JP7294545B1 - 鋼板、部材およびそれらの製造方法 - Google Patents

Abstract

高強度、高延性、優れた伸びフランジ成形性および優れたレーザ溶接性を有する鋼板、部材およびそれらの製造方法の提供。質量％で、Ｃ：０．０６～０．２５％、Ｓｉ：０．４～２．５％、Ｍｎ：１．５～３．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：１．０％未満、Ｎ：０．０１５％未満を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、面積率で、ポリゴナルフェライト：１０％以下（０％を含む）であり、焼戻しマルテンサイト：４０％以上であり、フレッシュマルテンサイト：２０％以下（０％を含む）であり、内部の炭化物が１０μｍ２あたり２０個以下のベイニティックフェライト：３～４０％であり、体積率で、残留オーステナイト：５～２０％である鋼組織を有し、ＳＣ≧０．５／ＳＣ≧０．３×１００が２０％以上である、鋼板。

Description

本発明は、自動車、家電等の各種の用途において使用される鋼板、該鋼板を用いた部材およびそれらの製造方法に関する。

近年、自動車車体軽量化ニーズの更なる高まりから、自動車の骨格部品やシート部品への９８０～１１８０ＭＰａ級高強度鋼板の適用が進みつつある。しかしながら、９８０～１１８０ＭＰａ級の高強度鋼板を自動車部品に適用した場合、延性の低下や伸びフランジ成形性の低下に起因してプレス割れが生じやすくなる。このため、これらの高強度鋼板には、従来と比べ成形性に優れていることが望まれる。また、レーザ溶接の活用による部品の軽量化や高剛性化も進みつつある。例えば、板厚や強度の異なる鋼板をプレス加工前に接合してブランク材とするテーラードブランクの活用、プレス部品の端部やフランジ部をレーザ溶接することによる閉断面構造化、フランジの短小化、従来スポット溶接に対する溶接箇所の強度向上等が進められている。

しかしながら、５９０～１４７０ＭＰａ級の高強度鋼板を自動車部品に適用した場合、延性の低下に起因したプレス割れが生じやすくなる。また、これらの鋼板の多くには、強度や延性を向上させるために、鋼板のミクロ組織に硬質なマルテンサイトを活用しているので、これらの鋼板にレーザ溶接を施すと熱影響部（以下、ＨＡＺとも記す。）でマルテンサイトの軟化に起因した大きな軟化が生じる。その結果、プレス成形時にＨＡＺ軟化部で破断したり、部品の変形時にＨＡＺ軟化部が優先的に破断して部品強度が低下したりするといった問題が生じる。このため、これらの高強度鋼板には、従来成形性に優れ、ＨＡＺ軟化が小さいことが望まれている。

このような背景から、鋼板の延性を向上させる技術として、鋼板のミクロ組織中に残留オーステナイト（残留γ）を分散させたＴＲＩＰ鋼が開発されている。

例えば、特許文献１には、Ｃ：０．１０～０．４５％、Ｓｉ：０．５～１．８％、Ｍｎ：０．５～３．０％を含む鋼を焼鈍後に３５０～５００℃で１～３０ｍｉｎ時効処理をして、残留γを生成させることで、ＴＳ（引張強度）：８０ｋｇｆ／ｍｍ^２以上でＴＳ×Ｅｌ≧２５００ｋｇｆ／ｍｍ^２・％の高い延性を有する鋼板が得られることが開示されている。

特許文献２には、Ｃ：０．１０～０．２５％、Ｓｉ：１．０～２．０％、Ｍｎ：１．５～３．０％を含有する鋼を焼鈍後に１０℃／ｓ以上で４５０～３００℃まで冷却し、１８０～６００秒保持し、占積率で残留オーステナイトを５％以上、ベイニティックフェライトを６０％以上、ポリゴナルフェライトを２０％以下に制御することで、延性（Ｅｌ）と伸びフランジ成形性（λ）に優れた鋼板が得られることが開示されている。

特許文献３には、特定の成分組成を有する鋼板を焼鈍後１５０～３５０℃の温度域まで冷却し、その後３５０～６００℃に再加熱して保持することで、フェライト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトを含む組織が得られ、高い延性および高い伸びフランジ成形性を鋼板に付与できることが開示されている。これは、冷却過程で一度マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）～マルテンサイト変態完了温度（Ｍｆ点）の間の温度域まで冷却し、その後再加熱保持して残留γを安定化させる、所謂、Ｑ＆Ｐ；Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ＆Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ（焼入れとマルテンサイトからオーステナイトへの炭素の分配）という原理を利用したものである。近年、この原理の利用で高い延性と高い伸びフランジ成形性を有する高強度鋼の開発が進んでいる。

特許文献４には、上記のＱ＆Ｐ処理を改良した手法が開示されている。すなわち、特定の成分組成を有する鋼において、ポリゴナルフェライトを５％以下とするためにＡｅ_３点－１０℃以上の温度で焼鈍し、その後、Ｍｓ－１０℃～Ｍｓ－１００℃の比較的高温で冷却を停止することで、３５０～４５０℃に再加熱した際に上部ベイナイトを生成させて高い延性と高い伸びフランジ成形性を得ようとするものである。

また、特許文献５には、低温で生成するベイナイトと高温で生成するベイナイトを活用し、延性と低温靱性に優れた鋼板を得る手法が開示されている。すなわち、Ｃ：０．１０～０．５％を含有する鋼を焼鈍後、１０℃／ｓ以上の冷却速度で１５０～４００℃まで冷却し、その温度域で１０～２００ｓｅｃ保持することで低温域のベイナイトを生成させ、４００℃超５４０℃以下の温度域に再加熱して５０ｓｅｃ以上保持することで高温域のベイナイトを生成させ延性と低温靱性に優れた鋼板を得ようとするものである。

さらに、特許文献６には、Ｃ：０．０１～０．３％、Ｓｉ：０．００５～２．５％、Ｍｎ：０．０１～３％、Ｍｏ：０．０１～０．３％、Ｎｂ：０．００１～０．１％を含有する鋼板をγ単相に近い組織となる高温域で焼鈍後、２００～４５０℃の温度範囲に冷却して保持することで、主相をベイナイトもしくはベイニティックフェライトとして５０～９７％含有させ、第２相としてオーステナイトを３～５０％含有させることで延性、穴拡げ性、溶接性に優れた鋼板が得られることが示されている。

特公平６－３５６１９号公報 特許第４４１１２２１号公報 特許第５４６３６８５号公報 特許第５７８００８６号公報 特許第５７２８１１５号公報 特許第３８５４５０６号公報

しかしながら、特許文献１に記載の従来のＴＲＩＰ鋼は、延性は優れているものの、伸びフランジ成形性が非常に低いという問題を有していた。

特許文献２に記載の技術では、ミクロ組織として主にベイニティックフェライトを活用しており、フェライトを少なく抑えているので、伸びフランジ成形性には優れているものの延性は必ずしも高くない。このため、難成形部品への適応を考えると、さらなる延性の改善が求められていた。

特許文献３に記載の技術では、従来のＴＲＩＰ鋼やベイニティックフェライトを活用した鋼と比べると、比較的高い延性と高い伸びフランジ成形性を実現している。しかし、センターピラー等の難成形部品での成形においては破断が認められ、さらなる延性の向上が必要とされていた。本技術を適用した鋼板では、破断のしにくさを示す一様変形量が必ずしも十分でないことが明らかになった。この一様変形量は、延性の指標となるＥｌの中でもネッキングが生じ始めるまでの伸び量を表すＵ．Ｅｌで表され、Ｕ．Ｅｌをさらに増加させる必要がある。

特許文献４に記載の技術では、塊状のマルテンサイトを低減するためにポリゴナルフェライトの生成量を低減しており、十分な延性が確保できない。また、Ｅｌを向上させるために冷却停止温度を比較的高く設定しており、冷却停止時に未変態γが多く残存するので、塊状のマルテンサイトが残存しやすい。

特許文献５に記載の技術では、延性を向上させるために、低温域変態ベイナイトと高温域変態ベイナイトを活用するが、低温で変態するベイナイトは延性向上に対する寄与が小さく、高温で生成するベイナイトを利用する場合は塊状組織が残存しやすい。このため、高い延性と高い伸びフランジ成形性を同時に付与するのは難しい。

特許文献６に記載の技術では、より高強度な素材での改善が図られているが、レーザ溶接速度が速く入熱の少ない場合には効果があるものの、レーザ出力：４～６ｋＷ、溶接速度：３～５ｍｐｍといった通常か低速の溶接条件ではＨＡＺ軟化が大きく、レーザ溶接線を引張軸と垂直方向に含む継手に対して引張試験を行うと、ＨＡＺで破断するという問題があった。また、延性が必ずしも高くなく、更なる延性の向上が望まれていた。

このように、従来技術では、十分高い延性と高い伸びフランジ成形性を確保した鋼板は得られていなかった。

本発明は、このような問題を解決するためになされたもので、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、高い延性と優れた伸びフランジ成形性、さらには優れたレーザ溶接性を有する鋼板、部材およびそれらの製造方法を提供しようとするものである。

なお、ここでいう鋼板とは、表面に亜鉛めっき処理を施した亜鉛めっき鋼板も含むものとする。

本発明において、９８０ＭＰａ以上の引張強度とは、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠した引張強度が９８０ＭＰａ以上であることを指す。

また、延性が高いとは、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠した全伸びＴ－ＥｌがＴＳ：１１８０ＭＰａ未満では１６．０％以上、ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上１３２０ＭＰａ未満では１４．０％以上、ＴＳ：１３２０ＭＰａ以上では１３．０％以上であることを指す。

また、優れた伸びフランジ成形性とは、１００ｍｍ×１００ｍｍ角サイズのサンプルにポンチ径１０ｍｍ、ダイス径１０．３ｍｍ（クリアランス１３％）の打ち抜き工具を用いて打ち抜き後、頂角６０度の円錐ポンチを用いて、打ち抜き穴形成の際に発生したバリが外側になるようにして、板厚を貫通する割れが発生するまで穴広げを行い、ｄ_０：初期穴径（ｍｍ）、ｄ：割れ発生時の穴径（ｍｍ）として、穴広げ率λ（％）＝｛（ｄ－ｄ_０）／ｄ_０｝×１００が３０％以上であることを指す。

