JPWO2019093429A1 - 鋼板 - Google Patents

Abstract

この鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．２〜２．０％、Ｍｎ：２．０〜４．０％、Ａｌ：０．００１〜２．０００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０〜０．１００％、Ｎｂ：０〜０．１００％、Ｖ：０〜０．１００％、Ｃｕ：０〜１．００％、Ｎｉ：０〜１．００％、Ｍｏ：０〜１．００％、Ｃｒ：０〜１．００％、Ｗ：０〜０．００５％、Ｃａ：０〜０．００５％、Ｍｇ：０〜０．００５％、希土類元素（ＲＥＭ）：０〜０．０１０％、Ｂ：０〜０．００３０％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、金属組織が、面積率で、９５％以上の硬質組織と、０〜５％の残留オーステナイトとを含み、厚さ方向断面における質量％での、Ｍｎ含有量の上限値Ｃ１と前記Ｍｎ含有量の下限値Ｃ２との比であるＣ１／Ｃ２が１．５以下であり、焼付硬化量ＢＨが１５０ＭＰａ以上である。

Description

本発明は、鋼板に関する。
本願は、２０１７年１１月０８日に、日本に出願された特願２０１７−２１５８２９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、地球環境保護のため、自動車の燃費向上が求められている。自動車の燃費向上に関し、自動車用鋼板に対しては、安全性を確保しつつ車体を軽量化するため、一層の高強度化が要求されている。このような高強度鋼板として、組織がマルテンサイトやベイナイト等の硬質組織と柔らかいフェライトを組み合わせたＤｕａｌ-Ｐｈａｓｅ鋼（ＤＰ鋼）に代表される複合組織を有する複合組織鋼板が多く用いられている。

このようなＤＰ鋼は、一般に高合金であるために、溶製工程においてＭｎ等の合金元素が板厚方向に対し平行な方向に偏析する。この偏析部分が熱間圧延や冷間圧延によって引き伸ばされるため、バンド状に層状に連なる（以下、これをミクロ偏析と呼ぶ）。ＤＰ鋼の場合、このミクロ偏析部分に硬質相が生成する。その結果、硬質相がバンド状に連なる組織となる。このような、ミクロ偏析が原因で生じる硬質相がバンド状に連なる組織は、穴広げ性や曲げ性を著しく劣化させることが知られている。

ＤＰ鋼において上記ミクロ偏析に起因する課題を解決するための技術として、例えば特許文献１には、熱延工程の前に１２００℃以上１３００℃以下の温度域で０．５ｈ以上５ｈ以下保持してＭｎを拡散させることによって、鋼板の板厚方向断面におけるＭｎ濃度の上限値Ｃ１と下限値Ｃ２との比Ｃ１／Ｃ２を２．０以下とした鋼板が記載されている。この鋼板では、Ｃ１／Ｃ２を２．０以下とすることで、伸びフランジ性のバラツキが大幅に低減したことが開示されている。

一方で、鋼板を高強度化すると延性が低下し、冷間プレス成形が困難になる。そのため、成形加工時には比較的軟質で成形しやすく、成形加工後、塗装焼付時の焼付硬化量が大きい素材が求められている。すなわち、自動車部品を更に高強度化していくために、焼付硬化性の高い鋼板が求められている。焼付硬化とは、プレス成形等（以下、「予ひずみ」ともいう）によって入る転位に、高温（１５０℃〜２００℃）の塗装焼付時に侵入型元素（炭素や窒素）が固着することで生ずるひずみ時効現象である。
しかしながら、特許文献１に示されるようなフェライトを多く含むＤＰ鋼板は、一般に焼付硬化性が低いという問題がある。

焼付硬化性を向上させる技術として、例えば特許文献２には、ベイナイト及びマルテンサイトからなる硬質組織を主な組織とし、フェライトの分率を５％以下に制限することで高い焼付硬化量を確保した冷延鋼板が記載されている。

しかしながら、本発明者らが検討した結果、特許文献２に記載の冷延鋼板では、予ひずみを１％とすれば一定の焼付硬化性が得られるものの、予ひずみが小さい（例えば０．５％）の場合には十分な焼付硬化性が得られないことが分かった。すなわち、特許文献２の冷延鋼板では、高い焼付硬化性を得るためには、予ひずみを高くする必要がある。

日本国特開２０１０−０６５３０７号公報 日本国特開２００８−１４４２３３号公報

上述したように、自動車用鋼板において、今後更なる高強度化の要求に応えるためには、優れた焼付硬化性を確保しなければならない。一方で、高い焼付硬化性を得るために予ひずみを高くする必要がある場合、プレス成形等の際の加工度が低い部材には適用できない。また、予ひずみを高くすると延性が低下するので、優れた延性が求められる部材への適用も困難となる。

本発明は上記の課題に鑑みてなされた。本発明は、０．５％の予ひずみでも十分な焼付硬化量が得られる、焼付硬化性に優れた鋼板を提供することを課題とする。

本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討を行った。その結果、偏析には中心偏析とミクロ偏析との２種類がある中で、焼付硬化性の向上には合金元素のミクロ偏析を低減させ、かつ転位密度を高めた、硬質組織を９５％以上含む組織とすることが重要であることを明らかにした。
従来、硬質組織を９５％以上含む組織においては、硬質相がバンド状に生成することがないので、ミクロ偏析についてはほとんど考慮されていなかった。しかしながら、本発明者らは、硬質組織を９５％以上含む組織において、ミクロ偏析を低減することによって、予ひずみによって導入される転位が均一化し、更に、製造時に転位密度を上昇させることによって、焼付硬化性が向上することを見出した。

上記目的を達成し得た本発明の鋼板は、以下のとおりである。
（１）本発明の一態様に係る鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．２〜２．０％、Ｍｎ：２．０〜４．０％、Ａｌ：０．００１〜２．０００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０〜０．１００％、Ｎｂ：０〜０．１００％、Ｖ：０〜０．１００％、Ｃｕ：０〜１．００％、Ｎｉ：０〜１．００％、Ｍｏ：０〜１．００％、Ｃｒ：０〜１．００％、Ｗ：０〜０．００５％、Ｃａ：０〜０．００５％、Ｍｇ：０〜０．００５％、希土類元素（ＲＥＭ）：０〜０．０１０％、Ｂ：０〜０．００３０％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、金属組織が、面積率で、９５％以上の硬質組織と、０〜５％の残留オーステナイトとを含み、厚さ方向断面における質量％での、Ｍｎ含有量の上限値Ｃ１と前記Ｍｎ含有量の下限値Ｃ２との比であるＣ１／Ｃ２が１．５以下であり、焼付硬化量ＢＨが１５０ＭＰａ以上である。

