(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2024-10-29
(45)【発行日】2024-11-07
(54)【発明の名称】鋼板
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20241030BHJP
C22C 38/60 20060101ALI20241030BHJP
C21D 9/00 20060101ALN20241030BHJP
C21D 9/46 20060101ALN20241030BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301S
C22C38/00 301T
C22C38/60
C21D9/00 101A
C21D9/00 101W
C21D9/46 G
C21D9/46 J
【請求項の数】
4
(21)【出願番号】P 2023508801
(86)(22)【出願日】2022-02-18
(86)【国際出願番号】 JP2022006739
(87)【国際公開番号】W WO2022202023
(87)【国際公開日】2022-09-29
【審査請求日】2023-07-11
(31)【優先権主張番号】P 2021051257
(32)【優先日】2021-03-25
(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP
(73)【特許権者】
【識別番号】000006655
【氏名又は名称】日本製鉄株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100149548
【弁理士】
【氏名又は名称】松沼 泰史
(74)【代理人】
【識別番号】100140774
【弁理士】
【氏名又は名称】大浪 一徳
(74)【代理人】
【識別番号】100134359
【弁理士】
【氏名又は名称】勝俣 智夫
(74)【代理人】
【識別番号】100188592
【弁理士】
【氏名又は名称】山口 洋
(74)【代理人】
【識別番号】100217249
【弁理士】
【氏名又は名称】堀田 耕一郎
(74)【代理人】
【識別番号】100221279
【弁理士】
【氏名又は名称】山口 健吾
(74)【代理人】
【識別番号】100207686
【弁理士】
【氏名又は名称】飯田 恭宏
(74)【代理人】
【識別番号】100224812
【弁理士】
【氏名又は名称】井口 翔太
(72)【発明者】
【氏名】鈴木 裕也
【審査官】鈴木 毅
(56)【参考文献】
【文献】特表２０１９－５３４９４１（ＪＰ，Ａ）
【文献】特表２０１７－５２４８１８（ＪＰ，Ａ）
【文献】国際公開第２０１６／１２９５４８（ＷＯ，Ａ１）
【文献】特開２００７－７０６６１（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開昭５５－１２８５３３（ＪＰ，Ａ）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００ － ３８／６０
Ｃ２１Ｄ ８／００ － ８／０４
Ｃ２１Ｄ ９／４６ － ９／４８
Ｃ２１Ｄ ９／００
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
質量％で、Ｃ：０．２０％以上、０．４５％以下、
Ｓｉ：０．５０％以上、２．５０％以下、
Ｍｎ：１．５０％以上、３．５０％以下、
Ａｌ：０．００５％以上、１．５００％以下、
Ｐ：０％以上、０．０４０％以下、
Ｓ：０％以上、０．０１０％以下、
Ｎ：０％以上、０．０１００％以下、
Ｏ：０％以上、０．００６０％以下、
Ｃｒ：０％以上、０．５０％以下、
Ｎｉ：０％以上、１．００％以下、
Ｃｕ：０％以上、１．００％以下、
Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下、
Ｔｉ：０％以上、０．２００％以下、
Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下、
Ｖ：０％以上、０．５００％以下、
Ｂ：０％以上、０．０１００％以下、
Ｗ：０％以上、０．１０００％以下、
Ｔａ：０％以上、０．１０００％以下、
Ｓｎ：０％以上、０．０５００％以下、
Ｃｏ：０％以上、０．５０００％以下、
Ｓｂ：０％以上、０．０５００％以下、
Ａｓ：０％以上、０．０５００％以下、
Ｍｇ：０％以上、０．０５００％以下、
Ｃａ：０％以上、０．０４００％以下、
Ｙ：０％以上、０．０５００％以下、
Ｌａ：０％以上、０．０５００％以下、
Ｃｅ：０％以上、０．０５００％以下、
Ｚｒ：０％以上、０．０５００％以下、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物、
からなる化学組成を有し、
板厚をｔとしたとき、板厚方向断面の、表面からｔ／４の位置であるｔ／４位置における金属組織が、体積率で、
マルテンサイト：７０％以上、
残留オーステナイト：１０％以上、を含み、
前記残留オーステナイトの最大粒径が５．０μｍ未満であり、
前記板厚方向断面の、前記ｔ／４位置を中心にして一辺の長さがｔ／４である正方形の領域において、１μｍ間隔で複数の測定点においてＭｎ濃度を測定したとき、全ての前記複数の測定点のＭｎ濃度の平均値に対して、Ｍｎ濃度が１．１倍以上である測定点の割合が１０．０％未満であり、
引張強さが１４７０ＭＰａ以上である
鋼板。
【請求項2】
前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．０１％以上、０．５０％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上、１．００％以下、
Ｃｕ：０．０１％以上、１．００％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％以下、
Ｔｉ：０．００１％以上、０．２００％以下、
Ｎｂ：０．００１％以上、０．２００％以下、
Ｖ：０．００１％以上、０．５００％以下、
Ｂ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、
Ｗ：０．０００５％以上、０．１０００％以下、
Ｔａ：０．０００５％以上、０．１０００％以下、
Ｓｎ：０．００１０％以上、０．０５００％以下、
Ｃｏ：０．００１０％以上、０．５０００％以下、
Ｓｂ：０．００１０％以上、０．０５００％以下、
Ａｓ：０．００１０％以上、０．０５００％以下、
Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０５００％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上、０．０４００％以下、
Ｙ：０．０００１％以上、０．０５００％以下、
Ｌａ：０．０００１％以上、０．０５００％以下、
Ｃｅ：０．０００１％以上、０．０５００％以下、及び
Ｚｒ：０．０００１％以上、０．０５００％以下、
からなる群から選択される１種以上を含有する、
請求項１に記載の鋼板。
【請求項3】
前記表面に、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】
前記溶融亜鉛めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層である、請求項３に記載の鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は鋼板に関する。
本願は、２０２１年０３月２５日に、日本に出願された特願２０２１－０５１２５７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、２０２１年０３月２５日に、日本に出願された特願２０２１－０５１２５７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、地球温暖化対策に伴う温室効果ガス排出量規制の観点から自動車の燃費向上が求められており、車体の軽量化と衝突安全性確保のために、高強度鋼板の適用がますます拡大しつつある。
【0003】
自動車部品に供する高強度鋼板には、強度だけでなく、プレス成形性等の部品成形のために必要な特性が、要求される。強度とプレス成形性とは一般にトレードオフの関係にあるが、強度とプレス成形性との両方に優れる鋼板として、残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用したＴＲＩＰ鋼板（ＴＲａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）が知られている。
【0004】
例えば、特許文献１および２には、組織の体積分率を所定の範囲に制御して、伸びと穴広げ率とを改善した高強度ＴＲＩＰ鋼板に関する技術が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0005】
【文献】国際公開第２０１３／０５１２３８号
【文献】日本国特許第４４４５３６５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0006】
自動車分野では、高強度鋼板の適用に際し、特に最近では、成形性に優れた引張強さが１４７０ＭＰａ以上の高強度鋼板のニーズが高まりつつある。しかしながら、引張強さが１４７０ＭＰａ以上のＴＲＩＰ鋼は、溶接した際の溶接継手の強度が低くなる場合があることが課題となっている。
このような課題に関し、特許文献１及び２は、高強度ＴＲＩＰ鋼板に関するものの、１４７０ＭＰａ以上の引張強さが得られることを示しておらず、引張強さが１４７０ＭＰａ以上のＴＲＩＰ鋼板における継手強度については何ら考慮されてない。
このように、従来、引張強さが１４７０ＭＰａ以上のＴＲＩＰ鋼の溶接継手の強度の改善について提案された技術はなかった。
このような課題に関し、特許文献１及び２は、高強度ＴＲＩＰ鋼板に関するものの、１４７０ＭＰａ以上の引張強さが得られることを示しておらず、引張強さが１４７０ＭＰａ以上のＴＲＩＰ鋼板における継手強度については何ら考慮されてない。
このように、従来、引張強さが１４７０ＭＰａ以上のＴＲＩＰ鋼の溶接継手の強度の改善について提案された技術はなかった。
【0007】
本発明は、成形性に優れる引張強さが１４７０ＭＰａ以上の鋼板であって、十分な溶接継手強度が得られる鋼板を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【0008】
本発明者らは、引張強さが１４７０ＭＰａ以上のＴＲＩＰ鋼板において、十分な溶接継手強度が得られない理由について検討を行った。
