JP7464887B2 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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Description

本開示は、鋼板およびその製造方法に関する。
本願は、２０２０年１０月１５日に、日本に出願された特願２０２０－１７４２１７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、地球温暖化対策に伴う温室効果ガス排出量規制の観点から自動車の燃費向上が求められており、車体の軽量化と衝突安全性確保のために、高強度鋼板の適用がますます拡大しつつある。特に最近では、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板のニーズが高まりつつある。
自動車部品に供する高強度鋼板には、強度だけでなく、プレス成形性等の部品成形のために必要な特性が、要求される。強度とプレス成形性とはトレードオフの関係にあるが、これらを両立する手段として、残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用したＴＲＩＰ鋼板（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）が知られている。
さらに、実車走行時には衝突特性が重要となる。衝突特性に関して、プレス成形により予歪を付与され、更に塗装焼き付け工程での熱処理を施された後の靱性や曲げ性が重要となる。
特許文献１および２には、組織の体積分率を所定の範囲に制御して、伸びと穴広げ率とを改善した高強度ＴＲＩＰ鋼板に関する技術が開示されている。さらに、特許文献３には、９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板において、残留オーステナイトおよびベイニテッィクフェライトの面積分率および形態を所定のものとすることにより、優れた穴広げ性および曲げ性、低温での耐脆化特性、０．２％耐力が得られる技術が開示されている。
特許文献４には、複数回焼鈍を行う事で、残留オーステナイト相を含みながら、伸長した焼き戻しマルテンサイトを２０％未満とし、高強度鋼板の成形性を改善する技術が開示されている。
国際公開第２０１３／０５１２３８号 日本国特開２００６－１０４５３２号公報 国際公開第２０１９／１８６９８９号 日本国特開２０１３－１８５１９６号公報
上記いずれの先行文献でも、製造後の鋼板のプレス成形性および靱性について述べており、プレス成形後の焼き付け工程で熱処理を施された後の衝突特性を好適にするための鋼板に関する技術の開示はなされていない。また、加工誘起変態により残留オーステナイトから変態したマルテンサイトは、靱性を劣化させるので、車両衝突時の部材の衝撃吸収エネルギーを低下させる。つまり、上記先行技術は、鋼板自体の靱性改善技術を開示しているものの、上記先行技術には、実車両での衝突特性を劣化させる加工誘起変態後のマルテンサイトの影響を低減させる技術を向上させる余地があった。
本開示の目的は、プレス成形性に優れ、かつ、プレス部品に成形後に焼き付け塗装を行った後でも靭性に優れる鋼板、およびその製造方法を提供することである。
本発明者らは、プレス成形性に優れ、かつ、プレス部品に成形後に焼き付け塗装を行った後でも靭性に優れる鋼板、およびその製造方法について検討を行った。その結果、以下の知見（ｉ）～（ｉｉｉ）を得た。また、以下の知見（ｉ）～（ｉｉｉ）により、ＴＲＩＰ効果による高強度化及び成形性向上の効果を確保しつつ、加工誘起変態により生じるフレッシュマルテンサイトによる靭性低下を抑制できることを見出した。
（ｉ）鋼板組織中の残留オーステナイトの分布状態は、オーステナイト生成元素であるＭｎの偏析に影響される。このようなＭｎ偏析は、主に鋳造工程での凝固過程で生じており、デンドライトアーム成長時の固液共存領域での元素分配に起因する。この凝固偏析は、熱延工程においてスラブを再加熱後、熱延鋼板となった際に、板厚方向および板幅方向にＭｎ濃度の分布を発生させる。Ｍｎは代表的な置換型元素であり、拡散単独での均質化には１２００℃以上の高温で２４時間以上の保持が必要となる。したがって、一般的な熱間圧延後の冷間圧延工程や焼鈍工程で大幅に改善することは困難である。そのため、最終的に製品板においても帯状にＭｎ偏析が残存し、このＭｎ濃度の高い領域に沿って残留オーステナイトが帯状に存在することになる。その後、プレス成形工程で加工誘起変態により残留オーステナイトがマルテンサイトとなるので、この帯状のマルテンサイトが原因となり大幅に部品の靱性が劣化する。したがって、高強度と優れた成形性とを両立しながら部品の靱性を改善するためには、熱延鋼板となるまでの工程でＭｎの偏析を改善する事が必要となる。
（ｉｉ）前記（ｉ）のような熱間圧延工程よりも前の段階でのＭｎ偏析緩和だけでは、Ｍｎ偏析を完全に無くす事は工業的に容易ではない。そのため、熱延工程および焼鈍工程でのミクロ組織制御により、残留オーステナイトを更に均一分散させる必要がある。通常、冷間圧延後の焼鈍によりミクロ組織制御を行う場合、最高加熱温度からの冷却中の相変態は不均一に進行する。その結果、未変態領域として残る残留オーステナイトの分布はＭｎの偏析部に偏り不均一となる。これは、通常冷延鋼板を製造する際に行われる冷間圧延による鋼板への歪の付与が、焼鈍工程での加熱中に起こるフェライトの再結晶およびオーステナイトへの逆変態を不均一にすることによる。これに対し、巻き取りや中間焼鈍によって最終焼鈍前のミクロ組織をラス状であるベイナイトやマルテンサイトを主体とし、それ以降は冷間圧延等による歪を付与しない、または歪の付与を抑え、その状態で焼鈍（最終焼鈍）を行うことで、加熱中の再結晶を抑制し、ラスに由来する針状組織を維持することができる。加えて、最終焼鈍前のベイナイトやマルテンサイトは高い転位密度を有するので、焼鈍加熱時に転位を介したＭｎの拡散が促進される。これにより、オーステナイト中のＭｎ濃度は均質化され、焼鈍後の冷却後に残る残留オーステナイト中のＭｎ濃度分布を均質化することができる。
（ｉｉｉ）残留オーステナイトの均質化に加え、鋼材中の介在物を極力低減することも重要となる。部品へ成形した後（部品成形後、すなわち、プレス成形及び焼き付け塗装後）の靱性に対する介在物の影響を調査したところ、１μｍ以上のサイズを有する介在物が悪影響を及ぼすことが判明した。すなわち、１μｍ以上の介在物を低減することにより、部品成形後の靱性は改善する。
本開示は上記知見に基づき実現したものであり、具体的には以下の通りである。
［１］化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１５０％～０．４００％、Ｓｉ：０．０１％～２．５０％、Ｍｎ：１．５０％～３．５０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．００１％～１．５００％、Ｓｉ及びＡｌ：合計で０．５０％～３．００％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．０１００％以下、Ｔｉ：０％～０．２００％、Ｖ：０％～１．００％、Ｎｂ：０％～０．１００％、Ｃｒ：０％～２．００％、Ｎｉ：０％～１．００％、Ｃｕ：０％～１．００％、Ｃｏ：０％～１．００％、Ｍｏ：０％～１．００％、Ｗ：０％～１．００％、Ｂ：０％～０．０１００％、Ｓｎ：０％～１．００％、Ｓｂ：０％～１．００％、Ｃａ：０％～０．０１００％、Ｍｇ：０％～０．０１００％、Ｃｅ：０％～０．０１００％、Ｚｒ：０％～０．０１００％、Ｌａ：０％～０．０１００％、Ｈｆ：０％～０．０１００％、Ｂｉ：０％～０．０１００％、およびＣｅ、Ｌａ以外のＲＥＭ：０％～０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、表面から板厚の１／４の深さ位置におけるミクロ組織が、体積分率で、フェライト：０％～５０％、残留オーステナイト：６％～３０％、ベイナイト：５％～６０％、焼き戻しマルテンサイト：５％～５０％、フレッシュマルテンサイト：０％～１０％、パーライト：０％～５％、を含有し、前記表面から板厚の１／４の深さ位置において、全ての前記残留オーステナイトに占める、アスペクト比２．０以上の前記残留オーステナイトの個数割合が５０％以上であり、粒径１μｍ以上の介在物および析出物の数密度が３０個／ｍｍ２以下であり、前記表面から板厚の１／２０の深さ位置において、圧延方向に対する直交方向におけるＭｎ濃化部の平均間隔が３００μｍ以下であり、残留オーステナイト中のＭｎ濃度の標準偏差が０．４０％以下である、鋼板。
［２］［１］に記載の鋼板は、前記表面から３０μｍの深さ位置におけるビッカース硬度Ｈｖｓｕｒと、前記表面から板厚の１／４の深さ位置におけるビッカース硬度［Ｈｖ］との比が、下記（１）式を満たしてもよい。
Ｈｖｓｕｒ／［Ｈｖ］≦０．８０ （１）
［３］［１］または［２］に記載の鋼板は、前記表面上にめっき層を有してもよい。
［４］［１］に記載の鋼板の製造方法であって、［１］に記載の前記化学組成を有する溶鋼を２００～３００ｍｍ厚のスラブに鋳造する鋳造工程と；前記スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程と；前記熱延鋼板を２５～６８０℃の温度域で巻き取る巻き取り工程と；前記巻き取り工程後の前記熱延鋼板に２０％以上の圧下率で冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程と；前記冷延鋼板に対して第一焼鈍を施す第一焼鈍工程と；前記第一焼鈍工程後の前記冷延鋼板に対して第二焼鈍を施す第二焼鈍工程と；前記第二焼鈍工程後の前記冷延鋼板に対して２６０～４５０℃の温度域で１０～１０００秒間保持する均熱処理工程と；を有し、前記鋳造工程では、前記溶鋼の表面から１０ｍｍの深さ位置における凝固速度を１００～１０００℃／分とし、かつ、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量を２．０～６．０トン／分とし、かつ、前記溶鋼の表面から５ｍｍの深さ位置である表層部の液相線温度～固相線温度間の平均冷却速度を４℃／秒以上として冷却し、前記熱間圧延工程では、Ａｃ１～Ａｃ１＋３０℃の間の前記スラブの平均加熱速度が２～５０℃／分であり、かつ、前記スラブが１２００℃以上で２０分以上加熱された後に熱間圧延を行い、前記第一焼鈍工程では、Ａｃ１～Ａｃ１＋３０℃の間の平均加熱速度が０．５℃／秒以上であり、かつ、Ａｃ３～９５０℃の最高加熱温度で１秒～１０００秒間保持し、かつ、６５０℃までの温度範囲の平均冷却速度が１℃／秒以上であり、かつ、冷却停止温度が２５～４５０℃であり、前記第二焼鈍工程では、Ａｃ１＋２０℃以上Ａｃ３未満の最高加熱温度で１秒～１０００秒間保持した後、２５０℃以下まで冷却する、鋼板の製造方法。
［５］［１］に記載の鋼板の製造方法であって、［１］に記載の前記化学組成を有する溶鋼を２００～３００ｍｍ厚のスラブに鋳造する鋳造工程と；前記スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程と；前記熱延鋼板を２５～４５０℃の温度域で巻き取る巻き取り工程と；必要に応じて、前記熱延鋼板に対して圧下率３０％以下で冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程と；前記熱延鋼板または前記冷延鋼板に対して第一焼鈍を施す第一焼鈍工程と；前記第一焼鈍工程後の前記熱延鋼板または前記冷延鋼板に対して２６０～４５０℃の温度域で１０～１０００秒間保持する均熱処理工程と；を有し、前記鋳造工程では、前記溶鋼の表面から１０ｍｍの深さ位置における凝固速度を１００～１０００℃／分とし、かつ、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量を２．０～６．０トン／分とし、かつ、前記溶鋼の表面から５ｍｍの深さ位置である表層部の液相線温度～固相線温度間の平均冷却速度を４℃／秒以上として冷却し、前記熱間圧延工程では、Ａｃ１～Ａｃ１＋３０℃の間の前記スラブの平均加熱速度が２～５０℃／分であり、かつ、前記スラブが１２００℃以上で２０分以上加熱された後に熱間圧延を行い、８５０℃以上の温度で仕上げ圧延を完了後、６００℃までの平均冷却速度を１０℃/秒以上で冷却し、前記第一焼鈍工程では、Ａｃ１＋２０℃以上Ａｃ３未満の最高加熱温度で１秒～１０００秒間保持した後、２５０℃以下まで冷却する、鋼板の製造方法。
［６］［４］に記載の鋼板の製造方法は、前記第一焼鈍工程と前記第二焼鈍工程との少なくとも一方において、前記最高加熱温度で１秒～１０００秒間保持する際、加熱炉内の雰囲気ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が－１．１０≦ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦－０．０７であってもよい。