（２）上記（１）に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０．００３〜０．１００％、Ｎｂ：０．００３〜０．１００％、Ｖ：０．００３〜０．１００％の１種または２種以上を含み、かつ合計含有量が０．１００％以下であってもよい。

（３）上記（１）または（２）に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｃｕ：０．００５〜１．００％、Ｎｉ：０．００５〜１．００％、Ｍｏ：０．００５〜１．００％、Ｃｒ：０．００５〜１．００％、の１種または２種以上を含み、かつ合計含有量が１．００％以下であってもよい。

（４）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｗ：０．０００３〜０．００５％、Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、希土類元素（ＲＥＭ）：０．０００３〜０．０１０％、の１種または２種以上を含み、かつ合計含有量が０．０１０％以下であってもよい。

（５）上記（１）〜（４）のいずれかに記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｂ：００００１〜０．００３０％を含んでもよい。

本発明の上記態様によれば、鋼板中の合金元素のミクロ偏析を制御し、硬質組織中の転位密度を高めることで、焼付硬化性に優れた鋼板が提供できる。この鋼板は、プレス成形性に優れ、プレス成形後の塗装時に焼付を受けることでさらに高強度化するので、自動車等の構造部材として適したものになる。本発明において、焼付硬化性に優れるとは、０．５％予ひずみを付加後、１７０℃で２０分間の熱処理した際の焼付硬化量（ＢＨ量）が１５０ＭＰａ以上であることを意味する。

焼付硬化は、高温（１５０℃〜２００℃）に加熱された際に、予ひずみによって予め鋼に導入された転位に、侵入型元素（炭素や窒素）が固着することで生ずるひずみ時効現象である。自動車用鋼板の場合には、部品への成形の際にプレス等で導入された転位に、塗装焼付時に侵入型元素（炭素や窒素）が固着することで生ずる。
焼付硬化量は、転位密度と固溶炭素の量とによって制御され、両パラメータが共に増加することによってより顕著に現れる。また、硬質組織はフェライトよりも固溶炭素が多いため、焼付硬化性が高くなる。本発明者らは、硬質組織を主相とする高強度鋼板において焼付硬化量の更なる向上を目指して鋭意検討した。その結果、硬質組織を主相とする高強度鋼板は、Ｓｉ含有量やＭｎ含有量が比較的多く、これらの合金元素が偏析しやすいので、予ひずみによって導入される転位が均一に入らないことが判明した。また、合金元素の偏析により硬質組織に硬度差が生じやすく、この硬度差の影響により焼付硬化量が向上しないことが判明した。
発明者はさらに検討を行った結果、硬度差や予ひずみの不均一性は凝固時の偏析部分が熱間圧延や冷間圧延によって引き伸ばされることによってできたミクロ偏析に起因することが明らかになった。また、本発明者らは、合金元素のミクロ偏析を低減させることで予ひずみによって導入される転位を均一化し、更に、製造時に転位密度を上昇させることによって、硬質組織を主相とする鋼板の焼付硬化性が向上することを見出した。
また、上述したミクロ偏析の低減のためには、熱延条件の最適化が有効であり、転位密度の上昇のためには、焼鈍工程後に調質圧延を行うことが有効であることが分かった。
なお、鋳造時にはＳｉやＭｎ等の置換型元素が板厚中心部の箇所に圧延方向に対し平行に偏析する。これは一般に中心偏析と呼ばれる。このような中心偏析により、スラブの板厚中心部で割れが生じたり、合金元素が不均一に分布することにより後の焼鈍工程において組織制御が困難になり材質が不安定になったりする。本発明者らが検討を行った結果、中心偏析を低減しても、ミクロ偏析を低減しなければ焼付硬化性が向上しない。一方、中心偏析があっても、ミクロ偏析を制御できれば焼付硬化性が向上することが分かった。

以下、本実施形態に係る鋼板について説明する。

本発明の一実施形態に係る鋼板（本実施形態に係る鋼板）は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．２〜２．０％、Ｍｎ：２．０〜４．０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００１〜２．０００％、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、さらに任意にＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｂを含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、金属組織が、面積率で、９５％以上の硬質組織と０〜５％の残留オーステナイトとを含み、鋼板の厚さ方向断面におけるＭｎ含有量の上限値Ｃ１（単位：質量％）と下限値Ｃ２（単位：質量％）との比Ｃ１／Ｃ２が１．５以下であり、焼付硬化量ＢＨが１５０ＭＰａ以上を示す、引張強度ＴＳが好ましくは９００ＭＰａ以上である焼付硬化性に優れた鋼板である。
以下、化学成分及び組織について説明する。

（Ｉ）：化学成分
本実施形態に係る鋼板は、製造方法によって組織形態を制御する点に特徴があるが、優れた加工性を備えつつも、焼付硬化性を一層高めた鋼板を得るために、化学成分組成が適切に調整されていることが好ましい。よって、本実施形態に係る鋼板及びその製造に用いるスラブの化学成分組成について説明する。以下の説明において、鋼板及びスラブに含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。

（Ｃ：０．０５％〜０．３０％）
Ｃは、鋼板の焼き入れ性を高める元素である。また、Ｃはマルテンサイト組織等の硬質組織に含有させることにより強度を高める作用を有する元素である。また、焼付硬化性を高める作用を有する元素でもある。以上のような作用を有効に発揮させるため、Ｃ含有量は０．０５％以上とする。好ましくは０．０７％以上とする。
一方、Ｃ含有量が０．３０％超では、溶接性が劣化する。従って、Ｃ含有量は０．３０％以下とし、好ましくは０．２０％以下とする。

（Ｓｉ：０．２％〜２．０％）
Ｓｉは炭化物の生成を抑え、焼付硬化に必要な固溶Ｃを確保するのに必要な元素である。Ｓｉ含有量が０．２％未満では、十分な作用効果が得られないことがある。また、固溶Ｃを増加させ、焼付硬化性に優れる鋼板を高強度化させるために必須の元素である。この作用を有効に発揮させるために、Ｓｉ含有量は０．２％以上とする。より好ましくは０．５％以上とする。
一方、Ｓｉ含有量が２．０％超では、表面性状が劣化したり、含有効果が飽和するだけでなく、コストが上昇する。従って、Ｓｉ含有量は２．０％以下とし、好ましくは１．５％以下とする。

