JP7252499B2 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、鋼板およびその製造方法に関する。
本願は、２０２０年１月８日に、日本に出願された特願２０２０－００１５３０号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
近年、自動車には、車体を軽量化して燃費を高め、炭酸ガスの排出量を低減するため、また、衝突時、衝突エネルギーを吸収して、搭乗者の保護・安全を確保するため、高強度鋼板が多く使用されている。しかし、一般に、鋼板を高強度化すると、変形能（延性、曲げ性等）が低下し、衝撃変形において生じる局所的な大ひずみ領域において破断が生じやすくなる。そのため、自動車に使用される鋼板には、衝撃変形において生じる局所的な大ひずみ領域において破断が生じ難い特性、すなわち耐衝撃破壊特性に優れることが要求される。
例えば、特許文献１には、高い強度と優れた成形性とを両立できる引張強さが９００ＭＰａ以上の高強度鋼板が開示されている。特許文献１では、鋼組織において、面積率で、フェライトを５％以上８０％以下、オートテンパードマルテンサイトを１５％以上とするとともに、ベイナイトを１０％以下、残留オーステナイトを５％以下、焼入れままのマルテンサイトを４０％以下とし、オートテンパードマルテンサイトの平均硬さをＨＶ≦７００、かつオートテンパードマルテンサイト中における５ｎｍ以上０．５μｍ以下の鉄系炭化物の平均析出個数を１ｍｍ２あたり５×１０４個以上としている。
特許文献２には、引張強さ：９００ＭＰａ以上を有し、かつ良好な溶接性を有し、伸びも良好である薄鋼板が開示されている。特許文献２の薄鋼板は、フェライトが面積率で２５％以上６５％以下、マルテンサイト粒内に鉄系炭化物が析出したマルテンサイトが面積率で３５％以上７５％以下、残部組織として前記フェライトおよび前記マルテンサイト以外を面積率が合計で２０％以下（０％を含む）含み、前記フェライトおよび前記マルテンサイトの平均粒径がそれぞれ５μｍ以下であり、前記フェライトと前記マルテンサイトとの界面上のＳｉおよびＭｎの合計が原子濃度で５％以上である鋼組織を有することが開示されている。
特許文献３には、フェライトおよびベイナイトを合計で６０面積％以上、並びに残留オーステナイトを３面積％以上、２０面積％以下含有し、前記フェライト及びベイナイトの平均粒径が０．５μｍ以上、６．０μｍ以下、前記残留オーステナイト中のＣ濃度が０．５質量％以上、１．２質量％以下である鋼組織を有し、鋼板表面から５０μｍ深さ位置における圧延方向に展伸したＭｎ濃化部及びＳｉ濃化部の圧延直角方向の平均間隔が１０００μｍ以下である元素濃度分布を有し、鋼板表面のクラックの最大深さが４．５μｍ以下であり、かつ、幅６μｍ以下で深さ２μｍ以上のクラックの数密度が１０個／５０μｍ以下である表面性状を有し、引張強度（ＴＳ）が８００ＭＰａ以上、１２００ＭＰａ以下、３％以上、８％以下の塑性ひずみ域における加工硬化指数（ｎ３－８）が０．１０以上、曲げ性が式（Ｒ／ｔ≦１．５）を満たす機械特性を有する冷延鋼板が開示されている。
しかしながら、本発明者らが検討を行った結果、特許文献１～３では、耐衝撃破壊特性が十分でない場合があることが分かった。
国際公開第２００９／０９６５９６号 国際公開第２０１８／０３０５０３号 日本国特許第５６５９９２９号公報
本発明は、上述の通り、高強度鋼板において、成形性および強度の向上に加え、耐衝撃破壊特性の向上が求められていることに鑑みてなされた。本発明は、高強度鋼板（亜鉛めっき鋼板、亜鉛合金めっき鋼板、合金化亜鉛めっき鋼板、合金化亜鉛合金めっき鋼板を含む）において、成形性、強度および耐衝撃破壊特性に優れる鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
上記課題を解決するために検討した結果、本発明者らは、以下の知見を得た。
（ａ）成形によって鋼中に発生する微細なボイドが衝撃時に発生する脆性・延性破壊の伝播経路となるため、微細なボイドの発生起点となる硬質組織（マルテンサイトおよび残留オーステナイト）の体積率を低くすることが耐衝撃破壊特性の向上に有効である。
（ｂ）冷間圧延により硬質なセメンタイト近傍に生じるボイドや、固溶炭素により熱延鋼板が高硬度の場合に、冷間圧延により生じるボイドは、熱処理（焼鈍）によって消失したように見えるが、成形時に開口して微細なボイドが製品中に残存するため、冷間圧延前のセメンタイトおよび固溶炭素の分布を制御することが、耐衝撃破壊特性の向上に有効である。
上記知見に基づいてなされた本発明の要旨は以下の通りである。
［１］本発明の一態様に係る鋼板は、成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．０１０～０．２００％、
Ｓｉ：０．００５～１．５００％、
Ｍｎ：０．０５～３．００％、
Ａｌ：０．００５～１．０００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ｎ：０．０１５０％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｎｂ：０～０．０６０％、
Ｔｉ：０～０．１００％、
Ｖ：０～０．５００％、
Ｃｒ：０～１．００％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｃｕ：０～１．００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｗ：０～１．０００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｓｎ：０～１．００％、
Ｓｂ：０～０．２０％、並びに
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＬａおよびＲＥＭの１種または２種以上の合計：０～０．０１００％、
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
表面から板厚方向に板厚の１／４位置におけるミクロ組織が、
体積％で、フェライト：８０％以上、マルテンサイト：２％以下、残留オーステナイト：２％以下を含有し、
前記フェライトに占める未再結晶フェライトの割合が５％以下であり、
１０％引張後の、表面から板厚方向に板厚の１／４位置におけるミクロ組織において、最大径が１．０μｍ以上であるボイドの個数密度が１．０×１０９個／ｍ２以下である。
［２］上記［１］に記載の鋼板は、前記成分組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．００５～０．０６０％、
Ｔｉ：０．０１５～０．１００％、
Ｖ：０．０１０～０．５００％、
Ｃｒ：０．０５～１．００％、
Ｎｉ：０．０５～１．００％、
Ｃｕ：０．０５～１．００％、
Ｍｏ：０．０３～１．００％、
Ｗ：０．０３０～１．０００％、
Ｂ：０．０００５～０．０１００％、
Ｓｎ：０．０１～１．００％、
Ｓｂ：０．００５～０．２０％、並びに
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種または２種以上の合計：０．０００１～０．０１００％
からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
［３］上記［１］または［２］に記載の鋼板は、前記ミクロ組織に含まれる前記フェライトの平均結晶粒径が６．０～１５．０μｍであってもよい。
［４］上記［１］～［３］のいずれか一項に記載の鋼板は、前記表面に亜鉛めっき層を有してもよい。
［５］上記［１］～［３］のいずれか一項に記載の鋼板は、前記表面に亜鉛合金めっき層を有してもよい。
［６］上記［４］または［５］に記載の鋼板は、前記亜鉛めっき層または前記亜鉛合金めっき層中のＦｅ含有量が、質量％で、７．０～１３．０％であってもよい。
［７］本発明の別の態様に係る鋼板は、上記［１］～［３］のいずれか一項に記載の鋼板を製造する方法であって、
上記［１］に記載の成分組成を有する鋼片を１１５０～１３２０℃に加熱し、熱間圧延完了温度が８５０～９３０℃となるように熱間圧延を完了し、１．５秒以上経過後に冷却を開始し、冷却開始温度～５００℃の温度域の平均冷却速度が２０℃／ｓ以上となるように５００℃以下の温度域まで冷却して熱延鋼板とする熱間圧延工程と、
前記熱延鋼板を、５００～７００℃の温度域まで加熱する再加熱工程と、
前記熱延鋼板を、室温まで冷却する冷却工程と、
前記熱延鋼板を、合計圧下率が３０～９０％、冷間圧延完了温度が１２０～２５０℃となるように冷間圧延して冷延鋼板とする冷間圧延工程と、
前記冷延鋼板を、７２０～８５０℃の焼鈍温度に加熱し、５００℃以下の温度域まで冷却する焼鈍工程と、を備え、
前記熱間圧延工程では、
１０００℃以下の温度域において、下記式（１）を満たし、
前記再加熱工程では、
５００～７００℃の前記温度域において、下記式（２）を満たし、
前記焼鈍工程では、
前記焼鈍温度への加熱過程において、
７２０℃～前記焼鈍温度の温度域において、２０ＭＰａ以上の張力を付与し、且つ下記式（３）を満たし、
前記焼鈍温度からの冷却過程において、
７２０～５００℃の温度域において、下記式（４）を満たす。
Figure 0007252499000001
 上記式（１）において、Ｄｎは熱間圧延工程の１０００℃以下の温度域における微細炭化物の析出の進行度合いを示す指標である。上記式（１）中の各符号は、それぞれ以下を表す。
ｎ：１０００℃以下の温度域で行う圧延のパス数
Ｔｉ：ｉパス目の圧延温度［℃］
ｔｉ：ｉパス目の圧延からｉ＋１パス目の圧延までの経過時間［秒］、またはｉパス目の圧延から鋼板温度が低下して８５０℃に到達するまでの経過時間［秒］
ｈｉ－１：１０００℃以下の温度域におけるｉパス目の圧延前の板厚［ｍｍ］
ｈｉ：１０００℃以下の温度域におけるｉパス目の圧延後の板厚［ｍｍ］
