(57)【要約】  この加工誘起変態型複合組織鋼板は、所定の化学組成を有し、板厚の１／４厚における組織が、面積率で、５０％〜８５％のポリゴナルフェライトと、３〜１０％の残留オーステナイトと、５〜４７％のベイナイトと、合計で１％以下のフレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトとを含み、かつ、下記０．０１＜Ｅｘ.Ｃ／ｆｓｄ≦０．０１５を満たし、前記組織中に、ＴｉＣを含む析出物が、１×１０１６個／ｃｍ３以上含有され、前記残留オーステナイトの平均粒径が円相当直径で１．０〜５．０μｍであり、前記残留オーステナイトの最近接距離の平均値が３．０〜１０．０μｍであり、前記析出物の平均径が３ｎｍ以下である。
2017022027.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０７５％超０．１５０％以下、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：０．２０〜３．００％、
Ｐ：０．０１０％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．０４０〜１．５００％、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｔｉ：０．０１５〜０．２００％、
Ｎｂ：０〜０．０６０％、
Ｃｕ：０〜１．２０％、
Ｎｉ：０〜０．６０％、
Ｍｏ：０〜１．００％、
Ｖ：０〜０．２００％、
Ｃｒ：０〜２．００％、
Ｗ：０〜０．５０％、
Ｍｇ：０〜０．０１００％、
Ｃａ：０〜０．０１００％、
ＲＥＭ：０〜０．１００％、
Ｂ：０〜０．００２０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
かつ、下記（ｉ）式を満たし;
板厚の１／４厚における組織が、面積率で、５０％〜８５％のポリゴナルフェライトと、３〜１０％の残留オーステナイトと、５〜４７％のベイナイトと、合計で１％以下のフレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトとを含み、かつ、下記（ｉｉ）式を満たし、
前記組織中に、ＴｉＣを含む析出物が、１×１０１６個／ｃｍ３以上含有され、
前記残留オーステナイトの平均粒径が円相当直径で１．０〜５．０μｍであり、
前記残留オーステナイトの最近接距離の平均値が３．０〜１０．０μｍであり、
前記析出物の平均径が３ｎｍ以下である
ことを特徴とする加工誘起変態型複合組織鋼板。
Ｔｉ−４８×（Ｎ／１４＋Ｓ／３２）≧０    （ｉ）
０．０１＜Ｅｘ.Ｃ／ｆｓｄ≦０．０１５    （ｉｉ）
ここで、式中の各元素記号は、鋼材中に含まれる各元素の単位質量％での含有量、（ｉｉ）式中の、ｆｓｄは、ミクロ組織中における前記残留オーステナイトの面積率（％）であり、Ｅｘ.Ｃは、下記（ｉｉｉ）式で計算される。
Ｅｘ.Ｃ＝Ｃ−１２×（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３−Ｎ／１４−Ｓ／３２）  （ｉｉｉ）
【請求項２】
前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％、
Ｃｕ：０．０２〜１．２０％、
Ｎｉ：０．０１〜０．６０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．００％、
Ｖ：０．０１〜０．２００％、
Ｃｒ：０．０１〜２．００％および
Ｗ：０．０１〜０．５０％
から選択される１種以上を含有する
ことを特徴とする請求項１に記載の加工誘起変態型複合組織鋼板。
【請求項３】
前記化学組成が、質量％で、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％および
ＲＥＭ：０．０００５〜０．１００％
から選択される１種以上を含有する
ことを特徴とする請求項１または２に記載の加工誘起変態型複合組織鋼板。
【請求項４】
前記化学組成が、質量％で、
Ｂ：０．０００２〜０．００２０％
を含有する
ことを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載の加工誘起変態型複合組織鋼板。
【請求項５】
さらに、表面に亜鉛めっき層を有することを特徴とする請求項１から４のいずれか１項に記載の加工誘起変態型複合組織鋼板。
【請求項６】
請求項１から４のいずれか１項に記載の化学組成を有するスラブを、下記（ｉｖ）式で定義されるＳＲＴｍｉｎ（℃）以上に加熱する加熱工程と；
前記加熱工程後に、前記スラブに、９５０〜１０５０℃の第１の温度域で、合計圧下率を６０〜９０％としてかつ圧下率２０％以上の圧延を１パス以上行って、粗バーを得る粗圧延工程と；
前記粗バーに、前記粗圧延後１５０ｓ以内に９３０℃以上１０００℃未満の第２の温度域で開始され、かつ、下記式（ｘ）で表されるＡｒ３変態点以上Ａｒ３変態点＋８０℃以下の第３の温度域で終了される仕上げ圧延を行って鋼板を得る仕上げ圧延工程と；
前記鋼板に、前記仕上げ圧延工程後３ｓ以内に平均冷却速度１５℃／ｓ以上で、６００℃以上Ａｒ３変態点未満の第４の温度域まで冷却する第１の冷却と、前記第４の温度域から平均冷却速度１０℃／ｓ以下で１ｓ以上１０ｓ未満の時間で６００℃超７００℃以下の第５の温度域まで冷却する第２の冷却と、前記第５の温度域から１５℃／ｓ以上の冷却速度で３５０℃を超えて４５０℃以下の第６の温度域まで冷却する第３の冷却と、前記第６の温度域で巻き取る巻取りとを行う冷却工程と；
を備え、
前記仕上げ圧延工程では、少なくとも２パスの圧下を行い、かつ、合計圧下率が７５〜９５％であり、
前記冷却工程において、下記（ｖｉｉ）式で表されるＴｉのポリゴナルフェライト中での総累積拡散距離Ｌｔｏｔａｌ（μｍ）が、下記（ｖ）式を満足する
ことを特徴とする加工誘起変態型複合組織鋼板の製造方法。
ＳＲＴｍｉｎ＝７０００／｛２．７５−ｌｏｇ１０（Ｔｉ×Ｃ）｝−２７３  （ｉｖ）
Ａｒ３＝９１０−３１０×Ｃ＋２５×（Ｓｉ＋２×Ａｌ）−８０×Ｍｎｅｑ  （ｘ）
ここで、式中の各元素記号は、鋼材中に含まれる各元素の単位質量％での含有量を表し、Ｍｎｅｑは、Ｂを含有しない場合、下記（ｘｉ）式で表され、Ｂを含有する場合、下記（ｘｉｉ）式で表される。
Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｎｉ／２＋１０×（Ｎｂ−０．０２）  （ｘｉ）
Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｎｉ／２＋１０×（Ｎｂ−０．０２）＋１  （ｘｉｉ）
０．１５≦Ｌｔｏｔａｌ≦０．４    （ｖ）
Ｌｔｏｔａｌ＝Σ（√（Ｄ×（Ｔ＋２７３）×Δｔ））     （ｖｉｉ）
ここで、前記（ｖｉｉ）式中のＤ（Ｔ＋２７３）はＴ℃における単位μｍ２／ｓでの体拡散係数であって、下記（ｖｉｉｉ）式に示すように、Ｔｉの単位μｍ２／ｓでの拡散係数Ｄ０、単位ｋＪ／ｍｏｌでの活性化エネルギーＱ、および単位ｋＪ／ｍｏｌ・Ｋでの気体定数Ｒで表され、Δｔは、前記第３の冷却から前記巻取りまでの微小時間である。
Ｄ×（Ｔ＋２７３）＝Ｄ０×Ｅｘｐ（−Ｑ／Ｒ×（Ｔ＋２７３））    （ｖｉｉｉ）
【請求項７】
前記粗圧延工程において、少なくとも２パスの圧下を行うことを特徴とする請求項６に記載の加工誘起変態型複合組織鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記冷却工程後に、さらに、前記鋼板を亜鉛めっき浴中に浸積させて、前記鋼板に亜鉛めっきする亜鉛めっき工程を備えることを特徴とする請求項６または７に記載の加工誘起変態型複合組織鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記亜鉛めっき工程後に、さらに、前記鋼板を４５０〜６００℃までの温度範囲に加熱し、合金化処理する合金化処理工程を備えることを特徴とする請求項８に記載の加工誘起変態型複合組織鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、加工誘起変態型複合組織鋼板およびその製造方法に係り、特に、表面性状および穴広げ性に優れた高強度加工誘起変態型複合組織鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車の燃費向上を目的として自動車を構成する各種部品の軽量化が進められている。軽量化の手段は部品各々の要求性能により異なり、例えば骨格部品では鋼板の高強度化による薄肉化、パネル部品では鋼板のＡｌ合金等の軽金属への置換等が行われている。しかしながら、鋼と比較した場合、Ａｌ合金等の軽金属は高価であるので、その適用先は主に高級車に限られているのが現状である。一方、自動車需要は先進国から新興国にシフトしており、今後は軽量化と低価格化との両立が求められることが予想される。そのため、部品に関わらず鋼の高強度化と薄肉化とによる軽量化の要求が高まっている。【０００３】
また、自動車部品のうち乗用車用ホイールには、従来、意匠性の観点からアルミ鋳造品および鍛造品が多く使用されてきた。しかしながら、最近はスチールプレス品でも材料や工法を工夫することによりアルミホイールと同等の意匠性を有する製品が出現している。アルミホイールと同等の意匠性及び美麗性をスチールホイールで実現させるためには、優れた疲労耐久性及び耐食性に加え、特にエンドユーザーの目に触れるホイールディスクにおいて意匠性及び美麗性が求められる。したがって、ホイールディスクに用いられる鋼板（ホイールディスク用鋼板）においても、薄肉化を達成するための高強度化、疲労耐久性および耐食性の向上に加えて、加工性の向上、部品としての意匠性及び美麗性を向上させるための表面性状の改善が求められるようになっている。【０００４】
ホイールディスクの成形工程において、ハット部の加工が特に厳しい。また、ホイールの部材特性で最も厳しい基準で管理されているのは疲労耐久性である。そのため、従来、ホイールディスク用鋼板に求められる特性としては、張り出し加工性、絞り加工性および疲労耐久性が特に重要視されていた。特に疲労耐久性については、ホイールにおいては車載された場合の実走行時に繰返し荷重が付加される場合、幾何学形状、荷重負荷モードおよび荷重負荷方向に起因する応力集中がハット部裏側や飾り穴といった部位に生じる。そのため、ホイールディスク用鋼板には上記の理由から、応力集中下における疲労特性である切欠き疲労特性が重要視されていた。
また、一般に、ホイールディスク用鋼板には、５４０ＭＰａ以上の高強度が求められるが、近年、さらに、７８０ＭＰａ以上への高強度化への要求もある。【０００５】
従来、これらホイールディスク用鋼板としては、部材での疲労耐久性を重視して、疲労特性に優れる、フェライトおよびマルテンサイトからなる複合組織を有する複合組織鋼板（いわゆるＤｕａｌ  Ｐｈａｓｅ鋼。以下、「ＤＰ鋼」と表記する。）が用いられている。【０００６】
非特許文献１には、鋼板の組織（ミクロ組織）をフェライトおよびマルテンサイトから構成されるＤＰ鋼のように複合組織化することで、同一強度でも均一伸びが向上することが開示されている。【０００７】
上述のように、ＤＰ鋼においては、強度及び伸びを向上させることができることは開示されている。しかしながら、ＤＰ鋼では、曲げ成形性、穴広げ性、バーリング加工性に代表される局部変形能は、低いことが知られている。これは組織中のフェライトとマルテンサイトとの強度差が大きいので、成形の際にマルテンサイト近傍のフェライトに大きな歪および応力が集中し、クラックが発生することが理由である。【０００８】
