(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分組成として、質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．２５％、
Ｓｉ：０．１〜２．５％、
Ｍｎ：２．０〜３．２％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：１．０％未満（０％を含む）、
Ｎ：０．０１５％未満を含有し、
Ｓｉとｓｏｌ．Ａｌの含有量の合計：Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌが０．７〜２．５％であり、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
鋼組織は、面積率でフェライトが６〜９０％、上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織が合計で１０〜９４％からなり、前記鋼組織全体に対して体積率で残留γが３〜２０％であり、
粒子幅が０．１７〜０．８０μｍ、アスペクト比が４〜２５である残留γＵＢに接して存在する幅０．８〜７μｍ、長さ２〜１５μｍ、アスペクト比が２．２以上の上部ベイナイトの面積率ＳＵＢの、前記上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の面積率Ｓ２ｎｄに対する比率：（ＳＵＢ／Ｓ２ｎｄ）×１００（％）が２．０〜１５％であり、
前記上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の内部に存在するアスペクト比が３．５以下、円相当粒子直径が０．０２〜０．２５μｍの粒子の分布密度Ｎθが７個／μｍ２以下（０個／μｍ２を含む）であり、
円相当粒子直径が１．３〜２０μｍ、アスペクト比が３以下の粒子の合計面積率ＳγＢｌｏｃｋが５％以下（０％を含む）である鋼板。
【請求項２】
前記上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の内部に存在するアスペクト比が３．６〜１５、粒子幅が０．１４〜０．３０μｍの粒子の分布密度ＮＦｉｎｅが０．０３〜０．４個／μｍ２である請求項１に記載の鋼板。
【請求項３】
前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．００２〜０．１％、
Ｂ：０．０００２〜０．０１％のうちから選んだ１種または２種を含有する請求項１または２に記載の鋼板。
【請求項４】
前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．００５〜１％、
Ｎｉ：０．０１〜１％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５％、
Ｖ：０．００３〜０．５％、
Ｎｂ：０．００２〜０．１％、
Ｚｒ：０．００５〜０．２％およびＷ：０．００５〜０．２％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、請求項１〜３のいずれかに記載の鋼板。
【請求項５】
前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００２〜０．００４０％、
Ｃｅ：０．０００２〜０．００４０％、
Ｌａ：０．０００２〜０．００４０％、
Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、
Ｓｂ：０．００２〜０．１％およびＳｎ：０．００２〜０．１％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、請求項１〜４のいずれかに記載の鋼板。
【請求項６】
引張強度が５９０ＭＰａ以上１６００ＭＰａ以下である請求項１〜５のいずれかに記載の鋼板。
【請求項７】
鋼板表面に亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層を有する請求項１〜６のいずれかに記載の鋼板。
【請求項８】
請求項１〜５のいずれかに記載の鋼板の製造方法であって、鋼スラブを、熱間圧延および冷間圧延した後、得られた冷延鋼板を、連続焼鈍ラインにおいて６６０〜７４０℃の温度範囲を１〜６℃／ｓで加熱し、７４０〜７７０℃の温度範囲を１〜６℃／ｓで加熱し、さらに７７０〜８５０℃の焼鈍温度で焼鈍し、次いで７７０〜７００℃の温度範囲を平均冷却速度：１〜２０００℃／ｓで冷却し、さらに７００〜５００℃の温度範囲を平均冷却速度：８〜２０００℃／ｓで冷却したのち、５００〜４０５℃の温度範囲で１３〜２００ｓｅｃ保持し、さらに４０５℃から１７０〜２７０℃の範囲の冷却停止温度Ｔｓｑまで平均冷却速度：１〜５０℃／ｓで冷却した後、前記冷却停止温度Ｔｓｑから３５０℃までの温度範囲を平均加熱速度：２℃／ｓ以上で加熱し、３５０〜５００℃で２０〜３０００ｓｅｃ保持した後、室温まで冷却し、さらに前記焼鈍後の冷却から前記平均加熱速度：２℃／ｓ以上での加熱に至る工程において、１７０〜２５０℃の温度範囲での滞留時間を５０ｓ以下とする鋼板の製造方法。
【請求項９】
４０５℃から１７０〜２７０℃の範囲の冷却停止温度Ｔｓｑまで冷却する工程において、３２０〜２７０℃の範囲の平均冷却速度を０．３℃／ｓ以上２０℃／ｓ未満とする請求項８に記載の鋼板の製造方法。
【請求項１０】
７７０〜８５０℃の焼鈍温度で焼鈍する工程における露点が−４５℃以上である請求項８または９に記載の鋼板の製造方法。
【請求項１１】
７００〜５００℃の温度範囲を平均冷却速度：８〜２０００℃／ｓで冷却する工程と、５００〜４０５℃の温度範囲で１３〜２００ｓｅｃ保持する工程との間に、亜鉛めっき処理または合金化亜鉛めっき処理を行う請求項８〜１０のいずれかに記載の鋼板の製造方法。
【請求項１２】
３５０〜５００℃で２０〜３０００ｓｅｃ保持する工程の後に、亜鉛めっき処理または合金化亜鉛めっき処理を行う請求項８〜１０のいずれかに記載の鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】  本発明は、自動車、家電等においてプレス成形工程を経て使用されるプレス成形用に好ましく適用できる、鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】  近年、自動車車体軽量化ニーズの更なる高まりから、自動車の骨格部品、バンパー、シート部品等への９８０〜１４７０ＭＰａ級高強度鋼板の適用が進みつつある。また、レーザ溶接の活用による部品の軽量化や高剛性化も進みつつある。例えば、板厚や強度の異なる鋼板をプレス加工前に接合してブランク材とするテーラードブランクの活用、プレス部品の端部やフランジ部をレーザ溶接することによる閉断面構造化、フランジの短小化、従来スポット溶接に対する溶接箇所の強度向上等が進められている。【０００３】  しかしながら、５９０〜１４７０ＭＰａ級の高強度鋼板を自動車部品に適用した場合、延性の低下に起因したプレス割れが生じやすくなる。また、これらの鋼板の多くには、強度や延性を向上させるため鋼板のミクロ組織に硬質なマルテンサイトを活用しているので、これらの鋼板にレーザ溶接を施すと熱影響部（以下ＨＡＺ）でマルテンサイトの軟化に起因した大きな軟化が生じる。その結果、プレス成形時にＨＡＺ軟化部で破断したり、部品の変形時にＨＡＺ軟化部が優先的に破断して部品強度が低下するといった問題が生じる。このため、これらの高強度鋼板には、従来より成形性に優れ、ＨＡＺ軟化が小さいことが望まれている。【０００４】  このような背景から、例えば、鋼板の延性を向上させる技術として、鋼板のミクロ組織中に残留γを分散させたＴＲＩＰ鋼が開発されている。例えば、特許文献１には、Ｃ：０．１０〜０．４５％、Ｓ：０．５〜１．８％、Ｍｎ：０．５〜３．０％を含む鋼を焼鈍後に３５０〜５００℃で１〜３０ｍｉｎ保持して残留γを生成させることでＴＳ：８０ｋｇｆ／ｍｍ２以上でＴＳ×Ｅｌ≧２５００ｋｇｆ／ｍｍ２・％の高い延性を有する鋼板が得られることが開示されている。【０００５】  特許文献２には、Ｃ：０．１０〜０．２５％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ｍｎ：１．５〜３．０％を含有する鋼を焼鈍後に１０℃／ｓ以上で４５０〜３００℃まで冷却し、１８０〜６００秒保持し、占積率で残留オーステナイトを５％以上、ベイニティックフェライトを６０％以上、ポリゴナルフェライトを２０％以下に制御することで、延性：Ｅｌと伸びフランジ成形性：λに優れた鋼板が得られることが開示されている。【０００６】  特許文献３には、Ｃ：０．１０〜０．２８％、Ｓｉ：１．０〜２．０％、Ｍｎ：１．０〜３．０％を含有する鋼をＡ３変態点以上の温度域で焼鈍した後、１〜１０℃でＡ３−２５０〜Ａ３−２０℃まで冷却速度：１〜１０℃で緩冷却してフェライトを生成させ、その後１１℃／ｓｅｃ以上の冷却速度でフェライト変態を回避してベイナイト変態温度域（３２０〜４５０℃）まで冷却することで、占積率でベイニティックフェライト：３０〜６５％、ポリゴナルフェライト：３０〜５０％、残留オーステナイト：５〜２０％が得られ、ＴＳ×Ｅｌ≧２３０００ＭＰａ・％の延性の高い鋼板が得られることが開示されている。【０００７】  また、耐ＨＡＺ軟化特性を改善する技術として、例えば、特許文献４には、ミクロ組織としてマルテンサイト：５〜４０％を含有させた引張強さ７８０ＭＰａ以上の鋼板において、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．００５〜１．３％、Ｍｎ：１．０〜３．２％、Ｍｏ：０．０５��０．５％を含有させ、さらにＮｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５％の１種または２種以上を含有させることで、熱影響部に微細炭化物を生成させてマルテンサイトの焼戻し軟化を抑制する技術が開示されている。【０００８】  さらに、特許文献５には、Ｃ：０．０１〜０．３％、Ｓｉ：０．００５〜２．５％、Ｍｎ：０．０１〜３％、Ｍｏ：０．０１〜０．３％、Ｎｂ：０．００１〜０．１％を含有する鋼板をγ単相に近い組織となる高温域で焼鈍後、２００〜４５０℃の温度範囲に冷却して保持することで、主相をベイナイトもしくはベイニティックフェライトとして５０〜９７％含有させ、第２相としてオーステナイトを３〜５０％含有させることで延性、伸びフランジ成形性、溶接性に優れた鋼板が得られることが示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特公平６−３５６１９号公報
