WO2021200164A1 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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steel sheet
rolling
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hot
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孝彦 神武
林　宏太郎
嘉宏 諏訪
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日本製鉄株式会社
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet and a method for manufacturing the same.
  • Non-Patent Document 1 Mn has been positively added and about 5% by mass of Mn has been contained in the steel sheet to generate retained austenite in the steel, and its transformation-induced plasticity has been increased.
  • medium Mn steel used has been proposed (for example, Non-Patent Document 1).
  • Patent Document 1 proposes a steel containing Mn of 2.6% or more and 4.2% or less. Since the above steel also contains more Mn than general high-strength steel, retained austenite is easily generated, the elongation is high, and the bendability is further excellent.
  • Non-Patent Document 1 since the steel sheet disclosed in Non-Patent Document 1 has a high Mn content, the manufacturing cost is high. Therefore, an alloy-saving steel sheet having both strength and elongation with a smaller Mn content and also having impact characteristics is desired.
  • An object of the present invention is to solve the above problems and to provide a steel sheet having high strength and excellent strength-ductility balance, bendability and impact characteristics.
  • the present invention has been made to solve the above problems, and the gist of the following steel sheet and its manufacturing method is.
  • the chemical composition of the steel sheet is mass%.
  • C More than 0.18% and less than 0.30%, Si: 0.01% or more and less than 2.00%, Mn: More than 2.50% and less than 4.00%, sol. Al: 0.001% or more and less than 3.00%, P: 0.100% or less, S: 0.010% or less, N: Less than 0.050%, O: Less than 0.020%, Cr: 0% or more and less than 2.00%, Mo: 0 to 2.00%, W: 0 to 2.00%, Cu: 0-2.00%, Ni: 0 to 2.00%, Ti: 0 to 0.300%, Nb: 0 to 0.300%, V: 0 to 0.300%, B: 0 to 0.010%, Ca: 0 to 0.010%, Mg: 0 to 0.010%, Zr: 0 to 0.010%, REM: 0-0.010%, Sb: 0 to 0.050%, Sn: 0 to 0.050%, Bi: 0 to 0.050%, and the balance:
  • the metal structure at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface is, in% area.
  • the ratio of the total area of is less than 50% of the total area of the retained austenite.
  • the chemical composition is mass%. Si: 0.10% or more and less than 2.00%, In the cross section parallel to the rolling direction and the plate thickness direction of the steel plate, the Si concentration in the metal structure at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface satisfies the following equation (ii).
  • the meanings of the symbols in the above equation (ii) are as follows.
  • C Si ⁇ Average Si concentration (mass%) in tempered martensite and ferrite
  • C Si ⁇ Average Si concentration (mass%) in retained austenite
  • the chemical composition is mass%. Cr: 0.01% or more and less than 2.00%, Mo: 0.01-2.00%, W: 0.01-2.00%, Cu: 0.01-2.00%, and Ni: 0.01-2.00%, Contains one or more selected from, The steel sheet according to (1) or (2) above.
  • the chemical composition is mass%.
  • the chemical composition is mass%.
  • the chemical composition is mass%.
  • Sb 0.0005 to 0.050%
  • Sn 0.0005 to 0.050%
  • Bi 0.0005 to 0.050%
  • a hot-dip galvanized layer is provided on the surface of the steel sheet.
  • the steel sheet according to any one of (1) to (6) above.
  • An alloyed hot-dip galvanized layer is provided on the surface of the steel sheet.
  • the steel sheet according to any one of (1) to (6) above.
  • the Charpy impact value at 20 ° C. is 20 J / cm 2 or more.
  • a hot rolling step, a cold rolling step, a primary annealing step and a secondary annealing step are performed on a steel having the chemical composition according to any one of (1) or (3) to (6) above. It is a method of manufacturing steel sheets in order.
  • the hot rolling step includes a step of finishing hot rolling using a rolling mill having four or more stands.
  • the reduction in plate thickness before and after the last four stands among the plurality of stands satisfies the following equation (iii).
  • the strain rate at the final stand of the last four stands and the rolling output side temperature at the final stand satisfy the following equation (iv).
  • the mixture is cooled to 750 ° C.
  • the temperature range from 750 ° C. to 300 ° C. is cooled at an average cooling rate of 10 ° C./s or higher.
  • the mixture is heated to a temperature range of 650 ° C.
  • the hot-dip galvanizing alloying treatment is performed in a temperature range of 450 to 620 ° C.
  • C More than 0.18% and less than 0.30% C is an element necessary to increase the strength of steel and secure retained austenite. On the other hand, when C is excessively contained, it becomes difficult to maintain the weldability of the steel sheet. Therefore, the C content is set to more than 0.18% and less than 0.30%.
  • the C content is preferably 0.20% or more.
  • the C content is preferably 0.28% or less, more preferably 0.25% or less.
  • Si 0.01% or more and less than 2.00%
  • Si is an element effective for strengthening tempered martensite, homogenizing the structure, and improving the strength-ductility balance. Si also has the effect of suppressing the precipitation of cementite and promoting the formation of retained austenite.
  • the Si content is set to 0.01% or more and less than 2.00%.
  • the Si content is preferably 0.10% or more, more preferably 0.20% or more, and 0.40. It is more preferably% or more, and even more preferably 0.70% or more.
  • the Si content is preferably 1.80% or less, more preferably 1.60% or less.
  • Mn More than 2.50% and less than 4.00% Mn is an element that stabilizes austenite. Further, in the present invention, Mn is distributed in austenite to further stabilize austenite. By setting the Mn content to 4.00% or less, the non-uniformity of the Mn content due to solidification segregation can be reduced. Further, even if Mn is concentrated in the retained austenite, the steel sheet is not remarkably hardened and the non-uniformity of the strength in the microstructure is reduced, so that the bendability can be improved. In addition, by reducing the Mn content, it is possible to reduce the manufacturing cost of the steel sheet. Therefore, the Mn content is set to more than 2.50% and 4.00% or less. The Mn content is preferably more than 3.00%, more preferably more than 3.20%. The Mn content is preferably less than 3.85%, more preferably less than 3.70%.
  • sol. Al 0.001% or more and less than 3.00%
  • Al is an antacid, and also has an effect of widening the temperature range of the two-phase region at the time of annealing and improving material stability.
  • the Al content is 0.001% or more and less than 3.00%. sol.
  • the Al content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.010% or more, and further preferably 0.020% or more.
  • sol. The Al content is preferably 2.50% or less, and more preferably 1.80% or less.
  • "sol.Al" referred to in this specification means "acid-soluble Al".
  • P 0.100% or less
  • P is an impurity and reduces the weldability of the steel material. Therefore, the P content is set to 0.100% or less.
  • the P content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.030% or less, and even more preferably 0.020% or less.
  • the lower limit of the P content does not need to be specified in particular, but from the viewpoint of suppressing an increase in the refining cost, it may be 0.001% or more, but the smaller the P content, the more preferable.
  • S 0.010% or less
  • S is an impurity, and elongated MnS is generated by hot rolling, and bendability and hole expansion property are lowered. Therefore, the S content is 0.010% or less.
  • the S content is preferably 0.007% or less, more preferably 0.003% or less.
  • the lower limit of the S content does not need to be specified in particular, but from the viewpoint of suppressing an increase in the refining cost, it may be 0.001% or more, but the smaller the S content, the more preferable.
  • N Less than 0.050% N is an impurity, and if the steel sheet contains 0.050% or more of N, the low temperature toughness decreases. Therefore, the N content is set to less than 0.050%.
  • the N content is preferably 0.010% or less, more preferably 0.006% or less.
  • the lower limit of the N content does not need to be specified in particular, but from the viewpoint of suppressing an increase in the refining cost, it may be 0.003% or more, but the smaller the N content, the more preferable.
  • O Less than 0.020% O is an impurity, and if the steel sheet contains 0.020% or more of O, the elongation decreases. Therefore, the O content is set to less than 0.020%.
  • the O content is preferably 0.010% or less, more preferably 0.005% or less, and even more preferably 0.003% or less.
  • the lower limit of the O content does not need to be specified, but it is preferably 0.001% or more from the viewpoint of suppressing an increase in the refining cost.
  • the steel sheet of the present invention is further selected from Cr, Mo, W, Cu, Ni, Ti, Nb, V, B, Ca, Mg, Zr, REM, Sb, Sn and Bi. It may contain one or more elements.
  • Cr 0% or more and less than 2.00% Mo: 0 to 2.00% W: 0 to 2.00% Cu: 0 to 2.00% Ni: 0 to 2.00% Since Cr, Mo, W, Cu, and Ni are elements that improve the strength of the steel sheet, one or more selected from these elements may be contained. On the other hand, when these elements are excessively contained, surface defects are likely to be generated during hot rolling, and further, the strength of the hot rolled steel sheet may become too high and the cold rollability may be lowered. Therefore, the Cr content is less than 2.00%, the Mo content is 2.00% or less, the W content is 2.00% or less, the Cu content is 2.00% or less, and the Ni content is 2.00%. It is as follows.
  • the Cr content is preferably 1.50% or less, 1.00% or less, 0.60% or less, or less than 0.30%.
  • the Mo content is preferably 1.50% or less, 1.00% or less, 0.50% or less, or 0.10% or less.
  • the W content is preferably 1.50% or less, 1.00% or less, 0.50% or less, or 0.10% or less.
  • the Cu content is preferably 1.50% or less, 1.00% or less, 0.60% or less, or 0.20% or less.
  • the Ni content is preferably 1.50% or less, 1.00% or less, or 0.50% or less. In order to more reliably obtain the effect of the above-mentioned actions of these elements, it is preferable to contain at least 0.01% or more of the above-mentioned elements.
  • Ti, Nb, and V form fine carbides, nitrides, or carbonitrides, and are effective in improving the strength of the steel sheet. Therefore, one or more selected from these elements may be contained. On the other hand, when these elements are excessively contained, the strength of the hot-rolled steel sheet may increase too much and the cold rollability may decrease. Therefore, the Ti content is 0.300% or less, the Nb content is 0.300% or less, and the V content is 0.300% or less.
  • the contents of Ti, Nb, and V are all preferably 0.200% or less, 0.100% or less, 0.060% or less, or 0.030% or less. In order to more reliably obtain the effect of the above-mentioned actions of these elements, it is preferable to contain at least one of the above-mentioned elements in an amount of 0.005% or more.
  • B 0 to 0.010% Ca: 0 to 0.010% Mg: 0 to 0.010% Zr: 0 to 0.010% REM: 0-0.010%
  • B, Ca, Mg, Zr, and REM (rare earth metals) improve the local ductility and hole expandability of steel sheets. Therefore, one or more selected from these elements may be contained. On the other hand, if these elements are excessively contained, the workability of the steel sheet may be deteriorated. Therefore, the B content is 0.010% or less, the Ca content is 0.010% or less, the Mg content is 0.010% or less, the Zr content is 0.010% or less, and the REM content is 0.010%. It is as follows.
  • the contents of B, Ca, Mg, Zr, and REM are all preferably 0.008% or less, 0.006% or less, or 0.003% or less.
  • the total content of one or more elements selected from B, Ca, Mg, Zr, and REM may be 0.050% or less, but is preferably 0.030% or less. In order to more reliably obtain the effect of the above-mentioned actions of these elements, it is preferable to contain at least one of the above-mentioned elements in an amount of 0.0001% or more, and more preferably 0.001% or more.
  • REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and the content of REM refers to the total content of these elements.
  • lanthanoids they are industrially added in the form of misch metal.
  • Sb 0 to 0.050%
  • Sn 0 to 0.050%
  • Bi 0 to 0.050%
  • Sb, Sn, and Bi suppress that easily oxidizing elements such as Mn, Si, and / or Al in the steel sheet diffuse to the surface of the steel sheet to form oxides, and improve the surface texture and plating property of the steel sheet. .. Therefore, one or more selected from these elements may be contained. However, even if these elements are excessively contained, the effect of the above action is saturated. Therefore, the Sb content is 0.050% or less, the Sn content is 0.050% or less, and the Bi content is 0.050% or less.
  • the contents of Sb, Sn, and Bi are all preferably 0.030% or less, 0.010% or less, 0.006% or less, or 0.003% or less. In order to more reliably obtain the effect of the above-mentioned actions of these elements, it is preferable to contain at least one of the above-mentioned elements in an amount of 0.0005% or more, and more preferably 0.001% or more.
  • the balance is Fe and impurities.
  • the "impurity” is a component that is mixed due to various factors in the raw material such as ore and scrap, and various factors in the manufacturing process when the steel material is industrially manufactured, and is allowed as long as it does not adversely affect the present invention. Means something.
  • the metallographic structure at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface is 25 to 90% tempered marten. Contains 5% or less ferrite, 10-50% retained austenite, and 5% or less baynite. The fraction of each structure varies with annealing conditions and affects the strength, elongation, and impact properties of the steel sheet. The reasons for the limitation of each organization will be explained in detail.
  • Tempering martensite 25-90% Tempering martensite is a structure that increases the strength of steel sheets and improves the strength-ductility balance and impact characteristics.
  • the area ratio of tempered martensite is set to 25 to 90% in order to preferably maintain the strength, elongation, and impact characteristics of the steel sheet within the range of the target strength level.
  • the area ratio of tempered martensite is preferably 28% or more, more preferably 50% or more.
