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WO2020209275A1 - 鋼板及びその製造方法 - Google Patents

鋼板及びその製造方法 Download PDF

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WO2020209275A1
WO2020209275A1 PCT/JP2020/015765 JP2020015765W WO2020209275A1 WO 2020209275 A1 WO2020209275 A1 WO 2020209275A1 JP 2020015765 W JP2020015765 W JP 2020015765W WO 2020209275 A1 WO2020209275 A1 WO 2020209275A1
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WO
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martensite
sec
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幸一 佐野
裕之 川田
健悟 竹田
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Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
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Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet and a method for manufacturing the same.
  • the present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2019-075692 filed in Japan on April 11, 2019, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • composite structure steels such as DP (Dual Phase) steel described in Patent Documents 1 and 2 and TRIP (Transformation Induced Plasticity) steel described in Patent Documents 3 and 4 are known.
  • DP steel and TRIP steel increase the strength by allowing a hard structure to exist in the steel.
  • Patent Document 5 describes a method for improving low temperature toughness by controlling the number of crystal grains having less strain to be relatively larger than those of crystal grains having large strain.
  • the crystal grains with less distortion are bainite.
  • Patent Document 6 discloses a steel sheet having tempered martensite as a main structure in order to increase the strength of the steel sheet.
  • Patent Document 8 defines the cooling rate to be relatively low at the martensitic transformation temperature (Ms point) or lower, and the steel structure is a steel structure having 80% or more of autotempered martensite to obtain ductility. It is disclosed that a high-strength steel plate having excellent ductility can be obtained.
  • Patent Documents 1 to 4 are characterized in that the amount of work hardening is increased even in a high strain region in order to enhance uniform elongation. Therefore, the techniques disclosed in Patent Documents 1 to 4 are unsuitable when it is desired to improve the shape freezing property and the impact resistance property. Further, in TRIP steel, the amount of work hardening is further increased by the work-induced transformation of retained austenite. Therefore, it is necessary to limit the amount of retained austenite so that the amount of retained austenite does not remain in the high distortion region. In Patent Document 5, strength, moldability and toughness are enhanced by setting two types of bainite in a well-balanced fraction.
  • Tadashi Maki "Phase Transformation of Steel-Martensitic Transformation Edition I-Characteristics of Martensitic Transformation of Iron Alloys-" (Materia, Vol.54, No.11, November 2015, p.557-563)
  • Tadashi Maki "Phase Transformation of Steel-Martensite Transformation II-Internal Microstructure and Processing-Induced Transformation of Ferroalloy Martensite-" (Materia, Vol. 54, No. 12, December 2015, p. 626-632)
  • the present invention is intended for a high-strength steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more that can achieve both weight reduction of the vehicle body and improvement of safety, and is suitable as a steel sheet for automobiles to be pressed. It is an object of the present invention to provide a steel sheet having excellent property characteristics and impact resistance characteristics and a method for producing the same.
  • the present inventors have diligently researched a method for solving the above problems, and have obtained the following findings.
  • the average particle size and maximum size of the old austenite grains can be determined. It can be made smaller. Reducing the average particle size and maximum size of the old austenite granules improves toughness.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • the chemical composition is C: 0.15% or more, 0.40% or less, Si: 0.01% or more, 2.00% or less, Mn: 0.10% or more, 4.00 in mass%. % Or less, Al: 0.005% or more, 1.500% or less, P: 0.001% or more, 0.100% or less, S: 0.0005% or more, 0.0100% or less, N: 0.0005 % Or more, 0.0100% or less, Ti: 0% or more, 0.200% or less, Mo: 0% or more, 0.300% or less, Nb: 0% or more, 0.200% or less, Cr: 0% or more 4.000% or less, B: 0% or more, 0.0050% or less, V: 0% or more, 0.300% or less, Ni: 0% or more and 4.00% or less, Cu: 0% or more, 4 .00% or less, W: 0% or more, 2.00% or less, Ca: 0% or more, 0.0100% or less, Ce: 0% or more, 0.0100%
  • the microstructure at 1/4 thickness which is the range between the positions of 3/4 of the plate thickness, is, in area ratio, ferrite: 0% or more and 10% or less, retained austenite: 0% or more and 10% or less, upper baynite. : 0% or more and 10% or less, martensite: 70% or more, 100% or less, pearlite: 0% or more and 5% or less, and the area ratio of plate martensite contained in the martensite is the total area of the tissue.
  • the average particle size of the former austenite grains is 2.0 ⁇ m or more and 10.0 ⁇ m or less, and the maximum diameter of the former austenite grains is 20.0 ⁇ m or less with respect to the area.
  • the amount of solid solution C in martensite is 0.20% by mass or less, the average carbide size in the martensite is 0.25 ⁇ m or less, and it is adjacent to the plate martensite in the same former austenite grains.
  • the average cooling rate in the temperature range of 850 ° C or lower and higher than 700 ° C is 20 ° C / s or more and 100 ° C / s or less, and the average cooling rate from 700 ° C to the winding temperature is 30 ° C / s or more and 80 ° C / s or less.
  • the average cooling rate in the temperature range of 10 ° C / s or more and 550 ° C or less and above Ms is 30 ° C / s or more, and the average cooling rate in the temperature range of Ms or less and Ms-15 ° C or more is 5 ° C / s or more and 40 ° C.
  • the post-baking cooling step of cooling so that the cooling rate is 5 ° C./s or more and 40 ° C./s or less and the cold-rolled steel sheet in the post-baking cooling step are 0.5 ° C./s or more and 10 ° C./s or less.
  • Ms is calculated by the following formula.
  • Ms (° C.) 550-361 x C-39 x Mn-35 x V-20 x Cr-17 x Ni-10 x Cu-5 x Mo-5 x W + 30 x Al C, Mn, V, Cr, Ni, Cu, Mo, W and Al in the above formula are the contents (mass%) of each element of the slab.
  • the method for manufacturing a steel sheet according to (4) wherein in the post-annealing cooling step, the average cooling rate is changed for each temperature range.
  • the cold-rolled steel sheet after the annealing and cooling step is held in a temperature range of Ms-120 ° C. to 450 ° C. for 1000 s or less, and then 0.5 ° C./s or more and 10 ° C./s.
  • the method for producing a steel sheet according to (4) or (5) which comprises a step of cooling to room temperature at the average cooling rate of.
  • the present invention it is possible to provide a high-strength steel sheet having a low yield stress, a large amount of work hardening after yielding, a small amount of work hardening in a high strain region, and excellent toughness. That is, it is possible to provide a steel sheet having excellent shape freezing properties and impact resistance properties after pressing.
  • the present inventors have a low yield stress, a large amount of work hardening after yielding, and a small amount of work hardening in a high strain region, which is effective for improving shape freezing characteristics and impact resistance characteristics after pressing.
  • the composition of the tissue with excellent toughness was examined.
  • DP steel, TRIP steel, bainite steel, martensitic steel and the like are known as high-strength steel sheets.
  • DP steel and TRIP steel have a large amount of work hardening up to a high strain region.
  • Bainite steel has a high yield ratio and can be strengthened up to about 980 MPa.
  • bainite steel is unsuitable because it must have a high C content and deteriorates the weldability required for steel sheets for automobiles.
  • Martensitic steel is preferred to achieve high strength. In particular, when a tensile strength of 980 MPa or more is obtained, it is difficult to achieve it unless martensite is the main structure.
  • Martensite steel includes a single structure of fresh martensite, a single structure of tempered martensite, and a composite structure of tempered martensite and fresh martensite.
  • the martensite structure is a single structure of fresh martensite, which is generally known, a low yield stress can be achieved because there are many movable dislocations, but a high work hardening amount even in a high strain region because the amount of solid solution C is large. It is inappropriate because it shows.
  • a generally known single structure of tempered martensite is inappropriate because it has a high yield stress and a small amount of work hardening.
  • the martensite structure is a composite structure of commonly known tempered martensite and commonly known fresh martensite, which can achieve relatively low yield stress and high work hardening immediately after yielding, but up to a high strain range. It is inappropriate because the amount of work hardening is high.
  • the present inventors have conducted diligent research focusing on the structure of martensitic steel so that the martensitic steel can satisfy all the above three characteristics that cannot be satisfied at the same time with the conventional martensitic steel.
  • low yield stress, high work hardening amount after yielding, and low work hardening amount in a high strain region can be achieved in the presence of plate-shaped martensite (called plate martensite).
  • plate martensite plate-shaped martensite
  • the average particle size and maximum diameter of the old austenite grains can be reduced by devising the hot spreading conditions and the heating conditions of the heat treatment, and the above-mentioned low yield and high work hardening amount after yielding and low work in the high strain range can be reduced.
  • the toughness was improved while maintaining the amount of hardening.
  • a steel sheet according to an embodiment of the present invention (a steel sheet according to the present embodiment) will be described.
  • the steel sheet of the present embodiment is made based on the above findings found by the present inventors, and has the following features.
  • the chemical composition of the steel sheet is, in mass%, C: 0.15% or more, 0.40% or less, Si: 0.01% or more, 2.00% or less, Mn: 0.10% or more, 4 .0% or less, Al: 0.005% or more, 1.50% or less, P: 0.001% or more, 0.100% or less, S: 0.0005% or more, 0.0100% or less, N: 0 REM containing 0005% or more and 0.0100% or less, and optionally other than Ti, Mo, Nb, Cr, B, V, Ni, Cu, W, Ca, Ce, Mg, Zr, La, Ce, La.
  • the microstructure at 1/4 thickness which is a range from the position of 1/8 of the plate thickness in the plate thickness direction from the surface of the steel plate to the position of 3/4 of the plate thickness in the plate thickness direction from the surface.
  • ferrite 0% or more and 10% or less
  • retained austenite 0% or more and 10% or less
  • upper bainite 0% or more and 10% or less
  • martensite 70% or more, 100% or less
  • pearlite It consists of 0% or more and 5% or less.
  • C The area ratio of plate martensite contained in the martensite is 10% or more and 35% or less with respect to the area of the entire tissue.
  • the average particle size of the old austenite grains is 2.0 ⁇ m or more and 10.0 ⁇ m or less, and the maximum diameter of the old austenite grains is 20.0 ⁇ m or less.
  • the amount of solid solution C in the martensite is 0.20% or less.
  • the average carbide size in the martensite is 0.25 ⁇ m or less.
  • the crystal orientation difference between the plate martensite and other adjacent martensite in the same former austenite grain is 10.0 ° or less.
  • the P concentration at the grain boundary of the former austenite grains is 4.0 at% (atomic%) or less.
  • C 0.15% or more, 0.40% or less C is an element that increases the hardness of martensite and contributes to the improvement of steel strength. If the C content is less than 0.15%, it is difficult to achieve a tensile strength of 980 MPa or more. Therefore, the C content is set to 0.15% or more. The C content is preferably 0.17% or more. On the other hand, when the C content exceeds 0.40%, the formation of cementite is promoted, the moldability and toughness are lowered, and the amount of solid solution C is increased and the amount of work hardening becomes too large. Therefore, the C content is set to 0.40% or less. The C content is preferably 0.37% or less.
  • Si 0.01% or more, 2.00% or less
  • Si is an element that contributes to the improvement of steel strength and fatigue strength by solid solution strengthening without reducing ductility.
  • Si is also an element having a deoxidizing effect during melting. If the Si content is less than 0.01%, the above effect cannot be sufficiently obtained, so the Si content is set to 0.01% or more.
  • the Si content is preferably 0.03% or more.
  • the Si content is set to 2.00% or less.
  • the Si content is preferably 1.80% or less.
  • Mn 0.10% or more and 4.00% or less
  • Mn is an element that contributes to the improvement of strength by strengthening solid solution and improving hardenability. If the Mn content is less than 0.10%, the above effect cannot be sufficiently obtained, so the Mn content is set to 0.10% or more.
  • the Mn content is preferably 0.30% or more.
  • the Mn content exceeds 4.00%, the weldability is lowered, the segregation is expanded, and the moldability at the time of pressing is also lowered. In this case, it may crack during the manufacturing process. Therefore, the Mn content is set to 4.00% or less.
  • the Mn content is preferably 3.80% or less.
  • Al 0.005% or more, 1.500% or less
  • Al is an element necessary for deoxidation, suppresses the formation of excess carbide, and contributes to the improvement of moldability. If the Al content is less than 0.005%, the above effect cannot be sufficiently obtained. Therefore, the Al content is set to 0.005% or more. The Al content is preferably 0.008% or more. On the other hand, when the Al content exceeds 1.500%, not only the effect is saturated but also the toughness is lowered. Therefore, the Al content is set to 1.500% or less. The Al content is preferably 1.000% or less.
  • P 0.001% or more and 0.100% or less
  • P is an element that contributes to the improvement of strength and is an element that enhances corrosion resistance in coexistence with Cu. If the P content is less than 0.001%, the above effect cannot be sufficiently obtained. Further, if the P content is less than 0.001%, the steelmaking cost will increase significantly. Therefore, the P content is set to 0.001% or more. From the viewpoint of steelmaking cost, the P content is preferably 0.010% or more. On the other hand, if the P content exceeds 0.100%, the weldability and workability deteriorate. In addition, P significantly deteriorates toughness by segregating at grain boundaries. Therefore, the P content is set to 0.100% or less. When the standard of toughness is strict, the P content is preferably 0.05% or less.
  • S 0.0005% or more and 0.0100% or less
  • S is an element that forms a sulfide (MnS or the like) that is the starting point of cracking in steel and reduces the hole-expanding property and the total extensibility. Therefore, the S content should be low. However, if the S content is reduced to less than 0.0005%, the steelmaking cost will increase significantly, so the S content is set to 0.0005% or more. On the other hand, when the S content exceeds 0.0100%, the toughness is remarkably lowered. Therefore, the S content is set to 0.0100% or less.
  • the S content is preferably 0.0060% or less.
  • N 0.0005% or more, 0.0100% or less
  • N is an element that reduces workability.
  • N is an element that reduces the effective amount of Ti and / or Nb by forming a nitride (TiN and / or NbN) that reduces moldability when coexisting with Ti and / or Nb. Therefore, the N content should be low. However, if the N content is reduced to less than 0.0005%, the steelmaking cost will increase significantly. Therefore, the N content is set to 0.0005% or more.
  • the N content is preferably 0.0010%. On the other hand, when the N content exceeds 0.0100%, the moldability is remarkably lowered. Therefore, the N content is set to 0.0100% or less.
  • the N content is preferably 0.0060% or less.
  • the chemical composition of the steel sheet according to the present embodiment may contain the above elements, and the balance may consist of Fe and impurities.
  • Ti 0.20% or less, Mo: 0.300% or less, Nb: 0.200% or less, Cr: 4.000% or less, B: 0.0050% or less, V: 0.300% or less, Ni: 4.00% or less, Cu: 4.00% or less, W: 2.00% or less, Ca: 0.0100% or less, Ce: 0.0100% or less, Mg: 0.0100% or less, Zr: 0.0100% or less, La: 0.0100% or less, REM other than Ce and La: 0.0100% or less, Sn: 1.000% or less, Sb: 0.200% or less It may contain one kind or two or more kinds selected from the group of. However, since these elements do not necessarily have to be contained, the lower limit thereof is 0%.
  • Ti 0% or more, 0.200% or less
  • Ti is an element that delays recrystallization and contributes to the formation of unrecrystallized ferrite.
  • Ti is an element that forms carbides and / or nitrides and contributes to the improvement of strength. Therefore, Ti may be contained in the steel sheet.
  • the Ti content is preferably 0.010% or more.
  • the Ti content exceeds 0.200%, the moldability is lowered. Therefore, the Ti content is set to 0.200% or less.
  • the Ti content is more preferably 0.050% or less.
  • Mo 0% or more, 0.300% or less
  • Mo is an element that enhances hardenability and contributes to the control of martensite fraction.
  • Mo segregates at the grain boundaries, suppresses zinc from entering the structure of the welded portion during welding, contributes to the prevention of cracks during welding, and produces pearlite during cooling in the annealing process. It is an element that also contributes to suppression. Therefore, Mo may be contained in the steel sheet.
  • the Mo content is preferably 0.050% or more.
  • the Mo content is set to 0.300% or less.
  • the Mo content is preferably 0.250% or less.
  • Nb 0% or more and 0.200% or less
  • Nb is an element that delays recrystallization and contributes to the formation of unrecrystallized ferrite.
  • Nb is an element that forms carbides and / or nitrides and contributes to the improvement of strength. Therefore, Nb may be contained in the steel sheet.
  • the Nb content is preferably 0.010% or more.
  • the Nb content exceeds 0.200%, the moldability is lowered. Therefore, the Nb content is set to 0.200% or less.
  • the Nb content is preferably 0.170% or less.
  • Cr 0% or more and 4.000% or less
  • Cr is an element that contributes to the suppression of pearlite formation during cooling in the annealing step. Therefore, Cr may be contained in the steel sheet.
  • the Cr content is preferably 0.050% or more.
