WO2022019209A1 - 鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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WO2022019209A1
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絵里子 塚本
健悟 竹田
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日本製鉄株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet and a method for manufacturing the same.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2020-123531 filed in Japan on July 20, 2020, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • Patent Document 1 in terms of mass%, C: 0.07% or more and 0.20% or less, Si: 0.01% or more and 2.0% or less, Mn: 1.8% or more and 3.5% or less. , P: 0.05% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.01% or more and 2.0% or less, N: 0.0060% or less, Si + Al: 0.7% or more, the balance is Fe and Component composition consisting of unavoidable impurities, ferrite area ratio of 30% or less (including 0%), tempered martensite area ratio of 70% or more (including 100%), residual austenite area ratio of 4.5%
  • the metal structure is as follows (including 0%), and the average aspect ratio of 10% iron-based carbide is 3.5 or more from the one with the larger particle size of the iron-based carbide deposited in the tempered martensite grains. And, a thin steel plate having is disclosed.
  • Patent Document 1 when a hard structure is present in a soft structure as in Patent Document 1, voids are likely to occur at the interface between these structures, and as a result, the hole-spreading property may be impaired.
  • the structure of the steel sheet is generally anisotropic in nature. Therefore, when the steel sheet is pressed or the like, the deformability also becomes anisotropy due to the anisotropy of the structure.
  • Patent Document 1 does not pay attention to the anisotropy of the deformability of such a steel sheet.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • the steel sheet according to one aspect of the present invention has a chemical composition of% by mass.
  • C 0.20 to 0.40%, Si: 0.5% -2.0%, Al: 0.001% to 1.0%, Mn: 0.1-4.0%, V: 0.150% or less, Ti: 0.10% or less, Nb: 0.10% or less, P: 0.0200% or less, S: 0.0200% or less, N: 0.0200% or less, O: 0.0200% or less, Ni: 0 to 1.00%, Mo: 0 to 1.00%, Cr: 0 to 2.000%, B: 0 to 0.0100%, Cu: 0 to 0.500%, W: 0 to 0.10%, Ta: 0 to 0.10%, Sn: 0 to 0.050%, Co: 0 to 0.50%, Sb: 0 to 0.050%, As: 0 to 0.050%, Mg: 0 to 0.050%, Ca: 0 to 0.040%, Y: 0 to 0.050%, Zr: 0
  • the metallographic structure at 1/4 of the plate thickness is by volume fraction. Martensite: 40-97%, Ferrite + bainite: 50% or less, Residual austenite: 3-20%, Remaining tissue: 5% or less,
  • the area ratio of the retained austenite having an aspect ratio of 3 or more is 80% or more with respect to the total area of the retained austenite.
  • the retained austenite, carbide particle size 8 ⁇ 40 nm is present 5 / [mu] m 2 or more.
  • the steel sheet according to (1) above has a chemical composition of mass%.
  • the steel sheet according to (1) or (2) above may have a hot-dip galvanized layer on its surface.
  • the steel sheet according to (1) or (2) above may have an alloyed hot-dip galvanized layer on the surface.
  • a slab having the chemical composition described in (1) or (2) above is heated at 1150 ° C. or higher for 1 hour or longer, and hot-rolled for old austenite.
  • a second cooling step of cooling the cold-rolled steel sheet after the annealing step at an average cooling rate of 4 ° C./s or more It has a temperature holding step of holding the cold-rolled steel sheet at 300 ° C. to 480 ° C. for 10 seconds or more after the second cooling step.
  • the hot rolling step includes a finish rolling step in which a plurality of rolling stands are continuously passed through the slab to perform rolling.
  • the rolling start temperature at the rolling stand on the third stage from the final rolling stand is 850 to 1000 ° C; Rolling at a rolling reduction of more than 10% at each of the three rolling stands after the finish rolling; In the rolling stands of the latter three stages of the finish rolling, the time between passes between the rolling stands is within 3 seconds; Of rolling stands of the subsequent four stages of the finishing rolling, and the temperature T n of the delivery side of the rolling stand of the n-th stage, toward the downstream side (n + 1) the temperature T of the entry side of the rolling stand of the stage The difference between n + 1 and (T n ⁇ T n + 1 ) may be 10 ° C. or higher.
  • Hot-dip galvanizing may be formed by controlling the temperature range and immersing in a hot-dip galvanizing bath.
  • the hot-dip galvanizing may be alloyed in a temperature range of 300 to 500 ° C.
  • the steel sheet according to this embodiment has a chemical composition of% by mass.
  • C 0.20 to 0.40%, Si: 0.50% -2.0%, Al: 0.0010% to 1.0%, Mn: 0.1-4.0%, V: 0.150% or less, Ti: 0.10% or less, Nb: 0.10% or less, P: 0.0200% or less, S: 0.0200% or less, N: 0.0200% or less, O: 0.0200% or less, Ni: 0 to 1.00%, Mo: 0 to 1.00%, Cr: 0 to 2.000%, B: 0 to 0.0100%, Cu: 0 to 0.500%, W: 0 to 0.10%, Ta: 0 to 0.10%, Sn: 0 to 0.050%, Co: 0 to 0.50%, Sb: 0 to 0.050%, As: 0 to 0.050%, Mg: 0 to 0.050%, Ca: 0 to 0.040%, Y: 0 to 0.050%, Zr: 0 to
  • the metallographic structure at 1/4 of the plate thickness is by volume fraction. Martensite: 40-97%, Ferrite + bainite: 50% or less, Residual austenite: 3-20%, Remaining tissue: 5% or less, Retained austenite with an aspect ratio of 3 or more accounts for 80% or more of the total retained austenite.
  • the retained austenite, carbide particle size 8 ⁇ 40 nm is present 5 / [mu] m 2 or more.
  • the metallographic structure of the steel sheet according to this embodiment will be described.
  • the tissue fraction is expressed as a volume fraction
  • the unit "%" of the tissue fraction means volume%. Those that identify the tissue fraction by image processing consider the area fraction as the volume fraction.
  • the metal structure of the steel sheet according to the present embodiment represents the metal structure at 1/4 part of the plate thickness.
  • Ferrite and bainite 50% or less in total Ferrite is a soft structure, so it is easily deformed and contributes to the improvement of extensibility. However, in order to obtain suitable strength, it is necessary to limit the volume fraction of ferrite. Moreover, since bainite is soft against martensite, it has an effect of improving ductility. However, in order to obtain suitable strength, it is necessary to limit the volume fraction of bainite as in ferrite. In the steel sheet according to the present embodiment, the volume fractions of ferrite and bainite are 50% or less in total. In order to increase the strength of the steel sheet, the total volume fraction of ferrite and bainite may be 40% or less, or 35% or less in total. Since ferrite and bainite are not essential metal structures in order to obtain the effects of the present embodiment, the lower limit of the total volume fraction of ferrite and bainite is 0%.
  • Residual austenite 3-20% Retained austenite has the effect of improving ductility by the effect of transformation-induced plasticity (TRIP effect) and contributing to the improvement of uniform elongation.
  • the volume fraction of retained austenite is set to 3% or more.
  • the volume fraction of retained austenite is preferably 5% or more, more preferably 7% or more.
  • the volume fraction of retained austenite becomes excessive, the particle size of retained austenite becomes large.
  • Retained austenite having such a large particle size becomes coarse and hard martensite after deformation.
  • Such martensite having a high C concentration generated from retained austenite is not preferable because it tends to be a starting point of cracking and the hole expanding property is deteriorated. Therefore, the volume fraction of retained austenite is set to 20% or less. It is preferably 18% or less, more preferably 16% or less.
  • the stability of the retained austenite can be enhanced by controlling the aspect ratio of the retained austenite and the number density of the fine carbides in the retained austenite.
  • the stability of the retained austenite is high, it is possible to suppress the process-induced transformation into a fresh martensite phase having a high C concentration, which is a hard phase. That is, by increasing the stability of retained austenite, it becomes difficult to generate fresh martensite having a high C concentration even if a high strain is applied. As a result, it is possible to suppress the occurrence of cracks in the generated fresh martensite having a high C concentration and the growth of the cracks, which leads to the improvement of the hole expanding property. Furthermore, since the stability of the retained austenite is high, the localization of deformation can be suppressed, so that the anisotropy of the deformability can be reduced.
  • Martensite 40-97%
  • the metallographic structure of the steel sheet according to this embodiment contains 40 to 97% martensite.
  • martensite is a general term for so-called fresh martensite and tempered martensite generated in the process of cooling and raising the temperature in heat treatment of steel. Since fresh martensite is a hard structure with a high dislocation density, it is a structure that contributes to the improvement of tensile strength.
  • Tempering martensite is a collection of lath-shaped crystal grains, similar to fresh martensite.
  • tempered martensite is a hard structure containing fine iron-based carbides inside due to tempering, unlike fresh martensite.
  • Tempering martensite is obtained by tempering fresh martensite produced by cooling after annealing by heat treatment or the like.
  • Bainite is also a structure containing fine iron-based carbides, but tempered martensite has multiple variants of iron-based carbides, and bainite can be distinguished by a single variant of iron-based carbides.
  • the volume fraction of martensite is 40% or more. It is preferably 45% or more, more preferably 50% or more.
  • the volume fraction of martensite is 97% or less, preferably 95% or less, and more preferably 90% or less.
  • Remaining structure 5% or less
  • the remaining structure other than the above-mentioned ferrite, bainite, retained austenite and martensite include pearlite and the like.
  • the volume fraction of the residual structure is 5% or less, preferably 4% or less, and more preferably 3% or less.
  • the residual tissue does not have to be present and its lower limit is 0%.
  • Percentage of retained austenite with an aspect ratio of 3 or more: 80% or more of the total retained austenite By acicularizing the retained austenite, the stability of the retained austenite when subjected to strain is improved. That is, if the stability of the retained austenite is high, it is possible to suppress the processing-induced transformation into fresh martensite having a high C concentration, which is a hard phase, even if it is strained by processing. This mechanism will be described below.
  • Residual austenite gradually transforms from grain boundaries to martensite, and distortion occurs with this transformation.
  • this martensitic transformation progresses, the dislocations generated near the grain boundaries move through the grains to the opposite grain boundaries, and the dislocations are accumulated.
  • the retained austenite is needle-shaped, the distance from the vicinity of the grain boundary where dislocations occur to the grain boundaries where dislocations are accumulated is short. Therefore, a repulsive force is generated between the accumulated dislocations and the newly generated dislocations, and the strain caused by the martensitic transformation is not allowed. Since the martensitic transformation is inhibited by the above mechanism, the stability of retained austenite is improved.
  • needle-shaped retained austenite is defined as "retained austenite having an aspect ratio of 3 or more".
  • the area ratio of the retained austenite having an aspect ratio of 3 or more is 80% or more with respect to the total area of the retained austenite.
  • the retained austenite having an aspect ratio of 3 or more is 80% or more of the total retained austenite, the anisotropy of the deformability is reduced.
  • the retained austenite having an aspect ratio of 3 or more is preferably 83% or more, more preferably 85% or more of the total retained austenite.
  • the upper limit of the ratio of retained austenite having an aspect ratio of 3 or more to the total retained austenite is not particularly set, and is ideally 100%.
  • the amount of fine precipitates in the retained austenite is controlled. It stabilizes retained austenite. This is because the fine precipitates in the retained austenite stop the progress of process-induced transformation from the interface.
  • fine carbides are deposited in the retained austenite.
  • the carbide in the present embodiment includes a carbonitride.
  • the particle size of the carbide effective for suppressing the progress of work-induced transformation is 8 nm or more. That is, carbides having a particle size of less than 8 nm do not effectively suppress the progress of work-induced transformation. Therefore, in this embodiment, carbides having a particle size of less than 8 nm are not considered as precipitates to be controlled. On the other hand, when the particle size of the carbide becomes excessively large, it means that the carbide itself is liable to be cracked and easily broken. Therefore, the particle size of the carbide is preferably 40 nm or less. From the above viewpoint, in this embodiment, the number density of carbides having a particle size of 8 to 40 nm is controlled.
  • the number density of carbides having a particle size of 8 to 40 nm in the retained austenite is 5 pieces / ⁇ m 2 or more. It is preferably 6 pieces / ⁇ m 2 or more, and more preferably 7 pieces / ⁇ m 2 or more. From the above, the retained austenite can be stabilized and suitable characteristics can be obtained.
  • the upper limit of the number density of carbides having a particle size of 8 to 40 nm in the retained austenite is not particularly set, but in the component composition / heat treatment of the present embodiment, it is about 100 pieces / ⁇ m 2.
  • the value obtained by calculating the area ratio by image processing is regarded as the volume ratio.
  • the metal structure of the cross section parallel to the rolling direction at a depth of 1/4 of the plate thickness (1/4 part of the plate thickness) from the surface of the steel plate is defined. The reason is that the metallographic structure at this position shows the typical metallic structure of the steel sheet.
  • the "1/4 depth position" of the plate thickness is an observation position for specifying the metal structure, and is not strictly limited to the 1/4 depth. The metal structure obtained by observing somewhere in the range of 1/8 to 3/8 depth of the plate thickness can be regarded as the metal structure at the depth position of 1/4.
  • the volume fraction of retained austenite can be calculated by measuring the diffraction intensity using X-rays.
  • the sample from the plate surface to the depth 1/4 position is removed by mechanical polishing and chemical polishing, and at the plate thickness 1/4 position, MoK ⁇ rays are used to remove the bcc phase (200). ), (211), and the integrated intensity ratio of the diffraction peaks of the (200), (220), and (311) of the fcc phase, it is possible to calculate the tissue fraction of retained austenite.
  • the 5-peak method is used as a general calculation method.
  • the volume fraction of fresh martensite is determined by the following procedure.
  • the observation surface of the sample is etched with a repera solution, and a field emission scanning electron microscope (FE-SEM) is used for a region of 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m within the range of 1/8 to 3/8 of the plate thickness centered on the plate thickness of 1/4. ) Is observed at a magnification of 3000 times.
  • FE-SEM field emission scanning electron microscope
  • the area ratio of the uncorroded area is the total area ratio of fresh martensite and retained austenite.
  • the total area ratio of this fresh martensite and retained austenite is regarded as the "total volume ratio" of these tissues.
  • the volume fraction of fresh martensite can be calculated by subtracting the volume fraction of retained austenite measured by X-ray from the area fraction of this uncorroded region.
  • the observation surface shall be a sheet thickness cross section parallel to the rolling direction of the steel sheet. Polishing and night-game etching are performed on the observation surface, and a region of 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m within the range of 1/8 to 3/8 of the plate thickness centered on the plate thickness of 1/4 on the observation surface is magnified at 3000 times. Observe.
  • the microstructure (components) of the steel sheet may be significantly different from the other parts due to decarburization and Mn segregation in the vicinity of the surface of the steel sheet and the vicinity of the center of the steel sheet, respectively. Therefore, in the present embodiment, the microstructure is observed with reference to the 1/4 plate thickness position. Ferrites show the inside of grain boundaries with uniform contrast.
  • Bainite is a collection of lath-shaped crystal grains that does not contain iron-based carbides with a major axis of 20 nm or more inside, or contains iron-based carbides with a major axis of 20 nm or more inside, and the carbides are a single variant. That is, it belongs to a group of iron-based carbides extending in the same direction.
  • the iron-based carbide group elongated in the same direction means that the difference in the elongation direction of the iron-based carbide group is within 5 °.
  • Tempered martensite can be distinguished from bainite in that the cementite in the tissue has multiple variants.
  • the volume fraction of martensite can be obtained by adding the volume fraction of fresh martensite specified by the above method and the volume fraction of tempered martensite.
  • the ratio of retained austenite having an aspect ratio of 3 or more to the total retained austenite is determined by an EBSD analysis method using FE-SEM. Specifically, a test piece whose observation surface is a sheet thickness section parallel to the rolling direction of the steel sheet is collected, the observation surface of the test piece is polished, and then the strain-affected layer is removed by electrolytic polishing to obtain a plate thickness of 1 /. EBSD analysis is performed with a region of 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m in the range of 1/8 to 3/8 of the plate thickness centered on 4 as the measurement step 0.05 ⁇ m. The measurement magnification in this embodiment is 3000 times. A retained austenite map is created from the measured data, and retained austenite having an aspect ratio of 3 or more is extracted to obtain a surface integral.
  • the number density of carbides having a particle size of 8 to 40 nm in the retained austenite is measured as follows.
  • a thin film sample in a circular region having a diameter of 3.0 mm at a position 1/4 from the surface of the steel sheet is observed in three fields including the austenite phase at a magnification of 500,000 times using a transmission electron microscope (TEM).
  • TEM transmission electron microscope
  • Precipitates in which the corresponding alloy carbide forming elements (Ti, Nb, V) are detected by energy dispersive X-ray spectroscopy (EDX) in each field are determined to be carbides.
  • the area of each precipitate in the austenite phase is determined using an image analyzer and converted into a yen-converted diameter.
  • the number of carbides having a circle-equivalent diameter of 8 nm or more and 40 nm or less is calculated, and the value obtained by dividing this by the area of the observation field of view is taken as the number density of carbides in each field of view.
  • the same operation is performed in the above three fields of view, and the obtained arithmetic mean is determined as the number density of carbides having a circle-equivalent diameter of 8 to 40 nm.
  • % related to the component composition means mass%.
  • Chemical composition C 0.20 to 0.40% C is an element that secures a predetermined amount of martensite and improves the strength of the steel sheet.
  • the C content is preferably 0.25% or more.
  • the C content is set to 0.40% or less in order to secure the hole widening property.