  • the area ratio of tempered martensite is preferably 80% or less, more preferably 75% or less, and further preferably 70% or less from the viewpoint of hydrogen embrittlement. Further, by controlling the content of tempered martensite to 35 to 75% in terms of area ratio, it becomes possible to obtain a high-strength steel sheet having both elongation and strength at a higher level.
  • the area ratio of ferrite is set to 5% or less.
  • the area ratio of ferrite is preferably 3% or less, more preferably 0%.
  • Residual austenite 10-50%
  • Residual austenite is a structure that enhances the strength-ductility balance of a steel sheet by transformation-induced plasticity.
  • retained austenite can be transformed into martensite by processing accompanied by tensile deformation, which also contributes to improvement in the strength of the steel sheet.
  • the impact characteristics of the steel sheet are also improved.
  • the area ratio of retained austenite is limited to 50%. Therefore, the area ratio of retained austenite is set to 10 to 50%.
  • the area ratio of retained austenite is preferably 18% or more, more preferably 20% or more.
  • Bainite 5% or less In the steel sheet according to the present invention, it is important that the area ratio of bainite is low. MA (Martensite-Austenite constituent), which is a hard tissue, is present in bainite, and the strength-ductility balance is lowered. Therefore, the area ratio of bainite is set to 5% or less. The area ratio of bainite is preferably 0%. Bainite may also include tempered bainite, but is not distinguished herein.
  • the residual structure other than tempered martensite, ferrite, retained austenite, and bainite in the steel sheet according to the present invention is fresh martensite (that is, untempered martensite).
  • pearlite may be contained, but the possibility of being contained is low, preferably less than 1%, and more preferably 0%.
  • Fresh martensite has a hard structure and is effective in ensuring the strength of steel sheets.
  • the area ratio of fresh martensite is preferably more than 0%, more preferably 1% or more, and even more preferably 3% or more.
  • the area ratio of fresh martensite is preferably 55% or less, more preferably 45% or less, and further preferably 20% or less.
  • the area ratio of fresh martensite is preferably 10% or less.
  • the total number of retained austenite crystal grains having an area of 1 ⁇ m 2 or more and a grain circularity of 0.1 or more in the metal structure at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface of the L cross section of the steel sheet according to the present invention.
  • the area is less than 50% of the total area of retained austenite.
  • the strength-ductility balance is determined by the fact that the residual austenite structure having a crystal grain area of 1 ⁇ m 2 or more and a crystal grain circularity of 0.1 or more occupies less than 50% of the entire structure of the retained austenite. A steel plate having excellent impact characteristics and bendability can be obtained. When the retained austenite having a large grain area and a large grain circularity occupies 50% or more of the entire structure of the retained austenite, the strength-ductility balance, impact characteristics, and bendability of the steel sheet are deteriorated.
  • Retained austenite having a crystal grain area of less than 1 ⁇ m 2 that is, having a small crystal grain size, tends to uniformly concentrate Mn in a short time during annealing in the ferrite-austenite two-phase region and has high stability. Transformation is delayed. Therefore, a steel sheet having an excellent strength-ductility balance and impact characteristics can be obtained.
  • the Grain Shape Circularity is expressed by the following equation (v).
  • the grain circularity and area of the crystal grains should be analyzed by backscattered electron diffraction (EBSP: Electron Back Scatter Diffraction Patterns) using the standard functions (Map and Grain Shape Circularity) of OIM Analysis 7 manufactured by TSL. Can be measured by.
  • Grain roundness 4 ⁇ A / P 2 ... (v)
  • the meanings of the symbols in the above equation (v) are as follows.
  • P Peripheral length of crystal grains
  • the Mn concentration in the metal structure at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface of the L cross section satisfies the following formula (i).
  • the meanings of the symbols in the above equation (i) are as follows.
  • C Mn ⁇ Average Mn concentration (mass%) in retained austenite
  • C Mn ⁇ Average Mn concentration (% by mass) in ferrite and tempered martensite
  • the retained austenite By concentrating Mn in the retained austenite, the retained austenite can be stabilized, and the strength-ductility balance and impact characteristics of the steel sheet can be improved by the transformation-induced plasticity. Therefore, preferably as the value is higher in C Mn ⁇ / C Mn ⁇ , C Mn ⁇ / C value of Mnarufa 1.2 or more, preferably 1.4 or more. It is not necessary to set an upper limit on the value of C Mn ⁇ / C Mn ⁇ , but since the heat treatment time is long, it is preferably 8.0 or less, and 6.0 or less, 4. More preferably, it is 0 or less or 2.0 or less.
  • the Si concentration in the metal structure at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface of the L cross section satisfies the following equation (ii).
  • the meanings of the symbols in the above equation (ii) are as follows.
  • C Si ⁇ Average Si concentration (mass%) in tempered martensite and ferrite
  • C Si ⁇ Average Si concentration (mass%) in retained austenite
  • tempered martensite and ferrite By enriching Si in tempered martensite and ferrite, tempered martensite and ferrite can be strengthened and the strength and impact characteristics of the steel sheet can be improved.
  • the value of C Si ⁇ / C Si ⁇ is 1.1 or more, preferably 1.2 or more.
  • the Si content In order to make the value of C Si ⁇ / C Si ⁇ 1.1 or more, the Si content needs to be 0.1% or more. When the Si content is less than 0.1% by mass, the value of C Si ⁇ / C Si ⁇ is less than 1.1. Further , in order to make the value of C Si ⁇ / C Si ⁇ 1.2 or more, the Si content is 0.7% or more. It is not necessary to set an upper limit on the value of C Si ⁇ / C Si ⁇ , but since the heat treatment time is long, it is preferably 1.8 or less from the viewpoint of productivity.
  • the area ratio of retained austenite is measured by X-ray diffraction.
  • the test piece is chemically polished to reduce the plate thickness by 1/4 to obtain a test piece having a chemically polished surface.
  • X-ray diffraction analysis is performed three times on the surface of the test piece using a Co tube.
  • the integrated intensities of the peaks (111), (200), and (220) are obtained, and for the bcc phase, the integrated intensities of the peaks (110), (200), and (211) are obtained.
  • the volume fraction of retained austenite is obtained by analyzing the integrated intensities and averaging the results of three X-ray diffraction analyzes, and the value is used as the area fraction of retained austenite.
  • ⁇ Measurement method of area ratio of tempered martensite, ferrite, bainite, and fresh martensite The area ratios of tempered martensite, ferrite, bainite, and fresh martensite are calculated from microstructure observation with a scanning electron microscope (SEM). After mirror polishing the L cross section of the steel sheet, a microstructure is revealed with 3% nital (3% nitric acid-ethanol solution). Then, at a magnification of 5000 times by SEM, the microstructure in the range of 100 ⁇ mm in length (length in the plate thickness direction) ⁇ 300 ⁇ m in width (length in the rolling direction) at a depth position of 1/4 of the plate thickness is observed. However, the area ratio of each tissue can be measured.
  • the area ratio is calculated by determining that among the white structures recognized by SEM observation, those whose substructure is confirmed in the crystal grains are tempered martensite. Ferrite is discriminated as a gray base structure and the area ratio is calculated. Bainite is a collection of lath-shaped crystal grains when observed by SEM, and is discriminated as a structure in which carbides extend in the same direction in the lath, and the area ratio is calculated.
  • Fresh martensite is recognized as a white tissue in the same way as retained austenite when observed by SEM. Therefore, it is difficult to distinguish between retained austenite and fresh martensite by SEM observation, but from the total area ratio of retained austenite and fresh martensite obtained by SEM observation, the retained austenite measured by X-ray diffractometry The area ratio of fresh martensite is calculated by subtracting the area ratio.
  • ⁇ Calculation method of C Mn ⁇ / C Mn ⁇ and C Si ⁇ / C Si ⁇ > C Mn ⁇ , C Mn ⁇ , C Si ⁇ , and C Si ⁇ can be measured by EBSP, SEM, and electron probe microanalyzer (EPMA). That is, using EBSP and SEM, a region of 50 ⁇ m ⁇ 50 ⁇ m was observed at a magnification of 500 times, EBSP data was measured at a measurement interval of 0.1 ⁇ m, and retained austenite, ferrite, and tempered martensite were added to the five regions. Identified.
  • the tensile strength (TS) of the steel sheet according to the present invention is preferably 780 MPa or more, more preferably 980 MPa or more, and further preferably 1180 MPa or more. This is because when a steel sheet is used as a material for automobiles, the thickness is reduced by increasing the strength, which contributes to weight reduction. Further, since the steel sheet according to the present invention is subjected to press molding, it is desirable that the elongation at break (tEL) is also excellent.
  • the TS ⁇ tEL of the steel sheet according to the present invention is preferably 22000 MPa ⁇ % or more, and more preferably 25,000 MPa ⁇ % or more.
  • the steel sheet according to the present invention has excellent impact characteristics, and it is preferable that the impact value of the Charpy test at 20 ° C. is 20 J / cm 2 or more.
  • the steel sheet according to the embodiment of the present invention can be obtained by, for example, a manufacturing method including the following steps.
  • the steel sheet according to the present invention is produced by melting steel having the above-mentioned chemical composition by a conventional method and casting it to prepare a steel material (hereinafter, also referred to as “slab”).
  • a steel material hereinafter, also referred to as “slab”.
  • the molten steel may be melted by a normal blast furnace method, and the raw material is a large amount of scrap like the steel produced by the electric furnace method. It may include.
  • the slab may be manufactured by a normal continuous casting process or may be manufactured by thin slab casting.
  • Hot rolling can be performed using a normal continuous hot rolling line.
  • the hot rolling step includes a rough rolling step and a finish rolling step.
  • Slab heating temperature 1100 to 1300 ° C
  • the slabs used in the hot rolling process are heated before hot rolling.
  • the temperature of the slab to be subjected to hot rolling is preferably 1100 to 1300 ° C.
  • "temperature” means the surface temperature of a slab, a hot-rolled steel sheet, or a cold-rolled steel sheet.
  • the holding time in the slab heating temperature range is not particularly limited, but in order to improve the stability of the material, it is preferably 30 minutes or more, and more preferably 1 hour or more. Further, in order to suppress excessive scale loss, it is preferably 10 hours or less, and more preferably 5 hours or less.
  • the slab may be subjected to hot rolling as it is without being heat-treated.
  • Finishing hot rolling In the finishing hot rolling process, in tandem rolling in which a steel plate is continuously rolled using a rolling mill having four or more stands, the cumulative strain (plate) rolled by the four stands out of the plurality of stands. It is important to control the thickness reduction) and the rolling temperature and strain rate at the final stand. Since the rolling mill is tandem rolling, the strain is accumulated if the strain at the four continuous rolling stands at the rear end is within an appropriate range. Further, in the final stand, by optimizing the strain rate and the rolling temperature, the accumulated strain can be recrystallized from austenite. Usually, the finishing stand for hot rolling is mainly 6 or 7 steps. Of course, the number of steps is not limited, but in the method for manufacturing a steel sheet according to the present invention, the rolling of the last four steps of the plurality of stands is controlled to set the strain amount and the strain rate within an appropriate range.
  • the time between passes the distance between passes / the rolling speed of the stand immediately before the final. Therefore, the inter-pass time and strain rate of all stands can be obtained from the inter-pass distance and the accumulated true strain (thickness reduction).
  • strain is applied under the condition that the following equation (iii) is satisfied. 1.2 ⁇ ln (t 0 / t) ⁇ 2.8 ... (iii)
  • ln (t 0 / t) represents the true strain (logarithmic strain) that accumulates the plate thickness reduction
  • t 0 is the plate thickness (mm) immediately before entering the last four stands
  • t is the last four. It is the plate thickness (mm) immediately after coming out of the stand.
  • ln (t 0 / t) If the value of ln (t 0 / t) is less than 1.2, the strain required for recrystallization is not applied at the final stand, and the aspect ratio of the old austenite grains becomes large. If the value of ln (t 0 / t) exceeds 2.8, the plate thickness reduction is too large and the time between passes becomes long, so that sufficient strain is not applied at the final stand and recrystallization can be performed. It disappears and the aspect ratio of the old austenite grains increases.
  • austenite cannot be recrystallized due to high strain rate, low rolling temperature, or both, and the hot-rolled steel sheet cannot be recrystallized.
  • the austenite particle size in the above becomes flat, the austenite nucleation becomes non-uniform, and austenite in the form of agglomerates is likely to be formed in the final structure after the secondary annealing.
  • the rolling out side temperature T it is necessary to recrystallize with austenite single phase in order to obtain an equiaxed old austenite grain size.
  • the rolling out side temperature 780 ° C. or higher, austenite is single-phase and recrystallization is promoted, so that equiaxed martensite can be easily obtained.
  • Cooling after finish rolling In order to keep the recrystallized austenite structure produced by rolling fine, cooling is started within 1.0 s after the completion of rolling at the final stand, and the mixture is cooled to 750 ° C. at an average cooling rate of 100 ° C./s or more.
  • the time to start cooling after rolling exceeds 1.0 s, it takes time from the onset of recrystallization to the start of cooling. Therefore, the fine grain region is absorbed by the coarse grains due to Ostwald ripening, and the old austenite grains are formed. It becomes coarse, austenite nucleation becomes non-uniform, and austenite in the form of agglomerates is likely to be formed in the final structure after secondary annealing.
  • the cooling rate is less than 100 ° C./s, austenite grain growth occurs even during cooling, the old austenite grains become coarse, and coarse austenite is likely to be formed in the final structure after secondary annealing.
