(57)【要約】  質量％で、Ｃ：０．１８％超０．３２％未満、Ｓｉ：０．０１％以上３．５０％未満、Ｍｎ：４．２０％超６．５０％未満、及びｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上１．５０％未満を含有し、Ｐ、Ｓ、Ｎ及びＯを所定量内に制限し、任意に選択される元素を含有し、残部が鉄および不純物であり、Ｌ断面において表面から厚みの１／４位置における金属組織が、面積％で、２５％以上９０％以下の焼き戻しマルテンサイト相、及び１０％以上７５％以下の残留オーステナイト相を含み、円換算直径１０ｎｍ以上２０ｎｍ以下のＶＣを体積率にて０．３０％以上２．２０％以下含む鋼板。【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．１８％超０．３２％未満、
Ｓｉ：０．０１％以上３．５０％未満、
Ｍｎ：４．２０％超６．５０％未満、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上１．５０％未満、
Ｖ：０．１０％超１．２０％以下、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎ：０．０５０％未満、
Ｏ：０．０２０％未満、
Ｃｒ：０％以上０．５０％未満、
Ｍｏ：０％以上２．００％以下、
Ｗ：０％以上２．００％以下、
Ｃｕ：０％以上２．００％以下、
Ｎｉ：０％以上２．００％以下、
Ｔｉ：０％以上０．３００％以下、
Ｎｂ：０％以上０．３００％以下、
Ｂ：０％以上０．０１０％以下、
Ｃａ：０％以上０．０１０％以下、
Ｍｇ：０％以上０．０１０％以下、
Ｚｒ：０％以上０．０１０％以下、
ＲＥＭ：０％以上０．０１０％以下、
Ｓｂ：０％以上０．０５０％以下、
Ｓｎ：０％以上０．０５０％以下、及び
Ｂｉ：０％以上０．０５０％以下
を含有し、残部が鉄および不純物であり、
Ｌ断面において表面から厚みの１／４位置における金属組織が、面積％で、２５％以上９０％以下の焼き戻しマルテンサイト相、及び１０％以上７５％以下の残留オーステナイト相を含み、円換算直径で１０ｎｍ以上２０ｎｍ以下のＶＣを体積率にて０．３０％以上２．２０％以下含む
鋼板。
【請求項２】
質量％で、
Ｃｒ：０．０１％以上０．５０％未満、
Ｍｏ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｗ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｃｕ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上０．３００％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上０．３００％以下、
Ｂ：０．０００１％以上０．０１０％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上０．０１０％以下、
Ｍｇ：０．０００１％以上０．０１０％以下、
Ｚｒ：０．０００１％以上０．０１０％以下、
ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０１０％以下、
Ｓｂ：０．０００５％以上０．０５０％以下、
Ｓｎ：０．０００５％以上０．０５０％以下、及び
Ｂｉ：０．０００５％以上０．０５０％以下
からなる群から選択される１種又は２種以上をさらに含有する、請求項１に記載の鋼板。
【請求項３】
前記鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する、請求項１または２に記載の鋼板。
【請求項４】
前記鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する、請求項１または２に記載の鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本開示は、鋼板に関係し、具体的には優れた均一伸び特性と高強度と高降伏強度とを備えた含有Ｍｎ濃度の高い鋼板に関係する。
【背景技術】
【０００２】
自動車の車体及び部品等の、軽量化と安全性との両方を達成するために、これらの素材である鋼板の高強度化が進められている。一般に、鋼板を高強度化すると、伸びが低下し、鋼板の成形性が損なわれる。したがって、自動車用の部材として高強度鋼板を使用するためには、相反する特性である強度と成形性との両方を高める必要がある。さらにまた、車体骨格用の高強度鋼板には、衝突時のエネルギー吸収能が要求され、降伏強度が高いことも重要である。【０００３】
均一伸びを向上させるために、これまでに、残留オーステナイト（残留γ）の変態誘起塑性を利用した、いわゆるＴＲＩＰ鋼が提案されている（例えば、特許文献１）。【０００４】
残留オーステナイトは、Ｃをオーステナイト中に濃化させることによって、オーステナイトが室温でも他の組織に変態しないようにすることによって得られる。オーステナイトを安定化させる技術として、Ｓｉ及びＡｌ等の炭化物析出抑制元素を鋼板に含有させて、鋼板の製造段階において鋼板に生じるベイナイト変態の間に、オーステナイト中にＣを濃化させることが提案されている。この技術では、鋼板に含有させるＣ含有量が多ければ、オーステナイトがさらに安定化し、残留オーステナイト量を増やすことができ、その結果、強度と伸びとの両方が優れた鋼板を造ることができる。【０００５】
また、残留オーステナイト量が上記ＴＲＩＰ鋼よりも多く、延性が上記ＴＲＩＰ鋼を超える鋼板として、４．０％超のＭｎを添加した鋼が提案されている（例えば、非特許文献１）。上記鋼は多量のＭｎを含有するので、その使用部材に対する軽量化効果も顕著である。【０００６】
特許文献２には、４．０％超のＭｎを添加した鋼を冷間圧延し、３００秒〜１２００秒の短時間加熱を施し、面積％で、フェライトを３０％〜８０％に制御することによって、伸びが著しく改善された鋼板が開示されている。【０００７】
特許文献３には、４．０％超のＭｎを添加した鋼で、７４０℃以上の温度域で１０秒以上保持し、面積％で焼き戻しマルテンサイトを２５％以上９０％以下、及び残留オーステナイトを１０％以上７５％以下含ませることで、優れた均一伸び特性と高強度とを確保した鋼板が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開平５−５９４２９号公報
【特許文献２】特開２０１２−２３７０５４号公報
【特許文献３】国際公開第２０１８／１３１７２２号
【非特許文献】
【０００９】
【非特許文献１】古川敬、松村理、熱処理、日本国、日本熱処理協会、平成９年、第３７号巻、第４号、ｐ．２０４
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
鋼板が構造部材に使用される場合、鋼板に溶接が行われることが多いが、鋼板中のＣ含有量が多いと溶接が困難となる。したがって、より少ないＣ含有量で、鋼板の伸びと強度との両方を向上することが望まれている。【００１１】
特許文献２に記載の鋼板は、フェライトを多く含む組織を有するため、自動車用鋼板のさらなる高強度化かつ軽量化を目指す観点では、引張強度と成形性とを十分に兼備し得るものではない。【００１２】
また、特許文献３に記載の鋼板は加工硬化性に優れているが、さらに高度な衝撃吸収特性を得るには、降伏強度の観点においてさらなる改善の余地がある。【００１３】
したがって、優れた均一伸び特性、高強度、及び高降伏強度を有する含有Ｍｎ濃度の高い鋼板が望まれている。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
