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WO2018131722A1 - 鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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WO2018131722A1
WO2018131722A1 PCT/JP2018/001076 JP2018001076W WO2018131722A1 WO 2018131722 A1 WO2018131722 A1 WO 2018131722A1 JP 2018001076 W JP2018001076 W JP 2018001076W WO 2018131722 A1 WO2018131722 A1 WO 2018131722A1
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steel sheet
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temperature
seconds
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PCT/JP2018/001076
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林　宏太郎
宏志 海藤
力 岡本
上西　朗弘
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新日鐵住金株式会社
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    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr

Definitions

  • the present disclosure relates to a steel sheet having excellent formability and a manufacturing method thereof, and specifically relates to a steel sheet having high uniform Mn concentration having excellent uniform elongation characteristics and high strength and a manufacturing method thereof.
  • Residual austenite is obtained by concentrating C in austenite so that austenite does not transform into another structure even at room temperature.
  • a technique for stabilizing austenite it has been proposed to contain carbide precipitation-inhibiting elements such as Si and Al in the steel sheet, and to enrich C in the austenite during the bainite transformation that occurs in the steel sheet during the manufacturing stage of the steel sheet. Yes.
  • the C content contained in the steel plate is large, austenite can be further stabilized and the amount of retained austenite can be increased.
  • a steel plate having both excellent strength and elongation can be produced.
  • welding is often performed on the steel plate.
  • the C content in the steel plate is large, the weldability is deteriorated, so that use as a structural member is limited. Therefore, it is desired to improve both the elongation and strength of the steel sheet with a smaller C content.
  • Non-Patent Document 1 steels with more than 4.0% Mn added have been proposed as steel sheets having a retained austenite amount greater than that of the TRIP steel and having a ductility exceeding that of the TRIP steel. Since the steel contains a large amount of Mn, the effect of reducing the weight of the member used is also remarkable. However, the steel requires a long heating process such as box annealing. Therefore, the material design in a short-time heating process such as continuous annealing suitable for manufacturing high-strength steel sheets used for automobile members has not been sufficiently studied, and the requirements for improving the elongation characteristics in that case have not been clear.
  • Patent Document 2 a steel added with Mn of more than 4.0% is cold-rolled and heated for a short time of 300 seconds to 1200 seconds to control ferrite to 30% to 80% in area%. Discloses a steel sheet with significantly improved elongation.
  • the steel sheet described in Patent Document 2 has a high content of Mn and contains a large amount of non-recrystallized ferrite, so it does not work harden, and as shown in FIG. That is, a steel sheet having a high Mn concentration and having a structure containing ferrite cannot have both the tensile strength and the formability required for a steel sheet for automobiles.
  • the present inventors have tempered martensite in the steel sheet in an area of 25% to 90%, ferrite, Of 3% or less, 5% or less of bainite, and 10% or more and 75% or less of retained austenite were found to be effective.
  • the steel sheet of the present disclosure has been made based on the above findings, and the summary thereof is as follows.
  • the steel sheet of this indication is in one embodiment.
  • the balance consists of iron and inevitable impurities
  • the metal structure at the 1/4 position of the thickness from the surface is tempered martensite of 25% or more and 90% or less in area%, 3% or less of ferrite, 10% or more and 75% or less of retained austenite, and 5 % Steel sheet containing bainite or less.
  • the metal structure at a 1/4 position from the surface includes a mixed structure composed of the retained austenite and fresh martensite, The mixed structure occupies 10% or more and 75% or less in area ratio with respect to the entire metal structure, The retained austenite occupies 10% or more and 50% or less in area ratio with respect to the entire metal structure,
  • the structure having an aspect ratio of 1.5 or more and the angle formed by the major axis with respect to the rolling direction is 30 degrees or more and 60 degrees or less is 10% in area ratio with respect to the entire mixed structure.
  • the steel material having the chemical composition according to any one of (1) and (4) to (8) is hot-rolled to perform hot rolling. And Subjecting the hot-rolled steel sheet to pickling and cold rolling to form a cold-rolled steel sheet, Raising the temperature of the cold-rolled steel sheet to 650 ° C. at an average heating rate of 5 to 30 ° C./second and holding it in a temperature range of 740 ° C.
  • a method for producing a steel sheet characterized by the above. (12) Holding for 5 seconds or more in the temperature range of 600 ° C. or more and less than Ac 3 includes raising the temperature range from 500 ° C. to 600 ° C. at an average of 2 to 10 ° C./sec. The manufacturing method of the steel plate as described in 11).
  • the steel sheet is cooled, subjected to a galvanizing treatment, the steel sheet according to any one of (11) - (15) Manufacturing method.
  • FIG. 1 is a stress-strain curve of a steel plate.
  • FIG. 2 is a scanning electron micrograph of the metal structure of the steel sheet obtained in the example.
  • FIG. 3 is an example of an austenite band having a band structure.
  • C is an extremely important element for increasing the strength of the steel and securing retained austenite.
  • a C content of more than 0.10% is required.
  • the upper limit of the C content is less than 0.55%.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.15% or more, more preferably 0.20% or more.
  • the upper limit value of the C content is preferably 0.40% or less, more preferably 0.35% or less.
  • Si 0.001% or more and less than 3.50%
  • Si is an element effective for strengthening tempered martensite, homogenizing the structure, and improving workability. Si also has the effect of suppressing the precipitation of cementite and promoting the retention of austenite. In order to acquire the said effect, 0.001% or more of Si content is required. On the other hand, if Si is contained excessively, the plateability and chemical conversion property of the steel sheet are impaired, so the upper limit value of the Si content is set to less than 3.50%.
  • the lower limit of the Si content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.30% or more, and further preferably 0.50% or more. By setting the lower limit value of the Si content within the above range, the uniform elongation characteristic of the steel sheet can be further improved.
  • the upper limit of the Si content is preferably 3.00% or less, more preferably 2.50% or less.
  • Mn is an element that stabilizes austenite and improves hardenability. Moreover, in the steel plate of this indication, Mn is distributed in austenite and austenite is stabilized more. In order to stabilize austenite at room temperature, more than 4.00% Mn is required. On the other hand, if the steel sheet contains excessive Mn, the ductility is impaired, so the upper limit of the Mn content is set to less than 9.00%.
  • the lower limit of the Mn content is preferably 4.30% or more, more preferably 4.80% or more.
  • the upper limit of the Mn content is preferably 8.00% or less, more preferably 7.50% or less.
  • Al is a deoxidizer and should be contained by 0.001% or more.
  • Al has an effect of improving material stability in order to widen the two-phase temperature range during annealing. The effect increases as the Al content increases.
  • excessive addition of Al leads to deterioration of surface properties, paintability, weldability, and the like.
  • the upper limit of Al was made less than 3.00%.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.01% or more, and further preferably 0.02% or more. sol.
  • the upper limit of the Al content is preferably 2.50% or less, more preferably 1.80% or less. sol.
  • the upper limit of the P content is 0.100% or less.
  • the upper limit of the P content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.030% or less, and still more preferably 0.020% or less. Since the steel plate according to the present embodiment does not require P, the lower limit value of the P content is 0.000%.
  • the lower limit of the P content may be more than 0.000% or 0.001% or more, but the lower the P content, the better.
  • S (S: 0.010% or less) S is an impurity, and if the steel sheet contains excessive S, MnS stretched by hot rolling is generated, which causes deterioration of formability such as bendability and hole expansibility. Therefore, the upper limit of the S content is 0.010% or less.
  • the upper limit of the S content is preferably 0.007% or less, more preferably 0.003% or less. Since the steel plate according to the present embodiment does not require S, the lower limit value of the S content is 0.000%.
  • the lower limit of the S content may be more than 0.000% or 0.001% or more, but the lower the S content, the better.
  • N is an impurity, and if the steel sheet contains 0.050% or more of N, the toughness is deteriorated. Therefore, the upper limit of the N content is less than 0.050%.
  • the upper limit of the N content is preferably 0.010% or less, more preferably 0.006% or less. Since the steel plate according to this embodiment does not require N, the lower limit of the N content is 0.000%.
  • the lower limit of the N content may be more than 0.000% or 0.003% or more, but the lower the N content, the better.
  • O is an impurity, and if the steel sheet contains 0.020% or more of O, ductility is deteriorated. Therefore, the upper limit of the O content is less than 0.020%.
  • the upper limit of the O content is preferably 0.010% or less, more preferably 0.005% or less, and still more preferably 0.003% or less. Since the steel plate according to the present embodiment does not require O, the lower limit value of the O content is 0.000%.
  • the lower limit value of the O content may be more than 0.000% or 0.001% or more, but the lower the O content, the better.
  • the steel plate of the present embodiment is further selected from the group consisting of Cr, Mo, W, Cu, Ni, Ti, Nb, V, B, Ca, Mg, Zr, REM, Sb, Sn, and Bi, or You may contain 2 or more types.
  • the steel plate according to the present embodiment does not require Cr, Mo, W, Cu, Ni, Ti, Nb, V, B, Ca, Mg, Zr, REM, Sb, Sn, and Bi, so Cr, Mo, W, Cu, Ni, Ti, Nb, V, B, Ca, Mg, Zr, REM, Sb, Sn and Bi may not be contained, that is, the lower limit of the content may be 0%.
  • Cr, Mo, W, Cu, and Ni are not essential elements for the steel sheet according to this embodiment. However, since Cr, Mo, W, Cu, and Ni are elements that improve the strength of the steel sheet, they may be contained. In order to obtain the effect of improving the strength of the steel plate, the steel plate may contain 0.01% or more of each of one or more elements selected from the group consisting of Cr, Mo, W, Cu, and Ni. .
  • the steel sheet contains these elements in excess, surface scratches during hot rolling are likely to be generated, and further, the strength of the hot rolled steel sheet becomes too high, and cold rollability may be reduced. Therefore, among the contents of one or more elements selected from the group consisting of Cr, Mo, W, Cu, and Ni, the upper limit value of the Cr content is less than 2.00%, and Mo , W, Cu, and Ni, the upper limit of each content shall be 2.00% or less.
  • Ti, Nb, and V are not essential elements for the steel sheet according to the present embodiment.
  • Ti, Nb, and V are elements that generate fine carbides, nitrides, or carbonitrides, they are effective in improving the strength of the steel sheet. Therefore, the steel sheet may contain one or more elements selected from the group consisting of Ti, Nb, and V.
  • the lower limit value of the content of each of one or more elements selected from the group consisting of Ti, Nb, and V is preferably 0.005% or more. .
