウンティング法）では、ＳＥＭによる観察領域（８２μｍ×５７μｍの領域）上に間隔が均等となるように１６×１５の格子を置いた。そして、格子点おける各相の点数を数え、格子点総数に対する各相が占める格子点数の割合を、各相の面積率とした。また、各相の面積率は、別々の３つのＳＥＭ像から求めた各相の面積率の平均値とした。
加工性の評価は以下の基準で行った。
◎ ＴＳ×Ｅｌ：１６５００ＭＰａ・％以上かつＹＲ：０．７５以下
○ ＴＳ×Ｅｌ：１６０００ＭＰａ・％以上かつＹＲ：０．８０以下（ただし◎を除く）
× ＴＳ×Ｅｌ：１６０００ＭＰａ・％未満および／またはＹＲ：０．８０超
そして、鋼板としての合格・不合格を以下の基準で判定し、合格については表３の備考に発明例として示し、不合格については表３の備考に比較例として示した。結果を表３に示す。
合格 ＴＳ：７５０ＭＰａ以上かつ加工性：〇または◎
不合格 ＴＳ：７５０ＭＰａ未満および／または加工性：×
Figure 0007151936000004
Figure 0007151936000005
表１および３から明らかなとおり、所定の成分組成および各相の面積率を有し、Ｍｎ濃度分布を所定以下に抑制し、かつ、所定の高いＴＳ×Ｅｌ値を有する鋼板は、強度を確保しつつ優れた加工性を発揮できることがわかる。
また、表１～３から明らかなとおり、所定の成分組成を有する鋼スラブを用いて、熱間圧延工程、冷間圧延工程および焼鈍工程を適切に制御することにより、得られる鋼板が所望の組織、Ｍｎ濃度分布及びＴＳ×Ｅｌ値を有し、優れた加工性を発揮できることがわかる。
そして、このように加工性に優れた鋼板の表面に対し、良好にめっき層を施すことができた。このように加工性に優れた鋼板は、自動車車体に代表される複雑な形状への成形を要する用途において好適に用いることができる。

Claims (6)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０８％以上０．１６％以下、
    Ｓｉ：０．５％以上１．５％以下、
    Ｍｎ：１．７％以上２．５％以下、
    Ｐ：０．１０％以下、
    Ｓ：０．０５０％以下、
    Ａｌ：０．０１％以上０．２０％以下、
    Ｎ：０．１０％以下、および
    残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    鋼組織全体に対する面積率で、フェライトが４５％以上９０％以下、マルテンサイトが５％以上３０％以下、ベイナイトが１％以上２５％以下、残留オーステナイトが３％以上およびその他の金属相が５％以下であり、
    鋼の平均Ｍｎ濃度を［Ｍｎ］、前記マルテンサイトの平均Ｍｎ濃度を［Ｍｎ］Ｍ、前記フェライトの平均Ｍｎ濃度を［Ｍｎ］Ｆとしたとき、［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］が１．００以上１．１５以下、かつ、［Ｍｎ］Ｍ／［Ｍｎ］Ｆが１．００以上１．３０以下であり、
    引張強度と伸びとの積が１６０００ＭＰａ・％以上であり、引張強度に対する降伏強度の比で算出される降伏比が０．８０以下である、鋼板。
  2. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｎｂ：０．０４０％以下、
    Ｔｉ：０．０３０％以下、
    Ｂ：０．００３０％以下、
    Ｃｒ：０．３％以下、
    Ｍｏ：０．２％以下、および
    Ｖ：０．０６５％以下のうち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. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｔａ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、ＭｇおよびＺｒのうちから選んだ１種または２種以上：合計で０．１％以下
    を含有する、請求項１または２に記載の鋼板。
  4. 表面の少なくとも一方に更にめっき層を有する、請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼板。
  5. 鋼組織全体に対する面積率で、フェライトが４５％以上９０％以下、マルテンサイトが５％以上３０％以下、ベイナイトが１％以上２５％以下、残留オーステナイトが３％以上およびその他の金属相が５％以下であり、
    鋼の平均Ｍｎ濃度を［Ｍｎ］、前記マルテンサイトの平均Ｍｎ濃度を［Ｍｎ］ Ｍ 、前記フェライトの平均Ｍｎ濃度を［Ｍｎ］ Ｆ としたとき、［Ｍｎ］ Ｍ ／［Ｍｎ］が１．００以上１．１５以下、かつ、［Ｍｎ］ Ｍ ／［Ｍｎ］ Ｆ が１．００以上１．３０以下であり、
    引張強度と伸びとの積が１６０００ＭＰａ・％以上であり、引張強度に対する降伏強度の比で算出される降伏比が０．８０以下である、鋼板を製造するための方法であって、
    請求項１～３のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼スラブを、スラブ加熱温度：１２００℃以上で加熱し、仕上げ圧延終了温度：８４０℃以上９００℃以下で圧延し、その後、巻取温度：４５０℃以上６５０℃以下まで冷却して巻き取って、熱延板を得る熱間圧延工程と、
    前記熱延板を冷間圧延し、冷延板を得る冷間圧延工程と、
    前記冷延板を焼鈍し、鋼板を得る焼鈍工程と、を有し、
    前記焼鈍工程において、
    ６００℃から焼鈍温度までの温度域を平均加熱速度：１℃／秒以上７℃／秒以下で加熱し、
    加熱後、前記焼鈍温度：（ＡＣ１点＋５０℃）以上（ＡＣ３点＋２０℃）以下、焼鈍保持時間：１秒以上３５秒未満で焼鈍し、
    焼鈍後、前記焼鈍温度から一次冷却停止温度までの温度域を平均冷却速度：１０℃／秒以上５０℃／秒以下、前記一次冷却停止温度：４５０℃以上６００℃以下で一次冷却し、
    一次冷却後、前記一次冷却停止温度から二次冷却停止温度に達するまでの滞留時間：２０秒以上１００秒以下、前記二次冷却停止温度：４００℃以上５００℃以下で二次冷却する、鋼板の製造方法。
  6. 前記焼鈍工程における二次冷却後に、更に、前記鋼板の表面の少なくとも一方にめっき処理を施すめっき工程を有する、請求項５に記載の鋼板の製造方法。
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