含有Ｍｎ濃度の高い鋼板において、優れた均一伸び特性、高強度、及び高降伏強度を確保するために、本発明者らは、鋼板中に、面積％で、焼き戻しマルテンサイト相を２５％以上９０％以下、及び残留オーステナイト相を１０％以上７５％以下含ませ、円換算直径で１０ｎｍ以上２０ｎｍ以下のＶＣ（バナジウムカーバイド）を体積率にて０．３０％以上２．２０％以下含ませることが有効であると知見した。【００１５】
本開示の鋼板は上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。【００１６】
（１）質量％で、
Ｃ：０．１８％超０．３２％未満、
Ｓｉ：０．０１％以上３．５０％未満、
Ｍｎ：４．２０％超６．５０％未満、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上１．５０％未満、
Ｖ：０．１０％超１．２０％以下、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎ：０．０５０％未満、
Ｏ：０．０２０％未満、
Ｃｒ：０％以上０．５０％未満、
Ｍｏ：０％以上２．００％以下、
Ｗ：０％以上２．００％以下、
Ｃｕ：０％以上２．００％以下、
Ｎｉ：０％以上２．００％以下、
Ｔｉ：０％以上０．３００％以下、
Ｎｂ：０％以上０．３００％以下、
Ｂ：０％以上０．０１０％以下、
Ｃａ：０％以上０．０１０％以下、
Ｍｇ：０％以上０．０１０％以下、
Ｚｒ：０％以上０．０１０％以下、
ＲＥＭ：０％以上０．０１０％以下、
Ｓｂ：０％以上０．０５０％以下、
Ｓｎ：０％以上０．０５０％以下、及び
Ｂｉ：０％以上０．０５０％以下
を含有し、残部が鉄および不純物であり、
Ｌ断面において表面から厚みの１／４位置における金属組織が、面積％で、２５％以上９０％以下の焼き戻しマルテンサイト相、及び１０％以上７５％以下の残留オーステナイト相を含み、円換算直径で１０ｎｍ以上２０ｎｍ以下のＶＣを体積率にて０．３０％以上２．２０％以下含む
鋼板。
（２）質量％で、
Ｃｒ：０．０１％以上０．５０％未満、
Ｍｏ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｗ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｃｕ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上０．３００％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上０．３００％以下、
Ｂ：０．０００１％以上０．０１０％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上０．０１０％以下、
Ｍｇ：０．０００１％以上０．０１０％以下、
Ｚｒ：０．０００１％以上０．０１０％以下、
ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０１０％以下、
Ｓｂ：０．０００５％以上０．０５０％以下、
Ｓｎ：０．０００５％以上０．０５０％以下、及び
Ｂｉ：０．０００５％以上０．０５０％以下
からなる群から選択される１種又は２種以上をさらに含有する、上記（１）に記載の鋼板。
（３）前記鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する、上記（１）または（２）に記載の鋼板。
（４）前記鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する、上記（１）または（２）に記載の鋼板。
【発明の効果】
【００１７】
本開示によれば、優れた均一伸び特性、高強度、及び高降伏強度を有する含有Ｍｎ濃度の高い鋼板を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
以下、本開示の鋼板の実施形態の例を説明する。
【００１９】
１．化学組成
本開示の鋼板の化学組成を上述のように規定した理由を説明する。以下の説明において、各元素の含有量を表す「％」は特に断りがない限り質量％を意味する。
【００２０】
（Ｃ：０．１８％超０．３２％未満）
Ｃは、鋼の強度を高め、残留オーステナイト相を確保するために、極めて重要な元素である。また、Ｃは、本実施形態においてはＶＣを生成するために必要な元素でもある。十分な残留オーステナイト量を得るためには、０．１８％超のＣ含有量が必要となる。一方、Ｃを過剰に含有すると鋼板の溶接性を損なうので、Ｃ含有量の上限を０．３２％未満とする。
【００２１】
Ｃ含有量の下限値は、好ましくは０．２０％以上、より好ましくは０．２２％以上である。Ｃ含有量が前記範囲にあることにより、ＶＣ量と残留オーステナイト量とをより良好に確保することができる。Ｃ含有量の上限値は、好ましくは０．３１％以下、より好ましくは０．２８％以下であり、Ｃ含有量の上限値を前記好ましい範囲にすることによって、鋼板の靭性をより高めることができる。
【００２２】
（Ｓｉ：０．０１％以上３．５０％未満）
Ｓｉは、焼き戻しマルテンサイト相を強化し、組織を均一化し、加工性を改善するのに有効な元素である。また、Ｓｉは、セメンタイト相の析出を抑制し、オーステナイト相の残留を促進する作用も有する。上記効果を得るために、０．０１％以上のＳｉ含有量が必要となる。一方、Ｓｉを過剰に含有すると鋼板のメッキ性や化成処理性を損なうので、Ｓｉ含有量の上限値を３．５０％未満とする。
【００２３】
Ｓｉ含有量の下限値は、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．３０％以上、さらに好ましくは０．５０％以上である。Ｓｉ含有量の下限値を上記範囲にすることによって、鋼板の均一伸び特性をさらに向上することができる。Ｓｉ含有量の上限値は、好ましくは３．００％以下、より好ましくは２．５０％以下である。
【００２４】
（Ｍｎ：４．２０％超６．５０％未満）
Ｍｎは、オーステナイト相を安定化させ、焼入れ性を高め、均一伸びを確保する元素である。また、本実施形態に係る鋼板においては、Ｍｎをオーステナイト相中に分配させ、オーステナイト相をより安定化させる。室温でオーステナイト相を安定化させるためには、４．２０％超のＭｎが必要である。一方、鋼板がＭｎを過剰に含有すると製錬における製造性が低下するため、Ｍｎ含有量の上限を６．５０％未満とする。
【００２５】
Ｍｎ含有量の下限値は、好ましくは４．４０％以上、より好ましくは４．８０％以上である。Ｍｎ含有量の上限値は、好ましくは６．００％以下、より好ましくは５．５０％以下である。Ｍｎ含有量の下限値及び上限値を上記範囲にすることによって、オーステナイト相をさらに安定化させることができる。
【００２６】
（ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上１．５０％未満）
Ａｌは脱酸剤であり、０．００１％以上含有させる必要がある。また、Ａｌは、焼鈍時の二相温度域を広げるため、材質安定性を高める作用も有する。Ａｌの含有量が多いほどその効果は大きくなるが、Ａｌを過剰に含有させると、表面性状、塗装性、及び溶接性を維持することが難しくなるので、ｓｏｌ．Ａｌの上限を１．５０％未満とする。
【００２７】
ｓｏｌ．Ａｌ含有量の下限値は、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１％以上、さらに好ましくは０．０２％以上である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の上限値は、好ましくは１．２５％以下、より好ましくは１．００％以下である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量の下限値及び上限値を上記範囲にすることによって、脱酸効果及び材質安定向上効果と、表面性状、塗装性、及び溶接性とのバランスがより良好になる。