  • the upper limit of the content of each of one or more elements selected from the group consisting of Ti, Nb, and V is set to 0.300% or less.
  • B, Ca, Mg, Zr, and REM are not essential elements for the steel sheet of the present disclosure.
  • B, Ca, Mg, Zr, and REM improve the local ductility and hole expandability of the steel sheet.
  • the lower limit of each of one or more elements selected from the group consisting of B, Ca, Mg, Zr, and REM is preferably 0.0001% or more, more preferably 0. 0.001% or more.
  • the upper limit of the content of each of these elements is 0.010% or less, and is selected from the group consisting of B, Ca, Mg, Zr, and REM.
  • the total content of one or more elements is preferably 0.030% or less.
  • Sb, Sn, and Bi are not essential elements for the steel sheet of the present disclosure.
  • Sb, Sn, and Bi suppress oxidizable elements such as Mn, Si, and / or Al in the steel sheet from diffusing into the steel sheet surface to form oxides, and improve the surface properties and plating properties of the steel sheet.
  • the lower limit of the content of each of one or more elements selected from the group consisting of Sb, Sn, and Bi is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.001. % Or more.
  • the content of each of these elements exceeds 0.050%, the effect is saturated, so the upper limit of the content of each of these elements is set to 0.050% or less.
  • the metal structure at a 1 ⁇ 4 position (also referred to as a 1 ⁇ 4 t portion) of the thickness from the surface of the steel sheet according to the present embodiment is 25% to 90% tempered martensite, 3% or less ferrite, 10% or more and 75% or less of retained austenite, and 5% or less of bainite.
  • the metal structure in the 1 ⁇ 4 t part of the steel sheet contains area percent of cementite of 1.0% or less.
  • the metal structure in the 1/4 t part of the steel sheet includes a mixed structure composed of retained austenite and fresh martensite with tempered martensite as a parent phase, and the mixed structure is an area ratio with respect to the entire metal structure.
  • the retained austenite occupies 10% or more and 50% or less of the entire metal structure. That is, the metal structure can include 25-90% tempered martensite, 10-50% retained austenite, and 0-65% fresh martensite.
  • the fraction of each structure varies depending on the annealing conditions, and affects the materials such as strength, uniform elongation characteristics, and hole expandability. Since the required material varies depending on, for example, parts for automobiles, an annealing condition may be selected as necessary, and the tissue fraction may be controlled within the above range.
  • the area percentage of fresh martensite is calculated by subtracting the area percentage of residual austenite from the total area percentage of residual austenite and fresh martensite.
  • the area ratio of residual austenite and fresh martensite includes the area ratio of the mixed structure.
  • the L cross section refers to a surface cut so as to pass through the central axis of the steel plate in parallel with the plate thickness direction and the rolling direction.
  • Tempered martensite is a structure that increases the strength of the steel sheet and improves the ductility. In order to keep both strength and ductility within the desired strength level range, the area ratio of tempered martensite is 25 to 90 area%.
  • the lower limit of the tempered martensite content is preferably 35 area%, more preferably 50 area%.
  • the upper limit of the content of tempered martensite is preferably 70% by area. As described above, by setting the C content to 0.15% or more and further controlling the content of tempered martensite to 35 area% or more and 70 area% or less as described later, uniform elongation characteristics are obtained. Without damage, it is possible to obtain a high-strength steel sheet having a tensile strength (TS) of 1180 MPa or more.
  • TS tensile strength
  • the amount of ferrite in the metal structure is small. This is because when the ferrite content in the metal structure is increased, the uniform elongation characteristic is remarkably lowered.
  • the area ratio of ferrite in the metal structure is set to 3% or less, more preferably 1% or less, and still more preferably 0%.
  • the amount of cementite in the metal structure is preferably small. This is because when the content of cementite in the metal structure is reduced, the uniform elongation characteristics are improved, and the product “TS ⁇ uEL” of the tensile strength and uniform elongation of 15000 MPa ⁇ % or more, which is a more preferable range, is obtained.
  • the area ratio of cementite in the metal structure is preferably 1.0% or less, more preferably 0%.
  • Residual austenite is a structure that improves the ductility and formability of the steel sheet, particularly the uniform elongation characteristic and the hole expansion property of the steel sheet, by transformation-induced plasticity. Residual austenite can be transformed into martensite by stretching, drawing, stretch flange processing, or bending with tensile deformation, which contributes to the improvement of the strength of the steel sheet. In order to obtain these effects, the steel sheet according to the present embodiment needs to contain 10% or more of retained austenite by area ratio in the metal structure.
  • the lower limit of the area ratio of retained austenite is preferably 15%, more preferably 18%, and even more preferably 20%.
  • the area ratio of retained austenite is 15% or more, the hole expandability is further improved.
  • the product of tensile strength and uniform elongation “TS ⁇ uEL” is preferably 13500 MPa ⁇ % or more, more preferably 14000 MPa ⁇ % or more, and further preferably 15000 MPa ⁇ % or more, The uniform elongation characteristic is maintained even at higher strength.
  • the mixed structure of retained austenite and fresh martensite in the metal structure occupies 10% or more and 75% or less in terms of the area ratio with respect to the entire metal structure.
  • the mixed structure of retained austenite and fresh martensite becomes substantially one hard fresh martensite structure due to the processing-induced transformation of retained austenite. Residual austenite alone also becomes substantially one hard fresh martensite structure due to processing-induced transformation. That is, the mixed structure also means a retained austenite single structure when the area ratio of fresh martensite is 0%.
  • the hole expandability is improved. Therefore, not only the amount of retained austenite alone but also the amount of mixed structure that substantially acts as one fresh martensite structure after processing-induced transformation is important from the viewpoint of improving hole expandability.
  • the area ratio of the mixed structure of fresh martensite and retained austenite By setting the area ratio of the mixed structure to 10% or more, the area ratio of retained austenite becomes 10% or more, so that the hole expandability is improved.
  • the area ratio of the mixed structure By setting the area ratio of the mixed structure to 75% or less, generation of voids at the interface between retained austenite and fresh martensite during processing-induced transformation can be suppressed, and excellent hole expansibility can be maintained. .
  • the area ratio of the mixed structure of retained austenite and fresh martensite is 10% or more and 75% or less. That is, as long as the area ratio of retained austenite is in the range of 10 to 50% and the area ratio of the mixed structure is in the range of 10 to 75%, the area ratio of fresh martensite is 0 to 65%. it can.
  • the area ratio of the mixed tissue is preferably 15% to 70%, more preferably 20% to 65%.
  • Fresh martensite is martensite that has not been tempered.
  • Fresh martensite is a hard structure and is effective in securing the strength of the steel sheet.
  • the lower the content of fresh martensite the higher the bendability of the steel sheet.
  • the area ratio of fresh martensite is better.
  • the metal structure of the steel sheet is preferably an area ratio, preferably more than 0%, more preferably 1% or more, further preferably 2% or more, More preferably, it contains 3% or more of fresh martensite.
  • the upper limit of the content of fresh martensite is preferably 55%, more preferably 45%, and still more preferably 20% in terms of area ratio from the viewpoint of ensuring bendability.
  • tempered bainite As the remaining structure other than tempered martensite, ferrite, cementite, retained austenite, bainite, and fresh martensite, tempered bainite is desirable.
  • the area ratio of tempered bainite can be measured by scanning electron microscope observation in the same manner as the measurement of the area ratio of tempered martensite, ferrite, cementite, retained austenite, bainite, and fresh martensite.
  • the mixed structure of retained austenite and fresh martensite includes a structure having an aspect ratio of 1.5 or more.
  • the aspect ratio of the mixed structure can be measured based on the observation of the microstructure by the above-described scanning electron microscope observation.
  • the aspect ratio of the mixed tissue refers to an aspect ratio of a region (tissue) in which contrast is uniformly seen by observation with a scanning electron microscope.
  • the orientation of the mixed structure having an aspect ratio of 1.5 or more greatly affects the hole expandability.
  • the mixed structure When the long axis of the mixed structure has an angle of less than 30 degrees with respect to the rolling direction, the mixed structure exhibits a structure oriented in the rolling direction, thereby impairing the homogeneity.
  • the mixed structure When the long axis of the mixed structure has an angle of more than 60 degrees with respect to the rolling direction, the mixed structure exhibits a structure oriented in the plate thickness direction, thereby impairing homogeneity. Therefore, when the long axis of the mixed structure has an angle of 30 degrees or more and 60 degrees or less with respect to the rolling direction, good hole expandability can be obtained.
  • the angle of the long axis of the mixed structure with respect to the rolling direction can be measured based on the observation of the microstructure by the above-mentioned scanning electron microscope observation.
  • the major axis of the mixed tissue is the same as the length in the longitudinal direction in the measurement of the aspect ratio of the mixed tissue.
  • the value obtained by dividing the area of the mixed structure in which the aspect ratio is 1.5 or more and the long axis is 30 degrees or more and 60 degrees or less with respect to the rolling direction by the area of the entire mixed structure is 10% or more, It can be suppressed that the long axis of the structure is oriented in the rolling direction, the hole expanding property can be improved, and an SF value of 10% or more can be obtained in the stretch flange test.
  • the ratio of the structure in which the aspect ratio is 1.5 or more and the angle of the major axis to the rolling direction is 30 degrees or more and 60 degrees or less occupies the mixed structure is 10% or more, preferably 20% or more in terms of area ratio. It is.
  • the ratio of the structure in which the aspect ratio is 1.5 or more and the angle of the major axis to the rolling direction is 30 degrees or more and 60 degrees or less is the ratio of the mixed structure to the microstructure measured by the above-mentioned scanning electron microscope observation. Can be performed based on observation.
  • the following may be performed.
  • the second moment of the target mixed tissue region is calculated.
  • an inertia main axis and a main inertia moment are calculated from the secondary moment.
  • the first inertia main axis direction is defined as the major axis direction.
  • the pitch (also referred to as interval) of the austenite band of the band structure is preferably 12 ⁇ m or less.
  • the austenite band interval is within the above range, the steel sheet has better hole expansibility.
  • FIG. 3 shows an example of an austenite band having a band structure.
  • the part shown with the arrow is an austenite zone.
  • FIG. 3 is a distribution image of austenite and ferrite in a range of 80 ⁇ m in the sample rolling direction and 40 ⁇ m in the sample plate thickness direction measured by EBSD (Electron Back Scatter Diffraction Patterns).