  • the Cr content is set to 4.000% or less.
  • the Cr content is preferably 1.500% or less.
  • B 0% or more, 0.0050% or less
  • B is an element that enhances hardenability and contributes to the control of martensite fraction. Further, B segregates at the grain boundaries, suppresses zinc from invading the structure of the welded portion during welding, contributes to prevention of cracking during welding, and generates pearlite during cooling in the annealing step. It is an element that also contributes to suppression. Further, B contributes to the improvement of toughness, which is the object of the present invention, by strengthening the grain boundaries at the time of grain boundary segregation. Therefore, B may be contained in the steel sheet.
  • the B content is preferably 0.0005% or more.
  • the B content exceeds 0.0050%, boride is formed and the toughness is lowered. Therefore, the B content is set to 0.0050% or less.
  • the B content is preferably 0.0025% or less.
  • V 0% or more, 0.300% or less
  • V is an element that contributes to the improvement of strength by strengthening precipitates, strengthening fine particles by suppressing grain growth, and strengthening dislocations by suppressing recrystallization. Therefore, V may be contained in the steel sheet.
  • the V content is preferably 0.010% or more.
  • the V content exceeds 0.300%, the carbonitride is excessively precipitated and the moldability is lowered. Therefore, the V content is set to 0.300% or less.
  • the V content is preferably 0.150% or less.
  • Ni 0% or more and 4.00% or less
  • Ni is an element that suppresses phase transformation at high temperatures and contributes to the improvement of strength. Therefore, Ni may be contained in the steel sheet.
  • the Ni content is preferably 0.05% or more.
  • the Ni content is set to 4.00% or less.
  • the Ni content is preferably 3.50% or less.
  • Cu 0% or more and 4.00% or less
  • Cu is an element that exists as fine particles and contributes to the improvement of strength. Therefore, Cu may be contained in the steel sheet.
  • the Cu content is preferably 0.01% or more.
  • the Cu content is set to 4.00% or less.
  • the Cu content is preferably 3.50% or less.
  • W 0% or more, 2.00% or less W is an element that suppresses phase transformation at high temperature and contributes to improvement of strength. Therefore, W may be contained in the steel sheet.
  • the W content is preferably 0.01% or more.
  • the W content exceeds 2.00%, the hot workability is lowered and the productivity is lowered. Therefore, the W content is set to 2.00% or less.
  • the W content is preferably 1.20% or less.
  • Ca 0% or more, 0.0100% or less Ce: 0% or more, 0.0100% or less Mg: 0% or more, 0.0100% or less Zr: 0% or more, 0.0100% or less La: 0% or more, 0.0100% or less REM other than Ce and La: 0% or more and 0.0100% or less
  • Ca, Ce, Mg, Zr, La, and REM other than Ce and La are elements that contribute to the improvement of moldability. is there. Therefore, these elements may be contained in the steel sheet.
  • the content of each element is preferably 0.0100% or more. If the content of REM other than Ca, Ce, Mg, Zr, La, and Ce and La exceeds 0.0100%, the ductility may decrease. Therefore, the content of each element is set to 0.0100% or less. Preferably, the content of any element is 0.0070% or less.
  • REM is an abbreviation for Rare Earth Metal and refers to elements belonging to the Sc, Y and lanthanoid series, but Ce and La exert the above effects as compared with elements belonging to the Sc, Y and other lanthanoid series.
  • Ce and La are excluded from REM.
  • REM is often added to molten steel in the form of misch metal in the refining process, but each element of REM may be within the above composition range.
  • Sn 0% or more and 1.000% or less
  • Sn is an element that suppresses the coarsening of the structure and contributes to the improvement of the strength. Therefore, Sn may be contained in the steel sheet.
  • the Sn content is preferably 0.0005% or more.
  • the Sn content is set to 1.000% or less.
  • the Sn content is preferably 0.500% or less.
  • Sb 0% or more and 0.200% or less
  • Sb is an element that suppresses the coarsening of the structure and contributes to the improvement of the strength. Therefore, Sb may be contained in the steel sheet.
  • the Sb content is preferably 0.0005% or more.
  • the Sb content is set to 0.200% or less.
  • the Sb content is preferably 0.100% or less.
  • the steel sheet may contain essential elements and the balance may be composed of Fe and impurities, or may contain essential elements and arbitrary elements and the balance may be composed of Fe and impurities. .. Impurities are elements that are inevitably mixed from the steel raw material and / or in the steelmaking process, and are allowed to exist within a range that does not impair the characteristics of the steel sheet according to the present embodiment.
  • impurities H, Na, Cl, Co, Zn, Ga, Ge, As, Se, Tc, Ru, Rh, Pd, Ag, Cd, In, Te, Cs, Ta, Re, Os, Ir, Pt, Au, and Pb may be contained in the steel sheet.
  • the content of impurities is allowed in the range of 0.010% or less in total, for example.
  • martensite is the main structure, and the strength is increased by limiting the fractions of ferrite, upper bainite, pearlite, and retained austenite. Further, in the steel sheet according to the present embodiment, by using a part of martensite as plate martensite, high strength, low yield stress, high work hardening after yielding, and low work hardening in a high strain region are achieved. There is.
  • the steel sheet according to the present embodiment is intended for a high-strength steel sheet, soft ferrite may not be present. If ductility is required and the strength may be reduced, ferrite may be present. However, if the ferrite fraction exceeds 10%, it becomes difficult to secure the required strength, and the amount of work hardening after yielding becomes small. Therefore, even when ferrite is contained, the ferrite fraction (area ratio) is set to 10% or less. The ferrite fraction is preferably 8% or less. The reason why the amount of work hardening after yielding decreases as the ferrite fraction increases is not clear, but the reason is considered as follows. Since work hardening occurs when dislocations are entangled, it is considered that if there are many ferrites with a low dislocation density in the initial stage of processing, the amount of work hardening in the initial stage of processing becomes small.
  • Residual austenite 0% or more and 10% or less It is effective to use retained austenite as a supplement in terms of ensuring extensibility, but retained austenite may cause hydrogen cracking depending on the conditions of use. .. In addition, the presence of retained austenite increases the amount of work hardening at high strain. Therefore, the retained austenite fraction is set to 10% or less. The retained austenite fraction may be 7% or less. The lower limit of the retained austenite fraction includes 0%. The retained austenite fraction may be 2% or more.
  • Martensite fresh martensite and tempered martensite: 70% or more, 100% or less
  • the area ratio of martensite is 70% or more in order to secure the strength.
  • the term "martensite” as used herein is a general term for fresh martensite that does not contain iron-based carbide and tempered martensite that contains iron-based carbide. Therefore, when the steel sheet according to the present embodiment contains both fresh martensite and tempered martensite, the area ratio of martensite is the sum of the area ratios of both. When the steel sheet according to the present embodiment contains only one of fresh martensite and tempered martensite, the area ratio is 70% or more and 100% or less.
  • the area ratio of martensite is less than 70%, it becomes difficult to secure the required strength.
  • the area ratio of martensite is 80% or more. The higher the martensite fraction, the higher the strength. Therefore, the martensite fraction may be adjusted so as to achieve the target intensity, and the upper limit of the martensite fraction is 100%.
  • Martensite contains plate martensite, and the area ratio of plate martensite to the entire structure is 10% or more and 35% or less. Due to the presence of plate martensite as part of martensite, low yield stress and high work after yielding Achieves hardening and low work hardening in the high strain range. Plate martensite is fresh martensite and / or tempered martensite, which has a small intragranular orientation difference and is elongated. If the area ratio of plate martensite is less than 10% of the entire structure constituting the steel sheet, the effect is insufficient. Therefore, the area ratio of plate martensite to the entire tissue is set to 10% or more. It is considered that the more plate martensite is, the better, and the upper limit does not have to be set.
  • the upper limit is substantially 35%, so that the upper limit may be 35%.
  • the plate martensite is a plate-shaped martensite, which is subjected to EBSD (Electron Backscatter Diffraction) measurement and KAM (Kernel Average Measurement) analysis to distinguish it from other shapes of martensite.
  • EBSD Electro Backscatter Diffraction
  • KAM Kernel Average Measurement
  • the region where the local orientation difference is 1.0 ° or less, the minor axis is 1.0 ⁇ m or more, and the aspect ratio is 1.5 or more is plate martensite.
  • Non-Patent Document 1 and Non-Patent Document 2 it is known that there are various forms of martensite in iron-based alloys.
  • lath martensite fine and elongated martensite (lath martensite) called “lath” is generally obtained.
  • Las martensite is extremely fine (minor axis is about 0.2 ⁇ m) as compared with plate martensite. Therefore, plate martensite is clearly distinguished from lath martensite.
  • the steel sheet according to the present embodiment has a low C content, but has plate martensite in addition to lath martensite, which is different from general martensitic steel.
  • butterfly shape, lenticular shape, and thin plate shape are known, but these forms of martensite have a high C content or a large amount of Ni or the like.
  • Non-Patent Document 2 in the thin plate-shaped martensite, for example, a part of the matrix austenite of the Fe—Ni—C alloy or Fe—Ni—Co—Ti alloy is transformed in the temperature range of -100 ° C. or lower. Can be obtained. In this way, plate martensite is clearly distinguished from butterfly, lenticular and thin plate martensite.
  • Upper bainite 0% or more and 10% or less Upper bainite is softer than martensite. If a large amount of upper bainite is present, the plate martensite fraction decreases, so the upper limit is set to 10%.
  • the upper bainite fraction is preferably 6% or less. Since the upper bainite may not be included, the lower limit of the upper bainite fraction is 0%. However, the upper bainite fraction may be, for example, 2% or more.
  • Pearlite 0% or more and 5% or less Pearlite is softer than martensite. Further, pearlite is a composite structure of cementite and ferrite, but the toughness is greatly deteriorated. Therefore, the pearlite fraction is limited to 5% or less. The pearlite fraction is preferably 1% or less. Since pearlite may not be included, the lower limit of the pearlite fraction is 0%. However, the pearlite fraction may be, for example, 2% or more.
  • a sample is taken with the thickness cross section parallel to the rolling direction of the steel sheet as the observation surface, the observation surface is polished, and night game etching is performed.
  • the observation surface after the night tar etching is observed with an optical microscope or a scanning electron microscope (SEM).
  • SEM scanning electron microscope
  • the area ratio of each tissue is calculated by the captured image or the image analysis software in the device.
  • One visual field in the image is 200 ⁇ m in length and 200 ⁇ m or more in width, and for each of 10 or more different visual fields, the area ratio of each tissue is calculated from the image to obtain an average value, and the average value is used as the area ratio.
  • the upper bainite is a structure that is recessed from the martensite structure and has an elongated lath or block-like morphology, and carbides and retained austenite are present between the laths and blocks.
  • the region of the lamellar is defined as pearlite. Pseudo-pearlite in which the layered cementite is cut off in the middle is also referred to as pearlite in the present embodiment.
  • the region where iron-based carbides are observed is judged to be tempered martensite.
  • Regions other than ferrite, upper bainite, and pearlite, in which iron-based carbides are not observed, are judged to be fresh martensite or retained austenite. Since both fresh martensite and retained austenite have flat tissues, it is difficult to distinguish them by SEM. Therefore, the area ratio of retained austenite determined by the X-ray diffraction method described later is obtained, and the area ratio of retained austenite determined by the X-ray diffraction method described later is subtracted from the total area ratio of the regions of fresh martensite and retained austenite. Let the fresh martensite fraction be the one.
  • the area ratio of plate martensite can be obtained by the following method. Plate martensite is included in martensite (fresh martensite and tempered martensite) as described above. For the area ratio of plate martensite, observe the cross section in the plate thickness direction parallel to the rolling direction, and perform EBSD measurement from the surface of the plate thickness centering on the position of 1/4 (1/4 thickness) of the plate thickness. KAM analysis is performed, and it is assumed that martensite having a local orientation difference of 1.0 ° or less, a minor axis of 1.0 ⁇ m or more, and an aspect ratio of 1.5 or more is plate martensite, and the area ratio is determined. Obtained by measuring.
  • the martensite and other tissues can be distinguished in the EBSD-measured visual field by further performing nightal etching and observing the same visual field by SEM.
  • a measurement area of 200 ⁇ m ⁇ 200 ⁇ m is measured at a pitch of 0.2 ⁇ m.
  • the average particle size of the old austenite grains is 2.0 ⁇ m or more and 10.0 ⁇ m or less.
  • the average particle size of the old austenite grains is less than 2.0 ⁇ m, plate martensite cannot exist. The reason for this is not clear, but when the matrix austenite grains are shear-transformed into plate martensite, they become a certain size, so if the matrix austenite grains are too small, transformation within the grains will not be possible. It is thought that this is because. Therefore, the average particle size of the old austenite grains is set to 2.0 ⁇ m or more.
  • the average particle size of the old austenite is preferably 5.0 ⁇ m or more.
  • the toughness decreases. In particular, if it exceeds 10.0 ⁇ m, the brittle ductility transition temperature in the toughness test described later becomes room temperature (25 ° C.) or higher. Therefore, the average particle size of the old austenite grains is set to 10.0 ⁇ m or less.
  • the average particle size of the old austenite is preferably 8.0 ⁇ m or less.
  • the old austenite grains are austenite crystal grains in the austenite structure before being transformed into martensite, and are formed in the annealing step described later. Old austenite grains can be observed by SEM. If ferrite is present, it is present at the location of the parent austenite grain boundary, so the boundary between ferrite and martensite is defined as the former austenite grain boundary.
  • Maximum diameter of old austenite grains is 20.0 ⁇ m or less Not only the average particle size of old austenite grains, but also the maximum diameter is important for toughness. Even if the average particle size is small, if there are large grains, the grains are easily broken and the toughness is low. If the maximum diameter of the old austenite grains exceeds 20.0 ⁇ m, the toughness is greatly reduced. Therefore, the maximum diameter of the old austenite grains is set to 20.0 ⁇ m or less. The maximum diameter of the old austenite grains is preferably 17.0 ⁇ m or less.
  • the average particle size and maximum diameter of the old austenite grains are measured as follows. By holding the steel sheet at 450 ° C. for 24 hours, P is concentrated at the grain boundaries of the former austenite. After that, the grain boundaries are preferentially corroded by corroding the cross section in the plate thickness direction parallel to the rolling direction with nital. Then, from the surface of the plate thickness, the length in the rolling direction of each grain and the plate thickness perpendicular to the length in the rolling direction of each grain in the range of 500 ⁇ m ⁇ 1000 ⁇ m by SEM centering on the position of 1/4 (1/4 thickness) of the plate thickness. The length in the direction is measured, the average value of the measured lengths is the average particle size, and the maximum length measured in the observation range is the maximum diameter.
  • the amount of solid solution C in martensite is 0.20% by mass or less If the amount of solid solution C in martensite is large, the amount of work hardening in the high strain region becomes large. The reason is not clear, but the solid solution C becomes a resistance to the movement of dislocations during processing, but the higher the strain, the more dislocations and the more easily it accumulates. Therefore, if the amount of solid solution C is large, the amount of work hardening Is thought to become large. If the amount of solid solution C exceeds 0.20% by mass, the amount of work hardening in the high strain region becomes large. Therefore, the upper limit of the amount of solid solution C in martensite is set to 0.20% by mass. The amount of solid solution C in martensite is preferably 0.15% by mass or less.
  • the amount of solid solution C can be determined according to the method described in International Publication No. 2018/139400. Specifically, the amount of solid solution C can be determined by the following method.
  • the solid solution C content in martensite is obtained by subtracting the C content in the carbides precipitated in the steel material from the C content in the chemical composition of the steel material, and further considering the influence of the structure fraction. Specifically, Fe concentration ⁇ Fe> a, Cr concentration ⁇ Cr> a, and Mn concentration ⁇ Mn in carbides (cementite and MC-type carbides) obtained as residues by performing extraction residue analysis with a mesh size of 100 nm.
  • ⁇ C> b ( ⁇ V> a / 50.94 + ⁇ Mo> d / 95.9 + ⁇ Nb> a / 92.9) ⁇ 12 ...
  • ⁇ C> all ⁇ C>-( ⁇ C> a + ⁇ C> b) ...
  • (e) (Solid solution C amount) ⁇ C> all-(fF + fB + fP) x 0.02 + f ⁇ x 0.8 ⁇ / fM ... (f)
  • ⁇ C> a and ⁇ C> b indicate the C content obtained from the extraction residue analysis result and the C content obtained from the measurement result of the replica membrane, respectively.
  • Solid solution C amount represents the amount of solid solution C in martensite
  • fF, fB, fP, f ⁇ , and fM are the fractions (area) of ferrite, bainite, pearlite, retained austenite, and martensite, respectively. %).
  • the solid solution limit of ferrite, bainite, and pearlite in the BCC phase is assumed to be 0.02% by mass
  • the amount of C in retained austenite is assumed to be 0.8% by mass.