［７］［５］に記載の鋼板の製造方法は、前記第一焼鈍工程において、前記最高加熱温度で１秒～１０００秒間保持する際、加熱炉内の雰囲気ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が－１．１０≦ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦－０．０７であってもよい。
［８］［４］または［６］に記載の鋼板の製造方法は、前記均熱処理工程の前に、前記第二焼鈍工程における最高加熱温度から２５０℃以下への冷却の途中で、前記冷延鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき鋼板とする溶融亜鉛めっき工程を有してもよい。
［９］［５］または［７］に記載の鋼板の製造方法は、前記均熱処理工程の前に、前記第一焼鈍工程における最高加熱温度から２５０℃以下への冷却の途中で、前記熱延鋼板または前記冷延鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき鋼板とする溶融亜鉛めっき工程を有してもよい。
［１０］［４］または［６］に記載の鋼板の製造方法は、前記均熱処理工程後の前記冷延鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき鋼板とする溶融亜鉛めっき工程を有してもよい。
［１１］［５］または［７］に記載の鋼板の製造方法は、前記均熱処理工程後の前記熱延鋼板または前記冷延鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき鋼板とする溶融亜鉛めっき工程を有してもよい。
本開示により、プレス成形性に優れ、かつ、プレス成形及び焼き付け塗装を行った後でも靭性に優れる鋼板を得ることができる。
本開示の実施形態に係る鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１５０％～０．４００％、
Ｓｉ：０．０１％～２．５０％、
Ｍｎ：１．５０％～３．５０％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．００１％～１．５００％、
Ｓｉ及びＡｌ：合計で０．５０％～３．００％、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｏ：０．０１００％以下、
Ｔｉ：０％～０．２００％、
Ｖ：０％～１．００％、
Ｎｂ：０％～０．１００％、
Ｃｒ：０％～２．００％、
Ｎｉ：０％～１．００％、
Ｃｕ：０％～１．００％、
Ｃｏ：０％～１．００％、
Ｍｏ：０％～１．００％、
Ｗ：０％～１．００％、
Ｂ：０％～０．０１００％、
Ｓｎ：０％～１．００％、
Ｓｂ：０％～１．００％、
Ｃａ：０％～０．０１００％、
Ｍｇ：０％～０．０１００％、
Ｃｅ：０％～０．０１００％、
Ｚｒ：０％～０．０１００％、
Ｌａ：０％～０．０１００％、
Ｈｆ：０％～０．０１００％、
Ｂｉ：０％～０．０１００％、および
Ｃｅ、Ｌａ以外のＲＥＭ：０％～０．０１００％
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
表面から板厚の１／４の深さ位置におけるミクロ組織が、体積分率で、
フェライト：０％～５０％、
残留オーステナイト：６％～３０％、
ベイナイト：５％～６０％、
焼き戻しマルテンサイト：５％～５０％、
フレッシュマルテンサイト：０％～１０％、
パーライト：０％～５％、
を含有し、
前記表面から板厚の１／４の深さ位置において、全ての前記残留オーステナイトに占める、アスペクト比２．０以上の前記残留オーステナイトの個数割合が５０％以上であり、粒径１μｍ以上の介在物および析出物の数密度が３０個／ｍｍ２以下であり、
前記表面から板厚の１／２０の深さ位置（１／２０厚の位置）において、圧延方向に対する直交方向におけるＭｎ濃化部の平均間隔が３００μｍ以下であり、残留オーステナイト中のＭｎ濃度の標準偏差が０．４０％以下である。
『化学組成』
まず、本開示の実施形態に係る鋼板の化学組成を上述のように限定した理由について説明する。本明細書において化学組成を規定する「％」は特に断りのない限り全て「質量％」である。
［Ｃ：０．１５０％～０．４００％］
Ｃ（炭素）は、鋼板の強度確保のために必須の元素である。Ｃ含有量を０．１５０％以上とすることで所望の高強度を得ることができる。Ｃ含有量は、０．１７０％以上または０．１８０％以上であってもよい。また、加工性や溶接性を確保するために、Ｃ含有量は０．４００％以下とする。Ｃ含有量は、０．３８０％以下、０．３４０％以下または０．３００％以下であってもよい。
［Ｓｉ：０．０１％～２．５０％］
Ｓｉ（珪素）は、鉄炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトを残すことで、強度と成形性との向上に寄与する元素である。この効果を得るため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は０．０５％以上、０．１０％以上、０．１２％以上でもよい。また、鋼板の溶接性を確保するために、Ｓｉ含有量は２．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は、２．４０％以下、２．２０％以下もしくは２．００％以下であってもよい。
［Ｍｎ：１．５０％～３．５０％］
Ｍｎ（マンガン）は強力なオーステナイト安定化元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素である。これらの効果を得るために、Ｍｎ含有量は１．５０％以上とする。Ｍｎ含有量は１．６０％以上、１．７０％以上、１．９０％以上、もしくは２．１０％以上であってもよい。また、溶接性や低温靭性を確保するために、Ｍｎ含有量は３．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は、３．４０％以下、３．２０％以下もしくは３．００％以下であってもよい。
［Ｐ：０．０５０％以下］
Ｐ（リン）は固溶強化元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素であるが、過度の含有は溶接性および靱性を劣化させる。従って、Ｐ含有量は、０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４５％以下、０．０３５％以下または０．０２０％以下である。Ｐ含有量は少ない方が好ましく０％でもよいが、Ｐ含有量を極度に低減させるには、脱Ｐコストが高くなる。そのため、経済性の観点からＰ含有量の下限を０．００１％とすることが好ましい。
［Ｓ：０．０１００％以下］
Ｓ（硫黄）は不純物として含有される元素であり、鋼中でＭｎＳを形成して靱性や穴広げ性を劣化させる元素である。したがって、靱性や穴広げ性の劣化が顕著でない範囲として、Ｓ含有量を０．０１００％以下とする。好ましくは０．００５０％以下、０．００４０％以下または０．００３０％以下である。Ｓ含有量は少ない方が好ましく０％でもよいが、Ｓ含有量を極度に低減させるには、脱硫コストが高くなる。そのため、経済性の観点からＳ含有量の下限を０．０００１％とすることが好ましい。
［Ａｌ：０．００１％～１．５００％］
Ａｌ（アルミニウム）は、鋼の脱酸のために用いられる元素であり、Ｓｉと同様に鉄炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトを残すために有効な元素である。そのため、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。Ａｌ含有量は、０．００５％以上、０．０１０％以上、０．０２５％以上、０．０５０％以上もしくは０．１００％以上としてもよい。一方、Ａｌを過剰に含有させても効果が飽和し徒にコスト上昇を招くばかりか、鋼の変態温度が上昇して熱間圧延時の負荷が増大する。そのため、Ａｌ含有量は１．５００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは１．２００％以下、１．０００％以下または０．８００％以下である。
［Ｓｉ及びＡｌ：合計で０．５０％～３．００％以下］
Ｓｉ及びＡｌは、工業的にＴＲＩＰ鋼板を製造するために有用な元素である。Ｓｉ及び／またはＡｌを含有させることで、Ｃ濃度の上昇したオーステナイト中での鉄炭化物の生成が抑制され、室温でも安定な残留オーステナイトを得られるようになる。この効果を得るためには、Ｓｉ含有量、Ａｌ含有量を上記の範囲とした上で、ＳｉとＡｌの合計含有量で０．５０％以上が必要となる。ＳｉとＡｌの合計含有量は、好ましくは０．８０％以上であり、より好ましくは１．２０％以上である。一方、過度の含有は、鋳造時の鋳造性や溶接性等他の特性を劣化させる。そのため、ＳｉとＡｌとの合計含有量を３．００％以下とする。ＳｉとＡｌの合計含有量は、好ましくは２．８０％以下であり、より好ましくは２．５０％以下、さらに好ましくは２．００％以下である。
［Ｎ：０．０１００％以下］
Ｎ（窒素）は不純物として含有される元素であり、その含有量が０．０１００％を超えると鋼中に粗大な窒化物を形成して曲げ性や穴広げ性を劣化させる元素である。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下、０．００６０％以下または０．００５０％以下である。Ｎ含有量は少ない方が好ましく０％でもよいが、Ｎ含有量を極度に低減させるには、脱Ｎコストが高くなる。そのため、経済性の観点からＮ含有量の下限を０．０００１％とすることが好ましい。
［Ｏ：０．０１００％以下］
Ｏ（酸素）は不純物として含有される元素であり、その含有量が０．０１００％を超えると鋼中に粗大な酸化物を形成して曲げ性や穴広げ性を劣化させる元素である。従って、Ｏ含有量は０．０１００％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは０．００８０％以下、０．００６０％以下または０．００５０％以下である。Ｎ含有量は少ない方が好ましく０％でもよいが、製造コストの観点から、Ｏ含有量の下限を０．０００１％とすることが好ましい。
本開示の実施形態に係る鋼板に含まれる基本元素は上記のとおりである。すなわち、本開示の実施形態に係る鋼板は、その化学組成が、上記の元素を含有し、残部がＦｅ及び不純物であることを基本とする。不純物とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本開示の実施形態に係る鋼板に対して意図的に添加した成分でないものを包含する。
一方で、各種特性を向上させるため、当該鋼板は、必要に応じてＦｅに代えて以下の元素（任意元素）をさらに含有してもよい。これらの元素は必ずしも含有されなくてもよいので、下限は０％である。
［Ｔｉ：０％～０．２００％、Ｖ：０％～１．００％、Ｎｂ：０％～０．１００％、Ｃｒ：０％～２．００％、Ｎｉ：０％～１．００％、Ｃｕ：０％～１．００％、Ｃｏ：０％～１．００％、Ｍｏ：０％～１．００％、Ｗ：０％～１．００％、Ｂ：０％～０．０１００％、Ｓｎ：０％～１．００％およびＳｂ：０％～１．００％］
Ｔｉ（チタン）、Ｖ（バナジウム）、Ｎｂ（ニオブ）、Ｃｒ（クロム）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｃｕ（銅）、Ｃｏ（コバルト）、Ｍｏ（モリブデン）、Ｗ（タングステン）、Ｂ（ホウ素）、Ｓｎ（錫）およびＳｂ（アンチモン）はいずれも鋼板の高強度化に有効な元素である。このため、必要に応じてこれらの元素のうち１種または２種以上を含有させてもよい。しかしこれらの元素を過度に含有させると効果が飽和し、徒にコストの増大を招く。従って、その含有量は、それぞれ、Ｔｉ：０％～０．２００％、Ｖ：０％～１．００％、Ｎｂ：０％～０．１００％、Ｃｒ：０％～２．００％、Ｎｉ：０％～１．００％、Ｃｕ：０％～１．００％、Ｃｏ：０％～１．００％、Ｍｏ：０％～１．００％、Ｗ：０％～１．００％、Ｂ：０％～０．０１００％、Ｓｎ：０％～１．００％、Ｓｂ：０％～１．００％とする。十分な効果を得るため、各元素の含有量は、０．００５％以上または０．０１０％以上であってもよい。とりわけ、Ｂ含有量は０．０００１％以上または０．０００５％以上であってもよい。
［Ｃａ：０％～０．０１００％、Ｍｇ：０％～０．０１００％、Ｃｅ：０％～０．０１００％、Ｚｒ：０％～０．０１００％、Ｌａ：０％～０．０１００％、Ｈｆ：０％～０．０１００％、Ｂｉ：０％～０．０１００％およびＣｅ、Ｌａ以外のＲＥＭ：０％～０．０１００％］
