(57)【要約】  本発明の鋼板は、所定の化学組成を有すると共に、ミクロ組織に、フェライト、並びに残留オーステナイト及び／又はマルテンサイトを少なくとも含有する鋼板であって、更に、圧延面に平行な面において、隣合う高Ｍｎ領域の中心同士の平均距離が１．００ｍｍ以下であり、板幅中央部の高Ｍｎ領域の密度ＤＡと、板幅端部から１／４の位置の高Ｍｎ領域の密度ＤＢとが、０．７７≦ＤＡ／ＤＢ≦１．３０  との関係を満たし、高Ｍｎ領域の硬さの平均の、低Ｍｎ領域の硬さの平均に対する比が１．１〜２．０であり、低Ｍｎ領域におけるＭｎ含有量の上位５％の平均と下位５％の平均との差を０．３％以上とする鋼板である。【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が、質量％で、Ｃ  ：０．０４０％以上、０．４００％以下、Ｓｉ：０．０１％以上、２．５０％以下、Ｍｎ：０．１０％以上、４．００％以下、Ａｌ：０．０１０％以上、１．５００％以下、Ｐ  ：０．００１％以上、０．１００％以下、Ｓ  ：０．０００５％以上、０．０１００％以下、Ｎ  ：０．０００５％以上、０．０１００％以下、Ｔｉ：０％以上、０．２００％以下、Ｍｏ：０％以上、０．３００％以下、Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下、Ｃｒ：０％以上、４．００％以下、Ｂ  ：０％以上、０．００５０％以下、Ｖ  ：０％以上、０．３００％以下、Ｎｉ：０％以上、４．００％以下、Ｃｕ：０％以上、４．００％以下、Ｗ  ：０％以上、２．００％以下、Ｃａ：０％以上、０．０１００％以下、Ｃｅ：０％以上、０．０１００％以下、Ｍｇ：０％以上、０．０１００％以下、Ｚｒ：０％以上、０．０１００％以下、Ｌａ：０％以上、０．０１００％以下、Ｃｅ、Ｌａ以外のＲＥＭ：０％以上、０．０１００％以下、Ｓｎ：０％以上、１．０００％以下、Ｓｂ：０％以上、０．２００％以下、残部：Ｆｅ及び不純物からなり、  表面から板厚方向に板厚の１／８の位置から前記表面から前記板厚方向に前記板厚の３／８の位置までの範囲におけるミクロ組織が、面積率で、  フェライト：１０％以上、９７％以下、  残留オーステナイト及びマルテンサイト：３％以上、９０％以下、  ベイナイト：０％以上、８７％以下、  パーライト：０％以上、１０％以下、からなり、  前記表面から前記板厚方向に前記板厚の１／４の位置の圧延方向に平行な面において、測定範囲におけるＭｎ含有量の最大値をＭｎｍａｘ、前記Ｍｎ含有量の平均値をＭｎａｖｅとし、前記Ｍｎ含有量が（Ｍｎａｖｅ＋Ｍｎｍａｘ）／２以上の領域を高Ｍｎ領域、それ以外の領域を低Ｍｎ領域としたとき、    隣合う前記高Ｍｎ領域の中心同士の平均距離が１．００ｍｍ以下であり、    板幅の中央部における前記高Ｍｎ領域の密度ＤＡと、板幅端部から板幅の１／４の位置における高Ｍｎ領域の密度ＤＢとが下記式（１）を満たし、    前記高Ｍｎ領域における硬さの平均の、前記低Ｍｎ領域における硬さの平均に対する比が、１．１〜２．０であり、    低Ｍｎ領域の各測定点におけるＭｎ含有量の、上位５％の平均と下位５％の平均との差が、０．３質量％以上である、ことを特徴とする鋼板。０．７７≦ＤＡ／ＤＢ≦１．３０  式（１）
【請求項２】
前記表面に、溶融亜鉛めっき層が形成されていることを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
【請求項３】
前記溶融亜鉛めっき層が合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項２に記載の鋼板。
【請求項４】
請求項１に記載の鋼板の製造方法であって、  請求項１に記載の化学組成を有する鋼を溶製し、溶製された前記鋼を鋳造しスラブを製造し、前記スラブを、９５０〜５５０℃の温度に亘って、前記スラブに１０Ｎ／ｃｍ２以上の圧力を厚さ方向に付与しながら平均冷却速度が１００℃／ｈ以上となるように冷却することによりスラブを製造する鋳造工程と；  前記スラブを、室温まで冷却した後又は室温まで冷却する前に、６５０℃以上８５０℃以下の温度域における平均加熱速度が５０℃／ｍｉｎ以下となるように、１１００℃以上１２８０℃以下の温度域に加熱する加熱工程と；  前記加熱工程後のスラブを、１０５０℃以上の温度域で３５％以上の累積圧下率で熱間圧延して熱延鋼板を得る熱間圧延工程と；  前記熱延鋼板を、前記熱間圧延工程完了後、３秒以内に冷却を開始し、かつ７００℃までの平均冷却速度が２０℃／ｓ以上となるように６５０℃以下に冷却する冷却工程と；  前記冷却工程後の前記熱延鋼板を３００℃以上、６５０℃以下の温度域で巻取る巻取り工程と：  前記巻取り工程後の前記熱延鋼板に酸洗処理を施して酸洗鋼板とする酸洗工程と：  前記酸洗鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程と；  前記冷延鋼板を、１０．０℃／ｓ以下の平均加熱速度でＡｃ１℃以上１０００℃以下の焼鈍温度に加熱し、前記焼鈍温度で５秒以上６００秒以下保持する焼鈍工程と；  前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、１℃／ｓ以上２００℃／ｓ以下の平均冷却速度で、１５０℃以上５５０℃以下の滞留温度に冷却する焼鈍後冷却工程と；  前記滞留温度で１５秒〜１０００秒滞留させる滞留工程と；  前記滞留工程後の前記冷延鋼板を、室温に冷却する最終冷却工程と；を備えることを特徴とする鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記滞留工程と、前記最終冷却工程との間に、前記冷延鋼板を溶融亜鉛浴に浸漬する溶融亜鉛めっき工程を備えることを特徴とする請求項４に記載の鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記溶融亜鉛めっき工程と、前記最終冷却工程との間に、前記冷延鋼板を４７０℃以上５５０℃以下に再加熱し、６０秒以下保持する合金化工程を備えることを特徴とする請求項５に記載の鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記冷間圧延工程と前記焼鈍工程の間に、前記冷延鋼板にレベラーを用いて加工を行うレベラー加工工程を備えることを特徴とする請求項４〜６のいずれか一項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、鋼板及びその製造方法に関する。本願は、２０１９年４月１１日に、日本に出願された特願２０１９−０７５６９３号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
【背景技術】
【０００２】  近年では環境問題への意識が高まり、自動車業界では燃費向上のため、車体の軽量化が重要となっている。この車体軽量化と安全性の向上とを両立させるために、高強度材（高強度鋼材）を使用することが検討されている。しかしながら、鋼材は強度が高くなるほど、プレス成形が困難となり、形状凍結性が低下する（スプリングバックして、形状が崩れやすくなる）という問題がある。また高強度になるほど、延性が低下するため、プレス成形時に破断が起きやすい。さらに、同じコイルの鋼板を同じ方法でプレスしても、形状がわずかではあるが異なってしまう。言い換えると、高強度であるほど寸法精度が低下するという問題もある。【０００３】  本発明者らの検討の結果、スプリングバックは、鋼材が降伏しない部分があることによって起こりやすくなることが分かった。そのため、鋼材最大強度（引張強度）を高くしながらも、降伏応力を低くすることができれば、形状凍結性を向上させやすいことが分かった。一方、寸法精度を高めるためには、鋼板全体で均一な金属組織とし、鋼板の場所による変化を小さくすればよいことが分かった。さらに、強度や延性などの変化が小さければ、寸法精度が高まることは当然であるが、プレス成形中には、鋼は加工硬化し、形状が形成されるため、場所による加工硬化の差を小さくすることができれば、寸法精度をさらに向上させることができることが分かった。【０００４】  自動車の車体に適用される高強度材として、特許文献１、２に記載のＤＰ（Ｄｕａｌ  Ｐｈａｓｅ）鋼や、特許文献３、４に記載のＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ  Ｉｎｄｕｃｅｄ  Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼といった、複合組織鋼が知られている。  ＤＰ鋼は、硬質な組織を鋼中に存在させることによって、強度を高めたものである。さらに、ＤＰ鋼は、延性を高めるために、高歪域でも加工硬化量を高くしているのが特徴である。ＤＰ鋼では、鋼材中にマルテンサイトを存在させることによって、周囲に可動転位を存在させ、降伏応力を低くすることもできる。  また、ＴＲＩＰ鋼は、残留オーステナイトが加工誘起変態することによって、さらに加工硬化量を高め、破断しにくくし、延性を高めたものである。  これらの鋼板は、硬質組織を分散させ加工硬化量を高めている。しかしながら、その硬質組織の量がわずかに変わると、降伏応力や引張強度の大きな変化はないものの、加工硬化の仕方が変わってしまう。成形中の加工硬化量が変化すると、鋼材の成形中の形状の変化量が場所によって、あるいは、板そのものによっても変化してしまうので、寸法精度が悪くなってしまう。【０００５】  特許文献５には、鋳造時の、特に凝固までの、スラブへの水のかけ方や水の量を特定の範囲にし、冷却速度を制御することによって、ＭｎやＰの偏析を制御する手法が記載されている。この特許文献５の目的は、加工した後の表面の凹凸を制御することであり、場所による加工硬化の差を小さくすることも可能である。しかしながら、特許文献５では、強度が５９０ＭＰａ未満の鋼板を対象としており、Ｃ含有量やＭｎ含有量、とくにＣ含有量が少ない。本発明者らの検討の結果、５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板に必要なＣ含有量やＭｎ含有量の鋼では、特許文献５に示され���ような凝固までの冷却速度の制御だけでは、偏析の制御が不十分であり、場所による加工硬化の差を小さくすることはできないことが分かった。【０００６】  特許文献６には、特許文献５と同じく、鋳造時の偏析を制御することを目的として、鋳造時にスラブへ水をかける量を調整することによって、冷却速度を制御し、Ｍｎ偏析等を制御する方法について記載されている。しかし、特許文献６に記載されているように、凝固時に制御できるのは、表面の部分だけである。特許文献６では、表面の偏析が重要になる曲げ性を改善することが目的なので、上記方法でもよいが、引張特性を含めたプレス成形性の改善の場合には、板の表面だけでなく、より中央部に近い位置でも偏析を制御し、場所による濃度分布を小さくしなければならない。しかしながら、特許文献６の技術では中央部の偏析まで制御することができない。【０００７】  すなわち、従来、５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板において、プレス後の形状凍結性特性及び寸法精度に優れる鋼板は提案されていなかった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】日本国特許第５３０５１４９号公報