その結果、溶接熱影響部に粗大な残留オーステナイトまたはフレッシュマルテンサイトが存在すると、これらを起点にして容易に割れが発生するためであることが分かった。本発明者らが、さらに検討を行った結果、こうした割れを抑制するためには、残留オーステナイトの微細化が有効であり、そのためにはＭｎ偏析の抑制が有効であることを知見した。
その結果、溶接熱影響部に粗大な残留オーステナイトまたはフレッシュマルテンサイトが存在すると、これらを起点にして容易に割れが発生するためであることが分かった。本発明者らが、さらに検討を行った結果、こうした割れを抑制するためには、残留オーステナイトの微細化が有効であり、そのためにはＭｎ偏析の抑制が有効であることを知見した。
【0009】
本発明は上記の課題に鑑みてなされた。本発明の要旨は以下の通りである。
［１］本発明の一態様に係る鋼板は、Ｃ：０．２０％以上、０．４５％以下、Ｓｉ：０．５０％以上、２．５０％以下、Ｍｎ：１．５０％以上、３．５０％以下、Ａｌ：０．００５％以上、１．５００％以下、Ｐ：０％以上、０．０４０％以下、Ｓ：０％以上、０．０１０％以下、Ｎ：０％以上、０．０１００％以下、Ｏ：０％以上、０．００６０％以下、Ｃｒ：０％以上、０．５０％以下、Ｎｉ：０％以上、１．００％以下、Ｃｕ：０％以上、１．００％以下、Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下、Ｔｉ：０％以上、０．２００％以下、Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下、Ｖ：０％以上、０．５００％以下、Ｂ：０％以上、０．０１００％以下、Ｗ：０％以上、０．１０００％以下、Ｔａ：０％以上、０．１０００％以下、Ｓｎ：０％以上、０．０５００％以下、Ｃｏ：０％以上、０．５０００％以下、Ｓｂ：０％以上、０．０５００％以下、Ａｓ：０％以上、０．０５００％以下、Ｍｇ：０％以上、０．０５００％以下、Ｃａ：０％以上、０．０４００％以下、Ｙ：０％以上、０．０５００％以下、Ｌａ：０％以上、０．０５００％以下、Ｃｅ：０％以上、０．０５００％以下、Ｚｒ：０％以上、０．０５００％以下、及び残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、板厚をｔとしたとき、板厚方向断面の、表面からｔ／４の位置であるｔ／４位置における金属組織が、体積率で、マルテンサイト：７０％以上、残留オーステナイト：１０％以上、を含み、前記残留オーステナイトの最大粒径が５．０μｍ未満であり、前記板厚方向断面の、前記ｔ／４位置を中心にして一辺の長さがｔ／４である正方形の領域において、１μｍ間隔で複数の測定点においてＭｎ濃度を測定したとき、全ての前記複数の測定点のＭｎ濃度の平均値に対して、Ｍｎ濃度が１．１倍以上である測定点の割合が１０．０％未満であり、引張強さが１４７０ＭＰａ以上である。
［２］上記［１］に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．０１％以上、０．５０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上、１．００％以下、Ｃｕ：０．０１％以上、１．００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上、０．２００％以下、Ｎｂ：０．００１％以上、０．２００％以下、Ｖ：０．００１％以上、０．５００％以下、Ｂ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、Ｗ：０．０００５％以上、０．１０００％以下、Ｔａ：０．０００５％以上、０．１０００％以下、Ｓｎ：０．００１０％以上、０．０５００％以下、Ｃｏ：０．００１０％以上、０．５０００％以下、Ｓｂ：０．００１０％以上、０．０５００％以下、Ａｓ：０．００１０％以上、０．０５００％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０５００％以下、Ｃａ：０．０００１％以上、０．０４００％以下、Ｙ：０．０００１％以上、０．０５００％以下、Ｌａ：０．０００１％以上、０．０５００％以下、Ｃｅ：０．０００１％以上、０．０５００％以下、及びＺｒ：０．０００１％以上、０．０５００％以下、からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
［３］上記［１］または［２］に記載の鋼板は、前記表面に、溶融亜鉛めっき層を有してもよい。
［４］上記［３］に記載の鋼板は、前記溶融亜鉛めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であってもよい。
［１］本発明の一態様に係る鋼板は、Ｃ：０．２０％以上、０．４５％以下、Ｓｉ：０．５０％以上、２．５０％以下、Ｍｎ：１．５０％以上、３．５０％以下、Ａｌ：０．００５％以上、１．５００％以下、Ｐ：０％以上、０．０４０％以下、Ｓ：０％以上、０．０１０％以下、Ｎ：０％以上、０．０１００％以下、Ｏ：０％以上、０．００６０％以下、Ｃｒ：０％以上、０．５０％以下、Ｎｉ：０％以上、１．００％以下、Ｃｕ：０％以上、１．００％以下、Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下、Ｔｉ：０％以上、０．２００％以下、Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下、Ｖ：０％以上、０．５００％以下、Ｂ：０％以上、０．０１００％以下、Ｗ：０％以上、０．１０００％以下、Ｔａ：０％以上、０．１０００％以下、Ｓｎ：０％以上、０．０５００％以下、Ｃｏ：０％以上、０．５０００％以下、Ｓｂ：０％以上、０．０５００％以下、Ａｓ：０％以上、０．０５００％以下、Ｍｇ：０％以上、０．０５００％以下、Ｃａ：０％以上、０．０４００％以下、Ｙ：０％以上、０．０５００％以下、Ｌａ：０％以上、０．０５００％以下、Ｃｅ：０％以上、０．０５００％以下、Ｚｒ：０％以上、０．０５００％以下、及び残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、板厚をｔとしたとき、板厚方向断面の、表面からｔ／４の位置であるｔ／４位置における金属組織が、体積率で、マルテンサイト：７０％以上、残留オーステナイト：１０％以上、を含み、前記残留オーステナイトの最大粒径が５．０μｍ未満であり、前記板厚方向断面の、前記ｔ／４位置を中心にして一辺の長さがｔ／４である正方形の領域において、１μｍ間隔で複数の測定点においてＭｎ濃度を測定したとき、全ての前記複数の測定点のＭｎ濃度の平均値に対して、Ｍｎ濃度が１．１倍以上である測定点の割合が１０．０％未満であり、引張強さが１４７０ＭＰａ以上である。
［２］上記［１］に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．０１％以上、０．５０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上、１．００％以下、Ｃｕ：０．０１％以上、１．００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上、０．２００％以下、Ｎｂ：０．００１％以上、０．２００％以下、Ｖ：０．００１％以上、０．５００％以下、Ｂ：０．０００１％以上、０．０１００％以下、Ｗ：０．０００５％以上、０．１０００％以下、Ｔａ：０．０００５％以上、０．１０００％以下、Ｓｎ：０．００１０％以上、０．０５００％以下、Ｃｏ：０．００１０％以上、０．５０００％以下、Ｓｂ：０．００１０％以上、０．０５００％以下、Ａｓ：０．００１０％以上、０．０５００％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０５００％以下、Ｃａ：０．０００１％以上、０．０４００％以下、Ｙ：０．０００１％以上、０．０５００％以下、Ｌａ：０．０００１％以上、０．０５００％以下、Ｃｅ：０．０００１％以上、０．０５００％以下、及びＺｒ：０．０００１％以上、０．０５００％以下、からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
［３］上記［１］または［２］に記載の鋼板は、前記表面に、溶融亜鉛めっき層を有してもよい。
［４］上記［３］に記載の鋼板は、前記溶融亜鉛めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であってもよい。
【発明の効果】
【0010】
本発明の上記態様によれば、成形性に優れる引張強さが１４７０ＭＰａ以上の鋼板であって、十分な溶接継手強度が得られる鋼板を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【0011】
【図1】板厚方向断面の、組織の観察領域及びＭｎ濃度の測定領域を説明する図である。
【発明を実施するための形態】
【0012】
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、（ａ）所定の化学組成を有し、（ｂ）板厚をｔとしたとき、板厚方向断面の、表面からｔ／４の位置であるｔ／４位置における金属組織が、体積率で、マルテンサイト：７０％以上、残留オーステナイト：１０％以上、を含み、（ｃ）前記残留オーステナイトの最大粒径が５．０μｍ未満であり、（ｄ）前記板厚方向断面の、前記ｔ／４位置を中心にして一辺の長さがｔ／４である正方形の領域において、１μｍ間隔で複数の測定点においてＭｎ濃度を測定したとき、全ての前記複数の測定点のＭｎ濃度の平均値に対して、Ｍｎ濃度が１．１倍以上である測定点の割合が１０．０％未満であり、（ｅ）引張強さが１４７０ＭＰａ以上である。
以下、それぞれについて説明する。
以下、それぞれについて説明する。
【0013】
＜化学組成＞
本実施形態に係る鋼板の化学組成について説明する。各元素の含有量の％は、断りがない限りいずれも質量％を示す。
本実施形態に係る鋼板の化学組成について説明する。各元素の含有量の％は、断りがない限りいずれも質量％を示す。
【0014】
Ｃ：０．２０％以上、０．４５％以下
Ｃ（炭素）は、鋼板の強度確保のために必須の元素である。Ｃ含有量を０．２０％以上とすることで所望の高強度を得ることができる。Ｃ含有量は、０．２１％以上または０．２２％以上であってもよい。
一方、加工性や溶接性を確保するために、Ｃ含有量は０．４５％以下とする。Ｃ含有量は、０．４２％以下、０．４０％以下または０．３８％以下であってもよい。
Ｃ（炭素）は、鋼板の強度確保のために必須の元素である。Ｃ含有量を０．２０％以上とすることで所望の高強度を得ることができる。Ｃ含有量は、０．２１％以上または０．２２％以上であってもよい。
一方、加工性や溶接性を確保するために、Ｃ含有量は０．４５％以下とする。Ｃ含有量は、０．４２％以下、０．４０％以下または０．３８％以下であってもよい。
【0015】
Ｓｉ：０．５０％以上、２．５０％以下