【特許文献２】特許第４４１１２２１号公報
【特許文献３】特許第４７１６３５９号公報
【特許文献４】特許第３８８１５５９号公報
【特許文献５】特許第３８５４５０６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】  しかしながら、特許文献１に記載の従来のＴＲＩＰ鋼では、Ｅｌは優れているものの、溶接部の耐ＨＡＺ軟化特性が著しく劣化するという問題を有していた。つまり、レーザ溶接した鋼板のＨＡＺ軟化部に塑性変形が加わると母材より軟質なＨＡＺで破断するので、レーザ溶接の適用が困難であったり、溶接線を変形の加わらない部位に設置するなどの工夫が必要であった。【００１１】  特許文献２に記載の技術では、ミクロ組織として主にベイニティックフェライトを活用しており、フェライトを少なく抑えているので、伸びフランジ成形性には優れているものの延性は必ずしも高くないという欠点を有していた。【００１２】  特許文献３に記載の技術は、ミクロ組織としてフェライトを活用することで延性の改善を図ろうとするものであるが、フェライトの活用により特に９８０ＭＰａ以上の高強度化が難しいという課題を有していた。また、耐ＨＡＺ軟化特性は著しく劣化していた。【００１３】  特許文献４に記載の技術は、マルテンサイトの焼戻し軟化抵抗の向上を図るものであるが、耐ＨＡＺ軟化特性の改善効果は十分ではなかった。ＨＡＺでのマルテンサイトの軟質化は十分には抑制できず、特に９８０ＭＰａ級以上の強度鋼板では十分な改善効果が得られない。【００１４】  特許文献５に記載の技術では、より高強度な素材での改善が図られているが、レーザ溶接速度が速く入熱の少ない場合には効果があるものの、レーザ出力：４〜６ｋＷ、溶接速度：３〜５ｍｐｍといった通常か低速の溶接条件ではＨＡＺ軟化が大きく、レーザ溶接線を引張軸と垂直方向に含む継手を引張試験すると、ＨＡＺで破断する問題があった。また、延性が必ずしも高くなく、更なる延性の向上が望まれていた。また、高価なＭｏやＮｂの多量添加を必要としており、コスト低減も必要であった。【００１５】  このように、従来技術では、特に９８０ＭＰａ級以上の高強度鋼板においても高い延性を有して、優れた耐ＨＡＺ軟化特性を有する鋼板は見当たらなかった。【００１６】  本発明は、このような問題を解決するためになされたもので、高い延性を有しつつ、溶接部の優れた耐ＨＡＺ軟化特性を示す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】
【００１７】  本発明者らは、高い延性と優れた耐ＨＡＺ軟化特性を同時に確保する手段について鋭意検討を行い、以下の結論を得た。（ｉ）鋼のミクロ組織において、粒子幅が０．１７〜０．８０μｍ、アスペクト比が４〜２５の残留γ（残留γＵＢ）に隣接した、粗大な上部ベイナイトを所定量生成させる。粗大な上部ベイナイトは軟質であり、しかも残留γＵＢと粗大な上部ベイナイトを隣接させることで、上部ベイナイト中のＣを残留γＵＢに移行させ、熱影響を受けにくい残留γと熱影響を受けにくいＣ含有量の少ない軟質なベイナイトからなる領域を作り出すことが可能となる。また、このような領域は延性も向上させる作用がある。（ｉｉ）上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の内部において、アスペクト比が３．５以下、円相当粒子直径が０．０２〜０．２５μｍの粒子の分布密度Ｎθを７個/μｍ２以下とする。上記粒子の分布密度の多い領域は硬質な焼戻しマルテンサイトもしくは下部ベイナイトを意味する。この領域では、溶接処理時に焼戻しがさらに進行し、軟化が生じやすい。したがって、粒子密度の高い領域を低減して焼き戻しによる軟化の生じにくい粒子密度の低い領域主体の組織とすることで耐ＨＡＺ軟化特性が向上する。（ｉｉｉ）円相当粒子直径が１．３〜２０μｍ、アスペクト比が３以下の粒子の合計面積率ＳγＢｌｏｃｋを５％以下に制御する。この比較的粗大な粒子は、フレッシュマルテンサイトであることが多く、母材の強度を顕著に増加させる一方で、入熱による軟化が生じやすく、耐ＨＡＺ軟化特性を著しく劣化させる。（ｉｖ）このような組織は、焼鈍工程の加熱速度を制御することと、焼鈍後の冷却工程において、４５０℃付近で所定時間の保持を行い、その後２００℃付近まで冷却したのち、４００℃付近に再加熱して保持することで得られる。その結果、延性と耐ＨＡＺ軟化特性の双方を向上できる。【００１８】  本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、具体的には以下のものを提供する。［１］成分組成として、質量％で、Ｃ：０．０６〜０．２５％、Ｓｉ：０．１〜２．５％、Ｍｎ：２．０〜３．２％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：１．０％未満（０％を含む）、Ｎ：０．０１５％未満を含有し、Ｓｉとｓｏｌ．Ａｌの含有量の合計：Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌが０．７〜２．５％であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼組織は、面積率でフェライトを６〜９０％含み、上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織を合計で１０〜９４％、体積率で残留γを３〜２０％含み、粒子幅が０．１７〜０．８０μｍ、アスペクト比が４〜２５である残留γＵＢに接して存在する幅０．８〜７μｍ、長さ２〜１５μｍ、アスペクト比が２．２以上の上部ベイナイトの面積率ＳＵＢの、前記上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の面積率Ｓ２ｎｄに対する比率：（ＳＵＢ／Ｓ２ｎｄ）×１００（％）が２．０〜１５％であり、上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の内部に存在するアスペクト比が３．５以下、円相当粒子直径が０．０２〜０．２５μｍの粒子の分布密度Ｎθが７個／μｍ２以下（０個／μｍ２を含む）であり、円相当粒子直径が１．３〜２０μｍ、アスペクト比が３以下の粒子の合計面積率ＳγＢｌｏｃｋが５％以下（０％を含む）である鋼板。［２］前記上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の内部に存在するアスペクト比が３．６〜１５、粒子幅が０．１４〜０．３０μｍの粒子の分布密度ＮＦｉｎｅが０．０３〜０．４個／μｍ２である［１］に記載の鋼板。［３］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００２〜０．１％、Ｂ：０．０００２〜０．０１％のうちから選んだ１種または２種を含有する［１］または［２］に記載の鋼板。［４］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．００５〜１％、Ｎｉ：０．０１〜１％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．００３〜０．５％、Ｎｂ：０．００２〜０．１％、Ｚｒ：０．００５〜０．２％およびＷ：０．００５〜０．２％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、［１］〜［３］のいずれかに記載の鋼板。［５］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００２〜０．００４０％、Ｃｅ：０．０００２〜０．００４０％、Ｌａ：０．０００２〜０．００４０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、Ｓｂ：０．００２〜０．１％およびＳｎ：０．００２〜０．１％のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、［１］〜［４］のいずれかに記載の鋼板。［６］引張強度が５９０ＭＰａ以上１６００ＭＰａ以下である［１］〜［５］のいずれかに記載の鋼板。［７］鋼板表面に亜鉛めっき層を有する［１］〜［６］のいずれかに記載の鋼板。