上記の知見を元に、組織間の強度差を低減することによって得られた、優れた穴広げ性を有する高強度鋼板が提案されている。例えば、特許文献１では、組織を主としてベイナイトまたはベイニティックフェライトとすることで、強度を確保しつつ、穴広げ性を大きく向上させた鋼板が提案されている。特許文献１の技術は、組織をほぼベイナイトまたはベイニティックフェライトの単一組織とすることで、前述したような硬度差に起因する歪および応力集中を抑制し、優れた穴広げ性を得るという技術である。【０００９】
しかしながら、特許文献１に記載の高強度鋼板は、ベイナイトまたはベイニティックフェライトの単一組織としているため、穴広げ性には優れるものの、ホイールディスク等への適用を想定した場合、十分な伸びが得られない。【００１０】
このような課題に対して、例えば特許文献２〜４には、組織を伸びに優れるフェライトの単一組織とし、Ｔｉ、Ｍｏ等の炭化物の析出強化によって高強度化を図った高強度鋼板が提案されている。【００１１】
しかしながら、特許文献２に開示された鋼板は多量のＭｏを含有する必要があり、特許文献３に開示された鋼板は多量のＴｉ、Ｍｏ、Ｖを含有する必要がある。そのため、特許文献２及び３の技術では、合金コストが高くなるという問題がある。また、特許文献４に開示された鋼板は、多量のＶを含有する必要があるうえ、結晶粒の微細化のために圧延の途中に冷却する必要がある。そのため、製造コストの点において課題がある。
また、これら鋼板においても、ベイナイトやベイニティックフェライトの単一組織鋼に比べれば高い伸びを示すものの、フェライト自体を大きく高強度化させたことにより伸びが劣化する。そのため、伸びと穴広げ性とを高いレベルで両立できない。【００１２】
特許文献５には、ＤＰ鋼中のマルテンサイトの代わりにベイナイトを生成させ、フェライトとベイナイトとの複合組織とすることで組織間の強度差を小さくした、穴広げ性に優れるＤＰ鋼が提案されている。【００１３】
しかしながら、特許文献５に開示された技術では、マルテンサイトよりも強度向上への寄与が小さいベイナイトによって強度を確保するために、ベイナイト組織の面積率を高くする必要がある。ベイナイトの面積率が高いと、伸びが劣化し、伸びと穴広げ性とを高いレベルで両立できない。【００１４】
さらに、特許文献６〜８にはＤＰ鋼のフェライトを析出強化することで硬質組織との組織間の強度差を低減させた鋼板が提案されている。【００１５】
しかしながら、特許文献６〜８に記載の技術ではＭｏの含有が必須となっており、製造コストが高くなる問題がある。さらに、フェライトを析出強化しても、硬質組織であるマルテンサイトとの強度差は大きく、十分な穴広げ性は得られない。【００１６】
特許文献９には引張強度が７８０ＭＰａ以上のＤＰ鋼においてマルテンサイト分率を３〜１０％に制御することで、伸び及び穴広げ性を向上させた鋼板が提案されている。【００１７】
特許文献９に示されるように、ＤＰ鋼ではミクロ組織をフェライトとマルテンサイトとの複合組織とする場合、フェライト変態を促進する目的で多量のＳｉが含有されていることが多い。しかしながら、Ｓｉを多量に含有させたＤＰ鋼では、赤スケール（Ｓｉスケール）と呼ばれるタイガーストライプ状のスケール模様が鋼板の表面に生成する。そのため、Ｓｉを多く含有する鋼板は、美麗性が求められる高意匠ホイールディスクへの適用は難しい。【００１８】
特許文献９に記載の鋼板では、優れた伸び及び穴広げ性が得られているものの、Ｓｉが０．５％以上含有されているため、上述のＳｉスケール模様の問題の回避が難しい。そのため、美麗性が求められる高意匠ホイールディスクに用いられる各種鋼板への適用は難しい。【００１９】
この課題に対して、例えば特許文献１０および１１には、Ｓｉの含有量を０．３％以下に抑制することで赤スケールの発生を抑え、さらに、Ｍｏを添加して析出物を微細化することで高強度でありながら優れた伸びフランジ性を有する高張力熱延鋼板を得る技術が開示されている。【００２０】
しかしながら、特許文献１０および１１に開示された鋼板は、高価なＭｏの含有を必須としているため、コストが高くなる。また、これらの発明では、実質的に析出強化されたフェライト単相からなる組織であり、伸びが十分ではない。また、切欠き疲労特性についても検討されていない。【００２１】
複合組織を有する鋼板の疲労特性を向上させる技術として、特許文献１２には、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎを所定の関係となるように含有させることで、低サイクル疲労特性を向上させる技術が開示されている。【００２２】
しかしながら、特許文献１２には、応力集中下における疲労特性である切欠き疲労特性について技術的な開示がない。また、特許文献１２の技術では、Ｓｉを０．６％以上含有させる必要があるので、Ｓｉスケール模様の生成を回避することが困難である。【００２３】
特許文献１３および１４には、ＡｌとＳｉとを複合で含有させ、残留オーステナイトを含むミクロ組織とすることでＤＰ鋼よりも延性に優れる加工誘起変態型複合組織鋼板（以下、「ＴＲＩＰ鋼」と表記する。）を製造する技術が開示されている。また、特許文献１３および１４の鋼板では、ポリゴナルフェライトを主相とすることで穴広げ性も改善している。【００２４】
しかしながら、特許文献１３及び１４には、応力集中下における疲労特性である切欠き疲労特性について技術的な開示がない。また、このようなＴＲＩＰ鋼は、スチールホイールへの適用を想定した場合、ホイールのハブ穴や飾り穴の加工時に必要な、穴広げ性などの局部変形能が低いという課題があった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００２５】
【特許文献１】日本国特開２００３−１９３１９０号公報
【特許文献２】日本国特開２００３−０８９８４８号公報
【特許文献３】日本国特開２００７−０６３６６８号公報
【特許文献４】日本国特開２００４−１４３５１８号公報
【特許文献５】日本国特開２００４−２０４３２６号公報
【特許文献６】日本国特開２００３−３２１７３７号公報
【特許文献７】日本国特開２００３−３２１７３８号公報
【特許文献８】日本国特開２００３−３２１７３９号公報
【特許文献９】日本国特開２０１１−１８４７８８号公報
【特許文献１０】日本国特開２００２−３２２５４０号公報
【特許文献１１】日本国特開２００２−３２２５４１号公報
【特許文献１２】日本国特開２０１０−１５０５８１号公報
【特許文献１３】日本国特開平５−１１２８４６号公報
【特許文献１４】日本国特開２００２−２５６３８９号公報
【非特許文献】
【００２６】
【非特許文献１】Ｍａｔｓｕｍｕｒａ ｅｔ ａｌ, Ｔｒａｎｓ. ＩＳＩＪ, ｖｏｌ. ２７ （１９８７）, ｐ. ５７０
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００２７】
ＴＲＩＰ鋼は、軟質なフェライト中に残留オーステナイトとベイナイトとを分散させた鋼板であり、高強度でありながら非常に高い均一伸びを有する。しかしながら、フェライトもしくはベイナイトと残留オーステナイトとの間、または、フェライトもしくはベイナイトと残留オーステナイトが加工誘起変態して生じたマルテンサイトとの間には、強度の差が存在する。そのため、変形時には、上記の強度差に起因した歪および応力集中が結晶の境界面に発生するようになる。そして、延性破壊を引き起こすボイドが生成、成長しやすくなるため、穴広げ性に関わるＴＲＩＰ鋼の局部変形能は非常に低い。【００２８】
一方、応力集中下の疲労特性を評価する上で重要な切欠き疲労特性においては、破断寿命において疲労き裂発生までが大部分を占める通常の疲労特性とは異なり、その破断寿命の大部分が疲労き裂の伝播によって左右されることが知られている。ＴＲＩＰ鋼は、軟質なフェライトと、フェライト中に分散した残留オーステナイト及びベイナイトとを有する。このような組織を有するＴＲＩＰ鋼では、疲労き裂が軟質なフェライトを優先的に伝播し、比較的硬質な残留オーステナイトまたは残留オーステナイトが加工誘起変態して生じた硬質なマルテンサイトが疲労き裂伝播の障害になり伝播速度を低下させるので、切欠き疲労特性が高いと考えられている。【００２９】
しかしながら、残留オーステナイトの分率、サイズ等のＴＲＩＰ鋼の組織と、延性破壊を引き起こすボイド生成・成長挙動および疲労き裂の伝播速度と、に関する詳細な調査はこれまで行われていない。そのため、穴広げ性等の局所変形能を向上させ、かつ、疲労き裂の伝播速度を低下させた加工誘起変態型複合組織鋼板（ＴＲＩＰ鋼）は未だ提供されていない。【００３０】
さらに、アルミホイールと同等の意匠性、美麗性をスチールホイールで実現するためにＳｉスケール模様の生成を回避した上で、強度伸びバランス、耐食性、穴広げ性および切欠き疲労特性のいずれにも優れる鋼板についても未だ提供されていない。【００３１】
本発明は、上記の課題に鑑みてなされた。本発明は、５４０ＭＰａ以上の引張強度を有し、同時に強度伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）、穴広げ性、耐食性および切欠き疲労特性に優れ、さらに表面性状にも優れる、高強度加工誘起変態型複合組織鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００３２】
本発明者らは、Ｓｉスケール模様の生成を回避して、優れた表面性状及び耐食性を得るために、Ｓｉ含有量を制限した鋼成分（化学組成）を有するＴＲＩＰ鋼（加工誘起変態型複合組織鋼板）を前提とした上で、ＴＲＩＰ鋼の成分及び組織と、強度、伸び、穴広げ性および切欠き疲労特性との関係について鋭意検討を行った。その結果、鋼成分（化学組成）、並びに残留オーステナイトの分散状態、形状およびサイズを制御することによって強度、伸び、穴広げ性および切欠き疲労特性を向上させる手法を見出した。【００３３】
具体的には、一般的にＴＲＩＰ鋼においてフェライトフォーマー（フェライト変態促進元素）として用いられるＳｉの代替として適正量のＡｌを含有させることによって、Ｓｉスケール模様の生成を回避した上で、ポリゴナルフェライトを主相とし残留オーステナイトおよびベイナイトを第二相とする複合組織化を促進させ、さらに、残留オーステナイトの分率、サイズ等を最適範囲に制御することで、伸び、穴広げ性及び切欠き疲労特性を向上させることができることを知見した。
また、鋼成分だけでなく、熱間圧延の方法を工夫することで、これらの最適な材質が再現性良く得られることを明らかにした。【００３４】
本発明は上記の知見に基づいてなされた。その要旨は以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係る加工誘起変態型複合組織鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０７５％超０．１５０％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．２０〜３．００％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０４０〜１．５００％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｔｉ：０．０１５〜０．２００％、Ｎｂ：０〜０．０６０％、Ｃｕ：０〜１．２０％、Ｎｉ：０〜０．６０％、Ｍｏ：０〜１．００％、Ｖ：０〜０．２００％、Ｃｒ：０〜２．００％、Ｗ：０〜０．５０％、Ｍｇ：０〜０．０１００％、Ｃａ：０〜０．０１００％、ＲＥＭ：０〜０．１００％、Ｂ：０〜０．００２０％、残部：Ｆｅおよび不純物であり、かつ、下記（ｉ）式を満たし;板厚の１／４厚における組織が、面積率で、５０％〜８５％のポリゴナルフェライトと、３〜１０％の残留オーステナイトと、５〜４７％のベイナイトと、合計で１％以下のフレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトとを含み、かつ、下記（ｉｉ）式を満たし、前記組織中に、ＴｉＣを含む析出物が、１×１０１６個／ｃｍ３以上含有され、前記残留オーステナイトの平均粒径が円相当直径で１．０〜５．０μｍであり、前記残留オーステナイトの最近接距離の平均値が３．０〜１０．０μｍであり、前記析出物の平均径が３ｎｍ以下である。
