WO2023132344A1 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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WO2023132344A1
WO2023132344A1 PCT/JP2023/000078 JP2023000078W WO2023132344A1 WO 2023132344 A1 WO2023132344 A1 WO 2023132344A1 JP 2023000078 W JP2023000078 W JP 2023000078W WO 2023132344 A1 WO2023132344 A1 WO 2023132344A1
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WO
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less
steel sheet
rolling
content
retained austenite
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PCT/JP2023/000078
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English (en)
French (fr)
Inventor
隆 安富
栄作 桜田
俊介 谷口
孝茂 森
環輝 鈴木
秀斗 廣嶋
Original Assignee
日本製鉄株式会社
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Application filed by 日本製鉄株式会社 filed Critical 日本製鉄株式会社
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Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

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. 2022-001423 filed in Japan on January 7, 2022, the content of which is incorporated herein.
  • Patent Document 1 in mass %, C: 0.02 to 0.08%, Al: 0.05% or less, Cr: 8.0 to 13.0%, Ni: 2.0 to 8.0%. 0%, Co: 2.0 to 16.0%, Mo as an essential element, Mo + 0.5W: 3.5 to 8.0%, the balance being Fe and impurities, and having both high tensile strength and Charpy absorbed energy
  • a precipitation-strengthened martensitic steel is disclosed.
  • Patent Document 1 does not consider ductility and hole expansibility.
  • the automobile suspension parts described above are manufactured by performing multiple forming processes on steel plates. Therefore, steel sheets that are applied to automobile chassis parts are required to have excellent formability even after being subjected to a certain degree of prestrain in the preceding process.
  • steel sheets that are applied to automobile chassis parts are required to have excellent formability even after being subjected to a certain degree of prestrain in the preceding process.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and an object of the present invention is to provide a steel sheet having high strength, excellent ductility and hole expansibility, and excellent formability after prestraining, and a method for producing the same. do.
  • the inventors of the present invention have obtained the following knowledge as a result of creative studies on the above-mentioned steel plate and the method for obtaining the manufacturing method thereof.
  • the formability after pre-straining is improved.
  • it is important that the work hardening rate is particularly high in the strain range of 5 to 8%. In order to increase the work hardening rate in this strain region, it is effective to use tempered martensite as the main phase.
  • tempered martensite When tempered martensite is used as the main phase, the work hardening rate can be increased, but ductility deteriorates. Therefore, ductility can be enhanced by finely precipitating the second phase.
  • the gist of the present invention made based on the above knowledge is as follows.
  • the steel sheet according to one aspect of the present invention has a chemical composition in mass% of C: 0.080 to 0.180%, Si: 0.030 to 1.400%, Mn: 1.60-3.00%, Al: 0.010 to 0.700%, P: 0.0800% or less, S: 0.0100% or less, N: 0.0050% or less, Ti: 0.020 to 0.180%, Nb: 0.010 to 0.050%, Mo: 0-0.600%, V: 0 to 0.300%, Ti + Nb + (Mo/2) + V: 0.100 to 0.900%, B: 0 to 0.0030%, Cr: 0 to 0.500%, Cu: 0 to 2.00%, Ni: 0 to 2.00% and Sn: 0 to 0.050%,
  • the balance consists of Fe and impurities,
  • the metal structure may be 1.5% or more of retained austenite in terms of area %.
  • a method for manufacturing a steel plate according to another aspect of the present invention is the method for manufacturing a steel plate according to (1) above, A slab heating step of heating a slab having the chemical composition described in (1) above to a temperature range of 1200° C.
  • a cooling step of cooling so that the average cooling rate in the temperature range of 900 to 400 ° C. is 30 ° C./s or more;
  • a light reduction step in which the cumulative reduction rate is 15% or less may be further performed.
  • the steel sheet according to the present embodiment has a chemical composition in mass% of C: 0.080 to 0.180%, Si: 0.030 to 1.400%, Mn: 1.60 to 3.00%, Al : 0.010 to 0.700%, P: 0.0800% or less, S: 0.0100% or less, N: 0.0050% or less, Ti: 0.020 to 0.180%, Nb: 0.010 ⁇ 0.050%, Ti+Nb+(Mo/2)+V: 0.100-0.900%, and balance: containing Fe and impurities.
  • C 0.080 to 0.180%
  • Mn 1.60 to 3.00%
  • Al 0.010 to 0.700%
  • P 0.0800% or less
  • S 0.0100% or less
  • N 0.0050% or less
  • Nb 0.010 ⁇ 0.050%
  • Ti+Nb+(Mo/2)+V 0.100-0.900%
  • C 0.080-0.180% C is an element necessary for obtaining the desired tensile strength of the steel sheet. Desired tensile strength cannot be obtained as C content is less than 0.080%. Therefore, the C content is made 0.080% or more.
  • the C content is preferably 0.090% or more, 0.095% or more, or 0.100% or more.
  • the C content is made 0.180% or less.
  • the C content is preferably 0.170% or less, more preferably 0.150% or less.
  • Si 0.030-1.400%
  • Si is an element that improves the tensile strength of steel sheets by solid-solution strengthening. If the Si content is less than 0.030%, desired tensile strength cannot be obtained. Therefore, the Si content is set to 0.030% or more. The Si content is preferably 0.040% or more, more preferably 0.050% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 1.400%, the area ratio of retained austenite increases, and the hole expansibility of the steel sheet deteriorates. Therefore, the Si content is set to 1.400% or less. The Si content is preferably 1.100% or less, more preferably 1.000% or less.
  • Mn 1.60-3.00%
  • Mn is an element necessary for improving the strength of the steel sheet. If the Mn content is less than 1.60%, the area ratio of ferrite becomes too high and the desired tensile strength cannot be obtained. Therefore, the Mn content is set to 1.60% or more.
  • the Mn content is preferably 1.80% or more, more preferably 2.00% or more.
  • the Mn content exceeds 3.00%, the toughness of the cast slab deteriorates, slab cracking is likely to occur, and hot rolling becomes difficult. Therefore, the Mn content is set to 3.00% or less.
  • the Mn content is preferably 2.70% or less, more preferably 2.50% or less.
  • Al 0.010-0.700%
  • Al is an element that acts as a deoxidizing agent and improves the cleanliness of steel. If the Al content is less than 0.010%, a sufficient deoxidizing effect cannot be obtained, and a large amount of inclusions (oxides) are formed in the steel sheet. Such inclusions deteriorate the formability of the steel sheet. Therefore, the Al content is set to 0.010% or more.
  • the Al content is preferably 0.020% or more, more preferably 0.030% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 0.700%, casting becomes difficult. Therefore, the Al content is set to 0.700% or less.
  • the Al content is preferably 0.600% or less, 0.300% or less, and more preferably 0.100% or less.
  • P 0.0800% or less
  • P is an element that segregates in the thickness center of the steel sheet.
  • P is also an element that embrittles the weld zone. If the P content exceeds 0.0800%, the hole expandability of the steel sheet deteriorates. Therefore, the P content should be 0.0800% or less.
  • the P content is preferably 0.0200% or less, more preferably 0.0100% or less. The lower the P content is, the more preferable it is, and 0% is preferable. Therefore, the P content may be 0.0005% or more.
  • S 0.0100% or less
  • S is an element that embrittles the slab by existing as a sulfide.
  • S is also an element that deteriorates the formability of the steel sheet. If the S content exceeds 0.0100%, the hole expansibility of the steel sheet deteriorates. Therefore, the S content should be 0.0100% or less.
  • the S content is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0050% or less. The lower the S content, the better, preferably 0%. Therefore, the S content may be 0.0005% or more.
  • N 0.0050% or less
  • N is an element that forms coarse nitrides in steel and deteriorates the hole expansibility of the steel sheet. If the N content exceeds 0.0050%, the hole expansibility of the steel sheet deteriorates. Therefore, the N content is set to 0.0050% or less.
  • the N content is preferably 0.0040% or less, more preferably 0.0035% or less. The lower the N content is, the more preferable it is, preferably 0%. Therefore, the N content may be 0.0005% or more.
  • Ti 0.020-0.180%
  • Ti is an element that increases the strength of a steel sheet by forming fine nitrides in the steel. Desired tensile strength cannot be obtained as Ti content is less than 0.020%. Therefore, the Ti content is set to 0.020% or more.
  • the Ti content is preferably 0.050% or more, more preferably 0.080% or more.
  • the Ti content should be 0.180% or less.
  • the Ti content is preferably 0.160% or less, more preferably 0.150% or less.
  • Nb 0.010-0.050%
  • Nb is an element that suppresses abnormal grain growth of austenite grains during hot rolling.
  • Nb is also an element that increases the strength of the steel sheet by forming fine carbides. If the Nb content is less than 0.010%, desired tensile strength cannot be obtained. Therefore, the Nb content is made 0.010% or more.
  • the Nb content is preferably 0.013% or more, more preferably 0.015% or more.
  • the Nb content is set to 0.050% or less.
  • the Nb content is preferably 0.040% or less, more preferably 0.035% or less.
  • Ti+Nb+(Mo/2)+V 0.100 to 0.900%
  • the total of the above-mentioned Ti content, Nb content, 1/2 of Mo content described later, and V content is controlled. That is, Ti+Nb+(Mo/2)+V is controlled when the content of each element is represented by each element symbol. If the total of these elements is less than 0.100%, the effect of forming fine carbides to increase the strength of the steel sheet cannot be sufficiently obtained, and the desired tensile strength cannot be obtained. Therefore, the sum of these is made 0.100% or more.
  • the total content of these elements should be 0.900% or less.
  • the total content of these elements is preferably 0.800% or less or 0.500% or less, more preferably 0.400% or less, 0.350% or less or 0.300% or less.