【００２８】
（Ｖ：０．１０％超１．２０％以下）
Ｖは、微細炭化物を形成することで鋼板の降伏強度を上昇させ、衝突特性を高める元素であり、０．１０％超のＶ含有量が必要となる。また、当該微細炭化物が形成されることにより、耐水素脆化特性が向上する。一方、Ｖを過剰に含有すると残留オーステナイト相の確保に必要な炭素が不足するので、Ｖ含有量の上限値を１．２０％以下とした。
【００２９】
Ｖ含有量の下限値は、好ましくは０．３０％超、より好ましくは０．３２％以上、さらに好ましくは０．３５％以上、さらにより好ましくは０．６０％以上である。特に、Ｖ含有量の下限値を上記好ましい範囲内にすることによって、ＶＣ量をより多く得ることができ、非常に優れた降伏強度を有する鋼板を得ることができ、また、耐水素脆化特性を向上させることができる。
【００３０】
Ｖ含有量の上限値は、好ましくは１．１０％以下、より好ましくは１．００％以下である。Ｖ含有量の上限値を上記範囲にすることによって、微細炭化物を析出させ、且つ残留オーステナイト相の確保をより良好に行うことができ、鋼板の均一伸び特性、高強度、及び高降伏強度のバランスがより良好になり、高い水素脆化特性を確保することができる。
【００３１】
（Ｐ：０．１００％以下）
Ｐは不純物であり、鋼板がＰを過剰に含有すると靭性や溶接性を損なう。したがって、Ｐ含有量の上限を０．１００％以下とする。Ｐ含有量の上限値は、好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０３０％以下、さらに好ましくは０．０２０％以下である。本実施形態に係る鋼板はＰを必要としないので、Ｐ含有量の下限値は０％である。Ｐ含有量の下限値は０％超または０．００１％以上でもよいが、Ｐ含有量は少ないほど好ましい。
【００３２】
（Ｓ：０．０１０％以下）
Ｓは不純物であり、鋼板がＳを過剰に含有すると、熱間圧延によって伸張したＭｎＳが生成し、成形性の低下を招く。したがって、Ｓ含有量の上限を０．０１０％以下とする。Ｓ含有量の上限値は、好ましくは０．００７％以下、より好ましくは０．００３％以下である。本実施形態に係る鋼板はＳを必要としないので、Ｓ含有量の下限値は０％である。Ｓ含有量の下限値を０％超または０．００１％以上としてもよいが、Ｓ含有量は少ないほど好ましい。
【００３３】
（Ｎ：０．０５０％未満）
Ｎは不純物であり、鋼板が０．０５０％以上のＮを含有すると靭性の低下を招く。したがって、Ｎ含有量の上限を０．０５０％未満とする。Ｎ含有量の上限値は、好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００６％以下である。本実施形態に係る鋼板はＮを必要としないので、Ｎ含有量の下限値は０％である。Ｎ含有量の下限値を０％超または０．００３％以上としてもよいが、Ｎ含有量は少ないほど好ましい。
【００３４】
（Ｏ：０．０２０％未満）
Ｏは不純物であり、鋼板が０．０２０％以上のＯを含有すると均一伸び特性が低下する。したがって、Ｏ含有量の上限を０．０２０％未満とする。Ｏ含有量の上限値は、好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００３％以下である。本実施形態に係る鋼板はＯを必要としないので、Ｏ含有量の下限値は０％である。Ｏ含有量の下限値を０％超または０．００１％以上としてもよいが、Ｏ含有量は少ないほど好ましい。
【００３５】
本実施形態の鋼板は、更に、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｓｂ、Ｓｎ及びＢｉからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。しかしながら、本実施形態に係る鋼板はＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｓｂ、Ｓｎ及びＢｉを必要としないので、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｓｂ、Ｓｎ及びＢｉを含有しなくてもよい、すなわち含有量の下限値は０％であってもよい。
【００３６】
（Ｃｒ：０％以上０．５０％未満）
（Ｍｏ：０％以上２．００％以下）
（Ｗ：０％以上２．００％以下）
（Ｃｕ：０％以上２．００％以下）
（Ｎｉ：０％以上２．００％以下）
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、及びＮｉはそれぞれ、本実施形態に係る鋼板に必須の元素ではないので含有されなくてもよく、それぞれの含有量は０％以上である。しかしながら、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、及びＮｉは、鋼板の強度を向上させる元素であるので、含有されてもよい。鋼板の強度向上効果を得るために、鋼板は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、及びＮｉからなる群から選択された１種又は２種以上の元素それぞれを０．０１％以上含有してもよい。鋼板がこれらの元素を過剰に含有すると、熱延時に表面傷が生成しやすくなり、さらには、熱延鋼板の強度が高くなりすぎて、冷間圧延性が低下する場合がある。したがって、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、及びＮｉからなる群から選択された１種又は２種以上の元素それぞれの含有量のうち、Ｃｒの含有量の上限値を０．５０％未満とし、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、及びＮｉのそれぞれの含有量の上限値を２．００％以下とする。
【００３７】
（Ｔｉ：０％以上０．３００％以下）
（Ｎｂ：０％以上０．３００％以下）
Ｔｉ及びＮｂは、本実施形態に係る鋼板に必須の元素ではないので含有されなくてもよく、それぞれの含有量は０％以上である。しかし、Ｔｉ及びＮｂは、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を生成する元素であるので、鋼板の強度向上に有効である。したがって、鋼板は、Ｔｉ及びＮｂからなる群から選択される１種または２種の元素を含有してもよい。鋼板の強度向上効果を得るためには、Ｔｉ及びＮｂからなる群から選択される１種または２種の元素それぞれの含有量の下限値を０．００５％以上とすることが好ましい。一方で、これらの元素を過剰に含有させると、熱延鋼板の強度が上昇しすぎて、冷間圧延性が低下する場合がある。したがって、Ｔｉ及びＮｂからなる群から選択される１種または２種の元素それぞれの含有量の上限値を０．３００％以下とする。
【００３８】
（Ｂ：０％以上０．０１０％以下）
（Ｃａ：０％以上０．０１０％以下）
（Ｍｇ：０％以上０．０１０％以下）
（Ｚｒ：０％以上０．０１０％以下）
（ＲＥＭ：０％以上０．０１０％以下）
Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及びＲＥＭ（希土類金属）は、本開示の鋼板に必須の元素ではないので含有されなくてもよく、それぞれの含有量は０％以上である。しかしながら、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及びＲＥＭは、介在物のＭｎＳを微細化させることで成形性を向上させる。この効果を得るためには、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及びＲＥＭからなる群から選択される１種または２種以上の元素それぞれの下限値を好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．００１％以上とする。しかし、過剰量のこれら元素は、鋼板の加工性を低下させるので、これら元素それぞれの含有量の上限を０．０１０％以下とし、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及びＲＥＭからなる群から選択される１種または２種以上の元素の含有量の合計を０．０３０％以下とすることが好ましい。
【００３９】
（Ｓｂ：０％以上０．０５０％以下）
（Ｓｎ：０％以上０．０５０％以下）
（Ｂｉ：０％以上０．０５０％以下）
Ｓｂ、Ｓｎ、及びＢｉは、本開示の鋼板に必須の元素ではないので含有されなくてもよく、それぞれの含有量は０％以上である。しかしながら、Ｓｂ、Ｓｎ、及びＢｉは、鋼板中のＭｎ、Ｓｉ、および／又はＡｌ等の易酸化性元素が鋼板表面に拡散され酸化物を形成することを抑え、鋼板の表面性状やめっき性を高める。この効果を得るために、Ｓｂ、Ｓｎ、及びＢｉからなる群から選択される１種又は２種以上の元素それぞれの含有量の下限値を好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１％以上とする。一方、これら元素それぞれの含有量が０．０５０％を超えると、その効果が飽和するので、これら元素それぞれの含有量の上限値を０．０５０％以下とする。
【００４０】
残部は、鉄および不純物である。不純物としては、鋼原料、スクラップ、及び／又は製鋼過程から不可避的に混入するものであり、本実施形態に係る鋼板の特性を阻害しない範囲で許容される元素が例示される。また、不純物とは、上で説明した成分以外の元素であって、当該元素特有の作用効果が本発明の実施形態に係る鋼板の特性に影響しないレベルで当該鋼板中に含まれる元素をも包含するものである。
【００４１】
２．金属組織
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。
【００４２】
本実施形態に係る鋼板の表面から厚みの１／４位置（１／４ｔ部ともいう）のＬ断面における金属組織は、面積％で、２５％以上９０％以下の焼き戻しマルテンサイト相、及び１０％以上７５％以下の残留オーステナイト相を含み、且つ円換算直径１０ｎｍ以上２０ｎｍ以下のＶＣを体積率にて０．３０％以上２．２０％以下含む。Ｌ断面とは、板厚方向及び圧延方向に平行に鋼板の中心軸を通るように切断した面をいう。
【００４３】
（鋼板の１／４ｔ部の金属組織中の焼き戻しマルテンサイト相の面積％：２５〜９０面積％）
本実施形態に係る鋼板のＬ断面において表面から厚みの１／４位置における金属組織は、面積％で、２５％以上９０％以下の焼き戻しマルテンサイト相を含む。焼き戻しマルテンサイト相は、鋼板の強度を高め、均一伸び特性を向上させる組織である。
【００４４】
目的とする強度レベルの範囲内で、鋼板の強度と均一伸び特性との両方を好ましく保つために、焼き戻しマルテンサイト相の面積率を２５〜９０面積％とする。焼き戻しマルテンサイト相の面積率が２５％を下回るかまたは９０％を超えると、十分な強度及び均一伸び特性を得ることが困難となる。
【００４５】
焼き戻しマルテンサイト相の面積率の下限値は、好ましくは３５面積％以上、より好ましくは５０面積％以上である。焼き戻しマルテンサイト相の面積率を上記好ましい範囲内にすれば、より優れた均一伸び特性がより高強度でも維持される。
【００４６】
焼き戻しマルテンサイト相の面積率の上限値は、水素脆性の観点からは、好ましくは７０面積％である。
【００４７】
（鋼板の１／４ｔ部の金属組織中の残留オーステナイト相の面積％：１０％以上７５％以下）
本実施形態に係る鋼板のＬ断面において表面から厚みの１／４位置における金属組織は、面積％で、１０％以上７５％以下の残留オーステナイト相を含む。残留オーステナイト相は、変態誘起塑性によって鋼板の延性及び成形性、特に鋼板の均一伸び特性を高める組織である。残留オーステナイト相は、引張変形を伴う張出し加工、絞り加工、伸びフランジ加工、または曲げ加工によってマルテンサイト相に変態し得るので、鋼板の各種加工性だけでなく、鋼板の強度の向上にも寄与する。これら効果を得るために、本実施形態に係る鋼板は、金属組織中に、面積率で１０％以上の残留オーステナイト相を含有する必要がある。
【００４８】
残留オーステナイト相の面積率の下限値は、好ましくは１５％以上、より好ましくは１８％以上、さらに好ましくは２０％以上である。残留オーステナイト相の面積率を上記好ましい範囲内にすれば、より優れた均一伸び特性がより高強度でも維持される。
【００４９】
残留オーステナイト相の面積率は大きいほど好ましい。しかしながら、上述した化学成分を有する鋼板では、ＶＣ析出により固溶炭素が減少するため、面積率で７５％が残留オーステナイト相の面積率の上限となる。
【００５０】
（鋼板の１／４ｔ部の金属組織中に円換算直径１０ｎｍ以上２０ｎｍ以下のＶＣを体積率にて０．３０％以上２．２０％以下含有）
本実施形態に係る鋼板においては、金属組織中に円換算直径１０ｎｍ以上２０ｎｍ以下のＶＣが体積率にて０．３０％以上２．２０％以下含まれる。微細なＶＣが多く析出することで、可動転位の運動に対する抵抗となり、析出強化を発現させて降伏強度を高めることができる。これらのＶＣの多くは焼き戻しマルテンサイト中に析出されると考えられる。これは、焼き戻しマルテンサイトは、フェライトに比べて析出物の生成サイトになる転位を多量に含んでいるため、より多量の析出物を析出させることができることに起因する。なお、微細なＶＣを多く析出させるには、後述する第２焼鈍工程でＶＣを析出させるのが有効である。一方、第２焼鈍工程より前の熱間圧延前の鋼材（スラブ）の加熱、熱延鋼板の巻取り、及び第１焼鈍工程でＶＣが析出すると、その後の工程においてＶＣが粗大化するため、所望の微細なＶＣを得るのが困難となるおそれがある。したがって、第２焼鈍工程より前の工程でＶＣを析出させないことが重要である。
【００５１】
母相に対するＶＣの体積率が同じ場合、数が多いほどＶＣの大きさが微細になり降伏強度が増加する。これら効果を得るために、本実施形態の鋼板は、円換算直径１０ｎｍ以上２０ｎｍ以下のＶＣを、母相に対する体積率が０．３０％以上２．２０％以下の量で含有する。
【００５２】
円換算直径１０ｎｍ以上２０ｎｍ以下のＶＣの体積率が０．３０％未満の場合は、降伏強度が不十分となる。また、本実施形態の鋼板の成分範囲では、円換算直径１０ｎｍ以上２０ｎｍ以下のＶＣの体積率の上限は２．２０％となる。
【００５３】
円換算直径１０ｎｍ以上２０ｎｍ以下のＶＣの体積率は、好ましくは０．５０％以上であり、より好ましくは０．８０％以上である。ＶＣの体積率が前記好ましい範囲にあることにより、均一伸びと降伏強度の両立ができる。
【００５４】
さらに、本実施形態に係る鋼板は金属組織中に微細なＶＣを多量に含むため、耐水素脆化特性に優れる。一般に、鋼内部の拡散性水素が多いほど耐水素脆化特性が悪化する。拡散性水素は、鋼中の空孔、転位、粒界又は析出物によりトラップされる。したがって、転位や析出物を多く含む鋼板は、鋼板内部で拡散性水素を十分にトラップできるため、水素脆化割れを抑制することができる。金属組織中に円換算直径１０ｎｍ以上２０ｎｍ以下のＶＣが体積率にて０．３０％以上であれば、金属組織中に十分な個数で微細なＶＣ析出物が存在するため、整合界面やミスフィット転位が増えて水素トラップ量が増加し、その結果、耐水素脆化特性が向上する。一方、円換算直径１０ｎｍ以上２０ｎｍ以下のＶＣ体積率が０．３０％未満の場合は、水素トラップ量が不十分となり、十分な耐水素脆化特性を得られない場合がある。