【特許文献２】日本国特許第４７３００５６号公報
【特許文献３】日本国特開昭６１−１５７６２５号公報
【特許文献４】日本国特開２００７−０６３６０４号公報
【特許文献５】日本国特開２０１８−１４５５２５号公報
【特許文献６】日本国特開２０１２−２１９３４１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】  本発明は、従来技術の現状に鑑み、プレス加工される自動車用鋼板として好適な、５９０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度鋼板であって、十分な加工性を有し、プレス後の形状凍結性特性及び寸法精度に優れる鋼板及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】
【００１０】  本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意研究し、以下の知見を得るに至った。【００１１】  化学組成、鋼板組織を制御するとともに、鋼板表面から板厚方向における板厚の１／４位置の圧延方向に平行な面（１／４面）において、Ｍｎの分布状態及び硬さの制御によって、場所による加工硬化量の変化を小さくでき、低降伏応力及び成形性に優れた鋼板を製造できることを見出した。【００１２】  また、上記の分布を得るためには、スラブの冷却の際、所定の温度範囲において平均冷却速度を制御しつつ、スラブに圧力を付与すること、熱延のための加熱において、加熱速度を制御した後、所定の条件で熱間圧延、冷却、巻取り、酸洗、冷間圧延、焼鈍、途中で滞留を含む冷却を行うことが有効であることが分かった。  本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。【００１３】（１）化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０４０％以上、０．４００％以下、Ｓｉ：０．０１％以上、２．５０％以下、Ｍｎ：０．１０％以上、４．００％以下、Ａｌ：０．０１０％以上、１．５００％以下、Ｐ：０．００１％以上、０．１００％以下、Ｓ：０．０００５％以上、０．０１００％以下、Ｎ：０．０００５％以上、０．０１００％以下、Ｔｉ：０％以上、０．２００％以下、Ｍｏ：０％以上、０．３００％以下、Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下、Ｃｒ：０％以上、４．００％以下、Ｂ：０％以上、０．００５０％以下、Ｖ：０％以上、０．３００％以下、Ｎｉ：０％以上、４．００％以下、Ｃｕ：０％以上、４．００％以下、Ｗ：０％以上、２．００％以下、Ｃａ：０％以上、０．０１００％以下、Ｃｅ：０％以上、０．０１００％以下、Ｍｇ：０％以上、０．０１００％以下、Ｚｒ：０％以上、０．０１００％以下、Ｌａ：０％以上、０．０１００％以下、Ｃｅ、Ｌａ以外のＲＥＭ：０％以上、０．０１００％以下、Ｓｎ：０％以上、１．０００％以下、Ｓｂ：０％以上、０．２００％以下、残部：Ｆｅ及び不純物からなり、表面から板厚方向に板厚の１／８の位置から前記表面から前記板厚方向に前記板厚の３／８の位置までの範囲におけるミクロ組織が、面積率で、フェライト：１０％以上、９７％以下、残留オーステナイト及びマルテンサイト：３％以上、９０％以下、ベイナイト：０％以上、８７％以下、パーライト：０％以上、１０％以下、からなり、前記表面から前記板厚方向に前記板厚の１／４の位置の圧延面に平行な面において、測定範囲におけるＭｎ含有量の最大値をＭｎｍａｘ、前記Ｍｎ含有量の平均値をＭｎａｖｅとし、前記Ｍｎ含有量が（Ｍｎａｖｅ＋Ｍｎｍａｘ）／２以上の領域を高Ｍｎ領域、それ以外の領域を低Ｍｎ領域としたとき、隣合う前記高Ｍｎ領域の中心同士の平均距離が１．００ｍｍ以下であり、板幅の中央部における前記高Ｍｎ領域の密度ＤＡと、板幅端部から板幅の１／４の位置における高Ｍｎ領域の密度ＤＢＢとが下記式（１）を満たし、前記高Ｍｎ領域における硬さの平均の、前記低Ｍｎ領域における硬さの平均に対する比が、１．１〜２．０であり、低Ｍｎ領域の各測定点におけるＭｎ含有量の、上位５％の平均と下位５％の平均との差が、０．３質量％以上である、鋼板。０．７７≦ＤＡ／ＤＢ≦１．３０  式（��）（２）前記表面に、溶融亜鉛めっき層が形成されている、（１）に記載の鋼板。（３）前記溶融亜鉛めっき層が合金化溶融亜鉛めっき層である、（２）に記載の鋼板。（４）（１）に記載の鋼板の製造方法であって、（１）に記載の化学組成を有する鋼を溶製し、溶製された鋼を鋳造しスラブを製造し、前記スラブを、９５０〜５５０℃の前記温度に亘って、前記スラブに１０Ｎ／ｃｍ２以上の圧力を板厚方向に付与しながら平均冷却速度が１００℃／ｈ以上となるように冷却することによりスラブを製造する鋳造工程と；前記スラブを、室温まで冷却した後又は室温まで冷却する前に、６５０℃以上８５０℃以下の温度域における平均加熱速度が５０℃／ｍｉｎ以下となるように、１１００℃以上１２８０℃以下の温度域に加熱する加熱工程と；前記加熱工程後のスラブを、１０５０℃以上の温度域で３５％以上の累積圧下率で熱間圧延して熱延鋼板を得る熱間圧延工程と；前記熱延鋼板を、前記熱間圧延工程完了後、３秒以内に冷却を開始し、かつ７００℃までの平均冷却速度が２０℃／ｓ以上となるように６５０℃以下に冷却する冷却工程と；前記冷却工程後の前記熱延鋼板を３００℃以上、６５０℃以下の温度域で巻取る巻取り工程と：前記巻取り工程後の前記熱延鋼板に酸洗処理を施して酸洗鋼板とする酸洗工程と：前記酸洗鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程と；前記冷延鋼板を、１０．０℃／ｓ以下の平均加熱速度でＡｃ１℃以上１０００℃以下の焼鈍温度に加熱し、前記焼鈍温度で５秒以上６００秒以下保持する焼鈍工程と；前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、１℃／ｓ以上２００℃／ｓ以下の平均冷却速度で、１５０℃以上５５０℃以下の滞留温度に冷却する焼鈍後冷却工程と；前記滞留温度で１５秒〜１０００秒滞留させる滞留工程と；前記滞留工程後の前記冷延鋼板を、室温まで冷却する最終冷却工程と；を備える、鋼板の製造方法。（５）前記滞留工程と、前記最終冷却工程との間に、前記冷延鋼板を溶融亜鉛浴に浸漬する溶融亜鉛めっき工程を備える、（４）に記載の鋼板の製造方法。（６）前記溶融亜鉛めっき工程と、前記最終冷却工程との間に、前記冷延鋼板を４７０℃以上５５０℃以下に再加熱し、６０秒以下保持する合金化工程を備える、（５）に記載の鋼板の製造方法。（７）前記冷間圧延工程と前記焼鈍工程の間に、前記冷延鋼板にレベラーを用いて加工を行うレベラー加工工程を備える、（４）〜（６）のいずれかに記載の鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１４】  本発明によれば、５９０ＭＰａ以上の引張強度かつ十分な加工性を有し、プレス後の形状凍結性並びに高い寸法精度を有する高強度鋼板及びその製造方法を提供できる。この高強度鋼板は、プレス加工される自動車用鋼板として好適である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】  本発明の一実施形態に係る鋼板（本実施形態に係る鋼板）は、（ｉ）化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０４０％以上、０．４００％以下、Ｓｉ：０．０１％以上、２．５０％以下、Ｍｎ：０．１０％以上、４．００％以下、Ａｌ：０．０１０％以上、１．５００％以下、Ｐ：０．００１％以上、０．１００％以下、Ｓ：０．０００５％以上、０．０１００％以下、Ｎ：０．０００５％以上、０．０１００％以下、を有し、任意に、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｂ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｗ、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｌａ以外のＲＥＭ、Ｓｎ、Ｓｂを含み、残部がＦｅ及び不純物からなり、（ｉｉ）１／４厚におけるミクロ組織が、面積率で、フェライト：１０％以上、９７％以下、残留オーステナイト及びマルテンサイト：３％以上、９０％以下、ベイナイト：０％以上、８７％以下、パーライト：０％以上、１０％以下、からなり、  前記１／４厚の圧延面に平行な面の、測定範囲におけるＭｎ含有量の最大値をＭｎｍａｘ、前記Ｍｎ含有量の平均値をＭｎａｖｅとし、前記Ｍｎ含有量が（Ｍｎａｖｅ＋Ｍｎｍａｘ）／２以上の領域を高Ｍｎ領域、それ以外の領域を低Ｍｎ領域としたとき、（ｉｉｉ）隣り合う前記高Ｍｎ領域の中心同士の平均距離が１．００ｍｍ以下であり、（ｉｖ）板幅の中央部における前記高Ｍｎ領域の密度ＤＡと、板幅端部から板幅の１／４部の位置における高Ｍｎ領域の密度ＤＢが０．７７≦ＤＡ／ＤＢ≦１．３０を満たし、（ｖ）前記高Ｍｎ領域における硬さの平均の、前記低Ｍｎ領域における硬さの平均に対する比が、１．１〜２．０であり、（ｖｉ）低Ｍｎ領域における各測定点におけるＭｎ含有量の、上位５％の平均と下位５％の平均との差が、０．３質量％以上である。
【００１６】  以下、本実施形態の鋼板、及び本実施形態に係る鋼板の製造方法について、順次、説明する。
【００１７】  まず、本実施形態に係る鋼板の化学組成の限定理由について説明する。以下、化学組成の各元素に係る％は質量％を意味する。
【００１８】  Ｃ：０．０４０％以上、０．４００％以下  Ｃは、マルテンサイトの分率の増加や、マルテンサイトの強度の向上に寄与する元素である。Ｃ含有量が０．０４０％未満であると、高強度鋼板として求められる引張強度（５９０ＭＰａ以上）を得ることが難しい。そのため、Ｃ含有量は０．０４０％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０５０％以上である。  一方、Ｃ含有量が０．４００％を超えると、点溶接性が悪くなる。そのため、Ｃ含有量を０．４００％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．３５０％以下、より好ましくは０．３００％以下である。
【００１９】  Ｓｉ：０．０１％以上、２．５０％以下  Ｓｉは、固溶強化を通じて、延性を低下させずに、引張強度及び疲労強度の向上に寄与する元素である。また、Ｓｉは脱酸効果を有する元素でもある。Ｓｉ含有量が０．０１％未満であると、上記効果が十分に得られない。そのため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０３％以上である。  一方、Ｓｉ含有量が２．５０％を超えると、Ｍｎの偏析が助長され、鋼板において場所による加工硬化量の差が大きくなったり、延性とスポット靱性が低下したりする。そのため、Ｓｉ含有量は２．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは２．００％以下である。