［８］［１］〜［５］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延および冷間圧延した後、得られた冷延鋼板を、連続焼鈍ラインにおいて６６０〜７４０℃の温度範囲を１〜６℃／ｓで加熱し、７４０〜７７０℃の温度範囲を１〜６℃／ｓで加熱し、さらに７７０〜８５０℃の焼鈍温度で焼鈍し、次いで７７０〜７００℃の温度範囲を平均冷却速度：１〜２０００℃／ｓで冷却し、さらに７００〜５００℃の温度範囲を平均冷却速度：８〜２０００℃／ｓで冷却したのち、５００〜４０５℃の温度範囲で１３〜２００ｓｅｃ保持し、さらに４０５℃から１７０〜２７０℃の範囲の冷却停止温度Ｔｓｑまで平均冷却速度：１〜５０℃／ｓで冷却した後、前記冷却停止温度Ｔｓｑから３５０℃までの温度範囲を平均加熱速度：２℃／ｓ以上で加熱し、３５０〜５００℃で２０〜３０００ｓｅｃ保持した後、室温まで冷却し、さらに前記焼鈍後の冷却から前記平均加熱速度：２℃／ｓ以上での加熱に至る工程において、１７０〜２５０℃の温度範囲での滞留時間が５０ｓ以下とする鋼板の製造方法。［９］４０５℃から１７０〜２７０℃の範囲の冷却停止温度Ｔｓｑまで冷却する工程において、３２０〜２７０℃の範囲の冷却速度を０．３℃／ｓ以上２０℃／ｓ未満とする［８］に記載の鋼板の製造方法。［１０］７���０〜８５０℃の焼鈍温度で焼鈍する工程における露点が−４５℃以上である［８］または［９］に記載の鋼板の製造方法。［１１］７００〜５００℃の温度範囲を平均冷却速度：８〜２０００℃／ｓで冷却する工程と、５００〜４０５℃の温度範囲で１３〜２００ｓｅｃ保持する工程との間に、亜鉛めっき処理または合金化亜鉛めっき処理を行う［８］〜［１０］のいずれかに記載の鋼板の製造方法。［１２］３５０〜５００℃で２０〜３０００ｓｅｃ保持する工程の後に、亜鉛めっき処理または合金化亜鉛めっき処理を行う［８］〜［１０］のいずれかに記載の鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１９】  本発明によれば、高い延性と、溶接部の優れた耐ＨＡＺ軟化特性を両立した鋼板を得ることが出来る。さらに、本発明によれば、高強度化することも可能である。
【図面の簡単な説明】
【００２０】
【図１】図１は、ＳＥＭ画像の一例を示す図である。
【図２】図２は、アスペクト比、粒子幅、粒子長さを説明するための図である。
【発明を実施するための形態】
【００２１】  以下、本発明を具体的に説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
【００２２】  本発明の鋼板は、特定の成分組成と特定の鋼組織とを有する。そこで、成分組成、鋼組織の順で本発明の鋼板を説明する。
【００２３】  本発明の鋼板は下記の成分を含む。下記の説明において、成分の含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。
【００２４】  Ｃ：０．０６〜０．２５％  Ｃは、溶接継ぎ手における溶融部とγ域からの急冷部の強度上昇を通じて、ＨＡＺでの変形を抑制する作用があり、耐ＨＡＺ軟化特性を向上させる作用がある。また、焼き戻しマルテンサイトの面積率を確保して所定の強度を確保する観点、残留γの体積率を確保して延性を向上させる観点、残留γ中に濃化して残留γを安定化させて延性を向上させる観点から含有する。Ｃの含有量が０．０６％未満ではこれらの効果が十分に確保できないので、その下限は０．０６％とする。好ましくは０．０９％以上、より好ましくは０．１１％以上である。Ｃの含有量が０．２５％を超えると、冷却途中の中間保持における上部ベイナイト変態が遅延して、残留γＵＢに隣接して生成する上部ベイナイトの量を十分確保することが難しくなる。その結果、耐ＨＡＺ軟化特性、延性が低下する。このため、Ｃ含有量の上限は０．２５％とする。耐ＨＡＺ軟化特性、延性を向上させる観点からはＣ含有量は０．２２％以下とすることが望ましい。耐ＨＡＺ軟化特性、延性を向上させる観点からはＣ含有量は０．２０％以下にすることがさらに望ましい。
【００２５】  Ｓｉ：０．１〜２．５％  Ｓｉは、マルテンサイトやベイナイト中の炭化物の生成抑制を通じて、また熱影響を受けにくい固溶強化量の増加を通じて溶接部における耐ＨＡＺ軟化特性を向上させる作用と、残留γの安定性を向上させて延性を向上させる作用がある。これらの観点から、Ｓｉ含有量は０．１％以上にする。これらの観点から、Ｓｉ含有量は０．６％以上が好ましい。より好ましくは０．８％以上、さらに好ましくは１．１％以上である。Ｓｉの含有量が２．５％を超えると圧延荷重が極端に高くなり、薄板の製造が困難になる。また、化成処理性や溶接部の靭性が劣化する。このため、Ｓｉの含有量は２．５％以下とする。化成処理性や素材および溶接部の靭性確保の観点から、Ｓｉの含有量は２．０％未満とするのが好ましい。溶接部の靭性確保の観点からはＳｉの含有量は１．８％以下、さらには１．５％以下とするのが好ましい。
【００２６】  Ｍｎ：２．０〜３．２％  Ｍｎは、所定の面積率の焼き戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイトを確保して強度を確保する観点、残留γのＭｓ点の低下により残留γを安定化させ延性を改善する観点、Ｓｉと同様にベイナイト中の炭化物の生成を抑制して延性を向上させる観点、残留γの体積率を増加させて延性を向上させる観点から重要な元素である。これらの効果を得るために、Ｍｎの含有量は２．０％以上とする。残留γを安定化させて延性を向上させる観点からは、Ｍｎ含有量は２．３％以上が好ましい。より好ましくは２．５％以上、さらに好ましくは２．７％以上である。Ｍｎの含有量が３．２％を超えると、冷却途中の上部ベイナイト変態が遅延して、残留γUBに隣接して生成する上部ベイナイトの量を十分確保することが難しくなる。その結果、耐ＨＡＺ軟化特性、延性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は３．２％以下とする。ベイナイト変態を促進して高い延性を確保する観点からＭｎ含有量は３．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは２．９％以下である。
【００２７】  Ｐ：０．０２％以下  Ｐは鋼を強化する元素であるが、その含有量が多いとスポット溶接性を劣化させる。したがって、Ｐは０．０２％以下とする。スポット溶接性を改善する観点からはＰは０．０１％以下とすることが好ましい。なお、Ｐを含まなくてもよいが、Ｐ含有量は製造コストの観点から０．００１％以上が好ましい。
【００２８】  Ｓ：０．０１％以下  Ｓは熱延でのスケール剥離性を改善する効果、焼鈍時の窒化を抑制する効果があるが、スポット溶接性、曲げ性、穴拡げ性に対して大きな悪影響を有する元素である。これらの悪影響を低減するために、少なくともＳは０．０１％以下とする。本発明ではＣ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量が高いのでスポット溶接性が悪化しやすく、スポット溶接性を改善する観点からは、Ｓは０．００２０％以下とすることが好ましく、さらに０．００１０％未満とすることがより好ましい。なお、Ｓを含まなくてもよいが、Ｓ含有量は製造コストの観点から０．０００１％以上が好ましい。
【００２９】  ｓｏｌ．Ａｌ：１．０％未満（０％を含む）  Ａｌは、炭化物の生成抑制、上部ベイナイト変態の促進を通じて、耐ＨＡＺ軟化特性を向上させる作用がある。ｓｏｌ．Ａｌの下限は特に規定しないが、安定して脱酸を行うためには０．０１％以上とすることが望ましい。一方、ｓｏｌ．Ａｌが１．０％以上となると、素材の強度が極端に低下し、化成処理性にも悪影響するので、ｓｏｌ．Ａｌは１．０％未満とする。ｓｏｌ．Ａｌは０％でも構わないが、高い強度を得るためにｓｏｌ．Ａｌは０．５０％未満とすることが好ましく、０．１０％以下とすることがさらに好ましい。
【００３０】  Ｎ：０．０１５％未満  Ｎは、鋼中でＢＮ、ＡｌＮ、ＴｉＮ等の窒化物を形成する元素であり、鋼の熱間延性を低下させ、表面品質を低下させる元素である。また、Ｂを含有する鋼では、ＢＮの形成を通じてＢの効果を消失させる弊害がある。Ｎ含有量が０．０１５％以上になると表面品質が著しく劣化する。したがって、Ｎの含有量は０．０１５％未満とする。なお、Ｎを含まなくてもよいが、Ｎ含有量は製造コストの点から０．０００１％以上が好ましい。
【００３１】  Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌ：０．７〜２．５％  Ｓｉ、ｓｏｌ．Ａｌはいずれも耐ＨＡＺ軟化特性を向上させる作用があり、これらの効果を十分発揮させるためには、これらの含有量を合計で０．７％以上とする必要がある。より好ましくは０．８％以上である。さらに好ましくは０．９％以上であり、１．１％以上とすることが特に好ましい。これらの含有量が多くなりすぎるとフェライトや上部ベイナイトが増加しすぎて強度を著しく低下させるので、これらの含有量は合計で２．５％以下とする必要がある。より好ましくは２．０％以下である。
【００３２】  本発明の鋼板の成分組成は、上記成分に加えて、以下の任意元素を適宜含有することができる。
【００３３】  Ｔｉ：０．００２〜０．１％  Ｔｉは鋼中のＮをＴｉＮとして固定し、熱間延性を向上させる効果やＢの焼入れ性向上効果を生じさせる作用がある。また、ＴｉＣの析出やそれによる組織の微細化を通じて耐ＨＡＺ軟化特性を向上させる効果がある。これらの効果を得るためにＴｉ含有量を０．００２％以上にすることが望ましい。Ｎを十分固定する観点からはＴｉ含有量は０．００８％以上がより好ましい。さらに好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．１％を超えると圧延負荷の増大、析出強化量の増加による延性の低下を招くので、Ｔｉ含有量は０．１％以下にすることが望ましい。より好ましくは０．０５％以下である。高い延性を確保するためにＴｉは０．０３％以下とすることがさらに好ましい。