  • the C content of the chemical composition of the steel material is 200 ⁇ m cut from the front and back surfaces of the steel sheet for the purpose of removing the de-C layer, and a faceted analytical sample is taken.
  • the C content (mass%) is analyzed by the well-known combustion in oxygen stream-infrared absorption method. This is defined as the C content ( ⁇ C>) of the steel material.
  • the surface of the plate is shaved by 200 ⁇ m for the purpose of removing the C-de-C layer, and a disk-shaped test piece having a diameter of 50 mm is collected and measured.
  • a sample taken from a position of 1/4 thickness is used. 30 cementites are measured.
  • the average carbide size (diameter equivalent to a circle) in martensite is 0.25 ⁇ m or less. When the average carbide size in martensite is large, work hardening after yielding becomes small. Therefore, the average carbide size is set to 0.25 ⁇ m or less in the equivalent circle diameter.
  • the average carbide size in martensite is preferably 0.20 ⁇ m or less in the equivalent circle diameter.
  • Carbides in martensite include Fe 3 C ( ⁇ carbide) and ⁇ carbide.
  • the average size (diameter equivalent to a circle) of carbides can be obtained by observing a mirror-polished sample with a SEM (scanning electron microscope). In the examples described later, it is the result of observation by SEM. The measurement is performed in a region of 500 ⁇ m ⁇ 500 ⁇ m or more, and is determined by measuring the number of carbides in the region and the equivalent circle diameter.
  • Crystal orientation difference between plate martensite and other martensite adjacent to the plate martensite within the same former austenite grain is 10.0 ° or less With plate martensite and other martensite adjacent to the plate martensite.
  • the yield stress becomes high. The reason for this is not clear, but if the crystal orientation difference between the plate martensite and other martensite adjacent to the plate martensite is large, it is difficult for dislocations to move across boundaries and it is difficult for plastic deformation to propagate. Therefore, it is considered that the cause is that it becomes difficult to yield.
  • the P concentration at the former austenite grain boundary is 4.0 at% or less. P segregates at the grain boundary and lowers the toughness. If the P concentration at the former austenite grain boundary exceeds 4.0 at%, the toughness is greatly reduced. Therefore, the P concentration at the former austenite grain boundary is set to 4.0 at% or less. The P concentration at the former austenite grain boundaries is preferably 3.2 at%.
  • the P concentration of the old austenite grain boundaries is measured by Auger spectroscopy. After cooling the sample with liquid nitrogen in a vacuum chamber to -150 ° C or lower, the sample is broken to expose grain boundaries. The P concentration on the surface where the grain boundaries are exposed is measured and quantified using, for example, analysis software attached to FE-AES manufactured by JEOL Ltd. manufactured in 2010.
  • the steel sheet according to the present embodiment may have a hot-dip galvanized layer on its surface by being hot-dip galvanized. It is preferable that the steel sheet according to the present embodiment has a hot-dip galvanized layer because the corrosion resistance is improved. Further, the hot-dip galvanized layer may be an alloyed hot-dip galvanized layer. It is preferable that the hot-dip galvanized layer is an alloyed hot-dip galvanized layer because, in addition to corrosion resistance, the number of continuous spots that can be formed during spot welding increases.
  • the alloyed hot-dip galvanizing layer is a plating layer obtained by alloying a hot-dip galvanizing layer formed under normal plating conditions (including a plating layer formed by hot-dip galvanizing a zinc alloy) under normal alloying treatment conditions. Good.
  • the plating adhesion amount of the alloyed hot-dip galvanized layer is not particularly limited to a specific amount, but from the viewpoint of ensuring the required corrosion resistance, the single-sided adhesion amount is preferably 5 g / m 2 or more, more preferably 20 g / m 2 or more. preferable.
  • upper layer plating for example, Ni plating
  • Ni plating may be further applied on the alloyed hot-dip galvanized layer for the purpose of improving coatability and weldability.
  • various treatments such as chromate treatment, phosphate treatment, lubricity improvement treatment, and weldability improvement treatment may be performed.
  • the thickness of the steel plate according to the present embodiment is not particularly limited, but is preferably 0.10 to 11.0 mm.
  • a high-strength thin steel sheet having a plate thickness of 0.10 to 11.0 mm is suitable as a material steel sheet for an automobile member manufactured by press working. Further, the high-strength thin steel plate having the above-mentioned plate thickness can be easily manufactured on the thin plate production line.
  • the present inventors have studied a manufacturing method capable of stably manufacturing the steel sheet according to the present embodiment. As a result, it was found that in order to obtain plate martensite, it is necessary to devise measures such as heating rate during heating, cooling after heating to the austenite single-phase region, and stress application. It was also found that by controlling the cooling after heating to the austenite single-phase region, the upper bainite transformation can be suppressed and martensite (fresh martensite and / or tempered martensite) can be the main structure.
  • the manufacturing method for manufacturing the steel sheet of the present embodiment can be obtained by a manufacturing method including the following steps.
  • (II) The steel piece is heated to 1150 ° C. or higher and 1350 ° C. or lower, and then 1050 ° C.
  • Hot rolling process to obtain hot-rolled steel sheet by hot rolling at a cumulative reduction rate of 35% or more in a temperature range of ° C or higher (III) Started within 3 seconds after the completion of the hot rolling step, 850 ° C or lower 700 Winding so that the average cooling rate in the temperature range above ° C is 20 ° C / sec or more and 100 ° C / sec or less, and the average cooling rate from 700 ° C to the winding temperature is 30 ° C / sec or more and 80 ° C / sec or less.
  • Cooling step of cooling to temperature (IV) Winding step of winding the hot-rolled steel sheet after the cooling step at a winding temperature of 650 ° C.
  • the average cooling rate in the temperature range of 10 ° C / sec or more, 550 ° C or less and Ms ° C or more is 30 ° C / sec or more, and the average cooling rate in the temperature range of Ms ° C or less and Ms-15 ° C or more is 5 ° C / sec or more.
  • the average cooling rate is 25 ° C / sec or more and 120 ° C / sec or less, Ms-40 ° C or less and Ms-120 ° C or more.
  • Post-baking cooling step for cooling so that the average cooling rate is 5 ° C./sec or more and 40 ° C./sec or less
  • the cold rolling is performed in a temperature range of Ms ° C. or lower and Ms-120 ° C. or higher.
  • Ac3 is the austenite transformation temperature (° C.) at the time of heating
  • Ms is the martensite transformation start temperature (° C.).
  • molten steel having the same chemical composition as the steel sheet according to the present embodiment is cast to obtain a steel piece.
  • the melting method and the casting method the usual method may be followed.
  • a steel piece (hereinafter, the steel piece may be referred to as a slab or a cast slab) is heated to 1150 ° C. or higher and 1350 ° C. or lower, and then 35% or higher in a temperature range of 1050 ° C. or higher.
  • Hot rolling is performed at the cumulative reduction rate of the above to obtain a hot-rolled steel sheet. If the heating temperature of the slab is less than 1150 ° C, the homogenization of the cast slab and the dissolution of the carbonitride will be insufficient, resulting in a decrease in strength and toughness. Therefore, the heating temperature of the cast slab should be 1150 ° C or higher. ..
  • the heating temperature of the slab is preferably 1180 ° C.
  • the heating temperature of the slab exceeds 1350 ° C., the manufacturing cost increases and the productivity decreases.
  • the particle size of the matrix austenite is locally increased to form a mixed grain structure, and the maximum diameter of the old austenite grains in the final structure is increased. Therefore, the heating temperature of the slab is set to 1350 ° C. or lower.
  • the heating temperature of the slab is preferably 1300 ° C. or lower.
  • hot rolling with a cumulative rolling reduction of 35% or more is performed in a temperature range of 1050 ° C or higher. Above 1050 ° C, the progress of recrystallization is fast. By rolling with a cumulative reduction rate of 35% or more in that temperature range, recrystallization proceeds after hot rolling and the crystal grain size becomes smaller. As a result, the crystal grain size after cold rolling and annealing is also reduced.
  • the cumulative reduction rate in the temperature range of 1050 ° C. or higher is preferably 40% or higher.
  • Cooling is started within 3 seconds after the completion of the hot rolling process.
  • the hot-rolled steel sheet is maintained at a high temperature, recrystallization and grain growth proceed. Therefore, if the time until the start of cooling is long, the time for keeping the temperature at a high temperature becomes long, and the grain growth proceeds too much.
  • the average size of the matrix austenite grains and the maximum diameter of the matrix austenite grains increase. In this case, the average particle size and the maximum diameter of the old austenite grains in the final structure become large. Therefore, the time from the completion of the hot rolling process to the start of cooling is set to 3 seconds or less.
  • the completion of the hot rolling process means the time when the last rolling roll in the hot rolling process is completed. Further, the above-mentioned cooling start time point means the following time point when cooling is started.
  • the average cooling rate in the temperature range of 850 ° C. or lower and higher than 700 ° C. is 20 ° C./sec or more and 100 ° C./sec or less, and the average cooling rate from 700 ° C. to the winding temperature is 30 to 80 ° C./sec. Cool to the winding temperature so that If the average cooling rate in the temperature range of 850 ° C. or lower and higher than 700 ° C. is slow, the matrix austenite undergoes ferrite transformation. As a result, the metal structure of the hot-rolled steel sheet becomes a non-uniform structure in which ferrite and bainite, martensite, and the like are present in a composite manner.
  • this non-uniform structure also affects the structure after the final heat treatment, and the structure after the heat treatment also becomes non-uniform.
  • the maximum diameter of the old austenite grains becomes large.
  • the average cooling rate in this temperature range is set to 20 ° C./sec or more.
  • the average cooling rate in the temperature range of 850 ° C. or lower and higher than 700 ° C. is preferably 40 ° C./sec or higher.
  • the average cooling rate is set to 100 ° C./sec or less.
  • the average cooling rate in the temperature range of 850 ° C. or lower and higher than 700 ° C. is preferably 85 ° C./sec or less.
  • the average cooling rate from 700 ° C. to the winding temperature described later is set to 30 ° C./sec to 80 ° C./sec. In this temperature range, the grain boundary segregation of P proceeds. If the average cooling rate from 700 ° C. to the winding temperature is less than 30 ° C./sec, the grain boundary segregation of P increases and the toughness deteriorates.
  • the average cooling rate from 700 ° C. to the take-up temperature is preferably 40 ° C./sec or higher. On the other hand, if the average cooling rate from 700 ° C.
  • the average cooling rate is set to 80 ° C./sec or less.
  • the average cooling rate from 700 ° C. to the take-up temperature is preferably 75 ° C./sec or less.
  • Winding process The hot-rolled steel sheet that has been cooled is wound at a winding temperature of 650 ° C. or lower. If the winding temperature exceeds 650 ° C., cementite becomes coarse, and coarse carbide remains even after annealing. Further, when the winding temperature exceeds 650 ° C., coarse ferrite is likely to be generated during the winding, and coarse matrix austenite is generated due to the influence. In this case, the average particle size of the old austenite grains after annealing and the maximum diameter of the old austenite become large. Therefore, the winding temperature is set to 650 ° C. or lower. The winding temperature is preferably 630 ° C or lower, more preferably 580 ° C or lower.
  • the lower limit of the take-up temperature is not particularly set, but if it is less than 400 ° C., the strength of the hot-rolled steel sheet increases too much and the rolling load in the cold rolling of the next step increases, so that the take-up temperature is 400 ° C.
  • the above is preferable.
  • Cold rolling process The hot-rolled steel sheet after the winding process is pickled as necessary and then cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • Pickling and cold rolling may be carried out according to a conventional method. For example, cold rolling is performed at a rolling reduction of 30 to 85%.
  • the cold-rolled steel sheet is heated to an annealing temperature of Ac3 to 1000 ° C. at an average heating rate of 0.5 to 5.0 ° C./sec in the temperature range of 650 ° C. to 750 ° C. at the annealing temperature. Anneal by holding for 3 to 100 seconds.
  • the temperature range of 650 ° C to 750 ° C is a temperature range in which recovery and recrystallization proceed.
  • the fraction of plate martensite produced in the cooling step after annealing in the next step will be low.
  • the cold-rolled steel sheet shrinks due to a temperature change, so that stress is generated in the cold-rolled steel sheet. If there is a coarse matrix austenite, the coarse matrix austenite is preferentially deformed by this stress. Therefore, plate martensite is generated only from the coarse matrix austenite, and the plate martensite fraction becomes low.
  • the average heating rate in the above temperature range is set to 0.5 ° C./sec.
  • the average heating rate in the temperature range of 650 ° C. to 750 ° C. is preferably 1.0 ° C./sec or higher.
  • the average heating rate in the temperature range of 650 ° C. to 750 ° C. exceeds 5 ° C./sec, the plate martensite fraction becomes low.
  • the average heating rate in the temperature range of 650 ° C. to 750 ° C. is set to 5 ° C./sec or more.
  • the average heating rate in the temperature range of 650 ° C to 750 ° C is preferably 4.0 ° C / sec or less.
  • the annealing temperature is Ac3 to 1000 ° C.
  • the fraction of martensite can be increased by heating the steel sheet after cold rolling to the austenite single-phase region. If the annealing temperature is less than Ac3, austenite single-phase structure cannot be obtained stably.
  • the annealing temperature is preferably (Ac3 + 20) ° C. or higher.
  • the annealing temperature exceeds 1000 ° C., the matrix austenite grains become large, and the old austenite grains constituting the structure of the steel sheet, which is the final product, become coarse and the toughness deteriorates, or the plate martensite decreases. To do.
  • the annealing temperature is preferably 950 ° C. or lower.
  • the holding time at the annealing temperature is set to 3 seconds or more.
  • the holding time at the annealing temperature is preferably 25 seconds or longer.
  • the holding time at the annealing temperature exceeds 100 seconds, the matrix austenite particle size increases while the cold-rolled steel sheet is held at the annealing temperature, and the old austenite constituting the structure of the final product steel sheet is formed. The grains become coarse and the toughness deteriorates, and the plate martensite is reduced. Therefore, the holding time at the annealing temperature is set to 100 seconds or less.
  • the holding time at the annealing temperature is preferably 80 seconds or less.
  • C, Ni, Si, Mo, V and W are the contents (mass%) of each element in the steel piece.
  • Average cooling rate in the temperature range of 740 ° C or lower and higher than 550 ° C: 10 ° C / sec or higher By controlling the cooling rate in this temperature range, ferrite transformation can be suppressed and martensite can be the main structure. .. If the average cooling rate is less than 10 ° C./sec, there is a concern that ferrite transformation may occur.
  • the average cooling rate in this temperature range is preferably 20 ° C./sec or higher.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly limited, but for example, the average cooling rate in this temperature range is 80 ° C./sec or less.
  • Average cooling rate in the temperature range of 550 ° C or less and more than Ms: 30 ° C / sec or more By controlling the cooling rate in this temperature range, upper bainite transformation can be suppressed and martensite can be the main structure. .. If the average cooling rate is less than 30 ° C./sec, the area of the upper bainite increases and the area ratio of martensite in the final steel sheet decreases.
  • the average cooling rate in this temperature range is preferably 40 ° C./sec or higher.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly limited, but for example, the average cooling rate in this temperature range is 80 ° C./sec or less.
  • Average cooling rate in the temperature range of Ms or less and Ms-15 ° C or more: 5 ° C / sec or more and 40 ° C / sec or less By controlling the cooling rate in this temperature range, the desired area ratio of plate martensite can be secured. .. In order to sufficiently generate plate martensite in this temperature range, the average cooling rate in this temperature range is set to 40 ° C./sec or less. When the average cooling rate in this temperature range exceeds 40 ° C./sec, the plate martensite becomes less than 10%.
  • the average cooling rate in this temperature range is preferably 30 ° C./sec or less, more preferably 20 ° C./sec or less.
  • the average cooling rate in this temperature range is set to 5 ° C./sec or more.
  • the average cooling rate in the temperature range of less than Ms and Ms-15 ° C. or higher is preferably 10 ° C./sec or higher.
  • the average cooling rate in this temperature range is preferably 40 ° C./sec or higher.
  • the average cooling rate in this temperature range is preferably 40 ° C./sec or less.
  • the average cooling rate in this temperature range exceeds 40 ° C / sec, it precipitates in martensite.
  • the amount of solid solution C in martensite increases as the amount of carbonized material decreases. Therefore, the average cooling rate is set to 40 ° C./sec or less.
  • the average cooling rate in this temperature range is preferably 30 ° C./sec or less, more preferably 20 ° C./sec or less.
  • the average cooling rate in this temperature range is smaller than 5 ° C./sec, the size of the carbide becomes large.
  • the average cooling rate is set to 5 ° C./sec or more.
  • the average cooling rate in this temperature range is preferably 10 ° C./sec or higher.
  • the average cooling rate in the temperature range of Ms or less and above Ms-15 ° C is preferably 550 ° C or less, preferably 0.70 times or less of the average cooling rate in the temperature range of Ms or more, and 0.50 times. The following is more preferable.