  • the upper limit of the cooling rate is not particularly limited, but it is preferably 600 ° C./s or less in consideration of equipment restrictions and the like and in order to make the structure distribution in the plate thickness direction more uniform.
  • the old austenite grains are cooled to 750 ° C. at an average cooling rate of 100 ° C./s or more in order to prevent the grains from growing and coarsening the old austenite grains.
  • the temperature range of 750 ° C. to 300 ° C. is cooled at an average cooling rate of 10 ° C./s or more.
  • the average cooling rate is 10 ° C./s or more.
  • the cooling rate from 300 ° C. to the winding temperature described later is not particularly limited, but from the viewpoint of productivity, the cooling rate may be as it is from 750 ° C. to 300 ° C. to the winding temperature.
  • Winding temperature Less than 300 ° C It is preferable that the winding temperature after cooling is less than 300 ° C. By setting the winding temperature to less than 300 ° C., the structure after hot spreading can be made uniform. The winding temperature is more preferably 250 ° C. or lower. In order to suppress fracture during cold rolling, the hot-rolled steel sheet may be tempered in a temperature range of 300 to 600 ° C. after being cooled to room temperature and before or after pickling before cold rolling.
  • the hot-rolled steel sheet is pickled by a conventional method and then cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the reduction ratio of cold rolling is preferably 20% or more.
  • the rolling reduction ratio of cold rolling is preferably 70% or less.
  • light rolling before pickling improves pickling properties, promotes removal of surface-concentrating elements, and has the effect of improving chemical conversion treatment properties and plating treatment properties.
  • ⁇ Primary annealing process> The above-mentioned cold-rolled steel sheet is annealed in an austenite single-phase temperature range.
  • This annealing is referred to as "primary annealing" in the present invention.
  • the primary annealing an initial structure mainly composed of martensite can be formed, and then the retained austenite structure of the present application can be formed by the secondary annealing in the temperature range of the two-phase region of ferrite and austenite. It also reduces the formation of bainite and ferrite in the final structure.
  • This primary annealing condition preferably satisfies the following range.
  • Annealing may be carried out in either an annealing furnace or a continuous annealing line, but it is preferable that both the primary annealing and the secondary annealing described later are carried out using a continuous annealing line. Productivity can be improved by using a continuous annealing line. Annealing is preferably carried out in a reducing atmosphere, for example, in a reducing atmosphere of 98% nitrogen and 2% hydrogen. Further, skin pass rolling may be performed on the steel sheet after cold rolling.
  • the average heating rate from the heating start temperature (room temperature) to the primary annealing temperature is preferably 5 to 30 ° C./s. Productivity can be improved by setting the heating rate in the primary annealing step within this range.
  • Primary annealing temperature 750 ° C or higher and 3 points or more of Ac
  • the primary annealing temperature is Ac 3 points or more.
  • the primary annealing temperature is preferably 950 ° C. or lower.
  • the three Ac points are calculated by the following method.
  • C more than 0.18% and less than 0.30%
  • Si 0.01% or more and less than 2.00%
  • Mn more than 2.50% and less than 4.00%
  • s s
  • Ac 3 points can be calculated using this formula.
  • Ac 3 910-200 ⁇ C + 44Si-25Mn + 44Al ... (vii)
  • each element symbol in the formula represents the content (mass%) of each element contained in the steel.
  • Primary annealing time 10-1000s
  • the structure after the primary annealing becomes coarse and the austenite nucleation site during the secondary annealing becomes non-uniform, so that the retained austenite becomes coarse and the area is 1 ⁇ m 2 or more. It is difficult to make the total area of the retained austenite crystal grains having a grain circularity of 0.1 or more and less than 50% of the total area of the retained austenite.
  • the temperature is cooled to the temperature range of 300 ° C. or lower under the condition that the average cooling rate up to 300 ° C. is 10 to 2000 ° C./s.
  • the average cooling rate is set to 2000 ° C./s or less, the temperature distribution of the steel sheet after the cooling is stopped becomes uniform, so that the flatness of the steel sheet can be improved. It is more preferably 600 ° C./s or less in consideration of equipment restrictions and the like.
  • the cooling stop temperature in cooling after the primary annealing is 100 ° C. or higher.
  • the cooling stop temperature is 100 ° C. or higher.
  • the holding time in the temperature range of 100 to 300 ° C. is preferably 1000 s or less. It is preferably 300 s or less.
  • the holding temperature By setting the holding temperature to 100 ° C. or higher, the efficiency of the continuous annealing line can be improved. On the other hand, by setting the holding temperature to 300 ° C. or lower, the formation of ferrite can be further suppressed.
  • Final cooling temperature less than 100 ° C
  • the structure after the primary annealing can be made into a lath martensite structure. From the viewpoint of ensuring safety during transportation of the steel sheet, it is preferable to cool it to room temperature (50 ° C. or lower).
  • ⁇ Secondary annealing process> The annealed steel sheet obtained in the primary annealing step described above is further annealed in a two-phase temperature range of ferrite and austenite. This annealing is referred to as "secondary annealing" in the present invention. By performing the secondary annealing, it becomes easy to obtain Mn-enriched retained austenite and Si-enriched tempered martensite. This secondary annealing condition preferably satisfies the following range.
  • the average temperature rise temperature is preferably 1 ° C./s or more because the area ratio of ferrite is 5% or less.
  • the average temperature rise temperature is preferably 1 to 40 ° C./s.
  • the average temperature rise temperature is more preferably 2 ° C./s or higher, and even more preferably 3 ° C./s or higher. Further, the average temperature rise temperature is more preferably less than 20 ° C./s, and further preferably less than 10 ° C./s.
  • coarse massive austenite that is, retained austenite having an area of 1 ⁇ m 2 or more and a grain circularity of 0.1 or more is suppressed, and the entire retained austenite is suppressed.
  • the area ratio of coarse massive austenite to area can be less than 50%.
  • Secondary annealing temperature 650 ° C or higher and less than 3 points Ac
  • the secondary annealing temperature 650 ° C or higher and less than 3 points.
  • retained austenite and tempered martensite are generated in the structure after secondary annealing, and the strength-ductility balance is achieved. And the impact characteristics can be improved. Further, Mn can be concentrated in retained austenite, and Si can be concentrated in tempered martensite.
  • the holding time is long, the retained austenite grains become coarse.
  • the finishing hot rolling is controlled so as to satisfy the equations (iii) and (iv), fine austenite is uniformly generated during the secondary annealing. Therefore, even if the holding time is 300 s or more, the coarsening of the retained austenite grains can be suppressed.
  • the average cooling rate is 5 ° C. from the annealing temperature to 50 ° C. or lower. It is preferable to cool at / s or more. From the viewpoint of suppressing shrinkage of the steel sheet, the upper limit of the average cooling rate from the annealing temperature to 50 ° C. or lower is preferably 500 ° C./s or less.
  • the cooling after the second annealing is stopped in the temperature range of 430 to 500 ° C., and then the cold-rolled steel sheet is hot-dip galvanized. It is immersed in a bath and hot-dip galvanized.
  • the conditions of the plating bath may be within the normal range. After the plating treatment, it may be cooled to room temperature.
  • the temperature is 450 to 620 ° C. after the steel sheet is hot-dip galvanized and before the steel sheet is cooled to room temperature.
  • the hot dip galvanizing process is alloyed at temperature.
  • the alloying treatment conditions may be within the usual range.
  • the obtained steel piece was heated at 1250 ° C. for 1 h and then hot-rolled under the conditions shown in Table 2 to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the temperature on the exit side of the finish rolling was in the austenite single-phase range in each case.
  • the cooling rate from 300 ° C. to the winding temperature was the same as the cooling rate from 750 ° C. to 300 ° C.
  • the temperature was maintained at a predetermined temperature corresponding to the winding temperature for 30 minutes, and then the furnace was cooled to room temperature at 10 ° C./h.
  • the winding condition of less than 100 ° C. means that the product has been cooled to room temperature under the predetermined cooling conditions after the finish rolling.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was pickled and then tempered at the tempering temperature shown in Table 2, and then cold-rolled at a cold rolling rate to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the tempering time before cold rolling was 1 hour.
  • the obtained cold-rolled steel sheet was subjected to primary annealing and secondary annealing under the conditions shown in Table 3 to prepare an annealed cold-rolled steel sheet.
  • the two annealings of the cold-rolled steel sheet were carried out in a reducing atmosphere of 98% nitrogen and 2% hydrogen.
  • the average heating rate from the heating start temperature (room temperature) to the primary annealing temperature in the primary annealing was 15 ° C./s.
  • the mixture was cooled from the secondary annealing temperature to room temperature (50 ° C. or lower) at an average cooling rate of 50 ° C./s.
  • the cold-dip galvanized steel sheets were immersed in a hot-dip zinc plating bath at 460 ° C. for 2 seconds to perform hot-dip galvanizing treatment.
  • the conditions of the plating bath were the same as those of the conventional one.
  • the alloying treatment described later was not performed, the mixture was cooled to room temperature at an average cooling rate of 10 ° C./s after holding at 460 ° C.
  • annealed cold-rolled steel sheets after hot-dip galvanizing treatment, they were subsequently alloyed without being cooled to room temperature. It was heated to 520 ° C. and held at 520 ° C. for 5 s for alloying treatment, and then cooled to room temperature at an average cooling rate of 10 ° C./s.
  • the annealed cold-rolled steel sheet thus obtained was temper-rolled at an elongation rate of 0.1% to prepare various evaluation steel sheets.
  • the area ratios of tempered martensite, ferrite, retained austenite, bainite, and fresh martensite were calculated from microstructure observation by SEM and X-ray diffraction measurement.
  • the L cross section of the steel plate is mirror-polished, then the microstructure is revealed by 3% nital, and the microstructure is observed at a magnification of 5000 times by SEM at a position 1/4 from the surface, and the range of 100 ⁇ m ⁇ 300 ⁇ m is observed.
  • Image analysis (Photoshop®) was used to calculate the area ratios of tempered martensite, ferrite, and bainite, as well as the total area ratio of retained austenite and fresh martensite.
  • a test piece having a width of 25 mm and a length of 25 mm was cut out from the obtained steel sheet, and the test piece was chemically polished to reduce the thickness by 1/4, and the surface of the test piece after the chemical polishing was subjected to chemical polishing.
  • X-ray diffraction analysis using Co tubes was performed three times, the obtained profiles were analyzed, and the area ratio of retained austenite was calculated by averaging each of them.
  • the area ratio of fresh martensite was calculated by subtracting the area ratio of retained austenite from the total area ratio of retained austenite and fresh martensite obtained by SEM observation.
  • the EBSP data measurement conditions are as follows. A region of 50 ⁇ m ⁇ 50 ⁇ m was observed at a magnification of 500 times with an SEM equipped with an OIM (Orientation Imaging Microscopy) detector at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface of the L cross section of the steel sheet, and the measurement interval was 0. EBSP data was measured at 1 ⁇ m. The EBSP data was measured for the five regions by the above method, and the average value was calculated.
  • C Mn ⁇ / C Mn ⁇ and C Si ⁇ / C Si ⁇ were measured by EBSP, SEM, and EPMA.
  • EBSP and SEM Using EBSP and SEM, a region of 50 ⁇ m ⁇ 50 ⁇ m was observed at a magnification of 500, EBSP data was measured at a measurement interval of 0.1 ⁇ m, and retained austenite, ferrite, and tempered martensite were identified for the five regions.
  • the identified retained austenite, ferrite and tempered martensite were subjected to point analysis by EPMA measurement at 5 points and 5 regions, respectively, and the measured values were averaged to C Mn ⁇ , C Mn ⁇ , C Si ⁇ , and C Si ⁇ .
  • C Mn ⁇ / C Mn ⁇ and C Si ⁇ / C Si ⁇ were obtained.
  • Tensile test method A JIS No. 5 tensile test piece was taken from a direction perpendicular to the rolling direction of the steel sheet, the tensile strength (TS) and the elongation at break (tEL) were measured, and TS ⁇ tEL was calculated. The tensile test was carried out by the method specified in JIS Z2241: 2011 using a JIS No. 5 tensile test piece having a parallel portion length of 60 mm and a reference point distance of 50 mm for measuring strain.
  • a V-notch test piece was prepared from each steel material after the heat treatment. If the thickness of the test piece is 4.8 mm or more, use it as it is, and if it is less than 4.8 mm, stack the minimum number of sheets to be 4.8 mm or more and screw them together, and then JIS Z2242. : It was subjected to a Charpy impact test according to 2005. The impact characteristics were good when the Charpy impact value at 20 ° C. was 20 J / cm 2 or more, and defective when it was less than 20 J / cm 2.
  • a bending test piece having a width of 20 mm (direction to be a bending ridge) and a length of 50 mm (direction perpendicular to rolling) was prepared from each of the annealed steel sheets so that the bending ridge was in the rolling direction.
  • the width direction of the bending test piece is parallel to the bending axis.
  • Table 4 shows the results of the above evaluation.
  • TS of 780 MPa or more, TS ⁇ tEL of 22000 MPa ⁇ % or more, good impact characteristics, and good bendability has high strength, strength-ductility balance, and bending. It was evaluated as a steel sheet with excellent properties and impact characteristics.
  • the steel sheet of the present invention is most suitable for use in structural parts of automobiles such as pillars.