  • the C content is preferably 0.35% or less.
  • Si 0.5% -2.0%
  • Si is an element useful for increasing the strength of steel sheets by solid solution strengthening. Further, since Si suppresses the formation of cementite, it is an effective element for promoting the concentration of carbon (C) in austenite and forming retained austenite after annealing. Further, Si has an effect of segregating carbon (C) on the ⁇ grain boundary in the annealing step described later.
  • the Si content is preferably 0.6% or more, more preferably 0.7% or more. Further, the Si content is set to 2.0% or less in consideration of chemical conversion treatment property and plating property at the time of welding.
  • the Si content is preferably 1.9% or less, more preferably 1.8% or less.
  • Al 0.001% or more and 1.0% or less
  • Al is an element that acts as a deoxidizing agent, suppresses the precipitation of cementite, and contributes to the stabilization of retained austenite.
  • the content of Al is 0.001% or more.
  • the Al content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.010% or more.
  • the Al content is set to 1.0% or less from the viewpoint of suppressing the deterioration of the workability of the steel sheet due to the coarse Al oxide.
  • the Al content is preferably 0.9% or less, more preferably 0.8% or less.
  • Mn 0.1-4.0%
  • Mn has an action of improving the hardenability of steel and is an effective element for obtaining the metallographic structure of the present embodiment.
  • the Mn content is preferably 1.0% or more, more preferably 1.5% or more.
  • the Mn content is set to 4.0% or less in consideration of the decrease in the effect of improving the hardenability due to the segregation of Mn and the increase in the material cost.
  • the Mn content is preferably 3.5% or less.
  • V 0.150% or less
  • Ti 0.10% or less
  • Nb 0.10% or less
  • V + Ti + Nb 0.030 to 0.150%
  • Ti and Nb are all important elements for controlling the morphology of carbides, and it is necessary to appropriately control the total content of V, Ti and Nb in order for the carbides to precipitate homogeneously and finely in the retained austenite. .. Since it is not necessary to contain all of V, Ti, and Nb, the lower limit of the content of each element of V, Ti, and Nb is 0. The total content is 0.030% or more.
  • the total content of V, Ti, and Nb is preferably 0.040% or more, more preferably 0.050% or more.
  • V, Ti and Nb are 0.030% or more and 0.150% or less in total.
  • the total amount of V, Ti and Nb is preferably 0.120% or less, more preferably 0.100% or less.
  • the V content is too large, the growth of V carbides is promoted and a large number of coarse V carbides are deposited, which causes the strength of the steel material to increase and the ductility to decrease, which may reduce the formability of the steel sheet.
  • Ti is an element that may form a coarse Ti oxide or TiN and reduce the formability of the steel sheet. Furthermore, if the Ti content is too high, Ti carbides will precipitate in the hot rolling process and coarsen in the subsequent step. Therefore, if the Nb content is too high, Nb carbides will precipitate in the hot rolling process and will be coarsened in the subsequent step. Since the coarseness is increased, the strength of the steel sheet is increased and the ductility is significantly deteriorated, which may reduce the formability of the steel sheet. For the above reasons, the upper limit of each element is V: 0.150% or less, Ti: 0.10% or less, Nb: 0.10% or less.
  • P 0.0200% or less
  • P is an impurity element that segregates in the central part of the thickness of the steel sheet to inhibit toughness and embrittle the welded part.
  • the P content exceeds 0.0200%, the strength of the welded portion and the hole expandability are significantly reduced. Therefore, the P content is 0.0200% or less.
  • the P content is preferably 0.0100% or less.
  • the lower limit of the P content may be 0.0001% or more.
  • S 0.0200% or less
  • S is an impurity element, which inhibits weldability and also inhibits manufacturability during casting and hot spreading. Further, S is also an element that forms coarse MnS and inhibits the hole-expanding property. When the S content exceeds 0.0200%, the weldability, the manufacturability, and the hole widening property are significantly reduced. Therefore, the S content is 0.0200% or less.
  • the lower limit of the S content may be 0.0001% or more.
  • N 0.0200% or less
  • N is an element that forms a coarse nitride, hinders bendability and hole widening property, and causes blowholes during welding.
  • the N content exceeds 0.0200%, the hole expanding property is lowered and the blow hole is remarkably generated. Therefore, the N content is 0.0200% or less.
  • the lower limit of the N content may be 0.0001% or more.
  • O 0.0200% or less
  • O is an element that forms a coarse oxide, hinders bendability and hole widening property, and causes blowholes during welding.
  • the O content exceeds 0.0200%, the hole expanding property is lowered and the blow hole is remarkably generated. Therefore, the O content is 0.0200% or less.
  • the lower limit of the O content may be 0.0005% or more.
  • the steel plate according to this embodiment has Ni: 0.01 to 1.00%, Mo: 0.01 to 1.00%, Cr: 0.001 to 2.000%, B: 0.0001 to 0.0100. %, Cu: 0.001 to 0.500%, W: 0.001 to 0.10%, Ta: 0.001 to 0.10%, Sn: 0.001 to 0.050%, Co: 0. 001 to 0.50%, Sb: 0.001 to 0.050%, As: 0.001 to 0.050%, Mg: 0.0001 to 0.050%, Ca: 0.001 to 0.040% , Y: 0.001 to 0.050%, Zr: 0.001 to 0.050%, and La: 0.001 to 0.050% containing one or more selected from the group. You may. Since these elements do not have to be contained, the lower limit of each of these elements is 0%.
  • Ni 0 to 1.00%
  • Ni is an element effective for improving the strength of steel sheets.
  • the Ni content may be 0%, but in order to obtain the above effect, the Ni content is preferably 0.001% or more.
  • the Ni content is preferably 1.00% or less.
  • Mo 0 to 1.00%
  • Mo is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet. This effect can be obtained even if the amount of Mo is very small.
  • the Mo content may be 0%, but in order to obtain the above effect, the Mo content is preferably 0.01% or more.
  • the Mo content is preferably 1.00% or less.
  • Cr 0 to 2.000% Cr is an element that improves the hardenability of steel and contributes to high strength, and is an effective element for obtaining the above-mentioned metallographic structure. Therefore, Cr may be contained. In order to sufficiently obtain the above effects, the Cr content is preferably 0.01% or more. However, even if Cr is excessively contained, the effect of the above action is saturated and it is economically disadvantageous. Therefore, even when it is contained, the Cr content is 2.000% or less.
  • B 0 to 0.0100%
  • B is an element that suppresses the formation of ferrite and pearlite in the cooling process from austenite and promotes the formation of a low temperature transformation structure such as bainite or martensite. Further, B is an element useful for increasing the strength of steel. This effect can be obtained even if the amount of B is very small.
  • the content of B may be 0%, but in order to obtain the above effect, the content of B is preferably 0.0001% or more. However, if the content of B is too large, a coarse B oxide is generated, and as a result, the B oxide becomes a starting point of void generation during press working, and there is a possibility that the formability of the steel sheet may be deteriorated.
  • the content of B is preferably 0.0100% or less. It is necessary to pay close attention to the analysis for the identification of B less than 0.0001%. If the B content is below the lower limit of detection of the analyzer, the B content may be considered to be 0%.
  • Cu 0 to 0.500%
  • Cu is an element that contributes to improving the strength of the steel sheet. This effect can be obtained even if the amount of Cu is very small.
  • the Cu content may be 0%, but in order to obtain the above effect, the Cu content is preferably 0.001% or more. However, if the Cu content is too high, it may cause red-hot brittleness and reduce the productivity in hot rolling. Therefore, the Cu content is preferably 0.500% or less.
  • W 0 to 0.10% W is an element effective for improving the strength of the steel sheet.
  • the W content may be 0%, but in order to obtain the above effect, the W content is preferably 0.001% or more.
  • the W content is preferably 0.10% or less.
  • Ta is also an element effective for improving the strength of the steel sheet.
  • the Ta content may be 0%, but in order to obtain the above effect, the Ta content is preferably 0.001% or more.
  • the Ta content is 0.10% or less, more preferably 0.02% or less, and further preferably 0.010% or less.
  • Sn 0 to 0.050%
  • Sn is an element that can be contained in a steel sheet when scrap is used as a raw material for the steel sheet. Further, Sn may cause a decrease in cold formability of the steel sheet due to embrittlement of ferrite. Therefore, the smaller the Sn content, the more preferable.
  • the Sn content is 0.050% or less, preferably 0.040% or less, and may be 0%. However, reducing the Sn content to less than 0.001% leads to an excessive increase in refining cost, so the Sn content may be 0.001% or more.
  • Co 0 to 0.50%
  • Co is an element effective for improving the strength of the steel sheet.
  • the Co content may be 0%, but in order to obtain the above effect, the Co content is preferably 0.001% or more.
  • the Co content is preferably 0.50% or less.
  • Sb 0 to 0.050% Similar to Sn, Sb is an element that can be contained in a steel sheet when scrap is used as a raw material for the steel sheet. Sb is strongly segregated at the grain boundaries, which may lead to embrittlement of the grain boundaries, deterioration of ductility, and deterioration of cold formability. Therefore, it is preferable that the content of Sb is small.
  • the content of Sb is 0.050% or less, preferably 0.040% or less, and may be 0%. However, reducing the Sb content to less than 0.001% causes an excessive increase in refining cost, so the Sb content may be 0.001% or more.
  • As is an element that can be contained in a steel sheet when scrap is used as a raw material for the steel sheet. As is strongly segregated at the grain boundaries, which may lead to a decrease in cold formability. Therefore, it is preferable that the content of As is small.
  • the content of As is 0.050% or less, preferably 0.040%, and may be 0%. However, reducing the As content to less than 0.001% causes an excessive increase in the refining cost, so the As content may be 0.001% or more.
  • Mg 0 to 0.050% Mg controls the morphology of sulfides and oxides and contributes to the improvement of bend formability of steel sheets. This effect can be obtained even if the amount of Mg is very small.
  • the Mg content may be 0%, but in order to obtain the above effect, the Mg content is preferably 0.0001% or more. However, if the Mg content is too high, the cold formability may be deteriorated due to the formation of coarse inclusions. Therefore, the Mg content is preferably 0.050% or less, preferably 0.040% or less.
  • Ca 0 to 0.040%
  • the Ca content may be 0%, but in order to obtain the above effect, the Ca content is preferably 0.001% or more. However, if the Ca content is too high, coarse Ca oxide is generated, and the Ca oxide can be a starting point for cracking during cold molding. Therefore, the Ca content is preferably 0.040% or less, preferably 0.030% or less.
  • Y 0 to 0.050%
  • Y is an element that can control the morphology of sulfide with a small amount.
  • the Y content may be 0%, but in order to obtain the above effect, the Y content is preferably 0.001% or more. However, if the Y content is too high, a coarse Y oxide may be produced and the cold formability may be deteriorated. Therefore, the content of Y is set to 0.050% or less, and more preferably 0.040% or less.
  • Zr 0 to 0.050%
  • Zr is an element that can control the morphology of sulfide with a small amount.
  • the Zr content may be 0%, but in order to obtain the above effect, the Zr content is preferably 0.001% or more. However, if the Zr content is too high, coarse Zr oxide may be produced and the cold formability may deteriorate. Therefore, the Zr content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.040% or less.
  • La 0 to 0.050%
  • La is an element that is effective in controlling the morphology of sulfides in trace amounts.
  • the content of La may be 0%, but in order to obtain the above effect, the content of La is preferably 0.001% or more. However, if the La content is too large, La oxide may be generated and the cold formability may be deteriorated. Therefore, the La content is preferably 0.050% or less, preferably 0.040% or less.
  • the balance excluding the above elements is Fe and impurities.
  • the "impurity" referred to here is a steel raw material (ore, scrap, etc.) or an element that is mixed in during the steelmaking process and is allowed to exist as long as it does not impair the characteristics of the steel sheet according to the present embodiment. ..
  • the chemical composition of the steel sheet described above may be measured by a general analytical method. For example, ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrum) may be used for measurement.
  • C and S may be measured by using the combustion-infrared absorption method
  • N may be measured by using the inert gas melting-thermal conductivity method.
  • O may be measured using an inert gas melting-non-dispersive infrared absorption method.
  • the steel sheet according to this embodiment may have a hot-dip galvanized layer on its surface.
  • the composition of the hot-dip galvanized layer of the steel sheet according to the present embodiment is not particularly limited.
  • the plating of the steel plate according to the present embodiment may be hot-dip galvanizing or alloyed hot-dip galvanizing, or may be alloyed plating obtained by alloying these platings. Further, it is not hindered that the steel sheet according to the present embodiment has another plating (for example, aluminum plating).
  • the component composition of the hot-dip galvanized layer and the hot-dip zinc alloy plating layer preferably contains less than 7% by mass of Fe, and the component composition of the alloyed plating contains 7% by mass or more and 15% by mass or less of Fe. It is preferable to do so.
  • the tensile strength is 980 MPa or more.
  • the upper limit of the tensile strength is not particularly limited.
  • For the tensile strength take a JIS No. 5 tensile test piece described in JIS Z 2201 so that the direction perpendicular to the rolling direction is the longitudinal direction from the steel sheet, and then perform a tensile test in accordance with JIS Z 2241: 2011. Measure by doing.
  • the elongation (%) takes a value represented by the following formula (1) from the viewpoint of formability.
  • TS represents the tensile strength when the unit is expressed in MPa.
  • the JIS No. 5 tensile test piece described in JIS Z 2201 is collected from the steel sheet in the direction perpendicular to the rolling direction, and the tensile test is performed in accordance with JIS Z 2241: 2011. Measure by. Elongation is assessed by the total elongation at break (El) specified in JIS Z 2241: 2011.
  • the hole expansion rate ⁇ (%) takes a value represented by the following equation (2) from the viewpoint of hole expandability.
  • the plate thickness represents the plate thickness when expressed in the unit: mm.
  • the hole expansion rate ( ⁇ ) is evaluated according to the hole expansion test method described in JIS Z 2256: 2010.
  • the shape after widening the hole is close to a perfect circle The steel sheet according to this embodiment has a small anisotropy of deformability by stabilizing retained austenite. Therefore, the steel plate according to the present embodiment has a shape close to a perfect circle after the holes are widened.
  • the roundness in this embodiment is evaluated by the following procedure.
  • the hole expansion test method described in JIS Z 2256: 2010 is performed on the steel plate according to the present embodiment, and the test piece after the hole expansion is photographed twice from directly above.
  • the area A0 of the shape after the hole is widened is measured by image analysis processing software, and the circumscribed circle of the shape after the hole is widened or the area A1 of the circle whose diameter is the major axis of the shape is obtained, and A0 is calculated.
  • a value divided by A1 of 0.80 or more is defined in the present embodiment as "the shape after expanding the hole is close to a perfect circle”.
  • the method for manufacturing a steel sheet according to this embodiment is A hot rolling step of heating a slab having a chemical composition according to the present embodiment at 1150 ° C. or higher for 1 hour or longer and hot rolling to obtain a hot-rolled steel sheet having an old austenite particle size of less than 30 ⁇ m.
  • the winding step of cooling the hot-rolled steel sheet after the first cooling step to a temperature of 300 ° C. or lower at an average cooling rate of 30 ° C./s or higher and winding it up.
  • a cold rolling process in which the hot-rolled steel sheet after the winding step is cold-rolled at a reduction rate of 0.1 to 30% to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • a temperature holding step of holding the cold-rolled steel sheet at 300 ° C. to 480 ° C. for 10 seconds or more after the second cooling step. Have.
  • each process condition will be described.
  • the slab having the chemical composition in this embodiment is heated before hot rolling.
  • the heating temperature of the slab is set to 1150 ° C. or higher in order to sufficiently dissolve carbides containing V, Ti, Nb and the like. If the carbides cannot be sufficiently solid-dissolved, the carbides precipitate during hot rolling and become coarse, and fine carbides cannot be precipitated at a desired number density.
  • the heating temperature of the slab may be 1200 ° C. or higher.
  • the upper limit of the heating temperature is not particularly specified, but generally it may be 1300 ° C. or lower or 1250 ° C. or lower.
  • the holding time at the heating temperature is set to a predetermined temperature up to the center of the slab, and is set to 1 hour (60 minutes) or more in order to sufficiently dissolve the carbides formed in the casting stage.
  • the upper limit is not particularly specified, but 180 minutes or less is preferable, and 120 minutes or less is more preferable, in order to suppress excessive scale loss.
  • the slab to be used is preferably cast by a continuous casting method from the viewpoint of productivity, but may be manufactured by an ingot forming method or a thin slab casting method.
  • the slab having the above-mentioned chemical components is hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet having an old austenite particle size of less than 30 ⁇ m and suppressing the precipitation of carbides.
  • This hot rolling step includes a rough rolling step and a finish rolling step in which rolling is performed by continuously passing a slab through a plurality of rolling stands.
  • the particle size of the old austenite of the hot-rolled steel sheet By setting the particle size of the old austenite of the hot-rolled steel sheet to less than 30 ⁇ m, it is possible to prevent the transformed austenites from being connected to each other in the subsequent annealing step to form a lumpy austenite. By suppressing the linkage to the massive austenite, the aspect ratio of the retained austenite can be set to 3.0 or more.
  • the old austenite particle size of the hot-rolled steel sheet is along the rolling direction of the steel sheet, and in the cross section perpendicular to the plate surface, the observation surface is nital-corroded, and the structure is formed with an optical microscope at a magnification of 100 to 500 times. It can be measured by observing. The area of each ⁇ grain is measured by image processing, and the diameter corresponding to the circle is used as the particle size.