【００５５】
ＶＣの円換算直径は、鋼板表面から１／４位置における、直径３．０ｍｍの円形領域の抽出レプリカサンプルの透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察を行い、得られたＴＥＭ像を、画像ソフトにより二値化することにより測定される。ＴＥＭ像としては、無作為に選択した面積１０μｍ2の領域を選択する。次いで、二値化により識別される各粒子画像の面積を求め、当該面積に基づいて当該各粒子の円換算直径を算出する。そして、識別した粒子のうち、円相当直径が１０〜２０ｎｍの範囲にある粒子を抽出する。ここで、本開示の鋼板についてエネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）で確認したところ、円換算直径が１０〜２０ｎｍの粒子は全てＶＣであった。次いで、上記のように抽出した粒子、すなわち抽出した円換算直径が１０〜２０ｎｍのＶＣの総面積を求め、それを二値化像の面積（１０μｍ2）で除することでＶＣの面積率を求める。その面積率の値を母相に対するＶＣの体積率とみなし、円換算直径で１０ｎｍ以上２０ｎｍ以下のＶＣの体積率（％）を算出する。抽出レプリカ法とは、金属から析出物や介在物を剥離する一般的に用いられる手法である。
【００５６】
本実施形態に係る鋼板の金属組織における、焼き戻しマルテンサイト相、及び残留オーステナイト相以外の残部組織としては、フェライト相、ベイナイト相、フレッシュマルテンサイト相（即ち、焼き戻しされていないマルテンサイト相）、セメンタイト相、及び焼き戻しベイナイト相であってもよい。
【００５７】
本実施形態に係る鋼板においては、金属組織中にフェライト相が含まれ得る。均一伸び特性を確保する観点から、金属組織中のフェライト相の面積率は１０％以下であることが好ましく、３％以下であることがより好ましく、０％であることがさらに好ましい。よって、例えば、本実施形態に係る鋼板においては、金属組織中のフェライト相の面積率は０％以上１０％以下、又は０％以上３％であってもよい。
【００５８】
また、本実施形態に係る鋼板においては、金属組織中にベイナイト相が含まれ得る。ベイナイト相中には硬質な組織である島状マルテンサイトが内在することがある。鋼板の均一伸び特性を確保する観点から、金属組織中のベイナイト相の面積率は５％以下とすることが好ましく、０％とすることがより好ましい。よって、例えば、本実施形態に係る鋼板においては、金属組織中のベイナイト相の面積率は０％以上５％以下であってもよい。
【００５９】
各相の面積率の測定方法について以下に説明する。
【００６０】
（残留オーステナイト相の面積％の測定方法）
残留オーステナイト相の面積％はＸ線回折法により測定される。鋼板の主面中央部から幅２５ｍｍ（圧延方向の長さ）、長さ２５ｍｍ（圧延直角方向の長さ）、及び焼鈍した試料の厚さままの板厚方向の厚みを有する試験片を切り出し、この試験片に化学研磨を施して板厚１／４分を減厚し、化学研磨された表面を有する試験片を得る。試験片の表面に対して、Ｃｏ管球を用い、測定範囲２θを４５〜１０５度とするＸ線回折分析を３回実施し、得られた残留オーステナイト相のプロファイルを解析し、それぞれを平均することで、板厚１／４部の残留オーステナイト相の面積％が得られる。本実施形態においては、本手法で得られる板厚１／４部での残留オーステナイト相の面積％とＬ断面での残留オーステナイト相の面積％とを同一とみなし、本手法で得られた面積％をＬ断面の面積率とする。
【００６１】
（焼き戻しマルテンサイト相の面積％の測定方法）
焼き戻しマルテンサイト相の面積％は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による組織観察から算出される。鋼板のＬ断面を鏡面研磨した後に、３％ナイタール（３％硝酸―エタノール溶液）で腐食し、加速電圧１５．０ｋＶ、倍率３０００倍の走査型電子顕微鏡で、鋼板の表面から厚みの１／４位置の縦２５μｍ（板厚方向の長さ）×横４０μｍ（圧延方向の長さ）の範囲のミクロ組織を観察して、焼き戻しマルテンサイト相の面積％を測定することができる。
【００６２】
焼き戻しマルテンサイト相は、走査型電子顕微鏡の観察において認識された白色の組織のうち、結晶粒内に下部組織が確認されたものを焼き戻しマルテンサイト相と判断することにより面積％を算出する。
【００６３】
フェライト相、ベイナイト相、セメンタイト相及び焼き戻しベイナイト相の面積率の測定は、上記の焼き戻しマルテンサイト相の面積率の測定と同様に走査型電子顕微鏡観察によって行うことができる。フェライト相は灰色の下地組織として判別して面積％を算出する。ベイナイト相は、走査型電子顕微鏡の観察において、ラス状の結晶粒の集合であり、ラス内に炭化物が同一方向に伸びた組織として判別して、面積％を算出する。ベイナイト相には、焼き戻しベイナイト相も含まれ得るが、本願明細書においては区別しない。セメンタイト相は、２次電子像で他の領域より明るいコントラストで撮影された領域をセメンタイトとし、画像解析によって面積％を算出する。
【００６４】
次に、本実施形態に係る鋼板の機械特性について説明する。
【００６５】
本実施形態に係る鋼板のＴＳは、好ましくは１１８０ＭＰａ以上、より好ましくは１４７０ＭＰａである。これは、鋼板を自動車の素材として使用する際、高強度化によって板厚を減少させ、軽量化に寄与するためである。
【００６６】
また、本実施形態に係る鋼板をプレス成形に供するためには、均一伸び（ｕＥＬ）も優れることが望ましい。本実施形態に係る鋼板のＴＳ×ｕＥＬは、好ましくは２１０００ＭＰａ・％以上、より好ましくは２４０００ＭＰａ・％以上、さらに好ましくは２５０００ＭＰａ・％以上、さらにより好ましくは２６０００ＭＰａ・％以上である。
【００６７】
また、本実施形態に係る鋼板の降伏強度は、好ましくは８００ＭＰａ以上、より好ましくは１０００ＭＰａ以上である。
【００６８】
本実施形態に係る鋼板は上記のように、高強度を有し、均一伸び特性も良好であり、さらに降伏強度も高いため、ピラーやクロスメンバーなどの自動車の構造部品用途に最適である。さらに、本実施形態に係る鋼板は含有Ｍｎ濃度が高いので、自動車の軽量化にも寄与するので、産業上の貢献が極めて顕著である。
【００６９】
３．製造方法
次に、本実施形態に係る鋼板の製造方法の一例について説明する。
【００７０】
本実施形態に係る鋼板は、上述の化学組成を有する鋼を常法で溶製し、鋳造して鋼材（スラブ）を作製し、これを加熱して熱間圧延し、得られた熱延鋼板を酸洗した後、焼鈍を施して製造することができる。
【００７１】
本実施形態に係る鋼板が上述の化学組成を有する限り、溶鋼は、通常の高炉法で溶製されたものであってもよく、電炉法で作成された鋼のように、原材料がスクラップを多量に含むものでもよい。スラブは、通常の連続鋳造プロセスで製造されたものでもよいし、薄スラブ鋳造で製造されたものでもよい。
【００７２】
熱間圧延は、通常の連続熱間圧延ラインで行うことができる。熱間圧延は、好ましくは還元雰囲気で行われ、例えば窒素９８％及び水素２％の還元雰囲気で行ってもよい。焼鈍は、後述する条件を満たせば、焼鈍炉及び連続焼鈍ラインのどちらで行ってもよいが、好ましくは後述する第１焼鈍工程及び第２焼鈍工程はいずれも、連続焼鈍ラインを用いて行うのがよく、その場合、生産性を向上することができる。第１焼鈍工程及び第２焼鈍工程は、好ましくは還元雰囲気で行われ、例えば窒素９８％及び水素２％の還元雰囲気で行ってもよい。還元雰囲気で熱処理することにより、鋼板の表面にスケールが付着するのを防ぐことができ、酸洗浄を要せずにめっき工程にそのまま送ることができる。更に、冷延圧延後の鋼板に、スキンパス圧延を行ってもよい。