Abstract

質量％で、Ｃ：０．１８％を超えて０．３０％未満、およびＭｎ：２．５０％を超えて４．００％以下、を含有し、その他所定の化学組成を有し、Ｌ断面において表面から板厚の１／４深さ位置における金属組織が、面積％で、焼戻しマルテンサイト：２５～９０％、フェライト：５％以下、残留オーステナイト：１０～５０％、およびベイナイト：５％以下であり、Ｌ断面の表面から板厚の１／４深さ位置において、面積が１μｍ２以上であり、かつ粒円形度が０．１以上である残留オーステナイト結晶粒の合計面積の割合が、残留オーステナイトの全体の面積に対して５０％未満であり、ＣＭｎγ／ＣＭｎα≧１．２を満足する、鋼板。

Description

鋼板およびその製造方法
　本発明は、鋼板およびその製造方法に関する。
　一般に、鋼板を高強度化すると、伸びが低下し、鋼板の成形性が低減しうる。したがって、自動車の車体用部品として高強度鋼板を使用するためには、相反する特性である強度と成形性との両方を高める必要があり、すなわちより優れた強度－延性バランスが求められている。また、車体部品用として使用される高強度鋼板には、優れた曲げ性および衝撃特性が要求される。そのため、鋼板の機械的特性として、高い強度および優れた成形性を有しながら、さらに、優れた曲げ性および衝撃特性を有することが求められている。
　成形性に影響する伸びを向上させるため、これまでに、Ｍｎを積極的に添加し、約５質量％のＭｎを鋼板に含有させて、残留オーステナイトを鋼中に生成させ、その変態誘起塑性を利用した、いわゆる中Ｍｎ鋼が提案されている（例えば、非特許文献１）。
　また、特許文献１には、２．６％以上４．２％以下のＭｎを含有させた鋼が提案されている。上記鋼も一般的な高強度鋼よりも多くのＭｎを含有するので、残留オーステナイトが生成されやすく、伸びが高く、さらに優れた曲げ性を示す。
国際公開第２０１７／１８３３４８号
古川敬、松村理、熱処理、日本国、日本熱処理協会、平成９年、第３７号巻、第４号、ｐ．２０４
　しかしながら、非特許文献１に開示された鋼板はＭｎ含有量が高いため、製造コストが高くなる。そのため、より少ないＭｎ含有量で、強度と伸びとを両立し、さらに衝撃特性も兼ね備えた省合金化鋼板が望まれる。
　本発明は上記の課題を解決し、高い強度を有し、かつ強度－延性バランス、曲げ性および衝撃特性に優れる鋼板を提供することを目的とする。
　本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、下記の鋼板およびその製造方法を要旨とする。
　（１）鋼板の化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．１８％を超えて０．３０％未満、
　Ｓｉ：０．０１％以上２．００％未満、
　Ｍｎ：２．５０％を超えて４．００％以下、
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上３．００％未満、
　Ｐ：０．１００％以下、
　Ｓ：０．０１０％以下、
　Ｎ：０．０５０％未満、
　Ｏ：０．０２０％未満、
　Ｃｒ：０％以上２．００％未満、
　Ｍｏ：０～２．００％、
　Ｗ：０～２．００％、
　Ｃｕ：０～２．００％、
　Ｎｉ：０～２．００％、
　Ｔｉ：０～０．３００％、
　Ｎｂ：０～０．３００％、
　Ｖ：０～０．３００％、
　Ｂ：０～０．０１０％、
　Ｃａ：０～０．０１０％、
　Ｍｇ：０～０．０１０％、
　Ｚｒ：０～０．０１０％、
　ＲＥＭ：０～０．０１０％、
　Ｓｂ：０～０．０５０％、
　Ｓｎ：０～０．０５０％、
　Ｂｉ：０～０．０５０％、および
　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
　前記鋼板の圧延方向および板厚方向に平行な断面において、表面から板厚の１／４深さ位置における金属組織が、面積％で、
　焼戻しマルテンサイト：２５～９０％、
　フェライト：５％以下、
　残留オーステナイト：１０～５０％、および
　ベイナイト：５％以下であり、
　前記鋼板の圧延方向および板厚方向に平行な断面の表面から板厚の１／４深さ位置において、面積が１μｍ２以上であり、かつ粒円形度が０．１以上である残留オーステナイト結晶粒の合計面積の割合が、前記残留オーステナイトの全体の面積に対して５０％未満であり、
　表面から板厚の１／４深さ位置における金属組織中のＭｎ濃度が、下記（ｉ）式を満足する、
　鋼板。
　ＣＭｎγ／ＣＭｎα≧１．２　　　・・・（ｉ）
　但し、上記（ｉ）式中の記号の意味は以下のとおりである。
　ＣＭｎγ：残留オーステナイト中の平均Ｍｎ濃度（質量％）
　ＣＭｎα：フェライトおよび焼戻しマルテンサイト中の平均Ｍｎ濃度（質量％）
　（２）前記化学組成が、質量％で、
　Ｓｉ：０．１０％以上２．００％未満であり、
　前記鋼板の圧延方向および板厚方向に平行な断面において、表面から板厚の１／４深さ位置における金属組織中のＳｉ濃度が、下記（ii）式を満足する、
　上記（１）に記載の鋼板。
　ＣＳｉα／ＣＳｉγ≧１．１　　　・・・（ii）
　但し、上記（ii）式中の記号の意味は以下のとおりである。
　ＣＳｉα：焼戻しマルテンサイトおよびフェライト中の平均Ｓｉ濃度（質量％）
　ＣＳｉγ：残留オーステナイト中の平均Ｓｉ濃度（質量％）
　（３）前記化学組成が、質量％で、
　Ｃｒ：０．０１％以上２．００％未満、
　Ｍｏ：０．０１～２．００％、
　Ｗ：０．０１～２．００％、
　Ｃｕ：０．０１～２．００％、および
　Ｎｉ：０．０１～２．００％、
　から選択される１種以上を含有する、
　上記（１）または（２）に記載の鋼板。
　（４）前記化学組成が、質量％で、
　Ｔｉ：０．００５～０．３００％、
　Ｎｂ：０．００５～０．３００％、および
　Ｖ：０．００５～０．３００％、
　から選択される１種以上を含有する、
　上記（１）から（３）までのいずれかに記載の鋼板。
　（５）前記化学組成が、質量％で、
　Ｂ：０．０００１～０．０１０％、
　Ｃａ：０．０００１～０．０１０％、
　Ｍｇ：０．０００１～０．０１０％、
　Ｚｒ：０．０００１～０．０１０％、および
　ＲＥＭ：０．０００１～０．０１０％、
　から選択される１種以上を含有する、
　上記（１）から（４）までのいずれかに記載の鋼板。
　（６）前記化学組成が、質量％で、
　Ｓｂ：０．０００５～０．０５０％、
　Ｓｎ：０．０００５～０．０５０％、および
　Ｂｉ：０．０００５～０．０５０％、
　から選択される１種以上を含有する、
　上記（１）から（５）までのいずれかに記載の鋼板。
　（７）前記鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する、
　上記（１）から（６）までのいずれかに記載の鋼板。
　（８）前記鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する、
　上記（１）から（６）までのいずれかに記載の鋼板。
　（９）２０℃におけるシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上である、
　上記（１）から（８）までのいずれかに記載の鋼板。
　（１０）上記（１）または（３）から（６）までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼に対して、熱間圧延工程、冷間圧延工程、一次焼鈍工程および二次焼鈍工程を順に行う鋼板の製造方法であって、
　前記熱間圧延工程は、４つ以上の複数のスタンドを有する圧延機を用いて仕上熱間圧延する工程を含み、
　前記仕上熱間圧延する工程において、
　前記複数のスタンドのうち最後の４つのスタンドの前後における板厚減少が、下記（iii）式を満足し、
　前記最後の４つのスタンドの最終スタンドにおけるひずみ速度と前記最終スタンドにおける圧延出側温度とが、下記の（iv）式を満足し、
　前記最終スタンドにおける圧延後１．０ｓ以内に１００℃／ｓ以上の平均冷却速度で７５０℃まで冷却し、７５０℃から３００℃までの温度範囲を１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、
　前記一次焼鈍工程において、７５０℃を超えかつＡｃ３点以上の温度域で１０～１０００ｓ保持した後、３００℃までの平均冷却速度が１０～２０００℃／ｓとなる条件で３００℃以下の温度域まで冷却し、その後、１００℃未満の温度域まで冷却し、
　前記二次焼鈍工程において、１～４０℃／ｓの平均昇温速度で６５０℃以上Ａｃ３点未満の温度域に加熱し、３００ｓ以上保持する、
　鋼板の製造方法。
　１．２≦ｌｎ（ｔ０／ｔ）≦２．８　　　・・・（iii）
　１１．０≦ｌｏｇ（ｖ・ｅｘｐ（３３０００／（２７３＋Ｔ）））≦１５．０　　・・・（iv）
　但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
　ｔ０：最後の４つのスタンドに入る直前の板厚（ｍｍ）
　ｔ：最後の４つのスタンドから出た直後の板厚（ｍｍ）
　ｖ：最終スタンドにおけるひずみ速度（／ｓ）
　Ｔ：最終スタンドにおける圧延出側温度（℃）
　（１１）前記一次焼鈍工程において、７５０℃を超えかつＡｃ３点以上の温度域で１０ｓ以上保持した後、３００℃以下の温度域まで１０～２０００℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、１００～３００℃の温度域で１０～１０００ｓ保持し、その後、１００℃未満の温度域まで冷却する、
　上記（１０）に記載の鋼板の製造方法。
　（１２）前記二次焼鈍工程の後、冷却し、溶融亜鉛めっき処理を施す、
　上記（１０）または（１１）に記載の鋼板の製造方法。
　（１３）前記溶融亜鉛めっき処理を施した後、４５０～６２０℃の温度域で溶融亜鉛めっきの合金化処理を施す、
　上記（１２）に記載の鋼板の製造方法。
　本発明によれば、高い強度を有し、かつ強度－延性バランス、曲げ性および衝撃特性に優れる鋼板を得ることができる。
　以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
　（Ａ）化学組成
　各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．１８％超０．３０％未満
　Ｃは、鋼の強度を高め、残留オーステナイトを確保するために必要な元素である。一方、Ｃを過剰に含有させた場合、鋼板の溶接性を維持することが難しくなる。したがって、Ｃ含有量は０．１８％超０．３０％未満とする。Ｃ含有量は０．２０％以上であるのが好ましい。また、Ｃ含有量は０．２８％以下であるのが好ましく、０．２５％以下であるのがより好ましい。
　Ｓｉ：０．０１％以上２．００％未満
　Ｓｉは、焼戻しマルテンサイトを強化し、組織を均一化し、強度－延性バランスの改善に有効な元素である。また、Ｓｉは、セメンタイトの析出を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進する作用も有する。一方、Ｓｉを過剰に含有させた場合、鋼板のめっき性および化成処理性を維持することが難しくなる。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１％以上２．００％未満とする。上記（ii）式を満たし、鋼板の衝撃特性をさらに向上させるためには、Ｓｉ含有量は０．１０％以上であるのが好ましく、０．２０％以上であるのがより好ましく、０．４０％以上であるのがさらに好ましく、０．７０％以上であるのが一層好ましい。また、Ｓｉ含有量は１．８０％以下であるのが好ましく、１．６０％以下であるのがより好ましい。
　Ｍｎ：２．５０％超４．００％以下
　Ｍｎは、オーステナイトを安定化させる元素である。また、本発明においては、Ｍｎをオーステナイト中に分配させ、オーステナイトをより安定化させる。Ｍｎ含有量を４．００％以下とすることで、凝固偏析によるＭｎ含有量の不均一性を軽減することができる。さらに、残留オーステナイト中にＭｎが濃化しても、鋼板が著しく硬化することなく、ミクロ組織中の強度の不均一性も軽減されることから、曲げ性を向上することができる。加えて、Ｍｎ含有量を低減することで、鋼板の製造コストを抑えることが可能となる。したがって、Ｍｎ含有量は２．５０％超４．００％以下とする。Ｍｎ含有量は３．００％超であるのが好ましく、３．２０％超であるのがより好ましい。また、Ｍｎ含有量は３．８５％未満であるのが好ましく、３．７０％未満であるのがより好ましい。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上３．００％未満
　Ａｌは、脱酸剤であり、焼鈍時の二相域の温度範囲を広げ、材質安定性を高める作用も有する。Ａｌ含有量が多いほどその効果は大きくなるが、Ａｌを過剰に含有させた場合、表面性状、塗装性、および溶接性を維持することが難しくなる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上３．００％未満とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００５％以上であるのが好ましく、０．０１０％以上であるのがより好ましく、０．０２０％以上であるのがさらに好ましい。また、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は２．５０％以下であるのが好ましく、１．８０％以下であるのがより好ましい。なお、本明細書にいう「ｓｏｌ．Ａｌ」は、「酸可溶性Ａｌ」を意味する。
　Ｐ：０．１００％以下