【００３４】  Ｂ：０．０００２〜０．０１％  Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、所定の面積率の焼き戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイトを生成させやすい利点を有する。また、溶接部近傍の焼入れ性を向上させて溶接部近傍に硬質組織を形成することで耐ＨＡＺ軟化特性を向上させる。また、耐遅れ破壊特性を向上する。このようなＢの効果を得るには、Ｂ含有量を０．０００２％以上にすることが好ましい。また、Ｂ含有量は０．０００５％以上がより好ましい。さらに好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｂ含有量が０．０１％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、熱間延性の著しい低下をもたらし表面欠陥を生じさせる。したがって、Ｂ含有量は０．０１％以下が好ましい。より好ましくは０．００５０％以下である。さらに好ましい範囲は０．００３０％以下である。
【００３５】  Ｃｕ：０．００５〜１％  Ｃｕは、自動車の使用環境での耐食性を向上させる。また、Ｃｕの腐食生成物が鋼板表面を被覆して鋼板への水素侵入を抑制する効果がある。Ｃｕは、スクラップを原料として活用するときに混入する元素であり、Ｃｕの混入を許容することでリサイクル資材を原料資材として活用でき、製造コストを低減することができる。このような観点からＣｕは０．００５％以上含有させることが好ましく、さらに耐遅れ破壊特性向上の観点からは、Ｃｕは０．０５％以上含有させることがより望ましい。さらに好ましくは０．１０％以上である。しかしながら、Ｃｕ含有量が多くなりすぎると表面欠陥の発生を招来するので、Ｃｕ含有量は１％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．２％以下である。
【００３６】  Ｎｉ：０．０１〜１％  Ｎｉも、Ｃｕと同様、耐食性を向上する作用のある元素である。また、Ｎｉは、Ｃｕを含有させる場合に生じやすい、表面欠陥の発生を抑制する作用がある。このため、Ｎｉは０．０１％以上含有させることが望ましい。より好ましくは０．０４％以上、さらに好ましくは０．０６％以上である。しかし、Ｎｉ含有量が多くなりすぎると、加熱炉内でのスケール生成が不均一になり、却って表面欠陥を発生させる原因になる。また、コスト増も招く。このため、Ｎｉ含有量は１％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．２％以下である。
【００３７】  Ｃｒ：０．０１〜１．０％  Ｃｒは鋼の焼入れ性を向上させる効果、マルテンサイトや上部／下部ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果から含有することが出来る。また、溶接部近傍の焼入れ性を向上させることで、溶接部近傍に硬質相を形成させ、耐ＨＡＺ軟化特性を向上させる。このような効果を得るには、Ｃｒ含有量は０．０１％以上が望ましい。より好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．０６％以上である。ただし、Ｃｒを過剰に含有すると耐孔食性が劣化するのでＣｒ含有量は１．０％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．８％以下、さらに好ましくは０．４％以下である。
【００３８】  Ｍｏ：０．０１〜０．５％  Ｍｏは鋼の焼入れ性を向上させる効果、マルテンサイトや上部／下部ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果から含有することが出来る。また、溶接部近傍の焼入れ性を向上させることで、溶接部近傍に硬質相を形成させ、耐ＨＡＺ軟化特性を向上させる。このような効果を得るには、Ｍｏ含有量は０．０１％以上が好ましい。より好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．０６％以上である。ただし、Ｍｏは冷延鋼板の化成処理性を著しく劣化させるので、その含有量は０．５％以下とすることが好ましい。化成処理性向上の観点からはＭｏは０．１５％以下とすることがさらに好ましく、０．１０％未満とすることがさらに好ましい。
【００３９】  Ｖ：０．００３〜０．５％  Ｖは鋼の焼入れ性を向上させる効果、マルテンサイトや上部／下部ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果、組織を微細化する効果、炭化物を析出させ耐遅れ破壊特性を改善する効果から含有することが出来る。また、溶接部近傍の焼入れ性を向上させることで、溶接部近傍に硬質相を形成させ、耐ＨＡＺ軟化特性を向上させる。その効果を得るためには、Ｖ含有量は０．００３％以上が望ましい。より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。ただし、Ｖを多量に含有すると鋳造性が著しく劣化するのでＶ含有量は０．５％以下が望ましい。より好ましくは０．３％以下、さらに好ましくは０．１％以下である。
【００４０】  Ｎｂ：０．００２〜０．１％  Ｎｂは鋼組織を微細化し高強度化する効果、細粒化を通じてベイナイト変態を促進する効果、曲げ性を改善する効果、耐遅れ破壊特性を向上させる効果から含有することが出来る。また、溶接部近傍の焼入れ性を向上させることで、溶接部近傍に硬質相を形成させ、耐ＨＡＺ軟化特性を向上させる。その効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．００２％以上が望ましい。より好ましくは０．００４％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。ただし、Ｎｂを多量に含有すると析出強化が強くなりすぎ延性が低下する。また、圧延荷重の増大、鋳造性の劣化を招く。このため、Ｎｂ含有量は０．１％以下が望ましい。より好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
【００４１】  Ｚｒ：０．００５〜０．２％  Ｚｒは鋼の焼入れ性の向上効果、ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果、組織を微細化する効果、炭化物を析出させ耐遅れ破壊特性を改善する効果から含有することができる。そのような効果を得るためには、Ｚｒ含有量は０．００５％以上が望ましい。より好ましくは０．００８％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。ただし、Ｚｒを多量に含有すると、熱間圧延前のスラブ加熱時に未固溶で残存するＺｒＮやＺｒＳといった粗大な析出物が増加し、耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、Ｚｒ含有量は０．２％以下が望ましい。より好ましくは０．１５％以下、さらに好ましくは０．０８％以下である。
【００４２】  Ｗ：０．００５〜０．２％  Ｗは鋼の焼入れ性の向上効果、ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果、組織を微細化する効果、炭化物を析出させ耐遅れ破壊特性を改善する効果から含有することができる。そのような効果を得るためにはＷ含有量は０．００５％以上が望ましい。より好ましくは０．００８％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。ただし、Ｗを多量に含有させると、熱間圧延前のスラブ加熱時に未固溶で残存するＷＮやＷＳといった粗大な析出物が増加し、耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、Ｗ含有量は０．２％以下が望ましい。より好ましくは０．１５％以下、さらに好ましくは０．０８％以下である。
【００４３】  Ｃａ：０．０００２〜０．００４０％  Ｃａは、ＳをＣａＳとして固定し、曲げ性の改善や耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ｃａ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上である。ただし、Ｃａは多量に添加すると表面品質や曲げ性を劣化させるので、Ｃａ含有量は０．００４０％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．００３５％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。
【００４４】  Ｃｅ：０．０００２〜０．００４０％  Ｃｅも、Ｃａと同様、Ｓを固定し、曲げ性の改善や耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ｃｅ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００４％以上、さらに好ましくは０．０００６％以上である。ただし、Ｃｅを多量に添加すると表面品質や曲げ性が劣化するので、Ｃｅ含有量は０．００４０％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．００３５％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。