【００２０】  Ｍｎ：０．１０％以上、４．００％以下  Ｍｎは、固溶強化と焼入れ性の向上によって、鋼の強度の向上に寄与する元素である。Ｍｎ含有量が０．１０％未満であると、効果が十分に得られない。そのため、Ｍｎ含有量は０．１０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．３０％以上であり、１．００％以上であることが更に好ましい。  一方、Ｍｎ含有量が４．００％を超えると、溶接性が低下するとともに、偏析が拡大してプレス時の成形性も低下する場合や、製造過程において製造中の鋼板が割れてしまう場合がある。また、Ｍｎの偏析が大きくなると、鋼板の場所による加工硬化量の差が大きくなる。そのため、Ｍｎ含有量は４．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは３．８０％以下であり、３．００％以下であることが更に好ましい。
【００２１】  Ａｌ：０．０１０％以上、１．５００％以下  Ａｌは、脱酸に必要な元素であるとともに、過剰な炭化物の生成を抑え、成形性の向上に寄与する元素である。Ａｌ含有量が０．０１０％未満であると、効果が十分に得られない。そのため、Ａｌ含有量は０．０１０％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは、０．０２０％以上である。  一方、Ａｌ含有量が１．５００％を超えると、上記効果が飽和するとともに、Ｍｎの偏析が助長され、鋼板の場所による加工硬化量の差が大きくなったり、延性やスポット靱性が低下したりする。そのため、Ａｌ含有量は１．５００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは、１．０００％以下である。
【００２２】  Ｐ：０．００１％以上、０．１００％以下  Ｐは、強度の向上に寄与する元素であり、Ｃｕとの共存で耐食性を高める元素である。Ｐ含有量が０．００１％未満であると、効果が十分に得られない。また、Ｐ含有量を０．００１％未満にするためには、製鋼コストが大幅に上昇する。そのため、Ｐ含有量は０．００１％以上とする。製鋼コストの点で、Ｐ含有量は０．０１０％以上が好ましい。  一方、Ｐ含有量が０．１００％を超えると、溶接性や成形性が低下する。そのため、Ｐ含有量を０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは、０．０２０％以下である。
【００２３】  Ｓ：０．０００５％以上、０．０１００％以下  Ｓは、割れの起点となる硫化物（ＭｎＳ等）を形成し、穴広げ性と全伸びとを低下させる元素である。Ｓ含有量は、少ない方がよいが、Ｓ含有量を０．０００５％未満に低減すると、製鋼コストが大幅に上昇するので、Ｓ含有量は０．０００５％以上とする。Ｓ含有量は、好ましくは、０．００１０％以上である。  一方、Ｓ含有量が０．０１００％を超えると、成形性が著しく低下する。そのため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００６０％以下である。
【００２４】  Ｎ：０．０００５％以上、０．０１００％以下  Ｎは、加工性を阻害する元素である。また、Ｎは、Ｔｉ及び／又はＮｂと共存すると、成形性を低下させる窒化物（ＴｉＮ及び／又はＮｂＮ）を形成して、Ｔｉ及び／又はＮｂの有効量を低減する元素である。  Ｎ含有量は、少ない方がよいが、Ｎ含有量を０．０００５％未満に低減すると、製鋼コストが大幅に上昇するので、Ｎ含有量は０．０００５％以上とする。Ｎ含有量は、好ましくは、０．００１２％以上である。  一方、Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、成形性が著しく低下する。そのため、Ｎ含有量を０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００６０％以下である。
【００２５】  本実施形態に係る鋼板は、上記の元素を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなっていてもよい。しかしながら、更なる特性向上を目的とし、適宜、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｍｏ：０．３００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｃｒ：４．００％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｖ：０．３００％以下、Ｎｉ：４．００％以下、Ｃｕ：４．００％以下、Ｗ：２．００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｃｅ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、Ｚｒ：０．０１００％以下、Ｌａ：０．０１００％以下、Ｃｅ、Ｌａ以外のＲＥＭ：０．０１００％以下、Ｓｎ：１．０００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含んでもよい。これらの元素は含まれなくてもよいので、下限はいずれも０％である。
【００２６】  Ｔｉ：０％以上、０．２００％以下  Ｔｉは、再結晶を遅らせて、未再結晶フェライトの形成に寄与するとともに、炭化物及び／又は窒化物を形成し、強度の向上に寄与する元素である。  Ｔｉが０．０１０％未満であると、上記の含有効果が十分に得られない場合があるので、Ｔｉは０．０１０％以上が好ましい。  一方、Ｔｉ含有量が０．２００％を超えると、Ｍｎの偏析が助長され、鋼板の場所による加工硬化量の差が大きくなる。そのため、Ｔｉ含有量は０．２００％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．１００％以下、より好ましくは０．０５０％以下である。
【００２７】  Ｍｏ：０％以上、０．３００％以下  Ｍｏは、焼入れ性を高め、マルテンサイト分率の制御に寄与する元素である。また、Ｍｏは、粒界に偏析して、溶接時、亜鉛が溶接部の組織に侵入するのを抑制して、溶接時の割れの防止に寄与する元素である。また、Ｍｏは焼鈍工程の冷却中におけるパーライトの生成抑制にも寄与する元素である。  Ｍｏが０．０１０％未満であると、上記の含有効果が十分に得られない場合があるので、Ｍｏ含有量は０．０１０％以上が好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．０４０％以上である。  一方、Ｍｏ含有量が０．３００％を超えると、成形性が劣化する。そのため、Ｍｏ含有量は０．３００％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．２５０％以下である。
【００２８】  Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下  Ｎｂは、再結晶を遅らせて、未再結晶フェライトの形成に寄与するとともに、炭化物及び／又は窒化物を形成し、強度の向上に寄与する元素である。Ｎｂ含有量が０．００５％未満であると、上記の含有効果が十分に得られない場合がある。そのため、Ｎｂ含有量は０．００５％以上が好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。  一方、Ｎｂ含有量が０．２００％を超えると、Ｍｎの偏析が助長され、鋼板の場所による加工硬化量の差が大きくなる。そのため、Ｎｂ含有量は０．２００％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．１７０％以下である。
【００２９】  Ｃｒ：０％以上、４．００％以下  Ｃｒは、焼鈍工程の冷却中におけるパーライトの生成抑制に寄与する元素である。Ｃｒ含有量が０．０１％未満であると、上記の含有効果が十分に得られない場合があるので、Ｃｒ含有量は０．０１％以上が好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．０５％以上である。  一方、Ｃｒが４．００％を超えると、成形性が低下する。そのため、Ｃｒ含有量は、４．００％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１．５０％以下である。
【００３０】  Ｂ：０％以上、０．００５０％以下、  Ｂは、焼入れ性を高め、マルテンサイト分率の制御に寄与する元素である。また、Ｂは、粒界に偏析して、溶接時、亜鉛が溶接部の組織に侵入するのを抑制して、溶接時の割れの防止に寄与する元素である。また、Ｂは、焼鈍後の冷却中におけるパーライトの生成抑制にも寄与する元素である。さらに、Ｂは、粒界偏析時に粒界強化により、靱性向上にも寄与する元素である。  Ｂ含有量が０．０００２％未満であると、上記効果が十分に得られない場合がある。そのため、Ｂ含有量は０．０００２％以上が好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００１０％以上である。  一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、ホウ化物が生成し、靱性が低下する。そのため、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００２５％以下である。
【００３１】  Ｖ：０％以上、０．３００％以下  Ｖは、析出物強化、粒の成長抑制による細粒強化、及び、再結晶の抑制を通じた転位強化により、強度の向上に寄与する元素である。Ｖ含有量が０．００１％未満であると、強度向上効果が十分に得られない場合があるので、Ｖ含有量は０．００１％以上が好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。  一方、Ｖ含有量が０．３００％を超えると、炭窒化物が過剰に析出して、成形性が低下する。そのため、Ｖ含有量は０．３００％以下とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．１５０％以下である。
【００３２】  Ｎｉ：０％以上、４．００％以下  Ｎｉは、高温での相変態を抑制し、強度の向上に寄与する元素である。Ｎｉ含有量が０．０１％未満であると、上記効果が十分に得られない場合があるので、Ｎｉ含有量は０．０１％以上が好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．１０％以上である。  一方、Ｎｉ含有量が４．００％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｎｉ含有量は４．００％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは３．５０％以下である。