　Ｐは不純物であり、鋼材の溶接性を低下させる。したがって、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。Ｐ含有量は０．０５０％以下であるのが好ましく、０．０３０％以下であるのがより好ましく、０．０２０％以下であるのがさらに好ましい。Ｐ含有量の下限は特に規定する必要はないが、精錬コストの上昇を抑制する観点からは、０．００１％以上としてもよいが、Ｐ含有量は少ないほど好ましい。
　Ｓ：０．０１０％以下
　Ｓは不純物であり、熱間圧延によって、伸長したＭｎＳが生成し、曲げ性および穴拡げ性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。Ｓ含有量は０．００７％以下であるのが好ましく、０．００３％以下であるのがより好ましい。Ｓ含有量の下限は特に規定する必要はないが、精錬コストの上昇を抑制する観点からは、０．００１％以上としてもよいが、Ｓ含有量は少ないほど好ましい。
　Ｎ：０．０５０％未満
　Ｎは不純物であり、鋼板が０．０５０％以上のＮを含有すると低温靱性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０５０％未満とする。Ｎ含有量は０．０１０％以下であるのが好ましく、０．００６％以下であるのがより好ましい。Ｎ含有量の下限は特に規定する必要はないが、精錬コストの上昇を抑制する観点からは、０．００３％以上としてもよいが、Ｎ含有量は少ないほど好ましい。
　Ｏ：０．０２０％未満
　Ｏは不純物であり、鋼板が０．０２０％以上のＯを含有すると伸びが低下する。したがって、Ｏ含有量は０．０２０％未満とする。Ｏ含有量は０．０１０％以下であるのが好ましく、０．００５％以下であるのがより好ましく、０．００３％以下であるのがさらに好ましい。Ｏ含有量の下限は特に規定する必要はないが、精錬コストの上昇を抑制する観点からは、０．００１％以上とすることが好ましい。
　本発明の鋼板には、上記の元素に加えてさらに、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｓｂ、ＳｎおよびＢｉから選択される１種以上の元素を含有させてもよい。
　Ｃｒ：０％以上２．００％未満
　Ｍｏ：０～２．００％
　Ｗ：０～２．００％
　Ｃｕ：０～２．００％
　Ｎｉ：０～２．００％
　Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、およびＮｉは、鋼板の強度を向上させる元素であるため、これらの元素から選択される１種以上を含有させてもよい。一方、これらの元素を過剰に含有させた場合、熱延時の表面疵が生成しやすくなり、さらには、熱延鋼板の強度が高くなりすぎて、冷間圧延性が低下する場合がある。したがって、Ｃｒ含有量は２．００％未満、Ｍｏ含有量は２．００％以下、Ｗ含有量は２．００％以下、Ｃｕ含有量は２．００％以下、Ｎｉ含有量は２．００％以下とする。
　Ｃｒ含有量は１．５０％以下、１．００％以下、０．６０％以下、または０．３０％未満であるのが好ましい。Ｍｏ含有量は１．５０％以下、１．００％以下、０．５０％以下、または０．１０％以下であるのが好ましい。Ｗ含有量は１．５０％以下、１．００％以下、０．５０％以下、または０．１０％以下であるのが好ましい。Ｃｕ含有量は１．５０％以下、１．００％以下、０．６０％以下、または０．２０％以下であるのが好ましい。Ｎｉ含有量は１．５０％以下、１．００％以下、または０．５０％以下であるのが好ましい。これらの元素の上記作用による効果をより確実に得るには、上記元素の少なくともいずれかを０．０１％以上含有させることが好ましい。
　Ｔｉ：０～０．３００％
　Ｎｂ：０～０．３００％
　Ｖ：０～０．３００％
　Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶは、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を生成し、鋼板の強度向上に有効である。したがって、これらの元素から選択される１種以上を含有させてもよい。一方、これらの元素を過剰に含有させた場合、熱延鋼板の強度が上昇しすぎて、冷間圧延性が低下する場合がある。したがって、Ｔｉ含有量は０．３００％以下、Ｎｂ含有量は０．３００％以下、Ｖ含有量は０．３００％以下とする。Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶの含有量は、いずれも０．２００％以下、０．１００％以下、０．０６０％以下、または０．０３０％以下であるのが好ましい。これらの元素の上記作用による効果をより確実に得るには、上記元素の少なくともいずれかを０．００５％以上含有させることが好ましい。
　Ｂ：０～０．０１０％
　Ｃａ：０～０．０１０％
　Ｍｇ：０～０．０１０％
　Ｚｒ：０～０．０１０％
　ＲＥＭ：０～０．０１０％
　Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、およびＲＥＭ（希土類金属）は、鋼板の局部延性および穴拡げ性を向上させる。したがって、これらの元素から選択される１種以上を含有させてもよい。一方、これらの元素を過剰に含有させた場合、鋼板の加工性を低下させる場合がある。したがって、Ｂ含有量は０．０１０％以下、Ｃａ含有量は０．０１０％以下、Ｍｇ含有量は０．０１０％以下、Ｚｒ含有量は０．０１０％以下、ＲＥＭ含有量は０．０１０％以下とする。
　Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、およびＲＥＭの含有量は、いずれも０．００８％以下、０．００６％以下、または０．００３％以下であるのが好ましい。また、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、およびＲＥＭから選択される１種以上の元素の含有量の合計は０．０５０％以下であればよいが、０．０３０％以下とすることが好ましい。これらの元素の上記作用による効果をより確実に得るには、上記元素の少なくともいずれかを０．０００１％以上含有させることが好ましく、０．００１％以上含有させることがより好ましい。
　ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、ＲＥＭの含有量は、これらの元素の合計含有量を指す。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。
　Ｓｂ：０～０．０５０％
　Ｓｎ：０～０．０５０％
　Ｂｉ：０～０．０５０％
　Ｓｂ、Ｓｎ、およびＢｉは、鋼板中のＭｎ、Ｓｉ、および／またはＡｌ等の易酸化性元素が鋼板表面に拡散し、酸化物を形成することを抑え、鋼板の表面性状およびめっき性を高める。したがって、これらの元素から選択される１種以上を含有させてもよい。しかし、これらの元素を過剰に含有させても、上記作用による効果が飽和する。したがって、Ｓｂ含有量は０．０５０％以下、Ｓｎ含有量は０．０５０％以下、Ｂｉ含有量は０．０５０％以下とする。Ｓｂ、Ｓｎ、およびＢｉの含有量は、いずれも０．０３０％以下、０．０１０％以下、０．００６％以下、または０．００３％以下であるのが好ましい。これらの元素の上記作用による効果をより確実に得るには、上記元素の少なくともいずれかを０．０００５％以上含有させることが好ましく、０．００１％以上含有させることがより好ましい。
　本発明の鋼板の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。なお、「不純物」とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　（Ｂ）鋼板の金属組織
　本発明に係る鋼板の金属組織について、以下に説明する。なお、以下の説明において面積率についての「％」は、「面積％」を意味する。
　本発明に係る鋼板の圧延方向および板厚方向に平行な断面（「Ｌ断面」ともいう。）において、表面から板厚の１／４深さ位置における金属組織は、２５～９０％の焼戻しマルテンサイト、５％以下のフェライト、１０～５０％の残留オーステナイト、および５％以下のベイナイトを含む。各組織の分率は、焼鈍の条件によって変化し、鋼板の強度、伸び、および衝撃特性に影響を与える。各組織の限定理由について詳しく説明する。
　焼戻しマルテンサイト：２５～９０％
　焼戻しマルテンサイトは、鋼板の強度を高め、強度－延性バランスおよび衝撃特性を向上させる組織である。目的とする強度レベルの範囲内で、鋼板の強度、伸び、および衝撃特性を好ましく保つため、焼戻しマルテンサイトの面積率を２５～９０％とする。焼戻しマルテンサイトの面積率は２８％以上であるのが好ましく、５０％以上であるのがより好ましい。
　また、焼戻しマルテンサイトの面積率は、水素脆性の観点から、８０％以下であるのが好ましく、７５％以下であるのがより好ましく、７０％以下であるのがさらに好ましい。さらに、焼戻しマルテンサイトの含有量を面積率で３５～７５％に制御することによって、伸びおよび強度をより高いレベルで両立した高強度の鋼板を得ることが可能になる。
　フェライト：５％以下
　本発明に係る鋼板においては、フェライトの面積率が低いことが重要である。フェライトの面積率が高くなると強度が低下し、未再結晶フェライトが残存すると強度－延性バランスが低下する。したがって、フェライトの面積率は５％以下とする。フェライトの面積率は３％以下であるのが好ましく、０％であるのがより好ましい。
　残留オーステナイト：１０～５０％
　残留オーステナイトは、変態誘起塑性によって鋼板の強度－延性バランスを高める組織である。また、残留オーステナイトは、引張変形を伴う加工等によってマルテンサイトに変態し得るので、鋼板の強度の向上にも寄与する。さらに、鋼板の衝撃特性も向上させる。残留オーステナイトの面積率は高いほど好ましい。しかしながら、上述した化学組成を有する鋼板では、残留オーステナイトの面積率は５０％が上限である。したがって、残留オーステナイトの面積率は１０～５０％とする。残留オーステナイトの面積率は１８％以上であるのが好ましく、２０％以上であるのがより好ましい。
　ベイナイト：５％以下
　本発明に係る鋼板においては、ベイナイトの面積率が低いことが重要である。ベイナイト中に硬質な組織であるＭＡ（Martensite-Austenite constituent）が内在し、強度－延性バランスが低下する。そのため、ベイナイトの面積率は５％以下とする。ベイナイトの面積率は０％であるのが好ましい。ベイナイトには、焼戻しベイナイトも含まれ得るが、本願明細書においては区別しない。
　本発明に係る鋼板における、焼戻しマルテンサイト、フェライト、残留オーステナイト、およびベイナイト以外の残部組織としては、フレッシュマルテンサイト（すなわち、焼戻しされていないマルテンサイト）であることが望ましい。また、パーライトについては、含まれてもよいが、含まれる可能性は低く、好ましくは１％未満であり、より好ましくは０％である。
　フレッシュマルテンサイトは硬質の組織であり、鋼板の強度の確保に有効である。強度を重視する場合には、フレッシュマルテンサイトの面積率は、０％超であるのが好ましく、１％以上であるのがより好ましく、３％以上であるのがさらに好ましい。ただし、フレッシュマルテンサイトの面積率が低いほど、鋼板の曲げ性が高くなる。したがって、曲げ性の点からは、フレッシュマルテンサイトの面積率は、５５％以下であるのが好ましく、４５％以下であるのがより好ましく、２０％以下であるのがさらに好ましい。特に曲げ性を重視する場合は、フレッシュマルテンサイトの面積率は１０％以下であることが好ましい。
　本発明に係る鋼板のＬ断面の表面から板厚の１／４深さ位置における金属組織において、面積が１μｍ２以上であり、かつ粒円形度が０．１以上である残留オーステナイト結晶粒の合計面積が、残留オーステナイトの全体の面積に対して５０％未満である。
　結晶粒の面積が１μｍ２以上かつ結晶粒の粒円形度が０．１以上の残留オーステナイト組織が、残留オーステナイトの組織全体に占める面積率が、５０％未満であることによって、強度－延性バランス、衝撃特性、および曲げ性に優れた鋼板を得ることができる。結晶粒の面積が大きくかつ粒円形度が大きい残留オーステナイトが、残留オーステナイトの組織全体の５０％以上を占めると、鋼板の強度－延性バランス、衝撃特性、および曲げ性が低下する。
　結晶粒の面積が１μｍ２未満、すなわち結晶の粒径が小さい残留オーステナイトは、フェライト－オーステナイト二相域での焼鈍時に短い時間でＭｎが均一に濃縮し易く安定性が高いので、高歪側まで変態が遅延する。そのため、強度－延性バランスおよび衝撃特性に優れた鋼板を得ることができる。
　残留オーステナイトにおいて、結晶粒の面積が１μｍ２以上、すなわち結晶の粒径が大きい残留オーステナイトでも、粒円形度が０．１未満である場合は、結晶粒の多くがマルテンサイト間または焼戻しマルテンサイトラス間に存在するので、周囲からの空間拘束により、高歪域側まで変態が遅延する。そのため、強度－延性バランスおよび衝撃特性に優れた鋼板を得ることができる。
　なお、粒円形度（Grain Shape Circularity）は、下記（ｖ）式で表される。また、結晶粒の粒円形度および面積は、ＴＳＬ社製ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ　ｖｅｒｓｉｏｎ　７の標準機能（MapおよびGrain Shape Circularity）を用いて、後方散乱電子回折（ＥＢＳＰ：Electron Back Scatter Diffraction Patterns）分析を行うことによって、測定することができる。
　粒円形度＝４πＡ／Ｐ２　　　・・・（ｖ）
　但し、上記（ｖ）式中の記号の意味は以下のとおりである。