  • the remainder of the chemical composition of the steel sheet according to this embodiment may be Fe and impurities.
  • impurities refers to ores used as raw materials, scraps, or impurities that are mixed in from the manufacturing environment or the like, or impurities that are allowed within a range that does not adversely affect the steel sheet according to the present embodiment.
  • the steel sheet according to the present embodiment may contain the following arbitrary elements instead of part of Fe.
  • the lower limit of the content is 0% when the optional element is not included. Each arbitrary element will be described below.
  • Mo 0.001-0.600%
  • Mo is an element that increases the strength of the steel sheet by forming fine carbides in the steel.
  • the Mo content is preferably 0.001% or more.
  • Mo content shall be 0.600% or less.
  • V 0.010-0.300%
  • V is an element that increases the strength of the steel sheet by forming fine carbides in the steel.
  • the V content is preferably 0.010% or more.
  • the V content is set to 0.300% or less.
  • B 0.0001 to 0.0030%
  • B is an element that suppresses the formation of ferrite in the cooling process and increases the strength of the steel sheet.
  • the B content is preferably 0.0001% or more.
  • the B content is set to 0.0030% or less.
  • Cr 0.001-0.500%
  • the Cr content is preferably 0.001% or more in order to reliably obtain the effect of increasing the strength of the steel sheet due to the Cr content. On the other hand, even if the Cr content exceeds 0.500%, the above effect is saturated. Therefore, the Cr content is set to 0.500% or less.
  • Cu 0.01-2.00% Cu has the effect of increasing the hardenability of the steel sheet and the effect of increasing the strength of the steel sheet by being precipitated as carbides in the steel at low temperatures.
  • the Cu content is preferably 0.01% or more in order to more reliably obtain the effects of the above action. However, if the Cu content exceeds 2.00%, intergranular cracking of the slab may occur. Therefore, the Cu content is set to 2.00% or less.
  • Ni 0.02-2.00%
  • Ni has the effect of increasing the hardenability of the steel sheet and increasing the strength of the steel sheet.
  • Ni has the effect of effectively suppressing intergranular cracking of the slab caused by Cu.
  • the Ni content is preferably 0.02% or more. Since Ni is an expensive element, it is economically unfavorable to contain a large amount of Ni. Therefore, the Ni content is set to 2.00% or less.
  • Sn 0-0.050%
  • the present inventors have confirmed that the effect of the steel sheet according to the present embodiment is not impaired even if a small amount of Sn is contained, but since scratches may occur during hot rolling, the Sn content is 0.050% or less.
  • the chemical composition of the steel sheet described above can be analyzed using a spark discharge emission spectrometer or the like.
  • C and S values identified by burning in an oxygen stream and measuring by an infrared absorption method using a gas component analyzer or the like are adopted.
  • N a value identified by melting a test piece taken from a steel plate in a helium stream and measuring it by a thermal conductivity method is adopted.
  • the steel sheet according to the present embodiment has a metal structure in terms of area %, tempered martensite: 80.0% or more, total of pearlite, ferrite and bainite: 10.0% or less, and fresh martensite and retained austenite. Total: 1.0 to 10.0%, the difference between the Mn concentration of the fresh martensite and the retained austenite and the Mn concentration of the tempered martensite is 1.0% by mass or more, and the fresh martensite The average grain size of the sites and the retained austenite is 5.0 ⁇ m or less.
  • the steel plate according to the present embodiment does not include any structure other than the structure described above in the metal structure.
  • the steel sheet according to the present embodiment has a metal structure in terms of area %, tempered martensite: 80.0% or more, total of pearlite, ferrite and bainite: 10.0% or less, and fresh martensite and residual In other words, the total austenite consists only of 1.0-10.0%.
  • the metallographic structure is defined at the position of 1/4 of the thickness of the steel plate (the region from 1/8 of the thickness from the surface to 3/8 of the thickness from the surface). The reason is that the metallographic structure at this position shows the typical metallographic structure of the steel plate.
  • Tempered martensite enhances the strength of the steel sheet. Tempered martensite also increases the work hardening rate in the 5-8% strain range. By increasing the work hardening rate in this strain region, the formability after prestraining can be improved. If the area ratio of tempered martensite is less than 80.0%, the above effect cannot be obtained. Therefore, the area ratio of tempered martensite is set to 80.0% or more. Preferably, it is 85.0% or more, 90.0% or more, 92.0% or more, or 95.0% or more. The area ratio of tempered martensite may be 99.0% or less, 98.0% or less, or 97.0% or less.
  • Total area ratio of pearlite, ferrite and bainite 10.0% or less If the total area ratio of pearlite, ferrite and bainite is high, the strength, hole expansibility and/or formability after prestraining of the steel sheet deteriorates. . Therefore, the total area ratio of these structures is set to 10.0% or less.
  • the total area ratio of these structures is preferably 7.0% or less, 5.0% or less, or 3.0% or less. Since it is preferable that the total area ratio of these structures is as small as possible, it may be set to 0.0%.
  • the steel sheet according to the present embodiment contains one or two of fresh martensite and retained austenite as the second phase.
  • the metallographic structure consists only of tempered martensite, which is the main phase, the metallographic structure is homogeneous and the yield point is high. Therefore, by finely precipitating a desired amount of the second phase composed of fresh martensite and retained austenite, it is possible to introduce heterogeneity in the metal structure and prevent deterioration of ductility.
  • the total area ratio of fresh martensite and retained austenite is set to 1.0% or more. It is preferably 3.0% or more or 5.0% or more. If the total area ratio of fresh martensite and retained austenite exceeds 10.0%, the strength of the steel sheet and/or the formability after prestraining deteriorates. Therefore, the total area ratio of Fremmertensite and retained austenite is set to 10.0% or less. Preferably, it is 9.0% or less or 8.0% or less. In addition, it is not necessary to contain both fresh martensite and retained austenite, and only one of them may be contained, and the area ratio thereof may be within the above range.
  • the total area ratio of fresh martensite and retained austenite may be 1.0 to 10.0%, and the area ratio of retained austenite may be 1.5% or more.
  • the area ratio of retained austenite in the second phase is 1.5% or more.
  • the formability after prestraining can be further improved.
  • the area ratio of retained austenite is 2.0% or more, 3.0% or more, or 4.0% or more.
  • the upper limit of the area ratio of retained austenite is not particularly limited, it may be 10.0% or less or 7.0% or less.
  • Crystallographic orientation information is obtained by measurement by electron backscatter diffraction.
  • an EBSD apparatus composed of a thermal field emission scanning electron microscope (JSM-7001F manufactured by JEOL) and an EBSD detector (DVC5 type detector manufactured by TSL) is used.
  • the degree of vacuum in the EBSD apparatus is 9.6 ⁇ 10 ⁇ 5 Pa or less
  • the acceleration voltage is 15 kV
  • the irradiation current level is 13
  • the electron beam irradiation level is 62.
  • the "Phase Map" function installed in the software "OIM Analysis (registered trademark)" attached to the EBSD analysis device, a region with a crystal structure of fcc is identified, and the region of this region is identified. Calculate the area ratio. Thereby, the area ratio of retained austenite is obtained.
  • the maximum value of the "Grain Average IQ" of the ferrite region was defined as I ⁇ under the condition that the 15° grain boundary in the remaining region (the region where the "Grain Orientation Spread" exceeds 1°) was regarded as the grain boundary.
  • a region exceeding I ⁇ /2 is extracted as bainite, and a region having I ⁇ /2 or less is extracted as “pearlite, fresh martensite and tempered martensite”.
  • the area ratio of bainite is obtained.
  • the GAM "Grain Average Misorientation" function is used for the same field of view, and the “Grain Average Misorientation” is set to 0.5 under the condition that the 5° grain boundary is regarded as the grain boundary.
  • a region of more than 50° and 0.75° or less is extracted as bainite, and a region of more than 0.75° is extracted as "pearlite, fresh martensite and tempered martensite”.
  • pearlite, fresh martensite and tempered martensite By calculating the area ratio of the extracted bainite, the area ratio of bainite is obtained.
  • the perlite, fresh martensite and tempered martensite are distinguished by the following method.
  • a method such as buffing using alumina particles with a particle size of 0.1 ⁇ m or less or Ar ion sputtering may be used.
  • Difference between Mn concentration of fresh martensite and retained austenite and Mn concentration of tempered martensite 1.0% by mass or more
  • the difference between the Mn concentration of fresh martensite and retained austenite and the Mn concentration of tempered martensite is set to 1.0% by mass or more.
  • it is 1.2% by mass or more, 1.5% by mass or more, or 1.7% by mass or more.
  • the upper limit is not particularly limited, it may be 5.0% by mass or less or 3.0% by mass or less.
  • the Mn concentrations of fresh martensite, retained austenite and tempered martensite are measured by the following method. Measure the Mn concentration with an electron probe microanalyzer (EPMA) at the position of 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel plate (area from 1/8 of the plate thickness to 3/8 of the plate thickness from the surface). do. Measurement conditions are an acceleration voltage of 15 kV, a magnification of 5000, and a distribution image of Mn concentration in a range of 20 ⁇ m in the longitudinal direction of the sample. More specifically, the measurement interval is set to 0.1 ⁇ m, and the Mn concentration is measured at 40,000 or more locations.
  • EPMA electron probe microanalyzer
  • fresh martensite, retained austenite, and tempered martensite are identified by the same method as the method for measuring the area ratio of structure described above.
  • the Mn concentrations of fresh martensite, retained austenite, and tempered martensite are obtained by calculating the average value of the Mn concentrations of each structure in the observation field.