  • the interval between the austenite bands of the band structure is the pitch between the arrows shown in FIG.
  • the distance between the austenite bands of the band structure is 80 ⁇ m in the sample rolling direction and 40 ⁇ m in the sample plate thickness direction using EBSD, and the length in the sample plate thickness direction is 40 ⁇ m in the sample plate thickness direction. It can be calculated by dividing by the number of peaks in the austenite volume fraction profile along.
  • the TS of the steel sheet according to this embodiment is preferably 780 MPa or more, more preferably 1000 MPa or more, and further preferably 1180 MPa. This is because when a steel plate is used as an automobile material, the plate thickness is reduced by increasing the strength, thereby contributing to weight reduction. Moreover, in order to use the steel plate which concerns on this embodiment for press forming, it is desirable that uniform elongation (uEL) is excellent. In that case, TS ⁇ uEL is preferably 12000 MPa ⁇ % or more, more preferably 13500 MPa ⁇ % or more, further preferably 14000 MPa ⁇ % or more, and even more preferably 15000 MPa ⁇ % or more.
  • the hole expansibility is also excellent.
  • the hole expandability can be evaluated by the SF value, and the SF value is preferably 10% or more, more preferably 12% or more, and further preferably 15% or more.
  • the steel sheet of the present disclosure has high strength, good uniform elongation characteristics, preferably good hole expansibility, and excellent formability. Therefore, automobiles such as pillars and cross members Ideal for structural parts applications. Furthermore, since the steel sheet of the present disclosure has a high Mn concentration, it contributes to the weight reduction of automobiles, and thus the industrial contribution is extremely remarkable.
  • the steel sheet according to the present embodiment is a hot-rolled steel sheet obtained by melting a steel having the above-described chemical composition by a conventional method, casting it to produce a slab or a steel ingot, and heating and hot rolling it. After pickling, it is manufactured by annealing.
  • Hot rolling may be performed on a normal continuous hot rolling line.
  • annealing can be performed with a continuous annealing line, and it is excellent in productivity. If the conditions described later are satisfied, the annealing may be performed in either an annealing furnace or a continuous annealing line.
  • skin pass rolling may be performed on the steel sheet after cold rolling.
  • heat treatment conditions are performed within the following ranges.
  • the molten steel may be melted by a normal blast furnace method, and the raw material contains a large amount of scrap like steel produced by the electric furnace method. May be included.
  • the slab may be manufactured by a normal continuous casting process or may be manufactured by thin slab casting.
  • the above slab or steel ingot is heated and hot rolled.
  • the temperature of the steel material used for hot rolling is preferably 1100 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower.
  • the deformation resistance during hot rolling can be further reduced.
  • the temperature of the steel material used for hot rolling is reducing to 1300 ° C. or less, it is possible to suppress a decrease in yield due to an increase in scale loss.
  • the time for holding in the temperature range of 1100 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower before hot rolling is not particularly limited, but in order to improve bendability, it is preferably 30 minutes or longer, and more preferably 1 hour or longer. preferable. Moreover, in order to suppress an excessive scale loss, it is preferable to set it as 10 hours or less, and it is more preferable to set it as 5 hours or less. In addition, it is a case where direct feed rolling or direct rolling is performed, and it may be subjected to hot rolling as it is without performing heat treatment.
  • the finishing rolling start temperature is preferably 700 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower.
  • the finish rolling start temperature is more preferably more than 850 ° C., further preferably 900 ° C. or more.
  • the finish rolling start temperature By setting the finish rolling start temperature to 700 ° C. or higher, the deformation resistance during rolling can be reduced.
  • the finish rolling start temperature By making the finish rolling start temperature more preferably more than 850 ° C., and more preferably 900 ° C. or more, the embrittlement structure is preferentially generated at the large-angle grain boundary of the martensite structure and ferrite is formed in the hot-rolled steel sheet. Therefore, the interval between the austenite bands of the band structure can be narrowed, and the hole expandability can be further improved.
  • the hot-rolled steel sheet obtained by finish rolling can be cooled, wound, and coiled.
  • the winding temperature after cooling is preferably 700 ° C. or lower. By setting the coiling temperature to 700 ° C. or less, internal oxidation is suppressed, and subsequent pickling becomes easy.
  • the winding temperature is more preferably 650 ° C. or less, and further preferably 600 ° C. or less.
  • the hot-rolled sheet may be tempered at 300 ° C. or more and 600 ° C. or less after being cooled to room temperature and before cold rolling.
  • the hot-rolled steel sheet is pickled by a conventional method and then cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the rolling reduction of the cold rolling is 20% or more. From the viewpoint of suppressing breakage during cold rolling, the rolling reduction of cold rolling is preferably 70% or less.
  • the interval between the austenite bands is preferably 12 ⁇ m or less. By setting the interval between the austenite bands to 12 ⁇ m or less, the hole expandability can be further improved.
  • the cold-rolled steel sheet obtained through the hot rolling process and the cold rolling process is heated, the temperature is increased to 650 ° C. at an average heating rate of 5 to 30 ° C./second, and the temperature range is 740 ° C. or higher for 10 seconds.
  • the temperature range from the temperature maintained in the temperature range of 740 ° C. or higher to 500 ° C. or lower is then cooled at an average cooling rate of 2 ° C./second or higher and 2000 ° C./second or lower. Heat and hold at 600 ° C. or more and less than Ac 3 point for 5 seconds or more.
  • the heat treatment of the cold-rolled steel sheet is preferably performed in a reducing atmosphere, more preferably in a reducing atmosphere containing nitrogen and hydrogen, for example, a reducing atmosphere of 98% nitrogen and 2% hydrogen.
  • a reducing atmosphere containing nitrogen and hydrogen
  • a reducing atmosphere of 98% nitrogen and 2% hydrogen By performing heat treatment in a reducing atmosphere, it is possible to prevent the scale from adhering to the surface of the steel sheet, and it can be sent directly to the plating step without requiring acid cleaning. Holding 100 ° C. or higher 500 ° C. 1000 seconds or less 10 seconds or more or less temperature range, then cooled to room temperature, then heated again, it is preferable to hold 600 ° C. or higher Ac in a temperature range of less than 3 points 5 seconds or more .
  • the distribution of ferrite in the steel sheet after annealing can be made more uniform and the ferrite content in the steel sheet can be reduced, and uniform elongation characteristics Further, the hole expandability and strength can be improved.
  • the ferrite content in the metal structure can be further reduced, and the area ratio of ferrite in the metal structure is 3% or less. More preferably, it can be made 1% or less, more preferably 0%.
  • the annealing temperature after cold rolling is preferably 740 ° C. or higher and Ac 3 points or higher.
  • the annealing temperature after cold rolling is preferably 740 ° C. or higher and Ac 3 points or higher.
  • recrystallization can be remarkably promoted, and the ferrite content in the steel sheet can be reduced to 0%.
  • Ac 3 points can be calculated using this equation.
  • the upper limit of the annealing temperature after cold rolling is preferably 950 ° C. or lower.
  • the annealing temperature after cold rolling is preferably 800 ° C. or lower. By setting the annealing temperature after cold rolling to 800 ° C. or less, the content of ferrite and cementite in the metal structure can be further reduced.
  • the annealing time is set to 10 seconds or longer, preferably 40 seconds or longer. From the viewpoint of productivity, the annealing time is preferably within 300 seconds.
  • the grain boundary Since segregation can be suppressed and bendability can be improved, and the formation of ferrite in cold-rolled steel sheets can be suppressed, the austenite band interval of the band structure is narrowed, and the hole expandability is further improved. be able to.
  • the average cooling rate after annealing is preferably 20 ° C./second or more, more preferably 50 ° C./second or more, further preferably 200 ° C./second or more, and even more preferably 250 ° C./second or more.
  • the average cooling rate after annealing is preferably 20 ° C./second or more, more preferably 50 ° C./second or more, further preferably 200 ° C./second or more, and even more preferably 250 ° C./second or more.
  • the practical upper limit of the average cooling rate after annealing is 2000 ° C. / Sec.
  • the cooling stop temperature of the average cooling rate in the above range is preferably 100 ° C. or lower, more preferably 80 ° C. or lower, and further preferably 50 ° C. or lower.
  • the temperature is maintained in a temperature range of 100 ° C. to 500 ° C. for 10 seconds to 1000 seconds.
  • the holding time in the temperature range is more preferably 30 seconds or more. From the viewpoint of productivity, the holding time in the temperature range is more preferably 300 seconds or less.
  • the holding temperature in the above temperature range is preferably 100 ° C. or higher, more preferably 200 ° C. or higher, the efficiency of the continuous annealing line can be improved.
  • the holding temperature is preferably 500 ° C. or lower, grain boundary segregation can be suppressed and bendability can be improved.
  • the steel sheet After cooling after the annealing, the steel sheet is cooled to room temperature after being preferably held in a temperature range of 100 ° C. or more and 500 ° C. or less.
  • the annealing time is set to 5 seconds or longer, preferably 30 seconds or longer, more preferably 60 seconds or longer. From the viewpoint of productivity, it is preferable that the annealing time is 300 seconds or less.
  • the temperature range from 500 ° C. to 600 ° C. is increased at an average heating rate of 2 to 10 ° C./second.
  • the cementite content in the metal structure can be reduced.
  • the area ratio of cementite in the metal structure can be reduced to 1.0% or less, more preferably 0%.
  • the cooling after the annealing may be performed to room temperature as it is when the steel plate is not plated. Moreover, when plating on a steel plate, it manufactures as follows.
  • the cooling after the annealing is stopped in a temperature range of 430 to 500 ° C., and then the cold rolled steel sheet is immersed in a hot dip galvanizing bath. Then, hot dip galvanizing is performed.
  • the conditions for the plating bath may be within the normal range. What is necessary is just to cool to room temperature after a plating process.
  • an alloyed hot dip galvanized steel sheet by subjecting the surface of the steel sheet to galvannealed steel, after the hot dip galvanizing process is performed on the steel sheet, before the steel sheet is cooled to room temperature, the temperature of 450 to 620 ° C An alloying treatment of hot dip galvanizing is performed at a temperature.
  • the alloying treatment conditions may be within a normal range.
  • a high strength steel plate having a tensile strength (TS) of preferably 780 MPa or more, more preferably 1180 MPa or more can be obtained.
  • TS tensile strength
  • the plate thickness can be reduced by increasing the strength, thereby contributing to weight reduction.