【００３３】  Ｃｕ：０％以上、４．００％以下  Ｃｕは、鋼中に微細な粒子として存在して、鋼の強度の向上に寄与する元素である。Ｃｕ含有量が０．０１％未満であると、上記効果が十分に得られない場合があるので、Ｃｕ含有量は０．０１％以上が好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．１０％以上である。  一方、Ｃｕ含有量が４．００％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｃｕ含有量は４．００％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは３．５０％以下である。
【００３４】  Ｗ：０％以上、２．００％以下  Ｗは、高温での相変態を抑制し、鋼の強度の向上に寄与する元素である。Ｗ含有量が０．０１％未満であると、上記効果が十分に得られない場合があるので、Ｗ含有量は０．０１％以上が好ましい。Ｗ含有量は、より好ましくは０．１０％以上である。  一方、Ｗ含有量が２．００％を超えると、熱間加工性が低下して生産性が低下する。そのため、Ｗ含有量は２．００％以下とする。Ｗ含有量は、好ましくは１．２０％以下である。
【００３５】  Ｃａ：０％以上、０．０１００％以下  Ｃｅ：０％以上、０．０１００％以下  Ｍｇ：０％以上、０．０１００％以下  Ｚｒ：０％以上、０．０１００％以下  Ｌａ：０％以上、０．０１００％以下  Ｃｅ、Ｌａ以外のＲＥＭ：０％以上、０．０１００％以下  Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、及び、ＲＥＭは、成形性の向上に寄与する元素である。Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、及び、Ｃｅ、Ｌａ以外のＲＥＭが、それぞれ、０．０００１％未満であると、含有効果が十分に得られない場合があるので、これらの元素が含有される場合には、それぞれの元素の含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。より好ましくは、いずれの元素も、その含有量は０．００１０％以上である。  一方、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、及び、Ｃｅ、Ｌａ以外のＲＥＭの含有量が、それぞれ、０．０１００％を超えると、延性が低下する恐れがある。そのため、いずれの元素もその含有量を０．０１００％以下とする。好ましくは、いずれの元素も、その含有量は０．００７０％以下である。
【００３６】  なお、ＲＥＭとは、Ｒａｒｅ  Ｅａｒｔｈ  Ｍｅｔａｌの略であり、ここでは、Ｃｅ及びＬａを除くランタノイド系列に属する元素、Ｓｃ、並びに、Ｙを指す。Ｃｅ及びＬａは、他のランタノイド系列に属する元素に比べて上記効果を奏するため、本実施形態に係る鋼板ではＲＥＭからＣｅとＬａを除く。ＲＥＭは、ミッシュメタルの形態で含有することが多いが、ランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。不純物として、ランタノイド系列の元素を含んでいても、特性は阻害されない。
【００３７】  Ｓｎ：０％以上、１．０００％以下  Ｓｎは、組織の粗大化を抑制し、強度の向上に寄与する元素である。Ｓｎが０．００１％未満であると、上記含有効果が十分に得られない場合があるので、Ｓｎ含有量は０．００１％以上が好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。  一方、Ｓｎ含有量が１．０００％を超えると、鋼板が過度に脆化し、圧延時に鋼板が破断することがある。そのため、Ｓｎ含有量は１．０００％以下とする。Ｓｎ含有量は、好ましくは０．５００％以下である。
【００３８】  Ｓｂ：０％以上、０．２００％以下  Ｓｂは、組織の粗大化を抑制し、強度の向上に寄与する元素である。Ｓｂ含有量が０．００１％未満であると、上記効果が十分に得られない場合があるので、Ｓｂ含有量は０．００１％以上が好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。  一方、Ｓｂ含有量が０．２００％を超えると、鋼板が過度に脆化し、圧延時に鋼板が破断することがある。そのため、Ｓｂ含有量は０．２００％以下とする。Ｓｂ含有量は、好ましくは０．１００％以下である。
【００３９】  上述のように、本実施形態に係る鋼板は、必須元素を含み残部がＦｅ及び不純物となるか、必須元素と任意元素の１種以上とを含み、残部がＦｅ及び不純物からなる。不純物とは、鋼原料から及び／又は製鋼過程で不可避的に混入する元素であり、本実施形態に係る鋼板の特性を阻害しない範囲で存在が許容される元素である。
【００４０】  例えば、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｂ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｗ、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、ＲＥＭ、Ｓｎ、及び、Ｓｂは、いずれも、上述した好ましい下限値未満の微量であれば、不純物の扱いとしてもよい。
【００４１】  また、不純物として、上記の他に、Ｈ、Ｎａ、Ｃｌ、Ｓｃ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｙ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｔｅ、Ｃｓ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕ、及び、Ｐｂが、合計で０．０１０％以下の範囲で許容される。  鋼板全体の化学組成は、鋳造直前の溶鋼、又は、スラブ、冷間圧延前の鋼板、冷間圧延後の鋼板若しくは焼鈍工程後の鋼板のいずれかの板幅中央部であって１／４厚〜３／８厚の位置から採取した１０００ｍｍ３以上の試料をサンプルとする。このサンプルをＩＣＰ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ  Ｃｏｕｐｌｅｄ  Ｐｌａｓｍａ）発光分光分析法で分析することによって得られる。
【００４２】  次に、本実施形態に係る鋼板のミクロ組織について説明する。
【００４３】  本実施形態に係る鋼板では、フェライト、マルテンサイト及び残留オーステナイト、ベイナイト、並びにパーライトを含み、これらの面積率を制限する。このような組織とすることによって、強度が高くなるとともに、加工硬化が高くなり成形性、特に延性に優れる鋼板となる。  さらに、本実施形態に係る鋼板では、Ｍｎのマクロな偏析を緩和することによって、鋼板の場所による加工硬化量の変化を小さくしながら、Ｍｎのミクロな偏析を強くすることによって、低降伏強度かつ成形性に優れた鋼板となる。
【００４４】  本実施形態に係る鋼板のミクロ組織について説明する。  本実施形態に係る鋼板では、鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４（１／４厚）の位置を中央とする、鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／８の位置（１／８厚）〜表面から板厚方向に板厚の３／８の位置（３／８厚）の間の範囲のミクロ組織を限定する。その理由は、鋼板表面から板厚方向における１／４厚を板厚方向の中央位置とする１／８厚〜３／８厚のミクロ組織が、鋼板の代表的な組織であり、その構成が鋼板全体の機械特性と相関するからである。したがって、本実施形態において、組織分率を規定する板厚方向の範囲は“１／４厚を板厚方向の中央位置とする１／８厚〜３／８厚”とする。なお、組織分率を表すときの「％」は面積率である。
【００４５】＜フェライト：１０％以上、９７％以下＞  フェライトは延性の向上に寄与する組織である。フェライト分率が１０％未満になると、延性が低くなる。そのため、フェライト分率を１０％以上とする。フェライト分率は、好ましくは、１５％以上である。  一方、フェライトのみでは強度を５９０ＭＰａ以上とすることが難しいので、後述する残留オーステナイト及びマルテンサイトを３％以上含むことが必要である。そのため、フェライト分率を９７％以下とする。フェライト分率は、好ましくは９５％以下である。  ここでいうフェライトは、再結晶フェライト、未再結晶フェライトの両者を含む。
【００４６】＜残留オーステナイト及びマルテンサイト：３％以上、９０％以下＞  本実施形態に係る鋼板では、強度を確保するために、残留オーステナイト及びマルテンサイトを合計で３％以上、９０％以下含む必要がある。残留オーステナイトは、加工を加えると、マルテンサイトに変態するので、マルテンサイトと同じく強度を上昇させる。また、残留オーステナイトは、変態誘起塑性により、延性を高めることもできる。残留オーステナイト及びマルテンサイトの合計面積率（合計分率）は、好ましくは５％以上である。  一方、これらの分率が高すぎると、延性が低くなる。そのため、残留オーステナイト及びマルテンサイトの合計面積率を９０％以下とすることが好ましい。残留オーステナイト及びマルテンサイトの合計面積率は、より好ましくは８５％以下である。
【００４７】＜ベイナイト：０％以上、８７％以下＞  ベイナイトは、フェライトよりも高強度であるため、高強度化に寄与できる。しかしながら、延性が低いため、強度と成形性とのバランスを考えると、ベイナイト分率の上限は８７％とする。ベイナイト分率は、好ましくは、８５％以下である。残留オーステナイ及びマルテンサイトによって強度を向上させることができるので、ベイナイトは含まれなくてもよく、ベイナイトの面積率（分率）の下限は０％となるが、ベイナイトの面積率は、例えば、５％以上であってもよい。
【００４８】＜パーライト：０％以上、１０％以下＞  パーライトは、セメンタイトとフェライトの複合組織である。パーライトは、靱性を大きく劣化させるだけでなく、加工硬化を高めないので、延性や強度上昇への効果が少ない。そのため、パーライト分率を１０％以下に制限する。好ましくは、パーライト分率は、５％以下である。  パーライトは、本実施形態に係る鋼板には含まれなくてもよく、パーライト分率の下限は、０％であるが、パーライト分率は、例えば、２％以上であってもよい。
【００４９】  各相の面積率は以下の方法で算出する。  圧延方向に平行な板厚方向断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、ナイタールエッチングを行う。ナイタールエッチング後の観察面を光学顕微鏡又は走査電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＥＭ）で観察する。撮像した画像、又は、機器内の画像解析ソフトにより各組織の面積率は算出される。画像における１つの視野を、縦２００μｍ、横２００μｍ以上とし、異なる１０以上の視野について、それぞれ画像解析を行い、各組織の面積率を算出して平均値を求め、その平均値を面積率とする。