  • Average grain size of fresh martensite and retained austenite 5.0 ⁇ m or less
  • the average grain size of fresh martensite and retained austenite is set to 5.0 ⁇ m or less.
  • it is 4.0 ⁇ m or less, 3.5 ⁇ m or less, or 3.0 ⁇ m or less.
  • the lower limit is not particularly limited, it may be 1.0 ⁇ m or more or 2.0 ⁇ m or more.
  • the average grain size of fresh martensite and retained austenite is measured by the following method.
  • Fresh martensite and retained austenite are identified by the same method as the method for measuring the area ratio of the structure described above.
  • the same field of view as in the method for measuring the tissue area ratio described above is measured.
  • the equivalent circle diameter (diameter) of each crystal grain identified as fresh martensite and retained austenite is obtained, and the average value thereof is calculated. This gives the average grain size of fresh martensite and retained austenite.
  • the above-mentioned equivalent circle diameter is the diameter of a circle having the same area as the area of each specified crystal grain.
  • Tensile strength 1110 MPa or more
  • the steel sheet according to the present embodiment has a tensile strength of 1110 MPa or more.
  • the tensile strength may be 1200 MPa or higher, or 1300 MPa or higher. The higher the tensile strength, the better, but it may be 1500 MPa or less.
  • the steel sheet according to the present embodiment may have a uniform elongation of 5.5% or more.
  • the uniform elongation may be suitably applied to automotive underbody parts.
  • it is 6.0% or more or 7.0% or more.
  • the upper limit is not particularly limited, it may be 10.0% or less.
  • Tensile strength and uniform elongation are measured by performing a tensile test according to JIS Z 2241:2011 using a No. 5 test piece of JIS Z 2241:2011.
  • the tensile test piece is taken at the central position in the sheet width direction, and the direction perpendicular to the rolling direction is taken as the longitudinal direction.
  • the uniform elongation means "total elongation at maximum test force" according to JIS Z 2241:2011.
  • Hole expansion ratio 30% or more
  • the steel plate according to the present embodiment may have a hole expansion ratio of 30% or more.
  • the hole expansion ratio By setting the hole expansion ratio to 30% or more, it can be suitably applied to automotive underbody parts. Preferably, it is 35% or more or 40% or more.
  • the hole expansion rate is measured by conducting a hole expansion test in accordance with JIS Z 2256:2020.
  • the steel sheet according to the present embodiment may have a work hardening rate of 1000 MPa or more in the strain range of 5 to 8%. If the work hardening rate in the strain range of 5 to 8% is high, the strain during prestraining can be dispersed to prevent local deformation in the subsequent process, and the formability after prestraining can be improved. . Although the upper limit is not particularly limited, it may be 1200 MPa or less.
  • the work hardening rate in the strain range of 5 to 8% is measured by the following method.
  • a tensile test is performed by the method described above to obtain a stress-strain curve.
  • the work hardening rate in the strain range of 5 to 8% ((stress at strain 8%-stress at strain 5%)/3 ⁇ 100) is calculated. Thereby, a work hardening rate in the strain range of 5 to 8% is obtained.
  • the steel sheet according to the present embodiment may be a surface-treated steel sheet by providing a plating layer on the surface for the purpose of improving corrosion resistance.
  • the plating layer may be an electroplating layer or a hot dipping layer.
  • Examples of the electroplating layer include electrogalvanizing and electroplating of Zn—Ni alloy.
  • Examples of the hot-dip coating layer include hot-dip galvanizing, hot-dip galvannealing, hot-dip aluminum plating, hot-dip Zn--Al alloy plating, hot-dip Zn--Al--Mg alloy plating, and hot-dip Zn--Al--Mg--Si alloy plating. be.
  • the amount of plating deposited is not particularly limited, and may be the same as the conventional one. Further, it is possible to further improve the corrosion resistance by applying an appropriate chemical conversion treatment (for example, applying a silicate-based chromium-free chemical conversion treatment solution and drying) after plating.
  • the temperatures described below refer to the surface temperature of the slab or steel plate unless otherwise specified.
  • a preferred method for manufacturing the steel plate according to the present embodiment is A slab heating step of heating a slab having the chemical composition described above to a temperature range of 1200° C. or higher and maintaining the temperature range for 30 minutes or longer; A rough rolling step of performing rough rolling in a temperature range of 1000 to 1300 ° C. so that each rolling reduction in the first to third passes is 10 to 30% and each rolling reduction in the fourth and subsequent passes is 15 to 50%; A finish rolling step in which rolling is performed twice or more with a rolling reduction of 24% or more, and finish rolling is performed so that the rolling reduction of the final pass is 24 to 60% and the finish rolling completion temperature is in the temperature range of 960 to 1060 ° C.
  • a light reduction step of performing light reduction with a cumulative reduction rate of 15% or less may be further performed after the winding step and before the heat treatment step. Each step will be described below.
  • the slab is heated at a temperature of 1200° C. or higher.
  • the holding time in the temperature range of 1200° C. or higher is set to 30 minutes or longer. If the heating temperature of the slab is less than 1200°C, or if the holding time in the temperature range of 1200°C or higher is less than 30 minutes, the coarse precipitates cannot be sufficiently dissolved, resulting in the desired tensile strength. A steel plate with strength cannot be obtained.
  • the upper limit of the heating temperature and the upper limit of the holding time in the temperature range of 1200° C. or higher are not particularly limited, they may be 1300° C. or less and 300 minutes or less, respectively.
  • the steel sheet temperature may be varied or may be kept constant.
  • the slab to be heated is not particularly limited except that it has the chemical composition described above.
  • An ingot casting method, a thin slab casting method, or the like may be employed instead of the continuous casting method.
  • Rough Rolling Step If the temperature for rough rolling is less than 1000° C., the precipitation of alloy carbides proceeds, and the balance of strength and ductility deteriorates after the subsequent reheating step. Therefore, rough rolling is performed in a temperature range of 1000° C. or higher. On the other hand, if the rough rolling is performed at 1300°C or higher, the fuel cost increases, so the rough rolling is performed in the temperature range of 1300°C or lower.
  • the rolling reduction ratios of the first to third passes are set to 10% or more, and the rolling reduction ratios of the fourth and subsequent passes are set to 15% or more.
  • each rolling reduction in the first to third passes is 15% or more or 20% or more, and each rolling reduction in the fourth pass or later is 20% or more or 25% or more.
  • the rolling reduction ratios of the 1st to 3rd passes are set to 30% or less, and the rolling reduction ratios of the 4th and subsequent passes are set to 50% or less.
  • each rolling reduction in the first to third passes is 25% or less
  • each rolling reduction in the fourth and subsequent passes is 40% or less.
  • the rolling reduction of each pass can be expressed by ⁇ 1-(t1/t0) ⁇ 100(%), where t0 is the inlet plate thickness of each pass and t1 is the outlet plate thickness of each pass.
  • Finish rolling process In the finish rolling process, if rolling with a rolling reduction of 24% or more is performed once or less, uneven strain distribution does not occur in the metal structure after the finish rolling process, and some crystal grains are preferentially austenite. It cannot be reverse-transformed into phases. As a result, the average grain size of the second phase is coarsened. Therefore, in the finish rolling step, rolling with a rolling reduction of 24% or more is performed twice or more. "Twice” here includes the final pass. That is, in the present embodiment, the rolling reduction of the final pass is set to 24% or more, and rolling with the rolling reduction of 24% or more is performed one or more times. Although the upper limit of the rolling reduction in the finish rolling step is not particularly limited, it may be 60% or less.
  • the rolling reduction of the final pass shall be 24% or more. It is preferably 28% or more or 30% or more.
  • the rolling reduction in the final pass is set to 60% or less. It is preferably 50% or less or 40% or less.
  • finish rolling completion temperature shall be 960 degreeC or more. Preferably, it is 980°C or higher or 1000°C or higher. If the finish rolling completion temperature is higher than 1060°C, the average grain size of fresh martensite and retained austenite becomes coarse, and the toughness of the steel sheet deteriorates. Therefore, finish rolling completion temperature shall be 1060 degrees C or less. It is preferably 1040° C. or less.
  • the finish rolling completion temperature indicates the delivery side temperature of the final pass of finish rolling.
  • the average cooling rate in the temperature range of 900 to 400 ° C. is less than 30 ° C./s, a sufficient amount of fresh martensite cannot be generated, and a desired amount of tempered martensite is produced after the heat treatment step. can't get Therefore, the average cooling rate in the temperature range of 900 to 400°C should be 30°C/s or more. It is preferably 50° C./s or higher or 70° C./s or higher. Although the upper limit is not particularly limited, it may be 200° C./s or less from the viewpoint of preventing an increase in cooling equipment.
  • the cooling up to winding is not particularly limited.
  • the average cooling rate here is a value obtained by dividing the temperature difference between the start point and the end point of the set range by the elapsed time from the start point to the end point.
  • the winding temperature is set to 200° C. or lower. It is preferably 150° C. or lower or 100° C. or lower.
  • Light Reduction Step After the coiled steel sheet is unrolled, light reduction with a cumulative reduction rate of 15% or less may be performed. Since this light reduction step is not an essential step, it may not be performed. By performing light rolling with a cumulative rolling reduction of 15% or less, fine precipitates are generated and the strength of the steel sheet can be further increased.
  • the cumulative rolling reduction under light rolling is preferably 10% or less. Although the lower limit is not particularly limited, it may be 3% or more or 5% or more. In addition, pickling may be performed before light reduction.
  • the cumulative reduction ratio under light reduction can be expressed by (1 ⁇ t/t 0 ) ⁇ 100(%), where t is the plate thickness after light reduction and t 0 is the plate thickness before light reduction.