ａ１～１１：定数（ａ１＝２．５４×１０－６、ａ２＝－３．６２×１０－４、ａ３＝－６．３８×１０－１、ａ４＝－３．００×１０－１、ａ５＝８．５０×１０－１、ａ６＝－８．５０×１０－４、ａ７＝２．４０×１００、ａ８＝７．８３×１０－１３、ａ９＝２．８０×１０５、ａ１０＝６．００×１０－１２、ａ１１＝２．８０×１０５）
Figure 0007252499000002
 上記式（２）において、Ｋ２０は再加熱工程の５００～７００℃の前記温度域における温度履歴を時間に対して２０等分した場合の、２０番目の区間における前記微細炭化物の析出の進行度合いを示す指標である。上記式（２）中の各符号はそれぞれ以下を表す。
Ｔｎ：５００～７００℃の前記温度域における温度履歴を時間に対して２０等分し、そのｎ番目の区間における平均温度［℃］
ΔｔＫ：５００～７００℃の前記温度域における総滞在時間を２０分割した時間［ｈｒ．］、ただしｔ１＝ΔｔＫとする。
Ｓｉ：Ｓｉの含有量［質量％］
Figure 0007252499000003
 上記式（３）中の各符号はそれぞれ以下を表す。
Ｋ２０：上記式（２）により得られる値
ｄ１およびｄ２：定数（ｄ１＝９．６７×１０１０、ｄ２＝１．２５×１０４）
Ｔｉ：７２０℃～前記焼鈍温度の前記温度域における温度履歴を時間に対して１０分割したｉ番目の区間における平均熱処理温度［℃］
ｔ’：７２０℃～前記焼鈍温度の前記温度域における滞在時間の１／１０秒
Figure 0007252499000004
 上記式（４）において、各符号はそれぞれ以下を表す。
Δｉ：７５０－１８×Ｓｉ－１７×Ｍｎ－１０×Ｃｒ－８×Ｎｉ＋１５×Ａｌ－Ｔｉ
但し、各元素は質量％での含有量を示し、当該元素を含有しない場合は０を代入する。また、Δｉの計算値が負の値となる場合、Δｉは０とする。
ｇ１～６：定数（ｇ１＝１．００×１０－１、ｇ２＝１．４６×１０－１、ｇ３＝１．１４×１０－１、ｇ４＝２．２４×１００、ｇ５＝４．５３×１００、ｇ６＝４．８３×１０３）
Ｎｂ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＮｉおよびＡｌ：各元素の含有量［質量％］、ただし、当該元素を含有しない場合は０を代入する。
Ｔｉ＊：Ｔｉ－４２／１４×Ｎで表される有効Ｔｉ量、ＴｉおよびＮは当該元素の含有量［質量％］を示す。ただし、当該元素を含有しない場合は０を代入する。最小値は０とする。
Ｔｉ：７２０～５００℃の前記温度域における温度履歴を時間に対して１０分割したｉ番目の区間における平均熱処理温度［℃］
Ａｃ１およびＡｃ３：加熱中の変態開始温度および変態完了温度［℃］
Ｔｍａｘ：熱処理工程における最高加熱温度［℃］
ｔ’：７２０～５００℃の前記温度域における滞在時間の１／１０秒
［８］上記［７］に記載の鋼板の製造方法は、前記焼鈍工程の前記冷却過程において、前記冷延鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施してもよい。
［９］上記［７］に記載の鋼板の製造方法は、前記焼鈍工程の前記冷却過程において、前記冷延鋼板に溶融亜鉛合金めっき処理を施してもよい。
［１０］上記［８］または［９］に記載の鋼板は、前記焼鈍工程の前記冷却過程において、前記溶融亜鉛めっき処理後または前記溶融亜鉛合金めっき処理後に合金化処理を施してもよい。
本発明に係る上記態様によれば、成形性、強度および耐衝撃破壊特性に優れる鋼板およびその製造方法を提供することができる。
以下、本実施形態に係る鋼板およびその製造条件について、順次説明する。まず、本実施形態に係る鋼板の成分組成（化学組成）の限定理由について説明する。以下に記載する「～」を挟んで記載される数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。「未満」、「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。成分組成についての％は全て質量％を示す。
本実施形態に係る鋼板は、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０１０～０．２００％、Ｓｉ：０．００５～１．５００％、Ｍｎ：０．０５～３．００％、Ａｌ：０．００５～１．０００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｏ：０．０１００％以下、Ｎｂ：０～０．０６０％、Ｔｉ：０～０．１００％、Ｖ：０～０．５００％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｗ：０～１．０００％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｓｂ：０～０．２０％、並びに、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＬａおよびＲＥＭの１種または２種以上の合計：０～０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる。以下、各元素について説明する。
Ｃ：０．０１０～０．２００％
Ｃは、鋼板の強度を大きく高める元素である。Ｃ含有量が０．０１０％以上であると、十分な引張強さ（最大引張強さ）が得られるので、Ｃ含有量は０．０１０％以上とする。鋼板の引張強さをより高めるため、Ｃ含有量は、好ましくは０．０２０％以上、より好ましくは０．０３０％以上である。
一方、Ｃ含有量が０．２００％以下であると、熱処理後のフェライトを所望量に制御できるため、耐衝撃破壊特性を確保することができる。そのため、Ｃ含有量は０．２００％以下とする。耐衝撃破壊特性を更に向上させるため、Ｃ含有量は、０．１８０％以下が好ましく、０．１５０％以下がより好ましい。
Ｓｉ：０．００５～１．５００％
Ｓｉは、鉄系炭化物を微細化し、強度－成形性バランスの向上に寄与する元素である。強度－成形性バランスを向上するために、Ｓｉ含有量は０．００５％以上とする。好ましくは、Ｓｉ含有量は０．０２５％以上である。特に強度を高める観点からは、Ｓｉ含有量は０．１００％以上とすることがより好ましい。
また、Ｓｉ含有量が１．５００％以下であると、破壊の起点として働く粗大なＳｉ酸化物が形成されにくく、割れが発生しにくくなり、鋼の脆化を抑制でき、また耐衝撃破壊特性を確保することができる。そのため、Ｓｉ含有量は１．５００％以下とする。Ｓｉ含有量は１．３００％以下が好ましく、１．０００％以下がより好ましい。
Ｍｎ：０．０５～３．００％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高めて、強度の向上に寄与する元素である。所望の強度を得るために、Ｍｎ含有量は０．０５％以上とする。好ましくは、０．１５％以上である。
また、Ｍｎ含有量が３．００％以下であると、鋳造時のＭｎの偏在により鋼板内のマクロな均質性が損なわれることを抑制でき、また、フェライトを所望量とすることができ、鋼板の成形性を確保することができる。そのため、Ｍｎ含有量は３．００％以下とする。より良好な成形性を得るために、Ｍｎ含有量は、２．８０％以下が好ましく、２．６０％以下がより好ましい。
Ａｌ：０．００５～１．０００％
Ａｌは、脱酸材として機能する元素である。Ａｌ含有量が０．００５％以上であると、脱酸効果を十分に得ることができるので、Ａｌ含有量は０．００５％以上とする。好ましくは０．０１０％以上であり、より好ましくは０．０２０％以上である。
また、Ａｌは破壊の起点となる粗大な酸化物を形成し、鋼を脆化する元素でもある。Ａｌ含有量が１．０００％以下であると、破壊の起点として働く粗大な酸化物の生成を抑制でき、鋼片が割れ易くなることを抑制できる。そのため、Ａｌ含有量は１．０００％以下とする。Ａｌ含有量は０．８００％以下が好ましく、０．６００％以下がより好ましい。
Ｐ：０．１００％以下
Ｐは、鋼を脆化し、また、スポット溶接で生じる溶融部を脆化する元素である。Ｐ含有量が０．１００％以下であると、鋼板が脆化して生産工程において割れ易くなることを抑制できる。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。生産性の観点から、Ｐ含有量は０．０５０％以下が好ましく、０．０３０％以下がより好ましい。
Ｐ含有量の下限は０％を含むが、Ｐ含有量を０．００１％以上とすることで、製造コストをより抑制することができるため、０．００１％を下限としてもよい。
Ｓ：０．０２００％以下
Ｓは、Ｍｎ硫化物を形成し、延性、穴拡げ性、伸びフランジ性および曲げ性などの成形性を劣化させる元素である。Ｓ含有量が０．０２００％以下であると、鋼板の成形性が著しく低下することを抑制できるので、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする。Ｓ含有量は０．０１００％以下が好ましく、０．００８０％以下がより好ましい。
Ｓ含有量の下限は０％を含むが、Ｓ含有量を０．０００１％以上とすることで、製造コストをより抑制することができるため、０．０００１％を下限としてもよい。
Ｎ：０．０１５０％以下
Ｎは、窒化物を形成し、延性、穴拡げ性、伸びフランジ性および曲げ性などの成形性を劣化させる元素である。Ｎ含有量が０．０１５０％以下であると、鋼板の成形性が低下することを抑制できるので、Ｎ含有量は０．０１５０％以下とする。また、Ｎは、溶接時に溶接欠陥を発生させて生産性を阻害する元素でもある。そのため、Ｎ含有量は、好ましくは０．０１２０％以下であり、より好ましくは０．０１００％以下である。
Ｎ含有量の下限は０％を含むが、Ｎ含有量を０．０００５％以上とすることで、製造コストをより抑制することができるため、０．０００５％を下限としてもよい。
Ｏ：０．０１００％以下
Ｏは、酸化物を形成し、延性、穴拡げ性、伸びフランジ性および曲げ性などの成形性を阻害する元素である。Ｏ含有量が０．０１００％以下であると、鋼板の成形性が著しく低下することを抑制できるので、Ｏ含有量は０．０１００％以下とする。好ましくは０．００８０％以下、より好ましくは０．００５０％以下である。