  • a tensile stress of 20 to 100 MPa is applied to the cold-rolled steel sheet in a temperature range of Ms or less and Ms ⁇ 120 ° C. or higher.
  • the tensile stress is 20 MPa or more.
  • the tensile stress on the cold-rolled steel sheet in the temperature range of Ms to Ms-120 ° C. is preferably 30 MPa or more.
  • the plate shape often collapses.
  • the tensile stress on the cold-rolled steel sheet in the temperature range of Ms to Ms-120 ° C. is preferably 85 MPa or less.
  • the post-annealing cooling step cooling is performed to Ms-120 ° C. Then, the cold-rolled steel sheet is cooled to room temperature.
  • the average cooling rate below Ms-120 ° C. is 0.5 ° C./sec or more and 10 ° C./sec or less.
  • the average cooling rate at Ms-120 ° C. or lower is more than 10 ° C./sec, the time for carbide precipitation is reduced and the amount of solid solution C may be increased.
  • the average cooling rate below Ms-120 ° C. is preferably 6.0 ° C./sec or less.
  • the average cooling rate below Ms-120 ° C. is set to 0.5 ° C./sec or more.
  • the average cooling rate below Ms ⁇ 120 ° C. is preferably 1.0 ° C./sec or higher.
  • the cold-rolled steel sheet may be held in a temperature range of Ms-120 ° C. to 450 ° C. for 1000 seconds or less. By holding the cold-rolled steel sheet in the temperature range of Ms-120 ° C. to 450 ° C.
  • the holding time exceeds 1000 seconds, the average carbide size becomes large, so that work hardening after yielding may be small, yield stress may be high, and toughness may be deteriorated. Therefore, when the steel sheet is held in the temperature range of Ms-120 ° C. to 450 ° C., the holding time is set to 1000 seconds or less.
  • the lower limit of the holding time when the cold-rolled steel sheet is held in the above temperature range is not particularly limited, but is, for example, 10 seconds or more in order to obtain the above effect more reliably.
  • the process of holding the cold-rolled steel sheet in the temperature range of Ms-120 ° C. to 450 ° C. for 1000 seconds or less in the final cooling step is performed until the temperature of the cold-rolled steel sheet reaches room temperature from Ms-120 ° C. It may be performed after the cold-rolled steel sheet has been cooled to room temperature.
  • the martensitic transformation start temperature Ms is calculated by the following formula.
  • Ms (° C.) 550-361 x C-39 x Mn-35 x V-20 x Cr-17 x Ni-10 x Cu-5 x Mo-5 x W + 30 x Al
  • C, Mn, V, Cr, Ni, Cu, Mo, W and Al are the contents (mass%) of each element in the steel piece.
  • a hot dip galvanizing step of immersing the cold-rolled steel sheet in a hot-dip galvanized bath may be provided between the annealing step and the final cooling step.
  • the usual method may be followed.
  • the hot-dip galvanizing layer is an alloyed hot-dip galvanizing layer
  • the cold-rolled steel sheet is reheated to 470 ° C. or higher and 550 ° C. or lower between the hot-dip galvanizing step and the final cooling step, and alloyed to hold 60 seconds or less. It is preferable to have a process.
  • the conditions in the examples are one condition example adopted for confirming the feasibility and effect of the present invention, and the present invention is described in this one condition example. It is not limited.
  • the present invention may adopt various conditions as long as the gist of the present invention is not deviated and the object of the present invention is achieved.
  • Example 1 The molten steel having the chemical composition shown in Tables 1-1 and 1-2 was continuously cast according to a conventional method to obtain a cast slab.
  • Tables 1-1 and 1-2 the chemical compositions of steel type codes A to T satisfy the chemical composition of the present invention.
  • the chemical composition of the symbol cc has a Si content
  • the steel types dd and ee have a Mn content
  • the steel type ff has a P content.
  • the S content of the steel type gg, the Al content of the steel type hh, and the B content of the steel type ii did not meet the scope of the present invention.
  • the cast slabs having the chemical compositions shown in Tables 1-1 and 1-2 are heated, subjected to hot rolling, cooled, wound up, and pickled.
  • a steel plate having a thickness of 1.2 mm was produced for cold rolling.
  • the steel sheet was annealed and cooled under the conditions shown in Tables 2-1 to 2-10. Depending on the conditions, plating was applied.
  • pickling a hot-rolled steel sheet cooled to room temperature is immersed in 5 to 10% by mass hydrochloric acid as hydrogen chloride whose temperature is controlled to 80 ° C. or higher and 90 ° C. or lower for a total of 30 seconds or more and 100 seconds or less. Scale was removed.
  • the "cumulative reduction rate” of the hot rolling process is the cumulative reduction rate in the temperature range of 1050 ° C. or higher.
  • the "cooling start time” of the cooling step is the time from the end of hot rolling to the start of quenching.
  • the "cooling rate (1)” of the cooling step is the cooling rate in the temperature range from 850 ° C. to 700 ° C.
  • the “cooling step (2)” of the cooling step is the cooling rate in the temperature range from 700 ° C. to the winding temperature.
  • the “cooling rate (3)” of the post-annealing cooling step is the cooling rate in the temperature range of 740 ° C. or lower and higher than 550 ° C.
  • the “cooling step (4)” of the post-annealing cooling step is the cooling rate in the temperature range of 550 ° C. or lower and more than Ms.
  • the “cooling rate (5)” of the post-annealing cooling step is the cooling rate in the temperature range of Ms ° C. or lower and Ms-15 ° C. or higher.
  • the "cooling rate (6)" of the post-annealing cooling step is the cooling rate in the temperature range of Ms-15 ° C. or lower and Ms-40 ° C. or higher.
  • the "cooling rate (7)" of the post-annealing cooling step is the cooling rate in the temperature range of Ms-40 ° C or lower and Ms-120 ° C or higher.
  • the "tensile stress” in the cooling step after annealing is the tensile stress applied to the cold-rolled steel sheet in the temperature range of Ms ° C. or lower and Ms-120 ° C.
  • the "presence or absence of heat treatment” in the final cooling step is the presence or absence of heat treatment in the temperature range of Ms-120 ° C. to 450 ° C.
  • the "holding time” of the final cooling step is the holding time at the holding temperature.
  • the "cooling rate (8)" in the final cooling step is the cooling rate in the temperature range below Ms-120 ° C. when the above heat treatment is not performed in the final cooling step. When the above heat treatment is performed, the cooling rate is in a temperature range equal to or lower than the holding temperature.
  • the "holding time” of the alloying step is the holding time at the reheating temperature.
  • "GI" in the plating type of the hot-dip galvanizing step indicates hot-dip galvanizing
  • "GA” indicates alloyed hot-dip galvanizing.
  • microstructure and mechanical properties of the steel sheet obtained by subjecting the cast slab to the treatment under the conditions shown in Tables 2-1 to 2-10 were measured and evaluated.
  • the fraction of each structure in the microstructure, the average particle size of the former austenite grains, the maximum diameter of the former austenite grains, the amount of solid solution C in martensite, the carbide size, and the amount of P in the grain boundaries of the former austenite grains are determined by the above-mentioned methods. Obtained by. If ferrite is present, the ferrite is present at the location that was the parent austenite grain boundary, so the boundary between ferrite and martensite was defined as the former austenite grain boundary.
  • the amount of work hardening immediately after yielding and the amount of work hardening in the high strain region were determined as follows.
  • the amount of work hardening immediately after yielding was d ⁇ / d ⁇ at YP + 100 MPa, where ⁇ was the true stress and ⁇ was the true strain in the tensile test.
  • d ⁇ / d ⁇ is the derivative of ⁇ by ⁇ .
  • the work hardening amount in the high strain range was defined as d ⁇ / d ⁇ at TS ⁇ 0.9.
  • Tables 3-1 to 3-10 show the measurement results and evaluation results.
  • the chemical composition of each of the obtained steel sheets was substantially the same as the chemical composition of each cast slab.
  • treatment numbers 2 and 3 in the annealing step, the heating rate in the temperature range of 650 to 750 ° C. was low, the average particle size of the old austenite was large, and the plate martensite fraction was low. As a result, the yield ratio was high, d ⁇ / d ⁇ (YP + 100 MPa) was low, and the brittle ductile transition temperature was high.
  • treatment numbers 4 and 5 the heating rate in the temperature range of 650 to 750 ° C. was too fast, and the maximum diameter of the old austenite was large. As a result, the brittle ductile transition temperature was high.
  • Process No. 15 had a slow cooling rate in a temperature range of 740 ° C. or lower and higher than 550 ° C., and a high ferrite fraction. As a result, the strength was low, d ⁇ / d ⁇ (YP + 100 MPa) was low, and the brittle ductile transition temperature was also high. In treatment numbers 16 and 17, the cooling rate was slow in the temperature range of 550 ° C.
  • the upper bainite fraction was large, and the plate martensite fraction was low.
  • the yield ratio was high and d ⁇ / d ⁇ (YP + 100 MPa) was low.
  • the cooling rate in the temperature range of Ms or less and Ms -15 ° C. or higher was slow, the upper bainite fraction was large, and the plate martensite fraction was low.
  • the yield ratio was high and d ⁇ / d ⁇ (YP + 100 MPa) was low.
  • the cooling rate was high in the temperature range of Ms or less and Ms -15 ° C. or higher, and the plate martensite fraction was low.
  • the yield ratio was high, d ⁇ / d ⁇ (YP + 100 MPa) was low, and the brittle transition temperature was high.
  • the cooling rate was high in the temperature range of Ms-15 ° C. or lower and Ms-40 ° C. or higher, and the crystal orientation difference was large.
  • the yield ratio was high.
  • the cooling rate in the temperature range of Ms-15 or less and Ms-40 ° C. or higher was slow, the upper bainite fraction was large, and the plate martensite fraction was low.
  • the yield ratio was high and d ⁇ / d ⁇ (YP + 100 MPa) was low.
  • process number 62 the time from the end of hot rolling to the start of quenching was long, the average particle size of the old austenite was large, and the plate martensite fraction was also low. As a result, the yield ratio was high, d ⁇ / d ⁇ (YP + 100 MPa) was low, and the brittle ductile transition temperature was high.
  • Process No. 63 had a long time from the end of hot rolling to the start of quenching, had a large average particle size of austenite and a maximum diameter of austenite, and had a low plate martensite fraction. As a result, the yield ratio was high, d ⁇ / d ⁇ (YP + 100 MPa) was low, and the brittle ductile transition temperature was high.
  • treatment numbers 64 and 65 the cooling rate in the temperature range of 850 ° C. or lower and higher than 700 ° C. was low, the maximum diameter of the old austenite was large, and the plate martensite fraction was also low. As a result, the yield ratio was high, d ⁇ / d ⁇ (YP + 100 MPa) was low, and the brittle ductile transition temperature was high.
  • treatment numbers 66 and 67 the cooling rate from 700 ° C. to the winding temperature was low, and the P concentration at the former austenite grain boundaries was high. As a result, the brittle ductile transition temperature was high.
  • the tensile strength was low.
  • the Si content of the steel sheet was high.
  • the brittle ductile transition temperature was high.
  • the Mn content of the steel sheet was high. As a result, it broke during cold rolling and could not be evaluated.
  • the Mn content of the steel sheet was low and the ferrite fraction was high. As a result, the tensile strength was low.
  • Process No. 115 had a high P content in the steel sheet. As a result, the brittle ductile transition temperature was high.
  • the S content of the steel sheet was high. As a result, the brittle ductile transition temperature was high.
  • the Al content of the steel sheet was high.
  • the brittle ductile transition temperature was high.
  • Process number 118 had a high B content in the steel sheet.
  • the brittle ductile transition temperature was high.
  • the structure is within the range of the present invention, and the tensile strength, yield ratio, d ⁇ / d ⁇ (YP + 100 MPa), d ⁇ / d ⁇ (0.9TS), and brittle ductile transition temperature are good, which are within the range of the present invention. It became.
  • the steel sheet has a low yield ratio, a high work hardening amount after yielding, a low work hardening amount in a high strain region, and excellent toughness. Therefore, the present invention is highly applicable in the steel sheet manufacturing industry, the automobile manufacturing industry, and other machine manufacturing industries.