【００７３】
本開示の鋼板の金属組織を得るためには、熱処理条件、特に焼鈍条件を、以下に示す範囲内で行うことが好ましい。
【００７４】
熱間圧延工程に供する鋼材は、好ましくは、熱間圧延の前に加熱される。熱間圧延に供する鋼材の温度（熱間圧延前の加熱温度）は、１１００℃以上１３００℃以下とすることが好ましい。熱間圧延に供する鋼材の温度を１１００℃以上にすることにより、Ｖをより短時間で固溶させることができ、また熱間圧延時の変形抵抗をより小さくすることができる。一方、熱間圧延に供する鋼材の温度を１３００℃以下にすることにより、スケールロス増加による歩留まりの低下を抑制することができる。本願明細書において、温度とは、鋼材（スラブ）、熱延鋼板、または冷延鋼板の主面中央部の表面温度をいう。
【００７５】
熱間圧延前に上記好ましい温度範囲である１１００℃以上１３００℃以下の温度域に加熱する時間は、３０分間以上とすることが好ましく、６０分間以上にすることがさらに好ましい。熱間圧延前に前記好ましい時間で加熱を行うことにより、ＶＣをより良好に固溶させて、最終組織でＶＣを微細析出させることができる。熱間圧延前に上記好ましい温度範囲である１１００℃以上１３００℃以下の温度域で加熱保持する時間の上限は、過度のスケールロスを抑制するために１０時間以下とすることが好ましく、５時間以下とすることがさらに好ましい。直送圧延または直接圧延を行う場合は、鋼材に加熱処理を施さずにそのまま熱間圧延に供してもよい。
【００７６】
熱間圧延においては仕上圧延を行うことが好ましい。仕上圧延開始温度を１１００℃以下にすることにより、粒界酸化による鋼板の表面性状の低下を抑制することができる。
【００７７】
仕上圧延終了温度は好ましくは９００℃以上１０５０℃以下である。仕上圧延終了温度を前記好ましい範囲内にすることにより、仕上圧延直後のＶＣの析出を抑制することができる。仕上圧延を行って得られる熱延鋼板を冷却し、巻取り、コイルにすることができる。
【００７８】
巻取温度は３５０℃以下とすることが好ましい。巻取温度を３５０℃以下にすることによって、Ｖを固溶状態とすることができ、巻取工程でのＶＣ析出を抑制することができる。巻取温度は、より好ましくは２００℃以下であり、さらに好ましくは１００℃以下である。巻取温度の下限値は特に限定されないが、生産性の観点から室温程度が下限値となり得る。仕上圧延終了後、８００℃から５００℃までの冷却は、好ましくは４０℃／秒以上の平均冷却速度で行う。８００℃から５００℃までの平均冷却速度の下限を前記好ましい範囲内にすることにより、ＶＣの析出をより抑制することができる。平均冷却速度の上限は特に限定されないが、冷却ムラの発生の抑制や設備能力を考慮すると、１０００℃／秒以下であることが好ましく、より好ましくは２００℃／秒以下であり、さらに好ましくは１００℃／秒以下である。
【００７９】
冷間圧延時の破断を抑制するために、室温まで冷却された後、冷間圧延前に３００℃以上３５０℃以下で熱延板を焼き戻してもよい。熱延板焼戻し温度が前記温度範囲内であれば、冷間圧延前にＶＣを析出させることなく冷間圧延時の破断抑制効果を得ることができる。
【００８０】
熱延鋼板は、常法により酸洗を施された後に、冷間圧延が行われ、冷延鋼板とされ得る。冷間圧延の圧下率は２０％以上とすることが好ましい。冷間圧延中の破断を抑制する観点から、冷間圧延の圧下率は７０％以下とすることが好ましい。
【００８１】
冷間圧延の前であって酸洗の前または後に０％超〜５％程度の軽度の圧延を行って形状を修正すると、平坦確保の点で有利となるので好ましい。また、酸洗前に軽度の圧延を行うことより酸洗性が向上し、表面濃化元素の除去が促進され、化成処理性やめっき処理性を向上させる効果がある。
【００８２】
上記熱間圧延工程および冷間圧延工程を経て得られた冷延鋼板を加熱して、以下に記載する焼鈍工程を実施することが好ましい。焼鈍工程には、冷間圧延後に実施する第１焼鈍工程と、第１焼鈍工程における最終冷却後に行う第２焼鈍工程とが含まれる。
【００８３】
（第１焼鈍工程における焼鈍条件：１０℃／秒以上の平均加熱速度で３５０℃から８２０℃以上かつＡｃ３点以上の温度まで昇温し、８２０℃以上かつＡｃ３点以上の温度域で３０秒以上保持）
第１焼鈍工程では、好ましくは、１０℃／秒以上の平均加熱速度で３５０℃から８２０℃以上かつＡｃ３以上の第１焼鈍温度まで昇温し、８２０℃以上かつＡｃ３点以上の温度域で３０秒以上保持する。ここで、Ａｃ３点は、熱力学計算ソフトウェアＴｈｅｒｍｏ Ｃａｌｃを用い、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＡｌおよびＶ、並びに鋼板中に任意元素が含まれている場合は当該成分（ただしＢｉ、Ｓｃ、Ｓｂ、Ｓｎ、ＮｂおよびＺｒは除く）を含む成分系で、引用データベースとしてＴＣＦＥ８を用いて求めた値とした。
【００８４】
第１焼鈍工程における焼鈍温度を８２０℃以上かつＡｃ３点以上にすることにより、母相をオーステナイト相に変態させ均一伸び特性及び強度を向上することができ、さらに熱間圧延時に析出し得るＶＣを溶体化することができる。また、第１焼鈍工程における焼鈍温度の上限値は特に限定されないが、焼鈍温度を１０００℃以下とすることにより、焼鈍炉の損傷を抑制して、生産性を向上させることができる。
【００８５】
第１焼鈍工程における焼鈍温度は、ＶＣ溶体化をさらに促進するため、より好ましくは８５０℃以上、さらに好ましくは９００℃以上である。また、第１焼鈍工程における焼鈍温度は、より好ましくは９８０℃以下、さらに好ましくは９５０℃以下である。
【００８６】
第１焼鈍工程では、好ましくは、３５０℃からの第１焼鈍温度（８２０℃以上かつＡｃ３点以上）の温度範囲において、好ましくは１０℃／秒以上、より好ましくは１５℃／秒以上の平均加熱速度で昇温することが好ましい。平均加熱速度の下限を上記好ましい範囲内にすることにより、昇温中のＶＣの析出または粗大化を抑制でき、第１焼鈍工程での溶体化を促進させることができる。なお、平均加熱速度の上限は特に限定されないが、鋼板の加熱ムラを抑制すること、および設備能力の観点から、３５０℃から８２０℃以上かつＡｃ３点以上の温度範囲において、３０℃／秒以下とすることが好ましい。
【００８７】
第１焼鈍工程では、母相を十分にオーステナイト化し、析出物を溶体化させるために、第１焼鈍温度の焼鈍時間を３０秒以上とすることが好ましい。焼鈍時間は、より好ましくは４０秒以上とする。また、焼鈍時間の上限値は特に限定されないが、生産性の観点からは、焼鈍時間を３００秒以内とすることが好ましい。
【００８８】
（第１焼鈍工程における焼鈍後の冷却条件：３５０℃以下の温度域まで冷却）
第１焼鈍工程における焼鈍後の冷却において、好ましくは、第１焼鈍温度から３５０℃以下まで冷却する。第１焼鈍工程における焼鈍後の最終冷却温度を３５０℃以下にすることにより、冷却中のＶＣの析出を抑制することができる。
【００８９】
より好ましくは、第１焼鈍工程における焼鈍後の最終冷却温度は１００℃未満である。これにより、第１焼鈍工程直後のラスマルテンサイト組織を増加させることができる。鋼板の搬送時の安全確保の観点から、好ましくは、第１焼鈍工程における焼鈍後の最終冷却温度は、室温（５０℃以下）である。
【００９０】
第１焼鈍工程における冷却において、鋼板を焼き入れてマルテンサイト変態を促進するため、好ましくは、第１焼鈍工程における焼鈍温度から３５０℃までの温度範囲を、平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却する。第１焼鈍温度から３５０℃までの温度範囲の平均冷却速度（以下、焼鈍後の平均冷却速度ともいう）を１０℃／秒以上とすることによって、冷却中のＶＣの析出を抑制できる。