  • uniform elongation (uEL) can be improved, and a steel sheet excellent in high strength and uniform elongation characteristics of TS ⁇ uEL, preferably 12000 MPa ⁇ % or more can be obtained.
  • the steel sheet produced by the production method of the present disclosure has high strength, good uniform elongation characteristics, and excellent formability, so it is suitable for structural parts of automobiles such as pillars. Can be used. Furthermore, after the cold-rolled steel sheet is annealed, by setting the cooling stop temperature to 100 ° C. or less, a steel sheet having not only high strength and excellent uniform elongation characteristics but also excellent hole expandability can be obtained. For example, it can be suitably used for structural parts of automobiles that require stretch flange processing.
  • the steel sheet of the present disclosure has a high content of Mn, it contributes to the weight reduction of automobiles, and thus the industrial contribution is extremely remarkable.
  • the steel sheet of the present disclosure will be described more specifically with reference to an example.
  • the following examples are examples of the steel sheet of the present disclosure and the manufacturing method thereof, and the steel sheet of the present disclosure and the manufacturing method thereof are not limited to the following examples.
  • the obtained slab was hot-rolled under the conditions shown in Table 2 to produce a 2.6 mm thick hot-rolled steel sheet, and then the obtained hot-rolled steel sheet was pickled, cold-rolled, and 1 A cold-rolled steel sheet having a thickness of 2 mm was made.
  • the heat processing of the conditions shown in Table 3 was performed, and the annealed cold-rolled steel plate was produced.
  • the cold-rolled steel sheet is heated and held at a temperature range of 740 ° C. or higher for 10 seconds or longer, and then the temperature range from the temperature held at a temperature range of 740 ° C. or higher to 500 ° C. or lower is average cooling rate 2 ° C./second.
  • the cooling was performed at 2000 ° C./second or less. Thereafter, in some examples, the temperature was maintained at 10 ° C. or more and 500 ° C. or less for 10 seconds or more and 1000 seconds or less. After cooling to room temperature, heated again, and kept 600 ° C. or higher Ac in a temperature range of less than 3 points 5 seconds or more.
  • the heat treatment of the cold rolled steel sheet was performed in a reducing atmosphere of 98% nitrogen and 2% hydrogen.
  • Some examples of annealed cold-rolled steel sheets were hot-dip galvanized and then subjected to alloying without cooling to room temperature. It heated to 520 degreeC, hold
  • the annealed cold-rolled steel sheet thus obtained was temper-rolled at an elongation of 0.1% to prepare various evaluation steel sheets.
  • the area ratios of tempered martensite, ferrite, cementite, retained austenite, bainite, tempered bainite, and fresh martensite were calculated from microstructure observation and X-ray diffraction measurement using a scanning electron microscope.
  • the L cross-section obtained by cutting the steel sheet in parallel with the plate thickness direction and the rolling direction was mirror-polished, and then the microstructure was revealed with 3% nital, and 1/4 from the surface with a scanning electron microscope with a magnification of 5000 times.
  • X-ray diffraction analysis using Co tube was carried out three times, the obtained profiles were analyzed, the average of each was calculated to calculate the area ratio of residual austenite, and the total area of residual austenite and fresh martensite The area ratio of fresh martensite was calculated by subtracting the area ratio of retained austenite from the ratio.
  • the area ratio was measured using image analysis software ImageJ. First, an SEM image (24 ⁇ m ⁇ 18 ⁇ m) was obtained by observing the microstructure at a 1/4 position from the surface at a magnification of 5000 using an SEM, and the SEM image was arranged so that the rolling direction was horizontal. Next, 1280 ⁇ 960 divided regions were formed on the SEM image using ImageJ. For each divided region, binarization processing was performed so that the mixed tissue was black and the other regions were white.
  • the threshold value for binarization is the average value of the luminance values described in “Glasbey, CA (1993),“ An analysis of histogram-based thresholding algorithms ”, CVGIP: Graphical Models and Image Processing 55: 532-537”. It was determined using the method adopted as the threshold.
  • the aspect ratio is 1.5 or more,
  • the ratio of the mixed structure in which the angle formed by the major axis with the rolling direction is 30 ° to 60 ° C. was calculated.
  • the area ratio of the retained austenite and fresh martensite includes the area ratio of the mixed structure.
  • the distance between the austenite bands is 80 ⁇ m in the sample rolling direction and 40 ⁇ m in the sample plate thickness direction using EBSD, and the length of 40 ⁇ m in the sample plate thickness direction is the austenite volume ratio along the sample plate thickness direction. It was calculated by dividing by the number of peaks in the profile.
  • Test method for mechanical properties A JIS No. 5 tensile specimen was taken from the direction perpendicular to the rolling direction of the steel sheet, and the tensile strength (TS) and uniform elongation (uEL) were measured.
  • the tensile test was performed by a method defined in JIS-Z2201 using a JIS No. 5 tensile test piece.
  • the uniform elongation test was performed by a method defined in JIS-Z2201 using a JIS No. 5 test piece having a parallel part length of 50 mm.
  • SF stretch flange test value
  • SF 100 ⁇ (d ⁇ 10) / 10 It is represented by The mixed structure occupies 10% to 75% in area ratio with respect to the entire metal structure, and the retained austenite occupies 10% to 50% in area ratio with respect to the entire metal structure.
  • the austenite band pitch exceeds 12 ⁇ m, an SF value of 10 to 12% can be obtained.
  • the austenite band pitch is 12 ⁇ m or less, a preferable SF value of 12% or more can be obtained.
  • the pitch is 11 ⁇ m or less, a more preferable SF value of 15% or more can be obtained.
  • FIG. 1 shows stress-strain curves of a comparative example (prior art) of Example No. 3 and a steel plate of the Example of Example No. 1.
  • FIG. 2 the scanning electron micrograph of the metal structure in the 1/4 position of thickness from the surface in the L cross section of the steel plate obtained by the Example of example number 18 is shown. A portion surrounded by a dotted line is a mixed structure of retained austenite and fresh martensite. The remaining black part is tempered martensite.