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Abstract

この鋼板は、所定の化学組成を有し、プレートマルテンサイトの面積率が１０％以上であり、旧オーステナイト粒の平均粒径が２．０μｍ以上１０．０μｍ以下、かつ、最大径が２０．０μｍ以下であり、マルテンサイト中の、固溶Ｃ量が０．２０質量％以下、平均炭化物サイズが０．２５μｍ以下であり、同一の旧オーステナイト粒中の、プレートマルテンサイトとこれに隣接する他のマルテンサイトとの結晶方位差が１０．０°以下であり、旧オーステナイト粒の粒界におけるＰ濃度が４．０ａｔ％以下である。

Description

鋼板及びその製造方法
　本発明は、鋼板及びその製造方法に関する。本願は、２０１９年４月１１日に、日本に出願された特願２０１９－０７５６９２号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年では環境問題への意識が高まり、自動車業界では燃費向上のため、車体の軽量化が重要となっている。一方で、衝突時の安全を確保するため、車体強度を高める必要も生じている。この車体軽量化と安全性の向上を両立させるために、高強度材（高強度鋼材）を使用することが検討されている。しかしながら、鋼材は強度が高くなるほど、プレス成形が困難となり、プレス成形を行ってもスプリングバックによって、形状が崩れてしまうことが多い。また、高強度になるほど、靱性が劣化し、耐衝撃特性が低下してしまう傾向にある。
　スプリングバックは、鋼材が降伏しない部分があることによって起こりやすくなる。そのため、鋼材最大強度を高くしながらも、鋼材の降伏応力を低くすることができれば、鋼材の形状凍結性を向上させやすいと考えられる。しかしながら、降伏応力を低くすると、プレス時に変形量が小さい領域がある場合、その変形量が小さい領域の強度が低くなり、耐衝撃特性が劣化してしまう。そのため、変形量が小さい領域でも強度を高くすることができるように、降伏直後に加工硬化量が高い鋼板が望まれる。一方、変形量が多い領域の加工硬化量が高いと、部材の場所によって強度のばらつきが大きくなってしまい、耐衝撃特性が劣化してしまう。そこで、歪量が大きくなった場合には加工硬化量が低い鋼板が望まれる。
　また、上記のように、降伏直後の加工硬化量を高くし、かつ高歪域では加工硬化量の低い鋼板として形状凍結性を確保しながら耐衝撃特性を向上させても、車体軽量化に有効な９８０ＭＰａ以上の鋼板では靱性が劣化する場合がある。このような鋼板では、設計基準によっては、耐衝撃特性が十分でない場合がある。そこで、上記のような加工硬化の特徴を持ちながら、靱性を高める技術が求められている。
　高強度材として、特許文献１、２に記載のＤＰ（Ｄｕａｌ　Ｐｈａｓｅ）鋼や特許文献３、４に記載のＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ　Ｉｎｄｕｃｅｄ　Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）鋼といった、複合組織鋼が知られている。このようなＤＰ鋼やＴＲＩＰ鋼は、硬質な組織を鋼中に存在させることによって、強度を高めている。
　また、特許文献５には、歪の少ない結晶粒が歪の多い結晶粒に対して相対的に多くなるように制御し、低温靱性を向上させる手法が記載されている。歪の少ない結晶粒は、ベイナイトである。
　強度を高めるためには、焼き戻しマルテンサイトやフレッシュマルテンサイトが必要である。特許文献６には、鋼板の強度を高強度とするために、焼き戻しマルテンサイトを主組織とする鋼板が開示されている。
　降伏応力を低下させる方法として、フレッシュマルテンサイトを分散させ、可動転位を増やし、鋼板を降伏させやすくする技術がある。例えば、特許文献７には、鋼板の強度を高強度とするために、ベイナイトや焼き戻しマルテンサイトを主組織とし、さらにフレッシュマルテンサイトを１８％以下（好ましくは１０％以下）に分散させることによって、鋼板の降伏応力を低降伏応力にし、高強度かつ形状凍結性を高める手法が記載されている。
　特許文献８には、マルテンサイト変態温度（Ｍｓ点）以下において、冷却速度を比較的低めに規定し、鋼組織を、オートテンパードマルテンサイトを８０％以上有する鋼組織とすることで、延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板が得られることが開示されている。
　しかしながら、上述の先行技術には以下の課題があった。
　特許文献１～４に開示されている鋼は、均一伸びを高めるために、高歪域でも加工硬化量を高くしていることが特徴である。したがって、形状凍結性と耐衝撃特性とを向上させたい場合には特許文献１～４に開示された技術は不向きである。また、ＴＲＩＰ鋼は、残留オーステナイトが加工誘起変態することによって、さらに加工硬化量を高めたものである。したがって、高歪域まで残留オーステナイト量が残らないように、残留オーステナイト量の制限をする必要がある。
　特許文献５では、２種のベイナイトをバランスよい分率とすることによって、強度、成形性及び靱性を高めている。しかしながら、より高強度にしようとすると、焼き戻しマルテンサイトやフレッシュマルテンサイトが主となるため、歪量が多くなってしまい、低温靱性を向上させることが出来なくなってしまう。
　特許文献６では、降伏応力が高く、形状凍結性が劣位である可能性がある。
　特許文献７では、フレッシュマルテンサイトは、焼き戻しマルテンサイトやベイナイトに比べ硬く、割れの起点になりやすい。そのため、フレッシュマルテンサイトを分散させることは靱性の劣化につながるという問題があった。
　特許文献８に開示されている鋼板においては、延性、伸びフランジ性で加工性を評価している。しかしながら、降伏直後の加工硬化量を高くし、かつ、高歪域での加工硬化量を低くすることができないことから形状凍結性は十分ではなかった。
日本国特許第５３０５１４９号公報 日本国特許第４７３００５６号公報 日本国特開昭６１－１５７６２５号公報 日本国特開２００７－０６３６０４号公報 国際公開第２０１５／０４６３３９号 国際公開第２０１７／０３７８２７号 国際公開第２０１３／１４６１４８号 日本国特許第５３６５２１６号公報
牧正志、「鉄鋼の相変態－マルテンサイト変態編Ｉ－鉄合金のマルテンサイト変態の特徴－」（まてりあ、Ｖｏｌ．５４、Ｎｏ．１１、２０１５年１１月、ｐ．５５７－５６３） 牧正志、「鉄鋼の相変態－マルテンサイト変態編ＩＩ－鉄合金マルテンサイトの内部微視組織および加工誘起変態－」（まてりあ、Ｖｏｌ．５４、Ｎｏ．１２、２０１５年１２月、ｐ．６２６－６３２）
　本発明は、従来技術の現状に鑑み、車体軽量化と安全性の向上を両立できる引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を対象とし、プレス加工される自動車用鋼板として好適な、プレス後の形状凍結性特性及び耐衝撃特性に優れる鋼板並びにその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意研究し、以下の知見を得るに至った。
　（ｉ）冷間圧延の後、加熱速度を制御しながらオーステナイト単相域に加熱する。その後、冷却速度を制御してフェライトやベイナイト変態を抑制する。次いで、マルテンサイト変態する温度域での冷却速度制御を行う。さらに、引張応力を加える。上記によって、プレートマルテンサイトを含むマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイト）を形成することができる。このような組織は、低降伏応力でありがら、降伏直後の加工硬化量が高く、かつ高歪域では加工硬化量を低くすることができるので、形状凍結性を向上させることが出来る。
（ｉｉ）熱延の加熱温度、圧下配分及び冷却速度、並びに、冷間圧延後の熱処理時の加熱速度及び加熱温度と時間を制御することによって、旧オーステナイト粒の平均粒径と最大サイズとを小さくすることができる。旧オーステナイト粒の平均粒径と最大サイズとを小さくすれば、靱性が向上する。
（ｉｉｉ）熱処理時にマルテンサイト変態後の熱履歴を制御することによって、マルテンサイト（フレッシュマルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイト）中の固溶Ｃ量を低下させ、かつ、マルテンサイト中の炭化物の平均サイズを低下させることができる。マルテンサイト中の固溶Ｃ量が低下すると、高歪域での加工硬化量が低下する。また、炭化物の平均サイズが小さくなることによって、低歪域での加工硬化量を高くすることが出来る。
（ｉｖ）熱間圧延後の冷却を制御することによって、旧オーステナイト粒界におけるＰを低減することができる。旧オーステナイト粒界におけるＰを低減すると、靱性が向上する。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
（１）化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１５％以上、０．４０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上、２．００％以下、Ｍｎ：０．１０％以上、４．００％以下、Ａｌ：０．００５％以上、１．５００％以下、Ｐ：０．００１％以上、０．１００％以下、Ｓ：０．０００５％以上、０．０１００％以下、Ｎ：０．０００５％以上、０．０１００％以下、Ｔｉ：０％以上、０．２００％以下、Ｍｏ：０％以上、０．３００％以下、Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下、Ｃｒ：０％以上、４．０００％以下、Ｂ：０％以上、０．００５０％以下、Ｖ：０％以上、０．３００％以下、Ｎｉ：０％以上、４．００％以下、Ｃｕ：０％以上、４．００％以下、Ｗ：０％以上、２．００％以下、Ｃａ：０％以上、０．０１００％以下、Ｃｅ：０％以上、０．０１００％以下、Ｍｇ：０％以上、０．０１００％以下、Ｚｒ：０％以上、０．０１００％以下、Ｌａ：０％以上、０．０１００％以下、Ｃｅ、Ｌａ以外のＲＥＭ：０％以上、０．０１００％以下、Ｓｎ：０％以上、１．０００％以下、Ｓｂ：０％以上、０．２００％以下、残部：Ｆｅ及び不純物からなり、表面から板厚方向に板厚の１／８の位置～前記表面から前記板厚方向に前記板厚の３／８の位置の間の範囲である１／４厚におけるミクロ組織が、面積率で、フェライト：０％以上、１０％以下、残留オーステナイト：０％以上、１０％以下、上部ベイナイト：０％以上、１０％以下、マルテンサイト：７０％以上、１００％以下、パーライト：０％以上、５％以下、からなり、前記マルテンサイトに含まれるプレートマルテンサイトの面積率が、組織全体の面積に対して、１０％以上３５％以下であり、旧オーステナイト粒の平均粒径が２．０μｍ以上、１０．０μｍ以下、かつ、前記旧オーステナイト粒の最大径が２０．０μｍ以下であり、前記マルテンサイト中の固溶Ｃ量が０．２０質量％以下であり、前記マルテンサイト中の平均炭化物サイズが０．２５μｍ以下であり、同一の前記旧オーステナイト粒中の、前記プレートマルテンサイトと隣接する他のマルテンサイトとの結晶方位差が１０．０°以下であり、前記旧オーステナイト粒の粒界におけるＰ濃度が４．０ａｔ％以下である、鋼板。
（２）前記表面に、溶融亜鉛めっき層が形成されている、（１）に記載の鋼板。
（３）前記溶融亜鉛めっき層が合金化溶融亜鉛めっき層である、（２）に記載の鋼板。
（４）（１）に記載の化学組成を有する鋼を溶製し、溶製された前記鋼を鋳造して鋼片を得る鋳造工程と、前記鋼片を１１５０℃以上、１３５０℃以下に加熱し、その後、１０５０℃以上の温度域で３５％以上の累積圧下率で熱間圧延を行って熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程完了後、３秒以内に開始され、８５０℃以下７００℃超の温度域での平均冷却速度が２０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下、７００℃から巻き取り温度までの平均冷却速度が３０℃／ｓ以上８０℃／ｓ以下となるように巻き取り温度まで冷却する冷却工程と、前記冷却工程後の前記熱延鋼板を、６５０℃以下の巻取り温度で巻取る巻取り工程と、前記巻取り工程後の前記熱延鋼板に冷間圧延を行い冷延鋼板とする冷間圧延工程と、前記冷延鋼板を、６５０℃～７５０℃の温度域での平均加熱速度が０．５～５．０℃／ｓとなるように、Ａｃ３～１０００℃の焼鈍温度まで加熱し、前記焼鈍温度で３～１００ｓ保持する焼鈍工程と、前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、７４０℃以下５５０℃超の温度域での平均冷却速度を１０℃／ｓ以上、５５０℃以下Ｍｓ超の温度域での平均冷却速度が３０℃／ｓ以上、Ｍｓ以下Ｍｓ－１５℃超の温度域での平均冷却速度が５℃／ｓ以上４０℃／ｓ以下、Ｍｓ－１５℃以下Ｍｓ－４０℃超の温度域で平均の冷却速度が２５℃／ｓ以上１２０℃／ｓ以下、Ｍｓ－４０℃以下Ｍｓ－１２０℃以上の温度域での平均冷却速度が５℃／ｓ以上４０℃／ｓ以下となるように冷却する焼鈍後冷却工程と、前記焼鈍後冷却工程の前記冷延鋼板を、０．５℃／ｓ以上、１０℃／ｓ以下の平均冷却速度で室温まで冷却する最終冷却工程と、を有し、前記焼鈍後冷却工程では、Ｍｓ以下Ｍｓ－１２０℃以上の温度域において、前記冷延鋼板に２０～１００ＭＰａの引張応力を与える、鋼板の製造方法。
ここで、Ｍｓは、以下の式で求められる。
Ｍｓ（℃）＝５５０－３６１×Ｃ－３９×Ｍｎ－３５×Ｖ－２０×Ｃｒ－１７×Ｎｉ－１０×Ｃｕ－５×Ｍｏ－５×Ｗ＋３０×Ａｌ
上記式中のＣ、Ｍｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ及びＡｌは、前記鋳片の各元素の含有量（質量％）である。
（５）前記焼鈍後冷却工程では、前記温度域ごとに平均冷却速度を変更する
ことを特徴とする（４）に記載の鋼板の製造方法。
（６）前記最終冷却工程は、前記焼鈍後冷却工程後の前記冷延鋼板を、Ｍｓ－１２０℃～４５０℃の温度域で１０００ｓ以下保持した後に０．５℃／ｓ以上、１０℃／ｓの平均冷却速度で室温まで冷却する工程を含む
ことを特徴とする（４）又は（５）に記載の鋼板の製造方法。
（７）前記焼鈍後冷却工程と、前記最終冷却工程との間に、前記冷延鋼板を溶融亜鉛浴に浸漬する溶融亜鉛めっき工程を備える、（４）～（６）のいずれか１項に記載の鋼板の製造方法。
（８）前記溶融亜鉛めっき工程と、前記最終冷却工程との間に、前記冷延鋼板を４７０℃以上５５０℃以下に再加熱し、６０秒以下保持する合金化工程を備える、（７）に記載の鋼板の製造方法。
　本発明によれば、低降伏応力、降伏後の加工硬化量が大きく、高歪域での加工硬化量が小さく、また靱性に優れた高強度の鋼板を提供することが出来る。すなわち、プレス後の形状凍結性特性及び耐衝撃特性に優れる鋼板を提供することができる。
　本発明者らは、まず、プレス後の形状凍結性特性及び耐衝撃特性の向上に有効な、低降伏応力、かつ、降伏後の加工硬化量が大きく、高歪域での加工硬化量が少なく、また靱性に優れた組織の構成について検討した。
　従来、高強度鋼板として、ＤＰ鋼、ＴＲＩＰ鋼、ベイナイト鋼、マルテンサイト鋼などが知られている。ＤＰ鋼やＴＲＩＰ鋼は、前述したように、高歪域まで加工硬化量が大きい。ベイナイト鋼は、高い降伏比であり、かつ、９８０ＭＰａ程度までは強化できる。しかしながら、ベイナイト鋼は、Ｃ含有量を多くしなければならず、自動車用鋼板として必要な溶接性を劣化させてしまうので、不適切である。
　高強度を達成するために、マルテンサイト鋼が好ましい。特に、９８０ＭＰａ以上の引張強度を得る場合、マルテンサイトを主な組織としなければ、達成が困難となる。マルテンサイト鋼には、フレッシュマルテンサイト単一組織、焼き戻しマルテンサイト単一組織、焼き戻しマルテンサイトとフレッシュマルテンサイトの複合組織などが含まれる。
　しかしながら、マルテンサイト組織が、一般に知られているフレッシュマルテンサイトの単一組織では、可動転位が多いので低い降伏応力を達成できるが、固溶Ｃ量が多いので高歪域でも高い加工硬化量を示すので不適切である。また、一般に知られている焼き戻しマルテンサイトの単一組織は、降伏応力が高く、加工硬化量も少ないので不適切である。マルテンサイト組織が、一般に知られている焼き戻しマルテンサイトと一般に知られているフレッシュマルテンサイトの複合組織では、比較的低い降伏応力と、降伏直後の高い加工硬化は達成できるが、高歪域まで加工硬化量が高いので不適切である。
　以上のように、従来のマルテンサイト鋼では、高強度を達成できる。また、低降伏応力、降伏後の高い加工硬化量、高歪域での低い加工硬化量の３つの特性をすべて満足することはできないが、そのうちの１つ又は２つは満足することができる。そのため、本発明者らは、マルテンサイト鋼を改良することによって、高強度、低降伏応力、降伏後の高い加工硬化量、高歪域での低い加工硬化量のすべてを達成することを検討した。
　具体的には、本発明者らは、マルテンサイト鋼において、従来のマルテンサイト鋼では同時に満足できない上記３つの特性すべてを満たせるように、マルテンサイトの組織に着目して、鋭意研究を重ねた。その結果、プレート状のマルテンサイト（プレートマルテンサイトと呼ぶ）が存在する場合に、低降伏応力、降伏後の高い加工硬化量、高歪域での低い加工硬化量を達成できることを見出した。また、熱延条件や熱処理の加熱条件の工夫により、旧オーステナイト粒の平均粒径や最大径を小さくすることができ、上記低降伏及び降伏後の高い加工硬化量及び高歪域での低い加工硬化量を保ちながら、靱性が向上することも分かった。
　プレートマルテンサイトが存在することによって、低降伏応力、降伏後の高い加工硬化、高歪域での低い加工硬化となる理由は、明らかになっていないが、例えば、以下のような理由が考えられる。低降伏応力となるのは、プレートマルテンサイトが他のマルテンサイトよりも比較的粗大であり、プレートマルテンサイトの部分で低い応力でも降伏が起きるので、低降伏応力となるからであると考えられる。
　また、降伏後の加工硬化が大きい理由は、プレートマルテンサイトと周囲のマルテンサイトの結晶方位差が小さく、プレートマルテンサイトで生じた転位が、周囲のマルテンサイトに移動しやすくなるので、転位強化しやすくなり、加工硬化が増大したものと考えられる。高歪域での加工硬化が小さい理由は、プレートマルテンサイト中の固溶Ｃ量が低く、加工硬化しにくいことなどが考えられる。
　本発明の一実施形態に係る鋼板（本実施形態に係る鋼板）について説明する。