Ｓｉ（珪素）は、工業的にＴＲＩＰ鋼板を製造するために有用な元素である。Ｓｉを含有させることで、Ｃ濃度の上昇したオーステナイト中での鉄炭化物の生成が抑制され、室温でも安定な残留オーステナイトを得られるようになる。この効果を得るため、Ｓｉ含有量は０．５０％以上とする。
一方、鋼板の溶接性を確保するために、Ｓｉ含有量は２．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は、２．４０％以下、２．２０％以下もしくは２．００％以下であってもよい。
Ｓｉ（珪素）は、工業的にＴＲＩＰ鋼板を製造するために有用な元素である。Ｓｉを含有させることで、Ｃ濃度の上昇したオーステナイト中での鉄炭化物の生成が抑制され、室温でも安定な残留オーステナイトを得られるようになる。この効果を得るため、Ｓｉ含有量は０．５０％以上とする。
一方、鋼板の溶接性を確保するために、Ｓｉ含有量は２．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は、２．４０％以下、２．２０％以下もしくは２．００％以下であってもよい。
【0016】
Ｍｎ：１．５０％以上、３．５０％以下
Ｍｎ（マンガン）は強力なオーステナイト安定化元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素である。これらの効果を得るために、Ｍｎ含有量は１．５０％以上とする。Ｍｎ含有量は１．６０％以上もしくは１．７０％以上であってもよい。また、溶接性や低温靭性を確保するために、Ｍｎ含有量は３．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は、３．４０％以下、３．２０％以下もしくは３．００％以下であってもよい。
Ｍｎ（マンガン）は強力なオーステナイト安定化元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素である。これらの効果を得るために、Ｍｎ含有量は１．５０％以上とする。Ｍｎ含有量は１．６０％以上もしくは１．７０％以上であってもよい。また、溶接性や低温靭性を確保するために、Ｍｎ含有量は３．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は、３．４０％以下、３．２０％以下もしくは３．００％以下であってもよい。
【0017】
Ａｌ：０．００５％以上、１．５００％以下
Ａｌ（アルミニウム）は、鋼の脱酸のために用いられる元素であり、Ｓｉと同様に鉄炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトを残すために有効な元素である。そのため、Ａｌ含有量は０．００５％以上とする。
一方、Ａｌを過剰に含有させても効果が飽和し徒にコスト上昇を招くばかりか、鋼の変態温度が上昇して熱間圧延時の負荷が増大する。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１．２００％以下、１．０００％以下または０．８００％以下である。
Ａｌ（アルミニウム）は、鋼の脱酸のために用いられる元素であり、Ｓｉと同様に鉄炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトを残すために有効な元素である。そのため、Ａｌ含有量は０．００５％以上とする。
一方、Ａｌを過剰に含有させても効果が飽和し徒にコスト上昇を招くばかりか、鋼の変態温度が上昇して熱間圧延時の負荷が増大する。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１．２００％以下、１．０００％以下または０．８００％以下である。
【0018】
Ｐ：０％以上、０．０４０％以下
Ｐ（リン）は固溶強化元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素であるが、過度の含有は溶接性および靱性を劣化させる。従って、Ｐ含有量は、０．０４０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３５％以下、０．０３０％以下または０．０２０％以下である。Ｐ含有量は０％でもよいが、Ｐ含有量を極度に低減させるには、脱Ｐコストが高くなる。そのため、経済性の観点からＰ含有量を０．００１％以上としてもよい。
Ｐ（リン）は固溶強化元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素であるが、過度の含有は溶接性および靱性を劣化させる。従って、Ｐ含有量は、０．０４０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３５％以下、０．０３０％以下または０．０２０％以下である。Ｐ含有量は０％でもよいが、Ｐ含有量を極度に低減させるには、脱Ｐコストが高くなる。そのため、経済性の観点からＰ含有量を０．００１％以上としてもよい。
【0019】
Ｓ：０％以上、０．０１０％以下
Ｓ（硫黄）は不純物として含有される元素であり、鋼中でＭｎＳを形成して靱性や穴広げ性を劣化させる元素である。したがって、靱性や穴広げ性の劣化が顕著でない範囲として、Ｓ含有量を０．０１０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５％以下、０．００４％以下または０．００３％以下である。Ｓ含有量は０％でもよいが、Ｓ含有量を極度に低減させるには、脱硫コストが高くなる。そのため、経済性の観点からＳ含有量を０．０００１％以上または０．００１％以上としてもよい。
Ｓ（硫黄）は不純物として含有される元素であり、鋼中でＭｎＳを形成して靱性や穴広げ性を劣化させる元素である。したがって、靱性や穴広げ性の劣化が顕著でない範囲として、Ｓ含有量を０．０１０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５％以下、０．００４％以下または０．００３％以下である。Ｓ含有量は０％でもよいが、Ｓ含有量を極度に低減させるには、脱硫コストが高くなる。そのため、経済性の観点からＳ含有量を０．０００１％以上または０．００１％以上としてもよい。
【0020】
Ｎ：０％以上、０．０１００％以下
Ｎ（窒素）は不純物として含有される元素であり、その含有量が０．０１００％を超えると鋼中に粗大な窒化物を形成して曲げ性や穴広げ性を劣化させる元素である。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下、０．００６０％以下または０．００５０％以下である。Ｎ含有量は０％でもよいが、Ｎ含有量を極度に低減させるには、脱Ｎコストが高くなる。そのため、経済性の観点からＮ含有量を０．０００１％以上としてもよい。
Ｎ（窒素）は不純物として含有される元素であり、その含有量が０．０１００％を超えると鋼中に粗大な窒化物を形成して曲げ性や穴広げ性を劣化させる元素である。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下、０．００６０％以下または０．００５０％以下である。Ｎ含有量は０％でもよいが、Ｎ含有量を極度に低減させるには、脱Ｎコストが高くなる。そのため、経済性の観点からＮ含有量を０．０００１％以上としてもよい。
【0021】
Ｏ：０％以上、０．００６０％以下
Ｏ（酸素）は不純物として含有される元素であり、その含有量が０．００６０％を超えると鋼中に粗大な酸化物を形成して曲げ性や穴広げ性を劣化させる元素である。従って、Ｏ含有量は０．００６０％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは０．００５０％以下または０．００４０％以下である。Ｏ含有量は０％でもよいが、製造コストの観点から、Ｏ含有量を０．０００１％以上としてもよい。
Ｏ（酸素）は不純物として含有される元素であり、その含有量が０．００６０％を超えると鋼中に粗大な酸化物を形成して曲げ性や穴広げ性を劣化させる元素である。従って、Ｏ含有量は０．００６０％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは０．００５０％以下または０．００４０％以下である。Ｏ含有量は０％でもよいが、製造コストの観点から、Ｏ含有量を０．０００１％以上としてもよい。
【0022】
本実施形態に係る鋼板の基本化学組成は上記の元素（基本元素）を含み、残部がＦｅ及び不純物からなる。ここで「不純物」とは、鋼板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。
しかしながら、当該鋼板は、必要に応じてＦｅの一部に代えて以下の元素（任意元素）を含有してもよい。これらの元素は必ずしも含有されなくてもよいので、下限は０％である。また、以下の元素は、原料のスクラップ等から混入する場合もあるが、後述する上限値以下の含有量であれば、不純物として含有されていてもよい。
しかしながら、当該鋼板は、必要に応じてＦｅの一部に代えて以下の元素（任意元素）を含有してもよい。これらの元素は必ずしも含有されなくてもよいので、下限は０％である。また、以下の元素は、原料のスクラップ等から混入する場合もあるが、後述する上限値以下の含有量であれば、不純物として含有されていてもよい。
【0023】
Ｃｒ：０％以上、０．５０％以下
Ｎｉ：０％以上、１．００％以下
Ｃｕ：０％以上、１．００％以下
Ｃｒ（クロム）、Ｎｉ（ニッケル）およびＣｕ（銅）は、いずれも、強度の向上に寄与する元素である。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よい。上記の効果を得たい場合には、Ｃｒ、ＮｉおよびＣｕから選択される１種以上の含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．１０％以上であるのがより好ましい。
一方、含有量が０．５０％超のＣｒ、１．００％超のＮｉ、又は１．００％超のＣｕは、酸洗性、溶接性および熱間加工性を低下させるおそれがある。したがって、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とし、Ｎｉ含有量は１．００％以下とし、Ｃｕ含有量は１．００％以下とする。Ｃｒ含有量は０．４０％以下、０．３０％以下、又は０．１０％以下であってもよい。Ｎｉ含有量は０．８０％以下、０．６０％以下、又は０．２０％以下であってもよい。Ｃｕ含有量は０．８０％以下、０．６０％以下、又は０．２０％以下であってもよい。
Ｎｉ：０％以上、１．００％以下
Ｃｕ：０％以上、１．００％以下
Ｃｒ（クロム）、Ｎｉ（ニッケル）およびＣｕ（銅）は、いずれも、強度の向上に寄与する元素である。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よい。上記の効果を得たい場合には、Ｃｒ、ＮｉおよびＣｕから選択される１種以上の含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．１０％以上であるのがより好ましい。