  • the solid line arrow represents the rolling direction and the major axis direction of the mixed structure of retained austenite and fresh martensite, the broken line represents the range of the angle between the rolling direction and 30 degrees or more and 60 degrees or less. Represents the lengths of the major axis and minor axis of the mixed tissue.
  • the angle formed by the long axis of the mixed structure and the rolling direction is represented as ⁇ .

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Abstract

優れた均一伸び特性及び高強度を有する含有Ｍｎ濃度の高い鋼板を提供する。　質量％で、Ｃ：０．１０％超０．５５％未満、Ｓｉ：０．００１％以上３．５０％未満、Ｍｎ：４．００％超９．００％未満、及びｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上３．００％未満を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、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、３％以下のフェライト、１０％以上７５％以下の残留オーステナイト、及び５％以下のベイナイトを含むことを特徴とする鋼板。

Description

鋼板及びその製造方法
　本開示は、優れた成形性を有する鋼板及びその製造方法に関係し、具体的には優れた均一伸び特性と高強度とを有する含有Ｍｎ濃度の高い鋼板及びその製造方法に関係する。
　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。
　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）。
　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。しかしながら、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性が悪くなるため、構造部材として使用することに制限がかかる。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。
　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。しかしながら、上記鋼は箱焼鈍のような長時間加熱プロセスを要件としている。そのため、自動車用の部材に供する高強度鋼板の製造に適する連続焼鈍のような短時間加熱プロセスにおける材料設計は十分に検討されておらず、その場合の伸び特性を高める要件は明らかでなかった。
　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。しかし、特許文献２に記載の鋼板は、含有Ｍｎ濃度が高く、未再結晶フェライトを多く含むので加工硬化せず、図１に従来技術として示すように、均一伸び特性が劣る。すなわち、このようなフェライトを含む組織を有する含有Ｍｎ濃度の高い鋼板は、自動車用鋼板に求められる引張強度と成形性とを兼備し得るものではない。
特開平５－５９４２９号公報 特開２０１２－２３７０５４号公報
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
　したがって、優れた均一伸び特性及び高強度を有する含有Ｍｎ濃度の高い鋼板が望まれている。
　含有Ｍｎ濃度の高い鋼板において、優れた均一伸び特性と高強度とを確保するために、本発明者らは、鋼板中に、面積％で、焼き戻しマルテンサイトを２５％以上９０％以下、フェライトを３％以下、ベイナイトを５％以下、及び残留オーステナイトを１０％以上７５％以下含ませることが有効であると知見した。
　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。
　（１）本開示の鋼板は一実施形態において、
　質量％で、
　Ｃ：０．１０％超０．５５％未満、
　Ｓｉ：０．００１％以上３．５０％未満、
　Ｍｎ：４．００％超９．００％未満、及び
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上３．００％未満、
　を含有し、
　Ｐ：０．１００％以下、
　Ｓ：０．０１０％以下、
　Ｎ：０．０５０％未満、及び
　Ｏ：０．０２０％未満、
　に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
　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、３％以下のフェライト、１０％以上７５％以下の残留オーステナイト、及び５％以下のベイナイトを含む
　ことを特徴とする鋼板。
　（２）前記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、１．０％以下のセメンタイトを含む、前記（１）に記載の鋼板。
　（３）前記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、前記残留オーステナイトとフレッシュマルテンサイトとからなる混合組織を含み、
　前記混合組織は、前記金属組織の全体に対して面積率で１０％以上７５％以下を占め、
　前記残留オーステナイトは、前記金属組織の全体に対して面積率で１０％以上５０％以下を占め、
　前記混合組織の中でアスペクト比が１．５以上であり且つ長軸が前記圧延方向と成す角度が３０度以上６０度以下である組織が、前記混合組織の全体に対して面積率で１０％以上を占める、
　前記（１）または（２）に記載の鋼板。
　（４）質量％で、
　Ｃｒ：２．００％未満、
　Ｍｏ：２．００％以下、
　Ｗ：２．００％以下、
　Ｃｕ：２．００％以下、
　Ｎｉ：２．００％以下、
　Ｔｉ：０．３００％以下、
　Ｎｂ：０．３００％以下、
　Ｖ：０．３００％以下、
　Ｂ：０．０１０％以下、
　Ｃａ：０．０１０％以下、
　Ｍｇ：０．０１０％以下、
　Ｚｒ：０．０１０％以下、
　ＲＥＭ：０．０１０％以下、
　Ｓｂ：０．０５０％以下、
　Ｓｎ：０．０５０％以下、及び
　Ｂｉ：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、前記（１）～（３）のいずれかに記載の鋼板。
　（５）質量％で、
　Ｃｒ：０．０１％以上２．００％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、及び
　Ｎｉ：０．０１％以上２．００％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、前記（４）に記載の鋼板。
　（６）質量％で、
　Ｔｉ：０．００５％以上０．３００％以下、
　Ｎｂ：０．００５％以上０．３００％以下、及び
　Ｖ：０．００５％以上０．３００％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、前記（４）または（５）に記載の鋼板。
　（７）質量％で、
　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、及び
　ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０１０％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、前記（４）～（６）のいずれかに記載の鋼板。
　（８）質量％で、
　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、前記（４）～（７）のいずれかに記載の鋼板。
　（９）前記鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する、前記（１）～（８）のいずれかに記載の鋼板。
　（１０）前記鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する、前記（１）～（８）のいずれかに記載の鋼板。
　（１１）本開示の鋼板の製造方法は一実施形態において、前記（１）及び（４）～（８）のいずれかに記載の化学組成を有する鋼材に、熱間圧延を施して熱延鋼板とすること、
　前記熱延鋼板に酸洗と冷間圧延とを施して冷延鋼板とすること、
　前記冷延鋼板を、５～３０℃／秒の平均加熱速度で６５０℃まで昇温して７４０℃以上の温度域で１０秒以上保持すること、
　前記７４０℃以上の温度域で保持した温度から５００℃以下までの温度範囲の冷却を、平均冷却速度２℃／秒以上２０００℃／秒以下で行うこと、
　前記冷却後に室温まで冷却すること、並びに
　前記室温まで冷却した後、６００℃以上Ａｃ３点未満の温度域で５秒以上保持すること、
　を特徴とする鋼板の製造方法。
　（１２）前記６００℃以上Ａｃ３点未満の温度域で５秒以上保持することが、５００℃から６００℃までの温度範囲を平均２～１０℃／秒で昇温することを含む、前記（１１）に記載の鋼板の製造方法。
　（１３）前記平均冷却速度が２００℃／秒以上２０００℃／秒以下である、前記（１１）または（１２）に記載の鋼板の製造方法。
　（１４）前記平均冷却速度で、前記７４０℃以上の温度域で保持した温度から、１００℃以下までの温度範囲の冷却を行う、前記（１１）～（１３）のいずれかに記載の鋼板の製造方法。
　（１５）前記平均冷却速度で冷却した後、１００℃以上５００℃以下の温度域で１０秒以上１０００秒以下保持する、前記（１１）～（１４）のいずれかに記載の鋼板の製造方法。
　（１６）前記６００℃以上Ａｃ３点未満の温度域で５秒以上保持した後、前記鋼板を冷却し、溶融亜鉛めっき処理を施す、前記（１１）～（１５）のいずれかに記載の鋼板の製造方法。
　（１７）前記溶融亜鉛めっき処理を施した後、４５０℃以上６２０℃以下の温度域で前記溶融亜鉛めっきの合金化処理を施す、前記（１６）に記載の鋼板の製造方法。
　本開示によれば、優れた均一伸び特性及び高強度を有する含有Ｍｎ濃度の高い鋼板を提供することができる。
図１は、鋼板の応力－ひずみ曲線である。 図２は、実施例で得られた鋼板の金属組織の走査型電子顕微鏡写真である。 図３は、バンド組織のオーステナイト帯の例である。
　以下、本開示の鋼板の実施形態の例を説明する。
　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。
　（Ｃ：０．１０％超０．５５％未満）
　Ｃは、鋼の強度を高め、残留オーステナイトを確保するために、極めて重要な元素である。十分な残留オーステナイト量を得るためには、０．１０％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０．５５％未満とした。
　Ｃ含有量の下限値は、好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２０％以上である。Ｃ含有量の下限値を０．１５％以上にして、さらに、後述する焼き戻しマルテンサイトの面積率を３５％以上７０％以下に制御することによって、均一伸び特性を損なわずに引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上という高強度の鋼板を得ることが可能になる。Ｃ含有量の上限値は、好ましくは０．４０％以下、より好ましくは０．３５％以下であり、Ｃ含有量の上限値を上記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。
　（Ｓｉ：０．００１％以上３．５０％未満）
　Ｓｉは、焼き戻しマルテンサイトを強化し、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、セメンタイトの析出を抑制し、オーステナイトの残留を促進する作用も有する。上記効果を得るために、０．００１％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％未満とした。
　Ｓｉ含有量の下限値は、好ましくは０．０１％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。
　（Ｍｎ：４．００％超９．００％未満）
　Ｍｎは、オーステナイトを安定化させ、焼入れ性を高める元素である。また、本開示の鋼板においては、Ｍｎをオーステナイト中に分配させ、よりオーステナイトを安定化させる。室温でオーステナイトを安定化させるためには、４．００％超のＭｎが必要である。一方、鋼板がＭｎを過剰に含有すると延性を損なうので、Ｍｎ含有量の上限を９．００％未満とした。
　Ｍｎ含有量の下限値は、好ましくは４．３０％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８．００％以下、より好ましくは７．５０％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、さらにオーステナイトを安定化させることができる。
　（ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上３．００％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、及び溶接性などの劣化を招くので、ｓｏｌ．Ａｌの上限を３．００％未満とした。
　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２．５０％以下、より好ましくは１．８０％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。
　（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０．０００％である。Ｐ含有量の下限値は０．０００％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。
　（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、曲げ性及び穴広げ性などの成形性の劣化を招く。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０．０００％である。Ｓ含有量の下限値を０．０００％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。
　（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劣化を招く。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０．０００％である。Ｎ含有量の下限値を０．０００％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。
　（Ｏ：０．０２０％未満）
　Ｏは不純物であり、鋼板が０．０２０％以上のＯを含有すると延性の劣化を招く。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０．０００％である。Ｏ含有量の下限値を０．０００％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。