Ｃａ（カルシウム）、Ｍｇ（マグネシウム）、Ｃｅ（セリウム）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｌａ（ランタン）、Ｈｆ（ハフニウム）およびＣｅ、Ｌａ以外のＲＥＭ（希土類元素）は鋼中介在物の微細分散化に寄与する元素であり、Ｂｉ（ビスマス）は鋼中におけるＭｎ、Ｓｉ等の置換型合金元素のミクロ偏析を軽減する元素である。それぞれ鋼板の加工性向上に寄与することから、必要に応じてこれらの元素のうち１種または２種以上を含有させてもよい。ただし、過度の含有は延性の劣化を引き起こす。従って、その含有量はそれぞれ０．０１００％以下とする。また、十分な効果を得るため、各元素の含有量は０．０００５％以上または０．００１０％以上であってもよい。
本開示の実施形態に係る鋼板において、上述の元素以外の残部は、Ｆｅおよび不純物からなる。すなわち、本開示の実施形態に係る鋼板の化学組成は、基本元素を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる、または、基本元素を含有し、さらに任意元素の１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。
『鋼板内部のミクロ組織』
次に、本開示の実施形態に係る鋼板の内部組織（ミクロ組織）について説明する。
本開示の実施形態に係る鋼板では、表面から板厚の１／４の深さ位置（１／４厚の位置）のミクロ組織を規定する。本実施形態において、表面から板厚の１／４の深さ位置（１／４厚の位置）を中心とした、表面から板厚の１／８の深さ（１／８厚）の位置～表面から板厚の３／８の深さ（３／８厚）の位置までの範囲を、表面から板厚の１／４の深さ位置（１／４厚の位置）とみなす。
［フェライト：０％～５０％］
フェライトは延性に優れるが軟質な組織である。鋼板の伸びを向上させるために、要求される強度または延性に応じて含有させてもよい。但し、過度に含有すると所望の鋼板強度を確保することが困難となる。従って、フェライトの体積分率を５０％以下とする。フェライトの体積分率は、４５％以下、４０％以下または３５％以下であってもよい。フェライトの体積分率は、０％であってもよく、例えば、３％以上、５％以上または１０％以上であってもよい。
［残留オーステナイト：６％～３０％］
残留オーステナイトは、鋼板の変形中に加工誘起変態によりマルテンサイトへと変態するＴＲＩＰ効果により鋼板の延性を改善する組織である。そのため、残留オーステナイトの体積分率を６％以上とする。残留オーステナイトの体積分率は、８％以上または１０％以上としてもよい。残留オーステナイトは、その体積分率が多いほど鋼板の伸びが上昇するが、多量の残留オーステナイトを得るにはＣ等の合金元素を多量に含有させる必要がある。そのため、残留オーステナイトは体積分率で３０％以下とする。残留オーステナイトの体積分率は、２５％以下または２０％以下であってもよい。
［ベイナイト：５％～６０％］
本実施形態において、粗大な焼き戻しマルテンサイトの生成を抑制するために、マルテンサイト変態前にベイナイト変態を部分的に進める。そのため、ベイナイトの体積分率を５％以上とする。ベイナイトの体積分率は、８％以上、１２％以上、１３％以上、又は１５％以上であってもよい。また、強度と延性とのバランスを好適に確保するために、ベイナイトの体積分率を６０％以下とする。ベイナイトの体積分率は、５０％以下、４０％以下または３５％以下であってもよい。
［焼き戻しマルテンサイト：５％～５０％］
焼き戻しマルテンサイトは高強度かつ強靭な組織である。強度、延性、穴広げ性を高い水準でバランスさせるために、焼き戻しマルテンサイトの体積分率を５％以上とする。焼き戻しマルテンサイトは、体積分率で１０％以上、１５％以上または２０％以上であってもよい。また、強度と延性とのバランスを好適に確保するために、焼き戻しマルテンサイトの体積分率を５０％以下とする。焼き戻しマルテンサイトの体積分率は、４５％以下、４０％以下または３０％以下であってもよい。
［フレッシュマルテンサイト：０％～１０％］
本実施形態において、フレッシュマルテンサイトとは、焼き戻されていないマルテンサイト（炭化物を含まないマルテンサイト）を表す。フレッシュマルテンサイトは脆い組織であるため、塑性変形時に破壊の起点となり、鋼板の局部延性を劣化させる。従って、フレッシュマルテンサイトの体積分率を１０％以下とする。フレッシュマルテンサイトの体積分率、好ましくは８％以下または５％以下である。局部延性の劣化を抑制する観点から、フレッシュマルテンサイトの体積分率は理想的には０％であるが、フレッシュマルテンサイトの体積分率は、１％以上または２％以上であってもよい。
［パーライト：０％～５％］
パーライトは硬質かつ粗大なセメンタイトを含んでおり、塑性変形時に破壊の起点となることで、鋼板の局部延性を劣化させる組織である。従って、パーライトの体積分率を５％以下とする。パーライトの体積分率は、好ましくは３％以下または２％以下である。局部延性の劣化を抑制する観点から、パーライトの体積分率は０％でもよい。
［鋼板の表面から板厚の１／４の深さ位置において、全ての残留オーステナイトに占める、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合が５０％以上］
残留オーステナイトは、成形の際に、加工誘起変態によりマルテンサイトに変態する。残留オーステナイトがマルテンサイトへ変態した際、この加工誘起マルテンサイトが軟質フェライト、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトと隣り合っている場合、これらの間に大きな硬度差が生じる。このような大きな硬度差は、穴広げや伸びフランジ成形などの成形を受けた場合に、変形早期に亀裂が生じる原因となる。残留オーステナイトを含むＴＲＩＰ鋼においては、このような硬度差が生じるのは不可避である。しかしながら、その分散状態を制御することにより、連続的な亀裂伝播を抑制できる。
残留オーステナイトのアスペクト比が２．０以上の場合、その形態はラス状となる。残留オーステナイトは焼鈍後の未変態領域であるので、残留オーステナイトがラス状である場合、隣接する軟質フェライト、ベイナイトおよび焼き戻しマルテンサイトもラス状の形態となる。このようなラス状の組織形態は、Ｍｎ偏析の影響を受けにくいので、帯状の残留オーステナイトの分布となりにくくなる。アスペクト比が２．０未満の残留オーステナイトの体積分率が５０％以上である場合、ラス状の組織の体積分率が不十分となり、プレス成形後に十分な靭性を得ることができない。このため、アスペクト比が２．０以上のラス状の形態を有する残留オーステナイト個数割合は、全残留オーステナイトの個数の５０％以上とし、好ましくは６０％以上とする。
ここで、残留オーステナイトのアスペクト比とは、当該残留オーステナイト粒の等価楕円の長軸の長さを短軸の長さで除して得られる値である。等価楕円とは、当該残留オーステナイト粒と面積が等しく、かつ、当該残留オーステナイト粒の最大長さＬ２をその長軸の長さとする楕円である。残留オーステナイト粒が複雑な形状を有していても、その等価楕円の短軸の長さＬ１及び長軸の長さＬ２から当該残留オーステナイト粒のアスペクト比（Ｌ２／Ｌ１）が得られる。
［鋼板の表面から板厚の１／４の深さ位置において、粒径１μｍ以上の介在物および析出物の数密度が３０個／ｍｍ２以下］
鋼板に存在する粒径１μｍ以上の介在物および析出物の数密度を３０個／ｍｍ２以下とする。ここで、介在物および析出物の粒径は、介在物および析出物の面積から換算した円相当直径である。介在物はＡｌ系やＴｉ系の酸化物であり、その代表的なものはＡｌ２Ｏ３である。また、析出物はＴｉ系やＡｌ系の析出物であり、その中でもサイズの大きい代表的なものはＴｉＮやＡｌＮなどの窒化物である。特に、ＴｉＮは高温で生成して粗大化する。これらの介在物および析出物はいずれも硬質であるため、これらの介在物や析出物のうち粒径１μｍ以上の粗大なものが鋼板に多数存在すると、自動車の衝突時に部品の靭性が劣化する。したがって、鋼板中に存在する粒径１μｍ以上の介在物および析出物の数密度を３０個／ｍｍ２以下とする。介在物および析出物のうち粒径１μｍ未満のものは、プレス成形後の部品の靭性に及ぼす影響は小さいので、特に限定されない。
［表面から板厚の１／２０の深さ位置において、圧延方向に対する直交方向におけるＭｎ濃化部の平均間隔が３００μｍ以下］
表面から板厚の１／２０の深さ位置において、圧延方向に対する直交方向（板幅方向）におけるＭｎ濃化部の平均間隔は３００μｍ以下とする。凝固時のデンドライトアームの一次間隔に相当する凝固偏析が板幅方向に現れるが、この凝固を制御することにより、デンドライトアームの一次間隔を微細化して、上記Ｍｎ濃化部の平均間隔を３００μｍ以下に制御する。上記凝固制御が不十分であり、スラブにおけるデンドライトアームの一次間隔が広くなると、スラブ冷却中および熱間圧延工程における加熱中に十分にＭｎが拡散せずＭｎ濃化部が残存し、上記Ｍｎ濃化部の平均間隔が３００μｍよりも大きくなる。
Ｍｎ濃化部の平均間隔が３００μｍを超えると、靭性劣化を抑制することが困難となる。
ここで、表面から板厚の１／２０の深さ位置とは、表面から板厚の１／４０の深さ（１／４０厚）の位置～表面から板厚の３／４０の深さ（３／４０厚）の位置までの範囲を指す。
Ｍｎ濃化部の平均間隔の下限は限定されないが、１００μｍ未満とすることは容易ではないので、１００μｍ以上としてもよい。
［表面から板厚の１／２０の深さ位置において、残留オーステナイト中のＭｎ濃度の標準偏差が０．４０％以下］
残留オーステナイト中の質量％でのＭｎ濃度の標準偏差（以下単にＭｎ濃度の標準偏差と言う場合がある）を０．４０％以下とすることで、自動車衝突時の靭性を向上させることができる。残留オーステナイト中のＭｎ濃度の標準偏差が大きい（ばらつきが大きい）場合、加工誘起変態が起こり易いＭｎ濃度が低い領域と（Ｍｎはオーステナイトフォーマーであるため）、加工誘起変態が起こりにくいＭｎ濃度が高い領域とに分かれるので、自動車衝突時に硬度差が生じることになり、靭性が低下する。
［表面から３０μｍの深さ位置におけるビッカース硬度Ｈｖｓｕｒと、表面から板厚の１／４の深さ位置におけるビッカース硬度［Ｈｖ］との比が、Ｈｖｓｕｒ／［Ｈｖ］≦０．８０を満たす］
少なくとも一方の表面において、好ましくは一方の表面及び対向するもう一方の表面（すなわち表面及び裏面）のいずれにおいても、鋼板表面から板厚方向に３０μｍの位置における硬度が、表面から板厚方向に１／４入った位置における硬度に比べ軟質化していることにより、自動車が衝突した際の吸収エネルギーをさらに高められるため、好ましい。特に、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板においては、部品衝突時の鋼板表層へのひずみ付与に耐えられず、早期に破断する場合がある。そのため、鋼板表層のひずみによる破断を抑制するためには、鋼板表層の軟化が有効な手段となる。ビッカース硬度は、圧子の荷重により鋼板に生じる圧痕を測定する事で硬度を測定するため、技術的に安定した表層硬度を得られる表面から３０μｍの位置での硬度を表層硬度Ｈｖｓｕｒと規定する。また、鋼板中の代表的な硬度との比が重要となるため、表面から板厚の１／４の深さ位置での硬度［Ｈｖ］との比を、０．８０以下とすることで曲げ性の改善が得られ、自動車部品の衝突性能がさらに向上する。
［表面上にめっき層を有する］
前記鋼板は、鋼板表面にめっき層が存在していても良い。鋼材の使用される環境により耐食性が要求される場合には、例えば、少なくとも一方の表面、好ましくは両方の表面に亜鉛を主とする（亜鉛を５０質量％以上含む）めっき層が含まれていても何ら問題はない。当該めっき層は、当業者に公知の任意の組成を有する溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層であってよく、Ｚｎ以外にもＡｌ等の元素を含んでいてよい。また、当該めっき層の付着量は、特に制限されず一般的な付着量であってよい。
鋼板のミクロ組織分率、残留オーステナイトのアスペクト比および介在物や粗大な析出物の数密度は、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ法（電子線後方散乱回折法）、ＳＥＭ二次電子像観察およびＸ線回折法により評価する。