【００９１】
第１焼鈍工程における焼鈍後の平均冷却速度は、好ましくは２０℃／秒以上、より好ましくは５０℃／秒以上、さらに好ましくは２００℃／秒以上、さらにより好ましくは２５０℃／秒以上である。焼鈍後の平均冷却速度を上記好ましい範囲とすることにより、臨界冷却速度以上で冷却され、冷却後の鋼材全体をマルテンサイト主体の組織にすることができるので、Ｖを固溶状態に保つことができ、また最終熱処理後の組織を制御しやすく材質安定性を高めることができる。
【００９２】
第１焼鈍工程における焼鈍後の平均冷却速度の上限は特に限定されないが、水焼入れ冷却法やミスト噴射冷却法を用いても、２０００℃／秒超に制御することすることは難しいので、焼鈍後の平均冷却速度の実質的上限は２０００℃／秒になる。
【００９３】
第１焼鈍工程における焼鈍後の冷却において、上記範囲の平均冷却速度の冷却停止温度を、好ましくは３５０℃以下、より好ましくは２００℃以下、さらに好ましくは１００℃以下にする。上記範囲の平均冷却速度で冷却し、冷却停止温度を上記温度範囲にすることによって、冷却後のＶＣ析出を抑制できる。
【００９４】
（第１焼鈍工程における冷却停止後の保持条件：３５０℃以下の温度域で１０秒以上１０００秒以下保持）
好ましくは、第１焼鈍工程における焼鈍後の冷却の後、３５０℃以下の温度域で１０秒以上１０００秒以下保持する。上記温度域における冷却停止後の温度保持時間を１０秒以上とすることにより、オーステナイトへのＣ分配が十分に進行して、最終熱処理前（第２焼鈍工程前）の組織にオーステナイトをより生成させることができる。その結果、最終熱処理後の組織に塊状のオーステナイトが生成することをより抑制し、強度特性の変動をより抑えることができる。一方、上記保持時間が１０００秒超であっても、上記作用による効果は飽和して、生産性が低下する。上記温度域における保持時間は、より好ましくは３０秒以上である。生産性の観点からは、上記温度域における保持時間は、より好ましくは３００秒以下である。
【００９５】
第１焼鈍工程において、上記温度域における冷却停止後保持温度の下限値は特に限定されないが、冷却停止後保持温度を、好ましくは５０℃以上、より好ましくは１００℃以上、さらに好ましくは２００℃以上にすることにより、連続焼鈍ラインの効率を向上することができる。一方、冷却停止後保持温度を好ましくは３５０℃以下にすることにより、ＶＣ析出を抑制することができる。なお、上記保持時間の間においては、保持温度の範囲が３５０℃以下であれば、当該鋼板の温度は一定である必要はない。また、冷却後における上記保持温度範囲での保持は必ずしも行われなくてもよい。
【００９６】
（第２焼鈍工程の焼鈍条件：６４０℃以上７２０℃以下の温度域で５０秒以上３６０秒以下保持）
第１焼鈍工程における焼鈍後の冷却の後、好ましくは１００℃以上３５０℃以下の温度域で保持した後、鋼板を１００℃未満、好ましくは室温まで冷却した後、再度加熱して第２焼鈍工程を行う。第２焼鈍工程では、好ましくは、６４０℃以上７２０℃以下の温度域で５０秒以上３６０秒以下保持する。
【００９７】
第２焼鈍温度を６４０℃以上にすることにより、ＶＣを十分に析出させることができ、降伏強度を増加させることができる。また、第２焼鈍温度を７２０℃以下にすることにより、十分な量の焼き戻しマルテンサイトを確保でき、さらにＶＣの析出量を十分に確保でき、降伏強度と均一伸びを十分確保することができる。
【００９８】
残留オーステナイトの安定化とＶＣの析出量の確保のため、第２焼鈍時間を５０秒以上とする。第２焼鈍時間は、好ましくは１００秒以上、より好ましくは２００秒以上とする。また、ＶＣの粗大化を抑制するために、第２焼鈍時間を３６０秒以内とする。
【００９９】
第２焼鈍工程においては、好ましくは、６４０℃以上７２０℃以下の温度域に加熱するときに、５００℃から６００℃までの温度範囲を１０℃／秒以上２００℃／秒以下の平均加熱速度で昇温する。第２焼鈍での５００℃から６００℃までの平均加熱速度を１０℃／秒以上とすることにより、組織中のセメンタイトの生成が抑制され、残留オーステナイトの安定化やＶＣの析出に必要なＣをより確実に確保することができる。また、５００℃〜６００℃の温度範囲を２００℃／秒以下の平均加熱速度で昇温することにより、鋼板の温度ムラが発生しにくくなり、より安定した品質を確保することができる。
【０１００】
（第２焼鈍工程の焼鈍後の冷却条件：平均冷却速度１０℃／秒以上で３５０℃以下の温度域まで冷却）
好ましくは、第２焼鈍工程における６４０℃以上７２０℃以下の温度域での保持後に、鋼板は、１０℃／秒以上の平均冷却速度で３５０℃以下まで冷却される。第２焼鈍温度から３５０℃までの平均冷却速度を前記好ましい範囲内にすることによってＶＣの粗大化を抑制することができる。当該平均冷却速度は、第２焼鈍工程における保持温度から３５０℃までの温度範囲における平均冷却速度である。なお、冷却を途中で停止して後述する溶融亜鉛めっき処理及び／又は合金化処理を行う場合、上記平均冷却速度を算出する際には、これらの処理に要した時間を考慮しないで算出する。
【０１０１】
第２焼鈍工程における焼鈍後の冷却は、鋼板にめっきしない場合には、そのまま室温まで行われればよい。また、鋼板にめっきする場合には、以下のようにすることができる。
【０１０２】
鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、第２焼鈍工程における焼鈍後の冷却を４３０〜５００℃の温度範囲で停止し、次いで冷延鋼板を溶融亜鉛のめっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を行うことができる。めっき浴の条件は通常の範囲内とすればよい。めっき処理後は室温まで冷却すればよく、好ましくは、３０℃／秒以上の平均冷却速度で１００℃以下まで冷却される。あるいは、第２焼鈍工程における焼鈍後の冷却を３５０℃以下の温度域まで行った後、冷延鋼板を４３０〜５００℃の温度範囲まで昇温し、当該冷延鋼板を溶融亜鉛のめっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を行うこともできる。溶融亜鉛めっきを行う場合、第２焼鈍工程の焼鈍温度とめっき後の冷却により到達した最終温度との差を、第２焼鈍工程後からめっき開始までの冷却時間とめっき終了後から上記最終温度に到達するまでの冷却時間との和で除することで、第２焼鈍工程の焼鈍後の平均冷却速度を求めることができる。
【０１０３】
鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっきを施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施した後、鋼板を室温まで冷却する前に、４５０〜６２０℃の温度で溶融亜鉛めっきの合金化処理を行うことができる。合金化処理条件は、通常の範囲内とすればよい。合金化処理後は室温まで冷却すればよく、好ましくは、３０℃／秒以上の平均冷却速度で１００℃以下まで冷却される。溶融亜鉛めっき後に合金化処理を行う場合、第２焼鈍工程の焼鈍温度と合金化処理後の冷却により到達した最終温度との差を、第２焼鈍工程後からめっき開始までの冷却時間と合金化終了後から上記最終温度に到達するまでの冷却時間との和で除することで、第２焼鈍工程の焼鈍後の平均冷却速度を求めることができる。
【０１０４】
上記製造方法は本開示の鋼板の製造方法の一例であり、本開示の鋼板の製造方法は上記製造方法に限定されるものではない。
【実施例】
【０１０５】