　本実施形態の鋼板は、本発明者らが見いだした上記の知見に基づいてなされたもので、以下の特徴を有する。
（ａ）鋼板の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１５％以上、０．４０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上、２．００％以下、Ｍｎ：０．１０％以上、４．０％以下、Ａｌ：０．００５％以上、１．５０％以下、Ｐ：０．００１％以上、０．１００％以下、Ｓ：０．０００５％以上、０．０１００％以下、Ｎ：０．０００５％以上、０．０１００％以下を含有し、任意にＴｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｂ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｗ、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｌａ以外のＲＥＭ、Ｓｎ、Ｓｂの１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。
（ｂ）鋼板表面から板厚方向に板厚の１／８の位置～前記表面から前記板厚方向に前記板厚の３／８の位置の間の範囲である１／４厚におけるミクロ組織が、面積率で、フェライト：０％以上、１０％以下、残留オーステナイト：０％以上、１０％以下、上部ベイナイト：０％以上、１０％以下、マルテンサイト：７０％以上、１００％以下、パーライト：０％以上、５％以下からなる。
（ｃ）前記マルテンサイトに含まれる、プレートマルテンサイトの面積率が、組織全体の面積に対して、１０％以上３５％以下である。
（ｄ）旧オーステナイト粒の平均粒径が２．０μｍ以上、１０．０μｍ以下、かつ、前記旧オーステナイト粒の最大径が２０．０μｍ以下である。
（ｅ）前記マルテンサイト中の固溶Ｃ量が０．２０％以下である。
（ｆ）前記マルテンサイト中の平均炭化物サイズが０．２５μｍ以下である。
（ｇ）同一の前記旧オーステナイト粒中の、前記プレートマルテンサイトと隣接する他のマルテンサイトとの結晶方位差が１０．０°以下である。
（ｈ）前記旧オーステナイト粒の粒界におけるＰ濃度が４．０ａｔ％（原子％）以下である。
　以下、それぞれの特徴について説明する。
＜化学組成＞
　まず、化学組成の限定理由について説明する。以下、化学組成に係る％は断りがない限り質量％を意味する。
　Ｃ：０．１５％以上、０．４０％以下
　Ｃは、マルテンサイトの硬さを高め、鋼の強度の向上に寄与する元素である。Ｃ含有量が０．１５％未満であると、引張強度９８０ＭＰａ以上の達成が難しい。そのため、Ｃ含有量は０．１５％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１７％以上である。
　一方、Ｃ含有量が０．４０％を超えると、セメンタイトの生成が促進され、成形性や、靱性が低下したり、固溶Ｃ量が多くなって加工硬化量が大きくなりすぎたりする。そのため、Ｃ含有量は０．４０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．３７％以下である。
　Ｓｉ：０．０１％以上、２．００％以下
　Ｓｉは、固溶強化によって、延性を低下させずに、鋼の強度及び疲労強度の向上に寄与する元素である。また、Ｓｉは溶製の際の脱酸の効果を有する元素でもある。Ｓｉ含有量が０．０１％未満であると、上記効果が十分に得られないので、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０３％以上である。
　一方、Ｓｉ含有量が２．００％を超えると、延性や靱性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は２．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．８０％以下である。
　Ｍｎ：０．１０％以上、４．００％以下
　Ｍｎは、固溶強化と焼入れ性の向上で、強度の向上に寄与する元素である。Ｍｎ含有量が０．１０％未満であると、上記効果が十分に得られないので、Ｍｎ含有量は０．１０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．３０％以上である。
　一方、Ｍｎ含有量が４．００％を超えると、溶接性が低下するとともに、偏析が拡大してプレス時の成形性も低下する。この場合、製造過程において割れてしまうことがある。そのため、Ｍｎ含有量は４．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは３．８０％以下である。
　Ａｌ：０．００５％以上、１．５００％以下
　Ａｌは、脱酸に必要な元素であるとともに、過剰な炭化物の生成を抑え、成形性の向上に寄与する元素である。Ａｌ含有量が０．００５％未満であると、上記効果が十分に得られない。そのため、Ａｌ含有量は０．００５％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．００８％以上である。
　一方、Ａｌ含有量が１．５００％を超えると、効果が飽和するだけでなく、靱性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は１．５００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは、１．０００％以下である。
　Ｐ：０．００１％以上、０．１００％以下
　Ｐは、強度の向上に寄与する元素であり、Ｃｕとの共存で耐食性を高める元素である。Ｐ含有量が０．００１％未満であると、上記効果が十分に得られない。また、Ｐ含有量を０．００１％未満にすると製鋼コストが大幅に上昇する。そのため、Ｐ含有量は０．００１％以上とする。製鋼コストの点で、Ｐ含有量は０．０１０％以上が好ましい。
　一方、Ｐ含有量が０．１００％を超えると、溶接性や加工性が低下する。また、Ｐは、粒界に偏析することによって、靱性を大幅に劣化させてしまう。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。靱性の基準が厳しい場合には、Ｐ含有量を０．０５％以下とすることが好ましい。
　Ｓ：０．０００５％以上、０．０１００％以下
　Ｓは、鋼中で割れの起点となる硫化物（ＭｎＳ等）を形成し、穴広げ性と全伸び性とを低下させる元素である。そのため、Ｓ含有量は、少ない方がよい。しかしながら、Ｓ含有量を０．０００５％未満に低減すると、製鋼コストが大幅に上昇するので、Ｓ含有量は０．０００５％以上とする。
　一方、Ｓ含有量が０．０１００％を超えると、靱性が著しく低下する。そのため、Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００６０％以下である。
　Ｎ：０．０００５％以上、０．０１００％以下
　Ｎは、加工性を低下させる元素である。また、Ｎは、Ｔｉ及び／又はＮｂと共存すると、成形性を低下させる窒化物（ＴｉＮ及び／又はＮｂＮ）を形成して、Ｔｉ及び／又はＮｂの有効量を低減する元素である。そのため、Ｎ含有量は、少ない方がよい。しかしながら、Ｎ含有量を０．０００５％未満に低減すると、製鋼コストが大幅に上昇する。そのため、Ｎ含有量は０．０００５％以上とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００１０％である。
　一方、Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、成形性が著しく低下する。そのため、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００６０％以下である。
　本実施形態に係る鋼板の化学組成は、上記の元素を含み、残部がＦｅ及び不純物からなっていてもよい。しかしながら、特性向上を目的とし、さらに、Ｔｉ：０．２０％以下、Ｍｏ：０．３００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｃｒ：４．０００％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｖ：０．３００％以下、Ｎｉ：４．００％以下、Ｃｕ：４．００％以下、Ｗ：２．００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｃｅ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、Ｚｒ：０．０１００％以下、Ｌａ：０．０１００％以下、Ｃｅ、Ｌａ以外のＲＥＭ：０．０１００％以下、Ｓｎ：１．０００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下の群から選択される１種又は２種以上を含んでもよい。ただし、これらの元素は必ずしも含まなくてよいので、その下限はいずれも０％である。
　Ｔｉ：０％以上、０．２００％以下
　Ｔｉは、再結晶を遅らせて、未再結晶フェライトの形成に寄与する元素である。また、Ｔｉは、炭化物及び／又は窒化物を形成し、強度の向上に寄与する元素である。そのため、Ｔｉが鋼板に含有してもよい。上記効果を得る場合、Ｔｉ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｔｉ含有量が０．２００％を超えると、成形性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は０．２００％以下とする。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０５０％以下である。
　Ｍｏ：０％以上、０．３００％以下
　Ｍｏは、焼入れ性を高め、マルテンサイト分率の制御に寄与する元素である。また、Ｍｏは、粒界に偏析して、溶接時、亜鉛が溶接部の組織に侵入するのを抑制して、溶接時の割れの防止に寄与するとともに、焼鈍工程の冷却中におけるパーライトの生成抑制にも寄与する元素である。そのため、Ｍｏが鋼板に含有してもよい。上記効果を得る場合、Ｍｏ含有量を０．０５０％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｍｏ含有量が０．３００％を超えると、成形性が劣化する。そのため、Ｍｏ含有量は０．３００％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．２５０％以下である。
　Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下
　Ｎｂは、再結晶を遅らせて、未再結晶フェライトの形成に寄与する元素である。また、Ｎｂは、炭化物及び／又は窒化物を形成し、強度の向上に寄与する元素である。そのため、Ｎｂが鋼板に含有してもよい。上記効果を得る場合、Ｎｂ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｎｂ含有量が０．２００％を超えると、成形性が低下する。そのため、Ｎｂ含有量は０．２００％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．１７０％以下である。
　Ｃｒ：０％以上、４．０００％以下
　Ｃｒは、焼鈍工程の冷却中におけるパーライトの生成抑制に寄与する元素である。そのため、Ｃｒが鋼板に含有してもよい。上記効果を得る場合、Ｃｒ含有量を０．０５０％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｃｒ含有量が４．０００％を超えると、成形性が低下する。そのため、Ｃｒ含有量は、４．０００％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１．５００％以下である。
　Ｂ：０％以上、０．００５０％以下、
　Ｂは、焼入れ性を高め、マルテンサイト分率の制御に寄与する元素である。また、Ｂは、粒界に偏析して、溶接時、亜鉛が溶接部の組織に侵入するのを抑制して、溶接時の割れの防止に寄与するとともに、焼鈍工程の冷却中におけるパーライトの生成抑制にも寄与する元素である。さらに、Ｂは粒界偏析時に粒界強化により、本発明の目的である靱性向上にも寄与する。そのため、Ｂが鋼板に含有してもよい。上記効果を得る場合、Ｂ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、ホウ化物が生成し、靱性が低下する。そのため、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００２５％以下である。
　Ｖ：０％以上、０．３００％以下
　Ｖは、析出物強化、粒の成長抑制による細粒強化、及び、再結晶の抑制を通じた転位強化により、強度の向上に寄与する元素である。そのため、Ｖが鋼板に含有してもよい。上記効果を得る場合、Ｖ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｖ含有量が０．３００％を超えると、炭窒化物が過剰に析出して、成形性が低下する。そのため、Ｖ含有量は０．３００％以下とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．１５０％以下である。
　Ｎｉ：０％以上、４．００％以下
　Ｎｉは、高温での相変態を抑制し、強度の向上に寄与する元素である。そのため、Ｎｉが鋼板に含有してもよい。上記効果を得る場合、Ｎｉ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｎｉ含有量が４．００％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｎｉ含有量は４．００％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは３．５０％以下である。
　Ｃｕ：０％以上、４．００％以下
　Ｃｕは、微細な粒子として存在して、強度の向上に寄与する元素である。そのため、Ｃｕが鋼板に含有してもよい。上記効果を得る場合、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｃｕ含有量が４．００％を超えると、溶接性が低下する。そのため、Ｃｕ含有量は４．００％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは３．５０％以下である。
　Ｗ：０％以上、２．００％以下
　Ｗは、高温での相変態を抑制し、強度の向上に寄与する元素である。そのため、Ｗが鋼板に含有してもよい。上記効果を得る場合、Ｗ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｗ含有量が２．００％を超えると、熱間加工性が低下して生産性が低下する。そのため、Ｗ含有量は２．００％以下とする。Ｗ含有量は、好ましくは１．２０％以下である。
　Ｃａ：０％以上、０．０１００％以下
　Ｃｅ：０％以上、０．０１００％以下
　Ｍｇ：０％以上、０．０１００％以下
　Ｚｒ：０％以上、０．０１００％以下
　Ｌａ：０％以上、０．０１００％以下
　Ｃｅ、Ｌａ以外のＲＥＭ：０％以上、０．０１００％以下
　Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、及び、Ｃｅ、Ｌａ以外のＲＥＭは、成形性の向上に寄与する元素である。そのため、これらの元素が鋼板に含有してもよい。上記効果を得る場合、それぞれの元素の含有量を０．０１００％以上とすることが好ましい。
　Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｌａ、及び、Ｃｅ、Ｌａ以外のＲＥＭの含有量が、それぞれ、０．０１００％を超えると、延性が低下する恐れがある。そのため、いずれの元素も含有量を０．０１００％以下とする。好ましくは、いずれの元素の含有量も０．００７０％以下である。
　ＲＥＭとは、Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌの略であり、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイド系列に属する元素を指すが、Ｃｅ及びＬａは、Ｓｃ、Ｙ及び他のランタノイド系列に属する元素に比べて上記効果を奏するため、本実施形態に係る鋼板ではＲＥＭからＣｅとＬａを除く。ＲＥＭは、ミッシュメタルの形態で、精錬過程で溶鋼に添加されることが多いが、ＲＥＭの各元素が上記組成の範囲内であればよい。
　Ｓｎ：０％以上、１．０００％以下
　Ｓｎは、組織の粗大化を抑制し、強度の向上に寄与する元素である。そのため、Ｓｎが鋼板に含有してもよい。上記効果を得る場合、Ｓｎ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｓｎ含有量が１．０００％を超えると、鋼板が過度に脆化し、圧延時に鋼板が破断することがある。そのため、Ｓｎ含有量は１．０００％以下とする。Ｓｎ含有量は、好ましくは０．５００％以下である。
　Ｓｂ：０％以上、０．２００％以下
　Ｓｂは、組織の粗大化を抑制し、強度の向上に寄与する元素である。そのため、Ｓｂが鋼板に含有してもよい。上記効果を得る場合、Ｓｂ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。
　一方、Ｓｂ含有量が０．２００％を超えると、鋼板が過度に脆化し、圧延時に鋼板が破断することがある。そのため、Ｓｂ含有量は０．２００％以下とする。Ｓｂ含有量は、好ましくは０．１００％以下である。
　本実施形態の鋼板の化学組成では、上述したように必須元素を含み、残部がＦｅ及び不純物からなっていてもよく、必須元素と任意元素とを含み残部がＦｅ及び不純物からなっていてもよい。不純物とは、鋼原料から及び／又は製鋼過程で不可避的に混入する元素であり、本実施形態に係る鋼板の特性を阻害しない範囲で存在が許容される元素である。
　上記の他に、不純物として、Ｈ、Ｎａ、Ｃｌ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｅ、Ｔｃ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｔｅ、Ｃｓ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕ、及び、Ｐｂが鋼板に含まれ得る。不純物の含有量は、例えば、合計で０．０１０％以下の範囲で許容される。