一方、含有量が０．５０％超のＣｒ、１．００％超のＮｉ、又は１．００％超のＣｕは、酸洗性、溶接性および熱間加工性を低下させるおそれがある。したがって、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とし、Ｎｉ含有量は１．００％以下とし、Ｃｕ含有量は１．００％以下とする。Ｃｒ含有量は０．４０％以下、０．３０％以下、又は０．１０％以下であってもよい。Ｎｉ含有量は０．８０％以下、０．６０％以下、又は０．２０％以下であってもよい。Ｃｕ含有量は０．８０％以下、０．６０％以下、又は０．２０％以下であってもよい。
【0024】
Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下
Ｍｏ（モリブデン）は、Ｍｎと同様に、鋼の焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する元素である。そのため、Ｍｏを必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得たい場合には、Ｍｏ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．１０％以上であるのがより好ましい。
一方、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると、熱間加工性が低下し、生産性が低下するおそれがある。したがって、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とする。Ｍｏ含有量は０．４０％以下、０．３０％以下、又は０．１０％以下であるのが好ましい。
Ｍｏ（モリブデン）は、Ｍｎと同様に、鋼の焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する元素である。そのため、Ｍｏを必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得たい場合には、Ｍｏ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．１０％以上であるのがより好ましい。
一方、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると、熱間加工性が低下し、生産性が低下するおそれがある。したがって、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とする。Ｍｏ含有量は０．４０％以下、０．３０％以下、又は０．１０％以下であるのが好ましい。
【0025】
Ｔｉ：０％以上、０．２００％以下
Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下
Ｖ：０％以上、０．５００％以下
Ｔｉ（チタン）、Ｎｂ（ニオブ）およびＶ（バナジウム）は、いずれも、析出強化、結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化により、鋼板強度の向上に寄与する元素である。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よい。上記の効果を得たい場合には、０．００１％以上のＴｉ、０．０００１％以上のＮｂ、及び０．００１％以上のＶから選択される１種以上を鋼板に含有させるのが好ましい。
一方、含有量が０．２００％超のＴｉ、０．２００％超のＮｂ、又は０．５００％超のＶは、粗大な炭窒化物を析出させて、成形性を低下させるおそれがある。したがって、Ｔｉ含有量を０．２００％以下とし、Ｎｂ含有量を０．２００％以下とし、Ｖ含有量を０．５００％以下とする。Ｔｉ含有量を０．１８０％以下、０．１５０％以下、又は０．１００％以下としてもよい。Ｎｂ含有量を０．１８０％以下、０．１５０％以下、又は０．１００％以下としてもよい。Ｖ含有量を０．４００％以下、０．３００％以下、又は０．１００％以下としてもよい。
Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下
Ｖ：０％以上、０．５００％以下
Ｔｉ（チタン）、Ｎｂ（ニオブ）およびＶ（バナジウム）は、いずれも、析出強化、結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化により、鋼板強度の向上に寄与する元素である。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よい。上記の効果を得たい場合には、０．００１％以上のＴｉ、０．０００１％以上のＮｂ、及び０．００１％以上のＶから選択される１種以上を鋼板に含有させるのが好ましい。
一方、含有量が０．２００％超のＴｉ、０．２００％超のＮｂ、又は０．５００％超のＶは、粗大な炭窒化物を析出させて、成形性を低下させるおそれがある。したがって、Ｔｉ含有量を０．２００％以下とし、Ｎｂ含有量を０．２００％以下とし、Ｖ含有量を０．５００％以下とする。Ｔｉ含有量を０．１８０％以下、０．１５０％以下、又は０．１００％以下としてもよい。Ｎｂ含有量を０．１８０％以下、０．１５０％以下、又は０．１００％以下としてもよい。Ｖ含有量を０．４００％以下、０．３００％以下、又は０．１００％以下としてもよい。
【0026】
Ｂ：０％以上、０．０１００％以下
Ｂ（ホウ素）は、溶接時に、オーステナイト粒界に偏析して、結晶粒界を強化し、耐溶融金属脆化割れ性の向上に寄与する元素である。そのため、Ｂを必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得たい場合には、Ｂ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上又は０．０００８％以上であるのがより好ましい。
一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、炭化物および窒化物が生成し、上記の効果が飽和するとともに、熱間加工性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は０．００８０％以下、０．００５０％以下、又は０．００３０％以下であるのが好ましい。
Ｂ（ホウ素）は、溶接時に、オーステナイト粒界に偏析して、結晶粒界を強化し、耐溶融金属脆化割れ性の向上に寄与する元素である。そのため、Ｂを必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得たい場合には、Ｂ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上又は０．０００８％以上であるのがより好ましい。
一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、炭化物および窒化物が生成し、上記の効果が飽和するとともに、熱間加工性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は０．００８０％以下、０．００５０％以下、又は０．００３０％以下であるのが好ましい。
【0027】
Ｗ：０％以上、０．１０００％以下
Ｔａ：０％以上、０．１０００％以下
Ｓｎ：０％以上、０．０５００％以下
Ｃｏ：０％以上、０．５０００％以下
Ａｓ：０％以上、０．０５００％以下
Ｗ（タングステン）、Ｔａ（タンタル）、Ｓｎ（スズ）、Ｃｏ（コバルト）、及びＡｓ（ヒ素）は、析出強化や結晶粒の粗大化の抑制によって、鋼板強度の向上に寄与する元素である。そのため、これらの元素を含有してもよい。効果を得る場合、Ｗ含有量を０．０００５％以上、０．００１０％以上、０．００５０％以上、又は０．０１００％以上としてもよい。Ｔａ含有量を０．０００５％以上、０．００１０％以上、０．００５０％以上、又は０．０１００％以上としてもよい。Ｓｎ含有量を０．００１０％以上、０．００２０％以上、又は０．００５０％以上としてもよい。Ｃｏ含有量を０．００１０％以上、０．０１００％以上、又は０．０３００％以上としてもよい。Ａｓ含有量を０．００１０％以上、０．００２０％以上、又は０．００５０％以上としてもよい。
一方、これらの元素が多量であると、鋼板の諸特性が損なわれる恐れがある。そのため、Ｗ含有量を０．１０００％以下とし、Ｔａ含有量を０．１０００％以下とし、Ｓｎ含有量を０．０５００％以下とし、Ｃｏ含有量を０．５０００％以下とし、Ａｓ含有量を０．０５００％以下とする。Ｗ含有量を０．０８００％以下、０．０５００％以下、又は０．０３００％以下としてもよい。Ｔａ含有量を０．０８００％以下、０．０５００％以下、又は０．０３００％以下としてもよい。Ｓｎ含有量を０．０４００％以下、０．０３００％以下、又は０．０１００％以下としてもよい。Ｃｏ含有量を０．４０００％以下、０．３０００％以下、又は０．１０００％以下としてもよい。Ａｓ含有量を０．０４００％以下、０．０３００％以下、又は０．０１００％以下としてもよい。
Ｔａ：０％以上、０．１０００％以下
Ｓｎ：０％以上、０．０５００％以下
Ｃｏ：０％以上、０．５０００％以下
Ａｓ：０％以上、０．０５００％以下
Ｗ（タングステン）、Ｔａ（タンタル）、Ｓｎ（スズ）、Ｃｏ（コバルト）、及びＡｓ（ヒ素）は、析出強化や結晶粒の粗大化の抑制によって、鋼板強度の向上に寄与する元素である。そのため、これらの元素を含有してもよい。効果を得る場合、Ｗ含有量を０．０００５％以上、０．００１０％以上、０．００５０％以上、又は０．０１００％以上としてもよい。Ｔａ含有量を０．０００５％以上、０．００１０％以上、０．００５０％以上、又は０．０１００％以上としてもよい。Ｓｎ含有量を０．００１０％以上、０．００２０％以上、又は０．００５０％以上としてもよい。Ｃｏ含有量を０．００１０％以上、０．０１００％以上、又は０．０３００％以上としてもよい。Ａｓ含有量を０．００１０％以上、０．００２０％以上、又は０．００５０％以上としてもよい。
一方、これらの元素が多量であると、鋼板の諸特性が損なわれる恐れがある。そのため、Ｗ含有量を０．１０００％以下とし、Ｔａ含有量を０．１０００％以下とし、Ｓｎ含有量を０．０５００％以下とし、Ｃｏ含有量を０．５０００％以下とし、Ａｓ含有量を０．０５００％以下とする。Ｗ含有量を０．０８００％以下、０．０５００％以下、又は０．０３００％以下としてもよい。Ｔａ含有量を０．０８００％以下、０．０５００％以下、又は０．０３００％以下としてもよい。Ｓｎ含有量を０．０４００％以下、０．０３００％以下、又は０．０１００％以下としてもよい。Ｃｏ含有量を０．４０００％以下、０．３０００％以下、又は０．１０００％以下としてもよい。Ａｓ含有量を０．０４００％以下、０．０３００％以下、又は０．０１００％以下としてもよい。
【0028】
Ｍｇ：０％以上、０．０５００％以下