（Ｍｎ：２．０％〜４．０％）
Ｍｎは焼き入れ性向上に寄与する元素であり、鋼板の高強度化に有用な元素である。このような作用を有効に発揮するには、Ｍｎ含有量は２．０％以上とする。好ましくは２．３％以上とする。
一方、過剰なＭｎの含有は、ＭｎＳの析出による低温靱性の低下の原因となる。そのため、Ｍｎ含有量を４．０％以下とする。

（Ｐ：０．１００％以下）
Ｐは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される元素である。溶接性の観点から、Ｐ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｐ含有量が０．１００％超で、溶接性の低下が著しい。従って、Ｐ含有量は０．１００％以下とし、好ましくは０．０３０％以下とする。
一方、Ｐ含有量は少ないほど好ましいので０％でもよいが、Ｐ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよい。また、Ｐは強度の向上に寄与するため、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよい。

（Ｓ：０．０１０％以下）
Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される元素である。溶接性の観点から、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。Ｓ含有量が高いほど、ＭｎＳの析出量が増加し、低温靭性が低下する。特に、Ｓ含有量が０．０１０％超で、溶接性の低下及び低温靱性の低下が著しい。従って、Ｓ含有量は０．０１０％以下とし、好ましくは０．００５％以下とする。
一方、Ｓ含有量は少ないほど好ましいので０％でもよいが、Ｓ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｓ含有量は０．０００１％以上としてもよい。

（Ａｌ：０．００１％〜２．０００％）
Ａｌは、脱酸および炭化物形成元素の歩留まり向上に対して効果を有する元素である。以上のような作用を有効に発揮させるため、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。好ましくは０．０１０％以上とする。
一方、Ａｌ含有量が２．０００％超では、溶接性が低下したり、酸化物系介在物が増加して表面性状が劣化したりする。従って、Ａｌ含有量は２．０００％以下とする。好ましくは１．０００％以下である。

（Ｎ：０．０１０％以下）
Ｎは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。溶接性の観点から、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｎ含有量が０．０１０％超で、溶接性の低下が著しい。従って、Ｎ含有量は０．０１０％以下とし、好ましくは０．００６％以下とする。
一方、Ｎ含有量は少ないほど好ましいので０％でもよいが、Ｎ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｎ含有量は０．０００１％以上としてもよい。

本実施形態に係る鋼板の基本成分組成は上記の通りであり、残部はＦｅ、及び、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不純物である。さらに、本実施形態に係る鋼板は、必要に応じて、以下の任意元素を含有していてもよい。以下の任意元素は必ずしも含有しなくてよいので、その下限は０％である。

（Ｔｉ：０．１００％以下、Ｎｂ：０．１００％以下、Ｖ：０．１００％以下）
Ｔｉ、Ｎｂ及びＶは強度の向上に寄与する元素である。従って、Ｔｉ、Ｎｂ若しくはＶ又はこれらの任意の組み合わせで複数含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｔｉ、Ｎｂ若しくはＶの含有量、又はこれらの２種以上の任意の組み合わせの合計含有量は、好ましくは０．００３％以上とする。
一方、Ｔｉ、Ｎｂ若しくはＶの含有量、又はこれらの２種以上の任意の組み合わせの合計含有量が０．１００％超では、熱間圧延及び冷間圧延が困難になる。従って、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量若しくはＶ含有量、又はこれらの２種以上の任意の組み合わせの合計含有量は０．１００％以下とする。つまり、各成分単独の場合の制限範囲を、Ｔｉ：０．００３％〜０．１００％、Ｎｂ：０．００３％〜０．１００％、及びＶ：０．００３％〜０．１００％とすると共に、これらを任意に組み合わせた場合の合計含有量においても、０．００３〜０．１００％とすることが好ましい。

（Ｃｕ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｃｒ：１．００％以下）
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｒは強度の向上に寄与する元素である。従って、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、若しくはＣｒ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｒの含有量は、各成分単独の場合、０．００５〜１．００％が好ましい範囲であり、これらの２種以上を任意に組み合わせた場合の合計含有量においても、０．００５％〜１．００％が満たされることが好ましい。
一方、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｒの含有量、又はこれらの２種以上を任意に組み合わせた場合の合計含有量が１．００％超では、上記作用による効果が飽和して、徒にコストが高くなる。従って、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｒの含有量、又はこれらの２種以上を任意に組み合わせた場合の合計含有量の上限は１．００％とする。つまり、Ｃｕ：０．００５％〜１．００％、Ｎｉ：０．００５％〜１．００％、Ｍｏ：０．００５％〜１．００％、及びＣｒ：０．００５％〜１．００％とすると共に、これらを任意に組み合わせた場合の合計含有量においても、０．００５〜１．００％であることが好ましい。

（Ｗ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０１０％以下）
Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭは介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める元素である。従ってＷ、Ｃａ、Ｍｇ若しくはＲＥＭの１種又はこれらの任意の組み合わせで２種以上が含有されていてもよい。上記効果を十分に得るために、Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭの１種または２種以上の任意の組み合わせの合計含有量は、好ましくは０．０００３％以上とする。
一方、Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭの合計含有量が０．０１０％超では、表面性状が劣化する。従って、Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭの合計含有量は０．０１０％以下とする。つまり、Ｗ：０．０００３〜０．００５％、Ｃａ：０．０００３０．００５％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．０１０％であって、これらの任意の２種以上の合計含有量が０．０００３〜０．０１０％であることが好ましい。
ＲＥＭ（希土類元素）はＳｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７種類の元素を指し、「ＲＥＭ含有量」はこれら１７種類の元素の合計の含有量を意味する。ランタノイドは、工業的には、例えばミッシュメタルの形で添加される。

（Ｂ：０．００３０％以下）
Ｂは焼き入れ性向上元素であり、焼付硬化用鋼板の高強度化に有用な元素である。Ｂは０．０００１％（１ｐｐｍ）以上含有させるとよい。
一方、Ｂ含有量が０．００３０％（３０ｐｐｍ）を超えても上記効果が飽和してしまい、コストが上昇する。そのため、Ｂ含有量は０．００３０％以下とする。好ましくは０．００２５％以下である。