【００５０】  マルテンサイト等の周囲の組織よりも凹んでおり、かつ下部組織がなく凹凸が少ない平らな領域がフェライトである。  パーライトは、フェライトとセメンタイトが層状になったラメラーを呈しているため、ラメラーとなっている領域をパーライトとする。層をなしているセメンタイトが途中で切れている擬似パーライトも、パーライトに含まれる。  ベイナイトは、フェライトと同様にマルテンサイト組織よりも凹んでいるが、フェライトとは異なり、その形態が細長いラスやブロック状をしており、ラスやブロックの間に炭化物や残留オーステナイトが存在している。よって、形態が細長いラスやブロック状をしており、ラスやブロックの間に炭化物や残留オーステナイトが存在している組織をベイナイトとする。
【００５１】  本実施形態に係る鋼板では、上記の特徴によって、フェライト、パーライト、ベイナイトを同定し、その面積率を測定した後、フェライト、ベイナイト、パーライト以外の領域をマルテンサイトと残留オーステナイトと判断し、その面積率を得る。  ＳＥＭで観察すると、マルテンサイトと残留オーステナイトとはいずれも平な組織であるため、区別することが難しい。しかしながら、オーステナイトは、加工後にマルテンサイトに変態することから、残留オーステナイトとマルテンサイトのそれぞれの面積率を規定する必要はなく、合計の面積率を規定する。
【００５２】  上記の組織測定は、圧延方向に平行な板厚方向断面の、表面から、板厚の１／４の厚さの位置（１／４厚）を中心として測定している。
【００５３】＜１／４厚における圧延面に平行な面の隣り合う高Ｍｎ領域の中心同士の平均距離が１．００ｍｍ以下＞  本発明者らは、鋼板の圧延方向に平行な面かつ板厚方向に垂直な面（鋼板の表面と平行な面）において、Ｍｎ含有量の高い領域と低い領域では加工硬化能が異なり、この違いが鋼板の場所による加工硬化能の差につながる大きな要因となることを見出した。  また、本発明者らは、さらにミクロにみれば、どの程度の領域でＭｎ含有量が均一であれば場所による加工硬化能の差が小さくなるかを検討した。その結果、たとえば、プレス成形中の変形挙動の予測をする場合に用いるＦＥＭ（Ｆｉｎｉｔｅ  Ｅｌｅｍｅｎｔ  Ｍｅｔｈｏｄ）による解析では、各要素は、数ｍｍ×数ｍｍ程度の領域とすれば、成形の予測精度が高くなることから、鋼板においても、数ｍｍのオーダーで均一にすればよいことがわかった。  そこで、本発明者らは、１００ｍｍ×１００ｍｍの領域を測定範囲とし、当該測定範囲におけるＭｎ含有量の最大値をＭｎｍａｘ、当該測定範囲におけるＭｎ含有量の平均値をＭｎａｖｅとしたときに、Ｍｎ含有量が（Ｍｎａｖｅ＋Ｍｎｍａｘ）／２以上となる領域を高Ｍｎ領域、高Ｍｎ領域以外の領域を低Ｍｎ領域として、高Ｍｎ領域の存在状態が、加工硬化能に及ぼす影響を調査した。  その結果、隣り合う高Ｍｎ領域（Ｍｎ含有量が高い領域）の中心同士の距離（高Ｍｎ領域の中心とその隣り合う高Ｍｎ領域の中心との距離）の平均が１．００ｍｍ以下となるくらいに組織が均一であれば、加工硬化量の差が小さくなることが分かった。  そのため、本実施形態に係る鋼板では、１／４厚における鋼板の表面と平行な面の高Ｍｎ領域の中心同士の平均距離を１．００ｍｍ以下とする。１／４厚における鋼板の表面と平行な面の高Ｍｎ領域の中心同士の平均距離は、好ましくは０．８０ｍｍ以下である。  一方、１／４厚における鋼板の表面と平行な面の高Ｍｎ領域の中心同士の平均距離が０．１５ｍｍを下回ると、個々の高Ｍｎ領域のサイズが微細になり、個所ごとの高Ｍｎ領域の個数密度の偏差が大きくなって、プレス成形の精度が劣化する懸念がある。そのため、高Ｍｎ領域の中心同士の平均距離は０．１５ｍｍ以上とすることが好ましい。１／４厚における鋼板の表面と平行な面の高Ｍｎ領域の中心同士の平均距離は、より好ましくは、０．２５ｍｍ以上である。
【００５４】  高Ｍｎ領域及び低Ｍｎ領域は、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｐｒｏｂｅ  Ｍｉｃｒｏ  Ａｎａｌｙｚｅｒ）によって決定できる。  具体的には、鋼板の表面と平行な面を、鋼板の表面から板厚の１／４の位置（１／４厚）まで研磨し、ＥＰＭＡにより、１００ｍｍ×１００ｍｍの領域のＭｎの分布を求める。Ｍｎ濃度（Ｍｎ含有量）の絶対値が重要であるため、Ｃ、Ｍｎやその他含有される元素の標準試料を計測して、定量分析を行う。測定する点の間隔は、測定時間等によって適宜調整すればよい。しかしながら、Ｍｎが高濃度の領域は０．２〜０．３ｍｍ程度の大きさであるので、測定間隔は０．０１ｍｍ以下が好ましい。本実施形態における検討では、測定間隔を０．０１ｍｍとしている。  測定後、測定領域全体のＭｎ含有量の平均値をＭｎａｖｅとし、最大値をＭｎｍａｘとし、Ｍｎ含有量が、（Ｍｎａｖｅ＋Ｍｎｍａｘ）／２以上の領域を高Ｍｎ領域とする。より詳細には、（Ｍｎａｖｅ＋Ｍｎｍａｘ）／２以上のＭｎ含有量の測定点が、連続して１０点以上つながっており、これらの点により面を規定できる場合、これらの測定点で囲まれる領域を高Ｍｎ領域とする。囲まれた領域の内側に（Ｍｎａｖｅ＋Ｍｎｍａｘ）／２よりも低い測定点が数点含まれる場合もあるが、その測定点も高Ｍｎ領域の一部とする。  そして、測定されたすべての高Ｍｎ領域の中心を求める。それぞれの高Ｍｎ領域の中心から隣り合う高Ｍｎ領域の中心までの距離を求め、その平均を、高Ｍｎ領域の中心同士の平均距離とする。中心の求め方は、高Ｍｎ領域をＥＰＭＡで測定したそれぞれの座標から求める。たとえば、高Ｍｎ領域にｎ点測定点が含まれており、それぞれの測定点に１〜ｎまでの番号を付け、それぞれの座標を（Ｘｉ、Ｙｉ）と定義したとき（ｉは１〜ｎの整数）、中心座標（Ｘｃ、Ｙｃ）を、（｛Ｘ１＋Ｘ２＋・・＋Ｘｎ｝／ｎ、｛Ｙ１＋Ｙ２＋・・・＋Ｙｎ｝／ｎ）と定義する。Ｘ１＋Ｘ２＋・・・＋Ｘｎとは、Ｘ１からＸｎまでのｎ個をすべて加算するという意味である。
【００５５】＜表面から板厚方向に板厚の１／４の位置の圧延方向に平行な面において、板幅の中央部における前記高Ｍｎ領域の密度（個数密度）ＤＡと、板幅端部から板幅の１／４の位置における高Ｍｎ領域の密度（個数密度）ＤＢとが０．７７≦ＤＡ／ＤＢ≦１．３０を満たす＞  上記のように、数ｍｍ単位の領域で高Ｍｎ領域の中心同士の平均距離が短く、均一となったとしても、数百ｍｍ程度離れた領域で、高Ｍｎ領域の密度等が異なっている場合には、プレス成形の精度が低くなってしまう。  本発明者らが検討した結果、板幅方向の中央部（板幅をｗとしたときの板幅端部からｗ／２の位置）と中央部から板幅１／４の位置（１／４幅）とでの加工硬化量の差を小さくするためには、板幅中央部の高Ｍｎ領域の密度ＤＡと１／４幅の高Ｍｎ領域の密度ＤＢとの差を小さくすれば、幅方向の加工硬化量の差を小さくできることが分かった。具体的には、板幅中央部の高Ｍｎ領域の密度（個数密度）ＤＡと１／４幅の高Ｍｎ領域の密度（個数密度）ＤＢとが、式（１）を満足すれば幅方向の加工硬化量の差を十分に小さくできることが分かった。式（１）の範囲を外れると、幅方向の加工硬化量の差が大きくなる。ＤＡ／ＤＢは、式（２）の範囲を満足することが好ましく、式（３）の範囲を満足することがより好ましい。  ０．７７≦ＤＡ／ＤＢ≦１．３０  式（１）  ０．８０≦ＤＡ／ＤＢ≦１．２５  式（２）  ０．８３≦ＤＡ／ＤＢ≦１．２０  式（３）
【００５６】  板幅の中央部、１／４幅の各位置における、高Ｍｎ領域の密度（密度ＤＡ、密度ＤＢ）は、１００ｍｍ×１００ｍｍの測定領域をＥＰＭＡで測定して求める。その際、測定領域の圧延方向に平行な中心線が概ね板幅の中央部、板幅方向の一方の端から１／４の距離にそれぞれ一致するように測定領域を決定すればよい。また、高Ｍｎ領域の密度とは、各測定領域（１００ｍｍ×１００ｍｍ）全体の面積当たりの高Ｍｎ領域の個数密度であり、例えば、個／ｍｍ２等の単位で表される。
【００５７】＜表面から板厚方向に板厚の１／４の位置の圧延方向に平行な面において、高Ｍｎ領域における硬さの平均の低Ｍｎ領域における硬さの平均に対する比が、１．１〜２．０＞  高Ｍｎ領域の中心同士の平均距離が１．００ｍｍ以下であり、かつ、幅中央部と１／４幅との高Ｍｎ領域の密度の比が上記式（１）を満たす範囲にあったとしても、高Ｍｎ領域における硬さの平均の、低Ｍｎ領域における硬さの平均に対する比が、２．０を超える場合には、鋼板の場所による加工硬化の変化が大きくなってしまう。そのため、高Ｍｎ領域における硬さの平均の低Ｍｎ領域における硬さの平均に対する比を２．０以下とする。上記比は、好ましくは１．９０以下であり、より好ましくは１．８０以下である。  一方、高Ｍｎ領域における硬さの平均の、低Ｍｎ領域における硬さの平均に対する比の下限は特に定める必要はないが、高Ｍｎ領域と低Ｍｎ領域とではＭｎ含有量の差があるので、通常、上記比は１．１以上になる。そのため、表面から板厚方向に板厚の１／４の位置の圧延面に平行な面における高Ｍｎ領域における硬さの平均の、低Ｍｎ領域における硬さの平均に対する比を１．１以上とする。
【００５８】  硬さの測定は、ビッカース硬さ試験  ＪＩＳＺ２２４４：２００９に準拠し行う。荷重は、圧痕が、数μｍになる程度、例えば、１０ｇｆに設定し、４００μｍ×４００μｍの領域を０．２μｍピッチで測定する。そして、高Ｍｎ領域の硬さの平均と、低Ｍｎ領域の硬さの平均を算出する。
【００５９】  ＜表面から板厚方向に板厚の１／４の位置の圧延方向に平行な面において、低Ｍｎ領域の各測定点におけるＭｎ含有量の、上位５％の平均と下位５％の平均との差が、０．３質量％以上＞  上記高Ｍｎ領域の中心同士の平均距離、板幅の中央部における前記高Ｍｎ領域の密度ＤＡと、板幅端部から板幅の１／４の位置における高Ｍｎ領域の密度ＤＢとの比、及び高Ｍｎ領域における硬さの平均と低Ｍｎ領域における硬さの平均との比を制御することで、Ｍｎのマクロ（１００μｍ〜数ｍｍのオーダー）な偏析を小さくすることができる。また、その結果、たとえば、幅方向の場所による加工硬化量の変化を小さくすることができる。  一方、単純に上記を制御しようとした場合、ミクロ偏析部まで小さくなってしまう。しかしながら、ミクロ偏析については、一定の水準以上とすることが好ましい。ミクロ偏析部があることによって、Ｍｎが濃化し、その結果、幅方向と垂直な、圧延方向の場所による加工硬化量の変化を小さくすることができるからである。この理由は定かではないが、例えば、Ｍｎが濃化することによって、熱処理時のＡｃ１〜Ａｃ３の温度域が広がるので、熱処理時のわずかな温度変化に対するわずかなミクロ組織の変化がより小さくなり、加工硬化量の変化のみのわずかな機械特性の変化も小さくなると考えられる。  本発明者らが検討した結果、ミクロ偏析部が小さいと、圧延方向の位置に対する加工硬化量の変化が大きくなり、低Ｍｎ領域のＭｎ含有量の上位５％の平均値と同下位５％の平均値の差が０．３質量％未満であると、その傾向が大きいことが分かった。  したがって、本実施形態に係る鋼板では、低Ｍｎ領域の測定範囲中の各測定点におけるＭｎ含有量の、上位５％の平均と下位５％の平均との差を０．３質量％以上とする。低Ｍｎ領域の測定範囲中の各測定点におけるＭｎ含有量の、上位５％の平均と下位５％の平均との差は、好ましくは、０．４質量％以上である。  一方、測定範囲中の低Ｍｎ領域の各測定点におけるＭｎ含有量の上位５％の平均値と下位５％の平均値との差が過剰に大きい場合、破壊の起点となる脆性領域が形成され、鋼板の成型性が低下することが懸念される。そのため、測定範囲中の低Ｍｎ領域の各測定点におけるＭｎ含有量の上位５％の平均値と下位５％の平均値との差は、１．００質量％以下であることが好ましい。