本開示の鋼板を、例を参照しながらより具体的に説明する。ただし、以下の例は本開示の鋼板及びその製造方法の例であり、本開示の鋼板及びその製造方法は以下の例の態様に限定されるものではない。【０１０６】
１．評価用鋼板の製造
表１に示す化学成分を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により２４５ｍｍ厚のスラブを得た。【０１０７】
【表１】
2020195279.tif 000002
【０１０８】
得られた鋼材（スラブ）を表２に示す条件で、熱処理、熱間圧延、巻取り、及び焼戻しを行って熱延鋼板を得た。次いで、巻取り後または焼き戻し後の熱延鋼板に対し冷間圧延を行った。熱間圧延及び熱延鋼板の熱処理は、窒素９８％及び水素２％の還元雰囲気で行った。全ての例において、熱間圧延前の加熱温度における保持時間を６０分間とし、冷間圧延率を４０％とした。【０１０９】
【表２】
2020195279.tif 000003
【０１１０】
得られた冷延鋼板について、表３に示す条件の２回の焼鈍（第１焼鈍工程、第２焼鈍工程）を施して焼鈍冷延鋼板を作製した。冷延鋼板の２回の焼鈍は、窒素９８％及び水素２％の還元雰囲気で行った。【０１１１】
【表３】
2020195279.tif 000004
【０１１２】
一部の焼鈍冷延鋼板例については、２回目の焼鈍後の冷却を４６０℃で停止し、冷延鋼板を４６０℃の溶融亜鉛のめっき浴に２秒間浸漬して、溶融亜鉛めっき処理を行った。めっき浴の条件は従来のものと同じであった。後述する合金化処理を施さない場合、４６０℃の保持後に、平均冷却速度３０℃／秒で室温まで冷却した。なお、表３で「めっき」と示した例の「第２焼鈍温度から３５０℃以下までの平均冷却速度」については、表３の第２焼鈍温度と室温との差を、第２焼鈍工程後からめっき開始までの冷却時間とめっき後から室温に到達するまでの冷却時間との和で除することで求めた。【０１１３】
一部の焼鈍冷延鋼板例については、溶融亜鉛めっき処理を行った後に、室温に冷却せずに、続いて合金化処理を施した。５２０℃まで加熱し、５２０℃で５秒間保持して合金化処理を行い、その後、平均冷却速度３０℃／秒で室温まで冷却した。なお、表３で「合金化」と示した例の「第２焼鈍温度から３５０℃以下までの平均冷却速度」については、表３の第２焼鈍温度と室温との差を、第２焼鈍工程後からめっき開始までの冷却時間と合金化処理後から室温に到達するまでの冷却時間との和で除することで求めた。【０１１４】
このようにして得られた焼鈍冷延鋼板を伸び率０．１％で調質圧延し、各種評価用鋼板を準備した。【０１１５】
２．評価方法
各例で得られた焼鈍冷延鋼板について、ミクロ組織観察、引張試験、及び均一伸び試験を実施して、焼き戻しマルテンサイト面積率、フェライト面積率、残留オーステナイト面積率、及びベイナイト面積率、円換算直径１０〜２０ｎｍのＶＣ体積率、並びに引張強度（ＴＳ）、均一伸び特性（ＴＳ×μＥＬ）、及び降伏強度（ＹＳ）を評価した。各評価の方法は次のとおりである。【０１１６】
（各相の面積率）
焼き戻しマルテンサイト相、フェライト相、残留オーステナイト相、及びベイナイト相の面積率は、走査型電子顕微鏡による組織観察及びＸ線回折測定から算出した。鋼板を板厚方向と圧延方向に平行に切断したＬ断面について、鏡面研磨を行い、次いで３％ナイタールによりミクロ組織を現出させて、倍率５０００倍の走査型電子顕微鏡で、表面から１／４位置におけるミクロ組織を観察し、０．１ｍｍ×０．３ｍｍの範囲について画像解析（Photoshop（登録商標））により、焼き戻しマルテンサイト相、フェライト相、及びベイナイト相の面積率を算出した。また、鋼板の主面中央部から幅２５ｍｍ（圧延方向の長さ）、長さ２５ｍｍ（圧延直角方向の長さ）、及び焼鈍した試料の厚さままの板厚方向の厚みを有する試験片を切り出し、この試験片に化学研磨を施して板厚１／４分を減厚し、化学研磨された表面を有する試験片を得た。試験片の表面に対して、Ｃｏ管球を用い、測定範囲２θを４５〜１０５度とするＸ線回折分析を３回実施し、得られた残留オーステナイト相のプロファイルを解析し、それぞれを平均することで、板厚１／４部の残留オーステナイト相の面積％を得た。本手法で得られた板厚１／４部での残留オーステナイト相の面積％とＬ断面での残留オーステナイト相の面積％とを同一とみなし、本手法で得られた面積％をＬ断面の面積率とした。【０１１７】
（ＶＣの円換算直径及び体積率）
ＶＣの円換算直径は、鋼板表面から１／４位置における、直径３．０ｍｍの円形領域の抽出レプリカサンプルの透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察を行い、得られたＴＥＭ像を、画像ソフトにより二値化することにより測定した。ＴＥＭ像としては、無作為に選択した面積１０μｍ2の領域を選択した。次いで、二値化により識別される各粒子画像の面積を求め、当該面積に基づいて当該各粒子の円換算直径を算出した。そして、識別した粒子のうち、円相当直径が１０〜２０ｎｍの範囲にある粒子を抽出した。ここで、各鋼板についてエネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）で確認したところ、円換算直径が１０〜２０ｎｍの粒子は全てＶＣであった。次いで、上記のように抽出した粒子、すなわち抽出した円換算直径が１０〜２０ｎｍのＶＣの総面積を求め、それを二値化像の面積（１０μｍ2）で除することでＶＣの面積率を求めた。その面積率の値を母相に対するＶＣの体積率とみなし、円換算直径で１０ｎｍ以上２０ｎｍ以下のＶＣの体積率（％）を算出した。【０１１８】
（引張試験・均一伸び試験方法）
鋼板の圧延方向に直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張強度（ＴＳ）、均一伸び（ｕＥＬ）、及び降伏強度（ＹＳ）を測定した。引張試験は、ＪＩＳ５号引張試験片を用いたＪＩＳ−Ｚ２２０１に規定される方法で行った。均一伸び試験は、平行部長さ５０ｍｍのＪＩＳ５号試験片を用いたＪＩＳ−Ｚ２２０１に規定される方法で行った。【０１１９】
３．評価結果
上記の評価の結果を表４に示す。１１８０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）、２１０００ＭＰａ・％以上のＴＳ×ｕＥＬ、及び８００ＭＰａ以上の降伏強度（ＹＳ）を示す鋼板を、優れた均一伸び特性、高強度、及び高降伏強度を有する鋼板として評価した。【０１２０】
【表４】
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【０１２１】
上記例番号１０、１１、３１、３３及び４７について、耐水素脆化特性を評価した。評価の方法は次のとおりである。【０１２２】
（耐水素脆化特性の評価方法）
例番号１０、１１、３１、３３及び４７の鋼板から、クリアランス１０％で３０ｍｍφに打ち抜いた試験片をそれぞれ３つ採取し、打ち抜いた試験片をｐＨ１の塩酸水溶液に４８時間浸漬し、打ち抜き端面の割れの有無を光学顕微鏡で観察した。３つの試験片のすべてが、４８時間の浸漬後に割れが認められないものを合格とした。【０１２３】
上記の評価の結果を表５に示す。４８時間の浸漬後に３つの試験片のすべてにおいて割れを示さなかった鋼板を、優れた耐水素脆化特性を有する鋼板として評価し、表５において耐水素脆化特性「〇」と示し、試験片が１つでも割れを示した鋼板を表５において耐水素脆化特性「×」と示した。【０１２４】
【表５】
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【国際調査報告】
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