  • the finish rolling process may be performed in four or more steps.
  • the following is an example of conditions of a finish rolling process suitable for making the old austenite grain size of a hot-rolled steel sheet less than 30 ⁇ m. In the following example, the case where the number of rolling stands is 4 or more is shown.
  • Rolling start temperature at the third stage rolling stand from the final rolling stand 850 to 1000 ° C.
  • the finish rolling start temperature (inside temperature) at the third-stage rolling stand (second-stage third-stage rolling stand) from the final rolling stand to the upstream is set to 850 ° C. or higher. This is preferable because it can suppress the precipitation of carbides in austenite.
  • the finish rolling start temperature at the third-stage rolling stand is set to 1000 ° C. or lower, coarsening of the old austenite grains can be suppressed, which is preferable.
  • the third-stage rolling stand from the final rolling stand to the upstream refers to, for example, the fifth rolling stand counting from the upstream side when continuous rolling is performed with seven rolling stands. ..
  • the fourth-stage rolling stand from the final rolling stand to the upstream refers to, for example, the fourth rolling stand counting from the upstream side when continuous rolling is performed with seven rolling stands.
  • Rolling ratio at each rolling stand in the latter three stages of finish rolling over 10% each In the finish rolling process, rolling is performed by continuously passing slabs through a plurality of rolling stands. At this time, it is preferable that the rolling is performed with the rolling reduction ratio at each of the rolling stands of the latter three stages being more than 10%.
  • the latter three-stage rolling means rolling using a three-stage rolling stand on the downstream side including the final stand. For example, when continuous rolling is performed on seven rolling stands, it means rolling on the fifth to seventh rolling stands (three steps in total) counting from the upstream side.
  • the rolling reduction in each of the three rolling stands after the finish rolling is more preferably 20% or more.
  • the upper limit of the rolling reduction in each of the three rolling stands after the finish rolling is not particularly limited, but may be set to 40% or less from the viewpoint of manufacturability.
  • Time between passes between each rolling stand in the three-stage rolling stand after the finish rolling within 3.0 seconds
  • Time between the passes of the slabs between the rolling stands in the three-stage rolling stand after the finish rolling Is preferably within 3.0 seconds.
  • the time between passes between the rolling stands is preferably 2.0 seconds or less.
  • the lower limit of the pass-to-pass time between the rolling stands is not particularly limited, and the shorter it is, the more preferable it is, ideally 0 seconds, but it may be set to 0.1 seconds or more in terms of the performance of the rolling stands.
  • the time between passes between the rolling stands in the three-stage rolling stand after the finish rolling is preferably 3.0 seconds or less.
  • the longest inter-pass time (maximum value) among the inter-pass times between the rolling stands in the three-stage rolling stand after the finish rolling may be 3.0 seconds or less.
  • (T n ⁇ T n + 1 ) is more preferably 13 ° C. or higher.
  • the "inside temperature” and “outside temperature” in the present embodiment are both measured by measuring the surface of the hot-rolled steel sheet provided for each rolling stand with a non-contact thermometer.
  • the non-contact thermometer may be, for example, a radiation thermometer that measures the temperature from the radiance of a single color or two or more colors of measurement wavelength, and the path of the measurement wavelength that reaches the receiver from the surface of the steel plate is It may be in the air or in water (water column).
  • the (n + 1) -th stage rolling stand refers to a rolling stand adjacent to the downstream side (steel plate transport direction) of the n-th stage rolling stand.
  • the temperature of the hot-rolled steel sheet decreases as the hot-rolled steel sheet moves from the leading stand to the final stand.
  • the equipment for increasing the (T n -T n + 1) is not limited.
  • a cooling device such as a water spray that can control the amount of water.
  • the water spray device may be arranged between the transport rollers for transporting the hot-rolled steel sheet.
  • the hot-rolled steel sheet as described above (hereinafter, may be referred to as a hot-rolled steel sheet) is cooled to a temperature range of 800 ° C. or lower within 3.0 seconds after the completion of the hot-rolling process (first). Cooling process). That is, the time required from the completion of the hot rolling process until the hot-rolled steel sheet is cooled to a temperature range of 800 ° C. or lower is 3.0 seconds or less. Preferably, the cooling time is 2.0 seconds or less. In this embodiment, it is preferable to cool the hot-rolled steel sheet to the above temperature range within 3.0 seconds without performing a holding step of holding the hot-rolled steel sheet at a constant temperature after hot rolling. By this first cooling step, the formation of carbides can be suppressed.
  • the lower limit of the time from the completion of the hot rolling process to the start of quenching of the hot-rolled steel sheet toward the temperature range of 800 ° C. or lower is not particularly limited, but ideally it is 0 seconds. That is, it is preferable that the first cooling step is performed immediately after the hot rolling step is completed.
  • the hot-rolled steel sheet after the first cooling step is cooled to a temperature of 300 ° C. or lower at an average cooling rate of 30 ° C./s or more and wound up (winding step).
  • the average cooling rate is set to 30 ° C./s or higher and the winding temperature to 300 ° C. or lower.
  • the hard structure that is the source of the needle-like structure is suppressed by suppressing ferrite transformation and pearlite transformation while suppressing the precipitation of carbides. (Low temperature transformation structure) is obtained.
  • the winding temperature is set to 300 ° C. or lower, preferably 250 ° C. or lower.
  • the average cooling rate after the first cooling step is less than 30 ° C./s, there is a possibility that ferrite and pearlite having a lumpy structure may be produced. Therefore, the average cooling rate is 30 ° C./s or higher, preferably 40 ° C./s or higher, and more preferably 50 ° C./s or higher.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly limited, but may be 100 ° C./s or less from the viewpoint of manufacturability. Further, at a temperature lower than 300 ° C., the formation of precipitates does not proceed, so that the average cooling rate is not limited.
  • the hot-rolled steel sheet after the winding step is pickled and cold-rolled at a rolling reduction of 0.1 to 30% to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the pickling is a step for removing the oxide on the surface of the hot-rolled steel sheet, and the number of pickling may be one or a plurality of times.
  • the rolling reduction ratio for cold rolling is set to 0.1% or more. It is preferably 5% or more, more preferably 10% or more.
  • the rolling reduction ratio for cold rolling is set to 30% or less. It is preferably 25% or less, more preferably 20% or less.
  • the cold-rolled steel sheet is heated in a temperature range of 480 ° C. to Ac1 at an average heating rate of 0.5 to 1.5 ° C./s (hereinafter, may be referred to as an annealing heating step), and then.
  • the heat is equalized in the temperature range of Ac1 to Ac3 (hereinafter, may be referred to as a heat equalizing step).
  • the cold-rolled steel sheet is heated at an average heating rate of 0.5 to 1.5 ° C / s at 480 ° C to Ac1. Heat the temperature range.
  • the average heating rate in the temperature range of 480 ° C to Ac1 to 0.5 to 1.5 ° C / s, a sufficient amount of carbide can be precipitated in the tempered martensite. Further, by setting the average heating rate within the above range, the precipitated carbide can be grown to a size suitable for suppressing work-induced transformation.
  • the average heating rate in the temperature range of 480 ° C to Ac1 is preferably 1.4 ° C / s or less, more preferably 1.3 ° C / s or less.
  • the average heating rate in the temperature range of 480 ° C. to Ac1 is preferably 0.6 ° C./s or higher, more preferably 0.7 ° C./s or higher.
  • the cold-rolled steel sheet after the annealing heating step is heated in a temperature range of Ac1 to Ac3.
  • the produced austenite contains fine carbides precipitated in the annealing heating step.
  • the soaking temperature after the annealing heating step is preferably (Ac1 point + 30 ° C.) or higher, and more preferably (Ac1 point + 40 ° C.) or higher, from the viewpoint of ensuring the volume fraction of retained austenite.
  • the soaking temperature is preferably (Ac3 point-5 ° C.) or less, and more preferably (Ac3 point ⁇ 10 ° C.) or less, from the viewpoint of stably producing needle-shaped austenite along the lath of tempered martensite. ..
  • the specific soaking temperature can be appropriately adjusted based on the Ac1 point and the Ac3 point represented by the following formulas, taking into consideration the ratio of the desired metal structure.
  • the heat equalizing time in the heat equalizing step is not particularly limited, but may be 5 seconds to 500 seconds. It may be set within 300 seconds from the viewpoint of suppressing the coarsening of ferrite and austenite during soaking.
  • the temperature of the steel sheet in the heat soaking step does not have to be constant. If a desired structure ratio can be obtained, the temperature of the steel sheet in the heat soaking step may change within the temperature range of Ac1 to Ac3.
  • the cold-rolled steel sheet after the soaking step is cooled at an average cooling rate of 4 ° C./s or more.
  • an average cooling rate 4 ° C./s or more.
  • the average cooling rate in the second cooling step is less than 4 ° C./s, the ferrite transformation during cooling may not be sufficiently suppressed.
  • the ratio of residual structure such as pearlite may become excessively large.
  • the average cooling rate in the second cooling step is preferably 8 ° C./s or higher, more preferably 10 ° C./s or higher.
  • the upper limit of the average cooling rate in the second cooling step is not particularly limited, but may be 100 ° C./s or less.
  • the cold-rolled steel sheet after the second cooling step is held in a temperature range of 300 ° C. to 480 ° C. for 10 seconds or more.
  • the temperature of the cold-rolled steel plate may be appropriately raised or lowered.
  • the retention time is less than 10 seconds, carbon will not be sufficiently concentrated in untransformed austenite.
  • the holding time is preferably 100 seconds or more.
  • the holding time may be 1000 seconds or less because the productivity is lowered if the holding time is excessively long.
  • the reheating temperature is set to 300 ° C. or higher, preferably 350 ° C. or higher. Further, when the holding temperature exceeds 480 ° C., the retained austenite decomposes into ferrite and cementite, which is not preferable. Therefore, the holding temperature is 480 ° C. or lower, preferably 450 ° C. or lower.
  • the cold-rolled steel sheet after the temperature holding step may be cooled at an average cooling rate of 1 ° C./s or more to the Ms point or less in order to stably obtain a desired metal structure.
  • the process may be performed.
  • the hot-dip galvanizing method and the alloying method are not particularly limited, and a conventional method can be used.
  • a method of hot-dip galvanizing for example, when the cooling is stopped in the temperature range of (zinc plating bath temperature -40) ° C. to (zinc plating bath temperature +50) ° C. and immersed in the plating bath during the second cooling step.
  • a method of forming hot-dip galvanizing by controlling the temperature of the steel plate in the above temperature range and immersing it in a hot-dip galvanizing bath can be mentioned.
  • an alloying method for example, a method of alloying hot dip galvanizing in a temperature range of 300 to 500 ° C. can be mentioned.
  • a slab having the chemical composition shown in Table 1 was cast.
  • the cast slab was hot-rolled to a plate thickness of 2.8 mm under the conditions shown in Table 2.
  • the hot-rolled steel sheet was subjected to a first cooling step, a winding step, a cold rolling step, an annealing step, a second cooling step and a temperature holding step under the conditions shown in Table 3.
  • the cold-rolled steel sheet was cooled to an Ms point or less at an average cooling rate of 1 ° C./s or more to obtain a final steel sheet.
  • the volume fraction of residual austenite was calculated by measuring the diffraction intensity using X-rays.
  • the sample from the plate surface to the depth 1/4 position is removed by mechanical polishing and chemical polishing, and at the plate thickness 1/4 position, MoK ⁇ rays are used to remove the bcc phase (200). ), (211), and the integrated intensity ratio of the diffraction peaks of the (200), (220), and (311) of the fcc phase were determined. From the obtained strength ratio, the tissue fraction of retained austenite was calculated. At that time, the 5-peak method, which is a general calculation method, was used.
  • the area ratio of fresh martensite was calculated by the following procedure.
  • the observation surface of the sample is etched with a repera solution, and a field emission scanning electron microscope (FE-SEM) is used for a region of 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m within the range of 1/8 to 3/8 of the plate thickness centered on the plate thickness of 1/4. ) was observed at a magnification of 3000 times. Since fresh martensite and retained austenite are not corroded by repera corrosion, the area ratio of the uncorroded area is the total area ratio of fresh martensite and retained austenite. The area ratio of fresh martensite was calculated by subtracting the volume fraction of retained austenite measured by X-ray from the area ratio of this uncorroded region.
  • Bainite is a collection of lath-shaped crystal grains that does not contain iron-based carbides with a major axis of 20 nm or more inside, or contains iron-based carbides with a major axis of 20 nm or more inside, and the carbides are a single variant. That is, it belongs to a group of iron-based carbides extending in the same direction. Here, it is assumed that the difference in the elongation direction of the iron-based carbide group from the iron-based carbide group extending in the same direction is within 5 °. Tempered martensite was distinguished from bainite in that cementite in the tissue had multiple variants.
  • the volume fraction of martensite was obtained by adding the area ratio of fresh martensite specified by the above method and the area ratio of tempered martensite.
  • the ratio of retained austenite having an aspect ratio of 3 or more to the total retained austenite was determined by an EBSD analysis method using FE-SEM. Specifically, a test piece having a plate thickness cross section parallel to the rolling direction of the steel sheet as an observation surface is collected, the observation surface of the test piece is polished, and then the strain-affected layer is removed by electrolytic polishing to remove the strain-affected layer and the surface of the plate thickness. From 1 / 8t (t: plate thickness) to 3 / 8t (t: plate thickness), a total area of 2.0 ⁇ 10-8 m 2 or more is measured in a field of view of 1 or more. Step 0. EBSD analysis was performed at 2 ⁇ m. A retained austenite map was created from the measured data, and retained austenite having an aspect ratio of 3 or more was extracted to obtain an area fraction of retained austenite having an aspect ratio of 3 or more.
  • the number density of carbides (fine carbides) having a particle size of 8 to 40 nm in the residual austenite (residual ⁇ ) was measured as follows.
  • an extracted replica sample of a circular region having a diameter of 3.0 mm at a position 1/4 from the surface of the steel plate was observed in three fields at a magnification of 100,000 times using a transmission electron microscope (TEM), and energy dispersive in each field.
  • the precipitates in which the corresponding alloy carbide forming element was detected by type X-ray spectroscopy (EDX) were treated as carbides, and the area of each precipitate was determined using an image analyzer and converted into a circle-converted diameter.
  • the number of carbides having a circle-equivalent diameter of 8 nm or more and 40 nm or less is calculated, and the value obtained by dividing this by the area of the observation field of view is used as the number density of carbides in each field of view.
  • the arithmetic mean obtained was determined as the number density of carbides having a circle-equivalent diameter of 8 to 40 nm.
  • the tensile strength TS was measured by collecting JIS No. 5 tensile test pieces from the steel sheet in the direction perpendicular to the rolling direction and conducting a tensile test along JIS Z 2241: 2011. The case where the tensile strength TS (unit: MPa) was 980 MPa or more was regarded as acceptable. The measurement results of the tensile strength are shown in Table 5.
  • the hole expansion rate ⁇ of the steel sheet was evaluated according to the hole expansion test method described in JIS Z 2256: 2010.
  • the plate thickness t (mm) required to calculate the numerical value (reference value) used as the evaluation standard for the hole expansion ratio ⁇ was obtained by the following method. First, each plate thickness (mm) at three points (1/4 position, 1/2 position, 3/4 position) in the width direction of the steel plate is measured with a caliper, and their arithmetic mean is measured as the plate thickness t (mm). And said.
  • the reference value used as the evaluation standard for the hole expansion ratio ⁇ is (41-10 ⁇ plate thickness t). That is, the case where the hole expansion ratio ⁇ (%) is larger than (41-10 ⁇ plate thickness t) is regarded as acceptable.
  • the values of the hole expansion ratio ⁇ (%) and (41-10 ⁇ plate thickness t) are shown in Table 5.
  • the shape after the above-mentioned hole expansion test was evaluated by the following method. First, the test piece after widening the hole was photographed from directly above. For the captured image, the area A0 of the shape of the hole after the hole was widened was measured by image analysis processing software. Further, the area A1 of the circumscribed circle of the shape of the hole after the hole was widened was obtained, and the value (A0 / A1) obtained by dividing A0 by A1 was obtained. When A0 / A1 was 0.80 or more, it was accepted as a steel sheet having excellent anisotropy of deformability. The values of A0 / A1 are shown in Table 5.
  • the “circumscribed circle” here is a straight line passing through the center of the hole, and the straight line having the longest length among the line segments consisting of two points intersecting the edge of the hole shape is the major axis of the hole shape.
  • it means a circle whose diameter is its major axis.
  • the elongation (%) is a value larger than (49-0.03 ⁇ TS (unit: MPa)), and the hole expansion ratio ⁇ (%) is (.
  • the value was larger than 41-10 x plate thickness (unit: mm)), and the shape after widening the hole was close to a perfect circle.
  • Example Nos. 50 and 51 are left as they are, and Examples Nos.
  • GI hot-dip galvanized steel sheet
  • GA alloyed hot-dip galvanized steel sheet
  • Table 6 shows that even in the hot-dip galvanized steel sheet or the plated steel sheet subjected to the hot-dip galvanized treatment and the alloying treatment, the elongation (%) is higher than that of (49-0.03 ⁇ TS (unit: MPa)). It was a large value, the hole expansion rate ⁇ (%) was larger than (41-10 ⁇ plate thickness (unit: mm)), and the shape after hole expansion was close to a perfect circle.