（ＩＩ）：鋼の組織
本実施形態に係る鋼板は、硬質組織と残留オーステナイトとを含む組織を対象とする。本実施形態に係る鋼板は、Ｍｎのミクロ偏析を制御するとともに転位密度を上昇させることで、焼付硬化性が向上することに大きな特徴をもつ。各組織についてその面積率を規定した理由について説明する。

（硬質組織：９５％以上）
本実施形態に係る鋼板では、その金属組織において硬質組織が面積率で９５％以上確保されているところに大きな特徴を有している。ここで、硬質組織とは、ベイナイトおよびマルテンサイトを指す。すなわち、本実施形態に係る鋼板では、ベイナイトとマルテンサイトとの合計面積率が９５％以上である。これにより、鋼板製造時の転位密度を増大させることができ、その結果として焼付硬化性を高めることができる。このような効果を一層高めるためには、硬質組織が９７％以上確保されることが推奨される。硬質組織の面積率は９９％以上がさらに好ましく、１００％でもよい。

（残留オーステナイト）
鋼の成分と製造方法によっては微量の残留オーステナイトが生成する場合がある。このような残留オーステナイトは面積率で５％以下であれば、焼付硬化性に影響を及ぼさないだけでなく、変形を受けた際のＴＲＩＰ効果で延性の向上に寄与する。そのため、本実施形態に係る鋼板では、面積率で５％以下の範囲で残留オーステナイトを含有していてもよい。
しかしながら、焼付硬化性を一層高めるためには、残留オーステナイトを面積率で３％以下とするのが好ましく、１％以下とすることがより好ましく、０％とすることがさらに好ましい。
硬質組織及び残留オーステナイト以外の残部組織としては、フェライト、パーライトが生成する場合があるが、これらは、合計面積率（％）で１％以下とするのが好ましく、０％とすることがより好ましい。

本実施形態において、硬質組織の面積率は以下のようにして決定される。まず、鋼板の圧延方向に垂直な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、ナイタールで腐食し、当該鋼板の厚さの１／４位置の組織を５０００倍の倍率でＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で観察する。１００μｍ×１００μｍの視野で画像解析してフェライト及びパーライトの面積率を測定する。板幅方向中心に５視野測定しこれらの測定値の平均を求める。ここでのフェライトは、例えばポリゴナルフェライト、擬ポリゴナルフェライト、ウィドマンステッテンフェライトを指し、ラス内、またはラス境界に炭化物が存在する場合にはベイナイトまたはマルテンサイトであると判断できる。
その後、残留オーステナイトの面積率を求める。残留オーステナイトの面積率は、例えば、Ｘ線回折測定により特定することができる。この方法では、例えば、鋼板の表面から当該鋼板の厚さの１／４までの部分を機械研磨及び化学研磨により除去し、特性Ｘ線としてＭｏＫα線を用いる。そして、体心立方格子（ｂｃｃ）相の（２００）及び（２１１）、並びに面心立方格子（ｆｃｃ）相の（２００）、（２２０）及び（３１１）の回折ピークの積分強度比から、次の式を用いて残留オーステナイトの体積率を算出する。そして、体積率は面積率と等しいとして、これを面積率とする。
上記の方法で得られたフェライトおよびパーライトの面積率、並びに残留オーステナイトの面積率を、全体（１００％）から差し引いた値を、硬質組織の面積率とする。

Ｓγ＝（Ｉ_２００ｆ＋Ｉ_２２０ｆ＋Ｉ_３１１ｆ）／（Ｉ_２００ｂ＋Ｉ_２１１ｂ）×１００

上記式において、Ｓγは残留オーステナイトの面積率、Ｉ_２００ｆ、Ｉ_２２０ｆ、Ｉ_{３ １１ｆ}は、それぞれｆｃｃ相の（２００）、（２２０）、（３１１）の回折ピークの強度、Ｉ_２００ｂ、Ｉ_２１１ｂは、それぞれｂｃｃ相の（２００）、（２１１）の回折ピークの強度を示す。

（Ｃ１／Ｃ２が１．５以下）
鋼板の厚さ方向断面におけるＭｎ濃度の上限値Ｃ１（単位：質量％）と下限値Ｃ２（単位：質量％）との比Ｃ１／Ｃ２は、１．５以下とする。より好ましくはＣ１／Ｃ２は１．３以下である。Ｃ１／Ｃ２が１．５以下である場合、合金元素のミクロ偏析が抑制され、特にＭｎのミクロ偏析が抑制され、組織が均一になる。その結果、焼付硬化量ＢＨ及び引張強度を高めることができる。
また、硬質組織を主相とし、フェライト分率を５％以下とした場合、硬質組織がバンド状に連なる組織は生成しない。このような場合にはミクロ偏析を解消しなくとも、必要な穴広げ性や曲げ性が確保されると考えられている。また、硬質組織にてミクロ偏析を解消すると降伏比が高くなり、成形に要する荷重が大きくなることが懸念されるため、これまで、硬質組織を主体とする鋼板において、ミクロ偏析の解消を行うことは考えられていなかった。一方で、このような場合であっても、十分な局部延性が得られない場合がある。本実施形態に係る鋼板では、Ｃ１／Ｃ２で示されるミクロ偏析を１．５以下とすることで、局部延性が向上する。

Ｃ１／Ｃ２で示されるＭｎのミクロ偏析度合いは次のようにして測定する。
鋼板についてその圧延方向が法線方向となる板厚方向断面を観察できるように調整した後、鏡面研磨し、ＥＰＭＡ（電子プローブマイクロアナライザ）装置により、該鋼板の板厚方向断面において、鋼板の表面から当該鋼板の厚さの３／８位置から１／４位置までの領域に含まれる板厚方向に１００μｍの範囲について、鋼板厚さ方向に沿って片面側から他面側に向かって０．５μｍ間隔で２００点のＭｎ含有量を測定する。この時、ＭｎＳなどの介材物は避け、Ｍｎ含有量を測定する。鋼板断面内の幅方向のほぼ全領域をカバーする５ライン上で同様な測定を行い、全５ライン上で測定されたＭｎ含有量の中で、最高値をＭｎ含有量の上限値Ｃ１（単位：質量％）とし、最低値をＭｎ含有量の下限値Ｃ２（質量％）とし、比Ｃ１／Ｃ２を算出する。鋼板の表面から当該鋼板の厚さの３／８位置から１／４位置までの領域で測定するのは、この範囲が鋼板の代表的な組織を示し、かつ中心偏析の影響を受けない範囲であるからである。