　Ａ：結晶粒の面積
　Ｐ：結晶粒の周囲長さ
　本発明の鋼材において、Ｌ断面の表面から板厚の１／４深さ位置における金属組織中のＭｎ濃度が、下記（ｉ）式を満足する。
　ＣＭｎγ／ＣＭｎα≧１．２　　　・・・（ｉ）
　但し、上記（ｉ）式中の記号の意味は以下のとおりである。
　ＣＭｎγ：残留オーステナイト中の平均Ｍｎ濃度（質量％）
　ＣＭｎα：フェライトおよび焼戻しマルテンサイト中の平均Ｍｎ濃度（質量％）
　残留オーステナイト中にＭｎを濃化させることによって、残留オーステナイトを安定化させ、変態誘起塑性により鋼板の強度－延性バランスおよび衝撃特性を向上させることができる。そのため、ＣＭｎγ／ＣＭｎαの値は高いほど好ましく、ＣＭｎγ／ＣＭｎαの値は１．２以上、好ましくは１．４以上である。なお、ＣＭｎγ／ＣＭｎαの値に上限を設ける必要はないが、熱処理時間が長時間になるため、生産性の観点から、８．０以下であるのが好ましく、６．０以下、４．０以下または２．０以下であるのがより好ましい。
　本発明の鋼材において、Ｌ断面の表面から板厚の１／４深さ位置における金属組織中のＳｉ濃度が、下記（ii）式を満足することが好ましい。
　ＣＳｉα／ＣＳｉγ≧１．１　　　・・・（ii）
　但し、上記（ii）式中の記号の意味は以下のとおりである。
　ＣＳｉα：焼戻しマルテンサイトおよびフェライト中の平均Ｓｉ濃度（質量％）
　ＣＳｉγ：残留オーステナイト中の平均Ｓｉ濃度（質量％）
　焼戻しマルテンサイトおよびフェライト中にＳｉを濃化させることによって、焼戻しマルテンサイトおよびフェライトを強化し、鋼板の強度および衝撃特性を向上させることができる。焼戻しマルテンサイトおよびフェライトを強化し、衝撃特性向上の効果を得るためにはＣＳｉα／ＣＳｉγの値は１．１以上であり、好ましくは１．２以上である。
　ＣＳｉα／ＣＳｉγの値を１．１以上にするためには、Ｓｉ含有量が０．１％以上である必要がある。Ｓｉ含有量が０．１質量％未満では、ＣＳｉα／ＣＳｉγの値は１．１未満となる。また、ＣＳｉα／ＣＳｉγの値を１．２以上にするためには、Ｓｉ含有量は０．７％以上とする。なお、ＣＳｉα／ＣＳｉγの値に上限を設ける必要はないが、熱処理時間が長時間になるため、生産性の観点から、１．８以下であるのが好ましい。
　金属組織の同定および面積率の算出方法について以下に説明する。
　＜残留オーステナイトの面積率の測定方法＞
　残留オーステナイトの面積率はＸ線回折法により測定される。まず、鋼板の主面中央部から幅２５ｍｍ（圧延方向の長さ）、長さ２５ｍｍ（圧延直角方向の長さ）、および焼鈍した試料の厚さままの板厚方向の厚さを有する試験片を切り出す。そして、この試験片に化学研磨を施して板厚１／４分を減厚し、化学研磨された表面を有する試験片を得る。試験片の表面に対して、Ｃｏ管球を用い、Ｘ線回折分析を３回実施する。
　ｆｃｃ相に関しては、（１１１）、（２００）、（２２０）の各ピークの積分強度を求め、ｂｃｃ相に関しては、（１１０）、（２００）、（２１１）の各ピークの積分強度を求める。それらの積分強度を解析し、３回のＸ線回折分析結果を平均することで、残留オーステナイトの体積率を求め、その値を残留オーステナイトの面積率とする。
　＜焼戻しマルテンサイト、フェライト、ベイナイト、およびフレッシュマルテンサイトの面積率の測定方法＞
　焼戻しマルテンサイト、フェライト、ベイナイト、およびフレッシュマルテンサイトの面積率は、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）による組織観察から算出される。鋼板のＬ断面を鏡面研磨した後に、３％ナイタール（３％硝酸－エタノール溶液）によりミクロ組織を現出させる。そして、ＳＥＭにより倍率５０００倍で、鋼板の表面から板厚の１／４深さ位置における縦１００μｍｍｍ（板厚方向の長さ）×横３００μｍ（圧延方向の長さ）の範囲のミクロ組織を観察し、それぞれの組織の面積率を測定することができる。
　焼戻しマルテンサイトは、ＳＥＭによる観察において認識された白色の組織のうち、結晶粒内に下部組織が確認されたものを焼戻しマルテンサイトと判断することにより面積率を算出する。フェライトは灰色の下地組織として判別して面積率を算出する。ベイナイトは、ＳＥＭによる観察において、ラス状の結晶粒の集合であり、ラス内に炭化物が同一方向に延びた組織として判別し、面積率を算出する。
　フレッシュマルテンサイトは、ＳＥＭによる観察において残留オーステナイトと同様に白色の組織として認識される。そのため、ＳＥＭによる観察では残留オーステナイトとフレッシュマルテンサイトとの区別が難しいが、ＳＥＭによる観察で得られた残留オーステナイトとフレッシュマルテンサイトとの合計面積率から、Ｘ線回折法より測定された残留オーステナイトの面積率を差し引くことによって、フレッシュマルテンサイトの面積率を算出する。
　＜ＣＭｎγ／ＣＭｎαおよびＣＳｉα／ＣＳｉγの算出方法＞
　ＣＭｎγ、ＣＭｎα、ＣＳｉα、およびＣＳｉγは、ＥＢＳＰ、ＳＥＭ、および電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）により測定することができる。すなわち、ＥＢＳＰおよびＳＥＭを用いて、５０μｍ×５０μｍの領域を倍率５００倍で観察して、測定間隔０．１μｍでＥＢＳＰデータを測定し、５つの領域について、残留オーステナイト、フェライト、および焼戻しマルテンサイトを特定した。次いで、特定した残留オーステナイト、および焼戻しマルテンサイトについて、ＥＰＭＡ測定による点分析を５点、５つの領域でそれぞれ行い、測定値を平均して、ＣＭｎγ、ＣＭｎα、ＣＳｉα、およびＣＳｉγを算出し、ＣＭｎγ／ＣＭｎαおよびＣＳｉα／ＣＳｉγを求めた。
　（Ｃ）機械的特性
　次に、本発明に係る鋼板の機械的特性について説明する。
　本発明に係る鋼板の引張強さ（ＴＳ）は、７８０ＭＰａ以上であるのが好ましく、９８０ＭＰａ以上であるのがより好ましく、１１８０ＭＰａ以上であるのがさらに好ましい。これは、鋼板を自動車の素材として使用する際、高強度化によって板厚を減少させ、軽量化に寄与するためである。また、本発明に係る鋼板をプレス成形に供するため、破断伸び（ｔＥＬ）も優れることが望ましい。本発明に係る鋼板のＴＳ×ｔＥＬは、２２０００ＭＰａ・％以上であるのが好ましく、２５０００ＭＰａ・％以上であるのがより好ましい。
　また、本発明に係る鋼板は、優れた衝撃特性を有し、２０℃におけるシャルピー試験の衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上であることが好ましい。
　（Ｄ）製造方法
　次に、本発明の一実施形態に係る鋼板は、例えば以下に示す工程を含む製造方法によって得ることができる。
　＜鋳造工程＞
　本発明に係る鋼板は、上述の化学組成を有する鋼を常法で溶製し、鋳造して鋼材（以下、「スラブ」ともいう。）を作製する。本発明に係る鋼板が上述の化学組成を有する限り、溶鋼は、通常の高炉法で溶製されたものであってもよく、電炉法で作成された鋼のように、原材料がスクラップを多量に含むものでもよい。スラブは、通常の連続鋳造プロセスで製造されたものでもよいし、薄スラブ鋳造で製造されたものでもよい。
　＜熱間圧延工程＞
　熱間圧延は、通常の連続熱間圧延ラインを用いて行うことができる。熱間圧延工程は、粗圧延工程および仕上圧延工程を含む。
　スラブ加熱温度：１１００～１３００℃
　熱間圧延工程に供するスラブは、熱間圧延の前に加熱される。熱間圧延に供するスラブの温度を１１００℃以上にすることにより、熱間圧延時の変形抵抗をより小さくすることができる。一方、熱間圧延に供するスラブの温度を１３００℃以下にすることにより、スケールロス増加による歩留まりの低下を抑制することができる。したがって、熱間圧延に供するスラブの温度は、１１００～１３００℃とすることが好ましい。なお、本願明細書において、「温度」とは、スラブ、熱延鋼板、または冷延鋼板の表面温度を意味する。
　上記スラブ加熱温度域における保持時間は特に制限されないが、材質の安定性を向上させるためには、３０ｍｉｎ以上とすることが好ましく、１ｈ以上にすることがより好ましい。また、過度のスケールロスを抑制するためには、１０ｈ以下とすることが好ましく、５ｈ以下とすることがより好ましい。直送圧延または直接圧延を行う場合は、スラブに加熱処理を施さずにそのまま熱間圧延に供してもよい。
　仕上熱間圧延：
　仕上熱間圧延工程では、４つ以上の複数のスタンドを有する圧延機を用いて連続的に鋼板を圧延するタンデム圧延において、前記複数のスタンドのうち、前記４つのスタンドで圧延する累積ひずみ（板厚減少）と、最終スタンドにおける圧延温度およびひずみ速度とを制御することが重要である。圧延機はタンデム圧延となるため、後端の４つの連続する圧延スタンドでのひずみが適正範囲であればひずみは累積される。また、最終スタンドでは、ひずみ速度と圧延温度とを適正化することによって、累積されたひずみによってオーステナイトで再結晶させることができる。通常、熱間圧延の仕上げスタンドは６段または７段が主流である。もちろん、この段数には限らないが、本発明に係る鋼板の製造方法では、その複数のスタンドの内、最後の４段の圧延を制御してひずみ量およびひずみ速度を適正範囲にする。
　鋼板は連結されたタンデム圧延されるため、前記４つ以上のスタンドのうち最終スタンドにおけるひずみ速度が適正化されていれば、最後の４つのスタンドの間のパス間時間（３つ）を、ひずみを累積できる圧延速度と圧下率に調整することができる。すなわち、最終スタンド出側の圧延速度および圧下率が決まれば、その前のスタンドの圧延速度が決まる。例えば、最終１つ前のスタンドの圧延速度＝最終スタンドの圧延速度×（１－最終スタンドの圧下率）である。また、パス間時間＝パス間距離／最終１つ前のスタンドの圧延速度である。したがって、パス間距離と累積する真ひずみ（板厚減）とから、すべてのスタンドのパス間時間とひずみ速度を求めることができる。
　最後の４つのスタンドでは、下記（iii）式を満足する条件でひずみを付与する。
　１．２≦ｌｎ（ｔ０／ｔ）≦２．８　　　・・・（iii）
　ここで、ｌｎ（ｔ０／ｔ）は板厚減を累積する真ひずみ（対数ひずみ）を表し、ｔ０は最後の４つのスタンドに入る直前の板厚（ｍｍ）、ｔは最後の４つのスタンドから出た直後の板厚（ｍｍ）である。
　ｌｎ（ｔ０／ｔ）の値が１．２未満では、最終スタンドで再結晶に必要なひずみが付与されず、旧オーステナイト粒のアスペクト比が大きくなる。ｌｎ（ｔ０／ｔ）の値が２．８超では、板厚減が大きすぎてパス間時間が長くなってしまうため、最終スタンドで十分なひずみが付与されず、再結晶することができなくなり、旧オーステナイト粒のアスペクト比が大きくなる。このように、ｌｎ（ｔ０／ｔ）の値が１．２未満または２．８超では、熱延鋼板における旧オーステナイト粒が扁平となるので、オーステナイト核生成が不均一となり、二次焼鈍後の最終組織において塊状のオーステナイトが形成されやすくなる。
　最後の４つのスタンドの最終スタンドでは、ひずみ速度と圧延出側温度とが下記（iv）式を満足する条件で圧延を行う。
　１１．０≦ｌｏｇ（ｖ・ｅｘｐ（３３０００／（２７３＋Ｔ）））≦１５．０　　・・・（iv）
　ここで、ｖは最終スタンドにおけるひずみ速度（ｓ－１）であり、Ｔは最終スタンドにおける圧延出側温度（℃）である。（iv）式は、ひずみ速度と温度との関数であるＺｅｎｅｒ－Ｈｏｌｌｏｍｏｎ因子（Ｚ因子）：
　Ｚ＝ε・ｅｘｐ（Ｑ／（Ｒ（Ｔ＋２７３）））
　（ε：ひずみ速度、Ｔ：最終スタンドにおける圧延出側温度、Ｑ：見かけの活性化エネルギー、Ｒ：気体定数）
　に基づいて導出した。
　ｌｏｇ（ｖ・ｅｘｐ（３３０００／（２７３＋Ｔ）））の値が１１．０未満では、ひずみ速度が遅いか、圧延温度が高いか、またはその両方のため、得られる旧オーステナイト粒の平均粒径が粗大化し、粗大な塊状オーステナイトが二次焼鈍後の最終組織において形成されやすくなる。
　ｌｏｇ（ｖ・ｅｘｐ（３３０００／（２７３＋Ｔ）））の値が１５．０超では、ひずみ速度が速いか、圧延温度が低いか、またはその両方のため、オーステナイトが再結晶できず、熱延鋼板における旧オーステナイト粒径が扁平となり、オーステナイト核生成が不均一となり、二次焼鈍後の最終組織において塊状のオーステナイトが形成されやすくなる。
　ひずみ速度ｖについては、（iv）式を満足していれば、制約はない。
　圧延出側温度Ｔに関しては、等軸な旧オーステナイト粒径を得るため、オーステナイト単相で再結晶させる必要がある。フェライトが圧延中に発生すると、フェライトによりオーステナイトの再結晶が抑制され、熱延後の旧オーステナイトの結晶粒径が扁平になる。そのため、圧延出側温度を７８０℃以上とすることで、オーステナイト単相で、かつ再結晶を促進させ、等軸マルテンサイトが得られやすくなる。
　仕上圧延後の冷却：
　圧延によって作り込んだ再結晶オーステナイト組織を微細に保つため、最終スタンドにおける圧延終了後１．０ｓ以内に冷却を開始し、１００℃／ｓ以上の平均冷却速度で７５０℃まで冷却する。
　圧延後の冷却を開始するまでの時間が１．０ｓを超えると、再結晶が発現してから冷却開始まで時間がかかるため、オストワルド成長により細粒領域が粗大粒に吸収されて旧オーステナイト粒が粗大となり、オーステナイト核生成が不均一となり、二次焼鈍後の最終組織において塊状のオーステナイトが形成されやすくなる。
　冷却速度が１００℃／ｓ未満では、冷却中にもオーステナイトの粒成長が起こり、旧オーステナイト粒が粗大となり、二次焼鈍後の最終組織において粗大な塊状のオーステナイトが形成されやすくなる。
　冷却速度の上限は、特に限定されないが、設備制約等を考慮し、また、板厚方向の組織分布をより均一にするため、６００℃／ｓ以下であることが好ましい。