  • Comparative Example 20 in which the slab heating temperature during hot rolling was low, the carbides containing V, Ti, Nb formed in the casting stage could not be sufficiently solidified, and the carbides were hot-rolled. Precipitated in and coarsened. Therefore, the number density of carbides having a particle size of 8 to 40 nm in the retained austenite was not sufficient, and the anisotropy of the hole-spreading property and the deformability was poor.
  • Comparative Example 21 in which the holding time at the slab heating temperature during hot rolling was short, the carbides containing V, Ti, and Nb formed in the casting stage were not sufficiently dissolved. Therefore, the number density of carbides having a particle size of 8 to 40 nm in the retained austenite was not sufficient, and the anisotropy of the hole-spreading property and the deformability was poor.
  • Comparative Example 22 in which the rolling start temperature (inside temperature of the third stage of the subsequent stage) was low at the third stage rolling stand from the final rolling stand, the precipitation of carbides in austenite during rolling could not be suppressed. Therefore, the number density of carbides having a particle size of 8 to 40 nm in the retained austenite was not sufficient. Therefore, the anisotropy of the hole-spreading property and the deformability was poor.
  • Comparative Example 23 in which the rolling start temperature (inside temperature of the third stage of the subsequent stage) was high in the third stage rolling stand from the final rolling stand, the coarsening of the old austenite grains could not be sufficiently suppressed, so that the aspect ratio was 3. The ratio of retained austenite as described above was low. Therefore, the anisotropy of the hole-spreading property and the deformability was poor.
  • Comparative Example 24 In which the rolling reduction in the third-stage rolling stand (third-stage rolling stand in the latter stage) was low, counting from the final stand, and the second-stage rolling stand in the latter stage.
  • Comparative Example 25 In Comparative Example 25 in which the rolling reduction ratio was low, and in Comparative Example 26 in which the rolling reduction ratio in the first-stage rolling stand (final rolling stand) was low, sufficient rolling strain could not be introduced and austenite grains were sufficiently produced. could not be atomized. Therefore, the proportion of retained austenite having an aspect ratio of 3 or more was low. Therefore, the anisotropy of the hole-spreading property and the deformability was poor.
  • Comparative Example 27 in which the longest inter-pass time (maximum value) of the inter-pass time between the rolling stands in the three-stage rolling stand after the finish rolling was out of the scope of the invention, the recovery between the passes was performed. -Recrystallization was not suppressed and strain could not be sufficiently accumulated. Therefore, the proportion of retained austenite having an aspect ratio of 3 or more was low. Therefore, the anisotropy of the hole-spreading property and the deformability was poor.
  • Comparative Example 31 in which the time required for cooling to a temperature range of 800 ° C. or lower (cooling time required) was long after the completion of the hot rolling process, the formation of carbides could not be suppressed. Therefore, the number density of carbides having a particle size of 8 to 40 nm in the retained austenite was not sufficient. Therefore, the anisotropy of the hole-spreading property and the deformability was poor.
  • Comparative Example 35 which had a high rolling reduction in the cold rolling process, recrystallization proceeded during annealing and heating, and the applied strain disappeared. Therefore, the number density of carbides having a particle size of 8 to 40 nm in the retained austenite was not sufficient. Therefore, the anisotropy of the hole-spreading property and the deformability was poor.
  • Comparative Example 36 in which the average heating rate in the annealing step was low and Comparative Example 37 in which the average heating rate was high, the amount of precipitated carbide was insufficient and the carbides had a size suitable for suppressing work-induced transformation. Did not grow. Therefore, the number density of carbides having a particle size of 8 to 40 nm in the retained austenite was not sufficient. Therefore, the anisotropy of the hole-spreading property and the deformability was poor.
  • Comparative Example 38 in which the soaking temperature in the annealing step was low, retained austenite was not generated, so that retained austenite having an aspect ratio of 3 or more did not exist, and carbides in the retained austenite did not exist. Therefore, the tensile strength was insufficient in Comparative Example 38.
  • Comparative Example 39 which had a high soaking temperature in the annealing step, needle-shaped austenite was not formed along the lath of tempered martensite, so that the desired metallographic structure could not be obtained. Therefore, in Comparative Example 39, the proportion of retained austenite having an aspect ratio of 3 or more was low. Therefore, the anisotropy of the hole-spreading property and the deformability was poor.
  • Comparative Example 41 in which the holding temperature in the temperature holding step was low, the volume fraction of retained austenite was low, the proportion of retained austenite having an aspect ratio of 3 or more was low, and the carbide having a particle size of 8 to 40 nm in the retained austenite was low. The number density was not sufficient. Therefore, the anisotropy of the hole-spreading property and the deformability was poor.
  • Comparative Example 42 in which the holding temperature in the temperature holding step was high, the volume fraction of the retained austenite was low and the volume fraction of the residual structure was high.
  • the proportion of retained austenite having an aspect ratio of 3 or more was low, and the number density of carbides having a particle size of 8 to 40 nm in the retained austenite was not sufficient. Therefore, the anisotropy of the hole-spreading property and the deformability was poor.
  • Comparative Example 45 in which the amount of Ti is exceeded, coarse Ti oxides and TiN are formed, and Ti carbides are precipitated in the hot rolling process, and the Ti carbides are coarsened in the subsequent process.
  • the number density of carbides having a particle size of 8 to 40 nm was not sufficient. Therefore, the anisotropy of elongation, hole expandability and deformability was poor.
  • Comparative Example 46 in which the amount of Nb was exceeded, Nb carbides were precipitated in the hot rolling process, and the Nb carbides were coarsened in the subsequent process. There wasn't. Therefore, the anisotropy of elongation, hole expandability and deformability was poor.

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Abstract

この鋼板は、所定の化学組成及を有し、板厚１／４部における金属組織が、面積率で、マルテンサイト：４０～９７％、フェライト＋ベイナイト：５０％以下、残留オーステナイト：３～２０％、残部組織：５％以下であり、残留オーステナイトの合計面積に対し、アスペクト比が３以上である残留オーステナイトの面積率が、８０％以上であり、残留オーステナイト中に、粒径８～４０ｎｍの炭化物が、５個／μｍ２以上存在する。

Description

鋼板及びその製造方法
　本発明は、鋼板及びその製造方法に関するものである。
　本願は、２０２０年７月２０日に、日本に出願された特願２０２０－１２３５３１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　自動車からの炭酸ガスの排出量を抑えるために、高強度鋼板を使用して、安全性を確保しながら自動車車体を軽量化する試みが進められている。しかし、一般に、鋼板の強度を高めると、成形性は低下する。高強度鋼板において、強度と成形性を両立させることは困難であり、この課題を解決するために、いくつかの手段が提案されている。
　自動車用部品に供される鋼板においては、強度だけでなく、プレス加工性や溶接性等、部品成形時に要求される各種施工性が要求される。具体的には、プレス加工性の観点から、鋼板には、優れた伸び（引張試験における全伸び；Ｅｌ）および穴広げ性（穴広げ率；λ）が要求されることが多い。
　例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．０７％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、Ｍｎ：１．８％以上３．５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１％以上２．０％以下、Ｎ：０．００６０％以下、Ｓｉ＋Ａｌ：０．７％以上、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、フェライト面積率が３０％以下（０％を含む）、焼き戻されたマルテンサイト面積率が７０％以上（１００％含む）、残留オーステナイト面積率が４．５％以下（０％を含む）であり、焼き戻されたマルテンサイト粒内に析出した鉄系炭化物の粒子径が大きい方から１０％の鉄系炭化物の平均アスペクト比が３．５以上である金属組織と、を有する薄鋼板が開示されている。
国際公開第２０１８／０４３４５３号
　しかしながら、特許文献１のように硬質組織が軟質組織中に存在すると、これら組織間の界面でボイドが生じやすくなり、その結果、穴広げ性が損なわれる可能性がある。
　また、鋼板の組織には、一般的に元々異方性がある。そのため、鋼板にプレス加工等を施すと組織の異方性に起因して、変形能にも異方性が生じる。しかしながら、特許文献１では、このような鋼板の変形能の異方性に注目していない。
　以上を鑑み、本発明は、高い強度を有するとともに、伸び、穴広げ性及び変形能の異方性に優れた鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下の通りである。
　（１）本発明の一態様に係る鋼板は、化学組成が、質量%で、
　Ｃ：０．２０～０．４０％、
　Ｓｉ：０．５％～２．０％、
　Ａｌ：０．００１％～１．０％、
　Ｍｎ：０．１～４．０％、
　Ｖ：０．１５０％以下、
　Ｔｉ：０．１０％以下、
　Ｎｂ：０．１０％以下、
　Ｐ：０．０２００％以下、
　Ｓ：０．０２００％以下、
　Ｎ：０．０２００％以下、
　Ｏ：０．０２００％以下、
　Ｎｉ：０～１．００％、
　Ｍｏ：０～１．００％、
　Ｃｒ：０～２．０００％、
　Ｂ：０～０．０１００％、
　Ｃｕ：０～０．５００％、
　Ｗ：０～０．１０％、
　Ｔａ：０～０．１０％、
　Ｓｎ：０～０．０５０％、
　Ｃｏ：０～０．５０％、
　Ｓｂ：０～０．０５０％、
　Ａｓ：０～０．０５０％、
　Ｍｇ：０～０．０５０％、
　Ｃａ：０～０．０４０％、
　Ｙ：０～０．０５０％、
　Ｚｒ：０～０．０５０％、および
　Ｌａ：０～０．０５０％
を含み、残部が鉄および不純物からなり、
　Ｖ＋Ｔｉ＋Ｎｂの合計含有量が０．０３０～０．１５０％であり、
　板厚１／４部における金属組織が、体積率で、
　　マルテンサイト：４０～９７％、
　　フェライト＋ベイナイト：５０％以下、
　　残留オーステナイト：３～２０％、
　　残部組織：５％以下
であり、
　残留オーステナイトの合計面積に対し、アスペクト比が３以上である残留オーステナイトの面積率が、８０％以上であり、