Ｃａ：０％以上、０．０４００％以下
Ｙ：０％以上、０．０５００％以下
Ｌａ：０％以上、０．０５００％以下
Ｃｅ：０％以上、０．０５００％以下
Ｚｒ：０％以上、０．０５００％以下
Ｓｂ：０％以上、０．０５００％以下
Ｃａ（カルシウム）、Ｍｇ（マグネシウム）、Ｙ（イットリウム）、Ｌａ（ランタン）、Ｃｅ（セリウム）、及びＺｒ（ジルコニウム）、Ｓｂ（アンチモン）は、いずれも、成形性の向上に寄与する元素である。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よい。上記の効果を得たい場合には、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｓｂから選択される１種以上の含有量は０．０００１％以上、又は０．００１０％以上であるのが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは、０．００２０％以上、又は０．００５０％以上である。
一方、０．０５００％を超える含有量のＭｇ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｓｂ又は０．０４００％を超える含有量のＣａは、酸洗性、溶接性および熱間加工性を低下させるおそれがある。したがって、Ｍｇ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｚｒ、及びＳｂの含有量はいずれも０．０５００％以下とし、Ｃａ含有量は０．０４００％以下とする。Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｓｂのそれぞれの含有量は０．０３５０％以下、０．０３００％以下、又は０．０１００％以下であるのが好ましい。
Ｃａ：０％以上、０．０４００％以下
Ｙ：０％以上、０．０５００％以下
Ｌａ：０％以上、０．０５００％以下
Ｃｅ：０％以上、０．０５００％以下
Ｚｒ：０％以上、０．０５００％以下
Ｓｂ：０％以上、０．０５００％以下
Ｃａ（カルシウム）、Ｍｇ（マグネシウム）、Ｙ（イットリウム）、Ｌａ（ランタン）、Ｃｅ（セリウム）、及びＺｒ（ジルコニウム）、Ｓｂ（アンチモン）は、いずれも、成形性の向上に寄与する元素である。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よい。上記の効果を得たい場合には、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｓｂから選択される１種以上の含有量は０．０００１％以上、又は０．００１０％以上であるのが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは、０．００２０％以上、又は０．００５０％以上である。
一方、０．０５００％を超える含有量のＭｇ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｓｂ又は０．０４００％を超える含有量のＣａは、酸洗性、溶接性および熱間加工性を低下させるおそれがある。したがって、Ｍｇ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｚｒ、及びＳｂの含有量はいずれも０．０５００％以下とし、Ｃａ含有量は０．０４００％以下とする。Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｚｒ、Ｓｂのそれぞれの含有量は０．０３５０％以下、０．０３００％以下、又は０．０１００％以下であるのが好ましい。
【0029】
上述の通り、本実施形態に係る鋼板の化学組成は、基本元素を含み、残部がＦｅ及び不純物からなる、または、基本元素を含み、さらに、任意元素の１種以上を含み、残部がＦｅ及び不純物からなる。
【0030】
＜板厚をｔとしたとき、板厚方向断面の、表面からｔ／４の位置であるｔ／４位置における金属組織＞
［マルテンサイト：７０体積％以上］
本実施形態に係る鋼板では、１４７０ＭＰａ以上の引張強さを確保するため、マルテンサイトの体積率を７０％以上とする。マルテンサイトの体積率が７０％未満では、十分な引張強さが確保できない。マルテンサイトの体積率が９０％超では、十分な残留オーステナイトの体積率を確保できないので、マルテンサイトの体積率は９０％以下である。
本実施形態に係る鋼板において、マルテンサイトとは、いわゆ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を含む。
［マルテンサイト：７０体積％以上］
本実施形態に係る鋼板では、１４７０ＭＰａ以上の引張強さを確保するため、マルテンサイトの体積率を７０％以上とする。マルテンサイトの体積率が７０％未満では、十分な引張強さが確保できない。マルテンサイトの体積率が９０％超では、十分な残留オーステナイトの体積率を確保できないので、マルテンサイトの体積率は９０％以下である。
本実施形態に係る鋼板において、マルテンサイトとは、いわゆ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を含む。
【0031】
［残留オーステナイト：１０体積％以上］
残留オーステナイトは、鋼板の変形中に加工誘起変態によりマルテンサイトへと変態するＴＲＩＰ効果により鋼板の伸びを改善する組織である。そのため、残留オーステナイトの体積率を１０％以上とする。
残留オーステナイトは、その体積率が多いほど鋼板の伸びが上昇するが、多量の残留オーステナイトを得るにはＣ等の合金元素を多量に含有させる必要がある。そのため、残留オーステナイトは体積率で３０％以下とする。
残留オーステナイトは、鋼板の変形中に加工誘起変態によりマルテンサイトへと変態するＴＲＩＰ効果により鋼板の伸びを改善する組織である。そのため、残留オーステナイトの体積率を１０％以上とする。
残留オーステナイトは、その体積率が多いほど鋼板の伸びが上昇するが、多量の残留オーステナイトを得るにはＣ等の合金元素を多量に含有させる必要がある。そのため、残留オーステナイトは体積率で３０％以下とする。
【0032】
［残部：フェライト、パーライト、及びベイナイトから選択される１種以上］
マルテンサイト及び残留オーステナイト以外の残部として、フェライト、パーライト、及びベイナイトから選択される１種以上を含んでもよい。残部の体積率は、例えば１０％以下、または５％以下である。残部の体積率は０％であってもよい。
マルテンサイト及び残留オーステナイト以外の残部として、フェライト、パーライト、及びベイナイトから選択される１種以上を含んでもよい。残部の体積率は、例えば１０％以下、または５％以下である。残部の体積率は０％であってもよい。
【0033】
ｔ／４位置におけるマルテンサイトの体積率は、以下の手順で求める。
試料の観察面をレペラ液でエッチングし、図１のＡに示されるような板厚方向断面の表面から板厚の１／４の位置を中心とする表面から板厚の１／８～３／８の範囲内で、１００μｍ×１００μｍの領域を、ＦＥ－ＳＥＭを用いて３０００倍の倍率で観察する。レペラ腐食では、マルテンサイトおよび残留オーステナイトは腐食されないため、腐食されていない領域の面積率は、マルテンサイト及び残留オーステナイトの合計面積率である。また、本実施形態では、マルテンサイト及び残留オーステナイトの合計面積率は、これらの合計体積率であるとみなす。この腐食されていない領域の面積率（即ち体積率）から、後述する方法で測定した残留オーステナイトの体積率を引算して、マルテンサイトの体積率を算出する。
試料の観察面をレペラ液でエッチングし、図１のＡに示されるような板厚方向断面の表面から板厚の１／４の位置を中心とする表面から板厚の１／８～３／８の範囲内で、１００μｍ×１００μｍの領域を、ＦＥ－ＳＥＭを用いて３０００倍の倍率で観察する。レペラ腐食では、マルテンサイトおよび残留オーステナイトは腐食されないため、腐食されていない領域の面積率は、マルテンサイト及び残留オーステナイトの合計面積率である。また、本実施形態では、マルテンサイト及び残留オーステナイトの合計面積率は、これらの合計体積率であるとみなす。この腐食されていない領域の面積率（即ち体積率）から、後述する方法で測定した残留オーステナイトの体積率を引算して、マルテンサイトの体積率を算出する。
【0034】
残留オーステナイトの体積率は、Ｘ線回折装置を用いた測定によって算出することができる。Ｘ線回折装置を用いた測定では、まず試料の板面（圧延面）から板厚の１／４の深さの面までの領域を機械研磨および化学研磨により除去する。次に、板厚ｔの１／４の深さの面において、特性Ｘ線としてＭｏＫα線を用いて、ｂｃｃ相の（２００）、（２１１）およびｆｃｃ相の（２００）、（２２０）、（３１１）の回折ピークの積分強度比を求め、これら積分強度比に基づいて残留オーステナイトの体積率を算出する。
【0035】
ｔ／４位置におけるフェライト、ベイナイト、パーライトの体積率は、以下の手順で求める。試料の観察面をレペラ液でエッチングし、図１のＡに示されるような板厚方向断面の表面から板厚の１／４の位置を中心とする表面から板厚の１／８～３／８の範囲内で、１００μｍ×１００μｍの領域を、ＦＥ－ＳＥＭを用いて、３０００倍の倍率で観察する。
結晶中にセメンタイトを含まない領域をフェライト、結晶中にセメンタイトを含み、かつセメンタイトがラメラ状に配列する領域をパーライト、結晶中にセメンタイトを含み、かつセメンタイトが複数のバリアントを有する領域をベイナイトと判断し、ポイントカウンティング法（ＡＳＴＭ Ｅ５６２準拠）により面積率を求める。面積率と体積率は同等であるとして、各組織の得られた面積率を体積率とする。
結晶中にセメンタイトを含まない領域をフェライト、結晶中にセメンタイトを含み、かつセメンタイトがラメラ状に配列する領域をパーライト、結晶中にセメンタイトを含み、かつセメンタイトが複数のバリアントを有する領域をベイナイトと判断し、ポイントカウンティング法（ＡＳＴＭ Ｅ５６２準拠）により面積率を求める。面積率と体積率は同等であるとして、各組織の得られた面積率を体積率とする。
【0036】
［ｔ／４位置の金属組織における残留オーステナイトの最大粒径：５．０μｍ未満］
溶接熱影響部に粗大な残留オーステナイトまたはフレッシュマルテンサイトが存在すると、これらを起点にして容易に割れが発生する。溶接継手の高強度化に向けて熱影響部での残留オーステナイト(γ)またはフレッシュマルテンサイトを起点にした割れを抑制するためには、最終製品（鋼板）のｔ／４位置において残留γの最大粒径が５．０μｍ未満であれば良い。
最大粒径の下限は限定されないが、０．１μｍ未満とすることは容易ではないので、実質的な下限は０．１μｍである。
溶接熱影響部に粗大な残留オーステナイトまたはフレッシュマルテンサイトが存在すると、これらを起点にして容易に割れが発生する。溶接継手の高強度化に向けて熱影響部での残留オーステナイト(γ)またはフレッシュマルテンサイトを起点にした割れを抑制するためには、最終製品（鋼板）のｔ／４位置において残留γの最大粒径が５．０μｍ未満であれば良い。