  • Heat treatment process After the winding process or the light reduction process, a heat treatment is performed to keep the steel in a predetermined temperature range. If the heat treatment temperature is less than 680°C or the heat treatment time is less than 10 seconds, the desired amount of second phase cannot be obtained. Therefore, the heat treatment temperature is set to 680° C. or higher, and the heat treatment time is set to 10 seconds or longer. Preferably, the heat treatment temperature is 700° C. or higher or 730° C. or higher, and the heat treatment time is 30 seconds or longer or 50 seconds or longer. By setting the heat treatment time to 80 seconds or more, the area ratio of retained austenite in the second phase can be increased, so the heat treatment time is more preferably set to 80 seconds or more.
  • the heat treatment temperature is set to 780° C. or less, and the heat treatment time is set to 3010 seconds or less.
  • the heat treatment temperature is 750° C. or less and the heat treatment time is 2500 seconds or less or 2000 seconds or less.
  • the steel sheet heat-treated in the above temperature range may be allowed to cool to room temperature or water-cooled.
  • the steel plate according to the present embodiment can be manufactured by the manufacturing method including the steps described above.
  • the present invention is not limited to this one conditional example. Various conditions can be adopted in the present invention as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • Slabs having the chemical compositions shown in Table 1 were produced by continuous casting. Using the obtained slabs, steel sheets with a thickness of 3.0 mm were produced under the conditions shown in Tables 2A to 3B. In the examples where light reduction was applied, pickling was performed before applying the light reduction. A blank in Table 1 indicates that the element is not intentionally contained.
  • the area ratio of each structure the difference between the Mn concentration of fresh martensite and retained austenite and the Mn concentration of tempered martensite, the average grain size of fresh martensite and retained austenite, the tensile strength
  • the hardness, uniform elongation, hole expansion rate, and work hardening rate in the strain range of 5 to 8% were determined.
  • the results obtained are shown in Tables 4A and 4B.
  • TM, P, etc. in Table 4A and Table 4B respectively show the following.
  • TM tempered martensite
  • P pearlite
  • F ferrite
  • FM fresh martensite
  • ⁇ r retained austenite
  • Mn concentration difference difference between the Mn concentration of fresh martensite and retained austenite and the Mn concentration of tempered martensite
  • the tensile strength was 1110 MPa or more, it was judged to have high strength and was judged to be acceptable, and if the tensile strength was less than 1110 MPa, it was judged to be unacceptable because it did not have high strength.
  • the work hardening rate in the strain range of 5 to 8% is 1000 MPa or more, it is judged to be a steel sheet having excellent formability after prestraining, and the work hardening rate in the strain range of 5 to 8%. was less than 1000 MPa, the steel sheet was determined to be unacceptable because it did not have excellent formability after prestraining.
  • Tables 4A and 4B show that the steel sheets according to the invention examples have high strength, excellent ductility and hole expansibility, and excellent formability after prestraining.
  • steel sheets having a retained austenite area ratio of 1.5% or more have superior formability after prestraining.
  • the steel sheets according to the comparative examples are inferior in at least one of the above properties.

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Abstract

この鋼板は、所定の化学組成を有し、金属組織が、面積％で、焼き戻しマルテンサイト：８０．０％以上、パーライト、フェライトおよびベイナイトの合計：１０．０％以下、並びに、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計：１．０～１０．０％であり、前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留オーステナイトのＭｎ濃度と、前記焼き戻しマルテンサイトのＭｎ濃度との差が１．０質量％以上であり、前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留オーステナイトの平均粒径が５．０μｍ以下である。

Description

鋼板およびその製造方法
　　本発明は、鋼板およびその製造方法に関する。
　本願は、２０２２年１月７日に、日本に出願された特願２０２２－００１４２３号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、自動車および機械部品の軽量化が進められている。部品形状を最適な形状に設計することで剛性を確保することにより、自動車および機械部品の軽量化が可能である。さらに、プレス成形部品等のブランク成形部品では、部品材料の板厚を減少させることで軽量化が可能となる。
　しかしながら、板厚を減少させながら静破壊強度および降伏強度などの部品の強度特性を確保しようとした場合、高強度材料を用いることが必要となる。特に、ロアアーム、トレールリンクおよびナックルなどの自動車足回り部品では、７８０ＭＰａ級超の鋼板の適用が検討され始めている。これらの自動車足回り部品は、鋼板にバーリング、伸びフランジおよび曲げ成形等を施すことで製造される。そのため、これらの自動車足回り部品に適用される鋼板は成形性、特に延性および穴広げ性に優れることが要求される。
　例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．０２～０．０８％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｃｒ：８．０～１３．０％、Ｎｉ：２．０～８．０％、Ｃｏ：２．０～１６．０％、Ｍｏを必須元素としてＭｏ＋０．５Ｗ：３．５～８．０％、残部はＦｅ及び不純物からなり、高い引張強さとシャルピー吸収エネルギーを併せ持った析出強化型マルテンサイト鋼が開示されている。
日本国特開２０１４－２０８８６９号公報
　しかしながら、特許文献１では、延性および穴広げ性について考慮されていない。
　上述のような自動車足回り部品は、鋼板に対して複数工程の成形を行うことで製造される。そのため、自動車足回り部品に適用される鋼板は、前工程である程度の予歪みを受けた後においても優れた成形性を有することが求められる。複数工程の成形を行う場合において、前工程で生じた歪みを十分に分散できていないと、後工程で局所的な変形が進み、鋼板が持つ本来の成形性を発揮することができない場合がある。
　本発明は上記実情に鑑みてなされたものであり、高い強度、優れた延性および穴広げ性、並びに、予歪み付与後において優れた成形性を有する鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記鋼板およびその製造方法を得るための方法について創意検討した結果、以下の知見を得た。
　予歪み付与時における歪みを分散して後工程で局所的な変形を防ぐことで、予歪み付与後の成形性を高める。そのためには、特に５～８％の歪域における加工硬化率が高いことが重要である。この歪域における加工硬化率を高めるためには、焼き戻しマルテンサイトを主相とすることが有効である。
　焼き戻しマルテンサイトを主相とすると、加工硬化率を高めることはできるが、延性が劣化してしまう。そこで、第二相を微細に析出させることで、延性を高めることができる。