（引張強度ＴＳ：９００ＭＰａ以上）
本実施形態に係る鋼板は引張強度が９００ＭＰａであることが好ましい。引張強度を９００ＭＰａ以上とするのは、自動車車体の軽量化の要求を満たすためである。引張強度ＴＳはより好ましくは１０００ＭＰａ以上であり、さらに好ましくは１１００ＭＰａ以上である。

（焼付硬化量ＢＨ：１５０ＭＰａ以上）
本実施形態に係る鋼板では、０．５％予ひずみを付加し、１７０℃で２０分間の熱処理を行った後の焼付硬化量ＢＨを１５０ＭＰａ以上とする。
焼付硬化量ＢＨが１５０ＭＰａ未満では、成形しにくく且つ成形後の強度が低いため、優れた焼付硬化性とは言えない。従って、ＢＨは１５０ＭＰａ以上とする。より好ましくは２００ＭＰａ以上、最も好ましくは２５０ＭＰａ以上である。
また、予ひずみを多くすれば焼付硬化量は多くなる。しかしながら、焼き付き硬化量を多くするために予ひずみを多くすると、焼付硬化後の鋼板の延性が低下する。本実施形態に係る鋼板では比較的小さな予ひずみである０．５％の予ひずみを付加した後の焼付硬化量が１５０ＭＰａ以上である。

焼付硬化量ＢＨの測定方法は以下の通りである。
まず、鋼板から、その圧延方向に直角な方向を長手方向とするＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に規定する５号試験片を調製する。次いで、この試験片に引張荷重を与えて０．５％予ひずみを付加後、１７０℃で２０分間の熱処理をする。次いで、熱処理後の試験片を再引張したときの降伏応力を求め、この降伏応力から０．５％予ひずみ付加時の応力を差し引いた値を求め、この値を焼付硬化量ＢＨとする。

（ＩＩＩ）：製造方法
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。以下の説明は、上述した本実施形態に係る鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、本実施形態に係る鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。
本実施形態に係る鋼板の製造方法では、
（Ｉ）上記の化学組成を有するスラブの多軸変形加工を行う均質化工程、
（ＩＩ）熱間圧延及び冷間圧延を行う圧延工程、
（ＩＩＩ）焼鈍工程及び調質圧延工程、
をこの順で行う。圧延工程では、冷間圧延の前に酸洗を行ってもよい。本実施形態に係る鋼板の製造方法では、熱間圧延において通常行われる粗圧延に代えて、多軸変形加工を行う。多軸変形加工では、スラブの厚み方向のみならず、スラブの幅方向に対して圧縮変形加工を行うので、合金元素（特にＭｎ）のミクロ偏析を解消することが可能になる。

（均質化工程）
均質化工程に供するスラブは、例えば、転炉又は電気炉等を用いて上記化学組成の溶鋼を溶製し、連続鋳造法により製造することができる。連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法等を採用してもよい。

スラブは、多軸変形加工に供する前に、１０００℃〜１３００℃に加熱する。スラブ加熱温度が低いと、仕上げ圧延温度がＡｃ_３変態点を下回ってしまい、フェライト及びオーステナイトの二相域において多軸変形加工及びその後の圧延を実施することになり、熱延板組織が不均質な混粒組織となる場合がある。この場合、冷延及び焼鈍工程を経たとしても不均質な組織は解消されない。
また、スラブ加熱温度が１３００℃を超えても合金元素の偏析の解消効果は飽和する。そのため、スラブ加熱温度の上限は１３００℃以下とするとよい。
加熱保持時間は特に限定しないが、スラブ中心部まで所定の温度にするために、加熱温度に３０分間以上保持することが好ましい。加熱保持時間は、過度のスケールロスを抑制するため、１０時間以下が好ましく、５時間以下がより好ましい。

加熱後のスラブに対して多軸変形加工を行う。多軸変形加工では、１０００℃〜１２５０℃のスラブに対して幅方向の圧縮変形加工及び厚さ方向の圧縮変形加工を行う。ここで、スラブの幅方向とは、製品としての鋼板の板幅方向に対応する方向であり、スラブの厚さ方向とは製品としての鋼板の板厚方向に対応する方向である。多軸変形加工により、スラブ中のＭｎ等の合金元素が濃化した部分が細分化されたり、格子欠陥が導入されたりする。このため、多軸変形加工中に合金元素のミクロ偏析が抑制され、極めて均質な組織が得られる。特に、スラブの幅方向の圧縮変形加工は効果的である。すなわち、多軸変形加工により、幅方向に連結して存在する合金元素の濃化部が微細に分断され、合金元素が均一に分散するようになる。この結果、単なる長時間加熱による合金元素の拡散では実現できない組織の均質化を、短時間で実現することができる。
多軸変形加工は例えば、幅方向の圧縮変形加工及び厚さ方向の圧縮変形加工を行う。

多軸変形加工は、１０００〜１２５０℃の温度域で行うことが好ましい。多軸変形加工時のスラブ温度が１０００℃未満になると、フェライト及びオーステナイトの二相域において多軸変形加工を実施することになり、鋼板の金属組織中にフェライトが析出する場合があるので好ましくない。また、多軸変形加工時のスラブ温度が１２５０℃を超えても、合金元素の偏析効果が飽和するので、上限を１２５０℃以下にするとよい。すなわち、多軸変形加工時の最高温度が１２５０℃以下であり、最低温度が１０００℃以上である。

幅方向の圧縮変形加工１回あたりの変形率が３％未満では、塑性変形により導入される格子欠陥の量が不十分であり、合金元素の偏析を抑制することができない。従って、幅方向の圧縮変形加工１回あたりの変形率は３％以上とし、好ましくは１０％以上、より好ましくは３０％以上とする。
一方、幅方向の圧縮変形加工１回あたりの変形率が５０％超では、スラブ割れが生じたり、スラブの形状が不均一となって熱間圧延で得られる熱延鋼板の寸法精度が低下したりする。従って、幅方向の圧縮変形加工１回あたりの変形率は５０％以下とし、好ましくは４０％以下とする。

厚さ方向の圧縮変形加工１回あたりの変形率が３％未満では、塑性変形により導入される格子欠陥の量が不十分であり、合金元素の偏析を抑制することができない。また、形状不良により、熱間圧延の際にスラブの圧延ロールへの噛み込みが不良になるおそれがある。従って、厚さ方向の圧縮変形加工１回あたりの変形率は３％以上とし、好ましくは１０％以上、より好ましくは３０％以上とする。
一方、厚さ方向の圧縮変形加工１回あたりの変形率が５０％超では、スラブ割れが生じたり、スラブの形状が不均一となって熱間圧延で得られる熱延鋼板の寸法精度が低下したりする。従って、厚さ方向の圧縮変形加工１回あたりの変形率は５０％以下とし、好ましくは４０％以下とする。