最大粒径の下限は限定されないが、０．１μｍ未満とすることは容易ではないので、実質的な下限は０．１μｍである。
【0037】
残留オーステナイトの最大粒径は以下の方法で求める。組織の観察には走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）および後方散乱電子による結晶方位解析（ＳＥＭ－ＥＢＳＤ）を用いる。
初めに、試料の観察面をエメリー紙により湿式研磨し、さらに平均径が１μｍのダイヤモンド砥粒を用いたバフ研磨を施して鏡面に仕上げる。続いて、前述の機械研磨によって研磨面に導入された歪を除去するために、アルコールを溶剤とする懸濁液を用いてコロイダルシリカ研磨を施す。コロイダルシリカ研磨では、研磨時に荷重の負荷が高まると、歪がさらに導入されることもあるため、研磨時には荷重を抑えることが重要である。このため、コロイダルシリカによる研磨では、ＢＵＥＨＬＥＲ社製のバイブロメット２を用いて、出力４０％の設定にて１時間の自動研磨を施してもよい。
上記の手順で調整したサンプルのｔ／４位置を中心とする表面から板厚の１／８～３／８の範囲内を、ＳＥＭ－ＥＢＳＤにより観察する。観察の倍率は１０００～９０００倍のうち、ミクロ組織中の残留オーステナイトの結晶粒数が１０個以上含まれる倍率を選択し、例えば３０００倍とする。ＳＥＭ－ＥＢＳＤによりＦ．Ｃ．Ｃ．－鉄の結晶方位データを測定する。測定の間隔（ＳＴＥＰ）は０．０１～０．１０μｍとし、０．０５μｍを選択してもよい。この測定条件で得られたＦ．Ｃ．Ｃ．－鉄の結晶方位ＭＡＰデータにおいて、結晶方位差が１５度以上である境界を結晶粒界とし、残留オーステナイトの最大粒径を求める。
初めに、試料の観察面をエメリー紙により湿式研磨し、さらに平均径が１μｍのダイヤモンド砥粒を用いたバフ研磨を施して鏡面に仕上げる。続いて、前述の機械研磨によって研磨面に導入された歪を除去するために、アルコールを溶剤とする懸濁液を用いてコロイダルシリカ研磨を施す。コロイダルシリカ研磨では、研磨時に荷重の負荷が高まると、歪がさらに導入されることもあるため、研磨時には荷重を抑えることが重要である。このため、コロイダルシリカによる研磨では、ＢＵＥＨＬＥＲ社製のバイブロメット２を用いて、出力４０％の設定にて１時間の自動研磨を施してもよい。
上記の手順で調整したサンプルのｔ／４位置を中心とする表面から板厚の１／８～３／８の範囲内を、ＳＥＭ－ＥＢＳＤにより観察する。観察の倍率は１０００～９０００倍のうち、ミクロ組織中の残留オーステナイトの結晶粒数が１０個以上含まれる倍率を選択し、例えば３０００倍とする。ＳＥＭ－ＥＢＳＤによりＦ．Ｃ．Ｃ．－鉄の結晶方位データを測定する。測定の間隔（ＳＴＥＰ）は０．０１～０．１０μｍとし、０．０５μｍを選択してもよい。この測定条件で得られたＦ．Ｃ．Ｃ．－鉄の結晶方位ＭＡＰデータにおいて、結晶方位差が１５度以上である境界を結晶粒界とし、残留オーステナイトの最大粒径を求める。
【0038】
＜板厚方向断面の、ｔ／４位置を中心にして一辺の長さがｔ／４である正方形の領域において、１μｍ間隔で、複数の測定点においてＭｎ濃度を測定したとき、複数の測定点（全測定点）のＭｎ濃度の平均値に対して、Ｍｎ濃度が１．１倍以上である測定点の割合：１０．０％未満＞
上述の通り、溶接継手の熱影響部に粗大な残留オーステナイトまたはフレッシュマルテンサイトが存在すると、これらが割れの起点となって容易に割れが発生する。
こうした割れを抑制するためには、溶接前の鋼板での残留オーステナイトの微細化が有効である。粗大な残留オーステナイトはＭｎ偏析部で生成されるため、残留オーステナイトの微細化には、Ｍｎ偏析の抑制が有効である。
具体的には、図１のＢで示すような、板厚方向断面の、ｔ／４位置を中心にして一辺の長さがｔ／４である正方形の領域において、１μｍ間隔で、複数の測定点においてＭｎ濃度をＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて測定したとき、複数の測定点（全測定点）のＭｎ濃度の平均値に対して、Ｍｎ濃度が１．１倍以上（平均値を１．０としたとき１．１以上）である測定点の割合（個数割合）が１０．０％未満である必要がある。すなわち、“各測定点濃度／測定領域中の全測定点平均濃度”を偏析度と定義したとき、この偏析度が１．１以上となる割合が１０．０％未満であることが必要になる。
上述の通り、溶接継手の熱影響部に粗大な残留オーステナイトまたはフレッシュマルテンサイトが存在すると、これらが割れの起点となって容易に割れが発生する。
こうした割れを抑制するためには、溶接前の鋼板での残留オーステナイトの微細化が有効である。粗大な残留オーステナイトはＭｎ偏析部で生成されるため、残留オーステナイトの微細化には、Ｍｎ偏析の抑制が有効である。
具体的には、図１のＢで示すような、板厚方向断面の、ｔ／４位置を中心にして一辺の長さがｔ／４である正方形の領域において、１μｍ間隔で、複数の測定点においてＭｎ濃度をＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて測定したとき、複数の測定点（全測定点）のＭｎ濃度の平均値に対して、Ｍｎ濃度が１．１倍以上（平均値を１．０としたとき１．１以上）である測定点の割合（個数割合）が１０．０％未満である必要がある。すなわち、“各測定点濃度／測定領域中の全測定点平均濃度”を偏析度と定義したとき、この偏析度が１．１以上となる割合が１０．０％未満であることが必要になる。
【0039】
＜機械的特性＞
［引張強さ：１４７０ＭＰａ以上］
本実施形態に係る鋼板は、自動車車体の軽量化への寄与を考慮し、引張強さを１４７０ＭＰａ以上とする。
また、本実施形態に係る鋼板では、引張強さ×全伸び（ＴＳ×ｔＥｌ）は、１８０００ＭＰａ・％以上であることが好ましい。
引張強さ（ＴＳ）および全伸び（ｔＥｌ）は、鋼板から、圧延方向に垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に沿って引張試験を行うことにより求める。
［引張強さ：１４７０ＭＰａ以上］
本実施形態に係る鋼板は、自動車車体の軽量化への寄与を考慮し、引張強さを１４７０ＭＰａ以上とする。
また、本実施形態に係る鋼板では、引張強さ×全伸び（ＴＳ×ｔＥｌ）は、１８０００ＭＰａ・％以上であることが好ましい。
引張強さ（ＴＳ）および全伸び（ｔＥｌ）は、鋼板から、圧延方向に垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に沿って引張試験を行うことにより求める。
【0040】
［めっき層］
上述してきた本実施形態に係る鋼板は、表面に溶融亜鉛めっき層を有していてもよい。表面に溶融亜鉛めっき層が存在することで、耐食性が向上する。
例えば、鋼板を腐食する環境下で使用する場合、穴あき等の懸念があることから、高強度化してもある一定板厚以下に薄手化できない場合がある。鋼板の高強度化の目的の一つは、薄手化による軽量化であることから、高強度鋼板を開発しても、耐食性が低いと適用部位が限られる。そのため、耐食性の高い溶融亜鉛めっき等のめっきを鋼板に施すことが考えられる。めっき層は例えば、溶融亜鉛めっき層または電気亜鉛めっき層のような亜鉛めっき層である。また、亜鉛めっき層は、Ｚｎに加えてＳｉ、Ａｌ及び／またはＭｇを含むめっきであってもよい。
また、溶融亜鉛めっき層は、合金化された合金化溶融亜鉛めっき層であってもよい。合金化された溶融亜鉛めっき層では、合金化処理によって溶融亜鉛めっき層中にＦｅが取り込まれているため、優れた溶接性および塗装性が得られる。
また、亜鉛めっき層上に、塗装性および溶接性を改善する目的で、上層めっきを施してもよい。また、本実施形態に係る冷延鋼板では、溶融亜鉛めっき層上に、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。
上述してきた本実施形態に係る鋼板は、表面に溶融亜鉛めっき層を有していてもよい。表面に溶融亜鉛めっき層が存在することで、耐食性が向上する。
例えば、鋼板を腐食する環境下で使用する場合、穴あき等の懸念があることから、高強度化してもある一定板厚以下に薄手化できない場合がある。鋼板の高強度化の目的の一つは、薄手化による軽量化であることから、高強度鋼板を開発しても、耐食性が低いと適用部位が限られる。そのため、耐食性の高い溶融亜鉛めっき等のめっきを鋼板に施すことが考えられる。めっき層は例えば、溶融亜鉛めっき層または電気亜鉛めっき層のような亜鉛めっき層である。また、亜鉛めっき層は、Ｚｎに加えてＳｉ、Ａｌ及び／またはＭｇを含むめっきであってもよい。
また、溶融亜鉛めっき層は、合金化された合金化溶融亜鉛めっき層であってもよい。合金化された溶融亜鉛めっき層では、合金化処理によって溶融亜鉛めっき層中にＦｅが取り込まれているため、優れた溶接性および塗装性が得られる。
また、亜鉛めっき層上に、塗装性および溶接性を改善する目的で、上層めっきを施してもよい。また、本実施形態に係る冷延鋼板では、溶融亜鉛めっき層上に、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。
【0041】
［継手強度］
本実施形態に係る鋼板は、自動車車体の組み立てにおける溶接性を考慮し、継手にしたときの継手強度が６．０ｋＮ超であることが好ましい。
継手強度は、鋼板から、圧延方向に対して垂直方向に、ＪＩＳ Ｚ ３１３７（１９９９）に記載の試験片を採取し、サーボモータ加圧式単相交流スポット溶接機（電源周波数５０Ｈｚ）を用いて溶接を施し、その後、ＪＩＳ Ｚ ３１３７（１９９９）に従って十字引張力試験を行うことにより求める。
本実施形態に係る鋼板は、自動車車体の組み立てにおける溶接性を考慮し、継手にしたときの継手強度が６．０ｋＮ超であることが好ましい。
継手強度は、鋼板から、圧延方向に対して垂直方向に、ＪＩＳ Ｚ ３１３７（１９９９）に記載の試験片を採取し、サーボモータ加圧式単相交流スポット溶接機（電源周波数５０Ｈｚ）を用いて溶接を施し、その後、ＪＩＳ Ｚ ３１３７（１９９９）に従って十字引張力試験を行うことにより求める。
【0042】
＜製造方法＞
本実施形態に係る鋼板は、以下の工程を含む製造方法によって製造できる。
（Ｉ）連続鋳造等によって得られたスラブを、１３００℃以上で５．０時間以上保持し、２００℃以下まで２０℃／時以上８０℃／時以下の平均冷却速度で冷却する第一Ｍｎ偏析低減工程と；
（ＩＩ）前記スラブを、加熱し、１２００℃以上で１．０時間以上保持する第二Ｍｎ偏析低減工程と；
（ＩＩＩ）前記第二Ｍｎ偏析低減工程後の前記スラブを、熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程と；
（ＩＶ）前記熱延鋼板を巻き取る巻き取り工程と；
（Ｖ）前記巻き取り工程後の前記熱延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；