　上述のような金属組織を得るためには、粗圧延条件、仕上げ圧延条件およびその後の熱処理条件を厳格に制御することが有効である。
　上記知見に基づいてなされた本発明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　：０．０８０～０．１８０％、
Ｓｉ：０．０３０～１．４００％、
Ｍｎ：１．６０～３．００％、
Ａｌ：０．０１０～０．７００％、
Ｐ　：０．０８００％以下、
Ｓ　：０．０１００％以下、
Ｎ　：０．００５０％以下、
Ｔｉ：０．０２０～０．１８０％、
Ｎｂ：０．０１０～０．０５０％、
Ｍｏ：０～０．６００％、
Ｖ　：０～０．３００％、
Ｔｉ＋Ｎｂ＋（Ｍｏ／２）＋Ｖ：０．１００～０．９００％、
Ｂ　：０～０．００３０％、
Ｃｒ：０～０．５００％、
Ｃｕ：０～２．００％、
Ｎｉ：０～２．００％、および
Ｓｎ：０～０．０５０％を含有し、
　残部がＦｅおよび不純物からなり、
　金属組織が、面積％で、
　焼き戻しマルテンサイト：８０．０％以上、
　パーライト、フェライトおよびベイナイトの合計：１０．０％以下、並びに、
　フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計：１．０～１０．０％であり、
　前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留オーステナイトのＭｎ濃度と、前記焼き戻しマルテンサイトのＭｎ濃度との差が１．０質量％以上であり、
　前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留オーステナイトの平均粒径が５．０μｍ以下であり、
　引張強さが１１１０ＭＰａ以上である。
（２）上記（１）に記載の鋼板は、前記金属組織が、面積％で、前記残留オーステナイト：１．５％以上であってもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、
Ｍｏ：０．００１～０．６００％、
Ｖ　：０．０１０～０．３００％、
Ｂ　：０．０００１～０．００３０％、
Ｃｒ：０．００１～０．５００％
Ｃｕ：０．０１～２．００％、および
Ｎｉ：０．０２～２．００％
からなる群のうち１種または２種以上を含有してもよい。
（４）本発明の別の態様に係る鋼板の製造方法は、上記（１）に記載の鋼板の製造方法であって、
　上記（１）に記載の化学組成を有するスラブを１２００℃以上の温度域に加熱し、当該温度域で３０分以上保持するスラブ加熱工程と、
　１０００～１３００℃の温度域において、１～３パス目の各圧下率が１０～３０％、４パス目以降の各圧下率が１５～５０％となるように粗圧延を行う粗圧延工程と、
　圧下率２４％以上の圧延を２回以上行い、最終パスの圧下率が２４～６０％であり、仕上げ圧延完了温度が９６０～１０６０℃の温度域となるように仕上げ圧延を行う仕上げ圧延工程と、
　９００～４００℃の温度域の平均冷却速度が３０℃／ｓ以上となるように冷却する冷却工程と、
　２００℃以下の温度域で巻取る巻取り工程と、
　６８０～７８０℃の温度域で１０～３０１０秒間保持する熱処理工程と、を順次行う。
（５）上記（４）に記載の鋼板の製造方法は、前記巻取り工程後且つ前記熱処理工程前に、
　累積圧下率が１５％以下である軽圧下を行う軽圧下工程、を更に行ってもよい。
　本発明に係る上記態様によれば、高い強度、優れた延性および穴広げ性、並びに、予歪み付与後において優れた成形性を有する鋼板およ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について、詳細に説明する。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。
　以下に記載する「～」を挟んで記載され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」、「超」と示す数値には、その値が数値範囲に含まれない。化学組成についての「％」は全て「質量％」のことを指す。
　本実施形態に係る鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０８０～０．１８０％、Ｓｉ：０．０３０～１．４００％、Ｍｎ：１．６０～３．００％、Ａｌ：０．０１０～０．７００％、Ｐ：０．０８００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０．０２０～０．１８０％、Ｎｂ：０．０１０～０．０５０％、Ｔｉ＋Ｎｂ＋（Ｍｏ／２）＋Ｖ：０．１００～０．９００％、並びに、残部：Ｆｅおよび不純物含む。以下、各元素について詳細に説明する。
　Ｃ：０．０８０～０．１８０％
　Ｃは、鋼板の所望の引張強さを得るために必要な元素である。Ｃ含有量が０．０８０％未満であると、所望の引張強さを得ることができない。そのため、Ｃ含有量は０．０８０％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０９０％以上、０．０９５％以上または０．１００％以上である。
　一方、Ｃ含有量が０．１８０％超では、鋼板の延性および穴広げ性が劣化する。また、予歪み付与後の成形性が劣化する。そのため、Ｃ含有量は０．１８０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１７０％以下であり、より好ましくは０．１５０％以下である。
　Ｓｉ：０．０３０～１．４００％
　Ｓｉは、固溶強化によって鋼板の引張強さを向上する元素である。Ｓｉ含有量が０．０３０％未満では、所望の引張強さを得ることができない。そのため、Ｓｉ含有量は０．０３０％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０４０％以上であり、より好ましくは０．０５０％以上である。
　一方、Ｓｉ含有量が１．４００％超であると、残留オーステナイトの面積率が多くなり、鋼板の穴広げ性が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は１．４００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．１００％以下であり、より好ましくは１．０００％以下である。
　Ｍｎ：１．６０～３．００％
　Ｍｎは、鋼板の強度を向上させるために必要な元素である。Ｍｎ含有量が１．６０％未満であると、フェライトの面積率が高くなりすぎ、所望の引張強さを得ることができない。そのため、Ｍｎ含有量は１．６０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．８０％以上であり、より好ましくは２．００％以上である。
　一方、Ｍｎ含有量が３．００％超であると、鋳造スラブの靱性が劣化し、スラブ割れが生じやすくなり、熱間圧延を行うことが困難となる。そのため、Ｍｎ含有量は３．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．７０％以下であり、より好ましくは２．５０％以下である。
　Ａｌ：０．０１０～０．７００％
　Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度を向上させる元素である。Ａｌ含有量が０．０１０％未満であると、十分な脱酸効果が得られず、鋼板中に多量の介在物（酸化物）が形成される。このような介在物は、鋼板の成形性を劣化させる。そのため、Ａｌ含有量は０．０１０％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０２０％以上であり、より好ましくは０．０３０％以上である。
　一方、Ａｌ含有量が０．７００％超では、鋳造が困難となる。そのため、Ａｌ含有量は、０．７００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．６００％以下、０．３００％以下であり、より好ましくは０．１００％以下である。
　Ｐ：０．０８００％以下
　Ｐは、鋼板の板厚中央部に偏析する元素である。またＰは、溶接部を脆化させる元素でもある。Ｐ含有量が０．０８００％超であると、鋼板の穴広げ性が劣化する。そのため、Ｐ含有量は０．０８００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２００％以下であり、より好ましくは０．０１００％以下である。
　Ｐ含有量は低い程好ましく、０％であることが好ましいが、Ｐ含有量を過剰に低減すると脱Ｐコストが著しく増加する。そのため、Ｐ含有量は０．０００５％以上としてもよい。
　Ｓ：０．０１００％以下
　Ｓは、硫化物として存在することで、スラブを脆化させる元素である。またＳは、鋼板の成形性を劣化させる元素でもある。Ｓ含有量が０．０１００％超であると、鋼板の穴広げ性が劣化する。そのため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００８０％以下であり、より好ましくは０．００５０％以下である。
　Ｓ含有量は低い程好ましく、０％であることが好ましいが、Ｓ含有量を過剰に低減すると脱Ｓコストが著しく増加する。そのため、Ｓ含有量は０．０００５％以上としてもよい。
　Ｎ：０．００５０％以下
　Ｎは、鋼中に粗大な窒化物を形成し、鋼板の穴広げ性を劣化させる元素である。Ｎ含有量が０．００５０％超であると、鋼板の穴広げ性が劣化する。そのため、Ｎ含有量は０．００５０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００４０％以下であり、より好ましくは０．００３５％以下である。
　Ｎ含有量は低い程好ましく、０％であることが好ましいが、Ｎ含有量を過剰に低減すると脱Ｎコストが著しく増加する。そのため、Ｎ含有量は０．０００５％以上としてもよい。
　Ｔｉ：０．０２０～０．１８０％
　Ｔｉは、鋼中に微細な窒化物を形成することで、鋼板の強度を高める元素である。Ｔｉ含有量が０．０２０％未満であると、所望の引張強さを得ることができない。そのため、Ｔｉ含有量は０．０２０％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０５０％以上であり、より好ましくは０．０８０％以上である。
　一方、Ｔｉ含有量が０．１８０％超であると、鋼板の穴広げ性が劣化する。そのため、Ｔｉ含有量は、０．１８０％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．１６０％以下であり、より好ましくは０．１５０％以下である。
　Ｎｂ：０．０１０～０．０５０％
　Ｎｂは、熱間圧延でのオーステナイト粒の異常な粒成長を抑制する元素である。またＮｂは、微細な炭化物を形成することで鋼板の強度を高める元素でもある。Ｎｂ含有量が０．０１０％未満であると、所望の引張強さを得ることができない。そのため、Ｎｂ含有量は０．０１０％以上とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０１３％以上であり、より好ましくは０．０１５％以上である。
　一方、Ｎｂ含有量が０．０５０％超であると、鋳造スラブの靱性が劣化し、スラブ割れが生じやすくなり、熱間圧延を行うことが困難となる。そのため、Ｎｂ含有量は０．０５０％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０４０％以下であり、より好ましくは０．０３５％以下である。
　Ｔｉ＋Ｎｂ＋（Ｍｏ／２）＋Ｖ：０．１００～０．９００％
　本実施形態では、上述したＴｉ含有量と、Ｎｂ含有量と、後述するＭｏ含有量の１／２量と、Ｖ含有量との合計を制御する。すなわち、各元素の含有量を各元素記号で表したとき、Ｔｉ＋Ｎｂ＋（Ｍｏ／２）＋Ｖを制御する。これらの合計が０．１００％未満であると、微細な炭化物を形成して鋼板の強度を高める効果が十分に得られず、所望の引張強さを得ることができない。そのため、これらの合計を０．１００％以上とする。なお、Ｔｉ、Ｎｂ、ＭｏおよびＶの全てを含む必要は無く、Ｔｉ、ＮｂまたはＶのいずれか１種の含有量、あるいはＭｏ含有量の１／２量が０．１００％以上であれば上記効果を得ることができる。これらの合計は、好ましくは０．１５０％以上であり、より好ましくは０．２００％以上であり、より一層好ましくは０．２３０％以上である。
　一方、これらの合計が０．９００％超であると、鋼板の穴広げ性が劣化する。そのため、これらの元素の含有量の合計は０．９００％以下とする。これらの元素の含有量の合計は、好ましくは０．８００％以下または０．５００％以下であり、より好ましくは０．４００％以下、０．３５０％以下または０．３００％以下である。