　残留オーステナイト中に、粒径８～４０ｎｍの炭化物が、５個／μｍ２以上存在する。
（２）上記（１）に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、
　Ｎｉ：０．０１～１．００％、
　Ｍｏ：０．０１～１．００％、
　Ｃｒ：０．００１～２．０００％、
　Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
　Ｃｕ：０．００１～０．５００％、
　Ｗ：０．００１～０．１０％、
　Ｔａ：０．００１～０．１０％、
　Ｓｎ：０．００１～０．０５０％、
　Ｃｏ：０．００１～０．５０％、
　Ｓｂ：０．００１～０．０５０％、
　Ａｓ：０．００１～０．０５０％、
　Ｍｇ：０．０００１～０．０５０％、
　Ｃａ：０．００１～０．０４０％、
　Ｙ：０．００１～０．０５０％、
　Ｚｒ：０．００１～０．０５０％、
　Ｌａ：０．００１～０．０５０％、
からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）又は（２）に記載の鋼板は、表面に溶融亜鉛めっき層を有してもよい。
（４）上記（１）又は（２）に記載の鋼板は、表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有してもよい。
（５）本発明の一態様に係る鋼板の製造方法は、上記（１）又は（２）に記載の化学組成を有するスラブを１１５０℃以上で１時間以上加熱し、熱間圧延して旧オーステナイト粒径が３０μｍ未満である熱延鋼板とする熱間圧延工程と、
　前記熱間圧延工程終了後、３．０秒以内に前記熱延鋼板を８００℃以下の温度域に冷却する第一冷却工程と、
　前記第一冷却工程後の前記熱延鋼板を３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で３００℃以下の温度まで冷却し、巻き取る巻取工程と、
　前記巻取工程後の前記熱延鋼板を０．１～３０％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板とする冷間圧延工程と、
　前記冷延鋼板を０．５～１．５℃／ｓの平均加熱速度で４８０℃～Ａｃ１の温度域を加熱し、Ａｃ１～Ａｃ３の温度域で均熱する焼鈍工程と、
　前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を平均冷却速度４℃／ｓ以上で冷却する第二冷却工程と、
　前記第二冷却工程後の前記冷延鋼板を３００℃～４８０℃で１０秒以上保持する温度保持工程と、を有する。
（６）上記（５）に記載の鋼板の製造方法では、前記熱間圧延工程は、複数の圧延スタンドに連続して前記スラブを通過させて圧延を行う仕上げ圧延工程を有し、
　前記仕上げ圧延工程では：
　　最終の前記圧延スタンドから３段目の前記圧延スタンドにおける圧延開始温度が８５０～１０００℃であり；
　　前記仕上げ圧延の後段３段の圧延スタンドにおいて、それぞれ圧下率１０％超で圧延し；
　　前記仕上げ圧延の前記後段３段の圧延スタンドにおいて、前記各圧延スタンド間のパス間時間が３秒以内であり；
　　前記仕上げ圧延の前記後段４段の圧延スタンドのうち、ｎ段目の前記圧延スタンドの出側の温度Ｔｎと、下流側に向かって（ｎ＋１）段目の前記圧延スタンドの入側の温度Ｔｎ＋１と、の差分である（Ｔｎ－Ｔｎ＋１）が１０℃以上であってもよい。
（７）上記（５）又は（６）に記載の鋼板の製造方法では、前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、（亜鉛めっき浴温度－４０）℃～（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃の温度域に制御して、溶融亜鉛めっき浴に浸漬することにより溶融亜鉛めっきを形成してもよい。
（８）上記（７）に記載の鋼板の製造方法では、前記溶融亜鉛めっきを、３００～５００℃の温度域で合金化してもよい。
　本発明に係る上記態様によれば、高い強度を有するとともに、伸び、穴広げ性及び変形能の異方性に優れた鋼板及びその製造方法を提供することができる。
　以下、本実施形態に係る鋼板及びその製造方法について説明する。ただし、本発明は、本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。また、以下に「～」を挟んで記載する数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。「未満」または「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。以下の説明において、鋼板の化学組成に関する％は特に指定しない限り質量％である。
　本実施形態に係る鋼板は、化学組成が、質量%で、
　Ｃ：０．２０～０．４０％、
　Ｓｉ：０．５０％～２．０％、
　Ａｌ：０．００１０％～１．０％、
　Ｍｎ：０．１～４．０％、
　Ｖ：０．１５０％以下、
　Ｔｉ：０．１０％以下、
　Ｎｂ：０．１０％以下、
　Ｐ：０．０２００％以下、
　Ｓ：０．０２００％以下、
　Ｎ：０．０２００％以下、
　Ｏ：０．０２００％以下、
　Ｎｉ：０～１．００％、
　Ｍｏ：０～１．００％、
　Ｃｒ：０～２．０００％、
　Ｂ：０～０．０１００％、
　Ｃｕ：０～０．５００％、
　Ｗ：０～０．１０％、
　Ｔａ：０～０．１０％、
　Ｓｎ：０～０．０５０％、
　Ｃｏ：０～０．５０％、
　Ｓｂ：０～０．０５０％、
　Ａｓ：０～０．０５０％、
　Ｍｇ：０～０．０５０％、
　Ｃａ：０～０．０４０％、
　Ｙ：０～０．０５０％、
　Ｚｒ：０～０．０５０％、および
　Ｌａ：０～０．０５０％
を含み、残部が鉄および不純物からなり、
　Ｖ＋Ｔｉ＋Ｎｂの合計含有量が０．０３０～０．１５０％であり、
　板厚１／４部における金属組織が、体積率で、
　　マルテンサイト：４０～９７％、
　　フェライト＋ベイナイト：５０％以下、
　　残留オーステナイト：３～２０％、
　　残部組織：５％以下
であり、
　アスペクト比が３以上である残留オーステナイトが、全残留オーステナイトのうちの８０％以上を占め、
　残留オーステナイト中に、粒径８～４０ｎｍの炭化物が、５個／μｍ２以上存在する。
　以下、本発明の一態様に係る鋼板について説明する。
　まず、本実施形態に係る鋼板の金属組織について説明する。以下、組織分率は体積率で表示するので、組織分率の単位「％」は体積％を意味する。画像処理により組織分率を同定するものは、面積率を体積率とみなす。なお、本実施形態に係る鋼板の金属組織は、特に断りが無い限りは、板厚１／４部における金属組織を表すものとする。
　金属組織
　フェライト及びベイナイト：合計で５０％以下
　フェライトは、軟質な組織であるので、変形し易く、伸び性の向上に寄与する組織である。しかしながら、好適な強度を得るためには、フェライトの体積率を制限する必要がある。
　また、ベイナイトは、マルテンサイトに対して軟質であるので、延性を向上させる効果がある。しかしながら、好適な強度を得るためには、フェライトと同様に、ベイナイトの体積率を制限する必要がある。
　本実施形態に係る鋼板では、フェライト及びベイナイトの体積率は、合計で５０％以下である。鋼板の強度を高めるために、フェライト及びベイナイトの合計体積率は、合計で、４０％以下としてもよく、３５％以下としてもよい。本実施形態の効果を得るためには、フェライト及びベイナイトは必須な金属組織ではないので、フェライト及びベイナイトの合計体積率の下限は０％である。
　残留オーステナイト：３～２０％
　残留オーステナイトは、変態誘起塑性の効果（ＴＲＩＰ効果）により延性を向上させ、均一伸びの向上に寄与する効果を有する。当該効果を得るために、残留オーステナイトの体積率は３％以上とする。残留オーステナイトの体積率は、好ましくは５％以上、より好ましくは７％以上である。
　一方、残留オーステナイトの体積率が過剰になると、残留オーステナイトの粒径が大きくなる。このような粒径の大きな残留オーステナイトは、変形後に、粗大かつ硬質なマルテンサイトとなる。このような、残留オーステナイトから生じるＣ濃度の高いマルテンサイトは、割れの起点となりやすく、穴広げ性が劣化するため好ましくない。このため、残留オーステナイトの体積率は２０％以下とする。好ましくは、１８％以下、より好ましくは１６％以下とする。
　また、本実施形態では、後述のように、残留オーステナイトのアスペクト比、および残留オーステナイト中の微細炭化物の個数密度を制御することで、残留オーステナイトの安定性を高めることができる。残留オーステナイトの安定性が高いと、硬質相であるＣ濃度の高いフレッシュマルテンサイト相への加工誘起変態を抑制できる。すなわち、残留オーステナイトの安定性を高めることで、高い歪を与えられてもＣ濃度の高いフレッシュマルテンサイトが生成し難くなる。この結果、生成したＣ濃度の高いフレッシュマルテンサイトに割れが生じて亀裂が進展することを抑制できるため、穴広げ性の向上につながる。さらに、残留オーステナイトの安定性が高いことで、変形の局所化を抑制できるため、変形能の異方性を低下させることができる。
　マルテンサイト：４０～９７％
　本実施形態に係る鋼板の金属組織は、マルテンサイトを４０～９７％含む。ここで、「マルテンサイト」とは、いわゆる、鋼の熱処理における冷却および昇温の過程で生じるフレッシュマルテンサイトと焼き戻しマルテンサイトとを総称するものである。
　フレッシュマルテンサイトは、転位密度が高く硬質な組織であるので、引張強度の向上に寄与する組織である。
　焼き戻しマルテンサイトは、フレッシュマルテンサイトと同様に、ラス状の結晶粒の集合である。一方で、焼き戻しマルテンサイトは、フレッシュマルテンサイトとは異なり、焼き戻しにより内部に微細な鉄系炭化物を含む硬質な組織である。焼き戻しマルテンサイトは、焼鈍後の冷却等により生成したフレッシュマルテンサイトを熱処理等により焼き戻すことで得られる。
　ベイナイトも微細な鉄系炭化物を含む組織であるが、焼き戻しマルテンサイトは鉄系炭化物のバリアントが複数あり、ベイナイトは鉄系炭化物のバリアントが単一である点で区別できる。
　本実施形態の鋼板では、マルテンサイトの体積率を４０％以上とする。好ましくは４５％以上、より好ましくは５０％以上とする。また、マルテンサイトの体積率を９７％以下とし、好ましくは９５％以下、より好ましくは９０％以下とする。
　残部組織：５％以下
　上述した、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイト及びマルテンサイト以外の残部の組織としては、パーライト等が挙げられる。本実施形態に係る鋼板の所望の特性を得るために、残部組織の体積率は５％以下とし、好ましくは４％以下、より好ましくは３％以下とする。残部組織は存在しなくてもよく、その下限は０％である。
　アスペクト比が３以上である残留オーステナイトの割合：全残留オーステナイトのうちの８０％以上
　残留オーステナイトを針状化させることにより、歪を受けたときの残留オーステナイトの安定性が向上する。つまり、残留オーステナイトの安定性が高いと、加工による歪を受けても、硬質相であるＣ濃度の高いフレッシュマルテンサイトへの加工誘起変態を抑制できる。このメカニズムについて、以下説明する。
　残留オーステナイトは、粒界から段階的にマルテンサイトに変態し、この変態に伴い歪が生じる。このマルテンサイト変態が進行すると、粒界近傍で生じた転位は、粒内を通って反対側の粒界へ移動し、転位が蓄積される。残留オーステナイトが針状の場合、転位が生じる粒界近傍から転位が蓄積される粒界までの距離が近い。そのため、蓄積した転位と新たに生じる転位との間に斥力が生じ、マルテンサイト変態により生じる歪が許容されない。以上の機構でマルテンサイト変態が阻害されるため、残留オーステナイトの安定性が向上する。
　形状の制御がなされずに生成する残留オーステナイトは、針状組織にならないため、それぞれの残留オーステナイトにおいて安定性にばらつきがある。そのため、針状組織ではない残留オーステナイトにおいては、変形能の異方性が大きい。一方、本実施形態に係る鋼板では、残留オーステナイトを針状化させて安定化させるため、変形能の異方性を低減させることができる。
　本実施形態では「針状化した残留オーステナイト」を「アスペクト比が３以上である残留オーステナイト」と定義する。本実施形態の鋼板においては、アスペクト比が３以上である残留オーステナイトの面積率が、残留オーステナイトの合計面積に対して８０％以上である。アスペクト比が３以上である残留オーステナイトが、全残留オーステナイトのうちの８０％以上であることにより、変形能の異方性が低減される。アスペクト比が３以上である残留オーステナイトは、好ましくは全残留オーステナイトのうちの８３％以上であり、より好ましくは８５％以上である。全残留オーステナイトに占める、アスペクト比が３以上である残留オーステナイトの割合の上限は特に定められず、理想的には１００％である。
　残留オーステナイト中における粒径８～４０ｎｍの炭化物の個数密度：５個／μｍ２以上
　本実施形態では、残留オーステナイトを針状とすることに加え、残留オーステナイト中の微細析出物量を制御することで、残留オーステナイトを安定化させている。残留オーステナイト中の微細析出物により、界面からの加工誘起変態の進展が、止められるためである。本実施形態の鋼板では、残留オーステナイト中に微細な炭化物を析出させている。本実施形態における炭化物とは、炭窒化物を含む。
　本実施形態において、加工誘起変態の進展を抑制するために有効な炭化物の粒径は８ｎｍ以上である。つまり、粒径が８ｎｍ未満の炭化物は、加工誘起変態の進展の抑制には有効に作用しない。そのため、本実施形態においては、粒径が８ｎｍ未満の炭化物は、制御すべき析出物として考慮しない。一方、炭化物の粒径が過度に大きくなるとは、炭化物自体が割れやすくなり、破壊を生じやすくなるおそれを意味する。そのため、炭化物の粒径は４０ｎｍ以下が好ましい。以上の観点から、本実施形態では、粒径が８～４０ｎｍの炭化物の個数密度について制御する。
　加工誘起変態の進展を抑制するために、本実施形態に係る鋼板では、残留オーステナイト中における粒径８～４０ｎｍの炭化物の個数密度は５個／μｍ２以上である。好ましくは、６個／μｍ２以上、より好ましくは、７個／μｍ２以上である。
　以上より、残留オーステナイトを安定化させ、好適な特性を得ることができる。残留オーステナイト中の粒径８～４０ｎｍの炭化物の個数密度の上限は特に定めないが、本実施形態の成分組成・熱処理においては、１００個／μｍ２程度である。
　次に、フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの同定と体積率の算出について説明する。前述のように、画像処理により面積率を算出した値を体積率とみなす。また、本実施形態では、圧延方向に平行な断面の、鋼板表面から板厚の１／４深さ（板厚１／４部）における金属組織を規定する。その理由は、この位置における金属組織が、鋼板の代表的な金属組織を示すからである。なお、本実施形態において、板厚の「１／４の深さ位置」とは、金属組織を特定するための観察位置であり、厳密に１／４深さに限定されない。板厚の１／８～３／８深さの範囲のどこかを観察して得られる金属組織を、１／４の深さ位置の金属組織とみなすことができる。
　残留オーステナイトの体積率は、Ｘ線を用いて回折強度を測定して算出することができる。
　Ｘ線を用いる測定では、試料の板面から深さ１／４の位置までを機械研磨及び化学研磨により除去し、板厚１／４の位置において、ＭｏＫα線を用いて、ｂｃｃ相の（２００）、（２１１）、及び、ｆｃｃ相の（２００）、（２２０）、（３１１）の回折ピークの積分強度比から、残留オーステナイトの組織分率を算出することが可能である。一般的な算出方法として５ピーク法が利用される。
　フレッシュマルテンサイトの体積率は、以下の手順で求める。
　試料の観察面をレペラ液でエッチングし、板厚１／４を中心とする板厚１／８～３／８の範囲内で１００μｍ×１００μｍの領域について、電界放射型走査電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ）で得られた二次電子像を３０００倍の倍率で観察する。レペラ腐食では、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトは腐食されないため、腐食されていない領域の面積率は、フレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトの合計面積率である。本実施形態では、このフレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトの合計面積率を、これら組織の「合計体積率」とみなす。この腐食されていない領域の面積率から、Ｘ線で測定した残留オーステナイトの体積率を引算して、フレッシュマルテンサイトの体積率を算出できる。
　フェライト及びベイナイト、焼き戻しマルテンサイトの体積率は、１／８～３／８の板厚範囲（すなわち、１／４の板厚位置が中心になる板厚範囲）をＦＥ－ＳＥＭにより観察し、得られた二次電子像から決定することができる。観察面は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面とする。観察面に対して研磨及びナイタールエッチングを行い、観察面における、板厚１／４を中心とする板厚１／８～３／８の範囲内の１００μｍ×１００μｍの領域を３０００倍の倍率で観察する。前述のレペラ腐食で観察した領域の周囲に圧痕を複数個残すことで、レペラ腐食で観察した領域と同じ領域を確認することができる。なお、板厚方向について、鋼板表面近傍及び鋼板中心近傍では、それぞれ、脱炭及びＭｎ偏析により鋼板のミクロ組織（構成要素）がその他の部分と大きく異なる場合がある。そのため、本実施形態では、１／４の板厚位置を基準としたミクロ組織の観察を行う。フェライトは、粒界の内側が均一なコントラストで写るものである。ベイナイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含まないもの、または、内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含み、その炭化物が、単一のバリアント、すなわち、同一方向に伸長した鉄系炭化物群に属するものである。ここで、同一方向に伸長した鉄系炭化物群とは、鉄系炭化物群の伸長方向の差異が５°以内であるものをいう。焼戻しマルテンサイトは、組織内のセメンタイトが複数のバリアントを有する点で、ベイナイトと区別できる。
　上記の方法で特定したフレッシュマルテンサイトの体積率と焼き戻しマルテンサイトの体積率とを合算することで、マルテンサイトの体積率を求めることができる。
　全残留オーステナイトに占めるアスペクト比が３以上の残留オーステナイトの割合は、ＦＥ－ＳＥＭを用いたＥＢＳＤ解析法によって行う。
　具体的には、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面とする試験片を採取し、試験片の観察面を研磨した後、電解研磨によってひずみ影響層を除去し、板厚１／４を中心とする板厚１／８～３／８の範囲内の１００μｍ×１００μｍの領域を測定ステップ０．０５μｍとしてＥＢＳＤ解析を行う。本実施形態における測定倍率は３０００倍とする。
　測定後のデータから残留オーステナイトマップを作成し、アスペクト比が３以上の残留オーステナイトを抽出して面積分率を求める。
　残留オーステナイト中における粒径８～４０ｎｍの炭化物の個数密度は、次のようにして測定する。
　鋼板表面から１／４位置における、直径３．０ｍｍの円形領域の薄膜サンプルを、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて５０万倍の倍率でオーステナイト相を含む領域を３視野観察する。各視野においてエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）により該当する合金炭化物形成元素（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ）が検出される析出物を、炭化物と判断する。画像解析装置を用いてオーステナイト相中の各析出物の面積を求め、これを円換算直径に換算する。
　当該円換算直径が８ｎｍ以上４０ｎｍ以下の炭化物の個数を算出して、これを観察視野の面積で除した値を、各視野における炭化物の個数密度とする。上記３視野において同様の作業を行い、得られた相加平均を円換算直径８～４０ｎｍの炭化物の個数密度として決定する。