Ｔｉ−４８×（Ｎ／１４＋Ｓ／３２）≧０    （ｉ）
０．０１＜Ｅｘ.Ｃ／ｆｓｄ≦０．０１５    （ｉｉ）
ここで、式中の各元素記号は、鋼材中に含まれる各元素の単位質量％での含有量、（ｉｉ）式中の、ｆｓｄは、ミクロ組織中における前記残留オーステナイトの面積率（％）であり、Ｅｘ.Ｃは、下記（ｉｉｉ）式で計算される。
Ｅｘ.Ｃ＝Ｃ−１２×（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３−Ｎ／１４−Ｓ／３２）  （ｉｉｉ）【００３５】
（２）上記（１）に記載の加工誘起変態型複合組織鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％、Ｃｕ：０．０２〜１．２０％、Ｎｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｏ：０．０１〜１．００％、Ｖ：０．０１〜０．２００％、Ｃｒ：０．０１〜２．００％およびＷ：０．０１〜０．５０％から選択される１種以上を含有してもよい。【００３６】
（３）上記（１）または（２）に記載の加工誘起変態型複合組織鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％およびＲＥＭ：０．０００５〜０．１００％から選択される１種以上を含有してもよい。【００３７】
（４）上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載の加工誘起変態型複合組織鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｂ：０．０００２〜０．００２０％を含有してもよい。【００３８】
（５）上記（１）〜（４）のいずれか一項に記載の加工誘起変態型複合組織鋼板は、さらに、表面に亜鉛めっき層を有してもよい。【００３９】
（６）本発明の別の態様に係る加工誘起変態型複合組織鋼板の製造方法は、（１）から（４）のいずれか１項に記載の化学組成を有するスラブを、下記（ｉｖ）式で定義されるＳＲＴｍｉｎ（℃）以上に加熱する加熱工程と；前記加熱工程後に、前記スラブに、９５０〜１０５０℃の第１の温度域で、合計圧下率を６０〜９０％としてかつ圧下率２０％以上の圧延を１パス以上行って、粗バーを得る粗圧延工程と；前記粗バーに、前記粗圧延後１５０ｓ以内に９３０℃以上１０００℃未満の第２の温度域で開始され、かつ、下記式（ｘ）で表されるＡｒ３変態点以上Ａｒ３変態点＋８０℃以下の第３の温度域で終了される仕上げ圧延を行って鋼板を得る仕上げ圧延工程と；前記鋼板に、前記仕上げ圧延工程後３ｓ以内に平均冷却速度１５℃／ｓ以上で、６００℃以上Ａｒ３変態点未満の第４の温度域まで冷却する第１の冷却と、前記第４の温度域から平均冷却速度１０℃／ｓ以下で１ｓ以上１０ｓ未満の時間で６００℃超７００℃以下の第５の温度域まで冷却する第２の冷却と、前記第５の温度域から１５℃／ｓ以上の冷却速度で３５０℃を超えて４５０℃以下の第６の温度域まで冷却する第３の冷却と、前記第６の温度域で巻き取る巻取りとを行う冷却工程と；を備え、前記仕上げ圧延工程では、少なくとも２パスの圧下を行い、かつ、合計圧下率が７５〜９５％であり、前記冷却工程において、下記（ｖｉｉ）式で表されるＴｉのポリゴナルフェライト中での総累積拡散距離Ｌｔｏｔａｌ（μｍ）が、下記（ｖ）式を満足する。
ＳＲＴｍｉｎ＝７０００／｛２．７５−ｌｏｇ１０（Ｔｉ×Ｃ）｝−２７３  （ｉｖ）
Ａｒ３＝９１０−３１０×Ｃ＋２５×（Ｓｉ＋２×Ａｌ）−８０×Ｍｎｅｑ  （ｘ）
ここで、式中の各元素記号は、鋼材中に含まれる各元素の単位質量％での含有量を表し、Ｍｎｅｑは、Ｂを含有しない場合、下記（ｘｉ）式で表され、Ｂを含有する場合、下記（ｘｉｉ）式で表される。
Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｎｉ／２＋１０×（Ｎｂ−０．０２）  （ｘｉ）
Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｎｉ／２＋１０×（Ｎｂ−０．０２）＋１  （ｘｉｉ）
０．１５≦Ｌｔｏｔａｌ≦０．４    （ｖ）
Ｌｔｏｔａｌ＝Σ（√（Ｄ×（Ｔ＋２７３）×Δｔ））     （ｖｉｉ）
ここで、前記（ｖｉｉ）式中のＤ×（Ｔ＋２７３）はＴ（℃）における体拡散係数（μｍ２／ｓ）であって、下記（ｖｉｉｉ）式に示すように、Ｔｉの拡散係数Ｄ０（μｍ２／ｓ）、活性化エネルギーＱ（ｋＪ／ｍｏｌ）および気体定数Ｒ（ｋＪ／（ｍｏｌ・Ｋ））で表され、Δｔは、前記第３の冷却から前記巻取りまでの微小時間である。
Ｄ×（Ｔ＋２７３）＝Ｄ０×Ｅｘｐ（−Ｑ／Ｒ×（Ｔ＋２７３））    （ｖｉｉｉ）【００４０】
（７）上記（６）に記載の加工誘起変態型複合組織鋼板の製造方法は、前記粗圧延工程において、少なくとも２パスの圧下を行い、合計圧下率が６０〜９０％であってもよい。【００４１】
（８）上記（６）または（７）に記載の加工誘起変態型複合組織鋼板の製造方法は、前記冷却工程後に、さらに、前記鋼板を亜鉛めっき浴中に浸積させて、前記鋼板に亜鉛めっきする亜鉛めっき工程を備えてもよい。【００４２】
（９）上記（８）に記載の加工誘起変態型複合組織鋼板の製造方法は、前記亜鉛めっき工程後に、さらに、前記鋼板を４５０〜６００℃までの温度範囲に加熱し、合金化処理する合金化処理工程を備えてもよい。
【発明の効果】
【００４３】
本発明の上記態様によれば、５４０ＭＰａ以上の引張強度を有し、同時に強度伸びバランス、穴広げ性、耐食性および切欠き疲労特性に優れ、さらに表面性状にも優れる高強度加工誘起変態型複合組織鋼板を得ることができる。この加工誘起変態型複合組織鋼板は、ホイールディスク用の鋼板等として好適に用いることができる。
【図面の簡単な説明】
【００４４】
【図１】切欠き疲労試験片の形状を示す図である。
【図２】本実施形態に係る加工誘起変態型複合組織鋼板の製造方法の一例を示すフローチャートである。
【発明を実施するための形態】
【００４５】
本発明の一実施形態に係る加工誘起変態型複合組織鋼板（以下、本実施形態に係る鋼板と言う場合がある）は、以下の特徴（ａ）〜（ｆ）を有する。
（ａ）化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０７５％超０．１５０％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．２０〜３．００％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０４０〜１．５００％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｔｉ：０．０１５〜０．２００％、Ｎｂ：０〜０．０６０％、Ｃｕ：０〜１．２０％、Ｎｉ：０〜０．６０％、Ｍｏ：０〜１．００％、Ｖ：０〜０．２００％、Ｃｒ：０〜２．００％、Ｗ：０〜０．５０％、Ｍｇ：０〜０．０１００％、Ｃａ：０〜０．０１００％、ＲＥＭ：０〜０．１００％、Ｂ：０〜０．００２０％、残部：Ｆｅおよび不純物であり、かつ、下記（ｉ）式を満たす。
Ｔｉ−４８×（Ｎ／１４＋Ｓ／３２）≧０    （ｉ）
（ｂ）板厚の１／４厚における組織が、面積率で、５０〜８５％のポリゴナルフェライトと、３〜１０％の残留オーステナイトと、５〜４７％のベイナイトと、合計で１％以下のフレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトとを含み、かつ、下記（ｉｉ）式を満たす。
０．０１＜Ｅｘ.Ｃ／ｆｓｄ≦０．０１５    （ｉｉ）
（ｃ）前記組織中に、ＴｉＣを含む析出物が、１×１０１６個／ｃｍ３以上含有される。
（ｄ）前記残留オーステナイトの平均粒径が円相当直径で１．０〜５．０μｍである。
（ｅ）前記残留オーステナイトの最近接距離の平均値が３．０〜１０．０μｍである。
（ｆ）前記析出物の平均径が３ｎｍ以下である。
上記において、式中の各元素記号は、鋼材中に含まれる各元素の単位質量％での含有量、（ｉｉ）式中の、ｆｓｄは、ミクロ組織中における残留オーステナイトの面積率（％）であり、Ｅｘ.Ｃは、各元素の質量％での含有量を用いて、下記（ｉｉｉ）式で計算される。
Ｅｘ.Ｃ＝Ｃ−１２×（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３−Ｎ／１４−Ｓ／３２）  （ｉｉｉ）
以下、本実施形態に係る鋼板について詳しく説明する。
【００４６】
１．化学組成
まず、化学組成の限定理由について説明する。以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
【００４７】
＜Ｃ：０．０７５％超０．１５０％以下＞
Ｃは残留オーステナイトを生成させ、変態誘起塑性により強度伸びバランス（ＴＳ×Ｅｌ）の向上に寄与する元素である。また、Ｃは、Ｔｉと析出物を形成し析出強化により強度の向上に寄与する元素である。そのため、Ｃは重要な元素である。Ｃ含有量が０．０７５％以下では５４０ＭＰａ以上の強度が得られない。また、Ｃ含有量が０．０７５％以下では残留オーステナイト確保による延性（伸び）の向上効果が得られない。一方、Ｃ含有量が０．１５０％を超えると残留オーステナイトの面積率が１０％超となり穴広げ性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０７５％超０．１５０％以下とする。
【００４８】
＜Ｓｉ：０．５０％以下＞
Ｓｉも本実施形態において重要な元素の一つである。Ｓｉは脱酸元素であると同時に、その含有量の増加に伴いフェライト域温度を高温側に拡大させてフェライトとオーステナイトとの二相域の温度範囲を拡大する元素である。そのため、加工誘起変態型複合組織鋼を得るためには、本来はＳｉを含有させることが望ましい。
【００４９】
しかしながら、Ｓｉはタイガーストライプ状のＳｉスケール模様を鋼板表面に顕著に発生させ、著しく表面性状を劣化させる。さらに、Ｓｉは、精整ラインでのスケール除去工程（酸洗等）の生産性を極端に低下させる場合がある。Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、著しく表面性状が劣化し、酸洗工程の生産性が極端に悪化する。また、いかなるスケール除去方法を実施しても、化成処理性が劣化し、塗装後耐食性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量を０．５０％以下とする。Ｓｉスケール模様を生じさせないためには、Ｓｉ含有量を０．１０％以下とするのが望ましく、０．０７％以下とするのがより望ましく、０．０５％以下とするのがさらに望ましい。
【００５０】
一方、Ｓｉはウロコ、紡錘スケールといったスケール系欠陥の発生を抑制する効果がある元素である。上記の効果は、Ｓｉ含有量が０．０２％以上の場合得られる。したがって、Ｓｉ含有量の下限を０．０２％としてもよい。
【００５１】
＜Ｍｎ：０．２０〜３．００％＞
Ｍｎはフェライトの強化に寄与する元素である。また、Ｍｎはその含有量の増加に伴いオーステナイト域温度を低温側に拡大させてフェライトとオーステナイトとの二相域の温度範囲を拡大する元素でもある。二相域の温度範囲が拡大すると、仕上げ圧延後の冷却中にフェライトとオーステナイトとの二相分離が起こりやすくなり、加工誘起変態型複合組織鋼を得るのに有利である。上記効果を得るため、Ｍｎ含有量を０．２０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が３．００％を超えると鋳造時にスラブ割れが顕著に発生する。そのため、Ｍｎの含有量を３．００％以下とする。
【００５２】