【００４５】  Ｌａ：０．０００２〜０．００４０％  Ｌａも、Ｃａと同様、Ｓを固定し、曲げ性の改善や耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ｌａ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００４％以上、さらに好ましくは０．０００６％以上である。ただし、Ｌａを多量に添加すると表面品質や曲げ性が劣化するので、Ｌａ含有量は０．００４０％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．００３５％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。
【００４６】  Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％  ＭｇはＭｇＯとしてＯを固定し、耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ｍｇ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００４％以上、さらに好ましくは０．０００６％以上である。ただし、Ｍｇを多量に添加すると表面品質や曲げ性が劣化するので、Ｍｇ含有量は０．００３０％以下とすることが望ましい。より好ましくは０．００２５％以下、さらに好ましくは０．００１０％以下である。
【００４７】  Ｓｂ：０．００２〜０．１％  Ｓｂは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、それによるＣやＢの表層における含有量の低減を抑制する。また、ＣやＢの含有量の上記低減が抑制されることで、鋼板表層部のフェライト生成を抑制し、高強度化するとともに、耐遅れ破壊特性が改善する。このような観点から、Ｓｂ含有量は０．００２％以上が望ましい。より好ましくは０．００４％以上、さらに好ましくは０．００６％以上である。ただし、Ｓｂ含有量が０．１％を超えると、鋳造性が劣化し、また、旧γ粒界に偏析して、せん断端面の耐遅れ破壊特性は劣化する。このため、Ｓｂ含有量は０．１％以下が望ましい。より好ましくは０．０４％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
【００４８】  Ｓｎ：０．００２〜０．１％  Ｓｎは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、それによるＣやＢの表層における含有量の低減を抑制する。また、ＣやＢの含有量の上記低減が抑制されることで、鋼板表層部のフェライト生成を抑制し、高強度化するとともに、耐遅れ破壊特性が改善する。このような観点から、Ｓｎ含有量は０．００２％以上が望ましい。より好ましくは０．００４％以上、さらに好ましくは０．００６％以上である。ただし、Ｓｎ含有量が０．１％を超えると、鋳造性が劣化する。また、旧γ粒界にＳｎが偏析して、せん断端面の耐遅れ破壊特性が劣化する。このため、Ｓｎ含有量は０．１％以下が望ましい。より好ましくは０．０４％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
【００４９】  上記以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。また、上記任意成分を下限値未満で含む場合、下限値未満で含まれる任意元素は本発明の効果を害さない。そこで、上記任意元素を下限値未満で含む場合、上記任意元素は、不可避的不純物として含まれるとする。
【００５０】  次に、本発明の鋼板の鋼組織について、説明する。
【００５１】  フェライト：６〜９０％  高い延性を確保するために、フェライトは面積率で６％以上とする。高い延性を確保する観点から、フェライトは面積率で８％以上とすることが好ましく、１０％超とすることがさらに好ましい。しかしながら、フェライトが増加しすぎると強度低下を招き、上部ベイナイトの生成を抑制するので、フェライトは面積率で９０％以下とする。強度確保の観点からフェライトは面積率で８５％以下とすることが好ましく、７０％以下とすることがさらに好ましい。ここで、フェライトはポリゴナルなフェライトを指す。
【００５２】  上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織：１０〜９４％  所定の強度、延性を確保するために、ポリゴナルフェライト以外である残部の、上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの合計面積率は１０〜９４％とする。下限について、好ましくは１５％以上、より好ましくは３０％以上である。上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイトの各組織の面積率は次の範囲にあることが多いと考えられる。上部ベイナイトは面積率で１〜３０％である。フレッシュマルテンサイトは面積率で０〜１０％である。焼戻しマルテンサイトは面積率で２〜６０％である。下部ベイナイトは面積率で２〜７０％である。
【００５３】  残留γ：３〜２０％  高い延性を確保するために、鋼組織全体に対して残留γは体積率で３％以上とする。より好ましくは６％以上、さらに好ましくは８％以上である。この残留γ量には、上部ベイナイトに隣接して生成する残留γとマルテンサイトや下部ベイナイトに隣接して生成する残留γの両者を含む。残留γの量が増加しすぎると強度低下、伸びフランジ成形性の低下、耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、残留γの体積率は２０％以下とする。より好ましくは１５％以下である。また、「体積率」は「面積率」とみなすことができる。
【００５４】  粒子幅が０．１７〜０．８０μｍ、アスペクト比が４〜２５である残留γＵＢに接して存在する、幅０．８〜７μｍ、長さ２〜１５μｍ、アスペクト比が２．２以上の上部ベイナイトの面積率ＳＵＢの、上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の面積率Ｓ２ｎｄに対する比率：（ＳＵＢ／Ｓ２ｎｄ）×１００（％）が２．０〜１５％  後述する製造方法において、冷却過程の５００〜４０５℃の中間温度域で保持することで、炭化物をほとんど含まない上部ベイナイト（ベイニティックフェライト）に隣接して生成する、残留γＵＢを所定量確保することができる。この残留γＵＢ粒子は、粒子幅が０．１７〜０．８０μｍ、アスペクト比が４〜２５である。残留γＵＢと粗大な上部ベイナイトを隣接させることで、上部ベイナイト中のＣを残留γＵＢに移行させて局所的に濃化させることが可能である。その結果、この上部ベイナイトは固溶Ｃを殆ど含まないため、熱影響を受けにくい。また、上部ベイナイトが隣接する残留γＵＢに炭素を排出することで、熱影響を受けにくい残留γを生成することが出来る。また、耐ＨＡＺ軟化特性の向上に有効な上部ベイナイトは、残留γＵＢに接して存在しており、幅０．８〜４μｍ、長さ２〜１５μｍ、アスペクト比が２．２以上である。この上部ベイナイトの面積率ＳＵＢと、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の合計面積率Ｓ２ｎｄとの比率を制御する必要があり、本発明では、比率：（ＳＵＢ／Ｓ２ｎｄ）×１００（％）を２．０％以上とすることで、耐ＨＡＺ軟化特性が向上する。また、延性が向上する。耐ＨＡＺ軟化特性向上の観点から（ＳＵＢ／Ｓ２ｎｄ）×１００（％）は３．０％以上とすることが好ましい。一方で、上部ベイナイトの面積率ＳＵＢが多くなりすぎると、母材の大幅な強度低下を招く。また、延性、伸びフランジ成形性、耐遅れ破壊特性の劣化を招く。したがって、（ＳＵＢ／Ｓ２ｎｄ）×１００（％）は１５％以下とする。好ましくは１２％以下、より好ましくは１０％以下である。なお、上記面積率ＳＵＢ、Ｓ２ｎｄは、鋼組織全体における面積率を意味する。
【００５５】  上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の内部に存在する、アスペクト比が３．５以下、円相当粒子直径が０．０２〜０．２５μｍの粒子の分布密度Ｎθが７個/μｍ２以下（０個/μｍ２を含む）  上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の内部に存在する、アスペクト比が３．５以下、円相当粒子直径が０．０２〜０．２５μｍの粒子は、主に炭化物である。この炭化物が密に分布する領域は、硬質な焼戻しマルテンサイトおよび／または下部ベイナイトであり、熱影響により軟化しやすい。このため、耐ＨＡＺ軟化特性を向上させる観点から、上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の内部に存在する、アスペクト比が３．５以下、円相当粒子直径が０．０２〜０．２５μｍの粒子の分布密度Ｎθは、７個/μｍ２以下とする。好ましくは、６個μｍ２以下であり、より好ましくは、４個／μｍ２以下である。この粒子の分布密度の下限は特に規定しないが、０個／μｍ２であることが望ましい。なお、この炭化物は、３２０℃以下の温度域の冷却速度が速すぎる場合や２５０℃以下の低温での保持時間が長すぎる場合に顕著に生成する。