（ＶＩ）前記冷延鋼板に対して焼鈍を施す焼鈍工程。
以下、各工程について説明する。
本実施形態に係る鋼板は、以下の工程を含む製造方法によって製造できる。
（Ｉ）連続鋳造等によって得られたスラブを、１３００℃以上で５．０時間以上保持し、２００℃以下まで２０℃／時以上８０℃／時以下の平均冷却速度で冷却する第一Ｍｎ偏析低減工程と；
（ＩＩ）前記スラブを、加熱し、１２００℃以上で１．０時間以上保持する第二Ｍｎ偏析低減工程と；
（ＩＩＩ）前記第二Ｍｎ偏析低減工程後の前記スラブを、熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程と；
（ＩＶ）前記熱延鋼板を巻き取る巻き取り工程と；
（Ｖ）前記巻き取り工程後の前記熱延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；
（ＶＩ）前記冷延鋼板に対して焼鈍を施す焼鈍工程。
以下、各工程について説明する。
【0043】
［第一Ｍｎ偏析低減工程］
第一Ｍｎ偏析低減工程では、連続鋳造等によって得られたスラブを、熱間圧延工程前に、１３００℃以上で５．０時間以上保持し、２００℃以下まで２０℃／時以上８０℃／時以下の平均冷却速度で冷却する。
スラブを、１３００℃以上の高温で５．０時間以上保持することでＭｎの拡散速度を高め、Ｍｎの偏析を低減する。しかしながら、この保持だけでは、Ｍｎ偏析の低減は十分ではない。さらに、２００℃以下まで２０℃／時以上の平均冷却速度で冷却する必要がある。２０℃／時以上の平均冷却速度で２００℃以下まで冷却することで、熱収縮差による転位が導入される。この転位は、次工程の第二Ｍｎ偏析工程での加熱の際に、Ｍｎの高速拡散経路となるので、効率的にＭｎを拡散させることができ、Ｍｎ偏析度が低減される。
平均冷却速度が速いほど転位は導入されるが、冷却速度が速すぎると熱収縮差が過剰になりスラブ割れのリスクが高まるので、平均冷却速度は８０℃／時以下とする。
加熱温度を過度に高めると製造コストが増加し、加熱時間を長時間化すると生産性が悪化する。これらの観点から、スラブの加熱温度は１４００℃以下とし、１３００℃以上での保持時間は５０．０時間以下としてもよい。
第一Ｍｎ偏析低減工程では、連続鋳造等によって得られたスラブを、熱間圧延工程前に、１３００℃以上で５．０時間以上保持し、２００℃以下まで２０℃／時以上８０℃／時以下の平均冷却速度で冷却する。
スラブを、１３００℃以上の高温で５．０時間以上保持することでＭｎの拡散速度を高め、Ｍｎの偏析を低減する。しかしながら、この保持だけでは、Ｍｎ偏析の低減は十分ではない。さらに、２００℃以下まで２０℃／時以上の平均冷却速度で冷却する必要がある。２０℃／時以上の平均冷却速度で２００℃以下まで冷却することで、熱収縮差による転位が導入される。この転位は、次工程の第二Ｍｎ偏析工程での加熱の際に、Ｍｎの高速拡散経路となるので、効率的にＭｎを拡散させることができ、Ｍｎ偏析度が低減される。
平均冷却速度が速いほど転位は導入されるが、冷却速度が速すぎると熱収縮差が過剰になりスラブ割れのリスクが高まるので、平均冷却速度は８０℃／時以下とする。
加熱温度を過度に高めると製造コストが増加し、加熱時間を長時間化すると生産性が悪化する。これらの観点から、スラブの加熱温度は１４００℃以下とし、１３００℃以上での保持時間は５０．０時間以下としてもよい。
【0044】
［第二Ｍｎ偏析低減工程］
第二Ｍｎ偏析低減工程では、第一Ｍｎ偏析低減工程後のスラブを加熱炉にて１２００℃以上に加熱し、その温度域で１．０時間以上保持する。
第一Ｍｎ偏析工程を行った上で、１２００℃以上で１．０時間以上保持を行うことで、スラブに導入された転位を高速拡散経路として利用してＭｎを拡散させることができる。これにより、Ｍｎ偏析がさらに低減される。
加熱温度を過度に高めると製造コストが増加し、加熱時間を長時間化すると生産性が悪化する。これらの観点から、スラブの加熱温度は１３００℃以下とし、１２００℃以上での保持時間は５．０時間以下としてもよい。
この第二Ｍｎ偏析低減工程は、熱間圧延のための加熱として熱延加熱炉にて行ってもよい。
第二Ｍｎ偏析低減工程では、第一Ｍｎ偏析低減工程後のスラブを加熱炉にて１２００℃以上に加熱し、その温度域で１．０時間以上保持する。
第一Ｍｎ偏析工程を行った上で、１２００℃以上で１．０時間以上保持を行うことで、スラブに導入された転位を高速拡散経路として利用してＭｎを拡散させることができる。これにより、Ｍｎ偏析がさらに低減される。
加熱温度を過度に高めると製造コストが増加し、加熱時間を長時間化すると生産性が悪化する。これらの観点から、スラブの加熱温度は１３００℃以下とし、１２００℃以上での保持時間は５．０時間以下としてもよい。
この第二Ｍｎ偏析低減工程は、熱間圧延のための加熱として熱延加熱炉にて行ってもよい。
【0045】
［熱間圧延工程］
熱間圧延工程では、第二Ｍｎ偏析低減工程で加熱炉にて１２００℃以上に加熱し、その温度域で１．０時間以上保持されたスラブに対し、熱間圧延を行い、熱延鋼板を得る。
熱間圧延条件は特に限定されない。例えば、仕上げ圧延を８００℃以上、９８０℃以下で終了し、その後６００℃以上７５０℃以下の温度まで平均冷却速度２．５℃／秒以上で、６００℃以下の巻き取り温度まで冷却しても良い。
熱間圧延工程では、第二Ｍｎ偏析低減工程で加熱炉にて１２００℃以上に加熱し、その温度域で１．０時間以上保持されたスラブに対し、熱間圧延を行い、熱延鋼板を得る。
熱間圧延条件は特に限定されない。例えば、仕上げ圧延を８００℃以上、９８０℃以下で終了し、その後６００℃以上７５０℃以下の温度まで平均冷却速度２．５℃／秒以上で、６００℃以下の巻き取り温度まで冷却しても良い。
【0046】
［巻き取り工程］
［冷間圧延工程］
熱間圧延工程後の熱延鋼板は、公知の条件で巻き取って熱延コイルとされた後、公知の条件で冷間圧延されて冷延鋼板となる。例えば、圧下率の合計を２０％以上８５％以下としても良い。
［冷間圧延工程］
熱間圧延工程後の熱延鋼板は、公知の条件で巻き取って熱延コイルとされた後、公知の条件で冷間圧延されて冷延鋼板となる。例えば、圧下率の合計を２０％以上８５％以下としても良い。
【0047】
［焼鈍工程］
焼鈍工程では、冷延鋼板を、焼鈍工程後にマルテンサイトを７０体積％以上含み、残留オーステナイトを１０体積％以上含む組織を有するよう、Ａｃ３℃以上９００℃未満の均熱温度まで加熱し、この均熱温度で５秒以上保持し、次いで（Ｍｓ点－１００）℃以上Ｂｓ点以下の温度範囲まで平均冷却速度１０℃／秒以上５０℃／秒以下で冷却し、さらに（Ｍｓ点－１００）℃以上Ｂｓ点以下の温度範囲で１０秒以上６００秒以下保持する。
焼鈍工程では、冷延鋼板を、焼鈍工程後にマルテンサイトを７０体積％以上含み、残留オーステナイトを１０体積％以上含む組織を有するよう、Ａｃ３℃以上９００℃未満の均熱温度まで加熱し、この均熱温度で５秒以上保持し、次いで（Ｍｓ点－１００）℃以上Ｂｓ点以下の温度範囲まで平均冷却速度１０℃／秒以上５０℃／秒以下で冷却し、さらに（Ｍｓ点－１００）℃以上Ｂｓ点以下の温度範囲で１０秒以上６００秒以下保持する。
【0048】
十分にオーステナイト化を進行させるため、鋼板を少なくともＡｃ３点（℃）以上に加熱し、当該温度（最高加熱温度）で均熱処理を行う。但し、過剰に加熱温度を上げると、オーステナイト粒径の粗大化による靭性の劣化を招くばかりか、焼鈍設備の損傷にも繋がる。そのため最高加熱温度は９５０℃以下、好ましくは９００℃以下とする。
均熱時間が短いとオーステナイト化が十分進行しない。そのため、均熱時間は５秒以上とする。好ましくは３０秒以上または６０秒以上である。一方、均熱時間が長すぎると生産性を阻害する。そのため、均熱時間は好ましくは６００秒以下、より好ましくは５００秒以下とする。均熱中は鋼板を必ずしも一定温度に保持する必要はなく、上記条件を満足する範囲で温度は変動しても構わない。
Ａｃ３点は、以下の方法で求める。
Ａｃ３（℃）＝９１０－２０３×√［Ｃ］＋４４．７×［Ｓｉ］－３０×［Ｍｎ］＋７００×［Ｐ］－２０×［Ｃｕ］－１５．２×［Ｎｉ］－１１×［Ｃｒ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋４００×［Ｔｉ］＋１０４×［Ｖ］＋１２０×［Ａｌ］
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｐ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｔｉ］、［Ｖ］および［Ａｌ］はスラブに含まれる各元素の含有量（質量％）である。
均熱時間が短いとオーステナイト化が十分進行しない。そのため、均熱時間は５秒以上とする。好ましくは３０秒以上または６０秒以上である。一方、均熱時間が長すぎると生産性を阻害する。そのため、均熱時間は好ましくは６００秒以下、より好ましくは５００秒以下とする。均熱中は鋼板を必ずしも一定温度に保持する必要はなく、上記条件を満足する範囲で温度は変動しても構わない。
Ａｃ３点は、以下の方法で求める。
Ａｃ３（℃）＝９１０－２０３×√［Ｃ］＋４４．７×［Ｓｉ］－３０×［Ｍｎ］＋７００×［Ｐ］－２０×［Ｃｕ］－１５．２×［Ｎｉ］－１１×［Ｃｒ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋４００×［Ｔｉ］＋１０４×［Ｖ］＋１２０×［Ａｌ］
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｐ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｔｉ］、［Ｖ］および［Ａｌ］はスラブに含まれる各元素の含有量（質量％）である。
【0049】
次いで、鋼板を、（Ｍｓ点－１００）℃以上Ｂｓ点（℃）以下の温度範囲まで、平均冷却速度１０～５０℃／秒で冷却し、さらに、この温度範囲で鋼板の温度を保持する。（Ｍｓ点－１００）℃以上Ｂｓ点以下の温度範囲での鋼板の保持時間は１０～６００秒とする。
Ｍｓ点とは、焼き入れ後の冷却中にマルテンサイトが生成し始める温度である。本実施形態に係る製造方法では、以下の数式によって算出される値を、Ｍｓ点（℃）とみなす。
Ｍｓ（℃）＝５４１－４７４×［Ｃ］／（１－Ｓα／１００）－１５×［Ｓｉ］－３５×［Ｍｎ］－１７×［Ｃｒ］－１７×［Ｎｉ］＋１９×［Ａｌ］
Ｂｓ点とは、焼き入れ後の冷却中にベイナイト変態が開始する温度（℃）である。本実施形態に係る製造方法では、以下の数式によって算出される値を、Ｂｓ点とみなす。
Ｂｓ（℃）＝８２０－２９０×［Ｃ］／（１－Ｓα／１００）－３７×［Ｓｉ］－９０×［Ｍｎ］－６５×［Ｃｒ］－５０×［Ｎｉ］＋７０×［Ａｌ］
ここで、Ｍｓ算出式及びＢｓ算出式に含まれる［元素記号］は、鋼板に含まれる各元素の含有量（質量％）を示す。式に含まれる記号Ｓαは、焼き入れのための加熱が終了した時点での鋼板のフェライト分率（体積％）である。