また、優れたレーザ溶接性とは、以下のレーザ溶接、破断形態判定試験、切欠き引張試験を行い、破断形態が母材破断であり、ＨＡＺ強度≧母材ＴＳ＋５０ＭＰａであることを指す。
（１）まず、鋼板より圧延直角方向に１２０ｍｍ、圧延方向に２００ｍｍ（端面は研削処理）の鋼板を２枚採取して、圧延方向が揃うよう２枚を突き合わせて並べ、突合せ位置でレーザ溶接を行う。突合せ面同士の隙間は０ｍｍとする。
（２）レーザ溶接は、Ｎｄ－ＹＡＧレーザーを用い、焦点位置でのスポット径：０．６ｍｍ、焦点位置：鋼板上部４ｍｍ、シールドガスＡｒ、レーザ出力：４．２ｋＷ、溶接速度：３．７ｍ／ｍｉｎとする。溶接部材から溶接線が引張軸と垂直で試験片の長手中央に位置するよう、引張試験片を採取し（図１（ａ）参照）、引張試験を実施することにより破断形態を評価する（破断形態判定試験）。
（３）破断位置が溶接線から２．０ｍｍ以上離れている場合（一部でも２．０ｍｍ超となっている場合）は母材破断、２．０ｍｍ未満であり溶接線に沿って亀裂が進展して破断しているもの（ＨＡＺ部分や溶融部分で亀裂が進展）を溶接部破断と判定する。
（４）さらに、溶接部材から溶接線が引張軸と垂直で試験片の長手中央に位置し、溶接部に切欠き加工を施した切欠き試験片を採取し（図１（ｂ）参照）、引張試験（切欠き引張試験）を実施する。
（５）これにより、溶接部のＨＡＺとその周囲の微小範囲のみで変形させ、ＨＡＺ部で強制的に破断させることによりＨＡＺ部自体の強度を評価する。

本発明者らは、高い延性と優れた伸びフランジ成形性、さらに優れたレーザ溶接性を具備させる手段について鋭意検討を行い、以下の結論を得た。
（ｉ）所定の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延および冷間圧延した後、焼鈍温度：８１０～９００℃で保持を行うことにより、最終組織において所定の残留オーステナイト（残留γ）を確保するために、ポリゴナルフェライトを１０％以下に制御する。
（ｉｉ）焼鈍工程における保持後、冷却する過程で、５００℃からマルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以上かつ３２０℃以上の滞留停止温度（Ｔ１）までの温度範囲を平均冷却速度（ＣＲ２）：１０℃／ｓ以下で１０ｓ以上６０ｓ以下滞留させ、炭化物の少ないベイニティックフェライトと残留γを生成させる。このようにして生じたベイニティックフェライトは軟質であり、かつレーザ溶接時の熱影響を受けにくい。また、滞留中にベイニティックフェライトから残留γへＣが効率的に分配されることにより、最終組織において延性向上に寄与する高炭素濃度の残留γを得ることができる。
（ｉｉｉ）残部の未変態γ領域において、塊状組織形成の原因となるＴ_０組成までの炭素の濃化が生じる前に、上記滞留停止温度（Ｔ１）から２００℃以上３００℃以下の冷却停止温度（Ｔ２）までの温度範囲を平均冷却速度（ＣＲ３）：３～１００℃／ｓで速やかに冷却する。この２次冷却により、残部の未変態γ領域をマルテンサイト変態もしくは下部ベイナイト変態により分断し、残留γを分散させるとともに、塊状組織を低減する。
なお、ここで、塊状組織とはＳＥＭ上で塊状に見えるフレッシュマルテンサイトまたは残留オーステナイトのことを指す。また、Ｔ_０組成とは、オーステナイトとベイナイトの自由エネルギーが等しくなり、ベイナイト変態が停留する組成のことを指す。
（ｉｖ）その後冷却停止温度（Ｔ２）から３８０℃までの温度範囲を平均加熱速度：２℃／ｓ以上で再加熱し、３４０℃以上５９０℃以下の温度範囲を２０ｓ以上３０００ｓ以下で滞留させることにより、マルテンサイトを焼戻しマルテンサイトにすると同時に、冷却途中の滞留で上部ベイナイトに隣接して生成させた残留γに炭素をさらに分配させ、残留γを安定化させる。さらに、平均冷却速度（ＣＲ４）：０．０１～５℃／ｓで徐冷することにより、残留γへの過剰なＣ分配による塊状組織の生成を抑制するとともに、フレッシュマルテンサイトの自己焼戻しにより伸びフランジ性を向上させることができる。

このようにベイナイト変態をマルテンサイト変態の前に活用し、さらに再加熱後の徐冷を活用することにより、今まで困難であった安定な残留γの利用と塊状組織の低減の両立が可能になる。
その結果、極めて高い延性と優れた伸びフランジ成形性、さらには優れたレーザ溶接性を具備した鋼板を得ることが出来る。さらに、本発明によれば、高強度化することも可能である。

本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、具体的には以下のものを提供する。
［１］質量％で、
Ｃ：０．０６～０．２５％、
Ｓｉ：０．４～２．５％、
Ｍｎ：１．５～３．５％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
ｓｏｌ.Ａｌ：１．０％未満、
Ｎ：０．０１５％未満
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し、
面積率で、
ポリゴナルフェライト：１０％以下（０％を含む）であり、
焼戻しマルテンサイト：４０％以上であり、
フレッシュマルテンサイト：２０％以下（０％を含む）であり、
内部の炭化物が１０μｍ^２あたり２０個以下のベイニティックフェライト：３～４０％であり、
体積率で、残留オーステナイト：５～２０％である鋼組織を有し、
Ｃ濃度が０．５０％以上である領域の面積Ｓ_{Ｃ≧０．５}が、Ｃ濃度が０．３０％以上である領域の面積Ｓ_{Ｃ≧０．３}に占める割合Ｓ_{Ｃ≧０．５}／Ｓ_{Ｃ≧０．３}×１００が２０％以上である、鋼板。
［２］前記鋼組織において、内部の炭化物が１０μｍ^２あたり２０個以下のベイニティックフェライトに隣接して存在する残留オーステナイトの個数密度が、１００００μｍ^２あたり５０個以上である、［１］に記載の鋼板。
［３］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．１％以下、
Ｂ：０．０１％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有する、［１］または［２］に記載の鋼板。
［４］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：１％以下、
Ｎｉ：１％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｍｏ：０．５％以下、
Ｖ：０．５％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｚｒ：０．２％以下および
Ｗ：０．２％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、［１］～［３］のいずれかに記載の鋼板。
［５］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．００４０％以下、
Ｃｅ：０．００４０％以下、
Ｌａ：０．００４０％以下、
Ｍｇ：０．００３０％以下、
Ｓｂ：０．１％以下および
Ｓｎ：０．１％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、［１］～［４］のいずれかに記載の鋼板。
［６］表面に亜鉛めっき層を有する、［１］～［５］のいずれかに記載の鋼板。
［７］［１］～［６］のいずれかに記載の鋼板を用いてなる部材。
［８］［１］、［３］、［４］、または［５］に記載の成分組成を有する鋼スラブに対して、熱間圧延および冷間圧延を行った後、得られた冷延鋼板に対して焼鈍を行い、
前記焼鈍は、
焼鈍温度：８１０～９００℃で保持を行う工程と、
８１０℃から５００℃までの温度範囲を平均冷却速度ＣＲ１：５～１００℃／ｓで冷却する工程と、
５００℃からマルテンサイト変態開始温度Ｍｓ（℃）以上かつ３２０℃以上の滞留停止温度Ｔ１までの温度範囲を平均冷却速度ＣＲ２：１０℃／ｓ以下で１０ｓ以上６０ｓ以下滞留させる工程と、
前記滞留停止温度Ｔ１から２００℃以上３００℃以下の冷却停止温度Ｔ２までの温度範囲を平均冷却速度ＣＲ３：３～１００℃／ｓで冷却する工程と、
前記冷却停止温度Ｔ２から３８０℃までの温度範囲を平均加熱速度：２℃／ｓ以上で加熱する工程と、
３４０℃以上５９０℃以下の温度範囲内で２０ｓ以上３０００ｓ以下の間、平均冷却速度ＣＲ４：０．０１～５℃／ｓで滞留させる工程と、
５０℃以下の温度まで平均冷却速度ＣＲ５：０．１℃／ｓ以上で冷却する工程と、
を含む、鋼板の製造方法。
［９］前記平均冷却速度ＣＲ４：０．０１～５℃／ｓで滞留させる工程において、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を行う、［８］に記載の鋼板の製造方法。
［１０］前記平均冷却速度ＣＲ５：０．１℃／ｓ以上で冷却する工程後に、電気亜鉛めっき処理を行う工程を含む、［８］に記載の鋼板の製造方法。
［１１］［１］～［６］のいずれかに記載の鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。

本発明によれば、高い延性、優れた伸びフランジ成形性、および優れたレーザ溶接性を有する鋼板および部材を得ることが出来る。さらに、本発明によれば、高強度化することも可能である。本発明の鋼板を自動車部品に適用すれば、自動車部品の軽量化が実現され、燃費の向上が見込まれる。

図１は、本発明の鋼板のレーザ溶接性の評価方法を説明するための図である。 図２は、鋼板の鋼組織のＳＥＭ写真の一例である。 図３は、本発明の鋼板の鋼組織の測定方法を説明するための図である。 図４は、本発明の鋼板の製造方法を説明するための図である。

以下、本発明を具体的に説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。

本発明の鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０６～０．２５％、Ｓｉ：０．４～２．５％、Ｍｎ：１．５～３．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：１．０％未満、Ｎ：０．０１５％未満を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、面積率で、ポリゴナルフェライト：１０％以下（０％を含む）であり、焼戻しマルテンサイト：４０％以上であり、フレッシュマルテンサイト：２０％以下（０％を含む）であり、内部の炭化物が１０μｍ^２あたり２０個以下のベイニティックフェライト：３～４０％であり、体積率で、残留オーステナイト：５～２０％である鋼組織を有し、Ｃ濃度が０．５０％以上である領域の面積Ｓ_{Ｃ≧０．５}が、Ｃ濃度が０．３０％以上である領域の面積Ｓ_{Ｃ≧０．３}に占める割合Ｓ_{Ｃ≧０．５}／Ｓ_{Ｃ≧０．３}×１００が２０％以上である。
以下、成分組成、鋼組織の順で本発明の鋼板を説明する。

本発明の鋼板は下記の成分を含む。下記の説明において、成分の含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。