　冷却終了後、粒成長して旧オーステナイト粒が粗大化することを防ぐため、７５０℃まで１００℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。その後、７５０℃から３００℃の温度範囲を１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。熱延後組織を均一にするためには、平均冷却速度は１０℃／ｓ以上である。なお、３００℃から後述する巻取温度までの冷却速度については特に制限はされないが、生産性の観点から、７５０℃から３００℃までの冷却速度で、そのまま巻取温度まで冷却してもよい。
　巻取温度：３００℃未満
　冷却後の巻取温度を３００℃未満とすることが好ましい。巻取温度を３００℃未満とすることによって、熱延後の組織を均一にすることができる。巻取温度は、２５０℃以下であるのがより好ましい。冷間圧延時の破断を抑制するため、室温まで冷却された後、冷間圧延前の酸洗の前または後に、３００～６００℃の温度範囲で熱延鋼板を焼戻してもよい。
　＜冷間圧延工程＞
　熱延鋼板は、常法により酸洗を施された後に、冷間圧延が行われ、冷延鋼板とされる。焼鈍後の鋼板の組織を微細化する観点から、冷間圧延の圧下率は２０％以上とすることが好ましい。冷間圧延中の破断を抑制する観点から、冷間圧延の圧下率は７０％以下とすることが好ましい。
　冷間圧延の前であって酸洗の前または後に０％超～５％程度の軽度の圧延を行って形状を修正すると、平坦確保の点で有利となるので好ましい。また、酸洗前に軽度の圧延を行うことより酸洗性が向上し、表面濃化元素の除去が促進され、化成処理性およびめっき処理性を向上させる効果がある。
　＜一次焼鈍工程＞
　上述した冷延鋼板をオーステナイト単相の温度域で焼鈍を行う。この焼鈍を本発明では「一次焼鈍」と呼ぶ。一次焼鈍によって、マルテンサイト主体の初期組織を形成し、その後のフェライトとオーステナイトとの二相域の温度域における二次焼鈍において、本願の残留オーステナイト組織を形成することができる。また、最終組織中におけるベイナイトおよびフェライトの生成を低減する。この一次焼鈍条件は以下の範囲を満足することが好ましい。
　焼鈍は、焼鈍炉および連続焼鈍ラインのどちらで行ってもよいが、一次焼鈍および後述する二次焼鈍はいずれも、連続焼鈍ラインを用いて行うことが好ましい。連続焼鈍ラインを用いることにより、生産性を向上することができる。焼鈍は、還元雰囲気で行われることが好ましく、例えば窒素９８％および水素２％の還元雰囲気で行ってもよい。さらに、冷延圧延後の鋼板に、スキンパス圧延を行ってもよい。
　平均昇温温度：５～３０℃／ｓ
　加熱開始温度（室温）から一次焼鈍温度までの平均昇温速度は、５～３０℃／ｓであるのが好ましい。一次焼鈍工程における昇温速度をこの範囲にすることにより、生産性を向上することができる。
　一次焼鈍温度：７５０℃超えかつＡｃ３点以上
　一次焼鈍温度を７５０℃超えとすることにより、二次焼鈍後の鋼板中のフェライトの分布をより均一にすることができ、強度－延性バランスおよび強度を向上することができる。二次焼鈍後組織中のフェライト含有量を５％以下にするためには、一次焼鈍温度はＡｃ３点以上である。また、焼鈍炉の損傷を抑制し、生産性を向上させるためには、一次焼鈍温度は９５０℃以下であることが好ましい。
　ここで、Ａｃ３点は以下の手法で算出する。Ｃ：０．１８％超０．３０％未満、Ｓｉ：０．０１％以上２．００％未満、Ｍｎ：２．５０％超４．００％以下、およびｓоｌ．Ａｌ：０．００１％以上３．００％未満を含有する複数種類の冷延鋼板について、加熱速度０．５～５０℃／ｓでＡｃ３点を計測し検討した結果、Ａｃ３点として下記（vii）式を得た。この式を用いてＡｃ３点を算出することができる。
　Ａｃ３＝９１０－２００√Ｃ＋４４Ｓi－２５Ｍｎ＋４４Ａｌ　　　・・・（vii）
　但し、式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
　一次焼鈍時間：１０～１０００ｓ
　二次焼鈍後組織において未再結晶を完全に除去し、良好な強度－延性バランスを安定して確保するため、一次焼鈍温度にて１０ｓ以上保持する。一方、一次焼鈍時間が１０００ｓを超えると、一次焼鈍後の組織が粗大化し、二次焼鈍時のオーステナイトの核生成サイトが不均一になることで、残留オーステナイトが粗大化し、面積が１μｍ２以上であり、かつ粒円形度が０．１以上である残留オーステナイト結晶粒の合計面積を、残留オーステナイトの全体の面積に対して５０％未満とするのが困難となる。
　７５０℃超えかつＡｃ３点以上の温度域で保持した温度から、３００℃までの平均冷却速度が１０～２０００℃／ｓとなる条件で３００℃以下の温度域まで冷却する。１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することによって、一次焼鈍後組織におけるフェライトの形成をより抑制することができる。一方、平均冷却速度を２０００℃／ｓ以下とすることにより、冷却停止した後の鋼板温度分布が均一になるので、鋼板の平坦性を向上させることができる。設備制約などを考慮し、より好ましくは、６００℃／ｓ以下である。
　一次焼鈍後の冷却における冷却停止温度を１００℃以上とすることが好ましい。冷却停止温度を１００℃以上にすることにより、マルテンサイト変態に伴うひずみ発生を抑制でき、鋼板の平坦性を向上させることができる。
　３００℃以下まで１０～２０００℃／ｓの平均冷却速度で冷却した後、好ましくは、１００～３００℃の温度域で１０～１０００ｓ保持する。１００～３００℃の温度域における保持時間を１０ｓ以上とすることにより、オーステナイトへのＣ分配が十分に進行して、二次焼鈍前の組織にオーステナイトを生成させることができ、その結果、二次焼鈍後の組織に塊状のオーステナイトが生成することをより抑制し、強度特性の変動をより小さくすることができる。一方、上記保持時間が１０００ｓ超であっても、上記作用による効果は飽和して、生産性が低下するだけであるため、１００～３００℃の温度域における保持時間は、好ましくは１０００ｓ以下、より好ましくは３００ｓ以下である。
　上記保持温度を１００℃以上にすることにより、連続焼鈍ラインの効率を向上することができる。一方、保持温度を３００℃以下にすることにより、フェライトの形成をより抑制することができる。
　最終冷却温度：１００℃未満
　上記の冷却後、１００℃未満まで冷却する。最終冷却温度を１００℃未満にすることにより、一次焼鈍後組織をラスマルテンサイト組織にすることができる。鋼板の搬送時の安全確保の観点から、室温（５０℃以下）まで冷却することが好ましい。
　＜二次焼鈍工程＞
　上述した一次焼鈍工程で得られた焼鈍鋼板に対して、フェライトとオーステナイトとの二相域の温度域でさらに焼鈍する。この焼鈍を本発明では「二次焼鈍」と呼ぶ。二次焼鈍を行うことによって、Ｍｎ濃化した残留オーステナイトおよびＳｉ濃化した焼戻しマルテンサイトを得ることが容易となる。この二次焼鈍条件は、以下の範囲を満足することが好ましい。
　平均昇温速度：１～４０℃／ｓ
　平均昇温温度は、フェライトの面積率を５％以下とするため、１℃／ｓ以上とするのが好ましい。一方、昇温速度が速すぎると、オーステナイトの生成駆動力が大きくなり、マルテンサイトラスではなく旧オーステナイト粒界からオーステナイトが生成するため、二次焼鈍後組織に粗大な塊状オーステナイトが生成する。そのため、平均昇温温度は１～４０℃／ｓとするのが好ましい。平均昇温温度は、２℃／ｓ以上であるのがより好ましく、３℃／ｓ以上であるのがさらに好ましい。また、平均昇温温度は、２０℃／ｓ未満であるのがより好ましく、１０℃／ｓ未満であるのがさらに好ましい。
　このような平均昇温速度で昇温することにより、粗大な塊状オーステナイト、すなわち、面積が１μｍ２以上かつ粒円形度が０．１以上の残留オーステナイトの生成を抑制して、残留オーステナイトの全体の面積に対する粗大な塊状オーステナイトの面積率を５０％未満にすることができる。
　二次焼鈍温度：６５０℃以上Ａｃ３点未満
　二次焼鈍温度を６５０℃以上Ａｃ３点未満にすることにより、残留オーステナイトおよび焼戻マルテンサイトを二次焼鈍後組織に生成させ、強度－延性バランスおよび衝撃特性を向上することができる。また、Ｍｎを残留オーステナイト中へ濃化させ、かつＳｉを焼戻しマルテンサイト中へ濃化させることができる。
　二次焼鈍保持時間：３００ｓ以上
　上述の製法により、均一な金属組織とすると、Ｍｎも均一に分配される。そのため、二次焼鈍温度にて、３００ｓ以上保持することにより、フェライトおよび焼戻しマルテンサイトから残留オーステナイトへＭｎが濃化され、衝撃特性および強度－延性バランスの向上に寄与する。また、セメンタイトを溶解させ、残留オーステナイトを生成させることで、変態誘起塑性による強度－延性バランスを向上させる。さらに、残留オーステナイトから焼戻しマルテンサイトへＳｉが濃化され、良好な強度および衝撃特性を安定して確保することができる。
　なお、一般的には保持時間が長いと残留オーステナイト粒の粗大化が生じる。しかし、本発明においては、上述のように、仕上熱間圧延において（iii）式および（iv）式を満足するように制御しているため、二次焼鈍時に均一に微細なオーステナイトが生成されることで保持時間が３００ｓ以上であっても残留オーステナイト粒の粗大化を抑制することができる。
　二次焼鈍工程後の冷却は、軟質なフェライトおよびベイナイトが過度に生成し、熱処理後の鋼材において強度を十分に確保することが困難となるため、焼鈍温度から５０℃以下まで平均冷却速度５℃／ｓ以上で冷却することが好ましい。鋼板の焼割れを抑制する観点から、焼鈍温度から５０℃以下までの平均冷却速度の上限値は５００℃／ｓ以下が好ましい。
　＜めっき工程＞
　鋼板にめっきする場合には、以下のようにして製造する。
　鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、上記２回目の焼鈍後の冷却を４３０～５００℃の温度範囲で停止し、次いで冷延鋼板を溶融亜鉛のめっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を行う。めっき浴の条件は通常の範囲内とすればよい。めっき処理後は室温まで冷却すればよい。
　鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっきを施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施した後、鋼板を室温まで冷却する前に、４５０～６２０℃の温度で溶融亜鉛めっきの合金化処理を行う。合金化処理条件は、通常の範囲内とすればよい。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　１．評価用鋼板の製造
　表１に示す化学組成を有する鋼を真空溶解炉によって溶製し、鋼片を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　得られた鋼片を、１２５０℃で１ｈ加熱した後、表２に示す条件にて熱間圧延を行い、熱延鋼板を得た。なお、仕上圧延出側温度はいずれの場合もオーステナイト単相域であった。また、３００℃から巻取温度までの冷却速度は、７５０℃から３００℃までの冷却速度と同じとした。巻き取りについては、その模擬として、巻取温度に相当する所定の温度で３０ｍｉｎ保持した後、１０℃／ｈで室温まで炉冷した。１００℃未満の巻取条件については、仕上圧延後の所定の冷却条件で、室温まで冷却したことを意味する。得られた熱延鋼板に酸洗後、表２に示す焼戻し温度で焼戻しを施し、続いて冷間圧延率で冷間圧延を施して、冷延鋼板を得た。冷間圧延前の焼戻し時間は、１ｈとした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　得られた冷延鋼板について、表３に示す条件で、一次焼鈍および二次焼鈍を施して焼鈍冷延鋼板を作製した。冷延鋼板の２回の焼鈍は、窒素９８％および水素２％の還元雰囲気で行った。一次焼鈍における加熱開始温度（室温）から一次焼鈍温度までの平均昇温速度は、１５℃／ｓとした。また、二次焼鈍において、二次焼鈍温度から５０℃／ｓの平均冷却速度で室温（５０℃以下）まで冷却した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　一部の焼鈍冷延鋼板については、２回目の焼鈍後の冷却を４６０℃で停止し、冷延鋼板を４６０℃の溶融亜鉛のめっき浴に２ｓ浸漬して、溶融亜鉛めっき処理を行った。めっき浴の条件は従来のものと同じであった。後述する合金化処理を施さない場合、４６０℃の保持後に、平均冷却速度１０℃／ｓで室温まで冷却した。
　一部の焼鈍冷延鋼板例については、溶融亜鉛めっき処理を行った後に、室温に冷却せずに、続いて合金化処理を施した。５２０℃まで加熱し、５２０℃で５ｓ保持して合金化処理を行い、その後、平均冷却速度１０℃／ｓで室温まで冷却した。
　このようにして得られた焼鈍冷延鋼板を伸び率０．１％で調質圧延し、各種評価用鋼板を準備した。
　２．評価方法
　各例で得られた焼鈍冷延鋼板について、ミクロ組織観察、引張試験、衝撃特性試験、および曲げ試験を実施して、焼戻しマルテンサイト、フェライト、残留オーステナイト、ベイナイト、およびフレッシュマルテンサイトの面積率、引張強さ（ＴＳ）、破断伸び（ｔＥＬ）、衝撃特性、および曲げ性を評価した。各評価の方法は次のとおりである。