【００６０】  低Ｍｎ領域の各測定点におけるＭｎ含有量の、上位５％の平均と下位５％の平均との差は、以下の方法で求める。上記ＥＰＭＡの測定で求めた低Ｍｎ領域のうち、高Ｍｎ領域の端部から２０μｍ以上離れた領域において、２００μｍ×２００μｍの領域を０．０５μｍステップ（間隔）でＥＰＭＡ測定する。高Ｍｎ領域の端部からの２０μｍ離れた位置で、上記２００μｍ×２００μｍの低Ｍｎ領域を確保できない鋼材では、面積の合計が４００００μｍ2以上となるように、高Ｍｎ領域の端部から２０μｍ以上離れた位置における複数の低Ｍｎ領域においてＭｎ含有量を測定する。得られた各測定点のＭｎ含有量のうち上位５％の平均値と、下位５％の平均値とを求め、その差を求める。
【００６１】  本実施形態に係る鋼板では、表面に溶融亜鉛めっきが施されていてもよい。すなわち、本実施形態に係る鋼板は、表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であってもよい。溶融亜鉛めっきが施されていることによって、耐食性を上げることが出来る。溶融亜鉛めっき層は、合金化溶融亜鉛めっき層であってもよい。溶融亜鉛めっき層は、通常のめっき条件で形成した溶融亜鉛めっき層でよく（亜鉛合金を溶融めっきで形成しためっき層も含む）、合金化溶融亜鉛めっき層は、溶融亜鉛めっき層を通常の合金化処理条件で合金化しためっき層でよい。  亜鉛めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であることによって、耐食性に加えて、スポット溶接時において、連続で打点できる数が、合金化していない場合に比べて、増加する。
【００６２】  合金化溶融亜鉛めっき層のめっき付着量は、特定の量に限定されないが、所要の耐食性を確保する点で、片面あたりの付着量で５ｇ／ｍ２以上が好ましい。
【００６３】  本実施形態に係る鋼板では、塗装性や溶接性を改善する目的で、合金化溶融亜鉛めっき層の上に、上層めっき（例えば、Ｎｉめっき）を施してもよい。また、合金化溶融亜鉛めっき層の表面性状を改善する目的で、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施してもよい。
【００６４】  本実施形態に係る鋼板の板厚は限定されないが、０．１〜１１．０ｍｍが好ましい。板厚が０．１〜１１．０ｍｍの鋼板は、プレス加工で製造する自動車用部材の素材鋼板として好適である。また、上記板厚の高強度薄鋼板は、薄板製造ラインで容易に製造することができる。
【００６５】  次に、本実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。
【００６６】  本実施形態に係る鋼板は、製造方法に依らず上記の特徴を有していれば効果が得られるが、以下の工程を含む製造方法であれば安定して製造できるので好ましい。（Ｉ）上述した本実施形態に係る鋼板と同様の化学組成を有する鋼を溶製し、溶製された前記鋼を鋳造しスラブを製造し、前記スラブを、９５０〜５５０℃の温度に亘って、前記スラブに厚さ方向に１０Ｎ／ｃｍ２以上の圧力を付与しながら平均冷却速度が１００℃／ｈ以上となるように冷却することによりスラブを製造する鋳造工程（ＩＩ）前記スラブを、室温まで冷却した後又は室温まで冷却する前に、６５０℃以上８５０℃以下の温度域における加熱速度が５０℃／ｍｉｎ以下となるように、１１００℃以上１２８０℃以下の温度域に加熱する加熱工程（ＩＩＩ）前記加熱工程後のスラブを、１０５０℃以上の温度域で３５％以上の累積圧下率で熱間圧延して熱延鋼板を得る熱間圧延工程（ＩＶ）前記熱延鋼板を、前記熱間圧延工程完了後、３秒以内に冷却を開始し、かつ７００℃までの平均冷却速度が２０℃／ｓ以上となるように６５０℃以下に冷却する冷却工程（Ｖ）前記冷却工程後の前記熱延鋼板を３００℃以上、６５０℃以下の温度域で巻取る巻取り工程（ＶＩ）前記巻取り工程後の前記熱延鋼板に酸洗処理を施して酸洗鋼板とする酸洗工程（ＶＩＩ）前記酸洗鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程（ＶＩＩＩ）前記冷延鋼板を、１０．０℃／ｓ以下の平均加熱速度でＡｃ１℃以上１０００℃以下の焼鈍温度に加熱し、前記焼鈍温度で５秒以上６００秒以下保持する焼鈍工程（ＩＸ）前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、１℃／ｓ以上２００℃／ｓ以下の平均冷却速度で、１５０℃以上５５０℃以下の滞留温度に冷却する焼鈍後冷却工程（Ｘ）前記滞留温度で１５秒〜１０００秒滞留させる滞留工程（ＸＩ）前記滞留工程後の前記冷延鋼板を、室温に冷却する最終冷却工程。
【００６７】  以下各工程について説明する。
【００６８】＜鋳造工程＞  鋳造工程では、本実施形態に係る鋼板と同様の組成を有する鋼を溶製し、溶製された鋼を鋳造してスラブを製造し、前記スラブを、９５０〜５５０℃の温度に亘って、前記スラブに１０Ｎ／ｃｍ２以上の圧力を厚さ方向付与しながら平均冷却速度が１００℃／ｈ以上となるように冷却することによりスラブを製造する。凝固するまでの冷却過程における冷却の仕方は、冷却速度が幅方向で一定になるように、中央部の水を増やすなどの調整を行いながら、冷却することが好ましい。なお、ここで言う厚さ方向とは、後工程の熱間圧延工程後の鋼板の板厚方向に対応する方向である。
【００６９】  ９５０〜５５０℃においては、Ｍｎの濃化が起きる。この温度域での冷却速度が遅いと、板厚の１／４面（鋼板表面から板厚方向における板厚の１／４位置の圧延方向に平行な面）における高Ｍｎ領域の中心同士の平均距離が１．００ｍｍを超えたり、式（１）を満たさなくなったり、高Ｍｎ領域における硬さの平均の、低Ｍｎ領域における硬さの平均に対する比が、上記の範囲から外れたりする。この原因は明らかではないが、冷却過程における９５０〜５５０℃においては、組織を構成する相が、フェライトやオーステナイト等の複数の相に分かれる。この組織は、鋳造時で生じたＭｎ等の濃度ムラを反映して不均一な組織となっており、Ｍｎの濃化が起こりやすい。そのため、高Ｍｎ領域におけるＭｎ含有量が高くなったり、高Ｍｎ領域が局在化しやすくなったりすることに起因しているものと考えられる。平均冷却速度が１００℃／ｈ未満となると、上記のように本発明の範囲から外れる。そのため、９５０〜５５０℃における平均冷却速度を１００℃／ｈ以上とする。９５０〜５５０℃における平均冷却速度は、好ましくは、１５０℃／ｈ以上である。  一方、平均冷却速度が過度に大きくなると、鋳片内部の温度偏差が大きくなり、スラブが割れるリスクが生じる。このため、９５０〜５５０℃における平均冷却速度は５００℃／ｈ以下であることが好ましい。
【００７０】  鋳造工程では、９５０〜５５０℃の温度に亘って、スラブに１０Ｎ／ｃｍ２以上の圧力を厚さ方向に付与しながら冷却することが必要である。圧力を付与しなかったり、圧力が小さいと、板厚の１／４面における高Ｍｎ領域の中心同士の平均距離が１．００ｍｍを超えたり、式（１）を満たさなくなったり、高Ｍｎ領域における硬さの平均の、低Ｍｎ領域における硬さの平均に対する比が、上記の範囲から外れたりする。このメカニズムは明らかではないが、圧力を加えることによって、結晶格子が圧縮され、ＣやＭｎの拡散が遅くなることなどが考えられる。そのため、スラブに付与する厚さ方向の圧力を１０Ｎ／ｃｍ２以上とする。９５０〜５５０℃の温度に亘って、スラブに付与する厚さ方向の圧力は、好ましくは、３０Ｎ／ｃｍ２以上である。  一方、過度に大きな圧力を付与すると、スラブが変形し、スラブが割れるリスクが生じる。このため、９５０〜５５０℃の温度域において、スラブに付与する厚さ方向の圧力は１００Ｎ／ｃｍ２以下とすることが好ましい。
【００７１】＜加熱工程＞  鋳造したスラブを、室温まで冷却した後又は室温まで冷却する前に１１００℃以上１２８０℃以下の温度に加熱する。加熱温度が低すぎると、炭化物が溶解せず残る。この場合、そのあとに熱処理をしても、Ｃが炭化物中に含まれてしまうため、多量のＣを必要とするマルテンサイトや残留オーステナイトの分率が減ってしまう。そのため、１１００℃を下限とする。加熱温度は、好ましくは、１１９０℃以上である。一方、加熱温度が高すぎると、製造コストが高くなったり、粒径が大きくなりすぎたりして靱性が低下するので、上限を１２８０℃とする。加熱温度は、好ましくは、１２７５℃以下である。
【００７２】  また、加熱工程では、６５０℃以上８５０℃以下の温度域における平均加熱速度を５０℃／ｍｉｎ以下とする。  このような加熱によって、ミクロ偏析が進行し、圧延方向の加工硬化量の差を小さくすることができる。平均加熱速度が５０℃／ｍｉｎを超えると、ミクロ偏析の進行が足りず、低Ｍｎ領域におけるＭｎ含有量の、上位５％の平均値と下位５％の平均値との差が小さくなってしまう。６５０℃以上８５０℃以下の温度域における平均加熱速度は、好ましくは４０℃／ｍｉｎ以下である。  一方、加熱工程で過度に長時間滞留することは、スラブの表面品位を損ない、最終製品の外観が劣化するため、好ましくない。この観点から、６５０℃以上８５０℃以下の温度域における平均加熱速度は５℃／ｍｉｎ以上とすることが好ましい。６５０℃以上８５０℃以下の温度域における平均加熱速度は、より好ましくは、１０℃／ｍｉｎ以上である。
【００７３】＜熱間圧延工程＞  加熱したスラブを１０５０℃以上の温度域で３５％以上の累積圧下率で熱間圧延して熱延鋼板を得る。熱間圧延による大きな変形によって、マクロな偏析を小さくすることができる。１０５０℃以上の温度域での累積圧下率が３５％未満ではマクロな偏析を抑える効果が小さくなり、板厚の１／４面における高Ｍｎ領域の中心同士の平均距離が１．００ｍｍを超えたり、式（１）を満たさなくなったり、高Ｍｎ領域における硬さの平均の、低Ｍｎ領域における硬さの平均に対する比が、上記の範囲から外れたりする。そのため、１０５０℃以上の累積圧下率の下限を３５％とする。１０５０℃以上の温度域での累積圧下率は、好ましくは、４０％以上である。一方、１０５０℃以上の累積圧下率は、特段制限されず、例えば、８０％以下であってよい。  １０５０℃未満での圧延率を高くしても、マクロ偏析を小さくする効果は小さい。そのため、１０５０℃以上の温度域での累積圧下率を制御する。