　次に、本実施形態に係る鋼板の化学組成の限定理由について説明する。以下、成分組成に係る％は質量％を意味する。
　化学組成
　Ｃ：０．２０～０．４０％
　Ｃは、所定量のマルテンサイトを確保し、鋼板の強度を向上させる元素である。Ｃ含有量が０．２０％以上であると、所定量のマルテンサイトを得ることができ、所望の引張強度を確保することができる。Ｃ含有量は好ましくは０．２５％以上である。
　また、穴広げ性を確保するため、Ｃ含有量は０．４０％以下とする。Ｃ含有量は好ましくは０．３５％以下である。
　Ｓｉ：０．５％～２．０％
　Ｓｉは固溶強化により鋼板の強度を増大させるのに有用な元素である。また、Ｓｉはセメンタイトの生成を抑制するので、オーステナイト中への炭素（Ｃ）の濃化を促進させて、焼鈍後に残留オーステナイトを生成させるのに有効な元素である。また、Ｓｉは、後述する焼鈍工程においてγ粒界上に炭素（Ｃ）を偏析させる効果を有する。Ｓｉ含有量を０．５％以上とすることで、上記作用による効果を得ることができる。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．６％以上、より好ましくは０．７％以上である。
　また、溶接時の化成処理性およびめっき性を考慮して、Ｓｉ含有量は２．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．９％以下、より好ましくは１．８％以下である。
　Ａｌ：０．００１％以上、１．０％以下
　Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、セメンタイトの析出を抑制し、残留オーステナイトの安定化に寄与する。Ａｌを含有させることによる上記効果を得るためには、Ａｌの含有量は０．００１％以上とする。Ａｌ含有量は、０．００５％以上であることが好ましく、０．０１０％以上であることがより好ましい。ただし、粗大なＡｌ酸化物よって鋼板の加工性が低下することを抑制する観点から、Ａｌの含有量は１．０％以下とする。Ａｌ含有量は、０．９％以下であることが好ましく、０．８％以下であることがより好ましい。
　Ｍｎ：０．１～４．０％
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させる作用を有し、本実施形態の金属組織を得るのに有効な元素である。Ｍｎ含有量を０．１％以上とすることで、本実施形態の金属組織を得ることできる。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．０％以上、より好ましくは１．５％以上である。
　一方、Ｍｎの偏析により焼入れ性向上の効果が低下すること、および素材コストの上昇を考慮して、Ｍｎ含有量は４．０％以下とする。Ｍｎ含有量は好ましくは３．５％以下である。
　Ｖ：０．１５０％以下、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、かつ、Ｖ＋Ｔｉ＋Ｎｂ：０．０３０～０．１５０％
　Ｖ、Ｔｉ及びＮｂはいずれも炭化物の形態制御に重要な元素であり、残留オーステナイト中に均質かつ微細に炭化物が析出するためにＶ，Ｔｉ，Ｎｂの合計含有量を適切に制御する必要がある。Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂを全て含有する必要はないため、Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂの各元素の含有量の下限は０であるが、本実施形態における炭化物を生成するために、Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂの合計含有量は０．０３０％以上である。Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂの合計含有量は、０．０４０％以上が好ましく、０．０５０％以上がより好ましい。一方、Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂの合計含有量が多すぎると熱間圧延中に複合炭化物が析出し、この複合炭化物が後工程で粗大化する。炭化物の形態を好適に制御する観点から、Ｖ，Ｔｉ及びＮｂは合計で０．０３０％以上０．１５０％以下とする。Ｖ，Ｔｉ及びＮｂは合計で０．１２０％以下が好ましく、０．１００％以下がより好ましい。
　一方、Ｖの含有量が多すぎると、Ｖ炭化物の成長が促進され粗大なＶ炭化物が多数析出して鋼材の強度上昇と延性の低下を招き、鋼板の成形性が低下する虞がある。また、Ｔｉは、粗大なＴｉ酸化物又はＴｉＮを形成して鋼板の成形性を低下させる虞がある元素である。さらに、Ｔｉ含有量が多すぎると、熱延過程でＴｉ炭化物が析出し、後工程で粗大化するため、Ｎｂの含有量が多すぎると、熱延過程でＮｂ炭化物が析出し、後工程で粗大化するため、鋼板の強度上昇とともに延性の顕著な劣化を招き、鋼板の成形性が低下する虞がある。上記の理由から、各元素の上限は、Ｖ：０．１５０％以下、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下とする。
　Ｐ：０．０２００％以下
　Ｐは、不純物元素で、鋼板の板厚中央部に偏析して靭性を阻害し、また、溶接部を脆化させる元素である。Ｐ含有量が０．０２００％を超えると、溶接部強度や穴広げ性が著しく低下する。そのため、Ｐ含有量は０．０２００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０１００％以下である。
　Ｐ含有量は、少ないほど好ましいが、実用鋼板でＰ含有量を０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇し、経済的に不利になる。そのため、Ｐ含有量の下限値を０．０００１％以上としてもよい。
　Ｓ：０．０２００％以下
　Ｓは、不純物元素で、溶接性を阻害し、また、鋳造時と熱延時の製造性を阻害する元素である。また、Ｓは、粗大なＭｎＳを形成して、穴広げ性を阻害する元素でもある。Ｓ含有量が０．０２００％を超えると、溶接性の低下、製造性の低下、及び、穴広げ性の低下が顕著になる。そのため、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする。
　Ｓ含有量は、少ないほど好ましいが、実用鋼板でＳ含有量を０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇し、経済的に不利になる。そのため、Ｓ含有量の下限値を０．０００１％以上としてもよい。
　Ｎ：０．０２００％以下
　Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴広げ性を阻害し、また、溶接時のブローホールの発生原因となる元素である。Ｎ含有量が０．０２００％を超えると、穴広げ性の低下や、ブローホールの発生が顕著となる。そのため、Ｎ含有量は０．０２００％以下とする。
　Ｎ含有量は、少ないほど好ましいが、実用鋼板でＮ含有量を０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇し、経済的に不利になる。そのため、Ｎ含有量の下限値を０．０００１％以上としてもよい。
　Ｏ：０．０２００％以下
　Ｏは、粗大な酸化物を形成し、曲げ性や穴広げ性を阻害し、また、溶接時のブローホールの発生原因となる元素である。Ｏ含有量が０．０２００％を超えると、穴広げ性の低下や、ブローホールの発生が顕著となる。そのため、Ｏ含有量は０．０２００％以下とする。
　Ｏ含有量は、少ないほど好ましいが、実用鋼板でＯ含有量を０．０００５％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇し、経済的に不利になる。そのため、Ｏ含有量の下限値を０．０００５％以上としてもよい。
　本実施形態に係る鋼板は、Ｎｉ：０．０１～１．００％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｃｒ：０．００１～２．０００％、Ｂ：０．０００１～０．０１００％、Ｃｕ：０．００１～０．５００％、Ｗ：０．００１～０．１０％、Ｔａ：０．００１～０．１０％、Ｓｎ：０．００１～０．０５０％、Ｃｏ：０．００１～０．５０％、Ｓｂ：０．００１～０．０５０％、Ａｓ：０．００１～０．０５０％、Ｍｇ：０．０００１～０．０５０％、Ｃａ：０．００１～０．０４０％、Ｙ：０．００１～０．０５０％、Ｚｒ：０．００１～０．０５０％、及び、Ｌａ：０．００１～０．０５０％からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。これらの元素は含有しなくてもよいので、これら元素の各下限は０％である。
　Ｎｉ：０～１．００％
　Ｎｉは、鋼板の強度の向上に有効な元素である。Ｎｉの含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｎｉの含有量が０．００１％以上であることが好ましい。一方、Ｎｉの含有量が多すぎると、鋼板の延性が低下して成形性の低下を招く虞がある。このため、Ｎｉの含有量は１．００％以下であることが好ましい。
　Ｍｏ：０～１．００％
　Ｍｏは、Ｃｒと同様に鋼板の高強度化に寄与する元素である。この効果はＭｏ量が微量であっても得ることができる。Ｍｏの含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｍｏの含有量は、０．０１％以上であることが好ましい。一方、Ｍｏの含有量が１．００％を超えると、粗大なＭｏ炭化物が形成され、鋼板の冷間成形性が低下する虞がある。このため、Ｍｏの含有量は１．００％以下であることが好ましい。
　Ｃｒ：０～２．０００％
　Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させ、高強度化に寄与する元素であり、上記の金属組織を得るのに有効な元素である。したがって、Ｃｒを含有させてもよい。上記の効果を十分に得るためには、Ｃｒの含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
　しかしながら、Ｃｒを過剰に含有させても上記作用による効果が飽和する上、経済的に不利となる。したがって、含有させる場合でも、Ｃｒ含有量は２．０００％以下とする。
　Ｂ：０～０．０１００％
　Ｂは、オーステナイトからの冷却過程においてフェライト及びパーライトの生成を抑え、ベイナイト又はマルテンサイト等の低温変態組織の生成を促す元素である。また、Ｂは、鋼の高強度化に有益な元素である。この効果はＢ量が微量であっても得ることができる。Ｂの含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｂの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。ただし、Ｂの含有量が多すぎると、粗大なＢ酸化物が生成され、その結果、当該Ｂ酸化物がプレス加工時にボイドの発生起点となり、鋼板の成形性が低下する虞がある。このため、Ｂの含有量は０．０１００％以下であることが好ましい。なお、０．０００１％未満のＢの同定には分析に細心の注意を払う必要がある。Ｂ含有量が分析装置の検出下限を下回る場合、Ｂ含有量が０％とみなされる場合もある。
　Ｃｕ：０～０．５００％
　Ｃｕは、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。この効果はＣｕ量が微量であっても得ることができる。Ｃｕの含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｃｕの含有量が０．００１％以上であることが好ましい。ただし、Ｃｕの含有量が多すぎると、赤熱脆性を招き、熱間圧延での生産性を低下させる虞がある。このため、Ｃｕの含有量は０．５００％以下であることが好ましい。
　Ｗ：０～０．１０％
　Ｗは、鋼板の強度の向上に有効な元素である。Ｗの含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｗの含有量が０．００１％以上であることが好ましい。一方、Ｗの含有量が多すぎると、微細なＷ炭化物が多数析出し、鋼板の強度の過度な上昇と延性の低下を招き、鋼板の冷間加工性を低下させる虞がある。このため、Ｗの含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。
　Ｔａ：０～０．１０％
　Ｔａも、Ｗと同様に、鋼板の強度の向上に有効な元素である。Ｔａの含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｔａの含有量が０．００１％以上であることが好ましい。一方、Ｔａの含有量が多すぎると、微細なＴａ炭化物が多数析出し、鋼板の強度の過度な上昇と延性の低下を招き、鋼板の冷間加工性を低下させる虞がある。このため、Ｔａの含有量は０．１０％以下とし、０．０２％以下であることがより好ましく、０．０１０％以下であることが更に好ましい。
　Ｓｎ：０～０．０５０％
　Ｓｎは、鋼板の原料としてスクラップを用いた場合に、鋼板に含有され得る元素である。また、Ｓｎは、フェライトの脆化による鋼板の冷間成形性の低下を引き起こす虞がある。このため、Ｓｎの含有量は少ないほど好ましい。Ｓｎの含有量は、０．０５０％以下とし、０．０４０％以下であることが好ましく、０％であってもよい。しかし、Ｓｎの含有量を０．００１％未満へ低減することは精錬コストの過度な増加を招くため、Ｓｎの含有量を０．００１％以上としてもよい。
　Ｃｏ：０～０．５０％
　Ｃｏは、鋼板の強度の向上に有効な元素である。Ｃｏの含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｃｏの含有量が０．００１％以上であることが好ましい。一方、Ｃｏの含有量が多すぎると、鋼板の延性が低下して成形性の低下を招く虞がある。このため、Ｃｏの含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。
　Ｓｂ：０～０．０５０％
　Ｓｂは、Ｓｎと同様に、鋼板の原料としてスクラップを用いた場合に鋼板に含有され得る元素である。Ｓｂは、粒界に強く偏析することで、粒界の脆化、延性の低下、および冷間成形性の低下を招く虞がある。このため、Ｓｂの含有量は少ないほど好ましい。Ｓｂの含有量は、０．０５０％以下とし、０．０４０％以下であることが好ましく、０％であってもよい。しかし、Ｓｂの含有量を０．００１％未満へ低減することは精錬コストの過度な増加を招くため、Ｓｂの含有量を０．００１％以上としてもよい。
　Ａｓ：０～０．０５０％
　Ａｓは、Ｓｎ、Ｓｂと同様に、鋼板の原料としてスクラップを用いた場合に鋼板に含有され得る元素である。Ａｓは、粒界に強く偏析することであり、冷間成形性の低下を招く虞がある。このため、Ａｓの含有量は少ないほど好ましい。Ａｓの含有量は、０．０５０％以下とし、０．０４０％であることが好ましく、０％であってもよい。しかし、Ａｓの含有量を０．００１％未満へ低減することは精錬コストの過度な増加を招くため、Ａｓの含有量を０．００１％以上としてもよい。
　Ｍｇ：０～０．０５０％
　Ｍｇは、硫化物や酸化物の形態を制御し、鋼板の曲げ成形性の向上に寄与する。この効果はＭｇ量が微量であっても得ることができる。Ｍｇの含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｍｇの含有量が０．０００１％以上であることが好ましい。しかし、Ｍｇの含有量が多すぎると、粗大な介在物の形成による冷間成形性の低下を引き起こす虞がある。このため、Ｍｇの含有量は、０．０５０％以下とし、０．０４０％以下であることが好ましい。
　Ｃａ：０～０．０４０％
　Ｃａは、Ｍｇと同様に、微量で硫化物の形態を制御できる元素である。Ｃａの含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｃａの含有量は０．００１％以上であることが好ましい。しかし、Ｃａの含有量が多すぎると、粗大なＣａ酸化物が生成され、当該Ｃａ酸化物が冷間成形時に割れ発生の起点となり得る。このため、Ｃａの含有量は、０．０４０％以下とし、０．０３０％以下であることが好ましい。
　Ｙ：０～０．０５０％
　Ｙは、Ｍｇ、Ｃａと同様、に微量で硫化物の形態を制御できる元素である。Ｙの含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｙの含有量は０．００１％以上であることが好ましい。しかし、Ｙの含有量が多すぎると、粗大なＹ酸化物が生成され、冷間成形性が低下する虞がある。このため、Ｙの含有量は、０．０５０％以下とし、０．０４０％以下であることがより好ましい。
　Ｚｒ：０～０．０５０％
　Ｚｒは、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙと同様に、微量で硫化物の形態を制御できる元素である。Ｚｒの含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｚｒの含有量は０．００１％以上であることが好ましい。しかし、Ｚｒの含有量が多すぎると、粗大なＺｒ酸化物が生成され、冷間成形性が低下する虞がある。このため、Ｚｒの含有量は、０．０５０％以下であることが好ましく、０．０４０％以下であることがより好ましい。
　Ｌａ：０～０．０５０％
　Ｌａは、微量で硫化物の形態制御に有効な元素である。Ｌａの含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｌａの含有量は０．００１％以上であることが好ましい。しかし、Ｌａの含有量が多すぎると、Ｌａ酸化物が生成され、冷間成形性が低下する虞がある。このため、Ｌａの含有量は、０．０５０％以下とし、０．０４０％以下であることが好ましい。
　本実施形態に係る鋼板の化学組成において、上記元素を除く残部は、Ｆｅ及び不純物である。ここでいう「不純物」は、鋼原料（鉱石、スクラップ等）、又は製鋼過程で混入するものであって、本実施形態に係る鋼板の特性を阻害しない範囲で、存在が許容される元素である。
　上述した鋼板の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定すればよい。Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。
　本実施形態に係る鋼板は、その表面に溶融亜鉛めっき層を有してもよい。本実施形態に係る鋼板の溶融亜鉛めっき層の成分組成は特に限定されない。本実施形態に係る鋼板のめっきは、溶融亜鉛めっき、又は、合金化溶融亜鉛めっきであればよく、また、これらめっきを合金化した合金化めっきであればよい。また、本実施形態に係る鋼板が別のめっき（例えばアルミめっき等）を有することも妨げられない。
　溶融亜鉛めっき層、及び、溶融亜鉛合金めっき層の成分組成は、Ｆｅを７質量％未満含有することが好ましく、また、合金化めっきの成分組成は、Ｆｅを７質量％以上１５質量％以下含有することが好ましい。
　特性
［引張強度］
　本実施形態に係る鋼板では、引張強度（ＴＳ）は、９８０ＭＰａ以上である。引張強度の上限は特に限定されない。
　なお、引張強度は、鋼板から圧延方向に対し垂直方向が長手方向となるように、ＪＩＳ　Ｚ　２２０１に記載のＪＩＳ５号引張試験片を採取し、その後、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行うことで測定する。
［伸び（％）＞（４９－０．０３×ＴＳ）］
　本実施形態に係る鋼板では、成形性の観点から伸び（％）が下式（１）で表される値を取る。
　伸び（％）＞（４９－０．０３×ＴＳ）・・・（１）
　なお、上式（１）において、ＴＳは、単位をＭＰａで表したときの引張強度を表す。また、引張強度の測定方法は上述したように、鋼板から圧延方向に対し垂直方向にＪＩＳ　Ｚ　２２０１に記載の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うことで測定する。
　伸びは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に規定された破断全伸び（Ｅｌ）によって評価する。
［穴広げ率λ（％）＞（４１－１０×板厚）］
　本実施形態に係る鋼板では、穴広げ性の観点から穴広げ率λ（％）が下式（２）で表される値を取る。
　穴広げ率λ（％）＞（４１－１０×板厚）・・・（２）
　なお、上式（２）において、板厚は単位：ｍｍで表したときの板厚を表す。