まず、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を機械研磨し鏡面に仕上げた後、電解研磨を行う。次いで、観察面における母材鋼板の表面から１／４厚を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲の観察視野において、倍率を３０００倍とし、合計で２．０×１０－９ｍ２以上の面積に対し、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ法により結晶構造および方位解析を行う。ＥＢＳＤ法により得られたデータの解析にはＴＳＬ社製の「ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｙｓ」のＶｅｒ.６．０以上を用いる。また、評点間距離（ｓｔｅｐ）は０．０３～０．２０μｍとする。観察結果からＦＣＣ鉄と判断される領域を残留オーステナイトとし、残留オーステナイトの面積分率を得る。この面積分率を以って体積分率とみなす。さらに、結晶方位差が１５度以上となる境界を粒界として結晶粒界マップを得る。この結晶粒界マップにより得られた残留オーステナイトは、ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓを用いることで、短軸、長軸および円相当直径を測定する事ができ、この測定結果から残留オーステナイトのアスペクト比を決定する。
次に、ＥＢＳＤ観察を実施したものと同一試料についてナイタール腐食を行い、ＥＢＳＤ観察と同一視野について二次電子像観察を行う。ＥＢＳＤ測定時と同一視野を観察するため、ビッカース圧痕等の目印を予めつけておくとよい。得られた二次電子像より、「フェライト」、「ベイナイト」、「焼き戻しマルテンサイト」、「フレッシュマルテンサイト及び／または残留オーステナイト」、「パーライト」を区別し、それぞれの面積分率を測定し、得られた面積分率を体積分率と見なす。
組織を区別する際、粒内に下部組織を有し、かつ、セメンタイトが複数のバリアントを持って析出している領域を焼き戻しマルテンサイトと判断する。セメンタイトがラメラ状に析出している領域をパーライトと判断する。残部のうち相対的に輝度が低く、かつ下部組織が認められない領域をフェライトと判断する。輝度が高く、かつ下部組織がエッチングにより現出されていない領域をフレッシュマルテンサイトおよび／または残留オーステナイトと判断する。上記領域のいずれにも該当しない領域をベイナイトと判断する。各々の面積分率を、ポイントカウンティング法によって算出することで、各組織の体積分率を得る。フレッシュマルテンサイトの体積分率は、上記下部組織がエッチングにより現出されていない領域の面積から、上述の測定により求めた残留オーステナイトの面積分率を引くことにより求めることができる。
介在物および粗大な析出物の数密度の測定は、二次電子像で観察する。観察に際しては、倍率：３０００倍で２．０×１０－９ｍ２以上の視野面積を観察し、各製造条件についてｎ＝２０の視野を観察する。粒径は画像解析により求められる各々の介在物および析出物の面積から円相当粒径に換算し、その直径を各々の介在物および析出物の粒径とする。その粒径１μｍ以上の介在物および析出物の個数をカウントし、単位面積における個数（数密度）を換算する。
Ｍｎ濃化部の平均間隔および残留オーステナイト中のＭｎ濃度の標準偏差の測定には、ＥＰＭＡを用いる。
鋼板の圧延面を研削およびバフ研磨し、表面から板厚の１／２０の深さ位置の分析面を現出させた分析用サンプルを作製し、ＥＰＭＡでＭｎ分布を調査する。Ｍｎ濃化部の平均間隔は、比較的広い範囲での測定が必要となるため、圧延方向に対する直交方向（板幅方向）上の８ｍｍの線分を１μｍ間隔で連続して測定する。各測定地点の濃度は、各測定地点から圧延方向に５００μｍの線分上を１μｍ点測定し、その平均値とする。板幅方向に８ｍｍの測定点全体におけるＭｎ濃度の平均値をＭｎａｖｅ、最大をＭｎｍａｘとし、Ｍｎ濃度が（Ｍｎａｖｅ＋Ｍｎｍａｘ）／２以上の領域をＭｎ濃化部とし、Ｍｎ濃化部の間隔の平均を求める。また、各測定点ではＳｉ濃度も測定し、Ｓｉが鋼板の平均Ｓｉ濃度よりも低い領域のＭｎ濃度を残留オーステナイト中のＭｎ濃度とみなし、その標準偏差を求める。
［機械特性］
本開示の実施形態に係る鋼板は、自動車用鋼板として使用されることを想定した場合、機械特性として、ＴＳが９８０ＭＰａ以上、かつ、ＴＳ×Ｅｌ×λ０．５／１０００が８０以上であることが好ましい。
引張強度（ＴＳ）および全伸び（Ｅｌ）は、圧延方向に直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、評点間距離を５０ｍｍ、引張速度を１０ｍｍ／ｍｉｎとして、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠した引張試験を行って測定する。
また、穴広げ率（λ）は、ポンチ直径を１０ｍｍ、打ち抜きクリアランスを１２％、ポンチ形状を先端部６０°の円錐ポンチとして、「ＪＦＳ Ｔ １００１ 穴広げ試験方法」に準拠した穴広げ試験を行って測定する。
［板厚］
本開示の実施形態に係る鋼板の板厚は限定されないが、例えば０．１～３０ｍｍである。
『鋼板の製造方法』
次に、本開示の実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。
本開示の実施形態に係る鋼板の製造方法は、大きく分けて、以下の（４）に示す製造方法と（５）に示す製造方法との２通りがある。
（４）上記化学組成を有する溶鋼を２００～３００ｍｍ厚のスラブに鋳造する鋳造工程と；
前記スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程と；
前記熱延鋼板を２５～６８０℃の温度域で巻き取る巻き取り工程と；
前記巻き取り工程後の前記熱延鋼板に２０％以上の圧下率で冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程と；
前記冷延鋼板に対して第一焼鈍を施す第一焼鈍工程と；
前記第一焼鈍工程後の前記冷延鋼板に対して第二焼鈍を施す第二焼鈍工程と；
前記第二焼鈍工程後の前記冷延鋼板に対して２６０～４５０℃の温度域で１０～１０００秒間保持する均熱処理工程と；
を含む鋼板の製造方法。
（５）上記化学組成を有する溶鋼を２００～３００ｍｍ厚のスラブに鋳造する鋳造工程と；
前記スラブに８５０℃以上の仕上げ温度で熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程と；
前記熱延鋼板を２５～４５０℃の温度域で巻き取る巻き取り工程と；
必要に応じて、前記熱延鋼板に対して圧下率３０％以下で冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程と；
前記熱延鋼板または前記冷延鋼板に対して第一焼鈍を施す第一焼鈍工程と；
前記第一焼鈍工程後の前記熱延鋼板に対して２６０～４５０℃の温度域で１０～１０００秒間保持する均熱処理工程と；
を含む鋼板の製造方法。
＜鋳造工程＞
まず、鋳造工程について詳細を説明する。
前記（４）、（５）のいずれの製造方法においても、鋳造によりスラブを製造する工程は共通しており、前記化学組成を有する溶鋼を、転炉や電気炉等の公知の溶製方法で溶製し、溶鋼の表面から１０ｍｍの深さ位置における凝固速度を１００～１０００℃／分とし、かつ、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量を２．０～６．０トン／分とし、かつ、前記溶鋼の表面から５ｍｍの深さ位置である表層部の液相線温度～固相線温度間の平均冷却速度を４℃／秒以上として冷却して、２００ｍｍ以上３００ｍｍ以下の厚さのスラブに鋳造する。
鋳造方法は限定されないが、生産性等の観点から、連続鋳造が好ましい。
［凝固速度：１００℃／分以上１０００℃／分以下］
鋳造工程における溶鋼の表面から１０ｍｍの深さ位置における凝固速度は１００℃／分以上１０００℃／分以下とする。この凝固速度が１００℃／分未満では、スラブ表面からスラブ厚の１／２０の深さ位置におけるデンドライト一次アーム間隔を３００μｍ以下とすることが困難となり、鋼板の曲げ性を改善することができない場合や、Ｍｎ濃度の標準偏差を０．４０％以下とすることができない場合がある。Ｍｎ濃度の標準偏差が０．４０％超であると鋼中においてＭｎ濃度が相対的に低い領域の割合が増えるため、例えば冷延鋼板に対して行う焼鈍工程の冷却過程においてベイナイト変態を抑えることができない場合がある。一方、凝固速度が１０００℃／分超では、スラブの表面割れを誘発する場合がある。
［単位時間当たりの溶鋼鋳込み量：２．０～６．０トン／分］
単位時間当たりの溶鋼鋳込み量が２．０トン／分未満では、鋳型に供給される熱量が減少し、凝固殻上部の爪長さが長くなるため、スラブ表層へのモールドパウダーの捕捉が生じやすくなり、鋼板表面に存在する粒径１μｍ以上の介在物および析出物の数密度が３０個／ｍｍ２超となる場合がある。したがって、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量は２．０トン／分以上とする。モールドパウダーは、一般に、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２、ＣａＯの成分系で構成されている。一方、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量が６．０トン／分超では、溶鋼の流動が大きくなり過ぎて、モールドパウダーの巻き込みによるアルミナ系介在物のスラブ表層への捕捉が生じやすくなり、鋼板表面に存在する粒径１μｍ以上の介在物および析出物の数密度が３０個／ｍｍ２超となる場合がある。したがって、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量を６．０トン／分以下とする。
［溶鋼の表面から５ｍｍの深さ位置である表層部の液相線温度～固相線温度間の平均冷却速度を４℃／秒以上］
液相線温度と固相線温度との間は凝固の途中過程であるため、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎなどが溶鋼偏析し、その凝固界面でＴｉＮやＡｌＮの析出が開始して成長する。したがって、スラブの表面から５ｍｍの深さ位置の表層部の、液相線温度と固相線温度との間における平均冷却速度が４℃／秒未満では、冷却速度が小さいことで、溶鋼偏析が進行して析出核生成が促進されるとともに析出後の析出物の粒成長も促進されてしまい、鋼板表面に存在する粒径１μｍ以上の介在物および析出物の数密度が３０個／ｍｍ２超となる場合がある。したがって、スラブの表面から５ｍｍの深さ位置の表層部の、液相線温度と固相線温度との間の平均冷却速度を４℃／秒以上とする。鋼板表面の析出物の生成を抑制する観点からは、上記平均冷却速度は大きい方が好ましいので、上記平均冷却速度の上限は特に規定する必要はないが、冷却速度が過大であるとスラブに割れが生じる可能性があるので、平均冷却速度は１００℃／秒以下とすることが好ましい。
［スラブ厚：２００ｍｍ以上３００ｍｍ以下］
スラブ厚は２００ｍｍ以上３００ｍｍ以下とする。スラブ厚が２００ｍｍ未満では、所望の組織を得ることが困難となる。一方、スラブ厚が３００ｍｍ超では、鋼板表面から板厚の１／２０の深さ位置において、圧延方向に展伸したＭｎ濃化部の圧延方向に対して直角方向における平均間隔を３００μｍ以下とすることが困難となる。また、スラブ厚が３００ｍｍを超えると、加熱時に表面と内部との温度が大きくなり、鋼板において、１／４厚の位置で所定の組織を得ることができなくなる。
＜熱間圧延工程＞
次に、熱間圧延工程について詳細を説明する。前記（４）、（５）のいずれの製造方法においても熱間圧延工程の仕上げ圧延前までの条件は共通しており、前記化学組成を有するスラブが熱間圧延前に加熱される。
［Ａｃ１～Ａｃ１＋３０℃の間の平均加熱速度：２～５０℃／分］
本方法では、熱間圧延に先立つスラブ加熱時の、Ａｃ１～Ａｃ１＋３０℃の間の前記スラブの平均加熱速度が２～５０℃／分に制御される。Ａｃ１直上の二相（オーステナイトとフェライト）温度域はオーステナイトとフェライトとの間で合金元素の分配が特に進みやすい。そのため、スラブを再加熱する際は、上記温度域を２℃／分以上の比較的速い平均加熱速度で加熱する。平均加熱速度が２℃／分を下回ると、加熱途中でオーステナイトとフェライトとの間でＭｎが分配され、Ｍｎ濃度の標準偏差を０．４０％以下とすることが困難となるためである。例えば、上記の平均加熱速度は４℃／分以上であってもよい。
一方、平均加熱速度が５０℃／分を上回るような急速加熱を実施した場合、スラブの厚さ方向における温度分布が不均一となり熱応力が発生する。この場合、スラブの熱変形等の不具合が発生する場合がある。例えば、上記の平均加熱速度は４０℃／分以下、３０℃／分以下、２０℃／分以下もしくは１０℃／分以下であってもよい。
Ａｃ１点は次の式により計算する。下記式における元素記号には当該元素の質量％を代入する。含有しない元素については０（質量％）を代入する。
Ａｃ１（℃）＝７２３－１０．７×Ｍｎ－１６．９×Ｎｉ＋２９．１×Ｓｉ＋１６．９×Ｃｒ