Ｏ含有量の下限は０％を含むが、Ｏ含有量を０．０００１％以上とすることで、製造コストをより抑制することができるため、０．０００１％を下限としてもよい。
本実施形態に係る鋼板の成分組成の残部は、Ｆｅ及び不純物であってもよい。不純物としては、鋼原料もしくはスクラップから及び／又は製鋼過程で不可避的に混入し、本実施形態に係る鋼板の特性を阻害しない範囲で許容される元素が例示される。不純物として、Ｈ、Ｎａ、Ｃｌ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｔｅ、Ｃｓ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｐｏが挙げられる。不純物は、合計で０．１００％以下含んでもよい。
本実施形態に係る鋼板は、Ｆｅの一部に代えて、任意元素として、以下の元素を含有してもよい。以下の任意元素を含有しない場合の含有量は０％である。
Ｎｂ：０～０．０６０％
Ｎｂは、析出物による強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒化強化及び再結晶の抑制による転位強化によって、鋼板強度の向上に寄与する元素である。Ｎｂは必ずしも含有させなくてよいので、Ｎｂ含有量の下限は０％を含む。Ｎｂによる強度向上効果を十分に得るには、Ｎｂ含有量は、０．００５％以上が好ましく、０．０１５％以上がより好ましい。
また、Ｎｂ含有量を０．０６０％以下であると、再結晶を促進して未再結晶フェライトが残存することを抑制でき、鋼板の成形性を確保することができる。そのため、Ｎｂ含有量は０．０６０％以下とする。Ｎｂ含有量は好ましくは０．０５０％以下であり、より好ましくは０．０４０％以下である。
Ｔｉ：０～０．１００％
Ｔｉは、破壊の起点として働く粗大な介在物を発生させるＳ、ＮおよびＯを低減する効果を有する元素である。また、Ｔｉは組織を微細化し、強度－成形性バランスを高める効果がある。Ｎｂは、析出物による強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒化強化及び再結晶の抑制による転位強化によって、鋼板強度の向上に寄与する元素である。Ｔｉは必ずしも含有させなくてよいので、Ｔｉ含有量の下限は０％を含む。Ｔｉによる上記効果を十分に得るには、Ｔｉ含有量は、０．０１５％以上が好ましく、０．０２５％以上がより好ましい。
また、Ｔｉ含有量が０．１００％以下であると、粗大なＴｉ硫化物、Ｔｉ窒化物、Ｔｉ酸化物が形成されることを抑制でき、鋼板の成形性を確保できる。そのため、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０７５％以下とすることが好ましく、０．０６０％以下とすることがより好ましい。
Ｖ：０～０．５００％
Ｖは、析出物による強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒化強化及び再結晶の抑制による転位強化によって、鋼板強度の向上に寄与する元素である。Ｖは必ずしも含有させなくてよいので、Ｖ含有量の下限は０％を含む。Ｖによる強度向上効果を十分に得るには、Ｖ含有量は、０．０１０％以上が好ましく、０．０３０％以上がより好ましい。
また、Ｖ含有量が０．５００％以下であると、炭窒化物が多量に析出して鋼板の成形性が低下することを抑制できる。そのため、Ｖ含有量は、０．５００％以下とする。
Ｃｒ：０～１．００％
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、Ｍｎの一部に替わり得る元素である。Ｃｒは必ずしも含有させなくてよいので、Ｃｒ含有量の下限は０％を含む。Ｃｒによる強度向上効果を十分に得るには、Ｃｒ含有量は、０．０５％以上が好ましく、０．２０％以上がより好ましい。
また、Ｃｒ含有量が１．００％以下であると、破壊の起点となり得る粗大なＣｒ炭化物が形成されることを抑制できる。そのため、Ｃｒ含有量は１．００％以下とする。
Ｎｉ：０～１．００％
Ｎｉは、高温での相変態を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、Ｍｎの一部に替わり得る元素である。Ｎｉは必ずしも含有させなくてよいので、Ｎｉ含有量の下限は０％を含む。Ｎｉによる強度向上効果を十分に得るには、Ｎｉ含有量は、０．０５％以上が好ましく、０．２０％以上がより好ましい。
また、Ｎｉ含有量が１．００％以下であると、鋼板の溶接性が低下することを抑制できるので、Ｎｉ含有量は１．００％以下とする。
Ｃｕ：０～１．００％
Ｃｕは、微細な粒子で鋼中に存在し、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に替わり得る元素である。Ｃｕは必ずしも含有させなくてよいので、Ｃｕ含有量の下限は０％を含む。Ｃｕによる強度向上効果を十分に得るには、Ｃｕ含有量は、０．０５％以上が好ましく、０．１５％以上がより好ましい。
また、Ｃｕ含有量が１．００％以下であると、鋼板の溶接性が低下することを抑制できるので、Ｃｕ含有量は１．００％以下とする。
Ｍｏ：０～１．００％
Ｍｏは、高温での相変態を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、又はＭｎの一部に替わり得る元素である。Ｍｏは必ずしも含有させなくてよいので、Ｍｏ含有量の下限は０％を含む。Ｍｏによる強度向上効果を十分に得るためには、Ｍｏ含有量は、０．０３％以上が好ましく、０．０６％以上がより好ましい。
また、Ｍｏ含有量が１．００％以下であると、熱間加工性が低下して生産性が低下することを抑制できる。そのため、Ｍｏ含有量は、１．００％以下とする。
Ｗ：０～１．０００％
Ｗは、高温での相変態を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、Ｃおよび／またはＭｎの一部に替わり得る元素である。Ｗは必ずしも含有させなくてよいので、Ｗ含有量の下限は０％を含む。Ｗによる強度向上効果を十分に得るには、Ｗ含有量は、０．０３０％以上が好ましく、０．１００％以上がより好ましい。
また、Ｗ含有量が１．０００％以下であると、熱間加工性が低下して生産性が低下することを抑制できるので、Ｗ含有量は１．０００％以下とする。
Ｂ：０～０．０１００％
Ｂは、高温での相変態を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素であり、Ｍｎの一部に替わり得る元素である。Ｂは必ずしも含有させなくてよいので、Ｂ含有量の下限は０％を含む。Ｂによる強度向上効果を十分に得るには、Ｂ含有量は、０．０００５％以上が好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
また、Ｂ含有量が０．０１００％以下であると、Ｂ析出物が生成して鋼板の強度が低下することを抑制できるため、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。
Ｓｎ：０～１．００％
Ｓｎは、結晶粒の粗大化を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素である。Ｓｎは必ずしも含有させなくてよいので、Ｓｎ含有量の下限は０％を含む。Ｓｎによる効果を十分に得るには、Ｓｎ含有量は、０．０１％以上がより好ましい。
また、Ｓｎ含有量が１．００％以下であると、鋼板が脆化して圧延時に破断することを抑制できるので、Ｓｎ含有量は１．００％以下とする。
Ｓｂ：０～０．２０％
Ｓｂは、結晶粒の粗大化を抑制し、鋼板強度の向上に寄与する元素である。Ｓｂは必ずしも含有させなくてよいので、Ｓｂ含有量の下限は０％を含む。上記効果を十分に得るには、Ｓｂ含有量は、０．００５％以上が好ましい。
また、Ｓｂ含有量が０．２０％以下であると、鋼板が脆化して圧延時に破断することを抑制できるので、Ｓｂ含有量は０．２０％以下とする。
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＬａおよびＲＥＭの１種又は２種以上：合計で０～０．０１００％
本実施形態に係る鋼板の成分組成は、必要に応じて、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＬａおよびＲＥＭの１種又は２種以上を含んでもよい。
Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＬａおよびＲＥＭは、鋼板の成形性の向上に寄与する元素である。Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＬａおよびＲＥＭの１種又は２種以上の合計の下限は０％を含むが、成形性向上効果を十分に得るには、合計で０．０００１％以上が好ましく、０．００１０％以上がより好ましい。
また、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種又は２種以上の含有量の合計が０．０１００％以下であると、鋼板の延性が低下することを抑制できる。そのため、上記元素の含有量は、合計で０．０１００％以下とする。好ましくは０．００５０％以下である。
ＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）は、ランタノイド系列に属する元素群のうち、個別に特定するＬａ、Ｃｅを除く元素群を意味する。これらは、多くの場合、ミッシュメタルの形態で添加するが、Ｌａ、Ｃｅの他に、ランタノイド系列の元素を不可避的に含有していてもよい。
次に、本実施形態に係る鋼板のミクロ組織について説明する。
本実施形態に係る鋼板は、表面から板厚方向に板厚の１／４位置におけるミクロ組織において、体積％で、フェライト：８０％以上、マルテンサイト：２％以下、残留オーステナイト：２％以下を含有し、前記フェライトに占める未再結晶フェライトの割合が５％以下である。