Ｃ：０．０６～０．２５％
Ｃは、焼戻しマルテンサイトの面積率を確保して所定の強度を確保する観点、残留γの体積率を確保して延性を向上させる観点、残留γ中に濃化して残留γを安定化させて延性を向上させる観点から含有する。また、Ｃを含有することで、溶接継ぎ手における溶融部とγ域からの急冷部の強度上昇を通じて、ＨＡＺでの変形を抑制することにより、耐ＨＡＺ軟化特性を向上させることができる。Ｃの含有量が０．０６％未満では、これらの効果が十分に確保できないので、その下限は０．０６％とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０９％以上であり、より好ましくは０．１１％以上である。Ｃ含有量が０．２５％を超えると、冷却途中の中間保持における上部ベイナイト変態が遅延して、所定量の上部ベイナイトに隣接して生成する残留γを形成することが難しくなる。その結果、延性が低下する。また、塊状のマルテンサイトもしくは塊状の残留γが増加して、伸びフランジ成形性が劣化する。さらに、鋼板のレーザ溶接時の耐ＨＡＺ軟化特性、スポット溶接性、曲げ性、穴広げ性といった諸特性が著しく劣化する。これらより、Ｃ含有量の上限は０．２５％とする。延性や耐ＨＡＺ軟化特性の観点から、Ｃ含有量は０．２２％以下とすることが好ましい。延性および耐ＨＡＺ軟化特性をさらに改善する観点から、Ｃ含有量は０．２０％以下とすることがより好ましい。

Ｓｉ：０．４～２．５％
Ｓｉは、フェライトを強化して強度を上昇させる観点、マルテンサイトやベイナイト中の炭化物生成を抑制し、残留γの安定性を向上させて延性を向上させる観点、熱影響を受けにくい固溶強化量の増加を通じて溶接部における耐ＨＡＺ軟化特性を向上させる観点から含有する。これらの観点から、Ｓｉ含有量は０．４％以上にする。延性向上の観点から、Ｓｉ含有量は０．６％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｓｉ含有量は０．８％以上である。Ｓｉ含有量が２．５％を超えると、熱間圧延時の圧延荷重が極端に高くなり、薄板の製造が困難になる。また、化成処理性や溶接部の靭性が劣化する。これらより、Ｓｉ含有量は２．５％以下とする。化成処理性や素材および溶接部の靭性確保の観点から、Ｓｉ含有量は２．０％未満とすることが好ましい。溶接部の靭性確保の観点から、Ｓｉ含有量は１．８％以下とすることが好ましく、１．５％以下とすることがより好ましい。

Ｍｎ：１．５～３．５％
Ｍｎは、所定の面積率の焼戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイトを確保して強度を確保する観点、残留γのＭｓ点の低下により残留γを安定化させ延性を改善する観点、Ｓｉと同様にベイナイト中の炭化物の生成を抑制して延性を向上させる観点、残留γの体積率を増加させて延性を向上させる観点から重要な元素である。これらの効果を得るために、Ｍｎ含有量は１．５％以上とする。残留γを安定化させて延性を向上させる観点から、Ｍｎ含有量は２．５％以上とすることが好ましい。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．６％以上であり、より好ましくは２．７％以上である。Ｍｎ含有量が３．５％を超えると、ベイナイト変態が著しく遅延するので、延性および耐ＨＡＺ軟化特性が低下する。また、Ｍｎ含有量が３．５％を超えると、塊状の粗大γや塊状の粗大マルテンサイトの生成を抑制することは難しくなり、伸びフランジ成形性も劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は３．５％以下とする。ベイナイト変態を促進して高い延性を確保する観点から、Ｍｎ含有量は３．２％以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ｍｎ含有量は３．１％以下である。

Ｐ：０．０２％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スポット溶接性を劣化させる。したがって、Ｐ含有量は０．０２％以下とする。スポット溶接性を改善する観点から、Ｐ含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。なお、Ｐを含まなくてもよいが、Ｐ含有量は製造コストの観点から０．００１％以上とすることが好ましい。

Ｓ：０．０１％以下
Ｓは熱間圧延でのスケール剥離性を改善する効果、焼鈍時の窒化を抑制する効果があるが、スポット溶接性、曲げ性、穴広げ性を低下させる元素である。これらの点から、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。本発明ではＣ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量が高いのでスポット溶接性が低下しやすく、スポット溶接性を改善する観点から、Ｓ含有量は０．００２０％以下とすることが好ましく、０．００１０％未満とすることがより好ましい。なお、Ｓを含まなくてもよいが、Ｓ含有量は製造コストの観点から０．０００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｓ含有量は０．０００５％以上である。

ｓｏｌ．Ａｌ：１．０％未満
Ａｌは脱酸の目的、Ｓｉの代替として残留γを安定化させる目的で含有する。ｓｏｌ．Ａｌの下限は特に規定しないが、安定して脱酸を行うために、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。また、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０１％以上とすることがより好ましい。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が１．０％以上となると、素材の強度が極端に低下し、化成処理性にも悪影響を及ぼすので、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は１．０％未満とする。高い強度を得るために、ｓｏｌ．Ａｌは０．５０％未満とすることがより好ましく、０．２０％以下とすることがさらに好ましい。

Ｎ：０．０１５％未満
Ｎは鋼中でＢＮ、ＡｌＮ、ＴｉＮ等の窒化物を形成する元素であり、鋼の熱間延性を低下させ、表面品質を低下させる元素である。また、Ｂを含有する鋼では、ＢＮの形成を通じてＢの効果を消失させる弊害がある。Ｎ含有量が０．０１５％以上になると表面品質が著しく劣化する。したがって、Ｎ含有量は０．０１５％未満とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０１０％以下である。なお、Ｎを含まなくてもよいが、Ｎ含有量は製造コストの点から０．０００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｎ含有量は０．００１％以上である。

上記以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。本発明の鋼板は上記の基本成分を含有し、残部は鉄（Ｆｅ）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。

本発明の鋼板の成分組成は、上記成分に加えて、以下の任意元素として、以下の（Ａ）、（Ｂ）、（Ｃ）から選ばれる１種または２種以上を適宜含有することができる。
（Ａ）質量％で、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０１％以下のうちから選んだ１種または２種、
（Ｂ）質量％で、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｚｒ：０．２％以下およびＷ：０．２％以下のうちから選んだ１種または２種以上、
（Ｃ）質量％で、Ｃａ：０．００４０％以下、Ｃｅ：０．００４０％以下、Ｌａ：０．００４０％以下、Ｍｇ：０．００３０％以下、Ｓｂ：０．１％以下およびＳｎ：０．１％以下のうちから選んだ１種または２種以上

Ｔｉ：０．１％以下
Ｔｉは鋼中のＮをＴｉＮとして固定し、熱間延性を向上させる効果やＢの焼入れ性向上効果を生じさせる作用がある。また、ＴｉＣの析出により組織を微細化する効果がある。これらの効果を得るためにＴｉ含有量を０．００２％以上にすることが好ましい。Ｎを十分固定する観点から、Ｔｉ含有量は０．００８％以上であることがより好ましい。Ｔｉ含有量は、さらに好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．１％を超えると圧延負荷の増大、析出強化量の増加による延性の低下を招く場合がある。このため、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ含有量は０．１％以下とする。好ましくは、Ｔｉ含有量は０．０５％以下である。高い延性を確保するために、Ｔｉ含有量は０．０３％以下とすることがより好ましい。

Ｂ：０．０１％以下
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、所定の面積率の焼戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイトを生成させやすい。また、Ｂは、溶接部近傍の焼入れ性を向上させて溶接部近傍に硬質組織を形成することで耐ＨＡＺ軟化特性を向上させる。さらに、固溶Ｂの残存により耐遅れ破壊特性は向上する。このようなＢの効果を得るために、Ｂ含有量を０．０００２％以上にすることが好ましい。また、Ｂ含有量は０．０００５％以上とすることがより好ましい。さらに好ましくは、Ｂ含有量は０．００１０％以上である。一方、Ｂ含有量が０．０１％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、熱間延性の著しい低下をもたらし表面欠陥を生じさせる。したがって、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は０．０１％以下とする。好ましくは、Ｂ含有量は０．００５０％以下である。より好ましくは、Ｂ含有量は０．００３０％以下である。

Ｃｕ：１％以下
Ｃｕは、自動車の使用環境での耐食性を向上させる。また、Ｃｕの腐食生成物が鋼板表面を被覆して鋼板への水素侵入を抑制することができる。Ｃｕは、スクラップを原料として活用するときに混入する元素であり、Ｃｕの混入を許容することでリサイクル資材を原料資材として活用でき、製造コストを低減させることができる。このような観点から、Ｃｕは０．００５％以上含有させることが好ましく、さらに耐遅れ破壊特性向上の観点から、Ｃｕは０．０５％以上含有させることがより好ましい。さらに好ましくは、Ｃｕ含有量は０．１０％以上である。一方、Ｃｕ含有量が多くなりすぎると表面欠陥の発生を招来する。このため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は１％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．４％以下であり、より好ましくは０．２％以下である。

Ｎｉ：１％以下
Ｎｉも、Ｃｕと同様、耐食性を向上させることができる。また、Ｎｉは、Ｃｕを含有させる場合に生じやすい、表面欠陥の発生を抑制することもできる。これらより、Ｎｉは０．０１％以上含有させることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．０４％以上であり、さらに好ましくは０．０６％以上である。一方、Ｎｉ含有量が多くなりすぎると、加熱炉内でのスケール生成が不均一になり、却って表面欠陥を発生させる原因になる。また、コスト増も招く。このため、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量は１％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．４％以下であり、より好ましくは０．２％以下である。

Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒは鋼の焼入れ性を向上させる効果、マルテンサイトや上部／下部ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果から含有することができる。また、溶接部近傍の焼入れ性を向上させることで、溶接部近傍に硬質相を形成させ、耐ＨＡＺ軟化特性を向上させる。このような効果を得るために、Ｃｒ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．０３％以上であり、さらに好ましくは０．０６％以上である。一方、Ｃｒを過剰に含有すると耐孔食性が劣化する。このため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量は１．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．８％以下であり、より好ましくは０．４％以下である。

Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは鋼の焼入れ性を向上させる効果、マルテンサイトや上部／下部ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果から含有することができる。また、溶接部近傍の焼入れ性を向上させることで、溶接部近傍に硬質相を形成させ、耐ＨＡＺ軟化特性を向上させる。このような効果を得るために、Ｍｏ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．０３％以上であり、さらに好ましくは０．０６％以上である。一方、Ｍｏは冷延鋼板の化成処理性を著しく劣化させる。このため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は０．５％以下とする。化成処理性向上の観点から、Ｍｏ含有量は０．１５％以下とすることが好ましい。