製造中の鋼板のフェライトの面積率を求めることは困難である。このため、実際の鋼板の製造過程と同様の温度履歴を経た鋼板を事前に用意して当該鋼板の鋼板中心部のフェライトの面積率を求め、そのフェライトの面積率をＭｓ及びＢｓの算出に用いる。鋼板のフェライト分率は、焼き入れのための加熱温度におおむね依存する。そのため、冷却条件を検討する際には、冷却以前の工程の製造条件をまず確定し、その製造条件で鋼板を製造して、これのフェライト分率を測定することにより、Ｓαを特定することができる。また、焼入れの冷却速度が速い（フェライト変態が起こらない冷却速度である）場合には、焼入れ後のフェライト分率が、焼入れのための加熱が終了した時点でのフェライト分率とみなすこともできる。
平均冷却速度とは、冷却を開始する時点での鋼板の表面温度と、冷却を終了する時点での鋼板の表面温度（即ち、冷却停止温度）との差を、冷却時間によって割った値である。例えば、焼鈍及び後述する温度保持が炉を用いて行われる場合、冷却を開始する時点とは、鋼板が焼鈍用の炉から取り出された時点であり、冷却を終了する時点とは、鋼板が温度保持用の炉に装入された時点である。
（Ｍｓ点－１００）℃以上Ｂｓ点（℃）以下の温度範囲での保持時間とは、鋼板の表面温度がこの温度範囲内にある時間のことを意味する。この温度範囲内で、鋼板の温度が変動してもよい。
Ｍｓ点とは、焼き入れ後の冷却中にマルテンサイトが生成し始める温度である。本実施形態に係る製造方法では、以下の数式によって算出される値を、Ｍｓ点（℃）とみなす。
Ｍｓ（℃）＝５４１－４７４×［Ｃ］／（１－Ｓα／１００）－１５×［Ｓｉ］－３５×［Ｍｎ］－１７×［Ｃｒ］－１７×［Ｎｉ］＋１９×［Ａｌ］
Ｂｓ点とは、焼き入れ後の冷却中にベイナイト変態が開始する温度（℃）である。本実施形態に係る製造方法では、以下の数式によって算出される値を、Ｂｓ点とみなす。
Ｂｓ（℃）＝８２０－２９０×［Ｃ］／（１－Ｓα／１００）－３７×［Ｓｉ］－９０×［Ｍｎ］－６５×［Ｃｒ］－５０×［Ｎｉ］＋７０×［Ａｌ］
ここで、Ｍｓ算出式及びＢｓ算出式に含まれる［元素記号］は、鋼板に含まれる各元素の含有量（質量％）を示す。式に含まれる記号Ｓαは、焼き入れのための加熱が終了した時点での鋼板のフェライト分率（体積％）である。
製造中の鋼板のフェライトの面積率を求めることは困難である。このため、実際の鋼板の製造過程と同様の温度履歴を経た鋼板を事前に用意して当該鋼板の鋼板中心部のフェライトの面積率を求め、そのフェライトの面積率をＭｓ及びＢｓの算出に用いる。鋼板のフェライト分率は、焼き入れのための加熱温度におおむね依存する。そのため、冷却条件を検討する際には、冷却以前の工程の製造条件をまず確定し、その製造条件で鋼板を製造して、これのフェライト分率を測定することにより、Ｓαを特定することができる。また、焼入れの冷却速度が速い（フェライト変態が起こらない冷却速度である）場合には、焼入れ後のフェライト分率が、焼入れのための加熱が終了した時点でのフェライト分率とみなすこともできる。
平均冷却速度とは、冷却を開始する時点での鋼板の表面温度と、冷却を終了する時点での鋼板の表面温度（即ち、冷却停止温度）との差を、冷却時間によって割った値である。例えば、焼鈍及び後述する温度保持が炉を用いて行われる場合、冷却を開始する時点とは、鋼板が焼鈍用の炉から取り出された時点であり、冷却を終了する時点とは、鋼板が温度保持用の炉に装入された時点である。
（Ｍｓ点－１００）℃以上Ｂｓ点（℃）以下の温度範囲での保持時間とは、鋼板の表面温度がこの温度範囲内にある時間のことを意味する。この温度範囲内で、鋼板の温度が変動してもよい。
【0050】
（Ｍｓ点－１００）℃以上Ｂｓ点（℃）以下への鋼板の平均冷却速度を１０～５０℃／秒とすることにより、鋼板に十分な量のマルテンサイト及び／又はベイナイトを生成することができる。鋼板の冷却停止温度を（Ｍｓ点－１００）℃以上Ｂｓ点（℃）以下の温度範囲内とすることにより、続く温度保持において十分な量の残留オーステナイトを生成させることができる。また、（Ｍｓ点－１００）℃以上Ｂｓ点（℃）以下の温度範囲での鋼板の保持時間を１０～６００秒とすることにより、十分な量の残留オーステナイトを生成させ、且つ、鋼板の引張強さの低下を防ぐことができる。
【0051】
［溶融亜鉛めっき工程］
［合金化工程］
焼鈍後の冷延鋼板は、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板としてもよい。また、溶融亜鉛めっき鋼板に合金化処理をして、合金化溶融亜鉛めっき鋼板としてもよい。この場合、溶融亜鉛めっき及び合金化の際に鋼板に加えられる熱を利用して、上述した鋼板の温度保持を行うことができる。いずれも条件は公知の条件を適用できる。
［合金化工程］
焼鈍後の冷延鋼板は、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板としてもよい。また、溶融亜鉛めっき鋼板に合金化処理をして、合金化溶融亜鉛めっき鋼板としてもよい。この場合、溶融亜鉛めっき及び合金化の際に鋼板に加えられる熱を利用して、上述した鋼板の温度保持を行うことができる。いずれも条件は公知の条件を適用できる。
【実施例】
【0052】
連続鋳造によって表１－１、表１－２に示す化学組成（単位は質量％、残部はＦｅ及び不純物）を有するスラブ（鋼Ｎｏ．Ａ～Ｚ）を製造した。
これらのスラブに対し、表２－１、表２－２に示すように、加熱し、保持し、２００℃以下まで冷却した。
その後、さらにこのスラブを表２－１、表２－２に示すように、再度加熱し、保持したあと、仕上げ圧延が、８００～９８０℃で終了するように熱間圧延を行い、その後６００℃以上７５０℃以下の温度までの平均冷却速度２．５℃／秒以上となるように、６００℃以下の巻き取り温度まで冷却し、６００℃以下で巻き取ることで、２．０～４．０ｍｍの熱延鋼板を得た。
また、これらの熱延鋼板に２０～８５％の圧下率の冷間圧延を行うことで、０．８～２．０ｍｍの冷延鋼板を得た。
これらの冷延鋼板に対し、表３－１、表３－２に示す条件で、焼鈍を行った（ただし、スラブが割れた例については熱間圧延以降の工程を行っていない）。
また、表３－１、表３－２に示すように、一部の冷延鋼板には、溶融亜鉛めっきを行い、さらに一部の冷延鋼板には合金化処理を行った。
これらのスラブに対し、表２－１、表２－２に示すように、加熱し、保持し、２００℃以下まで冷却した。
その後、さらにこのスラブを表２－１、表２－２に示すように、再度加熱し、保持したあと、仕上げ圧延が、８００～９８０℃で終了するように熱間圧延を行い、その後６００℃以上７５０℃以下の温度までの平均冷却速度２．５℃／秒以上となるように、６００℃以下の巻き取り温度まで冷却し、６００℃以下で巻き取ることで、２．０～４．０ｍｍの熱延鋼板を得た。
また、これらの熱延鋼板に２０～８５％の圧下率の冷間圧延を行うことで、０．８～２．０ｍｍの冷延鋼板を得た。
これらの冷延鋼板に対し、表３－１、表３－２に示す条件で、焼鈍を行った（ただし、スラブが割れた例については熱間圧延以降の工程を行っていない）。
また、表３－１、表３－２に示すように、一部の冷延鋼板には、溶融亜鉛めっきを行い、さらに一部の冷延鋼板には合金化処理を行った。
【0053】
得られた冷延鋼板（めっき鋼板を含む）から上述の要領でサンプルを採取し、ミクロ組織の観察を行い、マルテンサイト、残留オーステナイト、その他の体積率、残留オーステナイトの最大粒径を求めた。
また、上述の要領でＥＰＭＡを用いて、Ｍｎ濃度を測定し、測定点濃度／測定領域中の全測定点平均濃度（偏析度）が１．１以上となる測定点の割合を求めた。
結果を表４－１、表４－２に示す。
また、上述の要領でＥＰＭＡを用いて、Ｍｎ濃度を測定し、測定点濃度／測定領域中の全測定点平均濃度（偏析度）が１．１以上となる測定点の割合を求めた。
結果を表４－１、表４－２に示す。
【0054】
また、焼鈍後の冷延鋼板から、圧延方向に垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に沿って引張試験を行って、引張強さ及び全伸びを求めた。
引張強さ（ＴＳ）が１４７０ＭＰａ以上で、かつ、引張強さ×全伸び（ＴＳ×ｔＥｌ）が１８０００ＭＰａ・％以上であれば、高強度かつ成形性に優れると判断した。
結果を表５－１、表５－２に示す。
引張強さ（ＴＳ）が１４７０ＭＰａ以上で、かつ、引張強さ×全伸び（ＴＳ×ｔＥｌ）が１８０００ＭＰａ・％以上であれば、高強度かつ成形性に優れると判断した。
結果を表５－１、表５－２に示す。
【0055】
また、得られた冷延鋼板から、圧延方向に対して垂直方向に、ＪＩＳ Ｚ ３１３７（１９９９）に記載の試験片を採取し、サーボモータ加圧式単相交流スポット溶接機（電源周波数５０Ｈｚ）を用いて電極の直径を６ｍｍ、溶接時の加圧力を４ｋＮ、溶接電流を６．０ｋＡ～９．０ｋＡ、通電時間を０．４秒、保持時間を０．１秒に設定し、ナゲット径が５√ｔ（ｔ：板厚）となるように溶接を施し、その後、ＪＩＳ Ｚ ３１３７（１９９９）に従って十字引張力試験を行うことによって、継手強度を求めた。
継手強度が６．０ｋＮ超であれば、溶接継手強度に優れると判断した。
結果を表５－１、表５－２に示す。
継手強度が６．０ｋＮ超であれば、溶接継手強度に優れると判断した。
結果を表５－１、表５－２に示す。
【0056】
【表1-1】
【0057】
【表1-2】
【0058】
【表2-1】
【0059】
【表2-2】
【0060】
【表3-1】
【0061】
【表3-2】
【0062】
【表4-1】
【0063】
【表4-2】
【0064】
【表5-1】
【0065】
【表5-2】
【0066】
表１－１～表５－２から分かるように、本発明例は、いずれも成形性に優れる引張強さが１４７０ＭＰａ以上の鋼板であって、十分な溶接継手強度が得られている。
一方、化学組成、ミクロ組織の各相の体積率、残留オーステナイトの最大粒径、偏析度が１．１以上となる測定点の割合の少なくとも１つが本発明範囲を満足しない比較例については、引張強さ、成形性、溶接継手強度の１つ以上が目標値を満足していない。
一方、化学組成、ミクロ組織の各相の体積率、残留オーステナイトの最大粒径、偏析度が１．１以上となる測定点の割合の少なくとも１つが本発明範囲を満足しない比較例については、引張強さ、成形性、溶接継手強度の１つ以上が目標値を満足していない。
【符号の説明】
【0067】
Ａ 組織の観察領域（ｔ／４位置を中心にしてｔ／８～３ｔ／８の範囲で１００μｍ×１００μｍの領域）
Ｂ Ｍｎ濃度の測定領域（ｔ／４位置を中心にして一辺の長さがｔ／４である正方形の領域
ｔ 板厚
Ｂ Ｍｎ濃度の測定領域（ｔ／４位置を中心にして一辺の長さがｔ／４である正方形の領域
ｔ 板厚
【産業上の利用可能性】
【0068】
本発明によれば、成形性に優れる引張強さが１４７０ＭＰａ以上の鋼板であって、十分な溶接継手強度が得られる鋼板を提供することができる。そのため、産業上の利用可能性が高い。
【図1】