幅方向の変形率と、厚さ方向の変形率との差が過度に大きい場合、変形率が小さい方向に垂直な方向ではＭｎ等の合金元素が十分に拡散せず、硬質組織におけるミクロ偏析を十分に低減できないことがある。特に変形率の差が２０％超の場合にミクロ偏析が解消されにくい。従って、幅方向と厚さ方向との間の変形率の差は２０％以下とすることが好ましい。

多軸変形加工を少なくとも１回（幅方向加工及び厚さ方向加工を各１回）行えば、合金元素の偏析を抑制することができる。しかしながら、合金元素の偏析を抑制する効果は、多軸変形加工を繰り返すことで顕著になる。従って、多軸変形加工の回数は１回以上とし、好ましくは２回以上とする。２回以上の多軸変形加工を行う場合、多軸変形加工の間でスラブを１０００℃〜１２５０℃の温度域に再加熱してもよい。
一方、多軸変形加工の回数が５回超では、徒に製造コストが増加したり、スケールロスが増加して歩留りが低下したりする。また、スラブの厚さが不均一になって熱間圧延が困難になる場合がある。従って、多軸変形加工の回数は好ましくは５回以下とし、より好ましくは４回以下とする。

多軸変形加工における変形率は次のように定義する。スラブに対して、幅方向及び厚さ方向への圧縮変形加工を伴う多軸変形加工を１回行う場合の変形率は、当該多軸変形加工前のスラブの幅寸法ｗ_１及び厚み寸法ｔ_１と、当該多軸変形加工後のスラブの幅寸法ｗ_２及び厚み寸法ｔ_２に基づき、以下の式から変形率を求める。また、多軸変形加工を複数回行う場合は、それぞれの多軸変形加工の加工前後の幅寸法及び厚み寸法から変形率を求める。

幅方向の変形率（％）＝（ｗ_２−ｗ_１）／ｗ_１×１００
厚み方向の変形率（％）＝（ｔ_２−ｔ_１）／ｔ_１×１００

（圧延工程）
熱間圧延は、多軸変形加工後のスラブに対する仕上げ圧延として行う。また、冷間圧延は、熱間圧延後の熱延鋼板に対し、必要に応じて酸洗を行った後に行う。本実施形態に係る鋼板の製造方法では、熱間圧延として、いわゆる粗圧延は行わずに、多軸変形加工後のスラブに対して仕上げ圧延を行う。

熱間圧延としては多軸変形加工後のスラブを素材とし、このスラブを１０００℃以上に加熱し、加熱されたスラブに対し総圧下率（累積圧下率）を５０％以下とし、熱間圧延終了温度（ＦＴ）を８００℃以上として熱間圧延を行う。その後、空冷し、５００℃以上７００℃以下の巻き取り温度（ＣＴ）で巻き取る。このような条件で熱間圧延を行うことによって、多軸変形加工によって細分化されたＭｎが更に拡散し、Ｍｎのミクロ偏析を解消させることが可能となる。
総圧下率が５０％超だと、オーステナイトが延伸して、Ｍｎが濃化しミクロ偏析が解消されない。従って、総圧下率は５０％以下とする。熱間圧延終了温度が８００℃以下だと、再結晶が不十分となり未再結晶オーステナイトが残ることでＭｎが濃化しミクロ偏析が解消されない。従って、熱間圧延終了温度は８００℃以上とし、好ましくは８５０℃以上とする。
また、巻き取り温度が７００℃超だと、パーライトが生成し、Ｍｎが濃化しミクロ偏析が解消されない。従って、巻き取り温度は７００℃以下とし、好ましくは６５０℃以下とする。一方、巻き取り温度が５００℃未満だと、巻き取り時に合金元素が拡散せず、Ｍｎのミクロ偏析が解消されない。従って、巻き取り温度は５００℃以上とし、好ましくは５５０℃以上する。

冷間圧延としては、組織を均質化、微細化する観点から、冷間圧延の総圧下率は好ましくは５０％以上とする。

（連続焼鈍工程）
上記圧延工程を経て得られた鋼板（冷延鋼板）に、焼鈍処理を施す。焼鈍は、Ａｃ_３以上１２００℃以下の温度域に加熱し、１０〜１０００秒保持する。焼鈍温度は鋼板の表面温度である。この温度範囲と焼鈍時間とは、鋼板の全体をオーステナイト変態させるためのものである。
焼鈍時間が１０００秒を超えると生産性が悪くなる。従って、焼鈍時間は１０〜１０００秒とする。焼鈍温度がＡｃ_３未満または焼鈍時間が１０秒未満では、フェライトが析出しやすくなる。焼鈍温度が１２００℃超となるとオーステナイト粒径が粗大化し、ラス幅が大きい硬質組織が生成し、靱性が低下する。
なお、Ａｃ_３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。

Ａｃ_３＝９３７−４７７×Ｃ＋５６×Ｓｉ−２０×Ｍｎ−１６×Ｃｕ−２７×Ｎｉ−５×Ｃｒ＋３８×Ｍｏ＋１２５×Ｖ＋１３６×Ｔｉ−１９×Ｎｂ＋１９８×Ａｌ＋３３１５×Ｂ

焼鈍温度（均熱温度）で１０〜１０００秒保持後、１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する。組織を凍結し、マルテンサイト変態を効率的に引き起こすためには、平均冷却速度は速いほうがよい。１０℃／秒未満ではフェライトが生成し、所望の組織に制御できない。よって、平均冷却速度を１０℃／秒以上とする。好ましくは４０℃／秒以上である。
硬質組織を十分に生成させるため、冷却停止温度は４００℃以下とする。その後、靱性を向上させるために硬質組織を焼き戻してもよい。焼き戻すために、４００℃以下で冷却を停止して、空冷などで０．５℃／秒以下の緩冷却を行ったり、２００〜４００℃の温度範囲で、１０〜１０００秒保持する加熱保持工程を行ってもよい。

平均冷却速度は、冷却開始時から冷却終了時までの鋼板の温度降下幅を、冷却開始時から冷却終了時までの所要時間で除した値とする。冷却開始時とは、例えば、冷却設備への鋼板の導入時とし、冷却終了時とは、冷却設備からの鋼板の導出時とする。上記の冷却終了温度は、冷却設備から導出直後の鋼板の表面温度である。また、冷却は水を冷却媒体とする冷却が好ましい。