Ｖ：０．５％以下
Ｖは鋼の焼入れ性を向上させる効果、マルテンサイトや上部／下部ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果、組織を微細化する効果、炭化物を析出させ耐遅れ破壊特性を改善する効果から含有することができる。また、溶接部近傍の焼入れ性を向上させることで、溶接部近傍に硬質相を形成させ、耐ＨＡＺ軟化特性を向上させる。これらの効果を得るために、Ｖ含有量は０．００３％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｖを多量に含有すると鋳造性が著しく劣化する。このため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は０．５％以下とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．３％以下であり、より好ましくは０．１％以下である。Ｖ含有量は、さらに好ましくは、０．０５％以下であり、さらにより好ましくは、０．０３％以下である。

Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂは鋼組織を微細化し高強度化する効果、細粒化を通じてベイナイト変態を促進する効果、曲げ性を改善する効果、耐遅れ破壊特性を向上させる効果から含有することができる。また、Ｎｂは、溶接部近傍の焼入れ性を向上させることで、溶接部近傍に硬質相を形成させ、耐ＨＡＺ軟化特性を向上させる。これらの効果を得るために、Ｎｂ含有量は０．００２％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．００４％以上であり、さらに好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｎｂを多量に含有すると析出強化が強くなりすぎ延性が低下する。また、圧延荷重の増大、鋳造性の劣化を招く。このため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量は０．１％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０３％以下である。

Ｚｒ：０．２％以下
Ｚｒは鋼の焼入れ性の向上効果、ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果、組織を微細化する効果、炭化物を析出させ耐遅れ破壊特性を改善する効果から含有することができる。そのような効果を得るために、Ｚｒ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｚｒ含有量は、より好ましくは０．００８％以上であり、さらに好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｚｒを多量に含有すると、熱間圧延前のスラブ加熱時に未固溶で残存するＺｒＮやＺｒＳといった粗大な析出物が増加し、耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、Ｚｒを含有する場合、Ｚｒ含有量は０．２％以下とする。Ｚｒ含有量は、好ましくは０．１５％以下であり、より好ましくは０．０８％以下である。Ｚｒ含有量は、さらに好ましくは、０．０３％以下であり、さらにより好ましくは、０．０２％以下である。

Ｗ：０．２％以下
Ｗは鋼の焼入れ性の向上効果、ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果、組織を微細化する効果、炭化物を析出させ耐遅れ破壊特性を改善する効果から含有することができる。そのような効果を得るために、Ｗ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。Ｗ含有量は、より好ましくは０．００８％以上であり、さらに好ましくは０．０１０％以上である。
一方、Ｗを多量に含有させると、熱間圧延前のスラブ加熱時に未固溶で残存するＷＮやＷＳといった粗大な析出物が増加し、耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、Ｗを含有する場合、Ｗ含有量は０．２％以下とする。Ｗ含有量は、好ましくは０．１５％以下であり、より好ましくは０．０８％以下である。Ｗ含有量は、さらに好ましくは、０．０３％以下であり、さらにより好ましくは、０．０２％以下である。

Ｃａ：０．００４０％以下
Ｃａは、ＳをＣａＳとして固定し、曲げ性の改善や耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ｃａ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｃａは多量に添加すると表面品質や曲げ性を劣化させる。このため、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は０．００４０％以下とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００３５％以下であり、より好ましくは０．００２０％以下である。

Ｃｅ：０．００４０％以下
Ｃｅも、Ｃａと同様、Ｓを固定し、曲げ性の改善や耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ｃｅ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｃｅ含有量は、より好ましくは０．０００４％以上であり、さらに好ましくは０．０００６％以上である。一方、Ｃｅを多量に添加すると表面品質や曲げ性が劣化する。このため、Ｃｅを含有する場合、Ｃｅ含有量は０．００４０％以下とする。Ｃｅ含有量は、好ましくは０．００３５％以下であり、より好ましくは０．００２０％以下である。

Ｌａ：０．００４０％以下
Ｌａも、Ｃａと同様、Ｓを固定し、曲げ性の改善や耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ｌａ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｌａ含有量は、より好ましくは０．０００４％以上であり、さらに好ましくは０．０００６％以上である。一方、Ｌａを多量に添加すると表面品質や曲げ性が劣化する。このため、Ｌａを含有する場合、Ｌａ含有量は０．００４０％以下とする。Ｌａ含有量は、好ましくは０．００３５％以下であり、より好ましくは０．００２０％以下である。

Ｍｇ：０．００３０％以下
ＭｇはＭｇＯとしてＯを固定し、耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ｍｇ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．０００４％以上であり、さらに好ましくは０．０００６％以上である。一方、Ｍｇを多量に添加すると表面品質や曲げ性が劣化する。このため、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は０．００３０％以下とする。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００２５％以下であり、より好ましくは０．００１０％以下である。

Ｓｂ：０．１％以下
Ｓｂは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、それによるＣやＢの表層における含有量の低減を抑制する。また、ＣやＢの含有量の上記低減が抑制されることで、鋼板表層部のフェライト生成を抑制し、高強度化するとともに、耐遅れ破壊特性が改善する。このような観点から、Ｓｂ含有量は０．００２％以上とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．００４％以上であり、さらに好ましくは０．００６％以上である。一方、Ｓｂ含有量が０．１％を超えると、鋳造性が劣化し、また、旧γ粒界に偏析して、せん断端面の耐遅れ破壊特性は劣化する。このため、Ｓｂを含有する場合、Ｓｂ含有量は０．１％以下とする。Ｓｂ含有量は、好ましくは０．０４％以下であり、より好ましくは０．０３％以下である。

Ｓｎ：０．１％以下
Ｓｎは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、それによるＣやＢの表層における含有量の低減を抑制する。また、ＣやＢの含有量の上記低減が抑制されることで、鋼板表層部のフェライト生成を抑制し、高強度化するとともに、耐遅れ破壊特性が改善する。このような観点から、Ｓｎ含有量は０．００２％以上とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、好ましくは０．００４％以上であり、より好ましくは０．００６％以上である。一方、Ｓｎ含有量が０．１％を超えると、鋳造性が劣化する。また、旧γ粒界にＳｎが偏析して、せん断端面の耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、Ｓｎを含有する場合、Ｓｎ含有量は０．１％以下とする。Ｓｎ含有量は、好ましくは０．０４％以下であり、より好ましくは０．０３％以下である。

上記任意成分を好適な下限値未満で含む場合、下限値未満で含まれる任意元素は本発明の効果を害さない。そこで、上記任意元素を好適な下限値未満で含む場合、上記任意元素は、不可避的不純物として含まれるとする。

次に、本発明の鋼板の鋼組織について、説明する。

ポリゴナルフェライト：１０％以下（０％を含む）
焼鈍中または冷却過程で生成するポリゴナルフェライトは、延性の向上に寄与するが、マルテンサイト等の周囲の硬質相との硬度差が生じることにより伸びフランジ成形性の低下を招く。ポリゴナルフェライトは面積率で１０％以下であれば、本発明の効果を損ねるものではないため、含有してもかまわない。よって、本発明では、面積率で、ポリゴナルフェライトを１０％以下とする。ポリゴナルフェライトは、好ましくは５％以下であり、より好ましくは２％以下である。また、ポリゴナルフェライトは０％でもよい。

焼戻しマルテンサイト：４０％以上
所定の強度および伸びフランジ成形性を得るために、焼戻しマルテンサイトは面積率で４０％以上とする。焼戻しマルテンサイトは、好ましくは５０％以上である。一方、焼戻しマルテンサイトが８０％を超えると、過度な高強度化により延性が低下するため、焼戻しマルテンサイトは８０％以下とすることが好ましい。焼戻しマルテンサイトは、より好ましくは７５％以下である。

フレッシュマルテンサイト：２０％以下（０％を含む）
従来、最終テンパー工程（後述の平均冷却速度ＣＲ４で滞留させる工程）でベイナイト変態を多く生じさせようとする場合、塊状のマルテンサイトもしくは塊状の残留γが多く残存する。そこで、従来、これを防ぐために、Ｍｎを低減してベイナイト変態を促進する手法が用いられていた。しかしながら、Ｍｎ含有量を低減すると残留γの安定化効果や体積率増加効果が失われることによって延性が損なわれていた。これに対して、Ｍｎを多く含む鋼板に適切な冷却処理を施す本発明では、ベイナイト変態の利用と塊状組織の低減の両方を実現することが可能である。
塊状のフレッシュマルテンサイト組織は、面積率で２０％以下に低減することで優れた伸びフランジ成形性と耐ＨＡＺ軟化特性を確保できる。よって、本発明では、面積率で、フレッシュマルテンサイトを２０％以下とする。優れた伸びフランジ成形性および耐ＨＡＺ軟化特性を確保するために、フレッシュマルテンサイトは１０％以下とすることが好ましい。フレッシュマルテンサイトは、より好ましくは５％以下である。また、フレッシュマルテンサイトは０％でもよい。

内部の炭化物が１０μｍ^２あたり２０個以下のベイニティックフェライト：３～４０％
内部の炭化物が１０μｍ^２あたり２０個以下のベイニティックフェライトを面積率で３％以上含むことにより、周囲の残留γへ効率的にＣが濃化する。また、レーザ溶接時の熱影響を受けにくく、耐ＨＡＺ軟化特性の向上に寄与する。よって、本発明では、面積率で、内部の炭化物が１０μｍ^２あたり２０個以下であるベイニティックフェライトを３％以上とする。上記ベイニティックフェライトは、好ましくは５％以上であり、より好ましくは７％以上である。強度の低下を抑制するために、内部の炭化物が１０μｍ^２あたり２０個以下であるベイニティックフェライトは、面積率で４０％以下とする。好ましくは３０％以下であり、より好ましくは２５％以下である。
また、本発明では、内部の炭化物が１０μｍ^２あたり２０個超のベイニティックフェライトが存在していてもよい。

焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、上部ベイナイト、下部ベイナイト、残留オーステナイトの１種または２種以上を有する組織：９０％以上（１００％を含む）
所定の強度、延性、伸びフランジ成形性を確保するため、上記のポリゴナルフェライトの残部組織として、焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、上部ベイナイト、下部ベイナイト、残留オーステナイトの合計面積率は９０％以上とすることが好ましい。上記残部組織は、焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、上部ベイナイト、下部ベイナイト、残留オーステナイトの１種または２種以上を有する組織であってもよく、焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、上部ベイナイト、下部ベイナイト、残留オーステナイトの１種または２種以上からなる組織であってもよい。
上部ベイナイトおよび下部ベイナイトは、内部の炭化物が１０μｍ^２あたり２０個以下のベイニティックフェライトを含む。また、上部ベイナイトおよび下部ベイナイトは、内部の炭化物が１０μｍ^２あたり２０個超のベイニティックフェライトを含んでいてもよい。