［スラブが１２００℃以上で２０分以上加熱される］
Ｍｎ偏析の緩和には、高温での長時間保持が有効となる。Ｍｎは置換型元素であるが故に、その拡散速度は非常に遅く、１２００℃以上の高温に加熱することで初めて拡散が進む。１２００℃以上に加熱され、その温度域に２０分以上保持されることにより、Ｍｎ濃度の標準偏差が低減され、０．４０％以下を達成することが可能となる。
［粗圧延］
本方法では、例えば、加熱されたスラブに対し、板厚調整等のために、仕上げ圧延の前に粗圧延を施す。このような粗圧延は、特に限定されないが、１０５０℃以上での総圧下率が６０％以上となるように実施することが好ましい。総圧下率が６０％未満であると、熱間圧延中の再結晶が不十分となるため、熱延鋼板の組織の不均質化につながる場合がある。上記の総圧下率は、例えば、９０％以下であってもよい。
熱間圧延工程の仕上げ圧延以降の製造条件は、前記（４）と（５）で異なる。このため、前記（４）の製造条件から詳細を説明する。
［複数の圧延スタンドによる仕上げ圧延］
仕上げ圧延の条件は、特に限定するものではないが、当業者が一般的に使用する複数の圧延機からなる設備構成において、最終パス出側温度（仕上温度）が８００℃以上のオーステナイト域となるように圧延されていれば良い。
＜巻き取り工程＞
［熱延鋼板を２５～６８０℃の温度域で巻き取る］
巻取温度は２５～６８０℃とする。水冷の場合でも、室温である２５℃を下回るのは事実上困難なためこれを下限とする。ただし、化学組成によっては熱延鋼板の強度が過大となり、冷間圧延性を損なう場合があるため、化学組成の選択およびその後の冷間圧延機の能力により選択すればよい。巻取温度は、４００℃以上もしくは５００℃以上であっても良い。一方、巻取温度を６８０℃以下とすることで、フェライト変態およびフェライトとオーステナイトの間における合金元素（特にＭｎ）の分配を抑制できる。巻取温度は、６５０℃以下もしくは６００℃以下であってもよい。
＜冷間圧延工程＞
［熱延鋼板に２０％以上の圧下率（冷間圧延率）で冷間圧延を施す］
本方法において、熱延鋼板に冷間圧延を施す。圧下率（冷間圧延率）（累積圧下率）は２５％以上または３０％以上としてもよい。一方、過度の圧下は圧延加重が過大となり冷延ミルの負荷増大を招く。そのため、圧下率は７５％以下または７０％以下としてもよい。
冷間圧延を行う前には、必要に応じて、公知の条件で酸洗を行ってもよい。
＜第一焼鈍工程＞
［冷延鋼板に対して第一焼鈍を施す］
第一焼鈍工程では、冷延鋼板を、オーステナイト単相となるＡｃ３（℃）以上の温度まで加熱し、冷却後にベイナイトまたはマルテンサイトを主体とするラス状の組織とする。この際、拡散変態により生じるフェライトやパーライトの生成を抑制することが必要となる。
具体的には、Ａｃ１～Ａｃ１＋３０℃の間の平均加熱速度を０．５℃／秒以上とし、Ａｃ３～９５０℃の最高加熱温度で１秒～１０００秒間保持し、かつ、６５０℃までの温度範囲の平均冷却速度が１．０℃／秒以上であり、かつ、冷却停止温度が２５～４５０℃であるように冷却する。
鋼板加熱時において、６００℃～Ａｃ１（℃）の間の平均加熱速度は、特に限定されないが、例えば１０．０℃／秒以下に制限することが好ましい。平均加熱速度が１０．０℃／秒を超えると、フェライトの再結晶が十分進行せず鋼板の伸びが劣化する場合がある。この平均加熱速度は６．０℃／秒以下であってもよい。また、当該平均加熱速度の下限値は、特に限定されないが、例えば、平均加熱速度は１．０℃／秒以上であってもよい。
［Ａｃ１～Ａｃ１＋３０℃の間の平均加熱速度が０．５℃／秒以上］
上記鋼板加熱時におけるＡｃ１～Ａｃ１＋３０℃の間の平均加熱速度は０．５℃／秒以上とする。Ａｃ１～Ａｃ１＋３０℃の間の平均加熱速度が０．５℃／秒を下回ると、フェライトとオーステナイトとの間でのＭｎの分配が顕在化するので、塑性ひずみ後の最終組織において粗大なフレッシュマルテンサイトの量が増加する。この平均加熱速度は１．０℃／秒以上であってもよい。平均加熱速度の上限は、特に限定されないが、例えば、平均加熱速度は１０．０℃／秒以下であってもよい。
［Ａｃ３～９５０℃の最高加熱温度で１秒～１０００秒間保持］
十分にオーステナイト化を進行させるため、鋼板を少なくともＡｃ３（℃）以上に加熱し、当該温度（最高加熱温度）で均熱処理を行う。但し、過剰に加熱温度を上げると、オーステナイト粒径の粗大化による靭性の劣化を招くばかりか、焼鈍設備の損傷にも繋がる。そのため最高加熱温度は９５０℃以下、好ましくは９００℃以下とする。均熱時間が短いとオーステナイト化が十分進行しない。そのため、均熱時間は少なくとも１秒以上とする。好ましくは３０秒以上または６０秒以上である。一方、均熱時間が長すぎると生産性を阻害する。そのため、均熱時間は１０００秒以下、好ましくは５００秒以下とする。均熱中は鋼板を必ずしも一定温度に保持する必要はなく、上記条件を満足する範囲で温度は変動しても構わない。
［６５０℃までの温度範囲の平均冷却速度が１．０℃／秒以上で冷却停止温度が２５～４５０℃］
最高加熱温度で保持した後は冷却を行う。最高加熱温度からの冷却中にフェライト変態が始まると、著しく特性が劣化する。そのため、最高加熱温度からフェライト変態が起こりやすい６５０℃までの平均冷却速度を１．０℃／秒以上とする。平均冷却速度は５．０℃／秒以上または２０．０℃／秒以上であってもよい。
冷却停止温度は、第一焼鈍工程後の鋼板組織をベイナイトまたはマルテンサイトを主相とした組織とするため、２５℃～４５０℃の範囲とする。
＜第二焼鈍工程＞
［第一焼鈍工程後の冷延鋼板に対して第二焼鈍を施す］
第二焼鈍工程では、第一焼鈍工程でベイナイトまたはマルテンサイトを主体としてラス状組織とした後に再度加熱し、その後２５０℃以下まで冷却する。
［Ａｃ１＋２０℃以上Ａｃ３（℃）未満の最高加熱温度で１秒～１０００秒間保持した後、２５０℃以下まで冷却］
第一焼鈍工程後の鋼板のミクロ組織は、ベイナイトおよびマルテンサイトを主体としている。そのため、第二焼鈍工程においてＡｃ１＋２０℃以上Ａｃ３（℃）未満の最高加熱温度に再度加熱し、その温度域で１秒～１０００秒間保持することにより、所望のオーステナイト体積分率とする。最高加熱温度がＡｃ１＋２０℃未満の場合、加熱により逆変態するオーステナイトの体積分率が不十分となり、その後の冷却および均熱処理工程で生成するベイナイト、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積分率が本実施形態の範囲を満たすことができない。一方、Ａｃ３（℃）以上の温度まで加熱すると、第一焼鈍工程で形成したラス状組織が完全に失われてしまうので、残留オーステナイトのアスペクト比を２．０以上に制御することができなくなる。同温度域での保持時間は、少なくとも１秒必要であり、上限は工業的に現実的な１０００秒とする。
最高加熱温度まで加熱された鋼板は、本実施形態の範囲の残留オーステナイト体積分率を得るため、ベイナイト変態またはマルテンサイト変態の程度を制御することが必要となる。このため、最高加熱温度まで加熱された鋼板は、２５０℃以下まで冷却する必要がある。冷却停止温度が２５０℃超では、続く均熱処理工程での保持中にベイナイト変態が十分に進まないことや、当該２５０℃以下への冷却で得られるマルテンサイトの焼き戻しができなくなり、所望のミクロ組織における体積分率を得ることができない。
＜均熱処理工程＞
［第二焼鈍工程後の冷延鋼板に対して２６０～４５０℃の温度域で１０～１０００秒間保持する］
本実施形態における所定の体積分率のベイナイトおよび残留オーステナイトを得るために、第二焼鈍工程で２５０℃以下まで冷却された鋼板を、加熱し、２６０～４５０℃の温度域で保持する。当該温度域で保持することで、ベイナイト変態により排出された炭素原子が未変態オーステナイトへ濃縮して当該未変態オーステナイトの安定性が向上することで、所望の残留オーステナイト量を確保することができる。均熱処理工程の保持温度が２６０℃よりも低い場合、ベイナイト変態の進行が遅くなり、最終的にベイナイトの体積分率だけでなく残留オーステナイト体積分率も不十分となる。一方、４５０℃よりも高温で保持した場合、ベイナイトの強度が低下するだけでなく、オーステナイト中に炭化物が生成し、オーステナイト中のＣ濃度が低下することで、最終的に冷却した際に残留オーステナイトの体積分率が不足する。同温度域での保持時間は、少なくとも１０秒は必要であり、これよりも短い場合にはベイナイト変態が不十分となる。また、１０００秒超保持することは工業的に困難なためこれを上限とする。
均熱処理工程における保持後の冷却については限定されない。
［第一焼鈍工程と第二焼鈍工程との少なくとも一方において、最高加熱温度で１秒～１０００秒間保持する際、加熱炉内の雰囲気ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が－１．１０≦ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦－０．０７を満足する］
鋼板表層を脱炭する場合には、二度の焼鈍工程における酸素ポテンシャルｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を高くすることが好ましい。酸素ポテンシャルが－１．１０未満では酸素ポテンシャルが不十分となり脱Ｃが進まず、表面から３０μｍの深さ位置におけるビッカース硬度Ｈｖｓｕｒを十分小さくできない（表層を軟質化できない）。一方、酸素ポテンシャルが－０．０７よりも高くなると、鉄自体の酸化が始まり製品とならないので、これを上限とする。脱Ｃは、第一焼鈍工程および第二焼鈍工程のいずれで行っても構わず、両方で行っても良い。脱Ｃの進行により、曲げ性が改善される一方で、鋼板の強度は低下する。そのため、必要な特性に応じて酸素ポテンシャルを調整すれば良い。ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）は、最高加熱温度に昇温する前から前記範囲となっていても良い。
次に、前記（５）の製造条件の詳細を説明する。前記（４）の製造条件と異なる、熱間圧延工程の仕上げ圧延から詳細を説明する。
［複数の圧延スタンドによる仕上げ圧延］
仕上げ圧延の条件は、特に限定するものではないが、当業者が一般的に使用する複数の圧延機からなる設備構成において、最終パス出側温度（仕上温度）を８５０℃以上とする必要がある。仕上温度が８５０℃未満の場合、加工オーステナイトからの相変態が早まり、冷却中にフェライトなどの高温変態生成相が生じ、全面をラス状組織にできない。
［熱延鋼板を２５～４５０℃の温度域で巻き取る（巻き取り工程）］
巻取温度は２５～４５０℃とする。上限温度が前記（４）の製造条件の６８０℃と異なるのは、（５）の製造条件においては熱延鋼板のミクロ組織をベイナイトまたはマルテンサイトを主体としたミクロ組織にするためである。４５０℃よりも高い温度で巻き取った場合、ベイナイトを主体としたミクロ組織にならず、パーライトなどが生じるためこれを上限とする。
＜冷間圧延工程＞
［必要に応じて、圧下率３０％以下で冷間圧延を施して冷延鋼板とする］
巻き取り工程後の熱延鋼板に対し、板厚精度の向上や平坦度の改善のため、冷間圧延を施しても構わない。
ただし、圧下率が高すぎる場合、歪が過度に導入され、焼鈍加熱におけるフェライトの再結晶が促進して、ラスに由来する針状組織を維持することができない。そのため、冷間圧延を行う場合には、冷間圧延における圧下率（冷間圧延率）は３０％以下とする。また、圧下率の増加に伴い、製品の加工性が劣化することから、圧下率は、望ましくは１０％以下、更に望ましくは５％以下である。冷間圧延を行わなくてもよいので、圧下率の下限は０％である。
＜第一焼鈍工程＞
［熱延鋼板または冷延鋼板に対して第一焼鈍を施す］
上述の通り、巻き取り工程では、ベイナイトまたはマルテンサイトを主体としたミクロ組織としている。そのため、巻き取り工程後、冷間圧延を施さない熱延鋼板、または圧下率を３０％以下とした冷間圧延を行った冷延鋼板に、第一焼鈍工程での熱処理を行う。
［Ａｃ１＋２０℃以上Ａｃ３（℃）未満の最高加熱温度で１秒～１０００秒間保持した後、２５０℃以下まで冷却］
巻き取り工程での相変態により、ミクロ組織はベイナイトおよびマルテンサイトを主体としている。そのため、第一焼鈍工程においてＡｃ１＋２０℃以上Ａｃ３（℃）未満の最高加熱温度で１秒～１０００秒間保持することにより、所望のオーステナイト体積分率とする。最高加熱温度がＡｃ１＋２０℃未満の場合、加熱により逆変態するオーステナイトの体積分率が不十分となり、その後の冷却および均熱処理工程で生成するベイナイト、焼き戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの体積分率が所望の範囲を満たすことができない。一方、Ａｃ３（℃）以上の温度まで加熱すると、第一焼鈍工程で形成したラス状組織が完全に失われてしまうことで、残留オーステナイトのアスペクト比を２．０以上に制御することができなくなる。同温度域での保持時間は、少なくとも１秒必要であり、上限は工業的に現実的な１０００秒とする。