また、Ｍｎを、２．５０％を超えて含有させると焼入れ性が高くなりすぎて、目的の組織を得るためには仕上げ圧延後の冷却中にフェライトを析出させるための長時間の空冷保持を行う必要が生じ、生産性が低下する場合がある。そのためＭｎ含有量は２．５０％以下が望ましく、２．２０％以下がより望ましい。
一方、Ｓによる熱間割れの発生を抑制するためには、Ｍｎ含有量とＳ含有量とが、Ｍｎ／Ｓ≧２０を満たすことが望ましい。式中の各元素記号は、鋼材中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
【００５３】
＜Ｐ：０．０１０％以下＞
Ｐは、不純物元素である。Ｐ含有量が０．０１０％を超えると結晶粒界への偏析が顕著になる。この場合、粒界脆化が助長され、局部延性が劣化して切欠き疲労特性が低下する。また溶接部の脆化も顕著になる。そのため、Ｐ含有量を０．０１０％以下とする。Ｐ含有量は少ない方が望ましく、Ｐ含有量の下限は特に定めない。しかしながら、Ｐ含有量を０．０００１％未満とすることは、製造コストが著しく増加して経済的に不利であるので、Ｐ含有量を０．０００１％以上としてもよい。
【００５４】
＜Ｓ：０．００５％以下＞
Ｓは、不純物元素である。Ｓは、溶接性、鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。また、Ｓは、鋼板中にて粗大なＭｎＳを形成し、穴広げ性を低下させる。Ｓ含有量が０．００５％を超えるとその影響が顕著になるので、Ｓ含有量を０．００５％以下とする。Ｓ含有量は少ない方が望ましく、Ｓ含有量の下限は特に定めない。しかしながら、Ｓ含有量を、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であるので、Ｓ含有量を０．０００１％以上としてもよい。
【００５５】
＜Ａｌ：０．０４０〜１．５００％＞
Ａｌは、脱酸元素であると同時に、Ｓｉと同様に、その含有量の増加に伴いフェライト域温度を高温側に拡大させてフェライトとオーステナイトとの二相域の温度範囲を拡大する元素である。そのため、Ａｌは本実施形態において重要な元素の一つである。この効果を得るため、Ａｌ含有量を０．０４０％以上とする。一方、Ａｌ含有量が、１．５００％を超えるとフェライト域温度が高温側に拡大しすぎてオーステナイト域で仕上げ圧延を終了するのが困難となる。この場合、製品となる鋼板に加工フェライトが残留して延性や穴広げ性が劣化する。また、Ａｌ含有量が１．５００％を超えると、鋳造時にタンディッシュノズルが詰まりやすくなるおそれもある。そのため、Ａｌ含有量を１．５００％以下とする。ただし、Ａｌ含有量が、１．０００％を超えるとアルミナ等の非金属介在物が増大し、局部延性が劣化する場合があるので、Ａｌ含有量は１．０００％以下であることが望ましい。
【００５６】
＜Ｎ：０．０１００％以下＞
Ｎは、鋼の精錬時に不可避的に混入する不純物である。また、Ｎは、Ｔｉ、Ｎｂ等と結合して窒化物を形成する元素である。Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、窒化物が、比較的高温で粗大に析出しやすくなり、粗大な窒化物がバーリング加工時の割れの起点となるおそれがある。したがって、Ｎの含有量を０．０１００％以下とする。また、Ｎが、Ｔｉ、Ｎｂと窒化物を形成すると、後述するＮｂ、Ｔｉの効果が低減する。そのため、Ｔｉ、Ｎｂを有効活用するためにもＮ含有量は少ない方が望ましい。
Ｎ含有量が０．００６０％を超えると時効劣化が激しくなる。そのため、時効劣化を抑制する場合には、Ｎ含有量を０．００６０％以下とすることが望ましい。さらに、製造後二週間以上室温で放置した後、加工に供することを前提とする部材に対して本実施形態に係る鋼板を適用する場合、Ｎ含有量は、時効劣化対策の観点から０．００５０％以下とすることがより望ましい。また、夏季の高温環境下での放置、または低緯度地域への船舶等による輸出を伴う環境下における使用を考慮すると、Ｎ含有量は０．００４０％未満であることがさらに望ましい。
【００５７】
＜Ｔｉ：０．０１５〜０．２００％＞
Ｔｉは、本実施形態に係る鋼板おいて重要な元素の一つである。Ｔｉは、熱間圧延中のオーステナイト域でＴｉＮとして析出し、オーステナイト粒径の微細化に寄与するのに加え、熱間圧延終了後の冷却中にフェライト変態が進行すると同時に残りのＴｉがＴｉＣ等の炭化物として微細に析出する。ＴｉＮ析出によるオーステナイト粒径微細化とＴｉＣ等の炭化物がフェライト粒を析出強化することにより強度が向上する。これらの効果を得るためには、Ｔｉ含有量を０．０１５％以上とする必要がある。一方、Ｔｉ含有量が０．２００％を超えても効果が飽和するだけでなく、オーステナイト域においてもＴｉ炭化物やＴｉ炭硫化物が析出することにより固溶Ｃが低減し、変態後に所望の金属組織を得る事が困難となる。そのため、Ｔｉ含有量を０．２００％以下とする。また、Ｔｉ含有量が０．１５０％を超えると、鋳造時にタンディッシュノズルが詰まりやすくなる場合がある。そのため、Ｔｉ含有量を０．１５０％以下とすることが望ましい。
【００５８】
また、上記の効果を得るためには、Ｔｉ含有量は、Ｎ含有量およびＳ含有量との関係において、下記（ｉ）式を満足する必要がある。
Ｔｉ−４８×（Ｎ／１４＋Ｓ／３２）≧０    （ｉ）
式（ｉ）が０未満であると、ＴｉＣとして析出できるＴｉが存在しなくなるため、析出強化が得られない。 
式中の各元素記号は、鋼材中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
【００５９】
本実施形態に係る鋼板は、上記の化学成分を含有し、残部がＦｅ及び不純物であることを基本とする。しかしながら、更に、強度や穴広げ性を高めるために、Ｆｅの一部に代えて、以下に示す範囲で、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒ、Ｗから選択される一種以上を含有してもよい。ただし、これらの元素は必ずしも含有させる必要はないので、その下限は０％である。ここで「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【００６０】
＜Ｎｂ：０〜０．０６０％＞
＜Ｃｕ：０〜１．２０％＞
＜Ｎｉ：０〜０．６０％＞
＜Ｍｏ：０〜１．００％＞
＜Ｖ：０〜０．２００％＞
＜Ｃｒ：０〜２．００％＞
＜Ｗ：０〜０．５０％＞
Ｎｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、ＣｒおよびＷは、析出強化または固溶強化により鋼板の強度を向上させる効果を有する元素である。そのため、これらの元素から選択される１種以上を必要に応じて含有させても良い。上記の効果を得るためには、Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％、Ｃｕ：０．０２〜１．２０％、Ｎｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｏ：０．０１〜１．００％、Ｖ：０．０１〜０．２００％、Ｃｒ：０．０１〜２．００％およびＷ：０．０１〜０．５０％から選択される１種以上を含有させるのが望ましい。
一方、これらの元素を過剰に含有させてもその効果は飽和し、経済性が低下する。したがって、含有させる場合でも、Ｎｂ含有量を０．０６０％以下、Ｃｕ含有量を１．２０％以下、Ｎｉ含有量を０．６０％以下、Ｍｏ含有量を１．００％以下、Ｖ含有量を０．２００％以下、Ｃｒ含有量を２．００％以下、Ｗ含有量を０．５０％以下とする。
【００６１】
＜Ｍｇ：０〜０．０１００％＞
＜Ｃａ：０〜０．０１００％＞
＜ＲＥＭ：０〜０．１００％＞
Ｍｇ、ＣａおよびＲＥＭ（希土類元素）は、破壊の起点となって延性及び穴広げ性を劣化させる原因となる非金属介在物の形態を制御し、鋼板の加工性を向上させる元素である。そのため、これらの元素から選択される１種以上を必要に応じて含有させても良い。上記の効果を得るためには、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％およびＲＥＭ：０．０００５〜０．１００％から選択される１種以上を含有させるのが望ましい。一方、これらの元素を過剰に含有させてもその効果は飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合でも、Ｍｇ含有量を０．０１００％以下、Ｃａ含有量を０．０１００％以下、ＲＥＭ含有量を０．１００％以下とする。ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素を意味し、ＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計量を意味する。
【００６２】
＜Ｂ：０〜０．００２０％＞
Ｂは、鋼の焼入れ性を高め、残留オーステナイトの組織分率を増加させる効果を有する元素である。この効果を得るため、Ｂ含有量を０．０００２％以上としてもよい。より望ましくは、０．００１０％以上である。一方、Ｂ含有量が過剰になるとその効果は飽和して経済性が低下する。したがって、含有させる場合でも、Ｂ含有量を０．００２０％以下とする。また、Ｂは、連続鋳造後の冷却工程でスラブ割れを引き起こす原因となる元素であり、この観点からはＢ含有量を０．００１５％以下とすることが望ましい。
【００６３】
本実施形態に係る発明に係る鋼板は、不純物元素としてＺｒ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｚｎを合計で１．０％以下含有してもその効果を損なうものではない。しかしながら、Ｓｎを多量に含有すると熱間圧延時に疵が発生するおそれがあるので、Ｓｎ含有量を０．０５％以下とするのが望ましい。
【００６４】
２．ミクロ組織
次に、本実施形態に係る鋼板の組織（ミクロ組織）について説明する。本実施形態に係る鋼板の組織は、代表的な組織が得られると考えられる、板厚１／４厚の位置（表面から板厚方向で板厚の１／４の位置）の組織である。
【００６５】
＜面積率で、５０％〜８５％のポリゴナルフェライトと、３〜１０％の残留オーステナイトと、合計で５％〜４７％のベイナイト及びベイニティックフェライトと、合計で１％以下のフレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトとを含み、かつ、０．０１＜Ｅｘ.Ｃ／ｆｓｄ≦０．０１５  を満たす＞
ポリゴナルフェライトは伸びを確保する上で重要な組織である。フェライトのうち、転位密度の高いベイニティックフェライトよりも、転位密度が低く延性に優れるポリゴナルフェライトの方が、伸びの向上に寄与する。したがって、優れた伸びを得るために、ポリゴナルフェライトの面積率を５０％以上とする。一方で、ポリゴナルフェライトが８５％超であると、強度を確保することが困難となる。そのため、ポリゴナルフェライトの面積率を８５％以下とする。
拡散的機構により生成するポリゴナルフェライトは粒内に内部構造を有さず、かつ粒界が直線または円弧上となる。一方、ベイニティックフェライトやベイナイトは内部構造を有し、かつ粒界形状がアシュキュラーであり、ポリゴナルフェライトとは明確に異なる組織を有している。そのため、ポリゴナルフェライトと、ベイナイトまたはベイニティックフェライトとは、ナイタールでエッチング後に光学顕微鏡を用いて得られた組織写真から、粒界形状および内部構造の有無によって判断できる。内部構造が明確に現れず、かつ粒界形状がアシュキュラ―状の組織（擬ポリゴナルフェライト）が存在する場合はベイニティックフェライトとしてカウントする。
なお、熱間圧延の温度が低すぎた場合等、フェライトが生成した後に圧延加工を受ける場合がある。そのような加工を受けたフェライトは加工フェライトとして、ポリゴナルフェライトと区別する。加工フェライトは、その粒界形状が直線的であり、かつ圧延加工によって圧延方向に伸びた形状をしているので、ポリゴナルフェライト等の他の組織との判別は可能である。本実施形態においては内部構造の有無に関わらず、粒界形状が直線的でかつ結晶粒の圧延方向の最大長さと板厚方向の最大長さのアスペクト比が４以上の場合を加工フェライトとしてカウントする。