　また、穴広げ率（λ）については、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６：２０１０記載の穴広げ試験方法に従って評価する。
　［穴広げ後の形状が真円に近い］
　本実施形態に係る鋼板は、残留オーステナイトを安定化することにより、変形能の異方性が小さい。そのため、本実施形態に係る鋼板は、穴広げ後の形状が真円に近い。本実施形態における真円度は以下の手順により評価する。本実施形態に係る鋼板にＪＩＳ　Ｚ　２２５６：２０１０記載の穴広げ試験方法を行い、穴広げ後の試験片を真上から２倍で撮影する。撮影した画像について、画像解析処理ソフトによって穴広げ後の形状の面積Ａ０を測定し、さらにこの穴広げ後の形状の外接円または、形状の長径を直径とする円の面積Ａ１を求め、Ａ０をＡ１で除した値が０．８０以上であるものを、本実施形態において「穴広げ後の形状が真円に近い」と定義する。
　次に、本実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。
　本実施形態に係る鋼板の製造方法は、
　本実施形態に係る化学組成を有するスラブを１１５０℃以上で１時間以上加熱し、熱間圧延して旧オーステナイト粒径が３０μｍ未満である熱延鋼板とする熱間圧延工程と、
　前記熱間圧延工程終了後３．０秒以内に前記熱延鋼板を８００℃以下の温度域に冷却する第一冷却工程と、
　前記第一冷却工程後の前記熱延鋼板を３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で３００℃以下の温度まで冷却し、巻き取る巻取工程と、
　前記巻取工程後の前記熱延鋼板を０．１～３０％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板とする冷間圧延工程と、
　前記冷延鋼板を０．５～１．５℃／ｓの平均加熱速度で４８０℃～Ａｃ１の温度域を加熱し、Ａｃ１～Ａｃ３の温度域で均熱する焼鈍工程と、
　前記均熱後の前記冷延鋼板を平均冷却速度４℃／ｓ以上で冷却する第二冷却工程と、
　前記第二冷却工程後の前記冷延鋼板を３００℃～４８０℃で１０秒以上保持する温度保持工程と、
を有する。
　以下、各工程条件について説明する。
［熱間圧延工程］
　本実施形態における化学組成を有するスラブを熱間圧延前に加熱する。スラブの加熱温度は、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂを含有する炭化物等を十分に固溶させるため、１１５０℃以上とする。炭化物を十分に固溶できない場合、炭化物が熱間圧延中に析出して粗大化し、微細な炭化物を所望の個数密度で析出させることができない。スラブの加熱温度は、１２００℃以上であってもよい。加熱温度の上限値は特に規定しないが、一般的には１３００℃以下または１２５０℃以下であってもよい。また、上記加熱温度での保持時間は、スラブ中心部まで所定の温度にし、鋳造段階で形成した炭化物を十分に固溶させるため、１時間（６０分）以上とする。上限は特に規定されないが、過度のスケールロスを抑制するため、１８０分以下が好ましく、１２０分以下がより好ましい。なお、使用するスラブは、生産性の観点から連続鋳造法において鋳造することが好ましいが、造塊法または薄スラブ鋳造法によって製造してもよい。
　熱間圧延工程では、上述の化学成分を有するスラブを熱間圧延することで、旧オーステナイト粒径が３０μｍ未満であり、かつ炭化物の析出が抑制された熱延鋼板とする。この熱間圧延工程は、粗圧延工程、および複数の圧延スタンドに連続してスラブを通過させて圧延を行う仕上げ圧延工程を含む。
　熱延鋼板の旧オーステナイト粒径を３０μｍ未満とすることで、その後の焼鈍工程において変態したオーステナイト同士が連結して塊状のオーステナイトとなることを抑制できる。塊状のオーステナイトへの連結を抑制することで、残留オーステナイトのアスペクト比を３．０以上とすることができる。なお、熱延鋼板の旧オーステナイト粒径は、鋼板の圧延方向に沿っており、且つ、板面に垂直な断面において、観察面をナイタール腐食し、光学顕微鏡で１００～５００倍の倍率で組織を観察することにより測定可能である。画像処理で各γ粒の面積を測定し、その円相当径を粒径とする。
　＜仕上げ圧延工程＞
　仕上げ圧延工程は４段以上で行ってよい。以下に、熱延鋼板の旧オーステナイト粒径を３０μｍ未満とするために好適な仕上げ圧延工程の条件の一例を示す。なお、以下の例では、圧延スタンド数が、４台以上である場合を示す。
　最終の圧延スタンドから３段目の圧延スタンドにおける圧延開始温度：８５０～１０００℃
　最終の圧延スタンドから、上流に向かって３段目の圧延スタンド（後段３段目の圧延スタンド）における仕上げ圧延開始温度（入側温度）を８５０℃以上とする。これにより、オーステナイト中への炭化物の析出を抑制できるため、好ましい。一方、当該３段目の圧延スタンドにおける仕上げ圧延開始温度を１０００℃以下とすることにより、旧オーステナイト粒の粗大化を抑制できるため、好ましい。
　ここで、最終圧延スタンドから、上流に向かって３段目の圧延スタンドとは、例えば、７台の圧延スタンドで連続圧延を行う場合は、上流側からカウントして５台目の圧延スタンドを指す。また、最終圧延スタンドから、上流に向かって４段目の圧延スタンドとは、例えば、７台の圧延スタンドで連続圧延を行う場合は、上流側からカウントして４台目の圧延スタンドを指す。
　仕上げ圧延の後段３段の各圧延スタンドにおける圧下率：それぞれ１０％超
　仕上げ圧延工程では、複数の圧延スタンドに連続してスラブを通過させて圧延を行う。このとき、後段３段の各圧延スタンドにおける圧下率を、それぞれ１０％超として圧延を行うことが好ましい。ここで、後段３段の圧延とは、最終スタンドを含む下流側の３段の圧延スタンドを用いた圧延を意味する。例えば、７台の圧延スタンドで連続圧延を行う場合は、上流側からカウントして、５台目から７台目の圧延スタンド（合計３段）での圧延を意味する。後段３段の圧下率をそれぞれ１０％超とすることにより、十分な圧延歪みを導入できるため、オーステナイト粒を十分に細粒化することができる。仕上げ圧延の後段３段の各圧延スタンドにおける圧下率は、より好ましくは２０％以上とする。仕上げ圧延の後段３段の各圧延スタンドにおける圧下率の上限は特に限定されないが、製造性の観点から４０％以下と定めてもよい。
　仕上げ圧延の後段３段の圧延スタンドにおける各圧延スタンド間のパス間時間：３．０秒以内
　仕上げ圧延の後段３段の圧延スタンドにおける各圧延スタンド間のスラブのパス間時間（スラブの通過時間）は、３．０秒以内が好ましい。これにより、パス間での回復・再結晶が抑制され、歪みを十分に累積することが容易となる。また、パス間に合金炭化物が析出することを抑制し易い。各圧延スタンド間のパス間時間は、好ましくは２．０秒以内とする。各圧延スタンド間のパス間時間の下限は特に限定されず、短いほど好ましく、理想的には０秒であるが、圧延スタンドの性能上、０．１秒以上と定めてもよい。なお、仕上げ圧延の後段３段の圧延スタンドにおける各圧延スタンド間のパス間時間は、いずれも３．０秒以内であることが好ましい。換言するに、仕上げ圧延の後段３段の圧延スタンドにおける各圧延スタンド間のパス間時間のうち、最も長いパス間時間（最大値）が３．０秒以内であればよい。
　仕上げ圧延の後段４段の圧延スタンドのうち、ｎ段目の圧延スタンドの出側の温度Ｔｎと、（ｎ＋１）段目の圧延スタンドの入側の温度Ｔｎ＋１と、の差分である（Ｔｎ－Ｔｎ＋１）：１０℃以上
　仕上げ圧延の後段４段の圧延スタンドのうち、ｎ段目の圧延スタンドの出側の温度Ｔｎと、下流側に向かって（ｎ＋１）段目の圧延スタンドの入側の温度Ｔｎ＋１と、の差分である（Ｔｎ－Ｔｎ＋１）を制御することで、歪みを好適に累積できる。（Ｔｎ－Ｔｎ＋１）を１０℃以上とすることで、パス間での回復・再結晶が抑制され、仕上げ圧延工程における歪みを十分に累積できるため、好ましい。（Ｔｎ－Ｔｎ＋１）は、１３℃以上がより好ましい。本実施形態における「入側の温度」および「出側の温度」とは、ともに、各圧延スタンドに供される熱延鋼板の表面を非接触型の温度計により測定したものとする。非接触型の温度計は、例えば、単色あるいは二色以上の測定波長の放射輝度から温度を測定する放射温度計であってもよく、また、鋼板表面から受光器に到達する測定波長の経路は大気であっても、水中（水柱）であってもよい。
　ここで、後段４段の圧延スタンドのうち、（ｎ＋１）段目の圧延スタンドとは、ｎ段目の圧延スタンドの下流側（鋼板の搬送方向）に隣接する圧延スタンドを指す。
　また、本実施形態の仕上げ圧延のうち後段４段による圧延では、熱延鋼板が先頭スタンドから最終スタンドに向かうに従い、鋼板温度が低下していくことが好ましい。
　本実施形態において、上記（Ｔｎ－Ｔｎ＋１）を大きくするための設備は限定しない。工業的には、水量を制御できる水スプレー等の冷却装置を用いることが好適である。例えば、熱延鋼板を搬送する搬送ローラーの間に水スプレー装置を配置してよい。
　［第一冷却工程］
　上記のように熱間圧延された鋼板（以下、熱延鋼板と呼称する場合がある）を、熱間圧延工程終了後、３．０秒以内に８００℃以下の温度域に冷却する（第一冷却工程）。すなわち、熱間圧延工程終了後から、熱延鋼板が８００℃以下の温度域に冷却されるまでの所要時間は、３．０秒以内とする。好ましくは、当該冷却所要時間は、２．０秒以内である。なお、本実施形態では、熱間圧延後、一定温度で保持するような保持工程を行うことなく、熱延鋼板を、３．０秒以内に上記温度域まで冷却することが好ましい。この第一冷却工程により、炭化物の生成を抑制できる。
　また、熱間圧延工程終了後、熱延鋼板を８００℃以下の温度域に向けて急冷を開始するまでの時間の下限は特に限定されないが、理想的には０秒である。すなわち、熱間圧延工程終了後、すぐに、第一冷却工程が行われることが好ましい。
　［巻取工程］
　本実施形態に係る鋼板の製造方法では、第一冷却工程後の熱延鋼板を３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で３００℃以下の温度まで冷却し、巻き取る（巻取工程）。
　平均冷却速度を３０℃／ｓ以上とし、さらに巻取温度を３００℃以下とすることにより、炭化物の析出を抑制しつつ、フェライト変態やパーライト変態を抑制して針状組織の元となる硬質組織（低温変態組織）が得られる。巻取温度が３００℃超の場合、組織形態が塊状であるフェライトおよびパーライトの生成を招き、針状組織が得られにくくなるおそれがあるため、好ましくない。よって、本実施形態では、巻取温度は３００℃以下とし、好ましくは２５０℃以下とする。また、第一冷却工程後の平均冷却速度が３０℃／ｓ未満の場合も同様に、組織形態が塊状であるフェライトおよびパーライトの生成を招くおそれがある。よって、平均冷却速度は、３０℃／ｓ以上とし、好ましくは４０℃／ｓ以上、より好ましくは５０℃／ｓ以上である。平均冷却速度の上限は特に限定されないが、製造性の観点から１００℃／ｓ以下としてもよい。また、３００℃より低い温度では、析出物の生成が進行しないため、平均冷却速度は限定されない。
　［冷間圧延工程］
　次に、巻取工程後の熱延鋼板を酸洗し、０．１～３０％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板とする。
　酸洗は、熱延鋼板の表面の酸化物を除去するための工程であり、酸洗回数は１回でも複数回でもよい。
　冷間圧延により歪みを付与し、炭化物の析出サイトを増加させる。この効果を得るために、冷間圧延の圧下率を０．１％以上とする。好ましくは５％以上、より好ましくは１０％以上である。
　冷間圧延の圧下率が３０％超の場合には、焼鈍加熱時に再結晶が進み、付与した歪みが消失してしまうため好ましくない。これらの理由から、冷間圧延の圧下率を３０％以下とする。好ましくは２５％以下、より好ましくは２０％以下である。
　［焼鈍工程］
　焼鈍工程では、冷延鋼板を、０．５～１．５℃／ｓの平均加熱速度で４８０℃～Ａｃ１の温度域を加熱し（以下、焼鈍加熱工程と呼称する場合がある）、その後、Ａｃ１～Ａｃ３の温度域で均熱する（以下、均熱工程と呼称する場合がある）。
　＜焼鈍加熱工程＞
　焼鈍加熱工程では、焼戻しマルテンサイト中に微細なＶＣ、ＴｉＣ、ＮｂＣなどの炭化物を析出させるため、冷延鋼板を、０．５～１．５℃／ｓの平均加熱速度で４８０℃～Ａｃ１の温度域を加熱する。
　４８０℃～Ａｃ１の温度域の平均加熱速度を０．５～１．５℃／ｓとすることで、焼戻しマルテンサイト中に十分な量の炭化物を析出させることができる。さらに、平均加熱速度を当該範囲内とすることで、析出した炭化物を、加工誘起変態を抑制するのに好適なサイズまで成長させることができる。４８０℃～Ａｃ１の温度域の平均加熱速度は、好ましくは１．４℃／ｓ以下、より好ましくは１．３℃／ｓ以下である。４８０℃～Ａｃ１の温度域の平均加熱速度は、好ましくは０．６℃／ｓ以上、より好ましくは０．７℃／ｓ以上である。
　＜均熱工程＞
　均熱工程では、焼鈍加熱工程後の冷延鋼板をＡｃ１点～Ａｃ３点の温度域で均熱する。
　このような条件で均熱することにより、焼戻しマルテンサイトのラスに沿って針状のオーステナイトが生成する。生成したオーステナイトは、焼鈍加熱工程で析出した微細な炭化物を含む。焼鈍加熱工程後の均熱温度は、残留オーステナイトの体積率を確保する観点から、（Ａｃ１点＋３０℃）以上が好ましく、（Ａｃ１点＋４０℃）以上がより好ましい。また、均熱温度は、焼戻しマルテンサイトのラスに沿った針状のオーステナイトを安定して生成させる観点から、（Ａｃ３点－５℃）以下が好ましく、（Ａｃ３点－１０℃）以下がより好ましい。
　具体的な均熱温度は、以下の式で表されるＡｃ１点およびＡｃ３点に基づき、所望の金属組織の割合を勘案して、適宜調整可能である。
Ａｃ１＝７２３－１０．７Ｍｎ―１６．９Ｎｉ＋２９．１Ｓｉ＋１６．９Ｃｒ＋２９０Ａｓ＋６．３８Ｗ・・（式３）
Ａｃ３＝９１０－２０３√Ｃ＋４４．７Ｓｉ－３０Ｍｎ＋７００Ｐ－２０Ｃｕ－１５．２Ｎｉ－１１Ｃｒ＋３１．５Ｍｏ＋４００Ｔｉ＋１０４Ｖ＋１２０Ａｌ・・（式４）
　ここで、（式３）および（式４）における、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、ＶおよびＡｌは、鋼中の各元素の含有量［質量％］である。
　均熱工程の均熱時間は、特に制限されないが、５秒～５００秒としてもよい。均熱中のフェライトおよびオーステナイトの粗大化を抑制する観点から３００秒以内と定めてもよい。
　なお、均熱工程における鋼板の温度は一定である必要はない。所望の組織割合を得ることができれば、均熱工程における鋼板の温度は、Ａｃ１点～Ａｃ３点の温度域内で変化してもよい。
　＜焼鈍後の冷却工程（第二冷却工程）＞
　第二冷却工程では、均熱工程後の冷延鋼板を平均冷却速度４℃／ｓ以上で冷却する。このような条件で冷却することにより、冷却中のフェライト変態を抑制できる。また、最終組織において所望量のマルテンサイトと残留オーステナイトを得ることができる。第二冷却工程における平均冷却速度が４℃／ｓ未満の場合、冷却中のフェライト変態を十分に抑制できないおそれがある。その結果、最終組織において、所望量のマルテンサイトと残留オーステナイトを得ることができない上、パーライト等の残部組織の比率が過度に大きくなるおそれがある。これらのことから、第二冷却工程における平均冷却速度は、８℃／ｓ以上が好ましく、１０℃／ｓ以上がより好ましい。なお、第二冷却工程における平均冷却速度の上限値は特に限定しないが、１００℃／ｓ以下としてよい。
　＜温度保持工程＞
　温度保持工程では、第二冷却工程後の冷延鋼板を３００℃～４８０℃の温度域内で１０秒以上保持する。第二冷却工程後の冷延鋼板を所定の保持温度とするために、冷延鋼鈑の温度を適宜昇降させてもよい。
　保持時間が１０秒を下回ると、未変態オーステナイト中に炭素が十分濃化しない。上記温度域の保持時間を１０秒以上とすることで、オーステナイト中の炭素濃度を高め、最終冷却後に所望量の残留オーステナイトを確保することができる。上記効果を安定して得るため、保持時間は１００秒以上とすることが好ましい。なお、保持時間の上限を限定する必要はないが、過度に保持時間が長いと生産性が低下するため、保持時間は、１０００秒以下としてもよい。
　保持温度が３００℃未満の場合、所望量の残留オーステナイトが得られないため好ましくない。そのため、再加熱温度は３００℃以上とし、好ましくは３５０℃以上である。また、保持温度が４８０℃超の場合、残留オーステナイトが、フェライトおよびセメンタイトに分解するため好ましくない。そのため、保持温度は４８０℃以下とし、好ましくは４５０℃以下である。
　温度保持工程後の冷延鋼板は、安定して所望の金属組織を得るために、Ｍｓ点以下まで１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却されてもよい。
　冷延鋼板に対して、焼鈍後の冷却工程（第二冷却工程）の途中、温度保持工程（ベイナイト変態工程）の途中、ならびに温度保持工程（ベイナイト変態工程）の後に溶融亜鉛めっき工程や合金化工程を施してもよい。この場合、溶融亜鉛めっきの方法や合金化の方法は特に限定されず、常法を用いることができる。溶融亜鉛めっきの方法としては、例えば、第二冷却工程の途中において（亜鉛めっき浴温度－４０）℃～（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃の温度域で冷却を止めるとともに、めっき浴に浸漬する際の鋼板温度をこの温度域に制御して、溶融亜鉛めっき浴に浸漬することにより溶融亜鉛めっきを形成する方法が挙げられる。また、合金化の方法としては、例えば、溶融亜鉛めっきを、３００～５００℃の温度域で合金化する方法が挙げられる。
　本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。
　＜製造方法＞
　表１に示される化学組成を有するスラブを鋳造した。鋳造後のスラブを、表２に記載の条件で、板厚２．８ｍｍまで熱間圧延した。熱間圧延後、熱延鋼板に対して、表３に記載の条件で、第一冷却工程、巻取工程、冷間圧延工程、焼鈍工程、第二冷却工程及び温度保持工程を行った。その後、安定して所望の金属組織を得るために、冷延鋼板を、平均冷却速度１℃／ｓ以上でＭｓ点以下まで冷却し、最終鋼板を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　＜金属組織の測定＞
　得られた最終鋼板（焼鈍鋼板）から、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な縦断面を研磨した。その後、板厚の１／４位置における金属組織を観察し、画像処理により、各組織の面積率を測定した。各組織の体積率を表４に示した。なお、表４に示す「残部組織」は、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト、および残留オーステナイト以外の組織を指す。また、本実施例の金属組織を、電界放出型の走査型電子顕微鏡を用いた方法によって確認したところ、残部組織は、パーライトからなるものであった。
　残留オーステナイト（残留γ）の体積率は、Ｘ線を用いて回折強度を測定して算出した。Ｘ線を用いる測定では、試料の板面から深さ１／４の位置までを機械研磨及び化学研磨により除去し、板厚１／４の位置において、ＭｏＫα線を用いて、ｂｃｃ相の（２００）、（２１１）、及び、ｆｃｃ相の（２００）、（２２０）、（３１１）の回折ピークの積分強度比を求めた。得られた強度比から、残留オーステナイトの組織分率を算出した。その際に、一般的な算出方法である５ピーク法を用いた。
　フレッシュマルテンサイトの面積率は、以下の手順で求めた。試料の観察面をレペラ液でエッチングし、板厚１／４を中心とする板厚１／８～３／８の範囲内で１００μｍ×１００μｍの領域について、電界放射型走査電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ）で得られた二次電子像を３０００倍の倍率で観察した。レペラ腐食では、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトは腐食されないため、腐食されていない領域の面積率は、フレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトの合計面積率である。この腐食されていない領域の面積率から、Ｘ線で測定した残留オーステナイトの体積率を引算して、フレッシュマルテンサイトの面積率を算出した。