最高加熱温度まで加熱された鋼板は、本開示の範囲の残留オーステナイト体積分率を得るため、ベイナイト変態またはマルテンサイト変態をさせることが必要となる。このため、最高加熱温度まで加熱された鋼板は、２５０℃以下まで冷却する必要がある。冷却停止温度が２５０℃超では、続く均熱処理工程での保持中にベイナイト変態が十分に進まないことや、当該２５０℃以下への冷却で得られるマルテンサイトの焼き戻しができなくなり、ミクロ組織における所望の体積分率を得ることができない。
＜均熱処理工程＞
［第一焼鈍工程後の熱延鋼板または冷延鋼板に対して２６０～４５０℃の温度域で１０～１０００秒間保持する］
本実施形態における所定の体積分率のベイナイトおよび残留オーステナイトを得るために、第二焼鈍工程で２５０℃以下まで冷却された鋼板を、加熱し、２６０～４５０℃の温度域で保持する。当該温度域で保持することで、ベイナイト変態により排出された炭素原子が未変態オーステナイトへ濃縮して当該未変態オーステナイトの安定性が向上することで、所望の残留オーステナイト量を確保することができる。均熱処理工程の保持温度が２６０℃よりも低い場合、ベイナイト変態の進行が遅くなり、最終的にベイナイトの体積分率だけでなく残留オーステナイト体積分率も不十分となる。一方、４５０℃よりも高温で保持した場合、ベイナイトの強度が低下するだけでなく、オーステナイト中に炭化物が生成し、オーステナイト中のＣ濃度が低下することで、最終的に冷却した際に残留オーステナイトの体積分率が不足する。同温度域での保持時間は、少なくとも１０秒は必要であり、これよりも短い場合にはベイナイト変態が不十分となる。また、１０００秒超保持することは工業的に困難なためこれを上限とする。
均熱処理工程における保持後の冷却については限定されない。
［第一焼鈍工程において、最高加熱温度で１秒～１０００秒間保持する際、加熱炉内の雰囲気ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が－１．１０≦ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦－０．０７を満足する］
鋼板表層を脱炭する場合には、第一焼鈍工程における酸素ポテンシャルｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）を高くすることが好ましい。酸素ポテンシャルが－１．１０未満では酸素ポテンシャルが不十分となり脱Ｃが進まず、表面から３０μｍの深さ位置におけるビッカース硬度Ｈｖｓｕｒを十分小さくできない（表層を軟質化できない）。一方、酸素ポテンシャルが－０．０７よりも高くなると、鉄自体の酸化が始まり製品とならないのでこれを上限とする。ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）は、最高加熱温度に昇温する前から前記範囲となっていても良い。
＜めっき工程＞
めっき工程について、詳細を説明する。
本方法において、（４）及び（５）の製造方法のいずれを選択した場合でも、鋼板をめっき浴に浸漬するめっき工程を、必要に応じ施しても良い。これにより、鋼板の表面にめっき層が形成される。めっき工程は、鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬する溶融亜鉛めっき工程であることが好ましい。溶融亜鉛めっき層を形成する場合、溶融亜鉛めっき浴への浸漬は、均熱処理工程の前の焼鈍工程における最高加熱温度から２５０℃以下への冷却の途中に施しても、または、均熱処理工程の後に施しても良い。この時の鋼板温度が鋼板性能に及ぼす影響は小さいが、鋼板温度とめっき浴温度の差が大きすぎると、めっき浴温度が変化してしまい操業に支障をきたす場合がある。そのため、めっき浴温度－２０℃～めっき浴温度＋２０℃の範囲に鋼板を再加熱または冷却する工程を設けることが望ましい。溶融亜鉛めっきは常法に従えて行えばよい。例えば、めっき浴温は４４０～４７０℃、浸漬時間は５秒以下でよい。めっき浴は、Ａｌを０．０８～０．２質量％含有し、残部がＺｎであるめっき浴が好ましいが、その他、不純物としてＦｅ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｐｂを含有してもよい。また、めっきの目付量を、ガスワイピング等の公知の方法で制御することが好ましい。目付量は、片面あたり２５～７５ｇ／ｍ２が好ましい。
［合金化処理］
溶融亜鉛めっき層を形成した溶融亜鉛めっき鋼板に対して、必要に応じて合金化処理を行ってもよい。その場合、合金化処理温度が４６０℃未満であると、合金化速度が遅くなり生産性を損なうばかりでなく、合金化処理むらが発生するので、合金化処理温度は４６０℃以上とする。一方、合金化処理温度が６００℃を超えると、合金化が過度に進行して、鋼板のめっき密着性が劣化する場合がある。また、パーライト変態が進み所望の金属組織を得られない場合がある。したがって、合金化処理温度は６００℃以下とする。
均熱処理工程の後、または、均熱処理の後にめっき工程及び／または合金化処理を行った場合には、めっき工程及び／または合金化処理後、室温まで冷却し、最終製品とする。鋼板の平坦矯正、表面粗度の調整のために、調質圧延を行ってもよい。この場合、延性の劣化を避けるため、伸び率を２％以下とすることが好ましい。
次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性および効果を確認するために採用した一条件例である。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。
製造条件の限定に用いた変態温度Ａｃ１（℃）、Ａｃ３（℃）は、それぞれ下記の計算式を用いて算出した。（式中の元素記号は、当該元素の鋼中の質量％である。）
Ａｃ１＝７２３－１０．７×Ｍｎ－１６．９×Ｎｉ+２９．１×Ｓｉ＋１６．９×Ｃｒ
Ａｃ３＝９１２－２３０．５×Ｃ＋３１．６×Ｓｉ－２０．４×Ｍｎ－３９．８×Ｃｕ－１８．１×Ｎｉ－１４．８×Ｃｒ＋１６．８×Ｍｏ
実施例１では、請求項１，２，３，４，６，８，１０に係る発明に関し、その条件例を示し、実施例２では、請求項１，２，３，５，７，９，１１に係る発明に関し、その条件例を示す。
（実施例１）
表１に示す化学組成を有する鋼を鋳造し、２００～３００ｍｍ厚のスラブを作製した。表１において、単位は質量％であり、表１に示す成分以外の残部はＦｅおよび不純物である。これらのスラブを表２－１～表２－３に示す条件で熱間圧延を行い、熱延鋼板を製造した。熱間圧延の際、粗圧延では、１０５０℃以上での総圧下率が６０％～９０％となるように実施し、仕上げ圧延では、複数の圧延スタンドによって仕上温度が８００℃以上となるように実施した。その後、熱延鋼板を酸洗し、表面のスケールを除去した。その後、表２－１～表２－６に記載の条件で、冷間圧延工程および第一焼鈍工程、第二焼鈍工程、均熱処理工程を施した。均熱処理工程前または均熱処理工程後に溶融亜鉛めっきまたはさらに合金化を施した条件には、溶融亜鉛めっきと記載している。
Figure 0007464887000001
Figure 0007464887000002
Figure 0007464887000003
Figure 0007464887000004
Figure 0007464887000005
Figure 0007464887000006
Figure 0007464887000007
次にこのようにして得られた各鋼板について、上述した方法により表面から１／４厚の位置を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲におけるミクロ組織を観察し、フェライト、残留オーステナイト、ベイナイト、焼き戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト、パーライトについて、それぞれの体積分率を調べた。
また、上述した方法により、表面から１／４厚の位置を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲における全残留オーステナイトに占める、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合を調べた。
さらに、上述した方法により、表面から１／４厚の位置を中心とした１／８厚～３／８厚の範囲における粒径１μｍ以上の介在物および析出物の数密度、表面から板厚の１／２０の深さ位置における、Ｍｎ濃化部の平均間隔、残留オーステナイト中のＭｎ濃度の標準偏差を調査した。
機械特性は、圧延方向に直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）および全伸び（Ｅｌ）を測定した。評点間距離は５０ｍｍ、引張速度は１０ｍｍ／ｍｉｎとした。
また、日本鉄鋼連盟規格の「ＪＦＳ Ｔ １００１ 穴広げ試験方法」を行い、穴広げ率（λ）を測定した。ポンチ直径を１０ｍｍ、打ち抜きクリアランスを１２％、ポンチ形状を先端部６０°の円錐ポンチとした。
ＴＳが９８０ＭＰａ以上、かつ、ＴＳ×Ｅｌ×λ０．５／１０００が８０以上のものを機械特性が良好であり、自動車部品として用いられるのに好ましいプレス成形性を有すると判断した。
塑性ひずみ導入後の靭性（プレス成形後の靭性）は以下の手法により評価した。圧延方向に直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験により５％の塑性ひずみ（予歪）を付与し、焼き付け塗装時の入熱による時効硬化を模擬するため、１７０℃×２０分の熱処理を施した。ひずみ付与および焼き付け塗装を模擬した熱処理後の引張試験片の平行部から、２ｍｍＶノッチ付きのシャルピー試験片を採取した。その後、ＪＩＳＺ２２４２（２０１８）に準じて、試験温度－２０℃にてシャルピー試験を実施した。ひずみ付与後のシャルピー吸収エネルギー／塑性ひずみ付与前のシャルピー吸収エネルギーが０．７超のものをＶｅｒｙＧｏｏｄ（ＶＧ）、０．５～０．７のものをＧｏｏｄ（Ｇ）、０．５未満のものをＢａｄ（Ｂ）と判定した。ＶＧおよびＧの評価を合格とした。
また、表面から３０μｍの深さ位置におけるビッカース硬度Ｈｖｓｕｒと、前記表面から板厚の１／４の深さ位置におけるビッカース硬度［Ｈｖ］との比を測定するため、断面の埋め込みサンプルの当該深さ位置において、ＪＩＳＺ２２４４（２００９）に準じて、荷重２０ｇの設定でビッカース硬度を３点測定し、それぞれの平均値からＨｖｓｕｒ／［Ｈｖ］を求めた。
これらの結果を、表３－１～表３－４に示す。
表中では、亜鉛めっきを施していない冷延鋼板をＣＲと記載し、溶融亜鉛めっき鋼板をＧＩと記載し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板をＧＡと記載した。
Figure 0007464887000008
Figure 0007464887000009
Figure 0007464887000010
Figure 0007464887000011
本発明例の鋼板は、高強度で、強度と伸びと穴広げ性とのバランスが良好であり、塑性変形（予歪付与）および焼き付け塗装を模擬した１７０℃×２０分の熱処理後のシャルピー吸収エネルギーの劣化が小さい鋼板であった。
一方、比較例では、鋼板を製造できない、あるいは、強度、強度と伸びと穴広げ性とのバランス、塑性変形（予歪付与）および焼き付け塗装後を模擬した１７０℃×２０分後のシャルピー吸収エネルギーのいずれかが劣っていた。
実施例Ｎｏ．９では、溶鋼表面から１０ｍｍ位置の凝固速度が速く、スラブに割れが発生したため、熱間圧延以降の工程を実施することが不可能であった。
実施例Ｎｏ．１３では、溶鋼表面から１０ｍｍ位置の凝固速度が遅く、１／２０深さのＭｎ濃化部の平均間隔が広くなり、その結果、Ｍｎ濃度の標準偏差が高くなったため、機械特性のバランスの劣化に加え、シャルピー吸収エネルギーの劣化も大きくなった。
実施例Ｎｏ．１８では、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量が少ないため、鋳造中にスラブ表層付近への介在物および析出物の捕捉が増加したため、シャルピー吸収エネルギーが劣化した。
実施例Ｎｏ．１９では、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量が多いため、モールドパウダーの巻き込みに起因したスラブ表層付近への介在物および析出物の捕捉が増加した。そのため、シャルピー吸収エネルギーが劣化した。