【００５６】  上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の内部に存在するアスペクト比が３．６〜１５、粒子幅が０．１４〜０．３０μｍの粒子の分布密度ＮＦｉｎｅが０．０３〜０．４個／μｍ２（好適条件）  上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の内部に存在する、アスペクト比が３．６〜１５、粒子幅が０．１４〜０．３０μｍの粒子は、主に下部ベイナイト内（外周部を含む）に生成した残留γである。この粒子は、延性を向上させる効果、耐ＨＡＺ軟化特性を向上させる効果の両方を有する。その効果を得るために、上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の内部に存在する、アスペクト比が３．６〜１５、粒子幅が０．１４〜０．３０μｍの粒子の分布密度ＮＦｉｎｅは、０．０３個/μｍ２以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０４個/μｍ２以上である。さらに好ましくは０．０５個/μｍ２以上である。この粒子が増加しすぎるとλの低下を招くので、この粒子の分布密度ＮＦｉｎｅは、０．４個/μｍ２以下とすることが好ましい。より好ましくは０．３個/μｍ２以下である。
【００５７】  円相当粒子直径が１．３〜２０μｍ、アスペクト比が３以下の粒子の合計面積率：ＳγＢｌｏｃｋが５％以下（０％を含む）  この組織は、主にフレッシュマルテンサイトである。従来のオーステンパー処理により得られるＴＲＩＰ鋼ではこの粒子が多く、耐ＨＡＺ軟化特性を劣化させていた。焼鈍後の冷却工程において、４０５℃以下を速やかに冷却し、さらに３２０℃以下の低温域で適度に緩やかな冷却速度で２７０℃以下まで冷却することでこの塊状組織を低減することが出来る。優れた耐ＨＡＺ軟化特性を得るためには、円相当粒子直径が１．３〜２０μｍ、アスペクト比が３以下の粒子の合計面積率：ＳγＢｌｏｃｋは５％以下とする必要がある。より好ましくは４％以下であり、さらに好ましくは３％以下である。
【００５８】  次に鋼組織の測定方法について説明する。
【００５９】  フェライト、残留γUB、上部ベイナイトの形態および面積率の測定は、圧延方向と平行な板厚断面を切り出し、鏡面研磨した後、３ｖｏｌ．％ナイタールにて腐食し、１／４厚み位置でＳＥＭで５０００倍にて８視野観察する方法で行った。フェライトは内部に殆ど炭化物を伴わず、アスペクト比が２．２未満の等軸なポリゴナルフェライトを対象とした。ＳＥＭでは最も黒色に見える領域である。残留γＵＢは、ＳＥＭでは白色の粒子である。上部ベイナイトはフェライトと同様に内部に殆ど炭化物を伴わず、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ  ｅｌｅｎｃｔｒｏｎ  ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で黒色に見える領域である。アスペクト比≧２．２の領域を上部ベイナイト（ベイニティックフェライト）に分類し面積率ＳＵＢを算出した。ここで、アスペクト比は、図２に示すように、粒子長さが最も長くなる長軸長さａを求め、それに垂直な方向でもっとも粒子を長く横切るときの粒子長さを短軸長さｂとし、ａ／ｂをアスペクト比とした。また、複数の粒子が互いに接している場合は、個々の粒子が接している領域でおよそ均等に分割されるように図２に示す破線の位置で分割し、個々の粒子のサイズを測定する。
【００６０】  上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の面積率Ｓ２ｎｄは、フェライトと同様の手法で測定した。当該面積率は上記のフェライト以外の領域の面積率である。ここで、炭化物の面積率は非常に少ないので、上記の面積率に含めた。
【００６１】  残留γの体積率は、表層から１／４厚み位置を化学研磨し、Ｘ線回折にて求めた。入射Ｘ線にはＣｏ-Ｋα線源を用い、フェライトの（２００）、（２１１）、（２２０）面とオーステナイトの（２００）、（２２０）、（３１１）面の強度比から残留オーステナイトの面積率を計算した。ここで、残留γはランダムに分布しているので、Ｘ線回折で求めた残留γの体積率は、鋼組織における残留γの面積率と等しくなる。
【００６２】  上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の内部に存在する、アスペクト比が３．５以下、円相当粒子直径が０．０２〜０．２５μｍの粒子の分布密度Ｎθも同様に、ＳＥＭ写真から求めた。分布密度の測定の対象となる領域は、上記の組織でありフェライトは含まない。つまり、上記の組織の内部（外周を含める）に存在する該当サイズの粒子の個数を求め、その値を上記の組織の面積で除して分布密度Ｎθを求めた。
【００６３】  また、円相当粒子径（円相当粒子直径）は、ＳＥＭで個々の粒子を観察し、その面積率を求め、円相当粒子直径を算出し、円相当粒子直径とした。
【００６４】  上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の内部に存在する、アスペクト比が３．６〜４０、粒子幅が０．１４〜０．３０μｍの粒子の分布密度ＮＦｉｎｅも同様に、ＳＥＭ写真から求めた。分布密度の測定の対象となる領域は、上記の組織でありフェライトは含まない。つまり、上記の組織の内部（外周を含める）に存在する該当サイズの粒子の個数を求め、その値を上記の組織の面積で除して分布密度ＮＦｉｎｅを求めた。
【００６５】  円相当粒子直径が１．３〜２０μｍ、アスペクト比が３以下の粒子の合計面積率ＳγＢｌｏｃｋも同様に、ＳＥＭ写真から求めた。
【００６６】  また、ＳＥＭ写真の一例を図１に示した。
【００６７】  図１の観察に用いた鋼板は、０．１８％Ｃ−１．５％Ｓｉ−２．８％Ｍｎ鋼を６３０℃まで２０℃／ｓで加熱した後、６３０〜８００℃までを３℃／ｓの一定の加熱速度で加熱した。８００℃で焼鈍後、２０℃／ｓの一定の冷却速度で４５０℃まで冷却したのち、４５０℃で３０ｓｅｃ等温保持した後、１５℃／ｓで３２０℃まで一定の冷却速度で冷却し、その後３２０℃から２７０℃まで６℃／ｓで冷却し、さらに２７０℃から２００℃までを５℃／ｓで冷却し、２００℃に到達後、即座に４００℃まで１５℃／ｓで加熱して４００℃で１０ｍｉｎ保持し、その後１０℃／ｓで１００℃以下まで冷却して得た。圧延方向の垂直断面の１／４厚さ位置を研磨後３％ナイタールで腐食してＳＥＭにより観察した。
【００６８】  上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γをＳＥＭ写真で分離評価する。上部ベイナイト（ａ）は炭化物をほとんど含まず、内部に筋状のひずみ（ラス界面）が殆ど見えずフェライトとほぼ同じ黒色の幅０．８〜７μｍ、長さ２〜１５μｍアスペクト比が２．２以上の組織である。粒子幅が０．１７〜０．８０μｍ、アスペクト比が４〜２５である粒子は、残留γＵＢ（ｂ）である。焼戻しマルテンサイト（ｃ）は組織内部にアスペクト比が３．５以下で円相当直径で０．０２〜０．２５μｍの微細な炭化物を１μｍ２あたり２．０〜２０個含む領域である。下部ベイナイト（ｄ）は組織の内部に粒子幅が０．１４〜０．３０μｍ、アスペクト比が３．６〜１５のフィルム状の粒子を１μｍ２あたり０〜４個含み、アスペクト比が３．５以下で円相当直径で０．０２〜０．２５μｍの微細な炭化物を１μｍ２あたり０〜１．９個含む領域である。焼き戻しマルテンサイトや下部ベイナイト内部には内部に筋状のひずみ（ラス界面）が認められ、フェライトや上部ベイナイトと比べると若干灰色を呈した色となる。フェラッシュマルテンサイト（ｅ）は塊状の白色粒子であり、アスペクト比がおよそ３以下、円相当粒子直径が０．２６μｍ以上である。ｅには塊状のγも一部混在する。炭化物が殆ど生成しておらず、アスペクト比が２．１以下の黒色領域がポリゴナルフェライト（ｆ）である。
【００６９】  本発明の鋼板は、引張強度が５９０ＭＰａ以上であることが好ましい。より好ましくは９８０以上であり、さらに好ましくは１１８０ＭＰａ以上である。引張強度の上限については、他の特性との両立の観点から１６００ＭＰａ以下が好ましく、より好ましくは１４５０ＭＰａ以下である。
【００７０】  また、本発明の鋼板は、鋼板表面に亜鉛めっき層を有していてもよい。なお、亜鉛めっき層としては、合金化処理してなる合金化亜鉛めっき層も含む。
【００７１】  次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
【００７２】  熱間圧延  鋼スラブを熱間圧延するには、スラブを加熱後圧延する方法、連続鋳造後のスラブを加熱することなく直接圧延する方法、連続鋳造後のスラブに短時間加熱処理を施して圧延する方法などがある。熱間圧延は、常法にしたがって実施すればよく、例えば、スラブ加熱温度は１１００〜１３００℃、均熱温度は２０〜３００ｍｉｎ、仕上圧延温度はＡｒ３変態点〜Ａｒ３変態点＋２００℃、巻取温度は４００〜７２０℃とすればよい。巻取温度は、板厚変動を抑制し高い強度を安定して確保する観点かは、４３０〜５３０℃とするのが好ましい。
【００７３】  冷間圧延  冷間圧延では、圧延率を３０〜８５％とすればよい。高い強度を安定して確保し、異方性を小さくする観点からは、圧延率は４５〜８５％にすることが好ましい。なお、圧延荷重が高い場合は、４５０〜７３０℃でＣＡＬ（連続焼鈍ライン）、ＢＡＦ（箱焼鈍炉）にて軟質化の焼鈍処理をすることが可能である。
【００７４】  連続焼鈍ラインでの焼鈍  所定の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延および冷間圧延した後、連続焼鈍ラインにおいて以下に規定の条件で焼鈍を施す。焼鈍設備は特に限定されないが、生産性、および所望の加熱速度および冷却速度を確保する観点から、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）または連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）で実施することが好ましい。