残留オーステナイト：５～２０％
高い延性を確保するために、鋼組織全体に対して、残留オーステナイト（残留γ）は体積率で５％以上とする。残留オーステナイトは、好ましくは７％以上であり、より好ましくは９％以上である。この残留γ量には、ベイナイトに隣接して生成する残留γを含む。残留γの量が増加しすぎると強度低下、伸びフランジ成形性の低下、耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、残留γの体積率は２０％以下とする。残留オーステナイトは、好ましくは１５％以下である。また、「体積率」は「面積率」とみなすことができる。

Ｃ濃度が０．５０％（質量％）以上である領域の面積Ｓ_{Ｃ≧０．５}が、Ｃ濃度が０．３０％（質量％）以上である領域の面積Ｓ_{Ｃ≧０．３}に占める割合Ｓ_{Ｃ≧０．５}／Ｓ_{Ｃ≧０．３}×１００が２０％以上
高い延性を確保するために、Ｃ濃度が０．５０％以上である領域の面積Ｓ_{Ｃ≧０．５}が、Ｃ濃度が０．３０％以上である領域の面積Ｓ_{Ｃ≧０．３}に占める割合Ｓ_{Ｃ≧０．５}／Ｓ_{Ｃ≧０．３}×１００を２０％以上とする。上記割合は、好ましくは２５％以上であり、より好ましくは３０％以上である。

内部の炭化物が１０μｍ^２あたり２０個以下のベイニティックフェライトに隣接して存在する残留オーステナイトの個数密度が、１００００μｍ^２あたり５０個以上（好適要件）
内部の炭化物が１０μｍ^２あたり２０個以下のベイニティックフェライトが生成する際、隣接する未変態オーステナイトへＣが効率的に分配し、最終組織において延性向上に寄与する高炭素濃度の残留γが得られる。本発明では、より高い延性を確保する観点から、内部の炭化物が１０μｍ^２あたり２０個以下のベイニティックフェライトに隣接して存在する残留オーステナイトの個数密度を、１００００μｍ^２あたり５０個以上とすることが好ましい。より好ましくは、上記個数密度は、１００００μｍ^２あたり７０個以上であり、さらに好ましくは、１００個以上である。また、過度な残留γの生成により強度が低下することを回避する観点から、内部の炭化物が１０μｍ^２あたり２０個以下のベイニティックフェライトに隣接して存在する残留オーステナイトの個数密度は、１００００μｍ^２あたり４００個以下であることが好ましく、３００個以下であることがより好ましい。

次に、本発明の鋼板の鋼組織の測定方法について説明する。

ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイトの面積率の測定は、鋼板表面に垂直であり、圧延方向と平行な板厚断面を切り出し、鏡面研磨した後、３ｖｏｌ％ナイタールにて腐食し、１／４厚み位置でＳＥＭで倍率：５０００倍にて１０視野観察する方法で行う。図２は、鋼板の鋼組織のＳＥＭ写真の一例を示す。図２に示すようなポリゴナルフェライトは内部に殆ど炭化物を伴わず、比較的等軸なフェライトを対象とする。ＳＥＭでは最も黒色に見える領域である。ベイニティックフェライトは、内部にＳＥＭでは白色に見える炭化物または残留γの生成を伴うフェライト組織である。
ベイニティックフェライトであるのか、ポリゴナルフェライトであるのか識別が難しい場合は、アスペクト比≦２．０の形態のフェライトの領域をポリゴナルフェライトとし、アスペクト比＞２．０の領域をベイニティックフェライトに分類し面積率を算出する。
図３は、本発明の鋼板の鋼組織の測定方法を説明するための図である。図３（Ａ）に示すように、アスペクト比は、粒子長さが最も長くなる長軸長さａを求め、それに垂直な方向でもっとも粒子を長く横切るときの粒子長さを短軸長さｂとし、ａ／ｂをアスペクト比とする。なお、粒子同士が接触している場合、図３（Ｂ）に示すように、個々の粒子がおよそ均等に分割される位置で分割し、それぞれの粒子のサイズを測定する。

ベイニティックフェライトの内部の炭化物の１０μｍ^２あたりの個数は、５０００倍のＳＥＭ写真中でベイニティックフェライトの面積率と内部の炭化物の個数をカウントし、炭化物個数を各ベイニティックフェライトの面積率で除し、１０μｍ^２あたりの値に換算することにより求めることができる。
焼戻しマルテンサイトは、ＳＥＭでは内部にラス状の下部組織と炭化物の析出を伴う領域である。フレッシュマルテンサイトは、ＳＥＭでは内部に下部組織が見えずに白く見える塊状の領域である。

焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、上部ベイナイト、下部ベイナイト、残留オーステナイトの１種または２種以上を有する組織は、上記のポリゴナルフェライト以外の残部組織に対応し、この組織の合計の面積率は、上記のポリゴナルフェライト以外の領域の面積率である。ここで、炭化物の面積率は非常に少ないので、上記の残部組織の面積率に含める。

残留オーステナイト（残留γ）の体積率は、鋼板表面から１／４厚み位置まで化学研磨し、Ｘ線回折にて求めた。入射Ｘ線にはＣｏ－Ｋα線源を用い、フェライトの（２００）、（２１１）、（２２０）面とオーステナイトの（２００）、（２２０）、（３１１）面の強度比から残留オーステナイトの体積率を計算する。ここで、残留γはランダムに分布しているので、Ｘ線回折で求めた残留γの体積率は、鋼組織における残留γの面積率と等しくなる。

内部の炭化物が１０μｍ^２あたり２０個以下のベイニティックフェライトに隣接して存在する残留オーステナイトの個数密度は、ベイニティックフェライトの観察に用いたサンプルを鏡面研磨し、ＳＥＭの中で得られた同一視野の電子線後方散乱回折図形（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ、ＥＢＳＤ）をＥＢＳＤ解析プログラムＯＩＭ Ｄａｔａ Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎ ｖｅｒ．７を用いてマッピング測定し、得られたデータをＴＳＬ ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ ｖｅｒ．７（ＥＤＡＸ／ＴＳＬ社製）を用いて解析することによりフェーズマップデータを得て、内部の炭化物が１０μｍ^２あたり２０個以下のベイニティックフェライトに隣接して存在するｆｃｃ構造の個数密度を測定することにより求める。なお、ここで「隣接する」とは、フェーズマップにおいて内部の炭化物が１０μｍ^２あたり２０個以下のベイニティックフェライトに相当するｂｃｃ構造とｆｃｃ構造が接していることを意味し、ｂｃｃ構造の中にｆｃｃ構造が内包される場合も含むものとする。

Ｃ濃度が０．５０％（質量％）以上である領域の面積Ｓ_{Ｃ≧０．５}およびＣ濃度が０．３０％（質量％）以上である領域の面積Ｓ_{Ｃ≧０．３}の測定は、鋼板表面に垂直であり、圧延方向に平行な板厚断面の板厚１／４位置において日本電子製電界放出型電子線マイクロアナライザ（ＦＥ－ＥＰＭＡ）ＪＸＡ－８５００Ｆを用いて、加速電圧６ｋＶ、照射電流７×１０^－８Ａ、ビーム径を最小としてＣ濃度分布をマッピング分析することにより測定する。
ただし、コンタミネーションの影響を排除するために、分析で得られたＣの平均値が母材の炭素量に等しくなる様、バックグラウンド分を差し引く。つまり、測定された炭素量の平均値が母材の炭素量より多い場合、その増加分はコンタミネーションと考え、各位置での分析値からその増加分を一律差し引いた値を各位置での真のＣ量とする。

本発明の鋼板は、引張強度が９８０ＭＰａ以上であることが好ましい。より好ましくは１１８０ＭＰａ以上である。引張強度の上限については、他の特性との両立の観点から１４５０ＭＰａ以下が好ましく、より好ましくは１４００ＭＰａ以下である。

本発明の鋼板では、全伸びＴ－ＥｌはＴＳ：１１８０ＭＰａ未満では１６．０％以上、ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上１３２０ＭＰａ未満では１４．０％以上、ＴＳ：１３２０ＭＰａ以上では１３．０％以上確保することで成形の安定性は格段に向上する。穴広げ率λは、３０％以上確保することが好ましい。λの上限は、他の特性との両立の観点から、いずれの強度レベルにおいても９０％以下が好ましく、より好ましくは８０％以下である。

本発明の鋼板では、レーザ溶接、破断形態判定試験、切欠き引張試験を行い、破断形態が母材破断であり、ＨＡＺ強度≧母材ＴＳ＋５０ＭＰａであることが好ましい。

以上の本発明の鋼板は、表面に亜鉛めっき層を有する鋼板であってもよい。めっき層は、溶融めっき層、電気めっき層のいずれでもよい。

次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。

本発明の鋼板の製造方法では、前述した成分組成を有する鋼スラブに対して、熱間圧延および冷間圧延を行った後、得られた冷延鋼板に焼鈍を行い、上記焼鈍は、焼鈍温度：８１０～９００℃で保持を行う工程と、８１０℃から５００℃までの温度範囲を平均冷却速度（ＣＲ１）：５～１００℃／ｓで冷却する工程と、５００℃からマルテンサイト変態開始温度Ｍｓ（℃）以上かつ３２０℃以上の滞留停止温度（Ｔ１）までの温度範囲を平均冷却速度（ＣＲ２）：１０℃／ｓ以下で１０ｓ以上６０ｓ以下滞留させる工程と、上記滞留停止温度（Ｔ１）から２００℃以上３００℃以下の冷却停止温度（Ｔ２）までの温度範囲を平均冷却速度（ＣＲ３）：３～１００℃／ｓで冷却する工程と、上記冷却停止温度（Ｔ２）から３８０℃までの温度範囲を平均加熱速度：２℃／ｓ以上で加熱する工程と、３４０℃以上５９０℃以下の温度範囲内で２０ｓ以上３０００ｓ以下の間、平均冷却速度（ＣＲ４）：０．０１～５℃／ｓで滞留させる工程と、５０℃以下の温度まで平均冷却速度（ＣＲ５）：０．１℃／ｓ以上で冷却する工程と、をこの順で含む。

なお、本発明で各工程において特定する温度は、スラブ（鋼スラブ）または鋼板の表面温度のことを指す。

また、図４は、本発明の鋼板の製造方法を説明するための図であり、特には、スラブ（鋼スラブ）または鋼板の表面温度の時間変化を示す。この温度の時間変化を含め、各工程の詳細を以下で説明する。