実施例Ｎｏ．１７では、溶鋼の５ｍｍ深さ位置の表層部の液相線温度～固相線温度間の平均冷却速度が遅すぎるため、凝固過程で介在物および析出物の粒成長が進み、シャルピー吸収エネルギーが劣化した。
実施例Ｎｏ．２３では、Ａｃ１～Ａｃ１＋３０℃におけるスラブの加熱速度が遅すぎるため、昇温中にα／γでのＭｎ分配が進行し、Ｍｎ濃度の標準偏差が大きくなり、その結果、部分的なＭｎ濃化に起因したマルテンサイト変態温度の低下が起こり、フレッシュマルテンサイトの体積分率が増加した。その結果、機械特性のバランスが悪化したことに加え、シャルピー吸収エネルギーも劣化した。
実施例Ｎｏ．２６では、スラブ加熱温度が低温となったため、十分にＭｎが均一にならず、フレッシュマルテンサイトの体積分率の増加に加え、Ｍｎ濃度の標準偏差が大きくなった。その結果、機械特性のバランスが悪化したことに加え、シャルピー吸収エネルギーも劣化した。
実施例Ｎｏ．２７では、１２００℃以上でのスラブの加熱時間が短かったため、Ｍｎが十分に均一化されず、Ｍｎ濃度の標準偏差が大きくなった。その結果、機械特性のバランスが悪化したことに加え、シャルピー吸収エネルギーも劣化した。
実施例Ｎｏ．５では、熱間圧延における巻き取り温度が高温となり、巻き取り後の相変態においてＭｎの分配が進行し、Ｍｎ濃度の標準偏差が大きくなった。その結果、機械特性のバランスが悪化したことに加え、シャルピー吸収エネルギーも劣化した。
実施例Ｎｏ．３１では、第一焼鈍工程におけるＡｃ１～Ａｃ１＋３０℃の間の平均加熱速度が遅いため、Ｍｎ濃度の標準偏差が大きくなった。その結果、機械特性のバランスが悪化したことに加え、シャルピー吸収エネルギーも劣化した。
実施例Ｎｏ．１５では、第一焼鈍工程における最高加熱温度が低いため、第一焼鈍工程後のミクロ組織が全面ラス状組織とならなかった。そのため、残留オーステナイトの体積分率が不足したり、フレッシュマルテンサイトの体積分率が増加したりしたため、機械特性のバランスが悪化したことに加え、シャルピー吸収エネルギーも劣化した。
実施例Ｎｏ．３０では、第一焼鈍工程における最高加熱温度～６５０℃の平均冷却速度が遅かったため、冷却中にフェライト変態が起こり、第一焼鈍工程後のミクロ組織が全面ラス状組織とならなかった。その結果、機械特性のバランスが悪化したことに加え、シャルピー吸収エネルギーも劣化した。
実施例Ｎｏ．３では、第一焼鈍工程における冷却停止温度が高温だったため、その後の保持中に完全なラス状組織が得られず、最終的な製品においてフレッシュマルテンサイトの体積分率が増加したことや、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合が減少した。その結果、機械特性のバランスが悪化したことに加え、シャルピー吸収エネルギーも劣化した。
実施例Ｎｏ．７，４０では、第二焼鈍工程における最高加熱温度が低いため、最終的に製品で得られる残留オーステナイトが減少し、機械特性のバランスが悪化したことに加え、シャルピー吸収エネルギーも劣化した。
実施例Ｎｏ．１２では、第二焼鈍工程における最高加熱温度が高いため、第一焼鈍工程で造り込んだラス状組織が崩壊し、所定のミクロ組織が得られなかった。その結果、機械特性のバランスが悪化した。
実施例Ｎｏ．１１，２２，４３では、第二焼鈍工程における冷却停止温度が高かったため、焼き戻しマルテンサイトの体積分率が減少した結果、その後の保持中にベイナイト変態が十分に進まず、最終的に冷却した際に生じるフレッシュマルテンサイトの体積分率が増加した。その結果、機械特性のバランスが悪化したことに加え、シャルピー吸収エネルギーも劣化した。
実施例Ｎｏ．４，３９では、均熱処理工程における冷却停止後の保持温度が高かったため、高温に晒された残留オーステナイト中にセメンタイトが生成し不安定となった。そのため、最終的に得られる残留オーステナイトの体積分率が減少した。その結果、機械特性のバランスが悪化したことに加え、シャルピー吸収エネルギーも劣化した。
実施例Ｎｏ．１６，２５では、均熱処理工程における冷却停止後の保持温度が低かったため、保持中にベイナイト変態が十分に進まず、最終的に冷却した際にフレッシュマルテンサイトの生成量が増加した。その結果、機械特性のバランスが悪化した。実施例２５では更に、シャルピー吸収エネルギーも劣化した。
実施例Ｎｏ．５４では、均熱処理工程での冷却停止後の保持温度が低温であったため、ベイナイトの体積分率が不足となった。また、残留オーステナイトの体積分率も過度となった、そのため、機械特性のバランスが悪化した。
実施例Ｎｏ．５８では、均熱処理工程での冷却停止後の保持温度が高温であったためにベイナイト変態が過度に進み、ベイナイトの体積分率が過度となった。そのため、機械特性のバランスが悪化した。
実施例Ｎｏ．４４ではＳｉとＡｌとの合計含有量が多かったため、スラブに割れが発生した。そのため、熱間圧延以降の工程を実施することが不可能であった。
実施例Ｎｏ．４５ではＣ含有量が少なかったため、Ｍｓ点が大きく低下せず、その結果、残留オーステナイトの体積分率が少なく、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合が少なかった。そのため、機械特性のバランスが悪化した。
実施例Ｎｏ．４６ではＳｉとＡｌとの合計含有量が少なかったため、未変態オーステナイトへの炭素濃化が少なく、その結果、残留オーステナイトの体積分率が少なく、パーライトの体積分率が多く、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合が少なかった。そのため、機械特性のバランスが悪化した。
実施例Ｎｏ．４７、Ｎｏ．６４ではＭｎ含有量が少なかったため、Ｍｓ点が低下せず、その結果、フェライト及びパーライトの体積分率が多く、残留オーステナイト及び焼き戻しマルテンサイトの体積分率が多く、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合が少なかった。そのため、引張強度が不十分であった。
実施例Ｎｏ．４８ではＭｎ含有量が多かったため、冷間圧延工程中の鋼板に割れが生じた。そのため、それ以降の工程を実施することが不可能であった。
実施例Ｎｏ．４９ではＣ含有量が多かったため、冷間圧延工程中の鋼板に割れが生じた。そのため、それ以降の工程を実施することが不可能であった。
実施例Ｎｏ．５０ではＳｉ含有量が多かったため、スラブに割れが発生した。そのため、熱間圧延以降の工程を実施することが不可能であった。
実施例Ｎｏ．５１ではＡｌ含有量が多かったため、スラブに割れが発生した。そのため、熱間圧延以降の工程を実施することが不可能であった。
実施例Ｎｏ．２，１０，１４，２１，２９，３２，３４，３５，３６、３７，３８，４１，４２，６１，６２では、第一焼鈍工程または第二焼鈍工程の、一方または両方で酸素ポテンシャルを高くしているため、鋼板表層付近で内部酸化が起こると同時に、脱炭が進行し軟質化するため、表面から３０μｍの深さ位置におけるビッカース硬度Ｈｖｓｕｒと、前記表面から板厚の１／４の深さ位置におけるビッカース硬度［Ｈｖ］との比が小さくなり、曲げ性が改善したことによりシャルピー吸収エネルギーが改善している。
（実施例２）
実施例１と同じスラブを用い、表４－１～表４－２に示す条件で熱間圧延を行い、熱延鋼板を製造した。その後、熱延鋼板を酸洗し、表面のスケールを除去した。熱間圧延の際、粗圧延では、１０５０℃以上での総圧下率が６０％～９０％となるように実施した。その後、表４－３～表４－４に記載の条件で、冷間圧延、第一焼鈍工程、均熱処理工程を施した。均熱処理工程前または均熱処理工程後に溶融亜鉛めっきを施した条件には、溶融亜鉛めっきと記載している。また、酸洗後の熱延鋼板の一部は、形状矯正のため２％の圧下率で冷間圧延を施した。
Figure 0007464887000012
Figure 0007464887000013
Figure 0007464887000014
Figure 0007464887000015
上記条件に製造した鋼板を、実施例１と同条件にて調査した結果を、表５－１～表５－４に示す。
Figure 0007464887000016
Figure 0007464887000017
Figure 0007464887000018
Figure 0007464887000019
 本発明例の鋼板は、高強度で、強度と伸びと穴広げ性のバランスが良好であり、塑性変形および焼き付け塗装後を模擬した１７０℃×２０分後のシャルピー吸収エネルギーの劣化が小さい鋼板であった
実施例Ｎｏ．７３では、溶鋼表面から１０ｍｍ位置の凝固速度が速く、スラブに割れが発生したため、熱間圧延以降の工程を実施することが不可能であった。
実施例Ｎｏ．７７では、溶鋼表面から１０ｍｍ位置の凝固速度が遅く、１／２０厚の位置のＭｎ濃化部の平均間隔が広くなり、その結果、残留オーステナイト中のＭｎ濃度の標準偏差が高くなったため、機械特性のバランスの劣化に加え、シャルピー吸収エネルギーの劣化も大きくなった。
実施例Ｎｏ．８３では、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量が少ないため、鋳造中にスラブ表層付近への介在物および析出物の捕捉が増加した。そのため、シャルピー吸収エネルギーが劣化した。
実施例Ｎｏ．８４では、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量が多いため、モールドパウダーの巻き込みに起因したスラブ表層付近への介在物および析出物の捕捉が増加した。そのため、シャルピー吸収エネルギーが劣化した。
実施例Ｎｏ．８２では、溶鋼の５ｍｍ深さ位置の表層部の液相線温度～固相線温度間の平均冷却速度が遅すぎるため、凝固過程で介在物および析出物の粒成長が進み、シャルピー吸収エネルギーが劣化した。
実施例Ｎｏ．９２では、Ａｃ１～Ａｃ１＋３０℃におけるスラブの加熱速度が遅すぎるため、昇温中にα／γでのＭｎ分配が進行し、残留オーステナイト中のＭｎ濃度の標準偏差が大きくなり、その結果、部分的なＭｎ濃化に起因したマルテンサイト変態温度の低下が起こり、フレッシュマルテンサイトの体積分率が増加した。その結果、機械特性のバランスが悪化したことに加え、シャルピー吸収エネルギーも劣化した。
実施例Ｎｏ．９６では、スラブ加熱温度が低温となったため、十分にＭｎが均一にならず、残留オーステナイト中のＭｎ濃度の標準偏差が大きくなった。その結果、シャルピー吸収エネルギーが劣化した。
実施例Ｎｏ．８８では、１２００℃以上でのスラブの加熱時間が短かったため、Ｍｎが十分に均一化されず、残留オーステナイト中のＭｎ濃度の標準偏差が大きくなった。その結果、機械特性のバランスが悪化したことに加え、シャルピー吸収エネルギーも劣化した。
実施例Ｎｏ．６７、１０５では、熱間圧延における仕上げ温度が低温となったため、熱間圧延直後のオーステナイト中の転位密度が増加し、フェライト変態が促進された。そのため、熱延圧延後のミクロ組織において全面ラス状の組織を得ることができなかった。その結果、残留オーステナイトの体積分率が不足したり、フレッシュマルテンサイトの体積分率が増加したりしたため、機械特性のバランスが悪化したことに加え、シャルピー吸収エネルギーも劣化した。
実施例Ｎｏ．７２、８７、１０８では、熱間圧延における巻き取り温度が高温となったため、巻き取り後の相変態によりフェライトが生成した。そのため、熱延圧延後のミクロ組織において全面ラス状の組織を得ることができなかった。その結果、フレッシュマルテンサイトの体積分率が増加したため、機械特性のバランスが悪化したことに加え、シャルピー吸収エネルギーも劣化した。
実施例Ｎｏ．７９では、圧下率が高いため、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合が減少した。その結果、シャルピー吸収エネルギーが劣化した。
実施例Ｎｏ．７６では、第一焼鈍工程における最高加熱温度が低いため、最終的に製品で得られる残留オーステナイトが減少し、機械特性のバランスが悪化したことに加え、シャルピー吸収エネルギーも劣化した。
実施例Ｎｏ．６８、９５では、第一焼鈍工程における最高加熱温度が高いため、熱間圧延工程で造り込んだラス状組織が崩壊し、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合が減少した。その結果、機械特性のバランスが悪化したことに加え、シャルピー吸収エネルギーも劣化した。
実施例Ｎｏ．６９では、第一焼鈍工程における冷却停止温度が高かったため、焼き戻しマルテンサイトの体積分率が減少した結果、その後の保持中にベイナイト変態が十分に進まず、最終的に冷却した際に生じるフレッシュマルテンサイトの体積分率が増加した。その結果、機械特性のバランスが悪化したことに加え、シャルピー吸収エネルギーも劣化した。
実施例Ｎｏ．８１では、均熱処理工程における冷却停止後の保持温度が高かったため、高温に晒された残留オーステナイト中にセメンタイトが生成し不安定となったため、最終的に得られる残留オーステナイトの体積分率が減少した。その結果、機械特性のバランスが悪化した。