本実施形態において、表面から板厚方向に板厚の１／４位置におけるミクロ組織を規定するのは、この位置のミクロ組織が鋼板の代表的なミクロ組織を示し、鋼板の機械特性との相関が強いからである。なお、ミクロ組織における下記組織の割合は、いずれも体積率（体積％）である。
フェライト：８０％以上
フェライトは、成形性に優れた組織である。フェライトの体積率が８０％以上であると、所望の成形性を得ることができる。そのため、フェライトの体積率は８０％以上とする。フェライトの体積率は、８５％以上が好ましく、９０％以上がより好ましい。フェライトは多い方が好ましいため、フェライトの体積率は１００％であってもよい。
なお、ここでいうフェライトには、未再結晶フェライトも含まれる。
フェライトに占める未再結晶フェライトの割合：５％以下
未再結晶フェライトは、内部に冷間圧延等によって導入されたひずみが残存したフェライトであり、通常のフェライトと比べて強度は高いが延性は劣位である。よって、本実施形態に係る鋼板において、フェライトに占める未再結晶フェライトの割合は５％以下に制限する。フェライトに占める未再結晶フェライトの割合は３％以下とすることが好ましく、１％以下であることがより好ましい。鋼板の成形性を高めるには、未再結晶フェライトが含まれないことがより一層好ましいため、フェライトに占める未再結晶フェライトの割合は０％であってもよい。
マルテンサイト：２％以下
マルテンサイトは強度を高める組織であるが、成形時に微細なボイドの発生起点となる。成形時に微細なボイドが発生すると、所望の耐衝撃破壊特性を得ることができない。成形時の微細なボイドの発生を抑制するため、マルテンサイトの体積率は２％以下とする。マルテンサイトの体積率は１％以下が好ましく、０％がより好ましい。なお、本実施形態では、「ＭＡ（マルテンサイトと残留オーステナイトの両方よりなる領域）に含まれるマルテンサイト」の体積率も、「マルテンサイトの体積率」に含める。
残留オーステナイト：２％以下
残留オーステナイトは鋼板の強度－延性バランスを向上させる組織であるが、成形時に微細なボイドの発生起点となる。成形時の微細なボイドの発生を抑制するため、残留オーステナイトの体積率は２％以下とする。残留オーステナイトの体積率は１％以下とすることが好ましく、０％とすることがより好ましい。
残部組織：２０％以下
ミクロ組織中の残部組織としては、パーライトおよびベイナイトが挙げられる。残部組織の体積率を２０％以下とすることで、所望の耐衝撃破壊特性を得ることができる。そのため、これらの組織の体積率の合計は２０％以下としてもよい。残部組織は少ない程好ましく、１０％以下、５％以下、０％としてもよい。
以下に、ミクロ組織の体積率の測定方法について説明する。
鋼板から、鋼板の圧延方向に平行、かつ、鋼板表面に垂直な断面を観察面とする試験片を採取する。試験片の観察面を研磨した後、ナイタールエッチングし、表面から板厚方向に板厚の１／４位置が中心となるように、表面からｔ／８～３ｔ／８（ｔは板厚）の領域において、１以上の視野にて、合計で２．０×１０－９ｍ２以上の面積を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｏｐｅ）で観察し、組織の形態（結晶粒の形状、結晶粒内の亜粒界、炭化物の生成状態など）に基づいて各組織を同定し、その面積率（面積％）を測定する。得られた各組織の面積率を体積率とみなす。これにより、フェライト、未再結晶フェライト、マルテンサイトおよびＭＡ（マルテンサイトと残留オーステナイトの両方よりなる領域）の体積率を得る。
複数の視野を観察する場合、各視野で解析する面積はそれぞれ４．０×１０－１０ｍ２以上とする。また、面積率の測定では、各視野においてポイントカウンティング法によって行い、圧延方向に平行に１５本、圧延方向に直角に１５本の線を引き、それらの線からなる２２５個の交点において組織を判別する。具体的には、内部にセメンタイトおよび亜粒界の存在しない塊状の領域をフェライトと判別し、内部にセメンタイトを含まず亜粒界が存在する塊状の領域を未再結晶フェライトと判別する。また、多量の固溶炭素を含むマルテンサイトおよびＭＡは他の組織と比べて輝度が高く、白く見えることから、他の組織と区別することができる。以上の方法により、フェライトの体積率および未再結晶フェライトの体積率、並びに、「マルテンサイトおよびＭＡ」の体積率の合計を得る。得られたフェライトの体積率および未再結晶フェライトの体積率の合計を算出することで、フェライトの体積率を得る。また、得られた未再結晶フェライトの体積率をフェライトの体積率で除することで、フェライトに占める未再結晶フェライトの割合を得る。
残留オーステナイトの体積率は、Ｘ線回折法によって解析する。上記試験片の表面からｔ／８～３ｔ／８（ｔは板厚）の領域において、鋼板表面に平行な面を鏡面に仕上げ、Ｘ線回折法によってＦＣＣ鉄の体積率を解析する。また、得られた残留オーステナイトの体積率を、ＦＥ－ＳＥＭによる上記観察によって求めた「マルテンサイトおよびＭＡ」の体積率の合計から引くことで、マルテンサイトの体積率が得られる。
１００％から、フェライトの体積率、マルテンサイトの体積率、残留オーステナイトの体積率を引くことで、残部組織の体積率を得る。
１０％引張後の、鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４位置におけるミクロ組織において、最大径が１．０μｍ以上であるボイドの個数密度が１．０×１０９個／ｍ２以下である
本実施形態に係る鋼板は、１０％引張後の、表面から板厚方向に板厚の１／４位置におけるミクロ組織において、最大径が１．０μｍ以上であるボイドの個数密度が１．０×１０９個／ｍ２以下である。鋼板のミクロ組織中に存在するボイドは、成形前の段階では潰れていて観察することができないが、成形後の段階ではボイドが開口して観察することができる。本実施形態に係る鋼板は、ボイドの数が低減されているため、成形前の段階でもボイドの個数密度は低い。しかし、上述の通り成形前の段階ではボイドは潰れていて観察することができないため、本実施形態では、１０％の引張を行ってボイドを開口させた後の、ボイドの個数密度を規定する。
最大径が１．０μｍ以上であるボイドの個数密度が１．０×１０９個／ｍ２以下であると、所望の耐衝撃破壊特性を得ることができる。ボイドの個数密度は、０．７×１０９個／ｍ２以下が好ましく、０．５×１０９個／ｍ２以下がより好ましい。なお、最大径とはボイドの最大直径であり、ボイドが扁平した形状の場合、最大径は長軸の長さである。
最大径が１．０μｍ以上であるボイドが多量に存在すると、成形時にボイド同士が結合して亀裂となり、破壊しやすくなると考えられる。ボイドの最大径が１．０μｍ未満である場合は、ボイド同士が結合し難いため、耐衝撃破壊特性に影響を与えないと考えられる。そのため、本実施形態では、最大径が１．０μｍ以上であるボイドの個数密度を規定する。
１０％引張後の、表面から板厚方向に板厚の１／４位置におけるミクロ組織における、最大径が１．０μｍ以上であるボイドの個数密度は、以下の方法により測定する。
ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して、５号試験片を作製し、引張軸を鋼板の圧延方向として、引張試験を行い、１０％の塑性ひずみを加えた後、除荷する。試験片の平行部中央から小片を切出し、圧延方向に平行、かつ、鋼板表面に垂直な断面を観察面とする観察用試験片を採取する。観察用試験片の観察面を研磨した後、ナイタールエッチングする。表面から板厚方向に板厚の１／４位置が中心となるように、表面からｔ／８～３ｔ／８（ｔは板厚）の領域において、１以上の視野にて、合計で２．０×１０－９ｍ２以上の面積を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｏｐｅ）で観察し、最大径が１．０μｍ以上であるボイドの個数を数える。得られたボイドの個数を観察面積で除することで、最大径が１．０μｍ以上であるボイドの個数密度を得る。
フェライトの平均結晶粒径：６．０～１５．０μｍ
本実施形態に係る鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４位置におけるミクロ組織において、フェライトの平均結晶粒径は６．０～１５．０μｍが好ましい。フェライトの平均結晶粒径を６．０～１５．０μｍとすることで、強度－延性バランスをより向上すること、すなわち高い強度および優れた延性の両方を得ることができる。
以下に、フェライトの平均結晶粒径の測定方法について説明する。
フェライトの平均結晶粒径は線分法で求める。フェライト、未再結晶フェライト、マルテンサイトおよびＭＡの体積率を求めた視野において、圧延方向に合計で２００μｍ以上となるように１本以上の直線を引き、直線とフェライト粒界との交点の数に１を足した数で直線の長さを除して得られる値を平均粒径とする。
本実施形態に係る鋼板は、鋼板の片面又は両面に、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層を有してもよい。また、本実施形態に係る鋼板は、亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層に合金化処理を施した合金化亜鉛めっき層又は合金化亜鉛合金めっき層を有してもよい。
本実施形態に係る鋼板の片面又は両面に形成するめっき層は、亜鉛めっき層、又は、亜鉛を主成分とする亜鉛合金めっき層が好ましい。亜鉛合金めっき層は、合金成分として、Ｎｉを含むものが好ましい。
亜鉛めっき層及び亜鉛合金めっき層は、溶融めっき法、電気めっき法、又は蒸着めっき法で形成する。亜鉛めっき層のＡｌ含有量が０．５質量％以下であると、鋼板表面と亜鉛めっき層の密着性を確保することができるので、亜鉛めっき層のＡｌ含有量は０．５質量％以下が好ましい。亜鉛めっき層が、溶融亜鉛めっき層の場合、鋼板表面と亜鉛めっき層の密着性を高めるため、溶融亜鉛めっき層のＦｅ量は３．０質量％以下が好ましい。