（スキンパス圧延工程）
冷却後の鋼板に対して、最終スキンパス圧延を行う。これにより、転位密度を高め、焼付硬化性を高めることができる。ひずみを鋼板に均一に導入するために、圧下率は０．１％以上とする。一方、圧下率が高くなると板厚制御が困難になるので、０．５％を上限とする。以上の理由より、スキンパス圧延工程の圧下率を０．１％以上、０．５％以下とする。
このようにして、本発明の実施形態に係る鋼板を製造することができる。

なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されない。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。

次に、本発明の実施例について説明する。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した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されない。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に示す化学組成を有するスラブを製造し、スラブを１０００℃以上１３００℃以下の温度で１．０〜１．５時間加熱した後、表２−１に示す条件にて多軸変形加工を行った（ただし、供試材Ｎｏ.２４、２６は一方向の圧縮変形であった）。表２−１には、多軸変形加工時のスラブの温度を最大温度と最低温度とで示す。次いで、１２５０℃までスラブを再加熱し、表２−１に示す条件にて熱間圧延を行って熱延鋼板を得た。熱間圧延では、表２−１に示す総圧下率による熱間圧延を行い、巻き取り後には、巻き取り温度に１時間保持した。表２−１におけるＦＴは熱間圧延仕上げ終了温度、ＣＴは巻き取り温度であり、それぞれ鋼板の表面温度である。その後、熱延鋼板の酸洗を行い、表２−２に示す圧下率で冷間圧延を行って冷延鋼板を得た。続いて、表２−２に示す温度及び時間で連続焼鈍を行い、表２−２に示す平均冷却速度で４００℃以下まで冷却した。一部については冷却停止後、加熱保持を行った。続いて、調質圧延を行った。表１中の下線は、その数値が望ましい範囲から外れていることを示す。表２−１、表２−２に示す各温度は鋼板の表面温度である。
表２−２におけるＡ_ｃ３は以下に示す式で計算した。下記式における元素記号には当該元素の質量％を代入した。含有しない元素については０（質量％）を代入した。

Ａｃ_３＝９３７−４７７×Ｃ＋５６×Ｓｉ−２０×Ｍｎ−１６×Ｃｕ−２７×Ｎｉ−５×Ｃｒ＋３８×Ｍｏ＋１２５×Ｖ＋１３６×Ｔｉ−１９×Ｎｂ＋１９８×Ａｌ＋３３１５×Ｂ

得られた冷延鋼板の鋼組織を観察し、硬質組織の面積率及びオーステナイト、並びにその他の組織（フェライト、パーライト）の面積率を求めた。
各組織の面積率は以下のように決定した。
鋼板の圧延方向に垂直な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、ナイタール腐食し、鋼板の厚さの１／４位置の組織を５０００倍の倍率でＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で観察した。１００μｍ×１００μｍの視野で画像解析してフェライトとパーライトの面積率を測定した。板幅方向中心に５視野測定しこれらの測定値の平均を求めた。

その後、残留オーステナイトの面積率を求めた。
オーステナイトの面積率はＸ線回折法により次のようにして測定した。鋼板の表面から当該鋼板の厚さの１／４までの部分を機械研磨及び化学研磨により除去し、特性Ｘ線としてＭｏＫα線を用いた。そして、体心立方格子（ｂｃｃ）相の（２００）及び（２１１）、並びに面心立方格子（ｆｃｃ）相の（２００）、（２２０）及び（３１１）の回折ピークの積分強度比から、次の式を用いて残留オーステナイトの体積率を算出し、これを面積率とみなした。下記式において、Ｓγは残留オーステナイトの面積率、Ｉ_２００ｆ、Ｉ_{２ ２０ｆ}、Ｉ_３１１ｆは、それぞれｆｃｃ相の（２００）、（２２０）、（３１１）の回折ピークの強度、Ｉ_２００ｂ、Ｉ_２１１ｂは、それぞれｂｃｃ相の（２００）、（２１１）の回折ピークの強度を示す。

Ｓγ＝（Ｉ_２００ｆ＋Ｉ_２２０ｆ＋Ｉ_３１１ｆ）／（Ｉ_２００ｂ＋Ｉ_２１１ｂ）×１００

上記の方法で得られたフェライトおよびパーライトの面積率、および残留オーステナイトの面積率を全体から差し引いて、硬質組織の面積率を得た。
結果を表３に示す。

更に、得られた冷延鋼板の引張強度ＴＳ、破断伸びＥＬ及び焼付硬化量ＢＨを測定した。引張強度ＴＳ及び破断伸びＥＬ、焼付硬化量ＢＨの測定では、圧延方向に直角な方向を長手方向とするＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行った。
ＢＨは０．５％予ひずみを付加後、１７０℃で２０分間の熱処理した試験片を再引張したときの降伏応力から、０．５％予ひずみ付加時の応力を差し引いた値とした。当該鋼板は、０．５％予ひずみでのＢＨに対し高い焼付硬化性を有する鋼板である。０．５％予ひずみでのＢＨを評価指標に採用することにより、当該鋼板を部品成形品とした後の延性が確保される。
引張強度は９００ＭＰａ以上であれば、自動車車体の軽量化の要求を満たすために好ましい強度が得られていると判断した。好ましくは１０００ＭＰａ以上であり、より好ましくは１１００ＭＰａ以上である。
また、プレス成形等を行うことを想定した場合、伸びは１０％以上であることが好ましい。
また、ＢＨについては、１５０ＭＰａ未満では成形しにくく且つ成形後の強度が低くなるので、１５０ＭＰａ以上であれば焼付硬化性に優れると判断した。より好ましくは２００ＭＰａ以上、最も好ましくは２５０ＭＰａ以上である。
表３中の下線は、その数値が望ましい範囲から外れていることを示す。