　次に、本実施形態に係る鋼板のミクロ組織について説明する。
　本実施形態に係る鋼板では、マルテンサイトを主組織とし、フェライト、上部ベイナイト、パーライト、残留オーステナイトの分率を制限することによって、強度を高くしている。さらに、本実施形態に係る鋼板では、マルテンサイトの一部をプレートマルテンサイトとすることによって、高強度、低降伏応力、降伏後の高い加工硬化、高歪域での低い加工硬化を達成している。
　本実施形態に係る鋼板では、１／４厚（鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／８の位置（１／８厚）～前記表面から前記板厚方向に前記板厚の３／８の位置（３／８厚）の間の範囲）におけるミクロ組織を限定する。その理由として、鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／４の位置を板厚方向の中央位置とする１／８厚～３／８厚のミクロ組織が、鋼板全体の代表的な組織であり、鋼板全体の機械特性と相関するからである。したがって、本実施形態において、組織分率を規定する板厚方向の範囲は“１／４厚を板厚方向の中央位置とする１／８厚～３／８厚”とする。なお、組織分率を表すときの「％」は面積率である。
　フェライト：０％以上、１０％以下
　本実施形態に係る鋼板は、高強度鋼板を対象としているので、軟質であるフェライトは存在しなくてもよい。延性が必要でかつ強度が低下してもよい場合には、フェライトを存在させればよい。しかしながら、フェライト分率が１０％を超えると、所要の強度の確保が困難となったり、降伏後の加工硬化量が小さくなったりする。そのため、フェライトを含む場合でも、フェライト分率（面積率）を１０％以下とする。フェライト分率は、好ましくは８％以下である。フェライト分率が高くなることによって降伏後の加工硬化量が小さくなる理由は定かではないが、この理由は以下のように考えられる。加工硬化は転位が絡み合うことによって起きることから、加工初期では転位密度の少ないフェライトが多く存在すると、加工初期の加工硬化量が小さくなるためであると考えられる。
　残留オーステナイト：０％以上、１０％以下
　伸び性を確保する点で、残留オーステナイトを補助的に利用することが効果的であるが、残留オーステナイトは、使用条件によっては、水素割れの発生原因となる。また、残留オーステナイトが存在すると、高歪での加工硬化量が高くなってしまう。そのため、残留オーステナイト分率は１０％以下とする。残留オーステナイト分率は、７％以下であってよい。残留オーステナイト分率の下限は０％を含む。また、残留オーステナイト分率は、２％以上であってよい。
　マルテンサイト（フレッシュマルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイト）：７０％以上、１００％以下
　本実施形態に係る鋼板では、強度を確保するため、マルテンサイトの面積率を７０％以上とする。ここでいうマルテンサイトは、鉄系炭化物を含まないフレッシュマルテンサイトと鉄系炭化物を含む焼き戻しマルテンサイトとの総称である。よって、本実施形態に係る鋼板がフレッシュマルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトの両者を含有する場合は、マルテンサイトの面積率は両者の面積率の合計とする。本実施形態に係る鋼板がフレッシュマルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトのいずれか一方のみを含有する場合は、その面積率が７０％以上１００％以下である。以下では、特段区別して説明する必要が無い場合、フレッシュマルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトを単にマルテンサイトと言う。マルテンサイトの面積率が７０％未満であると、所要の強度の確保が困難となる。好ましくはマルテンサイトの面積率が８０％以上である。マルテンサイトの分率が高いほど強度が高まる。そのため、目標の強度になるように、マルテンサイト分率を調整すればよく、マルテンサイト分率の上限は１００％である。
　マルテンサイトがプレートマルテンサイトを含み、組織全体に対するプレートマルテンサイトの面積率が１０％以上３５％以下
　マルテンサイトの一部として、プレートマルテンサイトが存在することによって、低降伏応力、降伏後の高い加工硬化、高歪域での低い加工硬化を達成できる。プレートマルテンサイトは、フレッシュマルテンサイト及び／又は焼き戻しマルテンサイトであって、粒内の方位差が小さく、伸長したものである。プレートマルテンサイトの面積率が鋼板を構成する組織全体に対して１０％未満であると、その効果が不十分となる。そのため、組織全体に対するプレートマルテンサイトの面積率を１０％以上とする。プレートマルテンサイトは、多いほどよいと考えられ、上限は特に定めなくてもよい。しかしながら、発明者らの検討によると、その上限は、実質的３５％程度であることから、３５％を上限としてもよい。
　本実施形態において、プレートマルテンサイトとは、プレート状のマルテンサイトであり、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）測定を行い、ＫＡＭ（Ｋｅｒｎｅｌ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）解析を行い、他の形状のマルテンサイトと区別する。ＥＢＳＤ測定及びＫＡＭ解析の結果、局所方位差が１．０°以下の領域で、かつ短径が１．０μｍ以上かつアスペクト比が１．５以上である領域がプレートマルテンサイトである。
　なお、非特許文献１及び非特許文献２に記載されているとおり、鉄系合金におけるマルテンサイトの形態には、様々なものがあることが知られている。Ｃ含有量が少ない低炭素合金の鋼材では、「ラス」と呼ばれる微細で伸長した形態のマルテンサイト（ラスマルテンサイト）が一般に得られる。ラスマルテンサイトは、プレートマルテンサイトと比較して極めて微細（短径が０．２μｍ程度）である。そのため、プレートマルテンサイトは、ラスマルテンサイトとは明確に区別される。
　本実施形態に係る鋼板は、Ｃ含有量が少ないが、ラスマルテンサイトの他にプレートマルテンサイトを有しており、一般のマルテンサイト鋼とは異なるものである。
　また、一般に知られているマルテンサイトの形態として、例えば、バタフライ状、レンズ状、薄板状が知られているが、これらの形態のマルテンサイトは、Ｃ含有量が多い場合や、Ｎｉ等を多量に含有する鋼を室温以下の低温で変態させる場合に生成する。薄板状のマルテンサイトは、非特許文献２によれば、例えば、－１００℃以下の温度域においてＦｅ－Ｎｉ－Ｃ合金やＦｅ－Ｎｉ－Ｃｏ－Ｔｉ合金の母相オーステナイトの一部が変態して得られる。このように、プレートマルテンサイトは、バタフライ状、レンズ状及び薄板状のマルテンサイトとは明確に区別される。
　上部ベイナイト：０％以上、１０％以下
　上部ベイナイトは、マルテンサイトよりも軟質である。上部ベイナイトが多く存在すると、プレートマルテンサイト分率が低下するので、上限を１０％とする。上部ベイナイト分率は、好ましくは、６％以下である。上部ベイナイトは含まれなくてもよいので、上部ベイナイト分率の下限は０％である。しかしながら、上部ベイナイト分率は、例えば、２％以上であって良い。
　パーライト：０％以上、５％以下
　パーライトは、マルテンサイトよりも軟質である。また、パーライトは、セメンタイトとフェライトの複合組織であるが、靱性を大きく劣化させてしまう。そのため、パーライト分率を５％以下に制限する。パーライト分率は、好ましくは、１％以下である。パーライトは含まれなくてもよいので、パーライト分率の下限は０％である。しかしながら、パーライト分率は、例えば、２％以上であって良い。
　各組織の面積率の算出方法について説明する。
　鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、ナイタールエッチングを行う。ナイタールエッチング後の観察面を光学顕微鏡又は走査型電子顕微鏡（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ：ＳＥＭ）で観察する。撮像した画像、又は、機器内の画像解析ソフトにより各組織の面積率は算出される。画像における１つの視野を、縦２００μｍ、横２００μｍ以上とし、異なる１０以上の視野について、それぞれ画像から各組織の面積率を算出して平均値を求め、その平均値を面積率とする。
　面積率の算出に際し、マルテンサイト組織よりも凹んでおり、かつ下部組織がなく凹凸が少ない平らな領域をフェライトであると判断する。また、フェライトと同様にマルテンサイト組織よりも凹んでおり、かつ、形態が細長いラスやブロック状の形態をしており、ラスやブロックの間に炭化物や残留オーステナイトが存在している組織を上部ベイナイトであると判断する。
　パーライトは、フェライトとセメンタイトとが層状になったラメラーを呈しているため、ラメラーとなっている領域をパーライトとする。層をなしているセメンタイトが途中で切れている擬似パーライトも、本実施形態ではパーライトとする。
　また、全組織のうち、フェライト、上部ベイナイト、パーライト以外の領域で、鉄系炭化物が観察される領域を焼き戻しマルテンサイトと判断する。
　フェライト、上部ベイナイト、パーライト以外の領域で、かつ、鉄系炭化物が観察されない領域は、フレッシュマルテンサイト又は残留オーステナイトであると判断される。フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトとは、両者とも平な組織であるため、ＳＥＭで区別することが難しい。そのため、後述するＸ線回折法によって求めた残留オーステナイトの面積率を求め、フレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトの領域の合計の面積率から、後述するＸ線回折法によって求めた残留オーステナイトの面積率を引いたものをフレッシュマルテンサイト分率とする。
　残留オーステナイトの面積率は、Ｘ線回折法で測定することができる。具体的には、Ｍｏ－Ｋα線を用いて、フェライトの（１１１）面の回折強度（α（１１１））、残留オーステナイトの（２００）面の回折強度（γ（２００））、フェライトの（２１１）面の回折強度（α（２１１））、及び、残留オーステナイトの（３１１）面の回折強度（γ（３１１））を測定し、次式で、残留オーステナイトの面積率（ｆＡ）を算出する。
　ｆＡ＝（２／３）｛１００／（０．７×α（１１１）／γ（２００）＋１）｝
　　＋（１／３）｛１００／（０．７８×α（２１１）／γ（３１１）＋１）｝
　プレートマルテンサイトの面積率は、以下の方法で求めることができる。プレートマルテンサイトは、上述した通り、マルテンサイト（フレッシュマルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイト）に含まれる。
　プレートマルテンサイトの面積率は、圧延方向に平行な板厚方向断面を観察し、かつ板厚の表面から、板厚の１／４（１／４厚）の位置を中心としてＥＢＳＤ測定を行い、ＫＡＭ解析を行い、局所方位差が１．０°以下の領域で、かつ短径が１．０μｍ以上かつアスペクト比が１．５以上であるマルテンサイトがプレートマルテンサイトであるとし、その面積率を測定することによって得られる。なお、ＥＢＳＤ測定後に、更にナイタールエッチングを施し、同視野をＳＥＭ観察することで、ＥＢＳＤ測定した視野においてマルテンサイトとそれ以外の組織とを区別することができる。
　ＥＢＳＤ測定では、２００μｍ×２００μｍの測定面積を、０．２μｍピッチで測定する。
旧オーステナイト粒の平均粒径が２．０μｍ以上１０．０μｍ以下
　旧オーステナイト粒の平均粒径が小さくなるほど、靱性が向上する。そのため、旧オーステナイト粒の平均粒径は小さいほうがよい。しかしながら、旧オーステナイト粒の平均粒径が２．０μｍ未満であると、プレートマルテンサイトが存在できなくなる。この理由は定かではないが、母相オーステナイト粒がプレートマルテンサイトにせん断変態する際には、ある程度のサイズになるため、母相オーステナイト粒が小さすぎると、粒内での変態が出来なくなってしまうためであると考えられる。そのため、旧オーステナイト粒の平均粒径を２．０μｍ以上とする。旧オーステナイトの平均粒径は、５．０μｍ以上であることが好ましい。
　一方、旧オーステナイト粒の平均粒径が大きくなると靱性が低下する。特に、１０．０μｍを超えると、後述する靱性試験での脆性延性遷移温度が、室温（２５℃）以上になってしまう。そのため、旧オーステナイト粒の平均粒径を１０．０μｍ以下とする。旧オーステナイトの平均粒径は、好ましくは８．０μｍ以下である。
　なお、旧オーステナイト粒とは、前記マルテンサイトに変態する前のオーステナイト組織におけるオーステナイト結晶粒であり、後述する焼鈍工程において形成される。旧オーステナイト粒は、ＳＥＭによって観察可能である。フェライトが存在する場合、当該フェライトは、母相オーステナイト粒界だった場所に存在するので、フェライトとマルテンサイトの境界を旧オーステナイト粒界として定義する。
旧オーステナイト粒の最大径が２０．０μｍ以下
　旧オーステナイト粒の平均粒径だけでなく、最大径も靱性に対して重要である。平均粒径が小さくても、大きな粒がある場合には、その粒が破壊されやすいので、靱性が低くなる。旧オーステナイト粒の最大径が、２０．０μｍを超えると大きく靱性が低下するので、旧オーステナイト粒の最大径を２０．０μｍ以下とする。旧オーステナイト粒の最大径は、好ましくは、１７．０μｍ以下である。
　旧オーステナイト粒の平均粒径、最大径の測定は、以下のように行う。
　鋼板を、４５０℃で２４時間保持することで、旧オーステナイトの粒界にＰを濃化させる。その後、圧延方向に平行な板厚方向断面をナイタールで腐食処理をすることによって、粒界を優先的に腐食させる。その後、板厚の表面から、板厚の１／４（１／４厚）の位置を中心としてＳＥＭにより、５００μｍ×１０００μｍの範囲について、それぞれの粒の圧延方向の長さ及びそれに垂直な板厚方向の長さを測定し、測定された長さの平均値を平均粒径、観察範囲において測定された最大の長さを最大径とする。
　マルテンサイト中の固溶Ｃ量が０．２０質量％以下
　マルテンサイト中の固溶Ｃ量が多いと、高歪域での加工硬化量が大きくなってしまう。その理由は明らかではないが、固溶Ｃは、加工中における転位の移動の抵抗となるものの、高歪になるほど、転位が増え、蓄積しやすくなるので、固溶Ｃ量が多いと加工硬化量が大きくなってしまうと考えられる。固溶Ｃ量が０．２０質量％を超えると、高歪域での加工硬化量が大きくなることから、マルテンサイト中の固溶Ｃ量の上限を０．２０質量％とする。マルテンサイト中の固溶Ｃ量は、好ましくは０．１５質量％以下である。
　固溶Ｃ量は、国際公開第２０１８／１３９４００号に記載の方法に準拠して求めることができる。詳細には、以下の方法で固溶Ｃ量は求められる。
　マルテンサイト中の固溶Ｃ量は、鋼材の化学組成のＣ含有量から、鋼材中に析出した炭化物中のＣ含有量を引き、さらに組織分率の影響を考慮して求める。
　具体的にはメッシュサイズを１００ｎｍとした抽出残渣分析を実施して残渣として得られた炭化物（セメンタイト及びＭＣ型炭化物）中のＦｅ濃度＜Ｆｅ＞ａ、Ｃｒ濃度＜Ｃｒ＞ａ、Ｍｎ濃度＜Ｍｎ＞ａ、Ｍｏ濃度＜Ｍｏ＞ａ、Ｖ濃度＜Ｖ＞ａ、Ｎｂ濃度＜Ｎｂ＞と、抽出レプリカ法により得られたレプリカ膜をＴＥＭ（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）観察することにより特定されたセメンタイトに対してＥＤＳ（Ｅｎｅｒｇｙ　Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｘ－ｒａｙ　Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）による点分析を実施して得られたセメンタイト中のＦｅ濃度＜Ｆｅ＞ｂ、Ｃｒ濃度＜Ｃｒ＞ｂ、Ｍｎ濃度＜Ｍｎ＞ｂ、Ｍｏ濃度＜Ｍｏ＞ｂとを用いて、式（ａ）～式（ｆ）により固溶Ｃ量を求める。
＜Ｍｏ＞ｃ＝（＜Ｆｅ＞ａ＋＜Ｃｒ＞ａ＋＜Ｍｎ＞ａ）×＜Ｍｏ＞ｂ／（＜Ｆｅ＞ｂ＋＜Ｃｒ＞ｂ＋＜Ｍｎ＞ｂ）　・・・（ａ）
＜Ｍｏ＞ｄ＝＜Ｍｏ＞ａ－＜Ｍｏ＞ｃ　・・・（ｂ）
＜Ｃ＞ａ＝（＜Ｆｅ＞ａ／５５．８５＋＜Ｃｒ＞ａ／５２＋＜Ｍｎ＞ａ／５３．９４＋＜Ｍｏ＞ｃ／９５．９）／３×１２　・・・（ｃ）
＜Ｃ＞ｂ＝（＜Ｖ＞ａ／５０．９４＋＜Ｍｏ＞ｄ／９５．９＋＜Ｎｂ＞ａ／９２．９）×１２　・・・（ｄ）
＜Ｃ＞ａｌｌ＝＜Ｃ＞－（＜Ｃ＞ａ＋＜Ｃ＞ｂ）　・・・（ｅ）
（固溶Ｃ量）=｛＜Ｃ＞ａｌｌ －（ｆＦ＋ｆＢ＋ｆＰ）×０．０２＋ｆγ×０．８｝／ｆＭ　・・・（ｆ）
ここで、＜Ｃ＞ａ、＜Ｃ＞ｂは、それぞれ、抽出残渣分析結果から求めたＣ含有量、レプリカ膜の測定結果から求めたＣ含有量を示す。
　（固溶Ｃ量）は、マルテンサイト中の固溶Ｃ量を表し、ｆＦ、ｆＢ、ｆＰ、ｆγ、及びｆＭは、それぞれ、フェライト、ベイナイト、パーライト、残留オーステナイト、及びマルテンサイトの分率（面積％）を表す。式（ｆ）は、フェライト、ベイナイト、パーライトのＢＣＣ相中の固溶限を０．０２質量％と仮定し、さらに残留オーステナイト中のＣ量を０．８質量％と仮定したものである。
　測定に際しては、鋼材の化学組成のＣ含有量は、脱Ｃ層を除去することを目的として、鋼板の表面を板の表裏面から２００μｍを削ったものから、切子状の分析サンプルを採取する。そして、よく知られている酸素気流中燃焼－赤外線吸収法により、Ｃ含有量（質量％）を分析する。これを鋼材のＣ含有量（＜Ｃ＞）とする。抽出残渣分析用のサンプルは、脱Ｃ層を除去することを目的として、板の表面を２００μｍ削り、直径５０ｍｍの円盤状試験片を採取し測定を行う。ＴＥＭ観察及びセメンタイトのＥＤＳの点分析用サンプルは、１／４厚の位置から採取したサンプルを用いる。セメンタイトは、３０個測定する。
マルテンサイト中の平均炭化物サイズ（円相当径）が０．２５μｍ以下
　マルテンサイト中の平均炭化物サイズが大きいと、降伏後の加工硬化が小さくなる。そのため、当該平均炭化物サイズを円相当径で０．２５μｍ以下とする。マルテンサイト中の平均炭化物サイズは、好ましくは円相当径で０．２０μｍ以下である。
　マルテンサイト中の炭化物としては、Ｆｅ３Ｃ（θ炭化物）やε炭化物などが含まれる。