熱間圧延
鋼スラブを熱間圧延するには、スラブを加熱後圧延する方法、連続鋳造後のスラブを加熱することなく直接圧延する方法、連続鋳造後のスラブに短時間加熱処理を施して圧延する方法などがある。熱間圧延は、常法にしたがって実施すればよく、例えば、スラブ加熱温度は１１００～１３００℃、均熱時間は２０～３００ｍｉｎ、仕上圧延温度はＡｒ_３変態点～Ａｒ_３変態点＋２００℃、巻取温度は４００～７２０℃とすればよい。巻取温度は、板厚変動を抑制し高い強度を安定して確保する観点からは、４３０～５３０℃とするのが好ましい。

冷間圧延
冷間圧延では、圧延率（累積圧延率）を３０～８５％とすればよい。高い強度を安定して確保し、異方性を小さくする観点からは、圧延率は３５～８５％にすることが好ましい。なお、圧延荷重が高い場合は、４５０～７３０℃でＣＡＬ（連続焼鈍ライン）またはＢＡＦ（箱焼鈍炉）にて軟質化の焼鈍処理を施すことが可能である。

焼鈍
前述した成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延および冷間圧延した後、以下に規定の条件で焼鈍を施す。焼鈍設備は特に限定されないが、生産性、および所望の加熱速度および冷却速度を確保する観点から、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）または連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）で実施することが好ましい。

焼鈍温度：８１０～９００℃で保持
所定の面積率の焼戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイト、所定の体積率の残留γを確保するために、焼鈍温度は８１０～９００℃とする。ポリゴナルフェライトを５％以下とするために、焼鈍温度はγ単相域焼鈍となるように調整することが好ましい。好ましくは８１５℃以上である。一方、焼鈍温度が９００℃を超える場合はγ粒径が過度に大きくなり、所望の炭素濃度の残留γを得るために必要なＣ原子の拡散距離が長くなることにより延性が低下する。したがって、焼鈍温度は９００℃以下とする。好ましくは、焼鈍温度は８８０℃以下である。

８１０℃から５００℃までの温度範囲を平均冷却速度（ＣＲ１）：５～１００℃／ｓで冷却
８１０～９００℃での保持後、８１０℃から５００℃までの温度範囲を平均冷却速度（ＣＲ１）：５～１００℃／ｓで冷却する。平均冷却速度（ＣＲ１）が５℃／ｓより遅いと、フェライトが多量に生成し、強度低下、伸びフランジ成形性の低下を招く。平均冷却速度（ＣＲ１）は、好ましくは８℃／ｓ以上である。一方、平均冷却速度（ＣＲ１）が速くなりすぎると、板形状が悪化するので、１００℃／ｓ以下とする。平均冷却速度（ＣＲ１）は、好ましくは５０℃／ｓ以下であり、より好ましくは３０℃／ｓ未満である。

ここで、平均冷却速度（ＣＲ１）は、「（８１０℃（冷却開始温度）－５００℃（冷却停止温度））／（８１０℃の冷却開始温度から５００℃の冷却停止温度までの冷却時間（秒））」である。

５００℃からマルテンサイト変態開始温度Ｍｓ（℃）以上かつ３２０℃以上の滞留停止温度（Ｔ１）までの温度範囲を平均冷却速度（ＣＲ２）：１０℃／ｓ以下で１０ｓ以上６０ｓ以下滞留
５００℃からマルテンサイト変態開始温度Ｍｓ（℃）以上かつ３２０℃以上の滞留停止温度（Ｔ１）までの温度範囲を平均冷却速度（ＣＲ２）：１０℃／ｓ以下で１０ｓ以上６０ｓ以下滞留（徐冷）させることより、炭化物密度が小さいベイナイトを生成させることが可能であり、隣接してＣ濃度の高い残留γを生成させることができる。温度範囲がＭｓ未満の場合または３２０℃未満の場合、マルテンサイトが先行して生成し、下部ベイナイトが生成するため、強度の低下を招く。一方、５００℃を超えると、ベイナイト変態の駆動力が低下し、ベイナイトの変態量が低下する。よって、温度範囲はＭｓ以上かつ３２０℃以上であって、５００℃以下とする。この温度範囲は、好ましくは３８０℃以上であり、より好ましくは４２０℃以上である。また、この温度範囲は、好ましくは４８０℃以下であり、より好ましくは４６０℃以下である。平均冷却速度（ＣＲ２）が１０℃／ｓを超えると、ベイナイト変態量が減少する。よって、平均冷却速度（ＣＲ２）は１０℃／ｓ以下とする。滞留時間が１０ｓ未満であると所望の量のベイナイトが得られず、６０ｓを超えるとベイナイトから塊状の未変態γへのＣの濃化が進行し、塊状組織の残存量の増加を招く。したがって、滞留時間は１０ｓ以上６０ｓ以下とする。ベイニティックフェライトと残留オーステナイトを確保し、延性および耐ＨＡＺ軟化特性を向上させる観点から、滞留時間は２０ｓ以上であることが好ましい。また、塊状組織の低減による伸びフランジ成形性の向上の観点から、滞留時間は５０ｓ以下であることが好ましい。

なお、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓは、フォーマスタ試験機にて、円柱状の試験片（直径３ｍｍ×高さ１０ｍｍ）を用いて、所定の焼鈍温度で保持後、ヘリウムガスで急冷したときの体積変化を測定することにより求めることができる。

また、ここで、平均冷却速度（ＣＲ２）は、「（５００℃（滞留開始温度）－滞留停止温度（Ｔ１））／（５００℃から滞留停止温度（Ｔ１）までの滞留時間（秒））」である。

上記滞留停止温度（Ｔ１）から２００℃以上３００℃以下の冷却停止温度（Ｔ２）までの温度範囲を平均冷却速度（ＣＲ３）：３～１００℃／ｓで冷却
上記の滞留後、炭素のγへの濃化が進行しすぎないように速やかに冷却する必要がある。３２０℃以上の上記滞留停止温度Ｔ１から２００℃以上３００℃以下の冷却停止温度Ｔ２までの温度範囲の平均冷却速度（ＣＲ３）が３℃／ｓ未満である場合、炭素が塊状の未変態γへ濃化して、最終冷却時のフレッシュマルテンサイトの量が増加し、伸びフランジ成形性が低下する。よって、伸びフランジ成形性を向上させる観点から、上記滞留停止温度Ｔ１から２００℃以上３００℃以下の冷却停止温度Ｔ２までの温度範囲の平均冷却速度（ＣＲ３）は３℃／ｓ以上とする。平均冷却速度（ＣＲ３）は、より好ましくは５℃／ｓ以上であり、さらに好ましくは８℃／ｓ以上である。この温度範囲の平均冷却速度が大きくなりすぎると、板形状が劣化するので、この温度範囲の平均冷却速度（ＣＲ３）は１００℃／ｓ以下とする。平均冷却速度（ＣＲ３）は、好ましくは５０℃／ｓ以下である。所定の残留γ量を確保するため、冷却停止温度Ｔ２は２００℃以上とする。冷却停止温度Ｔ２は、好ましくは２２０℃以上であり、より好ましくは２４０℃以上である。冷却停止温度Ｔ２が３００℃を超えると塊状の未変態γが多量に残存し、最終冷却時のフレッシュマルテンサイトの量が増加し、伸びフランジ成形性が低下する。よって、冷却停止温度Ｔ２は３００℃以下とする。冷却停止温度Ｔ２は、好ましくは２８０℃以下である。

ここで、平均冷却速度（ＣＲ３）は、「（滞留停止温度（Ｔ１））－（冷却停止温度（Ｔ２））／（滞留停止温度（Ｔ１）から冷却停止温度（Ｔ２）までの冷却時間（秒））」である。

冷却停止温度（Ｔ２）から３８０℃までの温度範囲を平均加熱速度：２℃／ｓ以上で加熱
さらに、上記冷却停止温度（Ｔ２）から３８０℃までの温度範囲を短時間で加熱することで炭化物析出を抑えて高い延性を確保することが出来る。また、冷却して生成したマルテンサイトもしくはベイナイトを核に３８０℃以上に再加熱した際に上部ベイナイトが生成する。３８０℃までの平均加熱速度が遅いと、これらの効果が得られなくなる。その結果、残留γ量が減少して延性が低下する。このため、冷却停止温度（Ｔ２）から３８０℃までの温度範囲の平均加熱速度は２℃／ｓ以上とする。炭化物析出を抑制する観点、再加熱時に上部ベイナイトを生成させる観点から、平均加熱速度は５℃／ｓ以上とすることが好ましく、１０℃／ｓ以上とすることがより好ましい。上記平均加熱速度の上限は特に限定されないが５０℃／ｓ以下であることが好ましく、より好ましくは３０℃／ｓ以下である。

ここで、平均加熱速度は、「３８０℃（加熱停止温度）－（冷却停止温度（Ｔ２））／（冷却停止温度Ｔ２から３８０℃（加熱停止温度）までの加熱時間（秒））」である。

３４０℃以上５９０℃以下の温度範囲を平均冷却速度（ＣＲ４）：０．０１～５℃／ｓで２０ｓ以上３０００ｓ以下滞留
残留γにＣを分配させてこれらを安定化させる観点、未変態γとして塊状に分布している領域をベイナイト変態により細分化し、伸びフランジ成形性を向上させる観点から、３４０℃以上５９０℃以下の温度範囲で２０ｓ以上３０００ｓ以下滞留（徐冷）させる。さらに、残留γへの過剰なＣの分配による塊状組織の生成を抑制するとともに、フレッシュマルテンサイトの自己焼戻しにより伸びフランジ成形性を向上させるため、この温度範囲を平均冷却速度（ＣＲ４）：０．０１～５℃／ｓで緩冷却する。平均冷却速度（ＣＲ４）が０．０１℃／ｓ未満の場合は、残留γへＣが過剰に分配され、塊状組織生成により伸びフランジ成形性の低下を招く。このため、平均冷却速度（ＣＲ４）は０．０１℃／ｓ以上とする。一方、平均冷却速度（ＣＲ４）が５℃／ｓを超えると、残留γへのＣ分配が抑制され、十分な量のＣ濃化領域を得ることができない。また、フレッシュマルテンサイトが生成し、λの劣化を招く。したがって、平均冷却速度（ＣＲ４）は５℃／ｓ以下とする。