亜鉛めっき層が、電気亜鉛めっき層の場合、めっき層のＦｅ量は、耐食性の向上の点で、０．５質量％以下が好ましい。
亜鉛めっき層及び亜鉛合金めっき層は、Ａｌ、Ａｇ、Ｂ、Ｂｅ、Ｂｉ、Ｃａ、Ｃｄ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｃｓ、Ｃｕ、Ｇｅ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ｉ、Ｋ、Ｌａ、Ｌｉ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎａ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｐｂ、Ｒｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｓｒ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種又は２種以上を、鋼板の耐食性や成形性を阻害しない範囲で含有してもよい。特に、Ｎｉ、Ａｌ、Ｍｇは、耐食性の向上に有効である。
本実施形態に係る鋼板の表面の亜鉛めっき層又は亜鉛合金めっき層は、合金化処理が施された、合金化亜鉛めっき層または合金化亜鉛合金めっき層であってもよい。溶融亜鉛めっき層又は溶融亜鉛合金めっき層に合金化処理を施す場合、鋼板表面と合金化めっき層との密着性向上の観点から、合金化処理後の溶融亜鉛めっき層（合金化亜鉛めっき層）又は溶融亜鉛合金めっき層（合金化亜鉛合金めっき層）のＦｅ含有量を７．０～１３．０質量％とすることが好ましい。溶融亜鉛めっき層又は溶融亜鉛合金めっき層を有する鋼板に合金化処理を施すことで、めっき層中にＦｅが取り込まれ、Ｆｅ含有量が増量する。これにより、Ｆｅ含有量を７．０質量％以上とすることができる。すなわち、Ｆｅ含有量が７．０質量％以上である亜鉛めっき層は、合金化亜鉛めっき層または合金化亜鉛合金めっき層である。
合金化処理後の溶融亜鉛めっき層（合金化亜鉛めっき層）又は溶融亜鉛合金めっき層（合金化亜鉛合金めっき層）のＦｅ含有量は、次の方法により得ることができる。インヒビターを添加した５体積％ＨＣｌ水溶液を用いてめっき層のみを溶解除去する。ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて、得られた溶解液中のＦｅ含有量を測定することで、亜鉛めっき層中のＦｅ含有量（質量％）を得る。
本実施形態に係る鋼板の板厚は、特定の範囲に限定されないが、汎用性や製造性を考慮すると、０．２～５．０ｍｍが好ましい。板厚が０．２ｍｍ以上であると、鋼板形状を平坦に維持することが容易になり、寸法精度および形状精度を向上することができる。そのため、板厚は０．２ｍｍ以上が好ましい。より好ましくは０．４ｍｍ以上である。
一方、板厚が５．０ｍｍ以下であると、製造過程で、適正なひずみ付与および温度制御を行うことが容易になり、均質な組織を得ることができる。そのため、板厚は５．０ｍｍ以下が好ましい。より好ましくは４．５ｍｍ以下である。
本実施形態に係る鋼板は、引張強さが３４０ＭＰａ以上であることが好ましい。より好ましくは４００ＭＰａ以上である。上限は特に限定しないが、例えば７００ＭＰａ以下、５００ＭＰａ以下とすればよい。
引張強さは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して、５号試験片を作製し、引張軸を鋼板の圧延方向として引張試験を行うことで、測定する。
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、製造方法に依らず、上記の特徴を有していればその効果が得られるが、以下の工程を含む製造方法によれば安定して製造できるので好ましい。以下の製造方法では、各工程を複合的且つ不可分に制御することで、所望の特徴を有する鋼板を製造することができる。
（Ｉ）所定の成分組成を有する鋼片を１１５０～１３２０℃に加熱し、熱間圧延完了温度が８５０～９３０℃となるように熱間圧延を完了し、１．５秒以上経過後に冷却を開始し、冷却開始温度～５００℃の温度域の平均冷却速度が２０℃／ｓ以上となるように５００℃以下の温度域まで冷却して熱延鋼板とする熱間圧延工程、
（ＩＩ）前記熱延鋼板を、５００～７００℃の温度域まで加熱する再加熱工程、
（ＩＩＩ）前記熱延鋼板を、室温まで冷却する冷却工程、
（ＩＶ）前記熱延鋼板を、合計圧下率が３０～９０％、冷間圧延完了温度が１２０～２５０℃となるように冷間圧延して冷延鋼板とする冷間圧延工程、
（Ｖ）前記冷延鋼板を、７２０～８５０℃の焼鈍温度に加熱し、５００℃以下の温度域まで冷却する焼鈍工程。
以下、各工程について好ましい条件を説明する。
＜熱間圧延工程＞
まず、上述した本実施形態に係る鋼板の成分組成を有する鋼片を１１５０～１３２０℃に加熱する。加熱温度が１１５０℃以上であると、炭化物を十分に溶解することができるため、熱間圧延後の鋼板に粗大な炭化物が残ることを抑制できる。また、鋼片の加熱温度が１３２０℃以下であると、結晶粒の粗大化を抑制でき、熱間圧延を施すことで十分に均質化することができる。なお、加熱する鋼片は、製造コストの観点から連続鋳造によって生産することが好ましいが、その他の鋳造方法（例えば造塊法）で生産しても構わない。
鋼片を加熱した後、熱間圧延完了温度が８５０～９３０℃となるように熱間圧延を施す。熱間圧延完了温度が８５０℃以上であると、単相域で圧延がなされるため、金属組織の異方性を抑制できる。そのため、熱間圧延完了温度は８５０℃以上とする。また、熱間圧延完了温度が９３０℃以下であると、母相オーステナイトの組織が過度に粗大化することを抑制でき、組織を均質とすることができる。そのため、熱間圧延完了温度は９３０℃以下とする。
熱間圧延工程では、１０００℃以下の温度域において下記式（１）を満たす必要がある。１０００℃以下の温度域において下記式（１）を満たすようにパススケジュールを制御することで均一に再結晶を進行させ、鋼中に炭化物を微細且つ均質に析出させる。１０００℃以下の温度域において下記式（１）を満たすことで、炭化物が偏析しにくくなり、炭化物が偏析した領域にボイドが生成することを抑制できる。
Figure 0007252499000005
Ｄｎは熱間圧延工程の１０００℃以下の温度域における微細炭化物の析出の進行度合いを示す指標である。上記式（１）中の各符号は、それぞれ以下を表す。
ｎ：１０００℃以下の温度域で行う圧延のパス数
Ｔｉ：ｉパス目の圧延温度［℃］
ｔｉ：ｉパス目の圧延からｉ＋１パス目の圧延までの経過時間［秒］、またはｉパス目の圧延から鋼板温度が低下して８５０℃に到達するまでの経過時間［秒］
ただし、ｉは１～ｎの自然数である。
ｈｉ－１：１０００℃以下の温度域におけるｉパス目の圧延前の板厚［ｍｍ］
ｈｉ：１０００℃以下の温度域におけるｉパス目の圧延後の板厚［ｍｍ］
ａ１～１１：定数（ａ１＝２．５４×１０－６、ａ２＝－３．６２×１０－４、ａ３＝－６．３８×１０－１、ａ４＝－３．００×１０－１、ａ５＝８．５０×１０－１、ａ６＝－８．５０×１０－４、ａ７＝２．４０×１００、ａ８＝７．８３×１０－１３、ａ９＝２．８０×１０５、ａ１０＝６．００×１０－１２、ａ１１＝２．８０×１０５）
熱間圧延完了後は、１．５秒以上経過後に冷却を開始し、冷却開始温度～５００℃の温度域の平均冷却速度が２０℃／ｓ以上となるように５００℃以下の温度域まで冷却する。これにより、熱延鋼板を得る。
熱間圧延完了後、冷却開始までの時間を１．５秒以上確保することで、再結晶を生じさせて均質な組織を得る。冷却開始までの時間を５．０秒以下とすることで、結晶粒の異常成長を抑制でき、鋼板内で粒径の偏差が生じることを抑制できるため、好ましい。
冷却開始温度～５００℃の温度域の平均冷却速度を２０℃／ｓ以上とすることで、鋼中にセメンタイト等の炭化物を微細に析出させる。上記温度域の平均冷却速度が２０℃／ｓ以上であると、粗大な炭化物が生成することを抑制でき、最終的に得られる鋼板において所望のミクロ組織を得ることができる。
平均冷却速度の上限は特に設定しないが、２００℃／ｓを超える冷却速度を得るには特殊な冷媒を要するので、生産コストの観点から、平均冷却速度は２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
なお、本実施形態における、平均冷却速度とは、設定する範囲の始点と終点との温度差を、始点から終点までの経過時間で除した値とする。
＜再加熱工程＞
再加熱工程では、得られた熱延鋼板を５００～７００℃の温度域まで加熱する。再加熱工程において、最高再加熱温度（再加熱工程における加熱温度の最大温度）を５００～７００℃とすることで、所望のミクロ組織を得ることができ、耐衝撃破壊特性を確保することができる。
また、再加熱工程では、５００～７００℃の温度域における温度履歴は下記式（２）を満たす必要がある。この加熱により、鋼中に微細な炭化物を均一に析出させる。５００～７００℃の温度域において下記式（２）を満たすことで、鋼中に微細な炭化物を析出させることができる。その結果、固溶炭素量を低減することができ、熱延鋼板の強度を低減することができる。
Figure 0007252499000006
上記式（２）において、Ｋ２０は再加熱工程の５００～７００℃の前記温度域における温度履歴を時間に対して２０等分した場合の、２０番目の区間における前記微細炭化物の析出の進行度合いを示す指標である。上記式（２）中の各符号はそれぞれ以下を表す。
Ｔｎ：５００～７００℃の前記温度域における温度履歴を時間に対して２０等分し、そのｎ番目の区間における平均温度［℃］
ΔｔＫ：５００～７００℃の前記温度域における総滞在時間を２０分割した時間［ｈｒ．］、ただしｔ１＝ΔｔＫとする。
Ｓｉ：Ｓｉの含有量［質量％］
ただし、ｌｏｇ１０は底が１０の常用対数である。
＜冷却工程＞
再加熱工程の後は、熱延鋼板を室温まで冷却する。この時の冷却速度は特に限定されず、冷却方法は空冷等が挙げられる。例えば、室温とは２５℃であり、再加熱後、室温までの空冷時の平均冷却速度は１０℃／ｓ以下である。