Ｃ１／Ｃ２で示されるＭｎのミクロ偏析度合いは次のようにして測定した。鋼板についてその圧延方向が法線方向となる板厚方向断面を観察できるように調整した後、鏡面研磨し、ＥＰＭＡ（電子プローブマイクロアナライザ）装置により、該鋼板の厚さ方向断面において鋼板の表面から当該鋼板の厚さの３／８位置から１／４位置までの領域に含まれる板厚方向１００μｍの範囲について、鋼板厚さ方向に沿って片面側から他面側に向かって０．５μｍ間隔で２００点のＭｎ含有量を測定した。この時、ＭｎＳなどの介材物は避け、Ｍｎ含有量を測定した。鋼板断面内の幅方向のほぼ全領域をカバーする５ライン上で同様な測定を行い、全５ライン上で測定されたＭｎ含有量の中で、最高値をＭｎ含有量の上限値Ｃ１（単位：質量％）とし、最低値をＭｎ含有量の下限値Ｃ２（質量％）とし、比Ｃ１／Ｃ２を算出した。

［評価結果］
表３に示すように、本発明範囲内にある試料Ｎｏ.１、３、５、６、９、１３、１６、１８、２０〜２２、２５、２７、２８、３１では、優れた引張強度、ＢＨを得ることができた。いずれも引張強度が９００ＭＰａ以上、ＢＨが１５０ＭＰａ以上となり、高強度、且つ、焼付硬化性に優れることが示された。また、本発明例では、マルテンサイト及びオーステナイト以外の相や組織は観察されなかった。

一方、試料Ｎｏ．２では、最終スキンパス工程が行われなかったために、組織中の転位密度が低く、ＢＨが低かった。
試料Ｎｏ.４では、残留オーステナイトが多すぎたために、マルテンサイトの焼付硬化が十分に発揮されず、ＢＨが低かった。
試料Ｎｏ．７では、焼鈍温度が低すぎたために、フェライトが多量に生成し、ＢＨが低かった。また、ＴＳも低かった。
試料Ｎｏ．８では、焼鈍時間が短すぎたために、フェライトが多量に生成し、ＢＨが低かった。
試料Ｎｏ．１０では、焼鈍後の冷却速度が遅すぎたために、硬質組織が十分に得られず、ＢＨが低かった。また、ＴＳも低かった。
試料Ｎｏ．１１では、Ｃ含有量が少なく、ＢＨが低かった。
試料Ｎｏ.１２では、Ｓｉ含有量が少なく、ＢＨが低かった。
試料Ｎｏ.１４では、多軸変形加工の温度域が低かったために、Ｍｎミクロ偏析が生じ、ＢＨが低かった。
試料Ｎｏ.１５では、巻き取り温度が低かった。その結果、Ｍｎが十分に拡散せずミクロ偏析が生じ、ＢＨが低かった。
試料Ｎｏ.１７では、Ｍｎ含有量が少なすぎたために、ＢＨが低かった。また、ＴＳも低かった。
試料Ｎｏ.１９では、多軸変形加工の変形率が低かった。その結果、Ｍｎミクロ偏析が生じ、ＢＨが低かった。
試料Ｎｏ．２３では、仕上げ圧延の総圧下率が高かった。その結果、オーステナイトが延伸して、Ｍｎミクロ偏析が生じ、ＢＨが低かった。
試料Ｎｏ．２４では多軸変形加工を行わないままスラブを圧延した。その結果、Ｍｎミクロ偏析が生じ、ＢＨが低かった。
試料Ｎｏ.２６では多軸変形加工工程かつ最終スキンパス工程がなかった。その結果、Ｍｎミクロ偏析が生じ、転位密度が低く、ＢＨが低かった。
試料Ｎｏ.２９では熱間圧延終了温度が低かった。その結果、未再結晶オーステナイトの部分でＭｎミクロ偏析が生じ、ＢＨが低かった。
試料Ｎｏ.３０では巻き取り温度が高かった。その結果、パーライトが生成してＭｎミクロ偏析が生じ、ＢＨが低かった。

本発明の鋼板は、特に、自動車産業分野において自動車の構造材の原板として利用することができる。

（２）上記（１）に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０．００３〜０．１００％、Ｎｂ：０．００３〜０．１００％、Ｖ：０．００３〜０．１００％、の１種または２種以上を含み、かつ合計含有量が０．１００％以下であってもよい。

（５）上記（１）〜（４）のいずれかに記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００３０％を含んでもよい。

Claims (5)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０５〜０．３０％、
   Ｓｉ：０．２〜２．０％、
   Ｍｎ：２．０〜４．０％、
   Ａｌ：０．００１〜２．０００％、
   Ｐ：０．１００％以下、
   Ｓ：０．０１０％以下、
   Ｎ：０．０１０％以下、
   Ｔｉ：０〜０．１００％、
   Ｎｂ：０〜０．１００％、
   Ｖ：０〜０．１００％、
   Ｃｕ：０〜１．００％、
   Ｎｉ：０〜１．００％、
   Ｍｏ：０〜１．００％、
   Ｃｒ：０〜１．００％、
   Ｗ：０〜０．００５％、
   Ｃａ：０〜０．００５％、
   Ｍｇ：０〜０．００５％、
   希土類元素（ＲＥＭ）：０〜０．０１０％、
   Ｂ：０〜０．００３０％、
   を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
   金属組織が、面積率で、９５％以上の硬質組織と、０〜５％の残留オーステナイトとを含み、
   厚さ方向断面における質量％での、Ｍｎ含有量の上限値Ｃ１と前記Ｍｎ含有量の下限値Ｃ２との比であるＣ１／Ｃ２が１．５以下であり、
   焼付硬化量ＢＨが１５０ＭＰａ以上である、鋼板。
2. 前記化学組成が、質量％で、
   Ｔｉ：０．００３〜０．１００％、
   Ｎｂ：０．００３〜０．１００％、
   Ｖ：０．００３〜０．１００％の１種または２種以上
   を含み、かつ合計含有量が０．１００％以下である、
   請求項１に記載の鋼板。
3. 前記化学組成が、質量％で、
   Ｃｕ：０．００５〜１．００％、
   Ｎｉ：０．００５〜１．００％、
   Ｍｏ：０．００５〜１．００％、
   Ｃｒ：０．００５〜１．００％、
   の１種または２種以上を含み、かつ合計含有量が１．００％以下である、
   請求項１または請求項２に記載の鋼板。
4. 前記化学組成が、質量％で、
   Ｗ：０．０００３〜０．００５％、
   Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、
   Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、
   希土類元素（ＲＥＭ）：０．０００３〜０．０１０％、
   の１種または２種以上を含み、かつ合計含有量が０．０１０％以下である、
   請求項１〜請求項３のいずれか一項に記載の鋼板。
5. 前記化学組成が、質量％で、
   Ｂ：００００１〜０．００３０％を含む、
   請求項１〜請求項４の何れか一項に記載の鋼板。