　本実施形態の鋼板は、更に、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、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、Ｖ、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、Ｖ、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。
　（Ｃｒ：２．００％未満）
　（Ｍｏ：２．００％以下）
　（Ｗ：２．００％以下）
　（Ｃｕ：２．００％以下）
　（Ｎｉ：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。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。しかしながら、鋼板がこれらの元素を過剰に含有すると、熱延時の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２．００％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。
　（Ｔｉ：０．３００％以下）
　（Ｎｂ：０．３００％以下）
　（Ｖ：０．３００％以下）
　Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶは、本実施形態に係る鋼板に必須の元素ではない。しかし、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＶ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、Ｎｂ、及びＶからなる群から選択される１種または２種以上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、Ｎｂ、及びＶ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、Ｎｂ、及びＶ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含有量の上限値を０．３００％以下とする。
　（Ｂ：０．０１０％以下）
　（Ｃａ：０．０１０％以下）
　（Ｍｇ：０．０１０％以下）
　（Ｚｒ：０．０１０％以下）
　（ＲＥＭ：０．０１０％以下）
　Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及びＲＥＭは、本開示の鋼板に必須の元素ではない。しかしながら、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及びＲＥＭは、鋼板の局部延性及び穴広げ性を向上させる。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、鋼板の加工性を劣化させるので、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。
　（Ｓｂ：０．０５０％以下）
　（Ｓｎ：０．０５０％以下）
　（Ｂｉ：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。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％以下とした。
　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。
　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）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、３％以下のフェライト、１０％以上７５％以下の残留オーステナイト、及び５％以下のベイナイトを含む。
　好ましくは、鋼板の１／４ｔ部における金属組織は、面積％で、１．０％以下のセメンタイトを含む。
　好ましくは、鋼板の１／４ｔ部における金属組織は、焼戻しマルテンサイトを母相として、残留オーステナイトとフレッシュマルテンサイトとからなる混合組織を含み、混合組織は、金属組織の全体に対して面積率で１０％以上７５％以下を占め、残留オーステナイトは、金属組織の全体に対して１０％以上５０％以下を占める。すなわち、金属組織は、２５～９０％の焼き戻しマルテンサイト、１０～５０％の残留オーステナイト、及び０～６５％のフレッシュマルテンサイトを含むことができる。
　各組織の分率は、焼鈍の条件によって変化し、強度、均一伸び特性、穴広げ性などの材質に影響を与える。要求される材質は、例えば自動車用の部品により変わるため、必要に応じて焼鈍条件を選択し、上記範囲内で組織分率を制御すればよい。
　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、走査型電子顕微鏡で、鋼板の表面から厚みの１／４位置のミクロ組織を観察して、焼き戻しマルテンサイト、フェライト、セメンタイト、残留オーステナイト、ベイナイト、及びフレッシュマルテンサイトのそれぞれの組織の面積％を測定することができる。残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトに関しては、まず、走査型電子顕微鏡で、残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの合計の面積％を測定し、さらに板厚１／４位置でＸ線回折法により残留オーステナイトの面積％を測定する。さらに、残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの合計の面積％から残留オーステナイトの面積％を差し引いて、フレッシュマルテンサイトの面積％を算出する。残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの面積率には混合組織の面積率が含まれる。Ｌ断面とは、板厚方向と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。
　（鋼板の１／４ｔ部の金属組織中の焼き戻しマルテンサイトの面積％：２５～９０面積％）
　焼き戻しマルテンサイトは、鋼板の強度を高め、延性を向上させる組織である。目的とする強度レベルの範囲内で、強度と延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の面積率を２５～９０面積％とする。焼き戻しマルテンサイトの含有量の下限値は好ましくは３５面積％、より好ましくは５０面積％である。焼き戻しマルテンサイトの含有量の上限値は、好ましくは７０面積％である。前述したように、Ｃ含有量を０．１５％以上にして、さらに、後述するように、焼き戻しマルテンサイトの含有量を３５面積％以上７０面積％以下に制御することによって、均一伸び特性が損なわずに、引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上という高強度の鋼板を得ることが可能になる。
　（鋼板の１／４ｔ部の金属組織中のフェライトの面積率：３％以下）
　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の量が少ないことが重要である。金属組織中のフェライト含有量が多くなると、均一伸び特性が著しく低下するためである。均一伸び特性を著しく低下させないために、金属組織中のフェライトの面積率を３％以下とし、より好ましくは１％以下とし、さらに好ましくは０％とする。
　（鋼板の１／４ｔ部の金属組織中のセメンタイトの面積率：１．０％以下）
　本実施形態に係る鋼板においては、好ましくは、金属組織中のセメンタイトの量が少ない。金属組織中のセメンタイト含有量を少なくすると、均一伸び特性が向上し、さらにより好ましい範囲である１５０００ＭＰａ・％以上の引張強度と均一伸びとの積「ＴＳ×ｕＥＬ」が得られるためである。均一伸び特性を向上するために、金属組織中のセメンタイトの面積率を好ましくは１．０％以下とし、より好ましくは０％とする。
　（鋼板の１／４ｔ部の金属組織中の残留オーステナイトの面積％：１０％以上７５％以下）
　本実施形態に係る鋼板においては、金属組織中の残留オーステナイトの量が所定範囲にあることが重要である。残留オーステナイトは、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及び穴広げ性を高める組織である。残留オーステナイトは、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に変態し得るので、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を含有する必要がある。
　残留オーステナイトの面積率の下限値は、好ましくは１５％、より好ましくは１８％、さらに好ましくは２０％である。残留オーステナイトの面積率が１５％以上になると、穴広げ性がさらに向上する。残留オーステナイトの面積率が１８％以上になると、引張強度と均一伸びとの積「ＴＳ×ｕＥＬ」が好ましくは１３５００ＭＰａ・％以上、より好ましくは１４０００ＭＰａ・％以上、さらに好ましくは１５０００ＭＰａ・％以上となり、均一伸び特性がより高強度でも維持されるようになる。
　残留オーステナイトの面積率は高いほど好ましい。しかしながら、上述した化学成分を有する鋼板では、面積率で７５％が残留オーステナイトを含有量の上限となる。９．０％超のＭｎを含有させれば、残留オーステナイトを７５面積％超にすることができるが、この場合、鋼板の延性や鋳造性が損なわれる。穴広げ性向上の観点から、残留オーステナイトの面積率は、好ましくは５０％以下である。
　（鋼板の１／４ｔ部の金属組織中のベイナイトの面積率：５％以下）
　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が存在すると、ベイナイト中に硬質な組織である島状マルテンサイトが内在する。ベイナイト中に島状マルテンサイトが内在すると均一伸び特性が低下する。均一伸び特性を低下させないために、ベイナイトの面積率を５面積％以下とし、好ましくは０面積％である。
　（鋼板の１／４ｔ部の金属組織中の残留オーステナイトとフレッシュマルテンサイトとの混合組織の面積率：１０％以上７５％以下）
　本実施形態に係る鋼板においては、好ましくは、金属組織中の残留オーステナイトとフレッシュマルテンサイトとの混合組織が、金属組織の全体に対して面積率で１０％以上７５％以下を占める。残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの混合組織は、残留オーステナイトの加工誘起変態により、実質的に一つの硬質なフレッシュマルテンサイト組織となる。また、残留オーステナイト単独も加工誘起変態により、実質的に一つの硬質なフレッシュマルテンサイト組織となる。すなわち、混合組織とは、フレッシュマルテンサイトの面積率が０％の場合の残留オーステナイト単独組織のことも意味する。したがって、残留オーステナイトとフレッシュマルテンサイトとの混合組織の量または残留オーステナイト単独の組織の量及び配向性を制御することで、穴広げ性が向上する。そのため、穴広げ性向上の観点では、残留オーステナイト単独の量だけでなく、加工誘起変態後に実質的に一つのフレッシュマルテンサイト組織としてふるまう混合組織の量も重要となる。
　フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトとの混合組織の面積率を１０％以上とすることにより、残留オーステナイトの面積率が１０％以上となるため穴広げ性が向上する。混合組織の面積率を７５％以下とすることにより、加工誘起変態時に残留オーステナイトとフレッシュマルテンサイトの界面でボイドが発生することを抑制することができ、優れた穴広げ性を維持することができる。このため、好ましくは、残留オーステナイトとフレッシュマルテンサイトとの混合組織の面積率を１０％以上７５％以下とする。すなわち、残留オーステナイトの面積率が１０～５０％の範囲内であり且つ混合組織の面積率が１０～７５％の範囲内である限り、フレッシュマルテンサイトの面積率は０～６５％であることができる。混合組織の面積率は、好ましくは１５％以上７０％以下、より好ましくは２０％以上６５％以下である。
　フレッシュマルテンサイトとは、焼き戻しされていないマルテンサイトである。フレッシュマルテンサイトは硬質の組織であり、鋼板の強度の確保に有効である。ただし、フレッシュマルテンサイトの含有量が少ないほど、鋼板の曲げ性が高くなる。一方で、曲げ変形時のスプリングバックを低減するためには成形時の流動応力を下げることがよく、降伏比を低減することが好ましく、そのためにはフレッシュマルテンサイトの面積率は大きい方がよい。したがって、鋼板の曲げ性を維持しつつ、降伏比を低減する観点で、鋼板の金属組織は、面積率で、好ましくは０％超、より好ましくは１％以上、さらに好ましくは２％以上、さらにより好ましくは３％以上のフレッシュマルテンサイトを含む。フレッシュマルテンサイトの含有量の上限値は、曲げ性を確保する観点から、面積率で好ましくは５５％、より好ましくは４５％、さらに好ましくは２０％である。
　焼き戻しマルテンサイト、フェライト、セメンタイト、残留オーステナイト、ベイナイト、及びフレッシュマルテンサイト以外の残部組織としては、焼き戻しベイナイトであることが望ましい。焼き戻しベイナイトの面積率の測定は、上記の焼き戻しマルテンサイト、フェライト、セメンタイト、残留オーステナイト、ベイナイト、及びフレッシュマルテンサイト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。
　本実施形態に係る鋼板においては、好ましくは、残留オーステナイトとフレッシュマルテンサイトとの混合組織が、１．５以上のアスペクト比を有する組織を含む。混合組織のアスペクト比の測定は、上記の走査型電子顕微鏡観察によるミクロ組織の観察に基づいて行うことができる。混合組織のアスペクト比とは、走査型電子顕微鏡観察でコントラストが一様にみえる領域（組織）のアスペクト比をいう。
　１．５以上のアスペクト比を有する混合組織の配向性は、穴広げ性に大きく影響する。混合組織の長軸が圧延方向に対して３０度未満の角度を有する場合、混合組織が圧延方向に配向した構造を呈するため、均質性を損なう。混合組織の長軸が圧延方向に対して６０度超の角度を有する場合、混合組織が板厚方向に配向した構造を呈するため均質性を損なう。したがって、混合組織の長軸が圧延方向に対して３０度以上６０度以下の角度を有する場合に、良好な穴広げ性が得られる。混合組織の長軸の圧延方向に対する角度の測定は、上記の走査型電子顕微鏡観察によるミクロ組織を観察に基づいて行うことができる。
　混合組織の長軸とは、混合組織のアスペクト比の測定における長手方向の長さと同じである。
　さらには、アスペクト比が１．５以上で長軸が圧延方向に対して３０度以上６０度以下である混合組織の面積を全混合組織の面積で除した値が１０％以上である場合、混合組織の長軸が圧延方向に配向した構造となることを抑制することができ、穴広げ性を向上することができ、伸びフランジ試験においては１０％以上のＳＦ値を得ることができる。アスペクト比が１．５以上であり且つ長軸が前記圧延方向と成す角度が３０度以上６０度以下である組織が、混合組織を占める割合は、面積率で１０％以上、好ましくは２０％以上である。アスペクト比が１．５以上であり且つ長軸が前記圧延方向と成す角度が３０度以上６０度以下である組織が、混合組織を占める割合の測定は、上記の走査型電子顕微鏡観察によるミクロ組織を観察に基づいて行うことができる。