【００７５】  ６６０〜７４０℃の温度範囲の加熱速度：１〜６℃／ｓ  この温度域を１〜６℃／ｓで徐加熱することで、耐ＨＡＺ軟化特性が向上する。この温度域の加熱速度が速すぎると、再結晶前の状態からオーステナイトが逆変態により生じ、オーステナイトが過剰に微細化する。微細に分散したオーステナイトにおいてはその後の冷却過程で４５０℃付近で保持しても粗大な上部ベイナイトが十分に生成せず、保持による耐ＨＡＺ軟化特性の改善効果が発現しない。このような効果を得るために６６０〜７４０℃の温度範囲の加熱速度は６℃／ｓ以下とする必要がある。好ましくは５℃／ｓ以下である。加熱速度が遅すぎると生産性を阻害するので１℃／ｓ以上とする。好ましくは２℃／ｓ以上である。
【００７６】  ７４０〜７７０℃の温度範囲の加熱速度：１〜６℃／ｓ  この温度域を１〜６℃／ｓで徐加熱することで耐ＨＡＺ軟化特性が向上する。この温度域の加熱速度が速すぎると、オーステナイトの核生成サイトが増えすぎて、オーステナイトが過剰に微細化する。微細に分散したオーステナイトにおいてはその後の冷却過程で４５０℃付近で保持しても粗大な上部ベイナイトが十分に生成せず、保持による耐ＨＡＺ軟化特性の改善効果が発現しない。好ましくは５℃／ｓ以下である。
【００７７】  焼鈍温度：７７０〜８５０℃  所定の面積率の焼き戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイト、所定の体積率の残留γを確保するために、焼鈍温度は７７０〜８５０℃とする。焼鈍温度が７７０℃より低いと上部ベイナイトの量ＳＵＢが低下し、耐ＨＡＺ軟化特性が低下する。焼鈍温度が８５０℃より高いとフェライトの生成量が低下し、延性が低下する。
【００７８】  ７７０〜８５０℃の焼鈍温度での焼鈍における露点が−４５℃以上（好適条件）  ７７０〜８５０℃の焼鈍温度での焼鈍における露点を−４５℃以上に制御することにより、表層における脱炭層の生成が促進され、上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織の内部に存在する、アスペクト比が３．５以下、円相当粒子直径が０．０２〜０．２５μｍの粒子（主に炭化物）の分布密度Ｎθが減少する。この結果、表層における過剰な焼戻し軟化が抑制され、耐ＨＡＺ軟化特性が向上する。このような効果を得るためには、７７０〜８５０℃の焼鈍温度での焼鈍における露点は−４５℃以上とすることが好ましく、−４０℃以上がより好ましく、−３５℃以上がさらに好ましい。なお、１０℃超えの露点ではピックアップ等によるロール劣化が懸念されることから、露点は１０℃以下とすることが好ましい。
【００７９】  ７７０〜７００℃の温度範囲の平均冷却速度：１〜２０００℃／ｓ  焼鈍後、７７０〜７００℃の温度範囲を平均冷却速度：１〜２０００℃／ｓで冷却する。平均冷却速度が１℃／ｓより遅いと、フェライトが多量に生成するとともに上部ベイナイトの量ＳＵＢが低下し、強度低下、耐ＨＡＺ軟化特性の低下、λの低下を招く。より好ましくは３℃／ｓ以上である。一方、平均冷却速度が速くなりすぎると、板形状が悪化するので、２０００℃／ｓ以下とする。好ましくは１００℃／ｓ以下、より好ましくは３０℃／ｓ未満である。
【００８０】  ７００〜５００℃の温度範囲の平均冷却速度：８〜２０００℃／ｓ  ７００〜５００℃の温度範囲は８℃／ｓ以上で冷却する。平均冷却速度が８℃／ｓより遅いと、フェライトが多量に生成するとともに上部ベイナイトの量ＳＵＢが低下し、強度低下、耐ＨＡＺ軟化特性の低下、λの低下を招く。より好ましくは１０．０℃／ｓ以上である。一方、平均冷却速度が速くなりすぎると、板形状が悪化するので、２０００℃／ｓ以下とする。好ましくは１００℃／ｓ以下、より好ましくは３０℃／ｓ未満である。
【００８１】  亜鉛めっき処理または合金化亜鉛めっき処理（好適条件）  ７００〜５００℃の温度範囲の平均冷却速度：８〜２０００℃／ｓでの冷却と、後述する５００〜４０５℃の温度範囲での１３〜２００ｓｅｃの保持の間に、亜鉛めっき処理または合金化亜鉛めっき処理を行うことができる。亜鉛めっき処理は、４４０℃以上５００℃以下の溶融亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬し、その後、ガスワイピングなどによってめっき付着量を調整して行うことが好ましい。さらに亜鉛めっきを合金化する際は、４６０℃以上５８０℃以下の温度域に１秒以上１２０秒以下滞留させて合金化することが好ましい。なお、７００〜５００℃の温度範囲の平均冷却速度：８〜２０００℃／ｓでの冷却の後に必要に応じて加熱し、５００℃以上の温度としてもよい。また、亜鉛めっきは、Ａｌ量が０．０８質量％以上０．２５質量％以下である亜鉛めっき浴を用いて形成することが好ましい。また、亜鉛めっき後の鋼板には樹脂や油脂コーティングなどの各種塗装処理を施すこともできる。
【００８２】  ５００〜４０５℃の温度範囲での保持時間：１３〜２００ｓｅｃ  この温度域で所定時間保持することで、炭化物析出をほとんど生じない上部ベイナイトを生成させることが可能である。また、それに隣接してＣの濃化量の高い残留γＵＢを生成させることが出来る。この温度域での保持により（ＳＵＢ／Ｓ２ｎｄ）×１００（％）を２．０％以上確保し、耐ＨＡＺ軟化特性を改善することが可能である。このような観点から５００〜４０５℃の温度範囲の保持時間は１３ｓｅｃ以上とする。好ましくは１５ｓｅｃ以上である。一方、保持時間が２００ｓｅｃを超えてもベイナイトの生成は停滞し、２００ｓｅｃを超えて保持すると、塊状の未変態γへの炭素濃化が進行し、塊状組織の残存量の増加を招く。その結果、耐ＨＡＺ軟化特性が劣化する。したがって、５００〜４０５℃の温度範囲での保持時間は１３〜２００ｓｅｃとする。伸びフランジ成形性を向上させる観点からは、５００〜４０５℃の温度範囲での保持時間は１００ｓｅｃ以下とすることが好ましい。なお、この温度域での保持は、この温度範囲での平均冷却速度を７．３℃／ｓ以下に低減することに対応する。延性向上の観点からは、保持する温度域は、４１０℃以上が好ましく、４３０℃以上がさらに好ましい。また、４９０℃以下が好ましく、４８０℃以下がさらに好ましい。
【００８３】  ４０５℃から１７０〜２７０℃の範囲の冷却停止温度Ｔｓｑまでの平均冷却速度：１〜５０℃／ｓ  ４０５℃から１７０〜２７０℃の範囲の冷却停止温度Ｔｓｑまでの温度範囲を適度に緩やかに冷却する。これにより、マルテンサイトや下部ベイナイトの生成と同時に炭素を隣接したγに濃化させて、アスペクト比が３．５以下、円相当粒子直径が０．０２〜０．２５μｍの炭化物の生成を抑制するとともに、円相当粒子直径が１．３〜２０μｍ、アスペクト比が３以下の塊状のフレッシュマルテンサイトの生成を抑制することが出来、マルテンサイトや下部ベイナイトが軟質化されて耐ＨＡＺ軟化特性の向上効果が得られる。また、延性も向上する。これらの観点からは、この温度範囲の平均冷却速度は１〜５０℃／ｓとする。炭化物の生成を抑制する観点からは、この温度範囲の平均冷却速度は１５℃／ｓ未満とすることが望ましく、１０℃／ｓ未満とすることがさらに好ましい。
【００８４】  ４０５℃から１７０〜２７０℃の範囲の冷却停止温度Ｔｓｑまで冷却する工程における、３２０〜２７０℃の範囲の平均冷却速度：０．３℃／ｓ以上２０℃／ｓ未満（好適条件）  炭素をマルテンサイトおよび／または下部ベイナイトからγに分配させてアスペクト比が３．５以下、円相当粒子直径が０．０２〜０．２５μｍの炭化物を抑制し、アスペクト比が３．６〜１５、粒子幅が０．１４〜０．３０μｍの粒子の分布密度ＮＦｉｎｅを０．０３〜０．４個／μｍ２とするためには３２０〜２７０℃の範囲を緩やかに冷却することが好ましい。このような観点からこの温度域の冷却速度は０．３℃／ｓ以上２０℃／ｓ未満とすることが望ましく、０．３℃／ｓ以上１０℃／ｓ未満とすることがさらに望ましい。
【００８５】  冷却停止温度Ｔｓｑ：１７０〜２７０℃  円相当粒子直径が１．３〜２０μｍ、アスペクト比が３以下の粒子の合計面積率ＳγＢｌｏｃｋを５％以下とするため、残留γ量を確保するためには、冷却停止温度Ｔｓｑは１７０〜２７０℃の範囲とする必要がある。
【００８６】  冷却停止温度Ｔｓｑから３５０℃までの温度範囲の平均加熱速度：２℃／ｓ以上  さらに冷却停止温度Ｔｓｑから３５０℃までの温度範囲を短時間で加熱することで炭化物析出を抑えて高い延性を確保することが出来る。このため、冷却停止温度Ｔｓｑから３５０℃までの温度範囲の平均加熱速度は２℃／ｓ以上とする。このような観点からは、平均加熱速度は５℃／ｓ以上とすることが望ましく、１０℃／ｓ以上とすることがさらに好ましい。上記平均加熱速度の上限は特に限定されないが５０℃／ｓ以下が好ましく、より好ましくは３０℃／ｓ以下である。
【００８７】  焼鈍後の冷却から平均加熱速度：２℃／ｓ以上での加熱に至る工程における、１７０〜２５０℃の温度範囲の滞留時間：５０ｓ以下２５０℃以下の温度域で保持すると、マルテンサイトおよび／もしくは下部ベイナイト内のＣのγへの拡散が遅延し、炭化物析出が進行する。その結果、これらの組織が硬質化し、耐ＨＡＺ軟化特性が劣化する。したがって、焼鈍後の冷却から後述する平均加熱速度：２℃／ｓ以上での加熱に至る工程における、１７０〜２５０℃の温度範囲の滞留時間は５０ｓ以下とする必要がある。なお、このような観点から、滞留時間は３０ｓ以下とすることが好ましい。
【００８８】  ３５０〜５００℃の保持時間：２０〜３０００ｓｅｃ  中間保持（５００〜４０５℃の温度範囲で１３〜２００ｓｅｃ保持）により生成した残留γＵＢやマルテンサイトや下部ベイナイトに隣接して生成した残留γにＣを分配させてこれらを安定化させ、延性と耐ＨＡＺ軟化特性を向上させる観点、未変態γとして塊状に分布している領域をベイナイト変態により細分化し、λを向上させる観点から、３５０〜５００℃の温度域で２０〜３０００ｓｅｃ保持する。延性を一層向上させる観点からこの温度域の保持時間は２４０ｓｅｃ以上とすることが好ましく、耐ＨＡＺ軟化特性を向上させる観点からは３００ｓｅｃ以上とすることがさらに好ましい。