【００６６】
残留オーステナイトは、変態誘起塑性（ＴＲＩＰ：ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）により優れた伸びを発現するために重要な組織である。島状に分散した残留オーステナイトの面積率が３％未満になると、十分な伸びを確保することが難しくなる。また、疲労き裂の伝播の遅延効果が失われる。一方、残留オーステナイトの面積率が１０％を超えるとボイドの発生サイトと考えられている、残留オーステナイトから加工誘起変態により生成した硬質なマルテンサイト同士の間隔が短くなり、ボイドが連結しやすくなる。この場合、延性破壊に至りやすくなり穴広げ性が劣化する。このため残留オーステナイトの面積率を３〜１０％とする。
【００６７】
本実施形態に係る鋼板では、面積率で５〜４７％のベイナイトを含む。ベイナイトが５％未満では、オーステナイトへのＣの濃化が不十分となり、残留オーステナイトの確保が困難になる。そのため、ベイナイトの面積率の下限を５％とする。上記観点からは１０％以上であることが好ましい。一方、ベイナイトが４７％を超えると、延性が低下する。そのため、ベイナイトの面積率の上限を４７％とする。上記観点からはベイナイトの面積率は４０％以下であることが望ましい。
本実施形態に係る鋼板では、合計で１％未満のフレッシュマルテンサイト（Ｍ）および焼戻しマルテンサイト（ｔＭ）を含むことを許容する。フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトが合計で１％超であると穴広げ性が劣化する。マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトは、０％でもかまわない。
また、本実施形態に係る鋼板は、ポリゴナルフェライト、残留オーステナイト、ベイナイト、ベイニティックフェライト、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの他に、１％以下であれば、さらに、その他の組織（例えばパーライト、加工フェライト等）を含んでも、その効果を損なうものではない。
ここで、加工フェライトとは、熱間圧延温度がＡｒ３変態点以下で行われた際に、ポリゴナルフェライトが圧延加工を受けて圧延方向に伸び、かつ粒内に加工によって導入された転位を含んだ状態を指す。
本実施形態において、ベイナイトとは、ラス間に粗大な炭化物を含まないベイナイト（αＢ）である。これは、ベイナイト変態中にオーステナイトへ炭素が排出され、室温で十分に安定な残留オーステナイトを含む場合に特徴的なミクロ組織である。
【００６８】
各組織は、以下のように判断することができる。すなわち、組織分率（面積率）は、以下の方法により得ることができる。まず、熱延鋼板から採取した試料をナイタールでエッチングする。エッチング後に光学顕微鏡を用いて板厚の１／４深さの位置において３００μｍ×３００μｍの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行うことによって、ポリゴナルフェライト、加工フェライト及びパーライトの面積率、並びにベイナイトとマルテンサイトとの合計面積率を得る。次いで、レペラ腐食した試料を用い、光学顕微鏡を用いて板厚の１／４深さの位置において３００μｍ×３００μｍの視野で得られた組織写真に対し、画像解析を行うことによって、残留オーステナイトとマルテンサイトとの合計面積率を算出する。
さらに、圧延面法線方向から板厚の１／４深さまで面削した試料を用い、Ｘ線回折測定により以下の方法で残留オーステナイトの体積率を求める。すなわち、ＭｏのＫα線を用いてオーステナイトとフェライトとの反射面強度の違いより下記（ｉｘ）式を用いてその体積分率を簡便に求める。
Ｖγ＝（２／３）×｛１００／（０．７×α（２１１）／γ（２２０）＋１）｝＋（１／３）×｛１００／（０．７８×α（２１１）／γ（３１１）＋１）｝    （ｉｘ）
ただし、α（２１１）、γ（２２０）およびγ（３１１）は、それぞれフェライト（α）、オーステナイト（γ）のＸ線反射面強度である。
残留オーステナイトの体積率は、面積率と同等であるので、これを残留オーステナイトの面積率とする。
この方法により、ポリゴナルフェライト、加工フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト、パーライトそれぞれの面積率を得ることができる。
残留オーステナイトの体積分率は光学顕微鏡観察およびＸ線回折法のいずれの方法を用いてもほぼ一致した値が得られるため、いずれの測定値を用いても差し支えない。
【００６９】
＜ＴｉＣを含む析出物の個数密度：１×１０１６個／ｃｍ３＞
＜析出物の平均径：３ｎｍ以下＞
一方、ポリゴナルフェライトが上述の面積率で、かつ、残留オーステナイトの面積率が１０％以下である場合、引張強度で５４０ＭＰａ以上を得るためには組織が析出強化により強化されている必要がある。すなわち、ポリゴナルフェライトがＴｉ炭化物により析出強化されている必要がある。
また、成分が一定であれば、ＴｉＣを含む析出物の平均径（円相当径）と密度とはほぼ逆相関の関係がある。本実施形態では、析出強化によって引張強度で１００ＭＰａ以上の強度上昇を得るため、ＴｉＣを含む析出物の平均径を円相当径で３ｎｍ以下とし、かつ、その密度を１×１０１６個／ｃｍ３以上とする。
ＴｉＣを含む析出物の平均径が３ｎｍ超であると析出強化への寄与が不十分である。また、個数密度が１×１０１６個／ｃｍ３未満でも析出強化としての効果が不十分である。
ＴｉＣを含む析出物の平均径、個数密度は、以下の方法で測定できる。
熱延鋼板から、切断及び電解研磨法により針状試料を作製する。このとき、必要に応じて電解研磨法とあわせて集束イオンビーム加工法を活用してもよい。この針状試料から、三次元アトムプローブ測定法により複合炭窒化物の立体分布像を取得する。
【００７０】
三次元アトムプローブ測定法によれば、積算されたデータを再構築して実空間での実際の原子の立体分布像を取得することができる。ＴｉＣを含む析出物の粒径の測定では、観察対象の析出物の構成原子数及びその格子定数から、当該析出物を球体とみなしたときの直径を求め、求めた直径を、ＴｉＣを含む析出物の粒径と定義する。
【００７１】
本実施形態においては、ＴｉＣを含む析出物のうち、粒径が３ｎｍ以下のものをカウントする。粒径の下限は特に限定しないが、０．５ｎｍ未満の場合は、粒径がＴｉＣの格子定数よりも小さくなるため、析出物とみなさない。測定したＴｉＣを含む析出物の個数に基づいて、個数密度（個／ｃｍ３）を求める。
【００７２】
＜残留オーステナイトの平均粒径（円相当直径）：１．０〜５．０μｍ＞
＜残留オーステナイトの最近接距離の平均値：３．０〜１０．０μｍ＞
＜  ０．０１＜Ｅｘ.Ｃ／ｆｓｄ≦０．０１５  ＞
バーリング加工性や穴広げ性の違いが端的に表れる試験方法として穴広げ試験が提案されており、この試験で得られる穴広げ値が局部変形能を評価する指標として広く用いられている。穴広げ加工におけるき裂の発生および進展はボイドの生成、成長、連結を素過程とする延性破壊によって引き起こされる。ＴＲＩＰ鋼のようにミクロ組織間の強度差の大きな場合は、比較的硬質な残留オーステナイトまたは残留オーステナイトが加工誘起変態して生じた硬質なマルテンサイトを起因として高い歪、応力の集中が発生する。そのため、一般的にはボイドが発生、成長しやすく、穴広げ値が低い。しかしながら、本発明者らは、残留オーステナイトのサイズ、分散状態を制御することで、ボイドの生成、成長、連結を遅延させ、穴広げ性を向上させることができることを見出した。
【００７３】
穴広げ性に関わると考えられている延性破壊は、ボイドの発生とそれに続く成長、連結によって引き起こされると考えられる。また、ボイドの発生サイトは、残留オーステナイトから加工誘起変態により生成した硬質なマルテンサイトであると考えられている。そのため、残留オーステナイトの形状が島状であれば、応力集中が緩和され、変態後のマルテンサイトからのボイドの発生が抑制されると考えられる。島状とは残留オーステナイトが列状に連結的に配列していない状態を示すだけでなく、その個々の形状が応力集中箇所の少ない球に近い形状であることも含んでいる。残留オーステナイトは、フェライト粒またはベイナイト粒のコーナー、エッジおよび粒界面に島状に分散していることが望ましい。
【００７４】
本発明者らは、下記（ｉｉ）式を満たし、残留オーステナイトの分散状態、硬度等を最適化することで、ボイドの生成、成長、連結の遅延によって優れた穴広げ値が得られることを見出した。また、疲労き裂の進展が停留もしくは迂回することで疲労き裂の伝播速度が低下し、優れた切欠き疲労強度が得られることを見出した。
０．０１＜Ｅｘ.Ｃ／ｆｓｄ≦０．０１５    （ｉｉ）
（ｉｉ）式中のＥｘ．Ｃは、下記（ｉｉｉ）式で定義される値であり、ｆｓｄは、ミクロ組織中における残留オーステナイトの面積率（％）を表す。
Ｅｘ.Ｃ＝Ｃ−１２×（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３−Ｎ／１４−Ｓ／３２）    （ｉｉｉ）
ここで、式（ｉｉｉ）中の各元素記号は、鋼材中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
【００７５】
また、本実施形態に係る鋼板は、残留オーステナイトの平均粒径（円相当直径）が１．０〜５．０μｍである。残留オーステナイトの平均粒径が１．０μｍ未満では、疲労き裂の伝播の障害とならないので、き裂伝播速度を遅延させる効果が得られない。一方、平均粒径が５．０μｍを超えると必然的に形状が複雑化し応力集中が発生する。この場合、粗大な残留オーステナイトから加工誘起変態により生成した硬質なマルテンサイトの破壊が早期に起こり、このボイドの発生に起因する局所的な延性破壊が穴広げ性に悪影響を及ぼす。残留オーステナイトの平均粒径は、望ましくは３．０μｍ以下である。残留オーステナイトのサイズが小さくなり、かつ、単位体積当たりの個数が少なくなると、ボイドの発生サイトである残留オーステナイトそのもの、またはフェライトと残留オーステナイトおよびベイナイトと残留オーステナイトの境界が減少し、ボイドの発生が抑制されるとともに、残留オーステナイト同士の間隔が広がることでボイドの連結がしにくくなり、ボイドの成長が抑制される。
残留オーステナイトの平均粒径は、レペラー試薬にてエッチングした倍率５００倍の光学顕微鏡写真から画像解析により求めることができる。
【００７６】
さらに、本実施形態に係る鋼板は、残留オーステナイトの最近接距離の平均値が３．０〜１０．０μｍである。本実施形態において、残留オーステナイトの最近接距離の平均値とは、任意に選択した残留オーステナイトから最近接の残留オーステナイトまでの距離を２０箇所測定し、その平均値を求めた値である。残留オーステナイトの最近接距離の平均値が３．０μｍ未満であると残留オーステナイトから加工誘起変態により生成した硬質なマルテンサイト同士の間隔が短くなり、ボイドが連結しやすくなる。この場合、延性破壊に至りやすくなり穴広げ性が劣化する。一方、残留オーステナイトの最近接距離の平均値が１０．０μｍを超えると疲労き裂が軟質なポリゴナルフェライトを選択的に伝播するようになり疲労き裂の伝播の遅延効果が失われる。
【００７７】