　走査型電子顕微鏡観察によるミクロ組織画像から、各混合組織のアスペクト比及び長軸の方向を導出するには、具体的には、例えば、以下のようにすればよい。先ず、対象とする混合組織の領域の２次モーメントを算出する。次に、この２次モーメントから慣性主軸及び主慣性モーメントを算出する。第１慣性主軸（主慣性モーメントが大きい方の慣性主軸）方向の主慣性モーメントの平方根の、第２慣性主軸（主慣性モーメントが小さい方の慣性主軸）方向の主慣性モーメントの平方根に対する比をアスペクト比とする。第１慣性主軸方向を長軸の方向とする。
　本実施形態に係る鋼板において、バンド組織のオーステナイト帯のピッチ（間隔ともいう）は好ましくは１２μｍ以下である。オーステナイト帯の間隔が前記範囲内にあることにより、鋼板はより優れた穴広げ性を有する。図３に、バンド組織のオーステナイト帯の例を示す。図３において、矢印で示した箇所がオーステナイト帯である。図３は、ＥＢＳＤ（Electron Back Scatter Diffraction Patterns）により測定した試料圧延方向に８０μｍ及び試料板厚方向に４０μｍの範囲のオーステナイト及びフェライトの分布像である。バンド組織のオーステナイト帯の間隔は、図３に示す矢印と矢印との間のピッチである。本願では、バンド組織のオーステナイト帯の間隔は、ＥＢＳＤを用いて試料圧延方向に８０μｍ及び試料板厚方向に４０μｍの範囲の分布像を測定し、試料板厚方向の長さ４０μｍを試料板厚方向に沿ったオーステナイト体積率のプロファイルにおけるピークの数で除することにより算出することができる。
　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。
　本実施形態に係る鋼板のＴＳは、好ましくは７８０ＭＰａ以上、より好ましくは１０００ＭＰａ以上、さらに好ましくは１１８０ＭＰａ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。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）が優れることが望ましい。その場合、ＴＳ×ｕＥＬは、好ましくは１２０００ＭＰａ・％以上、より好ましくは１３５００ＭＰａ・％以上、さらに好ましくは１４０００ＭＰａ・％以上、さらにより好ましくは１５０００ＭＰａ・％以上である。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、穴広げ性も優れることが望ましい。穴広げ性はＳＦ値で評価することができ、ＳＦ値は、好ましくは１０％以上、より好ましくは１２％以上、さらに好ましくは１５％以上である。
　本開示の鋼板は上記のように、高強度を有し、さらに均一伸び特性も良好であり、好ましくは穴広げ性も良好であり、成形性に優れているので、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、本開示の鋼板は含有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。
　３．製造方法
　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。
　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、鋳造してスラブまたは鋼塊を作製し、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。
　熱間圧延は、通常の連続熱間圧延ラインで行えばよい。本実施形態に係る鋼板の製造方法においては、焼鈍は連続焼鈍ラインで行うことができ、生産性に優れている。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。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。
　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。
　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。
　上述のスラブまたは鋼塊を加熱し、熱間圧延を行う。熱間圧延に供する鋼材の温度は、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、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。
　熱間圧延前に１１００℃以上１３００℃以下の温度域に保持する時間は特に制限されないが、曲げ性を向上させるためには、３０分間以上とすることが好ましく、１時間以上にすることがさらに好ましい。また、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。なお、直送圧延または直接圧延を行う場合であって、加熱処理を施さずにそのまま熱間圧延に供してもよい。
　仕上圧延開始温度は７００℃以上１０００℃以下とすることが好ましい。仕上圧延開始温度は、より好ましくは８５０℃超、さらに好ましくは９００℃以上である。仕上圧延開始温度を７００℃以上とすることにより、圧延時の変形抵抗を小さくすることができる。仕上圧延開始温度を、より好ましくは８５０℃超、さらに好ましくは９００℃以上にすることにより、脆化組織がマルテンサイト組織の大角粒界に優先的に生成し且つ熱延鋼板でのフェライトの生成も抑えられるので、バンド組織のオーステナイト帯の間隔が狭小化して、穴広げ性をより向上させることができる。一方、仕上圧延開始温度を１０００℃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劣化を抑制することができる。残留オーステナイトは脆化組織と同じ作用を有するので、残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの混合組織と脆化組織とは同義である。
　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。冷却後の巻取温度を７００℃以下とすることが好ましい。巻取温度を７００℃以下にすることによって、内部酸化が抑制され、その後の酸洗が容易になる。巻取温度は、より好ましくは６５０℃以下であり、さらに好ましくは６００℃以下である。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６００℃以下で熱延板を焼き戻してもよい。
　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、冷延鋼板とされる。
　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。
　焼鈍後の鋼板の組織を微細化させ、バンド組織のオーステナイト帯の間隔を狭小化させる観点から、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。オーステナイト帯の間隔は好ましくは１２μｍ以下である。オーステナイト帯の間隔を１２μｍ以下にすることにより、穴広げ性をより向上することができる。
　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、５～３０℃／秒の平均加熱速度で６５０℃まで昇温して７４０℃以上の温度域で１０秒以上保持し、その後に、７４０℃以上の温度域で保持した温度から５００℃以下までの温度範囲を平均冷却速度２℃／秒以上２０００℃／秒以下で冷却し、室温まで冷却した後、再度加熱して、６００℃以上Ａｃ3点未満の温度域で５秒以上保持する。冷延鋼板の熱処理は、好ましくは還元雰囲気、より好ましくは窒素及び水素を含む還元雰囲気、例えば窒素９８％及び水素２％の還元雰囲気で行う。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。１００℃以上５００℃以下の温度域で１０秒以上１０００秒以下保持し、次いで室温まで冷却し、その後再度加熱して、６００℃以上Ａｃ３点未満の温度域で５秒以上保持することが好ましい。
　（冷間圧延後の焼鈍条件：５～３０℃／秒の平均加熱速度で６５０℃まで昇温して７４０℃以上の温度域で１０秒以上保持）
　冷間圧延後に、５～３０℃／秒の平均加熱速度で６５０℃まで昇温して７４０℃以上の温度域で１０秒以上保持して１回目の焼鈍を行う。冷間圧延後の焼鈍温度を７４０℃以上にすることにより、焼鈍後の鋼板中のフェライトの分布をより均一にすることができ且つ鋼板中のフェライト含有量を少なくすることができ、均一伸び特性、穴広げ性、及び強度を向上することができる。その際、５～３０℃／秒の平均加熱速度で６５０℃まで昇温することにより、金属組織中のフェライト含有量をさらに少なくすることができ、金属組織中のフェライトの面積率を３％以下、より好ましくは１％以下、さらに好ましくは０％にすることができる。
　冷間圧延後の焼鈍温度は７４０℃以上且つＡｃ３点以上であることが好ましい。冷間圧延後の焼鈍温度を７４０℃以上且つＡｃ３点以上にすることにより、再結晶を著しく促進することができ、鋼板中のフェライト含有量を０％にすることができる。ここで、加熱速度０．５～５０℃／秒で検討した結果、Ａｃ３点として以下の式：
　Ａｃ３＝９１０－２００√Ｃ＋４４Ｓi－２５Ｍｎ＋４４Ａｌ
　が得られ、この式を用いてＡｃ３点を算出することができる。
　一方で、冷間圧延後の焼鈍温度の上限値は、好ましくは９５０℃以下である。焼鈍温度を９５０℃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。冷間圧延後の焼鈍温度は８００℃以下であることが好ましい。冷間圧延後の焼鈍温度を８００℃以下にすることにより、金属組織中のフェライト及びセメンタイトの含有量をより低減することができる。
　未再結晶を完全に除去し、良好な靭性を安定して確保するために、焼鈍時間を１０秒以上、好ましくは４０秒以上とする。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。
　（焼鈍後の冷却条件：７４０℃以上の温度域で保持した温度から５００℃以下までの温度範囲を平均冷却速度２℃／秒以上２０００℃／秒以下で冷却）
　焼鈍後の冷却において、７４０℃以上の温度域で保持した温度から５００℃以下までの温度範囲を、平均冷却速度２℃／秒以上２０００℃／秒以下で冷却する。焼鈍後の７４０℃以上の温度域で保持した温度から５００℃以下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２℃／秒以上とすることによって、粒界偏析を抑制し曲げ性を向上することができ、また、冷延鋼板でのフェライトの生成を抑制することができるので、バンド組織のオーステナイト帯の間隔が狭小化して、穴広げ性をより向上させることができる。
　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２００℃／秒以上とすることにより、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、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、引張強度の変動を少なくすることができ、また、脆化組織がオーステナイト粒界に配向するので穴広げ性もより向上することができる。
　焼鈍後の平均冷却速度は、水焼入れ冷却法やミスト噴射冷却法を用いても、２０００℃／秒以上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。
　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１００℃以下、より好ましくは８０℃以下、さらに好ましくは５０℃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、脆化組織がマルテンサイト組織の大角粒界に優先的に生成するので、穴広げ性をより向上することができる。
　（冷却後の保持条件：１００℃以上５００℃以下の温度域で１０秒以上１０００秒以下保持）
　好ましくは、上記焼鈍後の冷却の後、１００℃以上５００℃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。
　上記温度域における保持温度を好ましくは１００℃以上、より好ましくは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、上記保持温度を好ましくは５００℃以下にすることにより、粒界偏析を抑制し、曲げ性を向上することができる。
　上記焼鈍後の冷却の後、好ましくは１００℃以上５００℃以下の温度域で保持した後、鋼板を室温まで冷却する。
　（冷却後の焼鈍条件：６００℃以上Ａｃ3点未満の温度域で５秒以上保持）
　上記焼鈍の冷却後に、好ましくは室温まで冷却した後に、より好ましくは１００℃以上５００℃以下の温度域で保持してから室温まで冷却した後または室温まで冷却してから１００℃以上５００℃以下の温度域で保持した後に、再度加熱して、６００℃以上Ａｃ3点未満の温度域で５秒以上保持する。焼鈍温度を６００℃以上Ａｃ3点未満にすることにより、均一伸び特性及び穴広げ性を向上することができる。セメンタイトをより確実に溶解させ、良好な靭性を安定して確保する観点から、焼鈍時間を５秒以上、好ましくは３０秒以上、より好ましくは６０秒以上とする。また、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。好ましくは、６００℃以上Ａｃ3点未満の温度域に加熱するときに、５００℃から６００℃までの温度範囲を２～１０℃／秒の平均加熱速度で昇温する。５００℃～６００℃の温度範囲を２～１０℃／秒の平均加熱速度で昇温することにより、金属組織中のセメンタイト含有量を小さくすることができる。この２回目の焼鈍により、金属組織中のセメンタイトの面積率を１．０％以下、より好ましくは０％にすることができる。
　上記焼鈍後の冷却は、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、以下のようにして製造する。
　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、上記焼鈍後の冷却を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。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い。
　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。合金化処理条件は、通常の範囲内とすればよい。
　以上のように鋼板を製造することによって、引張強度（ＴＳ）が好ましくは７８０ＭＰａ以上、より好ましくは１１８０ＭＰａ以上の高強度の鋼板を得ることができる。これにより、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、軽量化に寄与することができる。さらに、均一伸び（ｕＥＬ）を向上することができ、ＴＳ×ｕＥＬを、好ましくは１２０００ＭＰａ・％以上の高強度且つ均一伸び特性に優れた鋼板を得ることができる。