実施例Ｎｏ．９０、１０７では、均熱処理工程における冷却停止後の保持温度が低かったため、保持中にベイナイト変態が十分に進まず、最終的に冷却した際にフレッシュマルテンサイトの生成量が増加した。その結果、機械特性のバランスが悪化したことに加え、シャルピー吸収エネルギーも劣化した。
実施例Ｎｏ．１１９では、均熱処理工程での冷却停止後の保持温度が低温であったため、ベイナイトの体積分率が不足となった。また、残留オーステナイトの体積分率も過度となった、そのため、機械特性のバランスが悪化した。
実施例Ｎｏ．１２１では、均熱処理工程での冷却停止後の保持温度が低温であったため、ベイナイトの体積分率が不足となった。そのため、機械特性のバランスが悪化した。
実施例Ｎｏ．１２５では、均熱処理工程での冷却停止後の保持温度が高温であり、また冷却停止後の保持時間が長時間であったためにベイナイト変態が過度に進み、ベイナイトの体積分率が過度となった。そのため、機械特性のバランスが悪化した。
実施例Ｎｏ．１０９ではＳｉとＡｌとの合計含有量が多かったため、スラブに割れが発生した。そのため、熱間圧延以降の工程を実施することが不可能であった。
実施例Ｎｏ．１１０ではＣ含有量が少なかったため、Ｍｓ点が大きく低下せず、その結果、残留オーステナイトの体積分率が少なく、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合が少なかった。そのため、機械特性のバランスが悪化した。
実施例Ｎｏ．１１１ではＳｉとＡｌの合計含有量が少なかったため、未変態オーステナイトへの炭素濃化が少なく、その結果、残留オーステナイトの体積分率が少なく、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合が少なかった。そのため、機械特性のバランスが悪化した。
実施例Ｎｏ．１１２、１３１ではＭｎ含有量が少なかったため、Ｍｓ点が低下せず、その結果、フェライト及びパーライトの体積分率が多く、残留オーステナイト及び焼き戻しマルテンサイトの体積分率が多く、アスペクト比２．０以上の残留オーステナイトの個数割合が少なかった。そのため、引張強度が不十分であった。
実施例Ｎｏ．１１３ではＭｎ含有量が多かったため、冷間圧延工程中の鋼板に割れが生じた。そのため、それ以降の工程を実施することが不可能であった。
実施例Ｎｏ．１１４ではＣ含有量が多かったため、冷間圧延工程中の鋼板に割れが生じた。そのため、それ以降の工程を実施することが不可能であった。
実施例Ｎｏ．１１５ではＳｉ含有量が多かったため、スラブに割れが発生した。そのため、熱間圧延以降の工程を実施することが不可能であった。
実施例Ｎｏ．１１６ではＡｌ含有量が多かったため、スラブに割れが発生した。そのため、熱間圧延以降の工程を実施することが不可能であった。
実施例Ｎｏ．６６，７０，７４，７５，８０，８５，８６，８９，９４，９８，９９，１００，１０１，１０３，１０４，１０６，１１７，１１８，１２０，１２２，１２３，１２４，１２６，１２７，１２８，１２９では、第一焼鈍工程で酸素ポテンシャルを高くしているため、鋼板表層付近で内部酸化が起こると同時に、脱炭が進行し軟質化するため、表面から３０μｍの深さ位置におけるビッカース硬度Ｈｖｓｕｒと、前記表面から板厚の１／４の深さ位置におけるビッカース硬度［Ｈｖ］との比が小さくなり、曲げ性が改善したことによりシャルピー吸収エネルギーが改善している。
以上、本発明の好ましい実施形態および実施例について説明したが、これらの実施形態、実施例は、あくまで本発明の要旨の範囲内の一つの例に過ぎず、本発明の要旨から逸脱しない範囲内で、構成の付加、省略、置換、およびその他の変更が可能である。すなわち本発明は、前述した説明によって限定されることはなく、添付の特許請求の範囲によってのみ限定され、その範囲内で適宜変更可能であることはもちろんである。

Claims (11)

  1. 化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．１５０％～０．４００％、
    Ｓｉ：０．０１％～２．５０％、
    Ｍｎ：１．５０％～３．５０％、
    Ｐ：０．０５０％以下、
    Ｓ：０．０１００％以下、
    Ａｌ：０．００１％～１．５００％、
    Ｓｉ及びＡｌ：合計で０．５０％～３．００％、
    Ｎ：０．０１００％以下、
    Ｏ：０．０１００％以下、
    Ｔｉ：０％～０．２００％、
    Ｖ：０％～１．００％、
    Ｎｂ：０％～０．１００％、
    Ｃｒ：０％～２．００％、
    Ｎｉ：０％～１．００％、
    Ｃｕ：０％～１．００％、
    Ｃｏ：０％～１．００％、
    Ｍｏ：０％～１．００％、
    Ｗ：０％～１．００％、
    Ｂ：０％～０．０１００％、
    Ｓｎ：０％～１．００％、
    Ｓｂ：０％～１．００％、
    Ｃａ：０％～０．０１００％、
    Ｍｇ：０％～０．０１００％、
    Ｃｅ：０％～０．０１００％、
    Ｚｒ：０％～０．０１００％、
    Ｌａ：０％～０．０１００％、
    Ｈｆ：０％～０．０１００％、
    Ｂｉ：０％～０．０１００％、および
    Ｃｅ、Ｌａ以外のＲＥＭ：０％～０．０１００％
    を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
    表面から板厚の１／４の深さ位置におけるミクロ組織が、体積分率で、
    フェライト：０％～５０％、
    残留オーステナイト：６％～３０％、
    ベイナイト：５％～６０％、
    焼き戻しマルテンサイト：５％～５０％、
    フレッシュマルテンサイト：０％～１０％、
    パーライト：０％～５％、
    を含有し、
    前記表面から板厚の１／４の深さ位置において、全ての前記残留オーステナイトに占める、アスペクト比２．０以上の前記残留オーステナイトの個数割合が５０％以上であり、粒径１μｍ以上の介在物および析出物の数密度が３０個／ｍｍ２以下であり、
    前記表面から板厚の１／２０の深さ位置において、圧延方向に対する直交方向におけるＭｎ濃化部の平均間隔が３００μｍ以下であり、残留オーステナイト中のＭｎ濃度の標準偏差が０．４０％以下である、
    鋼板。
  2. 前記表面から３０μｍの深さ位置におけるビッカース硬度Ｈｖｓｕｒと、前記表面から板厚の１／４の深さ位置におけるビッカース硬度［Ｈｖ］との比が、下記（１）式を満たす、請求項１に記載の鋼板。
    Ｈｖｓｕｒ／［Ｈｖ］≦０．８０ （１）
  3. 前記表面上にめっき層を有する、請求項１または２に記載の鋼板。
  4. 請求項１に記載の鋼板の製造方法であって、
    請求項１に記載の前記化学組成を有する溶鋼を２００～３００ｍｍ厚のスラブに鋳造する鋳造工程と；
    前記スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程と；
    前記熱延鋼板を２５～６８０℃の温度域で巻き取る巻き取り工程と；
    前記巻き取り工程後の前記熱延鋼板に２０％以上の圧下率で冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程と；
    前記冷延鋼板に対して第一焼鈍を施す第一焼鈍工程と；
    前記第一焼鈍工程後の前記冷延鋼板に対して第二焼鈍を施す第二焼鈍工程と；
    前記第二焼鈍工程後の前記冷延鋼板に対して２６０～４５０℃の温度域で１０～１０００秒間保持する均熱処理工程と；
    を有し、
    前記鋳造工程では、前記溶鋼の表面から１０ｍｍの深さ位置における凝固速度を１００～１０００℃／分とし、かつ、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量を２．０～６．０トン／分とし、かつ、前記溶鋼の表面から５ｍｍの深さ位置である表層部の液相線温度～固相線温度間の平均冷却速度を４℃／秒以上として冷却し、
    前記熱間圧延工程では、Ａｃ１～Ａｃ１＋３０℃の間の前記スラブの平均加熱速度が２～５０℃／分であり、かつ、前記スラブが１２００℃以上で２０分以上加熱された後に熱間圧延を行い、
    前記第一焼鈍工程では、Ａｃ１～Ａｃ１＋３０℃の間の平均加熱速度が０．５℃／秒以上であり、かつ、Ａｃ３～９５０℃の最高加熱温度で１秒～１０００秒間保持し、かつ、６５０℃までの温度範囲の平均冷却速度が１℃／秒以上であり、かつ、冷却停止温度が２５～４５０℃であり、
    前記第二焼鈍工程では、Ａｃ１＋２０℃以上Ａｃ３未満の最高加熱温度で１秒～１０００秒間保持した後、２５０℃以下まで冷却する、
    鋼板の製造方法。
  5. 請求項１に記載の鋼板の製造方法であって、
    請求項１に記載の前記化学組成を有する溶鋼を２００～３００ｍｍ厚のスラブに鋳造する鋳造工程と；
    前記スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程と；
    前記熱延鋼板を２５～４５０℃の温度域で巻き取る巻き取り工程と；
    必要に応じて、前記熱延鋼板に対して圧下率３０％以下で冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程と；
    前記熱延鋼板または前記冷延鋼板に対して第一焼鈍を施す第一焼鈍工程と；
    前記第一焼鈍工程後の前記熱延鋼板または前記冷延鋼板に対して２６０～４５０℃の温度域で１０～１０００秒間保持する均熱処理工程と；
    を有し、
    前記鋳造工程では、前記溶鋼の表面から１０ｍｍの深さ位置における凝固速度を１００～１０００℃／分とし、かつ、単位時間当たりの溶鋼鋳込み量を２．０～６．０トン／分とし、かつ、前記溶鋼の表面から５ｍｍの深さ位置である表層部の液相線温度～固相線温度間の平均冷却速度を４℃／秒以上として冷却し、
    前記熱間圧延工程では、Ａｃ１～Ａｃ１＋３０℃の間の前記スラブの平均加熱速度が２～５０℃／分であり、かつ、前記スラブが１２００℃以上で２０分以上加熱された後に熱間圧延を行い、８５０℃以上の温度で仕上げ圧延を完了後、６００℃までの平均冷却速度を１０℃/秒以上で冷却し、
    前記第一焼鈍工程では、Ａｃ１＋２０℃以上Ａｃ３未満の最高加熱温度で１秒～１０００秒間保持した後、２５０℃以下まで冷却する、
    鋼板の製造方法。
  6. 前記第一焼鈍工程と前記第二焼鈍工程との少なくとも一方において、前記最高加熱温度で１秒～１０００秒間保持する際、加熱炉内の雰囲気ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が－１．１０≦ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦－０．０７である、
    請求項４に記載の鋼板の製造方法。
  7. 前記第一焼鈍工程において、前記最高加熱温度で１秒～１０００秒間保持する際、加熱炉内の雰囲気ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）が－１．１０≦ｌｏｇ（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）≦－０．０７である、請求項５に記載の鋼板の製造方法。
  8. 前記均熱処理工程の前に、前記第二焼鈍工程における最高加熱温度から２５０℃以下への冷却の途中で、前記冷延鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき鋼板とする溶融亜鉛めっき工程を有する、請求項４または６に記載の鋼板の製造方法。
  9. 前記均熱処理工程の前に、前記第一焼鈍工程における最高加熱温度から２５０℃以下への冷却の途中で、前記熱延鋼板または前記冷延鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき鋼板とする溶融亜鉛めっき工程を有する、請求項５または７に記載の鋼板の製造方法。
  10. 前記均熱処理工程後の前記冷延鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき鋼板とする溶融亜鉛めっき工程を有する、請求項４または６に記載の鋼板の製造方法。
  11. 前記均熱処理工程後の前記熱延鋼板または前記冷延鋼板を溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき鋼板とする溶融亜鉛めっき工程を有する、請求項５または７に記載の鋼板の製造方法。
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