　本実施形態に係る鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物であってもよい。本実施形態において、不純物とは、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境等から混入されるもの、あるいは、本実施形態に係る鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　本実施形態に係る鋼板は、Ｆｅの一部に代えて、以下の任意元素を含んでもよい。任意元素を含有させない場合の含有量の下限は０％である。以下、各任意元素について説明する。
　Ｍｏ：０．００１～０．６００％
　Ｍｏは、鋼中に微細な炭化物を形成することで鋼板の強度を高める元素である。この効果を確実に得るためには、Ｍｏ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｍｏ含有量が０．６００％超であると、鋼板の穴広げ性が劣化する。そのため、Ｍｏ含有量は０．６００％以下とする。
　Ｖ：０．０１０～０．３００％
　Ｖは、鋼中に微細な炭化物を形成することで鋼板の強度を高める元素である。この効果を確実に得るためには、Ｖ含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｖ含有量が０．３００％超であると、鋼板の穴広げ性が劣化する。そのため、Ｖ含有量は０．３００％以下とする。
　Ｂ：０．０００１～０．００３０％
　Ｂは、冷却工程でのフェライトの生成を抑制し、鋼板の強度を高める元素である。この効果を確実に得るためには、Ｂ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
　一方、０．００３０％を超えてＢを含有させても上記効果は飽和する。そのため、Ｂ含有量は０．００３０％以下とする。
　Ｃｒ：０．００１～０．５００％
　Ｃｒは、Ｍｎと類似した効果を発現する元素である。Ｃｒ含有による鋼板の強度を高める効果を確実に得るためには、Ｃｒ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
　一方、０．５００％を超えてＣｒを含有させても、上記効果は飽和する。そのため、Ｃｒ含有量は０．５００％以下とする。
　Ｃｕ：０．０１～２．００％
　Ｃｕは、鋼板の焼入れ性を高める作用および低温で鋼中に炭化物として析出して鋼板の強度を高める作用を有する。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｃｕ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
　しかし、Ｃｕ含有量が２．００％超では、スラブの粒界割れが生じる場合がある。したがって、Ｃｕ含有量は２．００％以下とする。
　Ｎｉ：０．０２～２．００％
　Ｎｉは、鋼板の焼入性を高めて鋼板の強度を高める作用を有する。またＮｉは、Ｃｕを含有させる場合においては、Ｃｕに起因するスラブの粒界割れを効果的に抑制する作用を有する。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｎｉ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。
　Ｎｉは、高価な元素であるため、多量に含有させることは経済的に好ましくない。したがって、Ｎｉ含有量は２．００％以下とする。
　Ｓｎ：０～０．０５０％
　本発明者らは、Ｓｎを少量含有させても本実施形態に係る鋼板の効果は損なわれないことを確認しているが、熱間圧延時に疵が発生する場合があるため、Ｓｎ含有量は０．０５０％以下とする。
　上述した鋼板の化学組成は、スパーク放電発光分光分析装置などを用いて、分析すればよい。なお、ＣおよびＳはガス成分分析装置などを用いて、酸素気流中で燃焼させ、赤外線吸収法によって測定することで同定された値を採用する。また、Ｎは、鋼板から採取した試験片をヘリウム気流中で融解させ、熱伝導度法によって測定することで同定された値を採用する。
　次に、本実施形態に係る鋼板の金属組織について説明する。
　本実施形態に係る鋼板は、金属組織が、面積％で、焼き戻しマルテンサイト：８０．０％以上、パーライト、フェライトおよびベイナイトの合計：１０．０％以下、並びに、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計：１．０～１０．０％であり、前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留オーステナイトのＭｎ濃度と、前記焼き戻しマルテンサイトのＭｎ濃度との差が１．０質量％以上であり、前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留オーステナイトの平均粒径が５．０μｍ以下である。
　なお、本実施形態に係る鋼板は、金属組織において、上述した組織以外の組織は含まない。そのため、本実施形態に係る鋼板は、金属組織が、面積％で、焼き戻しマルテンサイト：８０．０％以上、パーライト、フェライトおよびベイナイトの合計：１０．０％以下、並びに、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計：１．０～１０．０％のみからなる、と換言することができる。
　本実施形態では、鋼板の板厚１／４位置（表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域）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ためである。
　焼き戻しマルテンサイトの面積率：８０．０％以上
　焼き戻しマルテンサイトは鋼板の強度を高める。また、焼き戻しマルテンサイトは、５～８％の歪域における加工硬化率を高める。この歪域における加工硬化率を高めることで、予歪み付与後の成形性を高めることができる。焼き戻しマルテンサイトの面積率が８０．０％未満であると、上記効果を得ることができない。そのため、焼き戻しマルテンサイトの面積率は８０．０％以上とする。好ましくは、８５．０％以上、９０．０％以上、９２．０％以上または９５．０％以上である。
　焼き戻しマルテンサイトの面積率は、９９．０％以下、９８．０％以下または９７．０％以下としてもよい。
　パーライト、フェライトおよびベイナイトの面積率の合計：１０．０％以下
　パーライト、フェライトおよびベイナイトの面積率の合計が高いと、鋼板の強度、穴広げ性および／または予歪み付与後の成形性が劣化する。そのため、これらの組織の面積率の合計は１０．０％以下とする。これらの組織の面積率の合計は、好ましくは７．０％以下、５．０％以下、３．０％以下である。これらの組織の面積率の合計は少ない程好ましいため、０．０％としてもよい。
　なお、パーライト、フェライトおよびベイナイトの全てが含まれている必要はなく、いずれか１種のみを含み、その面積率が上記範囲内であってもよく、２種または３種を含み、それらの面積率の合計が上記範囲内であってもよい。
　フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率の合計：１．０～１０．０％
　本実施形態に係る鋼板は、第二相として、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの１種または２種を含む。金属組織が主相である焼き戻しマルテンサイトのみからなる場合は、金属組織が均質であり且つ降伏点が高いため、変形初期に加工硬化能が低下することで、鋼板の延性が劣化する。そこで、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトからなる第二相を所望量且つ微細に析出させることで、金属組織に不均質性を導入することができ、延性の劣化を防ぐことができる。
　フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率の合計が１．０％未満であると、上記効果を得ることができない。そのため、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率の合計は１．０％以上とする。好ましくは３．０％以上または５．０％以上である。
　フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率の合計が１０．０％超であると、鋼板の強度および／または予歪み付与後の成形性が劣化する。そのため、フレッマルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率の合計は１０．０％以下とする。好ましくは、９．０％以下または８．０％以下である。
　なお、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの両方を含んでいる必要は無く、いずれか１種のみを含み、その面積率が上述の範囲であってもよい。
　フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率の合計を１．０～１０．０％とした上で、残留オーステナイトの面積率を１．５％以上としてもよい。第二相のうち残留オーステナイトの面積率を１．５％以上とすることで、予歪み付与後の成形性をより高めることができる。残留オーステナイトの面積率は２．０％以上、３．０％以上または４．０％以上とすることがより好ましい。
　残留オーステナイトの面積率の上限は特に限定しないが、１０．０％以下または７．０％以下としてもよい。
　以下に、各組織の面積率の測定方法を説明する。
　鋼板から、圧延方向に平行な断面で、表面から板厚の１／４深さ（表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域）且つ板幅方向中央位置における金属組織が観察できるように試験片を採取する。
　上記試験片の断面を＃６００から＃１５００の炭化珪素ペーパーを使用して研磨した後、粒度１～６μｍのダイヤモンドパウダーをアルコール等の希釈液や純水に分散させた液体を使用して鏡面に仕上げる。次に、室温においてアルカリ性溶液を含まない粒径０．２５μｍのコロイダルシリカを用いて８分間研磨し、サンプルの表層に導入されたひずみを除去する。サンプル断面の長手方向の任意の位置において、サンプルの長手方向に５０μｍ、表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域を、０．１μｍの測定間隔で電子後方散乱回折法により測定して結晶方位情報を得る。
　測定には、サーマル電界放射型走査電子顕微鏡（ＪＥＯＬ製ＪＳＭ－７００１Ｆ）とＥＢＳＤ検出器（ＴＳＬ製ＤＶＣ５型検出器）とで構成されたＥＢＳＤ装置を用いる。この際、ＥＢＳＤ装置内の真空度は９．６×１０－５Ｐａ以下、加速電圧は１５ｋＶ、照射電流レベルは１３、電子線の照射レベルは６２とする。得られた結晶方位情報から、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｐｈａｓｅ　Ｍａｐ」機能を用いて、結晶構造がｆｃｃである領域を特定し、この領域の面積率を算出する。これにより、残留オーステナイトの面積率を得る。
　次に、結晶構造がｂｃｃであるものをベイナイト、フェライト、パーライト、フレッシュマルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトと判断する。これらの領域について、ＥＢＳＤ解析装置に付属のソフトウェア「ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓ（登録商標）」に搭載された「Ｇｒａｉｎ　Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ｓｐｒｅａｄ」機能を用いて、１５°粒界を結晶粒界とみなす条件下で、「Ｇｒａｉｎ　Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ｓｐｒｅａｄ」が１°以下の領域をフェライトとして抽出する。抽出したフェライトの面積率を算出することで、フェライトの面積率を得る。