【００７４】＜冷却工程＞  熱間圧延終了後、３秒以内に冷却（急冷）を開始する。冷却開始までの時間を短くすることによって、マクロな偏析を小さくすることができる。熱間圧延終了後から冷却開始までの時間が３秒を超えると、板厚の１／４面における高Ｍｎ領域の中心同士の平均距離が１．００ｍｍを超えたり、式（１）を満たさなくなったり、高Ｍｎ領域における硬さの平均の、低Ｍｎ領域における硬さの平均に対する比が、上記の範囲から外れたりする。このメカニズムは明らかではないが、上記熱間圧延によって分散したＭｎは、その後高温で保持されると、再び濃化してしまうためと推測される。なお、熱間圧延終了時点は、熱間圧延工程における最後の圧延ロールによる圧延が終了した時点を言う。また、冷却開始時点は、水等の冷媒を吹き付けて１０℃／秒以上の冷却速度での冷却を開始した時点を言う。また、冷媒には、水、気水、または、窒素ガス、水素ガス、ヘリウムガス、空気などのガス、もしくはこれらの混合物が使用されてよい。
【００７５】  また、冷却工程では、冷却開始から７００℃までの平均冷却速度を２０℃／ｓ以上として６５０℃以下に冷却する。平均冷却速度２０℃／ｓ未満であると、板厚の１／４面における高Ｍｎ領域の中心同士の平均距離が１．００ｍｍを超えたり、式（１）を満たさなくなったり、高Ｍｎ領域における硬さの平均の、低Ｍｎ領域における硬さの平均に対する比が、上記の範囲から外れたりする。このメカニズムは明らかではないが、当該温度域では、粗大なフェライトが不均一に出やすいことに起因していると推測している。平均冷却速度が遅いと、粗大なフェライト変態が進み、ミクロ組織が、不均一となってしまう。不均一な組織では、板幅方向の位置によって、フェライトの量が大きく異なる傾向にある。フェライトからオーステナイトへのＭｎの濃化が起こるため、板厚の１／４面における高Ｍｎ領域の中心同士の平均距離が１．００ｍｍを超えたり、高Ｍｎ領域における硬さの平均の、低Ｍｎ領域における硬さの平均に対する比が、上記の範囲から外れたりするものと考えられる。また、フェライト量が異なれば濃化度合も異なるため、幅方向のＭｎ濃化度合が異なってくるため式（１）を満たさないと考えられる。  冷却工程での冷却温度の下限は、好ましくは、３００℃である。冷却温度が３００℃以上であれば、次工程である巻取り工程前に、冷却工程後の熱延鋼板を再度加熱する必要がない。
【００７６】＜巻取り工程＞  巻取り工程では、６５０℃以下の温度域に冷却した後の熱延鋼板を、３００℃以上、６５０℃以下の温度域で巻取る。上記のように冷却工程で７００℃までの平均冷却速度を制御し、均一な組織としたうえで、巻取り処理を行う。巻取り温度が６５０℃超であると、フェライトが粗大に成長してしまい、板厚の１／４面における高Ｍｎ領域の中心同士の平均距離が１．００ｍｍを超えたり、式（１）を満たさなくなったり、高Ｍｎ領域における硬さの平均の、低Ｍｎ領域における硬さの平均に対する比が、上記の範囲から外れたりする。このメカニズムは明らかではないが、当該温度域でも、粗大なフェライトができやすく、不均一な組織になりやすいため、Ｍｎが不均一に濃化することによって、板厚の１／４面における高Ｍｎ領域の中心同士の平均距離が１．００ｍｍを超えたり、高Ｍｎ領域における硬さの平均の、低Ｍｎ領域における硬さの平均に対する比が、上記の範囲から外れたりするものと考えられる。そのため、巻取り温度を６５０℃以下とする。巻取り温度は、より好ましくは６００℃以下である。  一方、巻取り温度が３００℃未満であると、ミクロ偏析が進行せず、板幅の中央部付近の領域であっても低Ｍｎ領域におけるＭｎ濃度の上位５％の平均値と下位５％の平均値の差が小さくなってしまう。そのため、巻取り温度は３００℃以上とする。巻取り温度は、好ましくは、４６０℃以上である。
【００７７】＜酸洗工程＞  酸洗工程では、巻取り工程後の熱延鋼板を必要に応じて巻き戻した後、酸洗処理を施して酸洗鋼板とする。酸洗条件は通常の方法でよい。スケールが多量についている場合には、塩酸等の濃度を高めるか、温度を高めればよい。
【００７８】＜冷間圧延工程＞  冷間圧延工程では、酸洗鋼板に冷間圧延を施して所定の板厚の冷延鋼板とする。圧下率等の冷延条件は常法でよい。
【００７９】＜レベラー加工工程＞  冷間圧延工程の後に、冷延鋼板にレベラーを用いて加工を施すことが好ましい。レベラー加工は必須ではないが、レベラー加工を施すと、式（１）におけるＤＡ／ＤＢの絶対値が小さくなるので好ましい。この理由は定かではないが、レベラー加工を施すと、板形状の改善や、レベラーの歪も幅方向に均一に残るため、引き続く熱処理でのＭｎの分散が進んだり、均一に熱が加わることで、その後のＭｎの拡散等も均一におこるためと考えられる。レベラー加工条件は限定されないが、ロールレベラーで、鋼板表面に導入される歪の量が０．２〜０．３％となる条件が好ましい。
【００８０】＜焼鈍工程＞  焼鈍工程では、冷延鋼板を、１０．０℃／ｓ以下の平均加熱速度でＡｃ１℃以上１０００℃以下の焼鈍温度に加熱し、前記焼鈍温度で５秒以上６００秒以下保持する。  平均加熱速度が１０．０℃／超になると、ミクロ偏析が進行せず、低Ｍｎ領域におけるＭｎ含有量の上位５％の平均値と下位５％の平均値の差が小さくなる。このメカニズムは明らかではないが、室温からの加熱時には、組織がフェライトやベイナイト、マルテンサイト等のＢＣＣ（体心立方）構造を有する組織にセメンタイト等の炭化物が分散している。ＢＣＣ構造組織からこれに分散しているセメンタイトへＭｎが拡散して濃化することによって、低Ｍｎ領域においても、Ｍｎ含有量の差が大きくなるためと思われる。このことから、平均加熱速度を１０．０℃／ｓ以下とする。平均加熱速度は、好ましくは８．０℃／ｓ以下である。
【００８１】  また、加熱温度（焼鈍温度）がＡｃ１℃未満であると、セメンタイトが溶け残ることで、残留オーステナイトやマルテンサイトが少なくなり、強度や延性が低下する。そのため、加熱温度をＡｃ１℃以上とする。加熱温度は、好ましくは、７４５℃以上である。Ａｃ１は化学組成を用いて、レスリー鉄鋼材料学、ｐ２７３に記載の以下の式によって求められる。Ａｃ１＝７２３−１０．７×Ｍｎ−１６．９×Ｎｉ＋２９．１×Ｓｉ＋１６．９×Ｃｒ＋２９０×Ａｓ＋６．３８×Ｗ  ここで、上記式中、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ａｓ及びＷは、鋼板における各元素の含有量（質量％）である。
【００８２】  一方、焼鈍の加熱温度が１０００℃を超えると、フェライト分率が大幅に減少し、強度と延性とのバランスが悪くなる。そのため、加熱温度を１０００℃以下とする。加熱温度は、好ましくは９５０℃以下である。
【００８３】  Ａｃ１℃以上１０００℃以下の温度域で５秒以上６００秒以下保持すると、フェライトやセメンタイトがオーステナイトに変態する。保持時間が５秒未満では、セメンタイトの溶解が安定して起きず、残留オーステナイトやマルテンサイトが得られない。そのため保持時間を５秒以上とする。保持時間は、このましくは、５０秒以上である。一方、保持時間が長すぎると、コストが大幅にかかるため上限を６００秒にする。保持時間は、好ましくは、２４０秒以下である。
【００８４】＜焼鈍後冷却工程＞  上記焼鈍工程の後、１℃／ｓ以上２００℃／ｓ以下の平均冷却速度で１５０℃以上５５０℃以下の温度域（滞留温度）に冷却する。  平均冷却速度が１℃／ｓ未満であると、パーライト変態が進行してしまい、強度や延性が低下する。そのため、平均冷却速度は１℃／ｓ以上である。平均冷却速度は、好ましくは５℃／ｓ以上である。一方、冷却速度が速すぎると、冷却速度むらが鋼板の長手方向および幅方向に発生し、それに伴って体積変化のむらが生じるため、板の形状が悪くなり、安定したプレス成形が出来ない。そのため、平均冷却速度を２００℃／ｓ以下とする。平均冷却速度は、好ましくは、６０℃／ｓ以下である。  冷却停止温度を上記範囲としたのは、１５０℃以上５５０℃以下ならベイナイト変態が起き、強度上昇に寄与できるためである。
【００８５】＜滞留工程＞  上記焼鈍後冷却工程後、その温度域（滞留温度：５５０℃〜１５０℃）に滞留させる。滞留とは、冷延鋼板の温度を保持又は冷却することで、冷延鋼板の温度を、１５０℃以上５５０℃以下の温度域に１５秒以上１０００秒以下の時間保持されるように制御することを意味する。  保持時間が短いと、高Ｍｎ領域における硬さの平均の、低Ｍｎ領域における硬さの平均に対する比が大きくなりすぎてしまう。１５０℃以上５５０℃以下の温度域に１５秒以上１０００秒以下保持することにより、マルテンサイトの強度が低下する。マルテンサイト量が多い高Ｍｎ領域のほうが、保持による硬さの低下が大きいので、保持によって上記の比が小さくなり、その結果、場所による加工硬化の差を小さくできるものと考えられる。よって、保持時間を１５秒以上とする。保持時間は、好ましくは、３５秒以上である。  一方、保持時間が長すぎると、マルテンサイト周辺の可動転位が少なくなり、降伏比が高くなってしまう。保持時間が１０００秒を超えると、特に降伏比が大きくなってしまうことから上限を１０００秒とした。保持時間は、より好ましくは６００秒以下である。
【００８６】＜最終冷却工程＞  滞留工程後の冷延鋼板を室温まで冷却する。冷却条件については特に限定されない。その後スキンパス圧延などにより、軽い形状矯正等を行ってもよい。
【００８７】  上記の工程を含む製造方法によって本実施形態に係る鋼板を得ることができる。  ただし、鋼板を溶融亜鉛めっき鋼板、又は合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする場合には、さらに以下の工程を行うことが好ましい。
【００８８】＜溶融亜鉛めっき工程＞  鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を形成する場合、滞留工程と最終冷却工程との間に、冷延鋼板を溶融亜鉛浴に浸漬することが好ましい。めっき条件等は常法に従えばよい。
【００８９】＜合金化工程＞  溶融亜鉛めっき工程後、冷延鋼板を４７０℃以上５５０℃以下に再加熱し、６０秒以下保持することによって、溶融亜鉛めっき層を合金化溶融亜鉛めっき層として合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることが出来る。
【実施例】
【００９０】  次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。【００９１】  表１に示す成分組成の溶鋼を、常法に従い連続鋳造して鋳造スラブとした。表１において、鋼種Ａ〜Ｔの化学組成は、本発明の化学組成を満たしている。【００９２】  一方、鋼種ａａはＮｂ含有量、鋼種ｂｂはＣ含有量、鋼種ｃｃはＳｉ含有量、鋼種ｄｄ及びｅｅはＭｎ含油量、鋼種ｆｆはＰ含有量、鋼種ｇｇはＳ含有量、鋼種ｈｈはＡｌ含油量、鋼種ｉｉはＴｉ含有量が本発明の化学組成の範囲を満たさない。【００９３】
【表１】
2020209276.tif 000002
【００９４】  表１に示す化学組成の鋳造スラブを、表２−１〜２−４に示す条件で、加熱し、熱間圧延し、冷却し、巻取り、酸洗し、冷間圧延に供したのち、必要に応じてレベラー処理を施した。冷間圧延後の板厚は０．３５〜１．２ｍｍとした。この鋼板を表２−１〜２−４に示す条件で、焼鈍し、冷却した。条件によっては、さらに溶融亜鉛めっきを施した。また、一部については合金化処理も行った。酸洗では、室温まで冷却した鋼板を、温度を８０℃以上９０℃以下に制御した塩化水素として５〜１０質量％の塩酸に、合計で３０秒以上１００秒以下浸漬することで、表面のスケールを除去した。  また、本実施例における冷却工程の冷却温度は、巻取り工程の巻取り温度と等しい。すなわち、冷却工程では、表２−１〜２−４に示す巻取り温度に熱延鋼板を冷却した。  なお、表２−１〜２−４中、溶融亜鉛めっき工程のめっき種における「ＧＩ」は、溶融亜鉛めっきを示し、「ＧＡ」は、合金化溶融亜鉛めっきを示す。【００９５】