＜冷間圧延工程＞
次に、冷却後の熱延鋼板に対し、合計圧下率が３０～９０％、冷間圧延完了温度が１２０～２５０℃となるように冷間圧延を施す。これにより、冷延鋼板を得る。合計圧下率が３０％以上であると、その後の熱処理における再結晶を十分に進行させることができ、未再結晶フェライトが残存することを抑制でき、最終的に所望のミクロ組織を得ることができる。そのため、冷間圧延時の合計圧下率は３０％以上とする。合計圧下率は４５％以上であることが好ましく、６０％以上であることがより好ましい。また、冷間圧延における合計圧下率が９０％以下であると、鋼板の異方性が高まることを抑制でき、またボイドの個数密度を低減することができ、成形性を確保することができる。そのため、冷間圧延時の合計圧下率は９０％以下とする。成形性をより高めるために、合計圧下率は８５％以下が好ましい。
冷間圧延完了温度が１２０℃以上であると、ボイドの個数密度を低減することができ、最終的に所望のミクロ組織を得ることができる。そのため、冷間圧延完了温度は１２０℃以上とする。好ましくは、１５０℃以上であり、より好ましくは１７０℃以上である。また、冷間圧延完了温度が２５０℃以下であると、再結晶を十分に進行させることができ、成形性を確保することができる。再結晶を効率的に進めて成形性を確保するために、冷間圧延完了温度は２５０℃以下とする。好ましくは、２３０℃以下、２００℃以下である。
＜焼鈍工程＞
［加熱過程］
続いて、冷間圧延後の鋼板（冷延鋼板）に熱処理（焼鈍）を施す。まず、冷延鋼板を７２０～８５０℃の焼鈍温度に加熱する。この加熱の際、７２０℃～焼鈍温度（７２０～８５０℃）の温度域では、２０ＭＰａ以上の張力を付与し、且つ温度履歴が下記式（３）を満たす必要がある。７２０℃～焼鈍温度の温度域において、２０ＭＰａ以上の張力を付与することで、冷間圧延時に生成したボイドを十分に塞ぎ、ボイドが存在していた領域が、成形後に開口しないようにする。張力が２０ＭＰａ未満であると、冷間圧延時に生成したボイドが開口することを十分に抑制することができない。この観点から、付与する張力は２５ＭＰａ以上であることが好ましい。７２０℃～焼鈍温度の温度域において、温度履歴が下記式（３）を満たすことで、再結晶を促進し、且つセメンタイトの溶解を促進する。これにより、最終的に所望のミクロ組織を得ることができる。
Figure 0007252499000007
上記式（３）中の各符号はそれぞれ以下を表す。
Ｋ２０：上記式（２）により得られる値
ｄ１およびｄ２：定数（ｄ１＝９．６７×１０１０、ｄ２＝１．２５×１０４）
Ｔｉ：７２０℃～前記焼鈍温度の前記温度域における温度履歴を時間に対して１０分割したｉ番目の区間における平均熱処理温度［℃］
ｔ’：７２０℃～前記焼鈍温度の前記温度域における滞在時間の１／１０秒
焼鈍工程における焼鈍温度は７２０℃以上とする。焼鈍温度が７２０℃以上であると、粗大なセメンタイトが溶け残ることを抑制でき、また再結晶を十分に進行させることができ、所望のミクロ組織を得ることができる。焼鈍温度は７５０℃以上であることが好ましく、７８０℃以上であることがより好ましい。また、焼鈍温度が８５０℃以下であると、フェライトの体積率が過度に低減することを抑制できる。よって、焼鈍温度は８５０℃以下とする。フェライトの体積率を高めて成形性をより高める場合、焼鈍温度は８３０℃以下であることが好ましく、８１０℃以下であることがより好ましい。
［保持過程］
焼鈍温度における保持時間、すなわち、加熱過程で７２０℃以上の焼鈍温度に到達してから、７２０～８５０℃の焼鈍温度での保持を経て再び７２０℃に到達するまでの時間は３秒以上とすることが好ましい。保持時間を３秒以上とすることで、セメンタイトを十分に溶かすことができ、成形性を確保することができる。保持時間は１０秒以上とすることが好ましく、２５秒以上とすることがより好ましい。保持時間の上限は特に設定しないが、２００秒を超えて保持しても、鋼板の特性には影響しないことから、生産コストを鑑みて２００秒以下とすることが好ましい。
［冷却過程］
焼鈍温度まで加熱し、保持時間を確保した後、冷却を施す。
５００℃以下の温度域まで冷却する冷却過程では、７２０～５００℃の温度域において、温度履歴が下記式（４）を満たす必要がある。７２０～５００℃の温度域における温度履歴が下記式（４）を満たす冷却を行うことで、硬質相（マルテンサイトおよび残留オーステナイト）の生成を抑制する。これにより、最終的に所望のミクロ組織を得ることができる。
Figure 0007252499000008
上記式（４）において、各符号はそれぞれ以下を表す。
Δｉ：７５０－１８×Ｓｉ－１７×Ｍｎ－１０×Ｃｒ－８×Ｎｉ＋１５×Ａｌ－Ｔｉ
但し、各元素は質量％での含有量を示し、当該元素を含有しない場合は０を代入する。また、Δｉの計算値が負の値となる場合、Δｉは０とする。
ｇ１～６：定数（ｇ１＝１．００×１０－１、ｇ２＝１．４６×１０－１、ｇ３＝１．１４×１０－１、ｇ４＝２．２４×１００、ｇ５＝４．５３×１００、ｇ６＝４．８３×１０３）
Ｎｂ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＮｉおよびＡｌ：各元素の含有量［質量％］、ただし、当該元素を含有しない場合は０を代入する。
Ｔｉ＊：Ｔｉ－４２／１４×Ｎで表される有効Ｔｉ量、ＴｉおよびＮは当該元素の含有量［質量％］を示す。ただし、当該元素を含有しない場合は０を代入する。最小値は０とする。
Ｔｉ：７２０～５００℃の前記温度域における温度履歴を時間に対して１０分割したｉ番目の区間における平均熱処理温度［℃］
Ａｃ１およびＡｃ３：加熱中の変態開始温度および変態完了温度［℃］
Ｔｍａｘ：熱処理工程における最高加熱温度［℃］
ｔ’：７２０～５００℃の前記温度域における滞在時間の１／１０秒
焼鈍工程の後、５００℃以下の温度域において、鋼板に溶融亜鉛めっき処理あるいは溶融亜鉛合金めっき処理を施しても構わない。この際、めっき浴への浸漬前に鋼板を再加熱しても構わない。また、めっき処理後の鋼板を加熱し、めっき層の合金化処理を施しても構わない。
なお、本実施形態においてＡｃ１およびＡｃ３は、焼鈍工程に供する冷延鋼板から切り出した小片を加熱し、加熱中の小片の熱膨張変化から求める。
焼鈍工程後の鋼板に電気めっき処理または蒸着めっき処理を施し、鋼板の片面または両面に亜鉛めっき層を形成して、亜鉛めっき層を有する亜鉛めっき鋼板を製造してもよい。
焼鈍工程における雰囲気を制御し、鋼板の表面を改質しても構わない。例えば、脱炭雰囲気で加熱処理することで、鋼板表層部が適度に脱炭された曲げ性に優れる鋼板が得られる。
＜調質圧延工程＞
焼鈍工程後、合計圧下率が０．０５～２．００％となるように調質圧延を施してもよい。このような調質圧延を行うことで、表面形状の平坦化をすることおよび表面粗さを調整することができる。
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用する一条件例である。本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を説明するために採用する一条件例である。本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。
表１に示す化学組成の溶鋼を鋳造して鋼片を製造した。次に、鋼片を表２に示す条件で熱間圧延を施すことで熱延鋼板を得た。表２には、熱間圧延工程の１０００℃以下の温度域における熱間圧延条件と上述の式（１）とから得たＤｎを示す。
次に、表２に示す条件で再加熱を施した。表２には、再加熱工程の５００～７００℃の温度域における温度履歴と上述の式（２）とから得たＫ２０を示す。再加熱した後は、室温（２５℃）まで１０℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却した。
その後、熱延鋼板に対して、表３－１および表３－２に示す条件で冷間圧延、熱処理（焼鈍）および調質圧延を施すことで鋼板を得た。焼鈍は、表３－１および表３－２に記載の焼鈍温度まで加熱して３～２００秒間保持した（すなわち加熱過程で７２０℃以上の焼鈍温度に到達してから、７２０～８５０℃の焼鈍温度での保持を経て再び７２０℃に到達するまでの時間を３～２００秒とした）後、冷却した。
表３－１および表３－２には、焼鈍工程の加熱過程の７２０℃～焼鈍温度における温度履歴と上述の式（３）とから得た式（３）の中辺の値を示す。また、表３－１および表３－２には、焼鈍工程の冷却過程の７２０～５００℃の温度域における温度履歴と上述の式（４）とから得た式（４）の左辺の値を示す。
なお、表３－１および表３－２のめっき処理はそれぞれ以下の通りである。
Ｚｎ合金：焼鈍工程において鋼板を５００℃以下の温度域まで冷却した後、溶融亜鉛合金浴に浸漬し、室温まで冷却することで亜鉛合金めっき鋼板を得る処理である。
合金化Ｚｎ合金：焼鈍工程において鋼板を５００℃以下の温度域まで冷却後に溶融亜鉛合金浴に浸漬し、更に５８０℃まで再加熱する合金化処理を施してから、室温まで冷却することで合金化亜鉛合金めっき鋼板を得る処理である。
ＧＡ：焼鈍工程において鋼板を５００℃以下の温度域まで冷却後に溶融亜鉛浴に浸漬し、更に５６０℃まで再加熱する合金化処理を施してから、室温まで冷却することで合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を得る処理である。
ＧＩ：焼鈍工程において鋼板を５００℃以下の温度域まで冷却した後、溶融亜鉛浴に浸漬し、室温まで冷却することで溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）を得る処理である。
蒸着：焼鈍工程の後、蒸着めっき処理を施し、亜鉛めっき鋼板を得る処理である。
ＥＧ：焼鈍工程の後、電気亜鉛めっき処理を施し、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）を得る処理である。