　フェライト及びベイナイト，焼き戻しマルテンサイトの面積率は、１／８～３／８の板厚範囲（すなわち、１／４の板厚位置が中心になる板厚範囲）をＦＥ－ＳＥＭにより観察し、得られた二次電子像から決定した。このＦＥ－ＳＥＭ観察では、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面が観察面になるように試料を採取し、この観察面に対して研磨及びナイタールエッチングを行った。前述のレペラ腐食で観察した領域の周囲に圧痕を複数個残すことで、レペラ腐食で観察した領域と同じ領域を確認した。フェライトは、粒界の内側が均一なコントラストで写るものである。ベイナイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含まないもの、または、内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含み、その炭化物が、単一のバリアント、すなわち、同一方向に伸長した鉄系炭化物群に属するものである。ここで、同一方向に伸長した鉄系炭化物群とは、鉄系炭化物群の伸長方向の差異が５°以内であるものとした。焼戻しマルテンサイトは、組織内のセメンタイトが複数のバリアントを有する点で、ベイナイトと区別した。
　上記の方法で特定したフレッシュマルテンサイトの面積率と焼き戻しマルテンサイトの面積率とを合算することで、マルテンサイトの体積率を求めた。
　全残留オーステナイトに占めるアスペクト比が３以上の残留オーステナイトの割合は、ＦＥ－ＳＥＭを用いたＥＢＳＤ解析法によって求めた。具体的には、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面とする試験片を採取し、試験片の観察面を研磨した後、電解研磨によってひずみ影響層を除去し、板厚の表面から１／８ｔ（ｔ：板厚）～３／８ｔ（ｔ：板厚）の領域において、１以上の視野にて、合計で２．０×１０－８ｍ２以上の面積を測定ステップ０．２μｍとしてＥＢＳＤ解析を行った。
　測定後のデータから残留オーステナイトマップを作成し、アスペクト比が３以上の残留オーステナイトを抽出して、アスペクト比が３以上の残留オーステナイトの面積分率を求めた。
　残留オーステナイト（残留γ）中における粒径８～４０ｎｍの炭化物（微細炭化物）の個数密度は、次のようにして測定した。
　まず、鋼板表面から１／４位置における、直径３．０ｍｍの円形領域の抽出レプリカサンプルを、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて１０万倍の倍率で３視野観察し、各視野においてエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）により該当する合金炭化物形成元素が検出される析出物について、炭化物とし、画像解析装置を用いて各析出物の面積を求め、これを円換算直径に換算した。次いで、当該円換算直径が８ｎｍ以上４０ｎｍ以下の炭化物の個数を算出して、これを観察視野の面積で除した値を各視野における炭化物の個数密度とし、これを上記の３視野で行い、得られた相加平均を、円換算直径８～４０ｎｍの炭化物の個数密度として決定した。
　＜特性の測定＞
　（引張強度）
　鋼板から圧延方向に対し垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に沿って引張試験を行うことで、引張強度ＴＳを測定した。引張強度ＴＳ（単位：ＭＰａ）が９８０ＭＰａ以上の場合を合格とした。
　引張強度の測定結果を表５に示した。
　（伸び）
　鋼板から圧延方向に対し垂直方向にＪＩＳ　Ｚ　２２０１に記載のＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に沿って引張試験を行うことで伸びを測定した。伸び（％）が、（４９－０．０３×ＴＳ）よりも大きい値の場合を合格とした。伸びの測定結果及び（４９－０．０３×ＴＳ）の値を表５に示した。
　（穴広げ率λ）
　ＪＩＳ　Ｚ　２２５６：２０１０記載の穴広げ試験方法に従って、鋼板の穴広げ率λを評価した。なお、穴広げ率λの評価基準となる数値（基準値）を算出するために必要な板厚ｔ（ｍｍ）は、以下の方法で求めた。
　まず、鋼板の幅方向における三点（１／４位置、１／２位置、３／４位置）における各板厚（ｍｍ）をノギスで測定し、それらの相加平均を板厚ｔ（ｍｍ）とした。
　本実施例では、穴広げ率λの評価基準となる基準値は、（４１－１０×板厚ｔ）とした。すなわち、穴広げ率λ（％）が（４１－１０×板厚ｔ）よりも大きい値の場合を合格とした。穴広げ率λ（％）及び（４１－１０×板厚ｔ）の値を表５に示した。
　（穴広げ後の形状：変形能の異方性）
　上述の穴広げ試験を行った後の形状を以下の方法で評価した。
　まず、穴広げ後の試験片を真上から撮影した。撮影した画像について、画像解析処理ソフトによって穴広げ後の穴の形状の面積Ａ０を測定した。さらに、穴広げ後の穴の形状の外接円の面積Ａ１を求め、Ａ０をＡ１で除した値（Ａ０／Ａ１）を求めた。Ａ０／Ａ１が０．８０以上の場合を、変形能の異方性に優れる鋼板として、合格とした。Ａ０／Ａ１の値を表５に示した。なおここでいう「外接円」とは、穴の中心を通る直線であって、穴形状の淵と交差する２つの点からなる線分のうち、長さが最大の直線を穴の形状の長径とするとき、その長径を直径とする円を意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表５に示すように、本発明に係る実施例では、伸び（％）が（４９－０．０３×ＴＳ（単位：ＭＰａ））よりも大きい値であり、穴広げ率λ（％）が（４１－１０×板厚（単位：ｍｍ））よりも大きい値であり、穴広げ後の形状が真円に近かった。
　また、上記の例番号１の実施例で作製した、冷間圧延工程後の冷延コイルの一部（冷延鋼板）に対して、表６に示す条件にてめっき処理を施した場合についても、各種特性を評価した。具体的には、まず、例番号１と同じ条件で焼鈍工程を実施し、４００℃で３８０秒の温度保持工程を行った。その後に、鋼板を再加熱して表６に示す鋼板温度に制御するとともに、亜鉛めっき浴に鋼板を浸漬した。浸漬後は、例番号５０および５１はそのまま、例番号５２～５４は合金化処理を与えた後に室温まで冷却して、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、または合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を作製した。表６に示すように、溶融亜鉛めっき処理、または溶融亜鉛めっき処理と合金化処理を行っためっき鋼板においても、伸び（％）が（４９－０．０３×ＴＳ（単位：ＭＰａ））よりも大きい値であり、穴広げ率λ（％）が（４１－１０×板厚（単位：ｍｍ））よりも大きい値であり、穴広げ後の形状が真円に近かった。
　一方、熱間圧延時のスラブ加熱温度が低かった比較例２０では、鋳造段階で形成したＶ，Ｔｉ，Ｎｂを含有する炭化物等を十分に固溶させることができず、炭化物が熱間圧延中に析出して粗大化した。そのため、残留オーステナイト中における粒径８～４０ｎｍの炭化物の個数密度が十分ではなく、穴広げ性及び変形能の異方性に乏しかった。
　熱間圧延時のスラブ加熱温度での保持時間が短かった比較例２１では、鋳造段階で形成したＶ，Ｔｉ，Ｎｂを含有する炭化物が十分に固溶されなかった。そのため、残留オーステナイト中における粒径８～４０ｎｍの炭化物の個数密度が十分ではなく、穴広げ性及び変形能の異方性に乏しかった。
　最終圧延スタンドから３段目の圧延スタンドにおける圧延開始温度（後段３段目の入側温度）が低かった比較例２２では、圧延中にオーステナイト中への炭化物の析出を抑制できなかった。そのため、残留オーステナイト中における粒径８～４０ｎｍの炭化物の個数密度が十分ではなかった。このため、穴広げ性及び変形能の異方性に乏しかった。
　最終圧延スタンドから３段目の圧延スタンドにおける圧延開始温度（後段３段目の入側温度）が高かった比較例２３では、旧オーステナイト粒の粗大化を十分に抑制できなかったため、アスペクト比が３以上である残留オーステナイトの割合が低かった。このため、穴広げ性及び変形能の異方性に乏しかった。
　仕上げ圧延の後段３段の圧延スタンドのうち、最終スタンドからカウントして３段目の圧延スタンド（後段３段目の圧延スタンド）における圧下率が低かった比較例２４、後段２段目の圧延スタンドにおける圧下率が低かった比較例２５、および、後段１段目の圧延スタンド（最終の圧延スタンド）における圧下率が低かった比較例２６では、十分な圧延歪みを導入できず、オーステナイト粒を十分に細粒化できなかった。そのため、アスペクト比が３以上である残留オーステナイトの割合が低かった。このため、穴広げ性及び変形能の異方性に乏しかった。
　仕上げ圧延の後段３段の圧延スタンドにおける各圧延スタンド間のパス間時間のうち、最長となったパス間時間（最大値）が発明の範囲外であった比較例２７では、パス間での回復・再結晶が抑制されず、歪みを十分に累積できなかった。そため、アスペクト比が３以上ある残留オーステナイトの割合が低かった。このため、穴広げ性及び変形能の異方性に乏しかった。
　仕上げ圧延の後段４段の圧延スタンドにおける、ｎ段目の圧延スタンドの出側の温度Ｔｎと、（ｎ＋１）段目の圧延スタンドの入側の温度Ｔｎ＋１との差分である（Ｔｎ－Ｔｎ＋１）が１０℃未満であった比較例２８～３０では、パス間での回復・再結晶が抑制されず、歪みを十分に累積できなかったため、アスペクト比が３以上ある残留オーステナイトの割合が低かった。このため、穴広げ性及び変形能の異方性に乏しかった。
　熱間圧延工程終了後から、８００℃以下の温度域まで冷却するのに所要した時間（冷却所要時間）が長かった比較例３１では、炭化物の生成を抑制できなかった。そのため、残留オーステナイト中における粒径８～４０ｎｍの炭化物の個数密度が十分ではなかった。このため、穴広げ性及び変形能の異方性に乏しかった。
　巻取工程における平均冷却速度が小さかった比較例３２、及び巻取工程における巻取温度が３００℃超であった比較例３３と比較例４９では、炭化物の析出が抑制できなかった。その結果、フェライト変態やパーライト変態が抑制できずに、針状組織の元となる好適な硬質組織が得られなかった。そのため、アスペクト比が３以上ある残留オーステナイトの割合が低く、かつ、残留オーステナイト中における粒径８～４０ｎｍの炭化物の個数密度が十分ではなかった。このため、穴広げ性及び変形能の異方性に乏しかった。
　冷間圧延工程が施されなかった比較例３４では、歪みが付与されず炭化物の析出サイトが増加されなかった。そのため、残留オーステナイト中における粒径８～４０ｎｍの炭化物の個数密度が十分ではなかった。このため、穴広げ性及び変形能の異方性に乏しかった。
　冷間圧延工程における圧下率が高かった比較例３５では、焼鈍加熱時に再結晶が進み、付与した歪みが消失してしまった。そのため、残留オーステナイト中における粒径８～４０ｎｍの炭化物の個数密度が十分ではなかった。このため、穴広げ性及び変形能の異方性に乏しかった。
　焼鈍工程における平均加熱速度が低かった比較例３６及び該平均加熱速度が高かった比較例３７では、析出する炭化物の量が不十分で、かつ、加工誘起変態を抑制するのに好適なサイズに炭化物が成長しなかった。そのため、残留オーステナイト中における粒径８～４０ｎｍの炭化物の個数密度が十分ではなかった。このため、穴広げ性及び変形能の異方性に乏しかった。
　焼鈍工程における均熱温度が低かった比較例３８では、残留オーステナイトが生成しなかったため、アスペクト比が３以上ある残留オーステナイトが存在せず、かつ、残留オーステナイト中における炭化物も存在しなかった。そのため、比較例３８では引張強度が不十分であった。
　焼鈍工程における均熱温度が高かった比較例３９では、焼戻しマルテンサイトのラスに沿って針状のオーステナイトが生成しなかったため、所望の金属組織が得られなかった。そのため、比較例３９では、アスペクト比が３以上ある残留オーステナイトの割合が低かった。このため、穴広げ性及び変形能の異方性に乏しかった。
　焼鈍後の冷却工程（第二冷却工程）における平均冷却速度が低かった比較例４０では、冷却中のフェライト変態を抑制できなかったため、最終組織において所望の金属組織を得ることができなかった。このため、伸び、穴広げ性及び変形能の異方性に乏しかった。
　温度保持工程での保持温度が低かった比較例４１では、残留オーステナイトの体積率が低く、アスペクト比が３以上ある残留オーステナイトの割合が低く、かつ、残留オーステナイト中における粒径８～４０ｎｍの炭化物の個数密度が十分ではなかった。このため、穴広げ性及び変形能の異方性に乏しかった。
　温度保持工程での保持温度が高かった比較例４２では、残留オーステナイトの体積率が低く、かつ、残部組織の体積率が高かった。これにより、アスペクト比が３以上ある残留オーステナイトの割合が低く、かつ、残留オーステナイト中における粒径８～４０ｎｍの炭化物の個数密度が十分ではなかった。このため、穴広げ性及び変形能の異方性に乏しかった。
　温度保持工程での保持温度での保持時間が短かった比較例４３では、未変態オーステナイト中に炭素が十分濃化しなかったため、残留オーステナイトの体積率が低かった。
　Ｖ量及びＶ＋Ｔｉ＋Ｎｂが超過だった比較例４４では、粗大なＶ炭化物が多数析出したことに伴い、残留オーステナイト中における粒径８～４０ｎｍの炭化物の個数密度が十分ではなかった。このため、伸び、穴広げ性及び変形能の異方性に乏しかった。
　Ｔｉ量超過の比較例４５では、粗大なＴｉ酸化物及びＴｉＮが形成され、また熱間圧延工程でＴｉ炭化物が析出し、このＴｉ炭化物が後工程で粗大化したことに伴い、残留オーステナイト中における粒径８～４０ｎｍの炭化物の個数密度が十分ではなかった。このため、伸び、穴広げ性及び変形能の異方性に乏しかった。
　Ｎｂ量超過の比較例４６では、熱間圧延工程でＮｂ炭化物が析出し、このＮｂ炭化物が後工程で粗大化したことで、残留オーステナイト中における粒径８～４０ｎｍの炭化物の個数密度が十分ではなかった。このため、伸び、穴広げ性及び変形能の異方性に乏しかった。
　Ｖ＋Ｔｉ＋Ｎｂの合計含有量が少なかった比較例４７及び該合計含有量が多かった比較例４８では、熱間圧延中に複合炭化物が析出し、この複合炭化物が後工程で粗大化したことに伴い、残留オーステナイト中における粒径８～４０ｎｍの炭化物の個数密度が十分ではなかった。このため、伸び、穴広げ性及び変形能の異方性に乏しかった。

Claims (8)

  1. 　化学組成が、質量%で、
    　Ｃ：０．２０～０．４０％、
    　Ｓｉ：０．５％～２．０％、
    　Ａｌ：０．００１％～１．０％、
    　Ｍｎ：０．１～４．０％、
    　Ｖ：０．１５０％以下、
    　Ｔｉ：０．１０％以下、
    　Ｎｂ：０．１０％以下、
    　Ｐ：０．０２００％以下、
    　Ｓ：０．０２００％以下、
    　Ｎ：０．０２００％以下、
    　Ｏ：０．０２００％以下、
    　Ｎｉ：０～１．００％、
    　Ｍｏ：０～１．００％、
    　Ｃｒ：０～２．０００％、
    　Ｂ：０～０．０１００％、
    　Ｃｕ：０～０．５００％、
    　Ｗ：０～０．１０％、
    　Ｔａ：０～０．１０％、
    　Ｓｎ：０～０．０５０％、
    　Ｃｏ：０～０．５０％、
    　Ｓｂ：０～０．０５０％、
    　Ａｓ：０～０．０５０％、
    　Ｍｇ：０～０．０５０％、
    　Ｃａ：０～０．０４０％、
    　Ｙ：０～０．０５０％、
    　Ｚｒ：０～０．０５０％、および
    　Ｌａ：０～０．０５０％
    を含み、残部が鉄および不純物からなり、
    　Ｖ＋Ｔｉ＋Ｎｂの合計含有量が０．０３０～０．１５０％であり、
    　板厚１／４部における金属組織が、体積率で、
    　　マルテンサイト：４０～９７％、
    　　フェライト＋ベイナイト：５０％以下、
    　　残留オーステナイト：３～２０％、
    　　残部組織：５％以下
    であり、
    　残留オーステナイトの合計面積に対し、アスペクト比が３以上である残留オーステナイトの面積率が、８０％以上であり、
    　残留オーステナイト中に、粒径８～４０ｎｍの炭化物が、５個／μｍ２以上存在する
    　鋼板。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｎｉ：０．０１～１．００％、
    　Ｍｏ：０．０１～１．００％、
    　Ｃｒ：０．００１～２．０００％、
    　Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｃｕ：０．００１～０．５００％、
    　Ｗ：０．００１～０．１０％、
    　Ｔａ：０．００１～０．１０％、
    　Ｓｎ：０．００１～０．０５０％、
    　Ｃｏ：０．００１～０．５０％、
    　Ｓｂ：０．００１～０．０５０％、
    　Ａｓ：０．００１～０．０５０％、
    　Ｍｇ：０．０００１～０．０５０％、
    　Ｃａ：０．００１～０．０４０％、
    　Ｙ：０．００１～０．０５０％、
    　Ｚｒ：０．００１～０．０５０％、
    　Ｌａ：０．００１～０．０５０％、
    からなる群から選択される１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の鋼板。
  3. 　表面に溶融亜鉛めっき層を有する、請求項１又は２に記載の鋼板。
  4. 　表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する、請求項１又は２に記載の鋼板。
  5. 　請求項１または請求項２に記載の化学組成を有するスラブを１１５０℃以上で１時間以上加熱し、熱間圧延して旧オーステナイト粒径が３０μｍ未満である熱延鋼板とする熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程終了後、３．０秒以内に前記熱延鋼板を８００℃以下の温度域に冷却する第一冷却工程と、
    　前記第一冷却工程後の前記熱延鋼板を３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で３００℃以下の温度まで冷却し、巻き取る巻取工程と、
    　前記巻取工程後の前記熱延鋼板を０．１～３０％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板とする冷間圧延工程と、
    　前記冷延鋼板を０．５～１．５℃／ｓの平均加熱速度で４８０℃～Ａｃ１の温度域を加熱し、Ａｃ１～Ａｃ３の温度域で均熱する焼鈍工程と、
    　前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を平均冷却速度４℃／ｓ以上で冷却する第二冷却工程と、
    　前記第二冷却工程後の前記冷延鋼板を３００℃～４８０℃で１０秒以上保持する温度保持工程と、
    　を有する
    鋼板の製造方法。
  6. 　前記熱間圧延工程は、複数の圧延スタンドに連続して前記スラブを通過させて圧延を行う仕上げ圧延工程を有し、
    　前記仕上げ圧延工程では：
    　　最終の前記圧延スタンドから３段目の前記圧延スタンドにおける圧延開始温度が８５０～１０００℃であり；
    　　前記仕上げ圧延の後段３段の圧延スタンドにおいて、それぞれ圧下率１０％超で圧延し；
    　　前記仕上げ圧延の前記後段３段の圧延スタンドにおいて、前記各圧延スタンド間のパス間時間が３秒以内であり；
    　　前記仕上げ圧延の前記後段４段の圧延スタンドのうち、ｎ段目の前記圧延スタンドの出側の温度Ｔｎと、下流側に向かって（ｎ＋１）段目の前記圧延スタンドの入側の温度Ｔｎ＋１と、の差分である（Ｔｎ－Ｔｎ＋１）が１０℃以上である；
    請求項５に記載の鋼板の製造方法。
  7. 　前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、（亜鉛めっき浴温度－４０）℃～（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃の温度域に制御して、溶融亜鉛めっき浴に浸漬することにより溶融亜鉛めっきを形成する
    請求項５又は６に記載の鋼板の製造方法。
  8. 　前記溶融亜鉛めっきを、３００～５００℃の温度域で合金化する請求項７に記載の鋼板の製造方法。
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