　本開示の製造方法により製造される鋼板は上記のように、高強度を有し、さらに均一伸び特性も良好であり、成形性に優れているので、ピラー等の自動車の構造部品用途に好適に用いることができる。さらに、冷延鋼板の焼鈍後において、冷却停止温度を１００℃以下とすることによって、高強度及び優れた均一伸び特性に加えて穴広げ性にも優れた鋼板を得ることができるので、クロスメンバー等の伸びフランジ加工を必要とする自動車の構造部品用途に好適に用いることができる。
　さらに、本開示の鋼板は含有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。
　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。
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　得られたスラブを表２に示す条件にて熱間圧延し、２．６ｍｍ厚の熱延鋼板を製板し、次いで、得られた熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延して、１．２ｍｍ厚の冷延鋼板を製板した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　得られた冷延鋼板について、表３に示す条件の熱処理を施して焼鈍冷延鋼板を作製した。冷延鋼板を加熱して、７４０℃以上の温度域で１０秒以上保持し、その後に、７４０℃以上の温度域で保持した温度から５００℃以下までの温度範囲を平均冷却速度２℃／秒以上２０００℃／秒以下で冷却した。その後、一部の例において、１００℃以上５００℃以下の温度域で１０秒以上１０００秒以下保持した。次いで、室温まで冷却した後、再度加熱して、６００℃以上Ａｃ3点未満の温度域で５秒以上保持した。冷延鋼板の熱処理は、窒素９８％及び水素２％の還元雰囲気で行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　一部の焼鈍冷延鋼板例については、最終の焼鈍を行った後、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る。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１０℃／秒で室温まで冷却した。
　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１０℃／秒で室温まで冷却した。
　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。
　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、均一伸び試験、伸びフランジ試験を実施して、焼き戻しマルテンサイト、フェライト、セメンタイト、残留オーステナイト、ベイナイト、焼き戻しベイナイト、及びフレッシュマルテンサイトの面積率、残留オーステナイトとフレッシュマルテンサイトとの合計の面積率、混合組織のアスペクト比及び長軸が圧延方向と成す角度、引張強度（ＴＳ）、均一伸び特性、伸びフランジ性（穴広げ性）、及びオーステナイト帯の間隔を評価した。各評価の方法は次のとおりである。
　焼き戻しマルテンサイト、フェライト、セメンタイト、残留オーステナイト、ベイナイト、焼き戻しベイナイト、及びフレッシュマルテンサイトの面積率は、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、フェライト、セメンタイト、ベイナイト、焼き戻しベイナイト、及びフレッシュマルテンサイトの面積率、並びに残留オーステナイトとフレッシュマルテンサイトとの合計の面積率を算出した。さらに、得られた鋼板から幅２５ｍｍ、長さ２５ｍｍの試験片を切り出し、この試験片に化学研磨を施して板厚１／４分を減厚し、化学研磨後の試験片の表面に対して、Ｃｏ管球を用いたＸ線回折分析を３回実施し、得られたプロファイルを解析し、それぞれを平均して残留オーステナイトの面積率を算出し、残留オーステナイトとフレッシュマルテンサイトとの合計の面積率から残留オーステナイトの面積率を差し引いて、フレッシュマルテンサイトの面積率を算出した。
　混合組織中のアスペクト比及び長軸が圧延方向と成す角度、並びにアスペクト比が１．５以上であり且つ長軸が圧延方向と成す角度が３０度以上６０度以下である組織の混合組織の全体に対する面積率は、画像解析ソフトウェアＩｍａｇｅＪを用いて測定した。まず、ＳＥＭを用いて表面から１／４位置におけるミクロ組織を５０００倍の倍率で観察してＳＥＭ画像（２４μｍ×１８μｍ）を得て、ＳＥＭ画像を圧延方向が水平となるように配置した。次いで、ＩｍａｇｅＪを用いて、ＳＥＭ画像に１２８０×９６０個の分割領域を形成した。各分割領域について、混合組織を黒、その他の領域を白となるように２値化処理を施した。２値化の閾値は、「Glasbey, CA (1993), "An analysis of histogram-based thresholding algorithms", CVGIP: Graphical Models and Image Processing 55: 532-537」に記載されている輝度値の平均値を閾値として採用する手法を用いて決定した。このアルゴリズムはＩｍａｇｅＪに実装されており、Auto threshold機能を利用して閾値の決定方法をＭｅｔｈｏｄ＝Ｍｅａｎとすることで自動的に２値化した。すなわち、２値化の閾値は、ＩｍａｇｅＪにてＭｅｔｈｏｄ＝Ｍｅａｎ、ｒａｄｉｕｓ＝１５として、各ピクセル値を、着目したピクセルを中心として半径１５ピクセル以内のピクセル値の平均と置き換えて、スムージングした後のヒストグラムから自動的に決定した。２値化処理後の画像を用いて、ラベリングされた各混合組織に対して、ピクセル数（面積）、長軸方向、及びアスペクト比を出力することで、アスペクト比が１．５以上であり、長軸が圧延方向と成す角度が３０度以上６０℃以下である混合組織の割合を算出した。なお、残留オーステナイト及びフレッシュマルテンサイトの面積率には混合組織の面積率が含まれる。
　オーステナイト帯の間隔は、ＥＢＳＤを用いて試料圧延方向に８０μｍ及び試料板厚方向に４０μｍの範囲の分布像を測定し、試料板厚方向の長さ４０μｍを試料板厚方向に沿ったオーステナイト体積率のプロファイルにおけるピークの数で除することによって、算出した。
　（機械的性質の試験方法）
　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）及び均一伸び（ｕＥＬ）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。
　伸びフランジ試験は、１２０ｍｍ×１２０ｍｍの伸びフランジ用試験片を切り出し、機械加工でその中央に直径１０ｍｍの穴を切削した。その穴付き試験片を円筒ポンチで押し出し、穴を広げ、穴縁が内部に割れが進展した時点で試験を停止し、その穴径ｄ（単位ｍｍ）を測定した。ＳＦ（伸びフランジ試験値）は以下の式：
　ＳＦ＝１００×（ｄ－１０）／１０
　で表わされる。上記混合組織が金属組織の全体に対して面積率で１０％以上７５％以下を占め、残留オーステナイトが金属組織の全体に対して面積率で１０％以上５０％以下を占め、混合組織の中でアスペクト比が１．５以上であり且つ長軸が圧延方向と成す角度が３０度以上６０度以下である組織が混合組織の全体に対して面積率で１０％以上を占める場合において、バンド組織のオーステナイト帯のピッチが１２μｍ超のときに、１０～１２％のＳＦ値を得ることができ、オーステナイト帯のピッチが１２μｍ以下のときに、１２％以上の好ましいＳＦ値を得ることができ、オーステナイト帯のピッチが１１μｍ以下のときに、１５％以上のより好ましいＳＦ値を得ることができる。
　３．評価結果
　上記の評価の結果を表４に示す。実施例では、１２０００ＭＰａ・％以上のＴＳ×ｕＥＬが得られた。図１に、例番号３の比較例（従来技術）と、例番号１の実施例の鋼板の応力－ひずみ曲線を示す。図２に、例番号１８の実施例で得られた鋼板の、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の走査型電子顕微鏡写真を示す。点線で囲んだ部分は、残留オーステナイトとフレッシュマルテンサイトとの混合組織である。残りの黒い部分は焼き戻しマルテンサイトである。実線矢印は、圧延方向、及び残留オーステナイトとフレッシュマルテンサイトとの混合組織の長軸方向を表し、破線は、圧延方向となす角度が３０度以上６０度以下の範囲を表し、実線の両矢印は、上記混合組織の長軸及び短軸の長さを表す。混合組織の長軸が圧延方向と成す角度をθとして表す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007

Claims (17)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．１０％超０．５５％未満、
    　Ｓｉ：０．００１％以上３．５０％未満、
    　Ｍｎ：４．００％超９．００％未満、及び
    　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上３．００％未満、
    　を含有し、
    　Ｐ：０．１００％以下、
    　Ｓ：０．０１０％以下、
    　Ｎ：０．０５０％未満、及び
    　Ｏ：０．０２０％未満、
    　に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
    　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、３％以下のフェライト、１０％以上７５％以下の残留オーステナイト、及び５％以下のベイナイトを含む
    　ことを特徴とする鋼板。
  2. 　前記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、１．０％以下のセメンタイトを含む、請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記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、前記残留オーステナイトとフレッシュマルテンサイトとからなる混合組織を含み、
    　前記混合組織は、前記金属組織の全体に対して面積率で１０％以上７５％以下を占め、
    　前記残留オーステナイトは、前記金属組織の全体に対して面積率で１０％以上５０％以下を占め、
    　前記混合組織の中でアスペクト比が１．５以上であり且つ長軸が前記圧延方向と成す角度が３０度以上６０度以下である組織が、前記混合組織の全体に対して面積率で１０％以上を占める、
    　請求項１または２に記載の鋼板。
  4. 　質量％で、
    　Ｃｒ：２．００％未満、
    　Ｍｏ：２．００％以下、
    　Ｗ：２．００％以下、
    　Ｃｕ：２．００％以下、
    　Ｎｉ：２．００％以下、
    　Ｔｉ：０．３００％以下、
    　Ｎｂ：０．３００％以下、
    　Ｖ：０．３００％以下、
    　Ｂ：０．０１０％以下、
    　Ｃａ：０．０１０％以下、
    　Ｍｇ：０．０１０％以下、
    　Ｚｒ：０．０１０％以下、
    　ＲＥＭ：０．０１０％以下、
    　Ｓｂ：０．０５０％以下、
    　Ｓｎ：０．０５０％以下、及び
    　Ｂｉ：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１～３のいずれか一項に記載の鋼板。
  5. 　質量％で、
    　Ｃｒ：０．０１％以上２．００％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、及び
    　Ｎｉ：０．０１％以上２．００％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４に記載の鋼板。
  6. 　質量％で、
    　Ｔｉ：０．００５％以上０．３００％以下、
    　Ｎｂ：０．００５％以上０．３００％以下、及び
    　Ｖ：０．００５％以上０．３００％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４または５に記載の鋼板。
  7. 　質量％で、
    　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、及び
    　ＲＥＭ：０．０００１％以上０．０１０％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４～６のいずれか一項に記載の鋼板。
  8. 　質量％で、
    　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４～７のいずれか一項に記載の鋼板。
  9. 　前記鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する、請求項１～８のいずれか一項に記載の鋼板。
  10. 　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１～８のいずれか一項に記載の鋼板。
  11. 　請求項１及び４～８のいずれか一項に記載の化学組成を有する鋼材に、熱間圧延を施して熱延鋼板とすること、
    　前記熱延鋼板に酸洗と冷間圧延とを施して冷延鋼板とすること、
    　前記冷延鋼板を、５～３０℃／秒の平均加熱速度で６５０℃まで昇温して７４０℃以上の温度域で１０秒以上保持すること、
    　前記７４０℃以上の温度域で保持した温度から５００℃以下までの温度範囲の冷却を、平均冷却速度２℃／秒以上２０００℃／秒以下で行うこと、
    　前記冷却後に室温まで冷却すること、並びに
    　前記室温まで冷却した後、６００℃以上Ａｃ３点未満の温度域で５秒以上保持すること、
    　を特徴とする鋼板の製造方法。
  12. 　前記６００℃以上Ａｃ３点未満の温度域で５秒以上保持することが、５００℃から６００℃までの温度範囲を平均２～１０℃／秒で昇温することを含む、請求項１１に記載の鋼板の製造方法。
  13. 　前記平均冷却速度が２００℃／秒以上２０００℃／秒以下である、請求項１１または１２に記載の鋼板の製造方法。
  14. 　前記平均冷却速度で、前記７４０℃以上の温度域で保持した温度から、１００℃以下までの温度範囲の冷却を行う、請求項１１～１３のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法。
  15. 　前記平均冷却速度で冷却した後、１００℃以上５００℃以下の温度域で１０秒以上１０００秒以下保持する、請求項１１～１４のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法。
  16. 　前記６００℃以上Ａｃ３点未満の温度域で５秒以上保持した後、前記鋼板を冷却し、溶融亜鉛めっき処理を施す、請求項１１～１５のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法。
  17. 　前記溶融亜鉛めっき処理を施した後、４５０℃以上６２０℃以下の温度域で前記溶融亜鉛めっきの合金化処理を施す、請求項１６に記載の鋼板の製造方法。
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