ここで、平均冷却速度（ＣＲ４）は、「（冷却開始温度（Ｔ３））－（冷却停止温度（Ｔ４））／（冷却開始温度（Ｔ３）から冷却停止温度（Ｔ４）までの冷却時間（秒））」である。
ここで、冷却開始温度（Ｔ３）、冷却停止温度（Ｔ４）は、３４０℃以上５９０℃の範囲であれば、特に限定されないが、冷却開始温度（Ｔ３）は３６０～５８０℃の範囲であることが好ましく、冷却停止温度（Ｔ４）は３５０～４５０℃の範囲であることが好ましい。

なお、３４０～５９０℃の温度範囲での保持（滞留）は、溶融亜鉛めっき処理を兼ねても良い。すなわち、前述した平均冷却速度（ＣＲ４）：０．０１～５℃／ｓで滞留させる工程において、鋼板に溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を行ってもよい。溶融亜鉛めっき処理を施す場合は、４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬し、溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整することが好ましい。溶融亜鉛めっきはＡｌ量が０．１０％以上０．２２％以下である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。また、合金化溶融亜鉛めっき処理として、溶融亜鉛めっき処理後に亜鉛めっきの合金化処理を施すことができる。亜鉛めっきの合金化処理を施す場合は、４７０℃以上５９０℃以下の温度域で実施することが好ましい。
なお、本工程は、冷却（滞留、緩冷却）を行う工程であるが、上記の温度範囲、滞留時間の範囲、平均冷却速度ＣＲ４の範囲を満たしていれば、本工程中に、溶融亜鉛めっき処理や亜鉛めっきの合金化処理を施すことができる。溶融亜鉛めっき処理や亜鉛めっきの合金化処理では温度上昇を伴ってもよい。

５０℃以下の温度まで平均冷却速度（ＣＲ５）：０．１℃／ｓ以上で冷却
その後、過剰な焼戻しによる軟化や炭化物析出による延性低下を防止する観点から５０℃以下の温度まで０．１℃／ｓ以上の平均冷却速度（ＣＲ５）で冷却を行う。表面粗度の調整、板形状の平坦化などプレス成形性を安定化させる観点やＹＳを上昇させる観点から鋼板にスキンパス圧延を施すことができる。スキンパス伸長率は０．１～０．５％とするのが好ましい。また、板形状はレベラーで平坦化することも可能である。上記の５０℃以下の温度までの平均冷却速度（ＣＲ５）は、好ましくは５℃／ｓ以上であり、より好ましくは１００℃／ｓ以下である。

ここで、平均冷却速度（ＣＲ５）は、「（３４０℃（冷却開始温度）－５０℃以下の冷却停止温度）／（冷却開始温度から冷却停止温度までの冷却時間（秒））」である。

伸びフランジ成形性を改善する観点から上記の熱処理後、あるいはスキンパス圧延後に１００～３００℃で３０ｓｅｃ～１０日の低温熱処理を施すことも可能である。この処理により最終冷却時あるいはスキンパス圧延時に生成したマルテンサイトの焼き戻しや焼鈍時に鋼板に侵入した水素の鋼板からの離脱が生じる。低温熱処理で水素は０．１ｐｐｍ未満に低減することが可能である。また、電気めっきを施すことも可能である。すなわち、前述した平均冷却速度（ＣＲ５）：０．１℃／ｓ以上で冷却する工程後に、鋼板に電気亜鉛めっき処理を行ってもよい。電気めっきを施した後は鋼中の水素を低減する観点から上記の低温熱処理を施すことが好ましい。

本発明の鋼板は、板厚は０．５ｍｍ以上とすることが好ましい。また、板厚は２．０ｍｍ以下とすることが好ましい。

次に、本発明の部材およ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、接合加工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、本発明の鋼板に対して、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む。

本発明の鋼板は、引張強さが９８０ＭＰａ以上であり、優れた延性、優れた伸びフランジ成形性および優れたレーザ溶接性を有している。そのため、本発明の鋼板を用いて得た部材も高強度であり、従来の高強度部材に比べて優れた延性、優れた伸びフランジ成形性および優れたレーザ溶接性を有している。また、本発明の部材を用いれば、軽量化可能である。したがって、本発明の部材は、例えば、車体骨格部品に好適に用いることができる。本発明の部材は、溶接継手も含む。

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、接合加工は、スポット溶接、アーク溶接等の一般的な溶接や、リベット接合、かしめ接合等を制限なく用いることができる。

以下、本発明の実施例を説明する。

表１に示す成分組成を有する板厚１．４ｍｍの冷延鋼板を、表２に示す焼鈍条件で処理し、本発明の鋼板と比較例の鋼板とを製造した。
各冷延鋼板は、表１に示す成分組成を有する鋼スラブに対して、熱間圧延（スラブ加熱温度：１２００℃、均熱時間：６０ｍｉｎ、仕上圧延温度：９００℃、巻取り温度：５００℃）、および冷間圧延（圧延率（累積圧延率）：５０％）を行うことで得た。
表２中、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓは、フォーマスタ試験機にて、円柱状の試験片（直径３ｍｍ×高さ１０ｍｍ）を用いて、所定の焼鈍温度で保持後、ヘリウムガスで急冷したときの体積変化を測定することにより求めた。

なお、一部の鋼板（冷延鋼板：ＣＲ）は、３４０℃以上５９０℃以下の温度範囲を平均冷却速度：０．０１～５℃／ｓで２０ｓ以上３０００ｓ以下滞留させる工程において、溶融亜鉛めっき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）とした。ここでは、４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整した。溶融亜鉛めっきはＡｌ量が０．１０％以上０．２２％以下である亜鉛めっき浴を用いた。さらに一部の溶融亜鉛めっき鋼板には、合金化溶融亜鉛めっき処理として、上記溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）とした。ここでは、４６０℃以上５９０℃以下の温度域で合金化処理を施した。また、一部の鋼板（冷延鋼板：ＣＲ）は、電気めっきを施し、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）とした。

鋼組織の測定は、以下の方法で行った。測定結果は表３に示す。
ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイトの面積率の測定は、圧延方向と平行な板厚断面を切り出し、鏡面研磨した後、３ｖｏｌ％ナイタールにて腐食し、１／４厚み位置でＳＥＭで倍率：５０００倍にて１０視野観察する方法で行った。図２に示すようなポリゴナルフェライトは内部に殆ど炭化物を伴わず、比較的等軸なフェライトを対象とする。ＳＥＭでは最も黒色に見える領域である。ベイニティックフェライトは、内部にＳＥＭでは白色に見える炭化物または残留γの生成を伴うフェライト組織である。
ベイニティックフェライトであるのか、ポリゴナルフェライトであるのか識別が難しい場合は、アスペクト比≦２．０の形態のフェライトの領域をポリゴナルフェライトとし、アスペクト比＞２．０の領域をベイニティックフェライトに分類し面積率を算出した。
図３（Ａ）に示すように、アスペクト比は、粒子長さが最も長くなる長軸長さａを求め、それに垂直な方向でもっとも粒子を長く横切るときの粒子長さを短軸長さｂとし、ａ／ｂをアスペクト比とした。なお、粒子同士が接触している場合、図３（Ｂ）に示すように、個々の粒子がおよそ均等に分割される位置で分割し、それぞれの粒子のサイズを測定した。

ベイニティックフェライトの内部の炭化物の１０μｍ^２あたりの個数は、５０００倍のＳＥＭ写真中でベイニティックフェライトの面積率と内部の炭化物の個数をカウントし、炭化物個数を各ベイニティックフェライトの面積率で除し、１０μｍ^２あたりの値に換算することにより求めた。
焼戻しマルテンサイトは、ＳＥＭでは内部にラス状の下部組織と炭化物の析出を伴う領域である。フレッシュマルテンサイトは、ＳＥＭでは内部に下部組織が見えずに白く見える塊状の領域である。

焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、上部ベイナイト、下部ベイナイト、残留オーステナイトの１種または２種以上を有する組織は、上記のポリゴナルフェライト以外の残部組織に対応し、この組織の合計の面積率は、上記のポリゴナルフェライト以外の領域の面積率である。ここで、炭化物の面積率は非常に少ないので、上記の残部組織の面積率に含めた。

残留オーステナイト（残留γ）の体積率は、鋼板表面から１／４厚み位置まで化学研磨し、Ｘ線回折にて求めた。入射Ｘ線にはＣｏ－Ｋα線源を用い、フェライトの（２００）、（２１１）、（２２０）面とオーステナイトの（２００）、（２２０）、（３１１）面の強度比から残留オーステナイトの体積率を計算した。ここで、残留γはランダムに分布しているので、Ｘ線回折で求めた残留γの体積率は、鋼組織における残留γの面積率と等しくなる。

内部の炭化物が１０μｍ^２あたり２０個以下のベイニティックフェライトに隣接して存在する残留オーステナイトの個数密度は、ベイニティックフェライトの観察に用いたサンプルを鏡面研磨し、ＳＥＭの中で得られた同一視野の電子線後方散乱回折図形（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ、ＥＢＳＤ）をＥＢＳＤ解析プログラムＯＩＭ Ｄａｔａ Ｃｏｌｌｅｃｔｉｏｎ ｖｅｒ．７を用いてマッピング測定し、得られたデータをＴＳＬ ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ ｖｅｒ．７（ＥＤＡＸ／ＴＳＬ社製）を用いて解析することによりフェーズマップデータを得て、内部の炭化物が１０μｍ^２あたり２０個以下のベイニティックフェライトに隣接して存在するｆｃｃ構造の個数密度を測定することにより求めた。なお、ここで「隣接する」とは、フェーズマップにおいて内部の炭化物が１０μｍ^２あたり２０個以下のベイニティックフェライトに相当するｂｃｃ構造とｆｃｃ構造が接していることを意味し、ｂｃｃ構造の中にｆｃｃ構造が内包される場合も含むものとする。

Ｃ濃度が０．５０％（質量％）以上である領域の面積Ｓ_{Ｃ≧０．５}およびＣ濃度が０．３０％（質量％）以上である領域の面積Ｓ_{Ｃ≧０．３}の測定は、鋼板表面に垂直であり、圧延方向に平行な板厚断面の板厚１／４位置において日本電子製電界放出型電子線マイクロアナライザ（ＦＥ－ＥＰＭＡ）ＪＸＡ－８５００Ｆを用いて、加速電圧６ｋＶ、照射電流７×１０^－８Ａ、ビーム径を最小としてＣ濃度分布をマッピング分析することにより測定した。
ただし、コンタミネーションの影響を排除するために、分析で得られたＣの平均値が母材の炭素量に等しくなる様、バックグラウンド分を差し引いた。つまり、測定された炭素量の平均値が母材の炭素量より多い場合、その増加分はコンタミネーションと考え、各位置での分析値からその増加分を一律差し引いた値を各位置での真のＣ量とした。