【００８９】  その後、室温まで冷却を行い、表面粗度の調整、板形状の平坦化などプレス成形性を安定化させる観点や降伏強度（ＹＳ）を上昇させる観点から、鋼板にスキンパス圧延を施すことができる。スキンパス伸長率は０.１〜０.５％とするのが好ましい。また、板形状はレベラーで平坦化することも可能である。
【００９０】  なお、７００〜５００℃の温度範囲を平均冷却速度：８〜２０００℃／ｓで冷却する工程と、５００〜４０５℃の温度範囲で１３〜２００ｓｅｃ保持する工程との間に、亜鉛めっき処理または合金化亜鉛めっき処理を行わない場合は、３５０℃〜５００℃の温度範囲で２０〜３０００ｓｅｃ保持する工程の後に亜鉛めっき処理または合金化亜鉛めっき処理を施しても良い（好適条件）。亜鉛めっき処理を施す場合は、４４０℃以上５００℃以下の溶融亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬し、その後、ガスワイピングなどによってめっき付着量を調整して行うことが好ましい。さらに亜鉛めっきを合金化する際は４６０℃以上５８０℃以下の温度域に１秒以上１２０秒以下滞留させて合金化することが好ましい。残留γの分解を抑制する観点から、より好ましくは５５０℃以下である。亜鉛めっきは、Ａｌ量が０．０８質量％以上０．２５質量％以下である亜鉛めっき浴を用いて形成することが好ましい。また、亜鉛めっき後の鋼板には樹脂や油脂コーティングなどの各種塗装処理を施すこともできる。
【００９１】  伸びフランジ成形性を改善する観点から上記の熱処理後、あるいはスキンパス圧延後に１００〜３００℃で３０ｓｅｃ〜１０日の低温熱処理を施すことも可能である。この処理により、最終冷却時あるいはスキンパス圧延時に生成したマルテンサイトの焼き戻しや焼鈍時に鋼板に侵入した水素の鋼板からの離脱が生じる。低温熱処理で水素は０.１ｐｐｍ未満に低減することが可能である。また、電気めっきを施すことも可能である。電気めっきを施した後は、鋼中の水素を低減する観点から上記の低温熱処理を施すことが好ましい。
【００９２】  本発明例によると、張り出し成形と伸びフランジ成形が混在する複雑な形状の部品の成形性の指標として重要なＴＳ×Ｅｌ≧１７０００ＭＰａ・％を確保し、溶接部のＨＡＺ部からの破断を抑制することが出来る。
【実施例１】
【００９３】  表１に示す成分組成を有する板厚１．４ｍｍの冷延鋼板を、表２に示す焼鈍条件で処理し、本発明の鋼板と比較例の鋼板とを製造した。【００９４】  なお、一部の鋼板（冷延鋼板：ＣＲ）は、３５０℃〜５００℃の温度範囲で保持する工程の後に溶融亜鉛めっき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）とした。ここでは、４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整した。溶融亜鉛めっきはＡｌ量が０．１０％以上０．２２％以下である亜鉛めっき浴を用いた。さらに一部の溶融亜鉛めっき鋼板には、上記溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）とした。ここでは、４６０℃以上５８０℃以下の温度域で合金化処理を施した。また、一部の鋼板（冷延鋼板：ＣＲ）は、電気めっきを施し、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）とした。【００９５】  鋼組織の測定は、上記の方法で行った。測定結果を表３に示した。【００９６】  得られた鋼板よりＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験（ＪＩＳ  Ｚ２２４１に準拠）を実施した。ＴＳとＥｌを表３に示した。【００９７】  また、得られた鋼板より圧延直角方向に１５０ｍｍ、圧延方向に１２５ｍｍ（端面は研削処理）の鋼板を２枚採取して、圧延方向が揃うよう２枚を突き合わせて並べ、突合せ位置でレーザ溶接を行った。条件Ａは、突合せ面同士の隙間：０ｍｍ、条件Ｂは、突合せ面同士の隙間：０．１５ｍｍとした。条件Ｂでは溶融部の断面積が小さくなるので、より厳しい評価となる。レーザ溶接は、Ｎｄ−ＹＡＧレーザーを用い、焦点位置でのスポット径：０．６ｍｍ、焦点位置：鋼板上部４ｍｍ、シールドガスＡｒ、レーザ出力：４．２ｋＷ、溶接速度：３．７ｍ／ｍｉｎとした。溶接部材から溶接線が引張軸と垂直で試験片の長手中央に位置するようＪＩＳ５号引張試験片を採取して（ＪＩＳ  Ｚ２２４１に準拠）を実施した。破断位置が溶接線から２．０ｍｍ以上離れている場合（一部でも２．０ｍｍ超となっている場合）は母材破断、２．０ｍｍ未満であり溶接線に沿って亀裂が進展して破断しているもの（ＨＡＺ部分や溶融部分で亀裂が進展）を溶接部破断と判定した。レーザ溶接条件Ａでの破断形態が母材破断であるもの（○）を、耐ＨＡＺ軟化特性に優れると判断した。【００９８】  本発明例は、ＴＳ×Ｅｌ≧１７０００ＭＰａ・％を満たし、レーザ溶接部も母材破断させることが可能である。【００９９】  なお、発明例に関し、Ｎｏ．１、１１、１２、１８、２６、２９、３２、３３、３７は、（ＳＵＢ／Ｓ２ｎｄ）×１００（％）が３．０以上、Ｎθが５個／μｍ２以下、ＮＦｉｎｅが０．０３個／μｍ２以上、ＳγＢｌｏｃｋが５％以下であり、突合せ溶接で隙間がある条件Ｂにおいても母材破断となり、延性もＴＳ×Ｅｌ≧１９０００ＭＰａ・％を満たし、特に優れる。【０１００】
【表１】
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【０１０１】
【表２】
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【０１０２】
【表３】
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【実施例２】
【０１０３】  表１に示す成分組成を有する板厚１．４ｍｍの冷延鋼板を、表４に示す焼鈍条件で処理し、本発明の鋼板と比較例の鋼板とを製造した。【０１０４】  なお、７００〜５００℃の温度範囲の平均冷却速度：８〜２０００℃／ｓで冷却する工程と、５００〜４０５℃の温度範囲で１３〜２００ｓｅｃ保持する工程との間に、亜鉛めっき処理または合金化亜鉛めっき処理を行った。ここでは、４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整した。溶融亜鉛めっきはＡｌ量が０．１０％以上０．２２％以下である亜鉛めっき浴を用いた。さらに一部の溶融亜鉛めっき鋼板には、上記溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）とした。ここでは、４６０℃以上５８０℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施した。【０１０５】  得られた鋼の鋼組織の測定、引張試験、および耐ＨＡＺ軟化特性を実施例１と同様の方法で評価し、測定結果を表５に示した。【０１０６】  本発明例は、ＴＳ×Ｅｌ≧１７０００ＭＰａ・％を満たし、レーザ溶接部も母材破断させることが可能である。【０１０７】  なお、発明例に関し、Ｎｏ．３は、（ＳＵＢ／Ｓ２ｎｄ）×１００（％）が３．０以上、Ｎθが５個／μｍ２以下、ＮＦｉｎｅが０．０３個／μｍ２以上、ＳγＢｌｏｃｋが５％以下であり、突合せ溶接で隙間がある条件Ｂにおいても母材破断となり、延性もＴＳ×Ｅｌ≧１９０００ＭＰａ・％を満たし、特に優れる。【０１０８】
【表４】
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【０１０９】
【表５】
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【産業上の利用可能性】
【０１１０】  本発明は、高い延性と優れた耐ＨＡＺ軟化特性を有し、自動車、家電等においてプレス成形工程を経て使用されるプレス成形用に好ましく適用できる。
【要約】  高い延性を有しつつ、溶接部の優れた耐ＨＡＺ軟化特性を示す鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。  特定の成分組成と、鋼組織は、面積率でフェライトを６〜９０％含み、上部ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留γの１種もしくは２種以上からなる組織を合計で１０〜９４％、体積率で残留γを３〜２０％含み、粒子幅が０．１７〜０．８０μｍ、アスペクト比が４〜２５である残留γＵＢに接して存在する幅０．８〜７μｍ、長さ２〜１５μｍ、アスペクト比が２．２以上の上部ベイナイトの面積率ＳＵＢの、前記上部ベイナイト等の１種もしくは２種以上からなる組織の面積率Ｓ２ｎｄに対する比率：（ＳＵＢ／Ｓ２ｎｄ）×１００（％）が２．０〜１５％であり、前記上部ベイナイト等の１種もしくは２種以上からなる組織の内部に存在するアスペクト比が３．５以下、円相当粒子直径が０．０２〜０．２５μｍの粒子の分布密度Ｎθが７個／μｍ２以下であり、円相当粒子直径が１．３〜２０μｍ、アスペクト比が３以下の粒子の合計面積率ＳγＢｌｏｃｋが５％以下である鋼板とする。【図１】
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【図２】
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