表４－１および表４－２に、表１～表３－２に記載の製造条件によって得られた鋼板の特徴を示す。上述の方法により行った組織観察の結果として、表４－１および表４－２にフェライトの体積率、フェライトに占める未再結晶フェライトの割合、マルテンサイトの体積率、残留オーステナイトの体積率およびフェライトの平均結晶粒径を示す。なお、フェライトに占める未再結晶フェライトの割合は、ＴＳＬ社製のＯＩＭ Ｄａｔａ ＣｏｌｌｅｃｔｉｏｎおよびＯＩＭ Ｄａｔａ Ａｎａｌｙｓｉｓを用いて測定した。また、上述の方法により測定した最大径が１．０μｍ以上であるボイドの個数密度を示す。なお、鋼板の板厚は、表３－１および表３－２の圧延後板厚と同じ値であった。
合金化処理を施した鋼板については、上述の方法により合金化処理後の溶融亜鉛めっき層（合金化亜鉛めっき層）又は溶融亜鉛合金めっき層（合金化亜鉛合金めっき層）のＦｅ含有量を測定した。
なお、表４－１および表４－２のめっき層はそれぞれ以下の通りである。
Ｚｎ合金：亜鉛合金めっき層
合金化Ｚｎ合金：合金化亜鉛合金めっき層
ＧＡ：溶融亜鉛浴に浸漬した後、合金化処理を施すことで形成された合金化溶融亜鉛めっき層
ＧＩ：溶融亜鉛浴に浸漬して形成された溶融亜鉛めっき層
蒸着：蒸着めっき処理により形成された亜鉛めっき層
ＥＧ：電気亜鉛めっき処理により形成された亜鉛めっき層
表５－１および表５－２に、表１～表３－２の製造条件によって得られた鋼板の特性を示す。降伏強度（ＹＳ：Ｙｉｅｌｄ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）および最大引張強さは、引張試験を行うことで得た。ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して、５号試験片を作製し、引張軸を鋼板の圧延方向として、引張試験を行った。引張試験における最大引張強さ（ＴＳ：Ｔｅｎｓｉｌｅ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）が３４０ＭＰａ以上であった鋼板を、優れた強度を有するとして合格と判定した。一方、最大引張強さが３４０ＭＰａ未満であった鋼板を、優れた強度を有しないとして不合格と判定した。また、引張試験により得られた均一伸び（ｕＥｌ：ｕｎｉｆｏｒｍ Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ）が１５％以上であった鋼板を、優れた成形性を有するとして合格と判定した。一方、均一伸びが１５％未満であった鋼板を、優れた成形性を有しないとして不合格と判定した。
上記引張試験と同様の条件で引張試験を行い、ひずみを１５％付与した後に除荷した。試験片の平行部中央の両端に半径１．０ｍｍの半円のノッチを付与し、－４０℃で破断するまで再度引張試験を行った。これにより、－４０℃での破断応力σ２と除荷前の最大応力σ１とを得た。
次に、シャルピー衝撃試験を行った。鋼板の板厚が２．５ｍｍ未満の場合には、試験片として、板厚の合計が５．０ｍｍを超えるまで鋼板を積層し、ボルトによって締結して、２ｍｍ深さのＶノッチを付与した積層シャルピー試験片を用いた。それ以外の条件は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２：２０１８に従って行った。これにより、脆性破面率が５０％以上となる延性－脆性遷移温度を得た。
上述の方法により得た－４０℃での破断応力σ２を除荷前の最大応力σ１で除した値（σ２／σ１）が０．７０以下であり、且つ脆性破面率が５０％以上となる延性－脆性遷移温度が－４０℃以下であった鋼板を、成形後の衝撃変形時の変形能が十分に高い（優れた耐衝撃特性を有する）として合格と判定した。
一方、σ２／σ１が０．７０超および／または脆性破面率が５０％以上となる延性－脆性遷移温度が－４０℃超であった鋼板を、優れた耐衝撃特性を有しないとして不合格と判定した。
Figure 0007252499000009
Figure 0007252499000010
Figure 0007252499000011
Figure 0007252499000012
Figure 0007252499000013
Figure 0007252499000014
Figure 0007252499000015
Figure 0007252499000016
表１に示すＡ～ＡＤの鋼のうち、ＡＡ～ＡＤの鋼は本発明に定める成分組成の範囲を逸脱した比較例である。
ＡＡ鋼は、Ｃ含有量が本発明の範囲よりも低かった。本鋼を用いて得られた実験例５４の鋼板は、最大引張強さが低かった。
ＡＢ鋼は、Ｃ含有量が本発明の範囲よりも高かった。本鋼を用いて得られた実験例５５の鋼板は、フェライト量が少なく、ボイドの個数密度が高かったため、均一伸びが低く、σ２／σ１が高かった。
ＡＣ鋼は、Ｓｉ含有量が本発明の範囲よりも高かった。本鋼を用いて得られた実験例５６の鋼板は、残留オーステナイト量が多かったため、延性－脆性遷移温度が高かった。
ＡＤ鋼は、Ｍｎ含有量が本発明の範囲よりも高かった。本鋼を用いて得られた実験例５７の鋼板は、フェライト量が少なく、マルテンサイトおよび残留オーステナイト量が多く、ボイドの個数密度が高かったため、均一伸びが低く、σ２／σ１および延性－脆性遷移温度が高かった。
実験例７、１５、２１、２９、３９、４９および５０は、熱間圧延工程の条件が本発明の範囲を逸脱した比較例である。
実験例７は、Ｄｎが高く、１０００℃以下の温度域において式（１）を満たさなかったため、ボイドの個数密度が高くなり、σ２／σ１が高くなった比較例である。
実験例１５は、鋼片加熱温度が低かったため、ボイドの個数密度が高くなり、σ２／σ１が高くなった比較例である。
実験例２１は、冷却開始温度～５００℃の温度域の平均冷却速度が低かったため、ボイドの個数密度が高くなり、σ２／σ１が高くなった比較例である。
実験例２９は、熱間圧延完了温度が低かったため、ボイドの個数密度が高くなり、σ２／σ１が高くなった比較例である。
実験例３９は、熱間圧延を完了してから、冷却を開始するまでの時間が短かったため、ボイドの個数密度が高くなり、σ２／σ１が高くなった比較例である。
実験例４９は、熱間圧延完了温度が高かったため、ボイドの個数密度が高くなり、σ２／σ１が高くなった比較例である。
実験例５０は、鋼片加熱温度が高かったため、ボイドの個数密度が高くなり、σ２／σ１が高くなった比較例である。
実験例８、１０および３８は、再加熱工程の条件が本発明の範囲を逸脱した比較例である。
実験例８は、再加熱工程における最高再加熱温度が低かったため、ボイドの個数密度が高くなり、σ２／σ１が高くなった比較例である。
実験例１０は、再加熱工程における最高再加熱温度が高かったため、ボイドの個数密度が高くなり、σ２／σ１が高くなった比較例である。
実験例３８は、Ｋ２０が低く、５００～７００℃の温度域において、式（２）を満たさなかったため、ボイドの個数密度が高くなり、σ２／σ１が高くなった比較例である。
実験例６、３７、５８および５９は、冷間圧延工程の条件が本発明の範囲を逸脱する比較例である。
実験例６は、冷間圧延工程における合計圧下率が高かったため、ボイドの個数密度が高くなり、σ２／σ１が高くなった比較例である。
実験例３７は、冷間圧延工程における合計圧下率が低かったため、未再結晶フェライトが過剰に残存し、均一伸びが低くなった比較例である。
実験例５８は、冷間圧延工程における圧延完了温度が低かったため、ボイドの個数密度が高くなり、σ２／σ１が高くなった比較例である。
実験例５９は、冷間圧延工程における圧延完了温度が高かったため、未再結晶フェライトが過剰に残存し、均一伸びが低くなった比較例である。
実験例３、４、１３、２７、３５および４７は、焼鈍工程の条件が本発明の範囲を逸脱する比較例である。
実験例３は、焼鈍温度が高かったため、フェライト量が少なくなり、均一伸びが低くなった比較例である。
実験例２７は、焼鈍温度が低かったため、ボイドの個数密度が高くなり、σ２／σ１が高くなった比較例である。
実験例４は、式（３）の中辺の値が高かったため、残留オーステナイト量が多くなり、延性－脆性遷移温度が高くなった比較例である。
実験例１３は、式（４）の左辺の値が低かったため、マルテンサイト量が多くなり、延性－脆性遷移温度が高くなった比較例である。
実験例３５は、式（３）の中辺の値が低かったため、未再結晶フェライトが過剰に残存し、均一伸びが低くなった比較例である。
実験例４７は、７２０℃～焼鈍温度の温度域において付与した張力が低かったため、ボイドの個数密度が高くなり、σ２／σ１が高くなった比較例である。
上記の比較例を除く実験例が、本発明における実施例である。実施例として記載する鋼板は、本発明の製造条件を満足する製造方法により製造することで、優れた成形性、強度および耐衝撃破壊特性を有することが分かる。
実験例２、９、１２、１６、１８、２２、２４、２６、３０、３２、３３、３４、４０、４２、４４、４６および５２は、めっき処理を施すことで本発明のめっき鋼板を得た実施例である。
実験例９、２６、３２および４２は、焼鈍工程において鋼板を５００℃まで冷却した後、溶融亜鉛浴に浸漬し、室温まで冷却することで溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）を得た実施例である。
実験例２、１８、３０および４６は、焼鈍工程において鋼板を５００℃まで冷却後に溶融亜鉛浴に浸漬し、更に５６０℃まで再加熱する合金化処理を施してから、室温まで冷却することで合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を得た実施例である。
実験例３３、５２は、焼鈍工程において鋼板を５００℃まで冷却後に溶融亜鉛合金浴に浸漬し、室温まで冷却することで亜鉛合金めっき鋼板を得た実施例である。
実験例３４、４０は、焼鈍工程において鋼板を５００℃まで冷却した後、溶融亜鉛合金浴に浸漬し、更に５８０℃まで再加熱する合金化処理を施してから、室温まで冷却することで合金化亜鉛合金めっき鋼板を得た実施例である。
実験例１６および２２は、焼鈍工程において調質圧延前に蒸着めっき処理を施し、亜鉛めっき鋼板を得た実施例である。