残留オーステナイトの平均ナノ硬度は７〜１４ＧＰａであることが望ましい。残留オーステナイトの硬度がある範囲に限定されることで、変形の初期の局所的なボイドの発生が回避できるとともに、不均一なボイドの成長が抑制される。平均ナノ硬度が７ＧＰａ未満である場合、残留オーステナイトが熱力学的に不安定となり、変形のごく初期に加工誘起変態が生じ、加工誘起変態型複合組織鋼の特徴である優れた均一伸びが発現しなくなる場合がある。一方、平均ナノ硬度が１４ＧＰａを超えると残留オーステナイトと軟質なポリゴナルフェライトとの硬度差、または、残留オーステナイトから加工誘起変態により生成したマルテンサイトと軟質なポリゴナルフェライトとの硬度差が大きくなる。この場合、変形の初期から後期にかけてのボイドの局所的な発生のため延性破壊が進展しやすくなり、局部変形能が低下することが懸念される。残留オーステナイトの平均ナノ硬度は１２ＧＰａ以下であることがより望ましい。また、ナノ硬度範囲が標準偏差で１．５ＧＰａ以下であれば、変形の初期にボイドが局部的に発生することが抑制されるので、望ましい。
【００７８】
残留オーステナイトのナノ硬度は、例えば、Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社製ＴｒｉｂｏＳｃｏｐｅ／ＴｒｉｂｏＩｎｄｅｎｔｅｒを用いて測定することが可能である。１ｍＮの荷重にて２０点以上の残留オーステナイトの硬度を測定し、その結果から残留オーステナイトの平均ナノ硬度および標準偏差を算出することができる。
【００７９】
本実施形態に係る鋼板は、その表面上に、公知の亜鉛めっき層を有していてもよい。亜鉛めっき層は、溶融亜鉛めっき層でも合金化された合金化溶融亜鉛めっき層でもよい。亜鉛めっき層を有している場合、さびの発生が抑制されるので、鋼板の耐食性が向上する。
【００８０】
３．製造方法
本実施形態に係る鋼板（加工誘起変態型複合組織鋼板）は、製造方法に限定されず、上記した特徴を有していれば、その効果が得られる。しかしながら、例えば、以下のような加熱工程、粗圧延工程、仕上げ圧延工程、冷却工程を含む製造方法を用いることで、最適な金属組織を再現性良く得ることができる。
以下、各工程の好ましい条件について説明する。
【００８１】
本実施形態に係る鋼板の製造方法において、熱間圧延に先行して行う、上述の成分を有する鋼片の製造方法は特に限定するものではない。鋼片の製造方法としては、常法に従い、高炉、転炉、電炉等による溶製を行い、各種の２次精練工程で目的の成分含有量になるように成分調整を行い、次いで通常の連続鋳造、またはインゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造工程を行えばよい。原料にはスクラップを使用しても構わない。また、連続鋳造によってスラブを得た場合には、高温鋳片のまま熱間圧延機に直送しても良いし、室温まで冷却後に加熱炉にて再加熱した後に熱間圧延しても良い。
【００８２】
＜加熱工程＞
加熱工程では、鋳造等によって得られたスラブを、熱間圧延前に加熱する。加熱温度は、下記（ｉｖ）式に基づいて算出される最小スラブ再加熱温度（ＳＲＴｍｉｎ）℃以上１３５０℃以下として、加熱炉にて加熱する。
ＳＲＴｍｉｎ＝７０００／｛２．７５−ｌｏｇ１０（Ｔｉ×Ｃ）｝−２７３    （ｉｖ）
但し、式中の各元素記号は、鋼材中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
【００８３】
加熱温度がＳＲＴｍｉｎ（℃）未満であると鋳造中に生成したＴｉの炭窒化物が十分に母材中に溶解しない。この場合、仕上げ圧延終了後の冷却中または巻取り後にＴｉが炭化物として微細析出せず、析出強化を利用した強度向上効果が得られない。したがって、加熱工程における加熱温度はＳＲＴｍｉｎ（℃）以上とする。また、１１００℃未満の加熱温度では、スケジュール上操業効率を著しく損なうため、加熱温度は１１００℃以上が望ましい。
一方、加熱温度を１３５０℃超とすることは、生産性を著しく損ねるとともに、オーステナイト粒径の粗大化を招き、靭性や穴広げ性の低下の要因となる。そのため、加熱温度を１３５０℃以下とする。
【００８４】
加熱工程における加熱時間については特に定めない。しかしながら、Ｔｉの炭窒化物の溶解を十分に進行させるためには、上述した加熱温度に達してから３０ｍｉｎ以上保持することが望ましい。また、スラブの厚み方向に十分に均等に加熱する場合、６０ｍｉｎ以上保持することが望ましい。一方、スケールオフによる歩留まり低下の観点からは加熱時間は、２４０ｍｉｎ以下が望ましい。ただし、鋳造後の鋳片を高温のまま直送して圧延する場合はこの限りではない。
【００８５】
＜粗圧延工程＞
加熱工程後、加熱炉より抽出したスラブに対して特に待つことなく粗圧延を行い粗バーを得る。この粗圧延工程では９５０〜１０５０℃の温度域（第１の温度域）で、圧下率２０％以上の圧下を１パス以上行う。粗圧延の温度が９５０℃未満では、粗圧延での熱間変形抵抗が増して、粗圧延の操業に障害をきたすおそれがある。一方、粗圧延の温度が１０５０℃を超えると、粗圧延中に生成する二次スケールが成長しすぎて、後に実施するデスケーリングまたは仕上げ圧延でスケールを除去することが困難となるおそれがある。
【００８６】
また、当該温度域での粗圧延において圧下率が２０％以上の圧延を少なくとも１パス行わないと、オーステナイトの加工、ならびにそれに続く再結晶を活用した結晶粒の細粒化および凝固組織に起因する異方性の解消が期待できない。この場合、残留オーステナイトの形態が島状からフィルム状に変化し、穴広げ性が劣化する。特に、鋳造後の鋳片を高温のまま直送して圧延した場合は、鋳造組織が残留し、残留オーステナイトの形態のフィルム状への変化が顕著になるおそれがある。
【００８７】
粗圧延工程での圧延パス数は、２パス以上の複数パスであるとオーステナイトでの加工と再結晶が繰り返され、仕上げ圧延前の平均オーステナイト粒が１００μｍ以下に細粒化されるため望ましい。２パス以上の圧延を行った場合、残留オーステナイトの平均粒径を安定的に５μｍ以下にできる。ただし、その複数パスの合計圧下率が６０％未満であると左記効果が十分に得られない。一方、合計圧下率が９０％を超えてもその効果が飽和するだけなく、パス数が増加し生産性を阻害し、温度低下を招くおそれがある。また、同様の理由からパス数は１１以下が望ましい。合計圧下率とは、最初のパス前の入口板厚を基準とし、この基準に対する合計圧下量（圧延における最初のパス前の入口板厚と圧延における最終パス後の出口板厚との差）の百分率である。また、合計圧下率は、粗圧延、仕上げ圧延でそれぞれ別に算出する。すなわち、粗圧延での合計圧下率は、粗圧延における最初のパス前の入口板厚と粗圧延における最終パス後の出口板厚との差の百分率である。
【００８８】
＜仕上げ圧延工程＞
粗圧延工程の終了後に仕上げ圧延を行う。粗圧延終了後から仕上げ圧延の開始までの時間は１５０ｓ以内とする。１５０ｓを超えると、粗バーにおいてオーステナイト中のＴｉが粗大なＴｉＣの炭化物として析出し、後の冷却工程でのオーステナイト／フェライト変態時または巻取り後のフェライト変態完了時にフェライト中微細に析出するＴｉＣが減少し、析出強化による強度向上効果が十分に得られない。また、オーステナイトの粒成長が進行して仕上げ圧延前の平均オーステナイト粒の粒径が１００μｍを超えて粗大化し、残留オーステナイトの平均結晶粒径が５μｍを超える場合がある。
【００８９】
一方、粗圧延終了後から仕上げ圧延の開始までの時間の下限値は特に限定する必要はないが、３０ｓ未満であると特別な冷却装置を用いない限り仕上げ圧延開始温度が１０００℃未満とならず仕上げ圧延前およびパス間で鋼板地鉄の表面スケールの間にウロコや紡錘スケール欠陥などの起点となるブリスターが発生する。この場合、スケール欠陥が生成し易くなる。したがって、粗圧延終了後から仕上げ圧延の開始までの時間は３０ｓ以上とするのが望ましい。
【００９０】
仕上げ圧延工程においては、圧延開始温度を９３０℃以上１０００℃未満（第２の温度域）とする。仕上げ圧延開始温度が９３０℃未満であると、加工誘起析出によりオーステナイト中でＴｉが粗大なＴｉＣの炭化物として析出する。この場合、後の冷却中のオーステナイト／フェライト変態時または巻取り後のフェライト変態完了時にフェライト中微細に析出するＴｉＣが減少し、析出強化による強度向上効果が十分に得られない。一方、仕上げ圧延開始温度が１０００℃以上であると、仕上げ圧延前およびパス間で鋼板地鉄の表面スケールの間にウロコ、紡錘スケール欠陥の起点となるブリスターが発生するため、これらスケール欠陥が生成し易くなるおそれがある。
【００９１】
仕上げ圧延終了温度はＡｒ３変態点〜Ａｒ３変態点＋８０℃の温度域（第３の温度域）とする。仕上げ圧延終了温度がＡｒ３変態点未満であると、最終的に得られる鋼板の組織において残留オーステナイトが島状ではなく、列状に連結的に配列した分散状態となる。また、残留オーステナイトの最近接距離の平均値が３μｍ未満となり、穴広げ性が劣化する。一方、仕上げ圧延終了温度がＡｒ３変態点＋８０℃を超えると圧延以降の冷却パターンをいくら制御してもフェライト変態が抑制され、残留オーステナイトが過剰に生成するおそれがある。また、残留オーステナイトが熱力学的に不安定となり、変形のごく初期に加工誘起変態が生じ、優れた伸びが得られないおそれがある。
【００９２】
仕上げ圧延の合計圧下率は７５〜９５％とする。その合計圧下率が７５％未満であると、オーステナイト粒を十分に細粒化できず、製品版のミクロ組織における残留オーステナイトの平均粒径を５μｍ以下とすることができない。一方、合計圧下率が９５％を超えると、その効果が飽和するだけでなく圧延機に過度な荷重負荷が掛かり、操業上望ましくない。
【００９３】
仕上げ圧延は、複数パス（少なくとも２パス）の圧延を行う。複数パスの圧延で仕上げ圧延を行った場合、圧延による未再結晶と次のパスまでのパス間時間での再結晶とを複数回繰り返すことによりオーステナイト粒が細粒化し、安定的に残留オーステナイトの平均粒径を５μｍ以下とすることができる。また、複数パスの圧延を行う場合、タンデム圧延機を用いることが望ましい。
さらに各パスでの圧下率は１０％以上であることが望ましい。特に仕上げ圧延機後段の３パスでは、各圧下率が１０％未満で、かつ平均圧下率が１０％未満であると、圧延パス間および仕上げ圧延終了後に粒成長が著しく進行し、残留オーステナイトの平均粒径が安定的に５μｍ以下とすることができなくなる場合がある。
【００９４】
本実施形態において圧延速度については特に限定しない。しかしながら、仕上げ最終スタンド側での圧延速度が４００ｍｐｍ未満であると各仕上げ圧延パス間の時間が長くなり、オーステナイト粒が成長粗大化する。この場合、残留オーステナイトの平均粒径を安定的に５μｍ以下とすることができなくなるおそれがある。そのため仕上げ圧延における圧延速度は４００ｍｐｍ以上とするのが望ましい。さらに、６５０ｍｐｍであると残留オーステナイトの平均粒径を安定的に５μｍ以下とすることができるので、より望ましい。圧延速度の上限については特に限定する必要はないが、設備制約上１８００ｍｐｍ以下が現実的である。
【００９５】
＜冷却工程＞
仕上げ圧延終了後、鋼板に、ランナウトテーブルの制御により最適化された冷却を行い、巻取る。まず、仕上げ圧延終了後に第１の冷却を開始するまでの時間は３ｓ以内とするのが望ましい。仕上げ圧延終了から第１の冷却開始までの時間が３ｓを超えると変態前のオーステナイトにおいて、粗大かつ非整合なＴｉの炭窒化物の析出が進行し、後の冷却中にフェライトにおいて析出させる微細かつ整合なＴｉＣを含む炭化物の析出量が減少し、強度が低下する。また、オーステナイト粒が成長粗大化し、製品版のミクロ組織における残留オーステナイトの平均粒径を５μｍ以下とすることができなくなるおそれがある。仕上げ圧延終了から第１の冷却開始までの時間の下限については特に限定する必要はないが、０．４ｓ未満であると圧延による層状の加工組織が残留したまま冷却され、製品板にも列状に連結的に配列した残留オーステナイトが得られ、穴広げ性が劣化するおそれがあるので、０．４ｓ以上とすることが望ましい。
【００９６】
仕上げ圧延工程終了後の冷却工程は少なくとも第１冷却、第２冷却および第３冷却及び巻取りを含む工程であることが望ましい。
【００９７】