得られた鋼板より、ＪＩＳ５号引張試験片および穴広げ試験片を採取し、引張試験（ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠）を実施した。引張強度ＴＳ、全伸びＴ－Ｅｌを表３に示した。引張強度が９８０ＭＰａ以上であるものを強度に優れると判断した。また、全伸びＴ－ＥｌがＴＳ：１１８０ＭＰａ未満では１６．０％以上、ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上１３２０ＭＰａ未満では１４．０％以上、ＴＳ：１３２０ＭＰａ以上では１３．０％以上のものを延性に優れると判断した。

また、伸びフランジ成形性は、熱処理後の鋼板から採取した穴広げ試験片に対して、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１の規定に準拠した穴広げ試験により評価した。すなわち、１００ｍｍ×１００ｍｍ角サイズのサンプルにポンチ径１０ｍｍ、ダイス径１０．３ｍｍ（クリアランス１３％）の打ち抜き工具を用いて打ち抜き後、頂角６０度の円錐ポンチを用いて、打ち抜き穴形成の際に発生したバリが外側になるようにして、板厚を貫通する割れが発生するまで穴広げを行った。この際のｄ_０：初期穴径（ｍｍ）、ｄ：割れ発生時の穴径（ｍｍ）として、穴広げ率λ（％）＝｛（ｄ－ｄ_０）／ｄ_０｝×１００として求め、表３に示した。３０％以上のλを有する鋼を穴広げ性に優れると判断した。

さらに、得られた鋼板より圧延直角方向に１２０ｍｍ、圧延方向に２００ｍｍ（端面は研削処理）の鋼板を２枚採取して、圧延方向が揃うよう２枚を突き合わせて並べ、突合せ位置でレーザ溶接を行った。突合せ面同士の隙間は０ｍｍとした。レーザ溶接は、Ｎｄ－ＹＡＧレーザーを用い、焦点位置でのスポット径：０．６ｍｍ、焦点位置：鋼板上部４ｍｍ、シールドガスＡｒ、レーザ出力：４．２ｋＷ、溶接速度：３．７ｍ／ｍｉｎとした。溶接部材から溶接線が引張軸と垂直で試験片の長手中央に位置するよう、図１（ａ）に示す形状の引張試験片を採取し、引張試験を実施することにより破断形態を評価した（破断形態判定試験）。破断位置が溶接線から２．０ｍｍ以上離れている場合（一部でも２．０ｍｍ超となっている場合）は母材破断、２．０ｍｍ未満であり溶接線に沿って亀裂が進展して破断しているもの（ＨＡＺ部分や溶融部分で亀裂が進展）を溶接部破断と判定した。さらに、溶接部材から溶接線が引張軸と垂直で試験片の長手中央に位置し、図１（ｂ）に示すように溶接部に切欠き加工を施した切欠き試験片を採取し、引張試験（切欠き引張試験）を実施した。これにより、溶接部のＨＡＺとその周囲の微小範囲のみで変形させ、ＨＡＺ部で強制的に破断させることによりＨＡＺ部自体の強度を評価することができ、これによりレーザ溶接性の優劣をより定量的に把握することが可能となる。本評価において、破断形態判定試験における破断形態が母材破断であり、かつ切欠き引張試験においてＨＡＺ強度≧母材ＴＳ＋５０ＭＰａであるものを、レーザ溶接性（耐ＨＡＺ軟化特性）に優れると判断した。

表２、３に示す本発明例は、強度、延性、穴広げ性、およびレーザ溶接性（耐ＨＡＺ軟化特性）に優れているのに対して、比較例はいずれかが劣っている。

本発明は、極めて高い延性と優れた伸びフランジ成形性、さらに優れたレーザ溶接性を有し、自動車、家電等においてプレス成形工程を経て使用されるプレス成形用に好ましく適用できる。

また、本発明例の鋼板を用いて、成形加工を施して得た部材、接合加工を施して得た部材、さらに成形加工および接合加工を施して得た部材は、本発明例の鋼板が高強度であり、優れた延性、優れた伸びフランジ成形性および優れたレーザ溶接性を有していることから、本発明例の鋼板と同様に、高強度であり、優れた延性、優れた伸びフランジ成形性および優れたレーザ溶接性を有することがわかった。

Claims (15)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０６～０．２５％、
   Ｓｉ：０．４～２．５％、
   Ｍｎ：１．５～３．５％、
   Ｐ：０．０２％以下、
   Ｓ：０．０１％以下、
   ｓｏｌ．Ａｌ：１．０％未満、
   Ｎ：０．０１５％未満
   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し、
   面積率で、
   ポリゴナルフェライト：１０％以下（０％を含む）であり、
   焼戻しマルテンサイト：４０％以上であり、
   フレッシュマルテンサイト：２０％以下（０％を含む）であり、
   内部の炭化物が１０μｍ^２あたり２０個以下のベイニティックフェライト：３～４０％であり、
   体積率で、残留オーステナイト：５～２０％である鋼組織を有し、
   Ｃ濃度が０．５０％以上である領域の面積Ｓ_{Ｃ≧０．５}が、Ｃ濃度が０．３０％以上である領域の面積Ｓ_{Ｃ≧０．３}に占める割合Ｓ_{Ｃ≧０．５}／Ｓ_{Ｃ≧０．３}×１００が２０％以上である、鋼板。
2. 前記鋼組織において、内部の炭化物が１０μｍ^２あたり２０個以下のベイニティックフェライトに隣接して存在する残留オーステナイトの個数密度が、１００００μｍ^２あたり５０個以上である、請求項１に記載の鋼板。
3. 前記成分組成が、さらに、以下の（Ａ）～（Ｃ）から選んだ１つまたは２つ以上を含有する、請求項１に記載の鋼板。
   （Ａ）質量％で、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０１％以下のうちから選んだ１種または２種、
   （Ｂ）質量％で、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｚｒ：０．２％以下およびＷ：０．２％以下のうちから選んだ１種または２種以上、
   （Ｃ）質量％で、Ｃａ：０．００４０％以下、Ｃｅ：０．００４０％以下、Ｌａ：０．００４０％以下、Ｍｇ：０．００３０％以下、Ｓｂ：０．１％以下およびＳｎ：０．１％以下のうちから選んだ１種または２種以上
4. 前記成分組成が、さらに、以下の（Ａ）～（Ｃ）から選んだ１つまたは２つ以上を含有する、請求項２に記載の鋼板。
   （Ａ）質量％で、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０１％以下のうちから選んだ１種または２種、
   （Ｂ）質量％で、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｚｒ：０．２％以下およびＷ：０．２％以下のうちから選んだ１種または２種以上、
   （Ｃ）質量％で、Ｃａ：０．００４０％以下、Ｃｅ：０．００４０％以下、Ｌａ：０．００４０％以下、Ｍｇ：０．００３０％以下、Ｓｂ：０．１％以下およびＳｎ：０．１％以下のうちから選んだ１種または２種以上
5. 表面に亜鉛めっき層を有する、請求項１～４のいずれかに記載の鋼板。
6. 請求項１～４のいずれかに記載の鋼板を用いてなる部材。
7. 請求項５に記載の鋼板を用いてなる部材。
8. 請求項１または３に記載の成分組成を有する鋼スラブに対して、熱間圧延および冷間圧延を行った後、得られた冷延鋼板に対して焼鈍を行い、
   前記焼鈍は、
   焼鈍温度：８１０～９００℃で保持を行う工程と、
   ８１０℃から５００℃までの温度範囲を平均冷却速度ＣＲ１：５～１００℃／ｓで冷却する工程と、
   ５００℃からマルテンサイト変態開始温度Ｍｓ（℃）以上かつ３２０℃以上の滞留停止温度Ｔ１までの温度範囲を平均冷却速度ＣＲ２：１０℃／ｓ以下で１０ｓ以上６０ｓ以下滞留させる工程と、
   前記滞留停止温度Ｔ１から２００℃以上３００℃以下の冷却停止温度Ｔ２までの温度範囲を平均冷却速度ＣＲ３：３～１００℃／ｓで冷却する工程と、
   前記冷却停止温度Ｔ２から３８０℃までの温度範囲を平均加熱速度：２℃／ｓ以上で加熱する工程と、
   ３４０℃以上５９０℃以下の温度範囲内で２０ｓ以上３０００ｓ以下の間、平均冷却速度ＣＲ４：０．０１～５℃／ｓで滞留させる工程と、
   ５０℃以下の温度まで平均冷却速度ＣＲ５：０．１℃／ｓ以上で冷却する工程と、
   を含む、
   面積率で、ポリゴナルフェライト：１０％以下（０％を含む）であり、焼戻しマルテンサイト：４０％以上であり、フレッシュマルテンサイト：２０％以下（０％を含む）であり、
   内部の炭化物が１０μｍ ^２ あたり２０個以下のベイニティックフェライト：３～４０％であり、体積率で、残留オーステナイト：５～２０％である鋼組織を有し、Ｃ濃度が０．５０％以上である領域の面積Ｓ _{Ｃ≧０．５} が、Ｃ濃度が０．３０％以上である領域の面積Ｓ _{Ｃ≧０．３} に占める割合Ｓ _{Ｃ≧０．５} ／Ｓ _{Ｃ≧０．３} ×１００が２０％以上である、鋼板の製造方法。
9. 前記鋼組織において、内部の炭化物が１０μｍ ^２ あたり２０個以下のベイニティックフェライトに隣接して存在する残留オーステナイトの個数密度が、１００００μｍ ^２ あたり５０個以上である、請求項８に記載の鋼板の製造方法。
10. 前記平均冷却速度ＣＲ４：０．０１～５℃／ｓで滞留させる工程において、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を行う、請求項８に記載の鋼板の製造方法。
11. 前記平均冷却速度ＣＲ４：０．０１～５℃／ｓで滞留させる工程において、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を行う、請求項９に記載の鋼板の製造方法。
12. 前記平均冷却速度ＣＲ５：０．１℃／ｓ以上で冷却する工程後に、電気亜鉛めっき処理を行う工程を含む、請求項８に記載の鋼板の製造方法。
13. 前記平均冷却速度ＣＲ５：０．１℃／ｓ以上で冷却する工程後に、電気亜鉛めっき処理を行う工程を含む、請求項９に記載の鋼板の製造方法。
14. 請求項１～４のいずれかに記載の鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
15. 請求項５に記載の鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。

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