【表２−１】
2020209276.tif 000003
【００９６】
【表２−２】
2020209276.tif 000004
【００９７】
【表２−３】
2020209276.tif 000005
【００９８】
【表２−４】
2020209276.tif 000006
【００９９】  得られた鋼板について、ミクロ組織の観察と機械特性を測定とを行って評価した。
【０１００】  ミクロ組織における観察では、圧延方向に平行な板厚方向断面を観察面として試料を採取し、１／４厚を中心とする１／８厚〜３／８厚の範囲に対し、上述の方法で各組織の面積分率を測定した。  また、鋼板の圧延方向に平行な面かつ板厚方向に垂直な面の、１／４厚における高Ｍｎ領域の中心同士の平均距離、板幅中央部の高Ｍｎ領域の密度ＤＡと１／４幅の高Ｍｎ領域の密度ＤＢとの比（ＤＡ／ＤＢ）、高Ｍｎ領域における硬さの平均の、低Ｍｎ領域における硬さの平均に対する比、低Ｍｎ領域におけるＭｎ含有量の上位５％の平均値と下位５％の平均値の差、を前述の方法により求めた。
【０１０１】  また、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行い、機械特性（降伏応力、引張強度、伸び）を評価した。測定した板の位置は、板幅中央部のものであり、試験方向を圧延方向に対して垂直な方向とした。また、試験片形状は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１：２０１１に示された５号試験片とした。  引張強度を高くしながらも、降伏応力を低くすることができれば、形状凍結性が向上する。そのため、形状凍結性を、引張強度及び降伏比（ＹＰ／ＴＳ）によって評価した。引張強度ＴＳが５９０ＭＰａ以上かつ、ＹＰ／ＴＳ≦０．８０の場合に形状凍結性に優れると判断した。  また、延性が低下するとプレス成形そのものが出来なくなる可能性がある。そのため、加工性を引張強度と伸びとの積（ＴＳ×ＥＬ）で評価した。ＴＳ×ＥＬ≧１４０００ＭＰａ・％であれば、十分な加工性を有すると判断した。
【０１０２】  本発明が課題とするプレス後の寸法精度は、加工硬化の場所による差を小さくすることによって向上する。そのため、本発明では、プレス後の寸法精度を、場所による加工硬化量の差で評価した。  場所による加工硬化量の差は、以下のように定義した。  まず、真応力をσ、真ひずみをεとし、真応力を真ひずみで微分したｄσ／ｄεを求める。そして、ｄσ／ｄεとσのグラフを描く。真応力での降伏応力をσＹＰとしたとき、σが０〜σＹＰではｄσ／ｄεは、ほぼ同じ値となる。その後、ｄσ／ｄεは低下する。その傾き（ｄσ／ｄεとσとのグラフ）は、途中で変曲点があり、途中から緩やかになる。その変曲点での真応力をσｉｎと定義する。このσｉｎにおける加工硬化量は、鋼板の場所によって、大きく変化することがあるためである。  また、板幅の中央部におけるｄσ／ｄε（σｉｎ）と板幅の１／４部におけるｄσ／ｄε（σｉｎ）をそれぞれ求め、その差の絶対値を｜Δｄσ／ｄε（σｉｎ）｜Ｗとして定義し、求める。同様に、板幅中央部における圧延方向の加工硬化量の差を調べるために、板幅中央部の任意の位置を板幅中央部１としたとき、そこから５００〜１０００ｍｍ離れた位置における板幅中央部の位置を板幅中央部２と定義し、それぞれのｄσ／ｄε（σｉｎ）の差の絶対値を｜Δｄσ／ｄε（σｉｎ）｜Ｌとして定義する。板幅中央部１は、｜Δｄσ／ｄε（σｉｎ）｜Ｗで使用した板幅中央部と同じである。  本実施例では、｜Δｄσ／ｄε（σｉｎ）｜Ｌ及びΔｄσ／ｄε（σｉｎ）｜Ｗによって、場所による加工硬化量の差を評価した。  また｜Δｄσ／ｄε（σｉｎ）｜Ｌ≦１５００、かつ｜Δｄσ／ｄε（σｉｎ）｜Ｗ≦１５００である場合に、加工硬化の場所による差が小さいと判断した。
【０１０３】  表３−１〜３−４に、各測定結果及び評価結果を示す。  得られた各鋼板の化学組成は、それぞれの溶鋼の化学組成と実質的に同一であった。
【０１０４】
【表３−１】
2020209276.tif 000007
【０１０５】
【表３−２】
2020209276.tif 000008
【０１０６】
【表３−３】
2020209276.tif 000009
【０１０７】
【表３−４】
2020209276.tif 000010
【０１０８】  処理番号２、１８、３７はスラブの冷却において、９５０〜５５０℃における平均冷却速度が低く、式（１）や高Ｍｎ領域における硬さの平均と低Ｍｎ領域における硬さの平均との比が、本発明の範囲から外れた。その結果、｜Δｄσ／ｄε（σｉｎ）｜Ｗが目標の範囲から外れた。
【０１０９】  処理番号４、８６、８７は、９５０〜５５０℃における付与圧力が小さく、板厚の１／４厚における高Ｍｎ領域の中心同士の平均距離、式（１）、高Ｍｎ領域における硬さの平均の、低Ｍｎ領域における硬さの平均に対する比が、本発明の範囲から外れた。その結果、｜Δｄσ／ｄε（σｉｎ）｜Ｗが目標の範囲から外れた。
【０１１０】  処理番号６、９０、９１は、熱延前の加熱における６５０℃以上８５０℃以下の温度域における加熱速度が速く、低Ｍｎ領域におけるＭｎ含有量の上位５％の平均値と下位５％の平均値との差が小さくなった。その結果、｜Δｄσ／ｄε（σｉｎ）｜Ｌが目標の範囲から外れた。
【０１１１】  処理番号８は、熱延時の加熱温度が低く、残留オーステナイト及びマルテンサイト分率が低くなった。その結果、ＴＳ×ＥＬが目標の範囲から外れた。
【０１１２】  処理番号１０は、１０５０℃以上の温度域での圧下率が低く、ＤＡ／ＤＢが式（１）を満たさず、かつ、高Ｍｎ領域における硬さの平均の、低Ｍｎ領域における硬さの平均に対する比が高くなった。その結果、｜Δｄσ／ｄε（σｉｎ）｜Ｗが目標の範囲から外れた。
【０１１３】  処理番号１１、１２は、熱間圧延終了後から冷却開始までの時間が長く、ＤＡ／ＤＢが式（１）を満たさず、かつ、高Ｍｎ領域における硬さの平均の、低Ｍｎ領域における硬さの平均に対する比が高くなった。その結果、｜Δｄσ／ｄε（σｉｎ）｜Ｗが目標の範囲から外れた。
【０１１４】  処理番号１３、１４は、冷却開始から７００℃までの平均冷却速度が遅く、ＤＡ／ＤＢが式（１）を満たさず、かつ、高Ｍｎ領域における硬さの平均の、低Ｍｎ領域における硬さの平均に対する比が高くなった。その結果、｜Δｄσ／ｄε（σｉｎ）｜Ｗが目標の範囲から外れた。
【０１１５】  処理番号１６は、巻取り温度が高く、ＤＡ／ＤＢが式（１）を満たさず、かつ、高Ｍｎ領域における硬さの平均の、低Ｍｎ領域における硬さの平均に対する比が高くなったため、｜Δｄσ／ｄε（σｉｎ）｜Ｗが目標の範囲から外れた。
【０１１６】  処理番号１１９は、巻取り温度が低く、低Ｍｎ領域におけるＭｎ含有量の上位５％の平均値と下位５％の平均値の差が小さくなった。その結果、|Δｄσ／ｄε（σｉｎ)|Ｌが目標の範囲から外れた。
【０１１７】  処理番号１７、１２２は、Ａｃ１℃以上に加熱する際の平均加熱速度が速く、低Ｍｎ領域におけるＭｎ含有量の上位５％の平均値と下位５％の平均値の差が小さくなった。その結果、|Δｄσ／ｄε（σｉｎ)|Ｌが目標の範囲から外れた。
【０１１８】  処理番号１９は、焼鈍温度が高く、フェライト分率が本発明の範囲から外れた。その結果、ＴＳ×ＥＬが目標の範囲から外れた。
【０１１９】  処理番号２１は焼鈍温度での保持時間が短く、残留オーステナイト及びマルテンサイト分率が低かった。その結果、ＴＳ×ＥＬが目標の範囲から外れた。
【０１２０】  処理番号２３は焼鈍温度から５５０℃までの平均冷却速度が遅く、パーライト分率が本発明の範囲よりも高くなった。その結果、ＴＳ×ＥＬが目標の範囲から外れた。
【０１２１】  処理番号２６は、１５０℃以上５５０℃以下の温度域での保持時間が短く、高Ｍｎ領域における硬さの平均の、低Ｍｎ領域における硬さの平均に対する比が本発明の範囲よりも高くなった。その結果、｜Δｄσ／ｄε（σｉｎ）｜Ｗが目標の範囲から外れた。
【０１２２】  処理番号２９は、１５０℃以上５５０℃以下の温度域での保持時間が長く、残留オーステナイト及びマルテンサイトが低くなった。その結果、降伏比が目標の範囲から外れた。
【０１２３】  処理番号１１０は、鋼種ａａを用いており、Ｎｂ含有量が本発明の範囲よりも高く、高Ｍｎ領域におけるが硬さの平均の、低Ｍｎ領域における硬さの平均に対する比が本発明の範囲よりも高くなった。その結果、ＴＳ×ＥＬが低く、かつ、｜Δｄσ／ｄε（σｉｎ）｜Ｗが目標の範囲から外れた。
【０１２４】  処理番号１１１は、鋼種ｂｂを用いており、Ｃ含有量が本発明の範囲よりも低く、フェライト分率が高く、残留オーステナイト分率が低くなった。その結果、ＴＳが目標の範囲から外れた。
【０１２５】  処理番号１１２は、鋼種ｃｃを用いており、Ｓｉ含有量が本発明の範囲よりも高く、高Ｍｎ領域における硬さの平均の、低Ｍｎ領域における硬さの平均に対する比が本発明の範囲よりも高くなった。その結果、｜Δｄσ／ｄε（σｉｎ）｜Ｗが目標の範囲から外れた。
【０１２６】  処理番号１１３は、鋼種ｄｄを用いており、Ｍｎ含有量が本発明の範囲よりも高く、高Ｍｎ領域における硬さの平均の、低Ｍｎ領域における硬さの平均に対する比が本発明の範囲よりも高くなった。その結果、｜Δｄσ／ｄε（σｉｎ）｜Ｗが目標の範囲から外れた。
【０１２７】  処理番号１１４は、鋼種ｅｅを用いており、Ｍｎ含有量が本発明の範囲よりも低く、残留オーステナイト及びマルテンサイトが本発明の範囲よりも低くなった。その結果、ＴＳが目標の範囲から外れた。
【０１２８】  処理番号１１５は、鋼種ｆｆを用いており、Ｐ含有量が本発明の範囲よりも高かった。その結果、ＴＳ×ＥＬが目標の範囲から外れた。
【０１２９】  処理番号１１６は、鋼種ｇｇを用いており、Ｓ含有量が本発明の範囲よりも高かった。その結果、ＴＳ×ＥＬが目標の範囲から外れた。
【０１３０】  処理番号１１７は鋼種ｈｈを用いており、Ａｌ含有量が本発明の範囲よりも高かった。その結果、高Ｍｎ領域における硬さの平均の、低Ｍｎ領域における硬さの平均に対する比が本発明の範囲よりも高く、｜Δｄσ／ｄε（σｉｎ）｜Ｗが目標の範囲から外れた。
【０１３１】  処理番号１１８は、符号ｉｉの成分であり、Ｔｉ含有量が本発明の範囲よりも高く、高Ｍｎ領域における硬さの平均の、低Ｍｎ領域における硬さの平均に対する比が本発明の範囲よりも高かった。その結果、｜Δｄσ／ｄε（σｉｎ）｜Ｗが目標の範囲から外れた。
【０１３２】  他の条件については、本発明の範囲内の組織となり、引張強度、降伏比、ＴＳ×ＥＬ、｜Δｄσ／ｄε（σｉｎ）｜Ｗが規定の範囲内となった。
【国際調査報告】
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