実験例１２、２４および４４は、焼鈍工程の後、電気亜鉛めっき処理を施し、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）を得た実施例である。
前述したように、本発明によれば、成形性、耐衝撃破壊特性および靭性に優れた高強度鋼板を提供することができる。本発明の鋼板は、自動車の大幅な軽量化と、搭乗者の保護・安全の確保に好適な鋼板であるので、本発明は、鋼板製造産業及び自動車産業において利用可能性が高い。

Claims (10)

  1. 成分組成が、質量％で、
    Ｃ：０．０１０～０．２００％、
    Ｓｉ：０．００５～１．５００％、
    Ｍｎ：０．０５～３．００％、
    Ａｌ：０．００５～１．０００％、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０２００％以下、
    Ｎ：０．０１５０％以下、
    Ｏ：０．０１００％以下、
    Ｎｂ：０～０．０６０％、
    Ｔｉ：０～０．１００％、
    Ｖ：０～０．５００％、
    Ｃｒ：０～１．００％、
    Ｎｉ：０～１．００％、
    Ｃｕ：０～１．００％、
    Ｍｏ：０～１．００％、
    Ｗ：０～１．０００％、
    Ｂ：０～０．０１００％、
    Ｓｎ：０～１．００％、
    Ｓｂ：０～０．２０％、並びに
    Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＬａおよびＲＥＭの１種または２種以上の合計：０～０．０１００％、
    を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
    表面から板厚方向に板厚の１／４位置におけるミクロ組織が、
    体積％で、フェライト：８０％以上、マルテンサイト：２％以下、残留オーステナイト：２％以下を含有し、
    前記フェライトに占める未再結晶フェライトの割合が５％以下であり、
    １０％引張後の、表面から板厚方向に板厚の１／４位置におけるミクロ組織において、最大径が１．０μｍ以上であるボイドの個数密度が１．０×１０９個／ｍ２以下である
    ことを特徴とする鋼板。
  2. 前記成分組成が、質量％で、
    Ｎｂ：０．００５～０．０６０％、
    Ｔｉ：０．０１５～０．１００％、
    Ｖ：０．０１０～０．５００％、
    Ｃｒ：０．０５～１．００％、
    Ｎｉ：０．０５～１．００％、
    Ｃｕ：０．０５～１．００％、
    Ｍｏ：０．０３～１．００％、
    Ｗ：０．０３０～１．０００％、
    Ｂ：０．０００５～０．０１００％、
    Ｓｎ：０．０１～１．００％、
    Ｓｂ：０．００５～０．２０％、並びに
    Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭの１種または２種以上の合計：０．０００１～０．０１００％
    からなる群から選択される１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
  3. 前記ミクロ組織に含まれる前記フェライトの平均結晶粒径が６．０～１５．０μｍであることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の鋼板。
  4. 前記表面に亜鉛めっき層を有することを特徴とする請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼板。
  5. 前記表面に亜鉛合金めっき層を有することを特徴とする請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼板。
  6. 前記亜鉛めっき層または前記亜鉛合金めっき層中のＦｅ含有量が、質量％で、７．０～１３．０％であることを特徴とする、請求項４または５に記載の鋼板。
  7. 請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼板を製造する方法であって、
    請求項１に記載の成分組成を有する鋼片を１１５０～１３２０℃に加熱し、熱間圧延完了温度が８５０～９３０℃となるように熱間圧延を完了し、１．５秒以上経過後に冷却を開始し、冷却開始温度～５００℃の温度域の平均冷却速度が２０℃／ｓ以上となるように５００℃以下の温度域まで冷却して熱延鋼板とする熱間圧延工程と、
    前記熱延鋼板を、５００～７００℃の温度域まで加熱する再加熱工程と、
    前記熱延鋼板を、室温まで冷却する冷却工程と、
    前記熱延鋼板を、合計圧下率が３０～９０％、冷間圧延完了温度が１２０～２５０℃となるように冷間圧延して冷延鋼板とする冷間圧延工程と、
    前記冷延鋼板を、７２０～８５０℃の焼鈍温度に加熱し、５００℃以下の温度域まで冷却する焼鈍工程と、を備え、
    前記熱間圧延工程では、
    １０００℃以下の温度域において、下記式（１）を満たし、
    前記再加熱工程では、
    ５００～７００℃の前記温度域において、下記式（２）を満たし、
    前記焼鈍工程では、
    前記焼鈍温度への加熱過程において、
    ７２０℃～前記焼鈍温度の温度域において、２０ＭＰａ以上の張力を付与し、且つ下記式（３）を満たし、
    前記焼鈍温度からの冷却過程において、
    ７２０～５００℃の温度域において、下記式（４）を満たす
    ことを特徴とする鋼板の製造方法。
    Figure 0007252499000017
     上記式（１）において、Ｄｎは熱間圧延工程の１０００℃以下の温度域における微細炭化物の析出の進行度合いを示す指標である。上記式（１）中の各符号は、それぞれ以下を表す。
    ｎ：１０００℃以下の温度域で行う圧延のパス数
    Ｔｉ：ｉパス目の圧延温度［℃］
    ｔｉ：ｉパス目の圧延からｉ＋１パス目の圧延までの経過時間［秒］、またはｉパス目の圧延から鋼板温度が低下して８５０℃に到達するまでの経過時間［秒］
    ｈｉ－１：１０００℃以下の温度域におけるｉパス目の圧延前の板厚［ｍｍ］
    ｈｉ：１０００℃以下の温度域におけるｉパス目の圧延後の板厚［ｍｍ］
    ａ１～１１：定数（ａ１＝２．５４×１０－６、ａ２＝－３．６２×１０－４、ａ３＝－６．３８×１０－１、ａ４＝－３．００×１０－１、ａ５＝８．５０×１０－１、ａ６＝－８．５０×１０－４、ａ７＝２．４０×１００、ａ８＝７．８３×１０－１３、ａ９＝２．８０×１０５、ａ１０＝６．００×１０－１２、ａ１１＝２．８０×１０５）
    Figure 0007252499000018
     上記式（２）において、Ｋ２０は再加熱工程の５００～７００℃の前記温度域における温度履歴を時間に対して２０等分した場合の、２０番目の区間における前記微細炭化物の析出の進行度合いを示す指標である。上記式（２）中の各符号はそれぞれ以下を表す。
    Ｔｎ：５００～７００℃の前記温度域における温度履歴を時間に対して２０等分し、そのｎ番目の区間における平均温度［℃］
    ΔｔＫ：５００～７００℃の前記温度域における総滞在時間を２０分割した時間［ｈｒ．］、ただしｔ１＝ΔｔＫとする。
    Ｓｉ：Ｓｉの含有量［質量％］
    Figure 0007252499000019
     上記式（３）中の各符号はそれぞれ以下を表す。
    Ｋ２０：上記式（２）により得られる値
    ｄ１およびｄ２：定数（ｄ１＝９．６７×１０１０、ｄ２＝１．２５×１０４）
    Ｔｉ：７２０℃～前記焼鈍温度の前記温度域における温度履歴を時間に対して１０分割したｉ番目の区間における平均熱処理温度［℃］
    ｔ’：７２０℃～前記焼鈍温度の前記温度域における滞在時間の１／１０秒
    Figure 0007252499000020
     上記式（４）において、各符号はそれぞれ以下を表す。
    Δｉ：７５０－１８×Ｓｉ－１７×Ｍｎ－１０×Ｃｒ－８×Ｎｉ＋１５×Ａｌ－Ｔｉ
    但し、各元素は質量％での含有量を示し、当該元素を含有しない場合は０を代入する。また、Δｉの計算値が負の値となる場合、Δｉは０とする。
    ｇ１～６：定数（ｇ１＝１．００×１０－１、ｇ２＝１．４６×１０－１、ｇ３＝１．１４×１０－１、ｇ４＝２．２４×１００、ｇ５＝４．５３×１００、ｇ６＝４．８３×１０３）
    Ｎｂ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＮｉおよびＡｌ：各元素の含有量［質量％］、ただし、当該元素を含有しない場合は０を代入する。
    Ｔｉ＊：Ｔｉ－４２／１４×Ｎで表される有効Ｔｉ量、ＴｉおよびＮは当該元素の含有量［質量％］を示す。ただし、当該元素を含有しない場合は０を代入する。最小値は０とする。
    Ｔｉ：７２０～５００℃の前記温度域における温度履歴を時間に対して１０分割したｉ番目の区間における平均熱処理温度［℃］
    Ａｃ１およびＡｃ３：加熱中の変態開始温度および変態完了温度［℃］
    Ｔｍａｘ：熱処理工程における最高加熱温度［℃］
    ｔ’：７２０～５００℃の前記温度域における滞在時間の１／１０秒
  8. 前記焼鈍工程の前記冷却過程において、前記冷延鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする、請求項７に記載の鋼板の製造方法。
  9. 前記焼鈍工程の前記冷却過程において、前記冷延鋼板に溶融亜鉛合金めっき処理を施すことを特徴とする、請求項７に記載の鋼板の製造方法。
  10. 前記焼鈍工程の前記冷却過程において、前記溶融亜鉛めっき処理後または前記溶融亜鉛合金めっき処理後に合金化処理を施すことを特徴とする、請求項８または９に記載の鋼板の製造方法。
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