　焼戻しマルテンサイト、フェライト、残留オーステナイト、ベイナイト、およびフレッシュマルテンサイトの面積率は、ＳＥＭによる組織観察およびＸ線回折測定から算出した。鋼板のＬ断面について、鏡面研磨を行い、次いで３％ナイタールによりミクロ組織を現出させて、ＳＥＭにより倍率５０００倍で、表面から１／４位置におけるミクロ組織を観察し、１００μｍ×３００μｍの範囲について画像解析（Photoshop（登録商標））により、焼戻しマルテンサイト、フェライト、およびベイナイトの面積率、ならびに残留オーステナイトとフレッシュマルテンサイトとの合計の面積率を算出した。
　また、得られた鋼板から幅２５ｍｍ、長さ２５ｍｍの試験片を切り出し、この試験片に化学研磨を施して板厚１／４分を減厚し、化学研磨後の試験片の表面に対して、Ｃｏ管球を用いたＸ線回折分析を３回実施し、得られたプロファイルを解析し、それぞれを平均して残留オーステナイトの面積率を算出した。ＳＥＭ観察により得られた残留オーステナイトとフレッシュマルテンサイトとの合計の面積率から残留オーステナイトの面積率を差し引いて、フレッシュマルテンサイトの面積率を算出した。
　（残留オーステナイト結晶粒の粒円形度および面積）
　結晶粒の粒円形度および面積は、ＴＳＬ社製ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ　ｖｅｒｓｉｏｎ　７の標準機能（MapおよびGrain Shape Circularity）を用いて、ＥＢＳＰ分析を行うことによって、測定した。
　ＥＢＳＰデータ測定条件は、以下の通りである。鋼板のＬ断面の表面から板厚の１／４深さ位置において、ＯＩＭ（Orientation Imaging Microscopy）検出器を備えたＳＥＭで、５０μｍ×５０μｍの領域を倍率５００倍で観察して、測定間隔０．１μｍでＥＢＳＰデータを測定した。５つの領域について前記方法でＥＢＳＰデータを測定し、その平均値を算出した。
　（ＣＭｎγ／ＣＭｎαおよびＣＳｉα／ＣＳｉγ）
　ＣＭｎγ／ＣＭｎαおよびＣＳｉα／ＣＳｉγは、ＥＢＳＰ、ＳＥＭ、およびＥＰＭＡにより測定した。ＥＢＳＰおよびＳＥＭを用いて、５０μｍ×５０μｍの領域を倍率５００倍で観察して、測定間隔０．１μｍでＥＢＳＰデータを測定し、５つの領域について残留オーステナイト、フェライト、および焼戻しマルテンサイトを特定した。次いで、特定した残留オーステナイトと、フェライトおよび焼戻しマルテンサイトとについて、ＥＰＭＡ測定による点分析を５点、５つの領域でそれぞれ行い、測定値を平均してＣＭｎγ、ＣＭｎα、ＣＳｉα、およびＣＳｉγを算出し、ＣＭｎγ／ＣＭｎαおよびＣＳｉα／ＣＳｉγを求めた。
　（引張試験方法）
　鋼板の圧延方向に直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張強さ（ＴＳ）および破断伸び（ｔＥＬ）を測定し、ＴＳ×ｔＥＬを算出した。引張試験は、平行部の長さが６０ｍｍで、歪を測定する基準となる標点距離が５０ｍｍのＪＩＳ５号引張試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ２２４１：２０１１に規定される方法で行った。
　（衝撃特性の評価方法）
　熱処理後の各鋼材からＶノッチ試験片を作製した。その試験片の厚みが４．８ｍｍ以上である場合には、そのまま使用し、４．８ｍｍ未満である場合には、４．８ｍｍ以上となる最小の枚数を積層してねじ止めした後、ＪＩＳ　Ｚ２２４２：２００５に準じてシャルピー衝撃試験に供した。衝撃特性は、２０℃でのシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上の場合を、良好とし、２０Ｊ／ｃｍ２未満である場合を、不良とした。
　（曲げ性の評価方法）
　焼鈍後の各鋼板から幅２０ｍｍ（曲げ稜線となる方向）、長さ５０ｍｍ（圧延直角の方向）の曲げ試験片を曲げ稜線が圧延方向になるように作製した。曲げ試験片の幅方向が曲げ軸と平行になる。曲げ試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８：２００６のＶブロック法に準じて行った。このとき、先端角度９０度のＶ型ポンチを用いて、ポンチ半径Ｒ（ｍｍ）を試料の板厚ｔ（ｍｍ）で除したＲ／ｔの値がＲ／ｔ＝２．０および３．０で曲げ試験を行い、Ｒ／ｔの値が３．０および２．０で割れが認められる場合は曲げ性を不良とし、Ｒ／ｔが２．０の条件でのみ割れが認められる場合を良好、Ｒ／ｔが２．０および３．０両方の条件で割れが認められない場合は、さらに良好とした。
　３．評価結果
　上記の評価の結果を表４に示す。本実施例においては、７８０ＭＰａ以上のＴＳ、２２０００ＭＰａ・％以上のＴＳ×ｔＥＬ、良好な衝撃特性、および良好な曲げ性が得られた例を、高い強度を有し、かつ強度－延性バランス、曲げ性および衝撃特性に優れる鋼板として評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　本発明によれば、高い強度を有し、かつ強度－延性バランス、曲げ性および衝撃特性に優れる鋼板を得ることができる。そのため、本発明の鋼板は、ピラー等の自動車の構造部品用途に最適である。

Claims (13)

  1. 　鋼板の化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．１８％を超えて０．３０％未満、
    　Ｓｉ：０．０１％以上２．００％未満、
    　Ｍｎ：２．５０％を超えて４．００％以下、
    　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上３．００％未満、
    　Ｐ：０．１００％以下、
    　Ｓ：０．０１０％以下、
    　Ｎ：０．０５０％未満、
    　Ｏ：０．０２０％未満、
    　Ｃｒ：０％以上２．００％未満、
    　Ｍｏ：０～２．００％、
    　Ｗ：０～２．００％、
    　Ｃｕ：０～２．００％、
    　Ｎｉ：０～２．００％、
    　Ｔｉ：０～０．３００％、
    　Ｎｂ：０～０．３００％、
    　Ｖ：０～０．３００％、
    　Ｂ：０～０．０１０％、
    　Ｃａ：０～０．０１０％、
    　Ｍｇ：０～０．０１０％、
    　Ｚｒ：０～０．０１０％、
    　ＲＥＭ：０～０．０１０％、
    　Ｓｂ：０～０．０５０％、
    　Ｓｎ：０～０．０５０％、
    　Ｂｉ：０～０．０５０％、および
    　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    　前記鋼板の圧延方向および板厚方向に平行な断面において、表面から板厚の１／４深さ位置における金属組織が、面積％で、
    　焼戻しマルテンサイト：２５～９０％、
    　フェライト：５％以下、
    　残留オーステナイト：１０～５０％、および
    　ベイナイト：５％以下であり、
    　前記鋼板の圧延方向および板厚方向に平行な断面の表面から板厚の１／４深さ位置において、面積が１μｍ２以上であり、かつ粒円形度が０．１以上である残留オーステナイト結晶粒の合計面積の割合が、前記残留オーステナイトの全体の面積に対して５０％未満であり、
    　表面から板厚の１／４深さ位置における金属組織中のＭｎ濃度が、下記（ｉ）式を満足する、
    　鋼板。
    　ＣＭｎγ／ＣＭｎα≧１．２　　　・・・（ｉ）
    　但し、上記（ｉ）式中の記号の意味は以下のとおりである。
    　ＣＭｎγ：残留オーステナイト中の平均Ｍｎ濃度（質量％）
    　ＣＭｎα：フェライトおよび焼戻しマルテンサイト中の平均Ｍｎ濃度（質量％）
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｓｉ：０．１０％以上２．００％未満であり、
    　前記鋼板の圧延方向および板厚方向に平行な断面の表面から板厚の１／４深さ位置における金属組織中のＳｉ濃度が、下記（ii）式を満足する、
    　請求項１に記載の鋼板。
    　ＣＳｉα／ＣＳｉγ≧１．１　　　・・・（ii）
    　但し、上記（ii）式中の記号の意味は以下のとおりである。
    　ＣＳｉα：焼戻しマルテンサイトおよびフェライト中の平均Ｓｉ濃度（質量％）
    　ＣＳｉγ：残留オーステナイト中の平均Ｓｉ濃度（質量％）
  3. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｃｒ：０．０１％以上２．００％未満、
    　Ｍｏ：０．０１～２．００％、
    　Ｗ：０．０１～２．００％、
    　Ｃｕ：０．０１～２．００％、および
    　Ｎｉ：０．０１～２．００％、
    　から選択される１種以上を含有する、
    　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、
    　Ｔｉ：０．００５～０．３００％、
    　Ｎｂ：０．００５～０．３００％、および
    　Ｖ：０．００５～０．３００％、
    　から選択される１種以上を含有する、
    　請求項１から請求項３までのいずれかに記載の鋼板。
  5. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｂ：０．０００１～０．０１０％、
    　Ｃａ：０．０００１～０．０１０％、
    　Ｍｇ：０．０００１～０．０１０％、
    　Ｚｒ：０．０００１～０．０１０％、および
    　ＲＥＭ：０．０００１～０．０１０％、
    　から選択される１種以上を含有する、
    　請求項１から請求項４までのいずれかに記載の鋼板。
  6. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｓｂ：０．０００５～０．０５０％、
    　Ｓｎ：０．０００５～０．０５０％、および
    　Ｂｉ：０．０００５～０．０５０％、
    　から選択される１種以上を含有する、
    　請求項１から請求項５までのいずれかに記載の鋼板。
  7. 　前記鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する、
    　請求項１から請求項６までのいずれかに記載の鋼板。
  8. 　前記鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する、
    　請求項１から請求項６までのいずれかに記載の鋼板。
  9. 　２０℃におけるシャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ２以上である、
    　請求項１から請求項８までのいずれかに記載の鋼板。
  10. 　請求項１または請求項３から請求項６までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼に対して、熱間圧延工程、冷間圧延工程、一次焼鈍工程および二次焼鈍工程を順に行う鋼板の製造方法であって、
    　前記熱間圧延工程は、４つ以上の複数のスタンドを有する圧延機を用いて仕上熱間圧延する工程を含み、
    　前記仕上熱間圧延する工程において、
    　前記複数のスタンドのうち最後の４つのスタンドの前後における板厚減少が、下記（iii）式を満足し、
    　前記最後の４つのスタンドの最終スタンドにおけるひずみ速度と前記最終スタンドにおける圧延出側温度とが、下記の（iv）式を満足し、
    　前記最終スタンドにおける圧延後１．０ｓ以内に１００℃／ｓ以上の平均冷却速度で７５０℃まで冷却し、７５０℃から３００℃までの温度範囲を１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、
    　前記一次焼鈍工程において、７５０℃を超えかつＡｃ３点以上の温度域で１０～１０００ｓ保持した後、３００℃までの平均冷却速度が１０～２０００℃／ｓとなる条件で３００℃以下の温度域まで冷却し、その後、１００℃未満の温度域まで冷却し、
    　前記二次焼鈍工程において、１～４０℃／ｓの平均昇温速度で６５０℃以上Ａｃ３点未満の温度域に加熱し、３００ｓ以上保持する、
    　鋼板の製造方法。
    　１．２≦ｌｎ（ｔ０／ｔ）≦２．８　　　・・・（iii）
    　１１．０≦ｌｏｇ（ｖ・ｅｘｐ（３３０００／（２７３＋Ｔ）））≦１５．０　　・・・（iv）
    　但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
    　ｔ０：最後の４つのスタンドに入る直前の板厚（ｍｍ）
    　ｔ：最後の４つのスタンドから出た直後の板厚（ｍｍ）
    　ｖ：最終スタンドにおけるひずみ速度（／ｓ）
    　Ｔ：最終スタンドにおける圧延出側温度（℃）
  11. 　前記一次焼鈍工程において、７５０℃を超えかつＡｃ３点以上の温度域で１０ｓ以上保持した後、３００℃以下の温度域まで１０～２０００℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、１００～３００℃の温度域で１０～１０００ｓ保持し、その後、１００℃未満の温度域まで冷却する、
    　請求項１０に記載の鋼板の製造方法。
  12. 　前記二次焼鈍工程の後、冷却し、溶融亜鉛めっき処理を施す、
    　請求項１０または請求項１１に記載の鋼板の製造方法。
  13. 　前記溶融亜鉛めっき処理を施した後、４５０～６２０℃の温度域で溶融亜鉛めっきの合金化処理を施す、
    　請求項１２に記載の鋼板の製造方法。

     
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