仕上げ圧延工程直後に実施する第１冷却では、平均冷却速度で１５℃／ｓ以上で、Ａｒ３変態点未満（第４の温度域）まで冷却する。平均冷却速度が１５℃／ｓ未満であると冷却中にパーライトが生成し、目的とする組織が得られなくなるおそれがある。第１の冷却における冷却速度の上限は、特に限定する必要はないが、１５０℃／ｓを超える冷却速度では冷却終了温度を制御することが極めて難しく、ミクロ組織の作り込みが困難となるので１５０℃／ｓ以下とすることが望ましい。
また、冷却停止温度がＡｒ３変態点以上であると、続く第２の冷却において、オーステナイト／フェライト変態時にフェライト中にＴｉＣを微細に析出させられない場合がある。一方、本実施形態おいて冷却停止温度の下限は特に限定する必要はない。しかしながら、後述のように、フェライトの析出強化を発現させるために第２冷却の停止温度を、６００℃を超える温度としている。そのことから第１冷却の停止温度が６００℃以下では析出強化が得られないおそれがある。また、冷却停止温度がＢｓ点（ベイナイト変態開始温度）以下となるとフェライトや残留オーステナイトが得られず目的とするミクロ組織が得られなくなるおそれがある。
【００９８】
第１の冷却に引き続いて行う第２の冷却では、鋼板を平均冷却速度１０℃／ｓ以下で６００℃超、７００℃以下まで１ｓ以上１００ｓ未満の時間冷却する。第２冷却の冷却速度が１０℃／ｓを超えると、オーステナイトからフェライトへの変態時のこれら二相の界面の移動速度が速くなりすぎて、相間界面におけるＴｉ炭化物の析出が追い付かず十分な析出強化が得られないおそれがある。また、オーステナイトからフェライトへの変態が遅延し、目的とするミクロ組織が得られない場合がある。一方、この温度域での冷却はオーステナイトからフェライトへの変態を促進するとともに、フェライト中に微細なＴｉ炭化物を析出させ目的の鋼板の強度を得ることを目的としている。そのため、第２の冷却の平均冷却速度の下限については特に限定する必要はない。本実施形態においては、第２冷却は空冷（放冷）を念頭に置いている。
加熱装置等による外部からの入熱を行わない限り、ハーフインチ程度の板厚であっても空冷での冷却速度は３℃／ｓ程度である。
【００９９】
第２の冷却における冷却時間は１ｓ以上１００ｓ未満とする。第２の冷却は、フェライトとオーステナイトとの二相分離を促進し、目的とする第二相分率を得るためだけでなく、変態が完了したフェライト中でＴｉ微細炭化物により析出強化を促進するために非常に重要な工程である。冷却時間が１ｓ未満（または第２の冷却を行わない）ではフェライト変態が進行せず目的とする組織が得られない。また、変態後のフェライトでのＴｉ炭化物の析出が進行しないため目的の鋼板の強度および穴広げ性が得られない。フェライト変態と炭化物の析出とを十分に進行させるため、冷却時間を３ｓ以上とするのが望ましい。一方、１００ｓ以上の場合上記効果が飽和するだけでなく、著しく生産性が低下する。そのため、冷却時間を１００ｓ未満とする。冷却時間が１５ｓ以上の場合、残留オーステナイトの平均粒径が粗大化しやすくなるとともに、組織にパーライトが混入する懸念があるため、冷却時間を１５ｓ未満とするのが望ましい。
【０１００】
第２冷却での冷却停止温度は、６００℃超７００℃以下（第５の温度域）とする。冷却停止温度が６００℃以下であると変態後のフェライトでのＴｉ炭化物の析出が進行せず、強度が低下する。一方、冷却停止温度が７００℃を超えるとフェライトとオーステナイトとの二相分離が十分ではなく、目的とする残留オーステナイトの面積率が得られない。また、フェライトでのＴｉ炭化物の析出が過時効となり強度が低下する。
【０１０１】
Ａｒ３変態点温度（℃）は、例えば以下の下記（ｘ）式により鋼成分との関係で簡易的に計算できる。
Ａｒ３＝９１０−３１０×Ｃ＋２５×（Ｓｉ＋２×Ａｌ）−８０×Ｍｎｅｑ  （ｘ）
ここで、式中の各元素記号は、鋼材中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。また、Ｍｎｅｑは、Ｂを含有しない場合、下記（ｘｉ）式で表され、Ｂを含有する場合、下記（ｘｉｉ）式で表される。
Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｎｉ／２＋１０×（Ｎｂ−０．０２）    （ｘｉ）
Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｎｉ／２＋１０×（Ｎｂ−０．０２）＋１
（ｘｉｉ）
【０１０２】
第２の冷却に続いて、第３の冷却を行う。第３の冷却では、鋼板を、上記の第５の温度域から１５℃／ｓ以上の平均冷却速度で３５０℃超４５０℃以下（第６の温度域）まで冷却する。この冷却速度が１５℃／ｓ未満であると組織にパーライトが混入し、目的する組織が得られないおそれがある。この冷却における終了温度は巻取り温度と同一である。また、第３の冷却工程における冷却速度の上限は、特に限定する必要はないが、熱ひずみによる板反りを考慮すると、３００℃／ｓ以下とすることが望ましい。
【０１０３】
第３の冷却後、３５０℃超４５０℃以下で鋼板を巻取る。巻取り温度が４５０℃を超えると巻取り後に進行するベイナイト変態においてベイナイトのラス間に炭化物が多量に析出して目的とする残留オーステナイトが得られず、十分な伸びが得られない。また、粗大な炭化物が、き裂発生の起点となり、穴広げ性が劣化するおそれがある。一方、巻取り温度が３５０℃以下であるとマルテンサイトが多量に生成して残留オーステナイトが得られず、十分な伸びが得られない。また、穴広げ時に発生するボイドの起点が増えるために穴広げ性も劣化する。
【０１０４】
仕上げ圧延後の冷却工程で、効率良くＴｉ炭化物により析出強化を発現させるためには、巻取りまでの冷却パターンそのものを制御する必要がある。具体的には、Ｔｉのフェライト中での総累積拡散距離Ｌｔｏｔａｌ（μｍ）が下記（ｖ）式を満足することが重要である。
０．１５≦Ｌｔｏｔａｌ≦０．４    （ｖ）
【０１０５】
ここで、総累積拡散距離Ｌｔｏｔａｌ（μｍ）とは、下記（ｖｉ）式で定義されるＴｉのフェライト中の拡散距離Ｌ（μｍ）を、冷却終了温度から巻き取るまでの微少時間Δｔ（ｓ）で積算した値であり、下記（ｖｉｉ）式で表される。
Ｌｔｏｔａｌ＝Σ（√（Ｄ×（Ｔ＋２７３）×Δｔ））    （ｖｉｉ）
【０１０６】
式中のＤ×（Ｔ＋２７３）はＴ（℃）における体拡散係数（μｍ２／ｓ）であって、下記（ｖｉｉｉ）式に示すように、Ｔｉの拡散係数Ｄ０（μｍ２／ｓ）、活性化エネルギーＱ（ｋＪ／ｍｏｌ）および気体定数Ｒ（ｋＪ／（ｍｏｌ・Ｋ））で表される。また、ｔは拡散時間（ｓ）、Δｔは冷却終了温度から巻取りまでの時間を微小時間で区切った場合の微小時間であり、本実施形態においては０．２ｓである。
Ｄ×（Ｔ＋２７３）＝Ｄ０×Ｅｘｐ（−Ｑ／Ｒ×（Ｔ＋２７３））    （ｖｉｉｉ）
【０１０７】
総累積拡散距離Ｌｔｏｔａｌが０．１５μｍ未満であると、冷却中にＴｉ炭化物の析出が進行せず、亜時効となり効率的に析出強化能を得ることができない。一方、Ｌｔｏｔａｌが０．４μｍを超えると、冷却中にＴｉ炭化物の析出が進行しすぎて、過時効となりやはり効率的に析出強化能を得ることができない。
上述のように、オーステナイト粒径の微細化とＴｉ炭化物析出によるＣ減少を考慮した上で冷却条件を最適化することにより、組織を最適化できる。
【０１０８】
＜その他の工程＞
本実施形態に係る鋼板の製造方法では、さらに、鋼板形状の矯正や可動転位導入により延性の向上を図ることを目的として、全工程終了後に、圧下率０．１〜２％のスキンパス圧延を施してもよい。また、得られた熱延鋼板の表面に付着しているスケールの除去を目的として、必要に応じて酸洗を行っても良い。さらに、酸洗した後には、得られた熱延鋼板に対してインラインまたはオフラインで圧下率１０％以下のスキンパスまたは圧下率４０％程度までの冷間圧延を施しても良い。
【０１０９】
さらに、スキンパス圧延の前および／または後には、表面のスケールを除去することが望ましい。スケールを除去する方法については特に定めない。例えば、塩酸または硫酸を使用した一般的な酸洗、サンダー等による表面研削、またはプラズマ、ガスバーナー等を利用した表面溶削などラインに応じた装置で構わない。
【０１１０】
また、本実施形態に係る鋼板の製造方法では、鋳造後、熱間圧延後、冷却後のいずれかの場合において、溶融めっきラインにてめっきを施し、鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成してもよい。溶融めっきラインにてめっきを施すことにより、熱延鋼板の耐食性が向上する。さらに、これらの熱延鋼板に対して別途表面処理を施すようにしても良い。
【０１１１】
酸洗後の鋼板に亜鉛めっきを施す場合は、得られた鋼板を亜鉛めっき浴中に浸積し、必要に応じて合金化処理（合金化処理工程）しても良い。合金化処理を施すことにより、熱延鋼板は、耐食性の向上に加えて、スポット溶接等の各種溶接に対する溶接抵抗性が向上する。
図２に、本実施形態に係る鋼板の製造方法の一例を示す。
【実施例】
【０１１２】
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。【０１１３】
表１に示す化学成分を有する鋼Ｎｏ．Ａ〜Ｚおよびａ〜ｄの鋳片を転炉、二次精錬工程にて溶製して、連続鋳造後に直送または再加熱し、粗圧延、仕上げ圧延を行い、ランナウトテーブルで冷却し、巻取り、板厚が２．３〜３．４ｍｍの熱延鋼板（試験Ｎｏ１〜５１）を作製した。各鋼の製造条件を、表２−１、２−２および表３−１、３−２に示す。【０１１４】
【表１】
2017022027.tif 000003
【０１１５】
【表２−１】
2017022027.tif 000004
【０１１６】
【表２−２】
2017022027.tif 000005
【０１１７】
【表３−１】
2017022027.tif 000006
【０１１８】
【表３−２】
2017022027.tif 000007
【０１１９】
表２−１、２−２において、スラブ加熱工程での「加熱温度」とはスラブ再加熱における最高到達温度を、「保持時間」とは所定の加熱温度での保持時間を示す。また、粗圧延工程での「総パス数」とは、粗圧延の圧延パス数を、「合計圧下率」とは粗圧延開始から終了までの粗圧延での圧下率を、「２０％以上のパス数」とは、９５０℃以上１０５０℃以下の温度域で２０％以上の圧下率の圧延を行った数を、「合計圧下率」とは、９５０℃以上１０５０℃以下の温度域で圧下率を、「仕上げ圧延開始までの時間」とは粗圧延工程終了から仕上げ圧延工程開始までの時間を、「仕上げ圧延直前の平均オーステナイト粒径」とは、仕上げ圧延の最初のスタンドに粗バーが噛み込む直前のオーステナイト粒の平均粒径を示す。この仕上げ圧延直前の平均オーステナイト粒径は、仕上げ圧延に入る前の粗バーをクロップシャー等にて切断し得られるクロップ片を可能な限り急冷して室温程度まで冷却し、その圧延方向と平行な断面をエッチングしてオーステナイト粒界を浮き立たせて光学顕微鏡にて測定することで得た。この際、板厚１／４位置にて５０倍以上の倍率にて２０視野以上を、画像解析またはポイントカウント法等にて測定した。【０１２０】
さらに表３−１、３−２において、仕上げ圧延工程での「圧延開始温度」とは、仕上げ圧延の最初のスタンドに噛み込む直前の温度を、「総パス数」とは、仕上げ圧延の圧延パス数を、「合計圧下率」とは、仕上げ圧延開始から終了までの仕上げ圧延での圧下率を、「後段３パスの平均圧下率」とは、通常複数パスの連続圧延を行う仕上げ圧延において最終パスを含む最終パスから３パスまでの圧下率の平均値を、「仕上げ圧延出側速度」とは、仕上げ圧延最終圧下パスを終了後の当該圧延スタンドでの出側通板速度を、「終了温度」とは、仕上げ圧延最終パスの圧延スタンド出側直後の温度を示す。圧下率については、板厚から算出する実績値であっても圧延スタンドのセットアップ値であっても構わない。また温度については放射温度計または接触温度計にて各工程で測定することが望ましいが、温度モデル等による推定値でも構わない。【０１２１】