　続いて、残部領域（「Ｇｒａｉｎ　Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ　Ｓｐｒｅａｄ」が１°超の領域）の内、１５°粒界を結晶粒界とみなす条件下で、フェライト領域の「Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　ＩＱ」の最大値をＩαとしたとき、Ｉα／２超となる領域をベイナイト、Ｉα／２以下となる領域を「パーライト、フレッシュマルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイト」として抽出する。抽出したベイナイトの面積率を算出することで、ベイナイトの面積率を得る。
　観察視野においてフェライトが抽出されない場合には、同視野に対して、ＧＡＭ「Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」機能を用いて、５°粒界を結晶粒界とみなす条件下で、「Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ」が０．５０°超、０．７５°以下となる領域をベイナイトとして抽出し、０．７５°超となる領域を「パーライト、フレッシュマルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイト」として抽出する。抽出したベイナイトの面積率を算出することで、ベイナイトの面積率を得る。
　抽出した「パーライト、フレッシュマルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイト」について、下記方法によってパーライト、フレッシュマルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイトを区別する。
　ＥＢＳＤ測定領域と同領域をＳＥＭで観察するために、観察位置近傍にビッカース圧痕を打刻する。その後、観察面の組織を残して、表層のコンタミを研磨除去し、ナイタールエッチングする。次に、ＥＢＳＤ観察面と同一視野をＳＥＭにより倍率３０００倍で観察する。ＥＢＳＤ測定において、「パーライト、フレッシュマルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイト」と判別された領域の内、粒内に下部組織を有し、かつ、セメンタイトが複数のバリアントを持って析出している領域を焼き戻しマルテンサイトと判断する。セメンタイトがラメラ状に析出している領域をパーライトと判断する。輝度が大きく、かつ下部組織がエッチングにより現出されていない領域をフレッシュマルテンサイトと判断する。それぞれの面積率を算出することで、焼き戻しマルテンサイト、パーライト、およびフレッシュマルテンサイトの面積率を得る。
　なお、観察面表層のコンタミ除去については、粒子径０．１μｍ以下のアルミナ粒子を用いたバフ研磨、あるいはＡｒイオンスパッタリング等の手法を用いればよい。
　フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトのＭｎ濃度と、焼き戻しマルテンサイトのＭｎ濃度との差：１．０質量％以上
　フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトのＭｎ濃度と、焼き戻しマルテンサイトのＭｎ濃度との差を大きくすることで、予歪み付与後の成形性を高めることができる。フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトのＭｎ濃度と、焼き戻しマルテンサイトのＭｎ濃度との差が１．０質量％未満であると、予歪み付与後において優れた成形性を得ることができない。そのため、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトのＭｎ濃度と、焼き戻しマルテンサイトのＭｎ濃度との差は１．０質量％以上とする。好ましくは、１．２質量％以上、１．５質量％以上または１．７質量％以上である。
　上限は特に限定しないが、５．０質量％以下または３．０質量％以下としてもよい。
　フレッシュマルテンサイト、残留オーステナイトおよび焼き戻しマルテンサイトのＭｎ濃度は以下の方法により測定する。
　鋼板の表面から板厚の１／４位置（表面から板厚の１／８深さ～表面から板厚の３／８深さの領域）において、電子プローブマイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）でＭｎ濃度を測定する。測定条件は加速電圧を１５ｋＶとし、倍率を５０００倍として、サンプルの長手方向に２０μｍの範囲のＭｎ濃度の分布像を測定する。より具体的には、測定間隔を０．１μｍとし、４００００か所以上のＭｎ濃度を測定する。次に、上述の組織面積率の測定方法と同じ方法により、フレッシュマルテンサイト、残留オーステナイトおよび焼き戻しマルテンサイトを特定する。観察視野における各組織のＭｎ濃度の平均値を算出することで、フレッシュマルテンサイト、残留オーステナイトおよび焼き戻しマルテンサイトのＭｎ濃度を得る。
　フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの平均粒径：５．０μｍ以下
　第二相であるフレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトを所望量且つ微細に析出させることで金属組織に不均質性を導入することができ、穴広げ性および予歪み付与後の成形性の劣化を防ぐことができる。フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの平均粒径が５．０μｍ超であると鋼板の穴広げ性および／または予歪み付与後の成形性が劣化する。そのため、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの平均粒径は５．０μｍ以下とする。好ましくは、４．０μｍ以下、３．５μｍ以下または３．０μｍ以下である。
　下限は特に限定しないが、１．０μｍ以上または２．０μｍ以上としてもよい。
　フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの平均粒径は以下の方法により測定する。
　上述の組織面積率の測定方法と同じ方法により、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトを特定する。なお、上述の組織面積率の測定方法のときと同一視野について測定を行う。次に、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトと特定された各結晶粒の円相当径（直径）を求め、これらの平均値を算出する。これにより、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの平均粒径を得る。なお、上述の円相当直径とは、特定された各結晶粒の面積と同じ面積となる円の直径のことである。
　引張強さ：１１１０ＭＰａ以上
　本実施形態に係る鋼板は、引張強さが１１１０ＭＰａ以上である。引張強さを１１１０ＭＰａ以上とすることで、様々な自動車足回り部品に好適に適用することができる。引張強さは、１２００ＭＰａ以上、または１３００ＭＰａ以上としてもよい。
　引張強さは高い程好ましいが、１５００ＭＰａ以下としてもよい。
　一様伸び：５．５％以上
　本実施形態に係る鋼板は、一様伸びが５．５％以上であってもよい。一様伸びを５．５％以上とすることで、自動車足回り部品に好適に適用することができる。好ましくは、６．０％以上または７．０％以上である。
　上限は特に限定しないが、１０．０％以下としてもよい。
　引張強さおよび一様伸びは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１の５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行うことで、測定する。引張試験片の採取位置は、板幅方向中央位置とし、圧延方向に垂直な方向を長手方向とする。
　なお、一様伸びは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１でいう「最大試験力時全伸び」のことである。
　穴広げ率：３０％以上
　本実施形態に係る鋼板は、穴広げ率が３０％以上であってもよい。穴広げ率を３０％以上とすることで、自動車足回り部品に好適に適用することができる。好ましくは、３５％以上または４０％以上である。
　穴広げ率は、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６：２０２０に準拠して穴広げ試験を行うことで測定する。
　５～８％の歪域における加工硬化率：１０００ＭＰａ以上
　本実施形態に係る鋼板は、５～８％の歪域における加工硬化率は１０００ＭＰａ以上であってもよい。５～８％の歪域における加工硬化率が高いと、予歪み付与時における歪みを分散して後工程で局所的な変形を防ぐことができ、予歪み付与後の成形性を高めることができる。
　上限は特に限定しないが、１２００ＭＰａ以下としてもよい。
　５～８％の歪域における加工硬化率は以下の方法により測定する。
　上述の方法により引張試験を行い、応力－歪み曲線を得る。得られた応力－歪み曲線から、５～８％の歪域における加工硬化率（（歪み８％時の応力－歪み５％時の応力）／３×１００）を算出する。これにより、５～８％の歪域における加工硬化率を得る。
　本実施形態に係る鋼板は、表面に耐食性の向上等を目的としてめっき層を備えさせて表面処理鋼板としてもよい。めっき層は電気めっき層であってもよく溶融めっき層であってもよい。電気めっき層としては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ－Ｎｉ合金めっき等が例示される。溶融めっき層としては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金めっき等が例示される。めっき付着量は特に制限されず、従来と同様としてよい。また、めっき後に適当な化成処理（例えば、シリケート系のクロムフリー化成処理液の塗布と乾燥）を施して、耐食性をさらに高めることも可能である。
　次に、本実施形態に係る鋼板の好ましい製造方法について説明する。
　なお、下記に説明する温度は特に指定のない限りスラブまたは鋼板の表面温度のことをいう。
　本実施形態に係る鋼板の好ましい製造方法は、
　上述の化学組成を有するスラブを１２００℃以上の温度域に加熱し、当該温度域で３０分以上保持するスラブ加熱工程と、
　１０００～１３００℃の温度域において、１～３パス目の各圧下率が１０～３０％、４パス目以降の各圧下率が１５～５０％となるように粗圧延を行う粗圧延工程と、
　圧下率２４％以上の圧延を２回以上行い、最終パスの圧下率が２４～６０％であり、仕上げ圧延完了温度が９６０～１０６０℃の温度域となるように仕上げ圧延を行う仕上げ圧延工程と、
　９００～４００℃の温度域の平均冷却速度が３０℃／ｓ以上となるように冷却する冷却工程と、
　２００℃以下の温度域で巻取る巻取り工程と、
　６８０～７８０℃の温度域で１０～３０１０秒間保持する熱処理工程と、を順次行う。
　また、上述した工程に加えて、前記巻取り工程後且つ前記熱処理工程前に、累積圧下率が１５％以下である軽圧下を行う軽圧下工程、を更に行ってもよい。
　以下、各工程について説明する。
　スラブ加熱工程
　スラブの加熱温度は１２００℃以上とする。また、１２００℃以上の温度域での保持時間は３０分以上とする。スラブの加熱温度が１２００℃未満であると、または１２００℃以上の温度域での保持時間が３０分未満であると、粗大な析出物を十分に溶解することができず、結果として所望の引張強さを有する鋼板を得ることができない。
　加熱温度の上限および１２００℃以上の温度域での保持時間の上限は特に限定しないが、それぞれ１３００℃以下、３００分以下としてもよい。
　なお、１２２０℃以上の温度域での保持では、鋼板温度を変動させてもよく、一定としてもよい。
　なお、加熱するスラブについては、上述した化学組成を有する点以外については特に限定されない。例えば、転炉又は電気炉等を用いて上記化学組成の溶鋼を溶製し、連続鋳造法により製造したスラブを用いることができる。連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法等を採用してもよい。
　粗圧延工程
　粗圧延を行う温度が１０００℃未満であると、合金炭化物の析出が進行し、後の再加熱工程を経た後、強度延性バランスが劣化する。そのため、粗圧延は１０００℃以上の温度域で行う。