ランナウトテーブルにて実施する冷却工程は、析出制御および組織制御の観点から第１冷却、第２冷却、第３冷却、及びその後の巻取りに区分される。表３−１、３−２中、「第１冷却」の「冷却開始までの時間」とは、仕上げ圧延最終パスの圧延スタンドを出てからランナウトテーブルによる冷却が開始されるまでの時間を、「冷却速度」とは、第１冷却での水冷による平均冷却速度を、「冷却停止温度」とは、第１冷却での水冷を停止した温度を示す。次に「第２冷却」の「冷却速度」とは、主に水を掛けない空冷による平均冷却速度を、「保持時間」とは、水を掛けない空冷保持の時間を、「冷却停止温度」とは、水を掛けない空冷保持を終了した温度を示す。この第２冷却の冷却時間が０の場合は、水冷を停止しなかったことを示す。さらに「第３冷却」の「冷却速度」とは、空冷保持後に再び水冷を開始し、巻き取るまでの平均冷却速度を、「巻取り温度」とは、水冷を停止し、巻取り機により鋼板をコイル状に巻き取る直前の温度を示す。水冷停止から巻取りまでの時間は短いため、本発明において、第３冷却の冷却停止温度は、巻取り温度とほぼ等しい。最後に「総累積拡散距離」とは、上述の（ｖｉｉ）式によって計算した値を示す。【０１２２】
表４−１、４−２および表５−１、５−２には表２−１、２−２および表３−１、３−２に記載の製造方法で得られた鋼板のミクロ組織、機械的性質、表面特性および耐食性を示す。まず得られた鋼板の板幅の１／４または３／４の位置から試料を採取し、光学顕微鏡を用いて板厚１／４厚におけるミクロ組織の観察を行った。試料の調整として、圧延方向の板厚断面を観察面として研磨し、ナイタール試薬、レペラー試薬にてエッチングした。ナイタール試薬およびレペラー試薬にてエッチングした倍率５００倍の光学顕微鏡写真からミクロ組織を分類した。表４−１、４−２中のミクロ組織のうち、マルテンサイト面積率は、フレッシュマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトとの合計の面積率である。【０１２３】
【表４−１】
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【０１２４】
【表４−２】
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【０１２５】
【表５−１】
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【０１２６】
【表５−２】
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【０１２７】
またレペラー試薬にてエッチングした倍率５００倍の光学顕微鏡写真から画像解析により第二相である残留オーステナイトの分散状態を確認した。ここで残留オーステナイトの分散状態は、フェライト粒のコーナー、エッジおよび粒界面に島状に分散しているものを「島状」、島状でも圧延方向に平衡に連なって分布しているものを「列状」および主にフェライト粒の粒界面を囲むように分散しているものを「フィルム状」と分類した。【０１２８】
さらに画像解析により残留オーステナイトの面積率および平均粒径を求めた。また、表４−１、４−２のＥｘ.Ｃ／ｆｓｄは、表１のＥｘ.Ｃ（％）を残留オーステナイトの面積率（％）で除した値である。残留オーステナイトの平均結晶粒径とは円相当直径を個数平均して得られる。また、任意の残留オーステナイトを選択し、その最近接の残留オーステナイトまでの距離を２０箇所について測定し、その平均値を、「残留オーステナイトの最近接距離の平均値」とした。【０１２９】
ナノ硬度ＨｎはＨｙｓｉｔｒｏｎ社製ＴｒｉｂｏＳｃｏｐｅ／ＴｒｉｂｏＩｎｄｅｎｔｅｒを用い測定した。測定条件は１ｍＮの荷重にて２０点以上の残留オーステナイトの硬度を測定し、その算術平均と標準偏差を算出した。【０１３０】
ＴｉＣを含む析出物の密度である「フェライトＴｉＣ密度」の測定は、三次元アトムプローブ測定法により行った。まず、測定対象の試料から、切断および電解研磨法により、必要に応じて電解研磨法とあわせて集束イオンビーム加工法を活用し、針状の試料を作製した。三次元アトムプローブ測定では、積算されたデータを再構築して実空間での実際の原子の分布像として求めることができる。ＴｉＣ析出物の立体分布像の体積とＴｉＣ析出物の数からＴｉＣ析出物の個数密度を求めた。測定はフェライト粒を特定し、各試料につき５個以上のフェライト粒で実施した。また、上記ＴｉＣ析出物のサイズは、観察されたＴｉＣ析出物の構成原子数とＴｉＣの格子定数から、析出物を球状と仮定し算出した直径をサイズとした。任意に３０個以上のＴｉＣ析出物の直径を測定した。その平均値は２〜３０ｎｍ程度であった。【０１３１】
機械的性質のうち降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、および伸び（Ｅｌ）は、板幅の１／４または３／４の位置から圧延方向に垂直な方向に採取したＪＩＳ  Ｚ  ２２４１（２０１１）の５号試験片を用いて、同規格に準拠して評価を行った。穴広げ性の指標として穴広げ試験を採用した。穴広げ試験は引張試験片採取位置と同様の位置から試験片を採取し、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ  Ｔ  １００１（１９９６）記載の試験方法に準拠して評価した。【０１３２】
次に、切欠き疲労強度を調査するために引張試験片採取位置と同様の位置から圧延方向が長辺になるように、図１に示す形状の疲労試験片を採取し疲労試験に供した。ここで図１に示す疲労試験片は、切欠き疲労強度を得るために作製された切欠き試験片である。図１の試験片は、側面コーナー部を１Ｒで面取りし、長手方向に＃６００で研磨している。自動車部品の実使用での疲労特性評価に近付けるために切欠きは穴広げ試験片同様に円筒パンチで打抜いたものとした。打抜きクリアランスは１２．５％とした。ただし、疲労試験片には最表層より０．０５ｍｍ程度の深さまで三山仕上げの研削を施した。疲労試験はシェンク型疲労試験機を用い、試験方法はＪＩＳ Ｚ ２２７３（１９７８）およびＪＩＳ Ｚ ２２７５（１９７８）に準じた。表３−１、３−２に示す切欠き疲労特性の「σＷＫ／ＴＳ」とは、この試験で得られた２００万回疲労強度を引張強度で除した値である。【０１３３】
表面特性は、酸洗前の表面欠陥と粗度とで評価した。この評点が基準以下であると酸洗後でもスケール欠陥起因の模様や表面の凹凸で、表面品位が劣位と需要者より評価される場合がある。ここで表面欠陥はＳｉスケール、ウロコ、紡錘等のスケール欠陥の有無を目視にて確認した結果を示し、スケール欠陥がある場合を「ＮＧ」と示し、スケール欠陥が無い場合を「ＧＯＯＤ」と示した。これら欠陥が部分的もしくは基準以下であるものは、軽微として「ＯＫ」で示した。粗度はＲｚで評価し、ＪＩＳ  Ｂ  ０６０１（２０１３）に記載の測定方法により得られた値を示している。Ｒｚが２０μｍ以下ならば、表面品位は問題ないレベルである。【０１３４】
耐食性は、化成処理性と塗装後耐食性とで評価した。具体的には、製造した鋼板を酸洗した後に２．５ｇ／ｍ２のリン酸亜鉛皮膜を付着させる化成処理を施し、この段階で「化成処理性」として、スケの有無とＰ比の測定を実施した。【０１３５】
リン酸化成処理はリン酸とＺｎイオンとを主成分とした薬液を使用する処理であり、鋼板から溶出するＦｅイオンとの間で、フォスフォフィライト：ＦｅＺｎ２（ＰＯ４）３・４Ｈ２Ｏと呼ばれる結晶を生成する化学反応である。リン酸化成処理の技術的なポイントは、（１）Ｆｅイオンを溶出させて反応を促進することと、（２）フォスフォフィライト結晶を鋼板表面に緻密に形成することにある。特に（１）については、鋼板表面にＳｉスケールの形成に起因する酸化物が残存していると、Ｆｅの溶出が妨げられて、スケと呼ばれる化成皮膜が付着しない部分が現れ、Ｆｅが溶出しないことで、ホパイト：Ｚｎ３（ＰＯ４）３・４Ｈ２Ｏとよばれる鉄表面には本来形成しないような異常な化成処理皮膜が形成して、塗装後の性能を劣化させる。したがって、リン酸によって鋼板表面のＦｅが溶出してＦｅイオンが十分供給されるよう表面を正常にすることが重要になってくる。【０１３６】
このスケについては走査型電子顕微鏡による観察にて確認でき、１０００倍の倍率で２０視野程度観察し、全面均一付着していてスケが確認できない場合をスケ無しとして「ＧＯＯＤ」とした。また、スケが確認できた視野が５％以下ならば軽微として「ＯＫ」とした。５％超はスケ有りとして「ＮＧ」と評価した。【０１３７】
一方、Ｐ比はＸ線回折装置を用いて測定でき、フォスフォフィライト（１００）面のＸ線回折強度Ｐと、ホパイト（０２０）面のＸ線回折強度Ｈとの比をとり、Ｐ比＝Ｐ／（Ｐ＋Ｈ）で評価される。すなわち、Ｐ比は化成処理を行って得られた皮膜中のホパイトとフォスフォフィライトの比率を表すもので、Ｐ比が高い程フォスフォフィライトが多く含まれフォスフォフィライト結晶が鋼板表面に緻密に形成されていることを意味する。一般的には、Ｐ比≧０．８０であることが、耐食性能および塗装性能を満たすために求められており、また、融雪塩散布地域などの厳しい腐食環境下においては、Ｐ比≧０．８５であることが求められる。【０１３８】
塗装後の耐食性については、以下の方法により評価を行った。化成処理後に２５μｍ厚の電着塗装を行い、１７０℃×２０ｍｉｎの塗装焼き付け処理を行った。その後、先端の尖ったナイフで電着塗膜を地鉄に達するまで長さ１３０ｍｍの切りこみを入れ、ＪＩＳ  Ｚ  ２３７１に示される塩水噴霧条件にて、３５℃の温度での５％塩水噴霧を７００ｈ継続実施した。そして、切り込み部の上に幅２４ｍｍのテープ（ニチバン４０５Ａ−２４  ＪＩＳＺ  １５２２）を切り込み部に平行に１３０ｍｍ長さ貼り、これを剥離させた場合の最大塗膜剥離幅を測定した。この最大塗膜剥離幅が４ｍｍ超であると塗装後耐食性が劣位であるとした。【０１３９】
試験Ｎｏ．１、４、１０、１１、２０および２３〜３９は、本発明例である。これらの鋼板は、本発明の規定を全て満足するため、５４０ＭＰａ級以上のグレードの強度を有するとともに、強度とのバランスにおいて、ＴＳ（ＭＰａ）×Ｅｌ（％）が１９０００ＭＰａ％以上であり、穴広げ値λ≧７０％、切欠き疲労特性σＷＫ／ＴＳ≧０．３５かつ表面欠陥が軽微以下であった。すなわち、高強度でかつ、伸び、穴広げ性、切欠き疲労特性、表面特性及び耐食性に優れていた。【０１４０】
一方、試験Ｎｏ．２、３、５〜９および１２〜１９、２１、２２は、化学組成は本発明の規定を満足するものの、ミクロ組織が本発明の規定から外れる比較例である。これらの鋼板は、伸び、穴広げ性、切欠き疲労特性、表面特性、耐食性のいずれか１つ以上が劣る結果となった。また、試験Ｎｏ．４０〜５１の１２鋼は、化学組成が本発明の規定から外れる比較例であり、その中で試験Ｎｏ．４５および４６の鋼板は、ミクロ組織においては本発明の規定を満足する。しかしながら、これらの鋼板も全て、伸び、穴広げ性、切欠き疲労特性、表面特性、耐食性のいずれかが劣っていた。
【産業上の利用可能性】
【０１４１】
本発明によれば、５４０ＭＰａ以上の引張強度を有し、同時に強度伸びバランス、穴広げ性、耐食性および切欠き疲労特性に優れ、さらに表面性状にも優れる高強度加工誘起変態型複合組織鋼板を得ることができる。この加工誘起変態型複合組織鋼板は、ホイールディスク用の鋼板等として好適に用いることができ、産業上の利用可能性が高い。
【図１】
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【図２】
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【国際調査報告】
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