　一方、粗圧延を１３００℃以上で行うと、燃料コストの増大を引き起こすため、粗圧延は１３００℃以下の温度域で行う。
　１～３パス目において圧下率１０％未満の圧延を行うと、または４パス目以降において圧下率が１５％未満の圧延を行うと、結晶粒が粗大化し、熱処理工程後において第二相の平均粒径が粗大化する。そのため、１～３パス目の各圧下率は１０％以上とし、４パス目以降の各圧下率は１５％以上とする。好ましくは、１～３パス目の各圧下率は１５％以上または２０％以上であり、４パス目以降の各圧下率は２０％以上または２５％以上である。
　また、１～３パス目において圧下率３０％超の圧延を行うと、または４パス目以降において圧下率が５０％超の圧延を行うと、合金炭化物が析出し、この合金炭化物が後の熱処理工程において粗大化する。その結果、結晶粒界に十分な量の合金炭化物を析出させることができず、鋼板の強度および穴広げ性が劣化する。そのため、１～３パス目の各圧下率は３０％以下とし、４パス目以降の各圧下率は５０％以下とする。好ましくは、１～３パス目の各圧下率は２５％以下であり、４パス目以降の各圧下率は４０％以下である。
　なお、各パスの圧下率は、各パスの入口板厚ｔ０とし、各パスの出口板厚ｔ１としたとき、｛１－（ｔ１／ｔ０）｝×１００（％）で表すことができる。
　仕上げ圧延工程
　仕上げ圧延工程において、圧下率２４％以上の圧延が１回以下であると、仕上げ圧延工程後に金属組織内に不均一な歪分布が生じず、一部の結晶粒を優先的にオーステナイト相に逆変態させることができない。その結果、第二相の平均粒径が粗大化する。そのため、仕上げ圧延工程では、圧下率２４％以上の圧延を２回以上行う。ここでいう「２回」には、最終パスも含まれる。すなわち本実施形態では、最終パスの圧下率を２４％以上とした上で、圧下率が２４％以上の圧延を１回以上行う。
　仕上げ圧延工程における圧下率の上限は特に限定しないが、６０％以下としてもよい。
　最終パスの圧下率は２４％以上とする。好ましくは２８％以上または３０％以上である。また、設備負荷の増大を抑制する観点から、最終パスの圧下率は６０％以下とする。好ましくは５０％以下または４０％以下である。
　仕上げ圧延完了温度が９６０℃未満であると、扁平な粒から第二相が生じ、第二相の粒径が粗大化する。そのため、仕上げ圧延完了温度は９６０℃以上とする。好ましくは９８０℃以上または１０００℃以上である。仕上げ圧延完了温度が１０６０℃超であると、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの平均粒径が粗大となり、鋼板の靭性が劣化する。そのため、仕上げ圧延完了温度は１０６０℃以下とする。好ましくは１０４０℃以下である。
　なお、仕上げ圧延完了温度とは、仕上げ圧延の最終パスの出側温度を示す。
　冷却工程
　９００～４００℃の温度域の平均冷却速度が３０℃／ｓ未満であると、十分な量のフレッシュマルテンサイトを生成させることができず、熱処理工程後において所望量の焼き戻しマルテンサイトを得ることができない。そのため、９００～４００℃の温度域の平均冷却速度は３０℃／ｓ以上とする。好ましくは５０℃／ｓ以上または７０℃／ｓ以上である。
　上限は特に限定しないが、冷却設備増大を防止する観点から、２００℃／ｓ以下としてもよい。
　９００～４００℃の温度域を上記平均冷却速度で冷却した後、巻取りまでの冷却については特に限定されない。
　なお、ここでいう平均冷却速度とは、設定する範囲の始点と終点との温度差を、始点から終点までの経過時間で除した値である。
　巻取り工程
　巻取り温度が２００℃超であると、ベイナイトが生成し、鋼板の強度および穴広げ性が劣化する。そのため、巻取り温度は２００℃以下とする。好ましくは１５０℃以下または１００℃以下である。
　軽圧下工程
　巻取り後の鋼板を巻き開いた後、累積圧下率が１５％以下である軽圧下を行ってもよい。この軽圧下工程は必須の工程ではないため、行わなくてもよい。累積圧下率が１５％以下である軽圧下を行うことで、微細な析出物が生成し、鋼板の強度をより高めることができる。軽圧下の累積圧下率は、好ましくは１０％以下である。
　下限は特に限定しないが、３％以上または５％以上としてもよい。
　なお、軽圧下前に酸洗を行ってもよい。
　軽圧下の累積圧下率は、軽圧下後の板厚をｔ、軽圧下前の板厚をｔ０としたとき、（１－ｔ／ｔ０）×１００（％）で表すことができる。
　熱処理工程
　巻取り工程後、または軽圧下工程後に、所定の温度域で保持する熱処理を行う。熱処理温度が６８０℃未満、または熱処理時間が１０秒未満であると、所望量の第二相を得ることができない。そのため、熱処理温度は６８０℃以上とし、熱処理時間は１０秒以上とする。好ましくは、熱処理温度は７００℃以上または７３０℃以上であり、熱処理時間は３０秒以上または５０秒以上である。熱処理時間を８０秒以上とすることで、第二相のうち残留オーステナイトの面積率を高めることができるため、熱処理時間は８０秒以上とすることがより好ましい。
　熱処理温度が７８０℃超、または熱処理時間が３０１０秒超であると、微細に析出していた第二相が連結した状態となり、第二相が粗大化する。そのため、熱処理温度は７８０℃以下とし、熱処理時間は３０１０秒以下とする。好ましくは、熱処理温度は７５０℃以下であり、熱処理時間は２５００秒以下または２０００秒以下である。
　上述の温度域で熱処理された鋼板は、室温になるまで放冷されても、水冷されてもよい。
　以上説明した工程を備える製造方法によって、本実施形態に係る鋼板を製造することができる。
　次に、実施例により本発明の一態様の効果を更に具体的に説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性および効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明はこの一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。
　表１に示す化学組成を有するスラブを連続鋳造により製造した。得られたスラブを用いて、表２Ａ～表３Ｂに示す条件により、板厚３．０ｍｍの鋼板を製造した。なお、軽圧下を施した例については、軽圧下を施す前に酸洗を行った。
　表１中の空欄は、当該元素を意図的に含有させていないことを示す。
　得られた鋼板について、上述の方法により各組織の面積率、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトのＭｎ濃度と焼き戻しマルテンサイトのＭｎ濃度との差、フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの平均粒径、引張強さ、一様伸び、穴広げ率、並びに、５～８％の歪域における加工硬化率を求めた。得られた結果を表４Ａおよび表４Ｂに示す。
　なお、表４Ａおよび表４ＢにおけるＴＭ、Ｐ等はそれぞれ以下を示す。
　ＴＭ：焼き戻しマルテンサイト
　Ｐ：パーライト
　Ｆ：フェライト
　Ｂ：ベイナイト
　ＦＭ：フレッシュマルテンサイト
　γｒ：残留オーステナイト
　Ｍｎ濃度差：フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトのＭｎ濃度と、焼き戻しマルテンサイトのＭｎ濃度との差
　引張強さが１１１０ＭＰａ以上であった場合、高い強度を有するとして合格と判定し、引張強さが１１１０ＭＰａ未満であった場合、高い強度を有さないとして不合格と判定した。
　一様伸びが５．５％以上であった場合、優れた延性を有するとして合格と判定し、一様伸びが５．５％未満であった場合、優れた延性を有さないとして不合格と判定した。
　穴広げ率が３０％以上であった場合、優れた穴広げ性を有するとして合格と判定し、穴広げ率が３０％未満であった場合、優れた穴広げ性を有さないとして不合格と判定した。
　５～８％の歪域における加工硬化率が１０００ＭＰａ以上であった場合、予歪み付与後において優れた成形性を有する鋼板であるとして合格と判定し、５～８％の歪域における加工硬化率が１０００ＭＰａ未満であった場合、予歪み付与後において優れた成形性を有さない鋼板であるとして不合格と判定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　表４Ａおよび表４Ｂを見ると、本発明例に係る鋼板は、高い強度、優れた延性および穴広げ性、並びに、予歪み付与後において優れた成形性を有することが分かる。
　本発明例の中でも、残留オーステナイトの面積率が１．５％以上である鋼板は、予歪み付与後においてより優れた成形性を有することが分かる。
　一方、比較例に係る鋼板は、上記特性のいずれか一つ以上が劣ることが分かる。
　本発明に係る上記態様によれば、高い強度、優れた延性および穴広げ性、並びに、予歪み付与後において優れた成形性を有する鋼板およびその製造方法を提供することができる。

Claims (5)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ　：０．０８０～０．１８０％、
    Ｓｉ：０．０３０～１．４００％、
    Ｍｎ：１．６０～３．００％、
    Ａｌ：０．０１０～０．７００％、
    Ｐ　：０．０８００％以下、
    Ｓ　：０．０１００％以下、
    Ｎ　：０．００５０％以下、
    Ｔｉ：０．０２０～０．１８０％、
    Ｎｂ：０．０１０～０．０５０％、
    Ｍｏ：０～０．６００％、
    Ｖ　：０～０．３００％、
    Ｔｉ＋Ｎｂ＋（Ｍｏ／２）＋Ｖ：０．１００～０．９００％、
    Ｂ　：０～０．００３０％、
    Ｃｒ：０～０．５００％、
    Ｃｕ：０～２．００％、
    Ｎｉ：０～２．００％、および
    Ｓｎ：０～０．０５０％を含有し、
    　残部がＦｅおよび不純物からなり、
    　金属組織が、面積％で、
    　焼き戻しマルテンサイト：８０．０％以上、
    　パーライト、フェライトおよびベイナイトの合計：１０．０％以下、並びに、
    　フレッシュマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計：１．０～１０．０％であり、
    　前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留オーステナイトのＭｎ濃度と、前記焼き戻しマルテンサイトのＭｎ濃度との差が１．０質量％以上であり、
    　前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留オーステナイトの平均粒径が５．０μｍ以下であり、
    　引張強さが１１１０ＭＰａ以上であることを特徴とする鋼板。
  2. 　前記金属組織が、面積％で、
    　前記残留オーステナイト：１．５％以上であることを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記化学組成が、質量％で、
    Ｍｏ：０．００１～０．６００％、
    Ｖ　：０．０１０～０．３００％、
    Ｂ　：０．０００１～０．００３０％、
    Ｃｒ：０．００１～０．５００％
    Ｃｕ：０．０１～２．００％、および
    Ｎｉ：０．０２～２．００％
    からなる群のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の鋼板。
  4. 　請求項１に記載の鋼板の製造方法であって、
    　請求項１に記載の化学組成を有するスラブを１２００℃以上の温度域に加熱し、当該温度域で３０分以上保持するスラブ加熱工程と、
    　１０００～１３００℃の温度域において、１～３パス目の各圧下率が１０～３０％、４パス目以降の各圧下率が１５～５０％となるように粗圧延を行う粗圧延工程と、
    　圧下率２４％以上の圧延を２回以上行い、最終パスの圧下率が２４～６０％であり、仕上げ圧延完了温度が９６０～１０６０℃の温度域となるように仕上げ圧延を行う仕上げ圧延工程と、
    　９００～４００℃の温度域の平均冷却速度が３０℃／ｓ以上となるように冷却する冷却工程と、
    　２００℃以下の温度域で巻取る巻取り工程と、
    　６８０～７８０℃の温度域で１０～３０１０秒間保持する熱処理工程と、を順次行うことを特徴とする鋼板の製造方法。
  5. 　前記巻取り工程後且つ前記熱処理工程前に、
    　累積圧下率が１５％以下である軽圧下を行う軽圧下工程、を更に行うことを特徴とする請求項４に記載の鋼板の製造方法。
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