　炭化物の平均サイズ（円相当径）は、鏡面研摩したサンプルをＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）にて観察することで得られる。後述の実施例では、ＳＥＭにて観察した結果である。測定は、５００μｍ×５００μｍ以上の領域で行い、その中の炭化物の数及び円相当径を測定することによって決定する。
　同一の旧オーステナイト粒内の、プレートマルテンサイトと当該プレートマルテンサイトに隣接する他のマルテンサイトとの結晶方位差が１０．０°以下
　プレートマルテンサイトとそのプレートマルテンサイトに隣接する他のマルテンサイトとの結晶方位差が１０．０°を超えると、降伏応力が高くなる。この理由は明らかではないが、プレートマルテンサイトとそのプレートマルテンサイトに隣接した他のマルテンサイトとの結晶方位差が大きいと、境界を越えた転位の移動がしにくく、塑性変形が伝播しづらくなって、降伏しにくくなることが原因と考えられる。すなわち、塑性変形を起こしやすいプレートマルテンサイトに、塑性変形が伝播しやすいプレートマルテンサイト以外のマルテンサイト（ラス状、バタフライ状、レンズ状、又は薄板状のマルテンサイト）が隣接することで、低い応力であっても塑性変形が効率的に伝播し、降伏応力が低下すると考えられる。この観点から、結晶方位差が１０°超となる結晶粒界に囲まれたプレートマルテンサイトでは本発明の効果は得られない。プレートマルテンサイトをＥＢＳＤ測定及びＳＥＭ観察によって同定する際、周辺のプレートマルテンサイト以外のマルテンサイトの領域との結晶方位差を測定し、最小の結晶方位差が１０．０°以下であればよい。
旧オーステナイト粒界におけるＰ濃度が４．０ａｔ％以下
　Ｐは粒界に偏析し、靱性を下げる。旧オーステナイト粒界におけるＰ濃度が４．０ａｔ％を超えると、靱性が大きく低下するので、旧オーステナイト粒界におけるＰ濃度を４．０ａｔ％以下とする。旧オーステナイト粒界におけるＰ濃度は、好ましくは、３．２ａｔ％である。
　旧オーステナイト粒界のＰ濃度は、オージェ分光によって測定する。真空チャンバー内でサンプルを液体窒素により冷却し、－１５０℃以下にした後、サンプルを破壊し、粒界を露呈させる。その粒界が露呈した表面のＰ濃度を測定し、例えば、２０１０年製日本電子製ＦＥ－ＡＥＳに付随の解析ソフトを用いて定量する。
　本実施形態に係る鋼板は、溶融亜鉛めっきが施されることで、表面に溶融亜鉛めっき層を有していてもよい。本実施形態に係る鋼板が溶融亜鉛めっき層を有していることによって、耐食性が向上するので好ましい。また、溶融亜鉛めっき層は、合金化溶融亜鉛めっき層でもよい。溶融亜鉛めっき層が合金化溶融亜鉛めっき層であることによって、耐食性に加えて、スポット溶接時において、連続で打点できる数が増加するので好ましい。
　合金化溶融亜鉛めっき層は、通常のめっき条件で形成した溶融亜鉛めっき層（亜鉛合金を溶融めっきで形成しためっき層も含む）を、通常の合金化処理条件で合金化しためっき層であればよい。
　合金化溶融亜鉛めっき層のめっき付着量は、特に、特定の量に限定されないが、所要の耐食性を確保する点で、片面付着量で５ｇ／ｍ2以上が好ましく、２０ｇ／ｍ2以上がより好ましい。
　本実施形態の合金化溶融亜鉛めっき鋼板においては、塗装性や溶接性を改善する目的で、合金化溶融亜鉛めっき層の上に、さらに上層めっき（例えば、Ｎｉめっき）を施してもよい。また、合金化溶融亜鉛めっき層の表面性状を改善する目的で、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施してもよい。
　本実施形態に係る鋼板の板厚は、特に限定されないが、０．１０～１１．０ｍｍが好ましい。板厚０．１０～１１．０ｍｍの高強度薄鋼板は、プレス加工で製造する自動車用部材の素材鋼板として好適である。また、上記板厚の高強度薄鋼板は、薄板製造ラインで容易に製造することができる。
　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。
　本発明者らは、本実施形態に係る鋼板を安定して製造できる製造方法について検討した。その結果、プレートマルテンサイトを得るためには、加熱時の加熱速度、オーステナイト単相域まで加熱した後の冷却及び応力付与などの工夫が必要であることが分かった。
　また、オーステナイト単相域まで加熱した後の冷却を制御することで、上部ベイナイト変態を抑制し、マルテンサイト（フレッシュマルテンサイト及び又は焼戻しマルテンサイト）を主な組織とすることができることが分かった。
　本実施形態の鋼板を製造する製造方法は、以下の工程を含む製造方法によって得ることができる。
（Ｉ）上述した組成を有する鋼を、溶製して得られた溶鋼を鋳造して鋼片を得る鋳造工程
（ＩＩ）前記鋼片を１１５０℃以上、１３５０℃以下に加熱し、その後、１０５０℃以上の温度域で３５％以上の累積圧下率で熱間圧延を行って熱延鋼板を得る熱間圧延工程
（ＩＩＩ）熱間圧延工程完了後、３秒以内に開始され、８５０℃以下７００℃超の温度域での平均冷却速度が２０℃／秒以上１００℃／秒以下、７００℃から巻き取り温度までの平均冷却速度が３０℃／秒以上８０℃／秒以下となるように巻き取り温度まで冷却する冷却工程
（ＩＶ）前記冷却工程後の前記熱延鋼板を、６５０℃以下の巻取り温度で巻取る巻取り工程
（Ｖ）前記巻取り工程後の前記熱延鋼板に冷間圧延を行い冷延鋼板とする冷間圧延工程
（ＶＩ）前記冷延鋼板を、６５０℃～７５０℃の温度域での平均加熱速度が０．５～５．０℃／秒となるように、Ａｃ３～１０００℃の焼鈍温度まで加熱し、前記焼鈍温度で３～１００秒保持する焼鈍工程
（ＶＩＩ）前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、７４０℃以下５５０℃超の温度域での平均冷却速度を１０℃／秒以上、５５０℃以下Ｍｓ℃超の温度域での平均冷却速度が３０℃/秒以上、Ｍｓ℃以下Ｍｓ－１５℃超の温度域での平均冷却速度が５℃／秒以上４０℃／秒以下、Ｍｓ－１５℃以下Ｍｓ－４０℃超の温度域で平均の冷却速度が２５℃／秒以上１２０℃／秒以下、Ｍｓ－４０℃以下Ｍｓ－１２０℃以上の温度域での平均冷却速度が５℃／秒以上４０℃／秒以下となるように冷却する焼鈍後冷却工程
　ただし、前記焼鈍後冷却工程では、Ｍｓ℃以下Ｍｓ－１２０℃以上の温度域において、前記冷延鋼板に２０～１００ＭＰａの引張応力を与える
（ＶＩＩＩ）前記焼鈍後冷却工程の前記冷延鋼板を、０．５℃／秒以上、１０℃／秒の平均冷却速度で室温まで冷却する、最終冷却工程
　なお、Ａｃ３は、加熱する際のオーステナイト変態温度（℃）であり、Ｍｓは、マルテンサイト変態開始温度（℃）である。
　以下に、各工程の条件について説明する。
［鋳造工程］
　鋳造工程では、本実施形態に係る鋼板と同様の化学組成を有する溶鋼を鋳造して鋼片を得る。溶製方法、鋳造方法については常法に従えばよい。
［熱間圧延工程］
　熱間圧延工程では、鋼片（以下では、鋼片をスラブ又は鋳造スラブと言うことがある。）を１１５０℃以上、１３５０℃以下に加熱し、その後、１０５０℃以上の温度域で３５％以上の累積圧下率で熱間圧延を行って熱延鋼板を得る。スラブの加熱温度が１１５０℃未満であると、鋳造スラブの均質化及び炭窒化物の溶解が不十分となり、強度の低下や靱性の低下を招くので、鋳造スラブの加熱温度は１１５０℃以上とする。スラブの加熱温度は、好ましくは、１１８０℃以上である。
　一方、スラブの加熱温度が１３５０℃を超えると、製造コストが上昇するとともに、生産性が低下する。また、母相オーステナイトの粒径が局部的に大きくなって混粒組織になり、最終組織の旧オーステナイト粒の最大径が大きくなる。したがって、スラブの加熱温度は１３５０℃以下とする。スラブの加熱温度は、好ましくは１３００℃以下である。
　また、１０５０℃以上の温度域で累積圧下率が３５％以上の熱間圧延を行う。１０５０℃以上では再結晶の進行が速い。その温度域において、累積圧下率が３５％以上の圧延を行うことによって、熱延後に再結晶が進み、結晶粒径が小さくなる。これにより、冷延、焼鈍後の結晶粒径も小さくなる。１０５０℃以上の温度域での累積圧下率は、好ましくは、４０％以上である。
［冷却工程］
　熱間圧延工程完了後、３秒以内に冷却を開始する。熱間圧延後の鋼板が高温に維持されると、再結晶と粒成長とが進行する。そのため、冷却開始までの時間が長いと、高温に保持される時間が長くなることで、粒成長が進行しすぎる。その結果、母相オーステナイト粒の平均サイズや母相オーステナイト粒の最大径が大きくなる。この場合、最終組織の旧オーステナイト粒の平均粒径や、最大径が大きくなる。そのため、熱間圧延工程完了後～冷却開始までの時間を３秒以内とする。なお、上記の熱間圧延工程完了とは、熱間圧延工程における最後の圧延ロールによる圧延が終了した時点を言う。また、上記の冷却開始時点は、以下の冷却を開始する時点を言う。
　また、冷却工程では、８５０℃以下７００℃超の温度域での平均冷却速度が２０℃／秒以上１００℃／秒以下、７００℃から巻き取り温度までの平均冷却速度が３０～８０℃／秒となるように巻き取り温度まで冷却する。
　８５０℃以下７００℃超の温度域での平均冷却速度が遅いと、母相オーステナイトがフェライト変態する。その結果、熱延鋼板の金属組織が、フェライトと、ベイナイトやマルテンサイト等が複合して存在する不均一な組織となってしまう。その場合、この不均一組織が最終熱処理後の組織にも影響し、熱処理後の組織も不均一となる。その結果、旧オーステナイト粒の最大径が大きくなってしまう。
　８５０℃以下７００℃超の温度域での平均冷却速度が２０℃／秒を下回ると、フェライト変態が進行しやすくなる。そのため、この温度域での平均冷却速度を２０℃／秒以上とする。８５０℃以下７００℃超の温度域での平均冷却速度は、好ましくは、４０℃／秒以上である。
　一方、８５０℃以下７００℃超の温度域での平均冷却速度が１００℃／秒を超えると、冷却速度のむらが大きくなり、場所による熱膨張および熱収縮の挙動の偏差が大きくなるため、板の形状が悪くなってしまうことが多い。したがって、平均冷却速度を１００℃／秒以下とする。８５０℃以下７００℃超の温度域での平均冷却速度は、好ましくは、８５℃／秒以下である。
　また、冷却工程では、７００℃から後述する巻取り温度までの平均冷却速度を３０℃／秒～８０℃／秒とする。この温度域では、Ｐの粒界偏析が進む。７００℃から巻取り温度までの平均冷却速度が３０℃／秒未満であるとＰの粒界偏析が多くなり靱性が劣化する。７００℃から巻取り温度までの平均冷却速度は、好ましくは、４０℃／秒以上である。
　一方、７００℃から巻取り温度までの平均冷却速度が８０℃／秒を超えると、冷却速度のむらが大きくなり、場所による熱膨張および熱収縮の挙動の偏差が大きくなる場合がある。その結果、板の形状が悪くなってしまうことが多い。したがって、平均冷却速度を８０℃／秒以下とする。７００℃から巻取り温度までの平均冷却速度は、好ましくは、７５℃／秒以下である。
［巻取り工程］
　冷却が完了した熱延鋼板を、６５０℃以下の巻取り温度で巻き取る。巻取温度が６５０℃を超えると、セメンタイトが粗大化し、焼鈍しても粗大な炭化物が残ってしまう。また、巻取温度が６５０℃を超えると、当該巻取り時に粗大なフェライトが生じやすく、その影響で粗大な母相オーステナイトが生じる。この場合、焼鈍後の旧オーステナイト粒の平均粒径や旧オーステナイトの最大径が大きくなる。そのため、巻取温度は６５０℃以下とする。巻取り温度は、好ましくは６３０℃以下、より好ましくは５８０℃以下である。巻取温度の下限は、特に定めないが、４００℃未満であると、熱延鋼板の強度が上昇しすぎて、次工程の冷間圧延における圧延負荷が上昇するので、巻取温度は４００℃以上が好ましい。
［冷間圧延工程］
　上記巻取り工程後の熱延鋼板に、必要に応じて酸洗した後、冷間圧延を行って冷延鋼板とする。
　酸洗、冷間圧延は、常法にしたがって行えばよい。例えば、冷間圧延は圧下率３０～８５％で行う。
［焼鈍工程］
　焼鈍工程では、冷延鋼板を、６５０℃～７５０℃の温度域での平均加熱速度を０．５～５．０℃／秒として、Ａｃ３～１０００℃の焼鈍温度まで加熱し、前記焼鈍温度で３～１００秒保持する焼鈍を行う。
　６５０℃～７５０℃の温度域は回復及び再結晶が進行する温度域である。回復及び再結晶を適度に進め、均一なフェライト組織とすることによって、オーステナイト単相域に加熱された際に、γ（オーステナイト相）の核生成が均一に起こり、粗大なオーステナイト粒が生じない。粗大な母相オーステナイト粒がある場合、次工程の焼鈍後冷却工程で生成するプレートマルテンサイトの分率が低くなってしまう。この理由は明らかではないが、例えば以下が考えられる。焼鈍後冷却工程では、温度変化により冷延鋼板が収縮することで、当該冷延鋼板に応力が生じる。粗大な母相オーステナイトがあると、粗大な母相オーステナイトがこの応力により優先的に変形してしまう。そのため、粗大な母相オーステナイトからのみプレートマルテンサイトが生成し、プレートマルテンサイト分率が低くなってしまう。
　６５０℃～７５０℃の温度域の平均加熱速度が０．５℃／秒未満である場合、粗大な母相オーステナイト粒が多くなり、プレートマルテンサイト分率が低くなってしまう。また、粗大な母相オーステナイトが存在することによって、旧オーステナイトの平均粒径が大きくなり、靱性も低下する。そのため、上記温度域での平均加熱速度を０．５℃／秒とする。６５０℃～７５０℃の温度域の平均加熱速度は、好ましくは、１．０℃／秒以上である。
　一方、６５０℃～７５０℃の温度域の平均加熱速度が５℃／秒を超える場合も、プレートマルテンサイト分率が低くなってしまう。これは、フェライトの再結晶が進まず、冷間圧延によって偏平となった粒の形状を反映した母相オーステナイト粒が粗大になって、プレートマルテンサイト分率が低下するためであると推察される。また、平均加熱速度が５℃／秒を超える場合、旧オーステナイト粒径も大きくなるので、靱性が劣化する。そのため、６５０℃～７５０℃の温度域の平均加熱速度を５℃／秒以上とする。６５０℃～７５０℃の温度域の平均加熱速度は、好ましくは、４．０℃／秒以下である。
　焼鈍温度は、Ａｃ３～１０００℃である。冷間圧延後の鋼板をオーステナイト単相域まで加熱することによって、マルテンサイトの分率を高くすることが出来る。焼鈍温度がＡｃ３未満だと安定的にオーステナイト単相組織を得られない。焼鈍温度は、好ましくは、（Ａｃ３＋２０）℃以上である。
　一方、焼鈍温度が１０００℃を超えると、母相オーステナイト粒が大きくなり、最終製品である鋼板の組織を構成する旧オーステナイト粒が粗大となって靱性が劣化したり、プレートマルテンサイトが少なくなったりする。焼鈍温度は、好ましくは、９５０℃以下である。
　また、焼鈍温度での保持時間が３秒未満だと、オーステナイト単相が安定的に得られない。そのため焼鈍温度での保持時間を、３秒以上とする。焼鈍温度での保持時間は、好ましくは、２５秒以上である。
　一方、焼鈍温度での保持時間が１００秒超であると、冷延鋼板を焼鈍温度に保持している間に母相オーステナイト粒径が大きくなり、最終製品である鋼板の組織を構成する旧オーステナイト粒が粗大となって靱性が劣化したり、プレートマルテンサイトが少なくなったりする。そのため、焼鈍温度での保持時間を１００秒以下とする。焼鈍温度での保持時間は、好ましくは、８０秒以下である。
　オーステナイト変態温度Ａｃ３は、以下の式で求められる。
Ａｃ３（℃）＝９１０－２３０×Ｃ１／２－１５．２×Ｎｉ＋４４．７×Ｓｉ＋３１．５×Ｍｏ＋１０４×Ｖ＋１３．１×Ｗ
　ここで、上記式中、Ｃ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｖ及びＷは、鋼片における各元素の含有量（質量％）である。
［焼鈍後冷却工程］
　焼鈍後冷却工程では、Ａｃ３～１０００℃の温度域で焼鈍した後の鋼板を、冷却速度を段階的に以下のように制御して冷却すればよいことが分かった。
　７４０℃以下５５０℃超の温度域での平均冷却速度：１０℃／秒以上
　この温度域での冷却速度を制御することで、フェライト変態を抑制し、マルテンサイトを主な組織とすることが出来る。平均冷却速度１０℃／秒未満であると、フェライト変態が生じることが懸念される。この温度域での平均冷却速度は、好ましくは、２０℃／秒以上である。平均冷却速度の上限は、特に限定する必要はないが、例えば、この温度域での平均冷却速度は、８０℃／秒以下である。
　５５０℃以下Ｍｓ超の温度域での平均冷却速度：３０℃／秒以上
　この温度域での冷却速度を制御することで、上部ベイナイト変態を抑制し、マルテンサイトを主な組織とすることが出来る。平均冷却速度が３０℃／秒未満だと、上部ベイナイトの面積が多くなり、最終の鋼板でのマルテンサイトの面積率が少なくなってしまう。この温度域での平均冷却速度は、好ましくは、４０℃／秒以上である。平均冷却速度の上限は、特に限定する必要はないが、例えば、この温度域での平均冷却速度は、８０℃／秒以下である。
　Ｍｓ以下Ｍｓ－１５℃超の温度域での平均冷却速度：５℃／秒以上４０℃／秒以下
　この温度域での冷却速度を制御することで、所望のプレートマルテンサイトの面積率を確保できる。この温度域で、十分にプレートマルテンサイトを生成させるために、この温度域での平均冷却速度を４０℃／秒以下とする。この温度域での平均冷却速度が４０℃／秒を超えるとプレートマルテンサイトが１０％未満となる。この温度域での平均冷却速度は、好ましくは３０℃／秒以下、より好ましくは、２０℃／秒以下である。ただし、この温度域での平均冷却速度が５℃／秒未満となると、上部ベイナイト変態が進み、上部ベイナイトの面積率が多くなってしまう。そのため、この温度域での平均冷却速度を５℃／秒以上とする。Ｍｓ未満Ｍｓ－１５℃以上の温度域での平均冷却速度は、好ましくは、１０℃／秒以上である。
　Ｍｓ－１５℃以下Ｍｓ－４０℃超の温度域での平均冷却速度：２５℃／秒以上１２０℃／秒以下
　この温度域では、プレートマルテンサイトが存在していると、プレートマルテンサイトを核としてベイナイト変態が生じやすい。そのため、この温度域での平均冷却速度を２５℃／秒以上として、ベイナイト変態を抑制する。この温度域での平均冷却速度は、好ましくは４０℃／秒以上である。
　一方、平均冷却速度が１２０℃／秒を超えると、プレートマルテンサイトとそれ以外の形状のマルテンサイトとの界面における結晶方位差が大きくなってしまう。そのため、平均冷却速度を１２０℃／秒以下とする。この温度域での平均冷却速度は、好ましくは、４０℃／秒以下である。
　Ｍｓ－４０℃以下Ｍｓ－１２０℃以上の温度域での平均冷却速度：５℃／秒以上４０℃／秒以下
　この温度域の平均冷却速度が４０℃／秒を超えると、マルテンサイト中に析出する炭化物が少なくなることによってマルテンサイト中の固溶Ｃ量が多くなる。そのため、平均冷却速度を４０℃／秒以下とする。この温度域での平均冷却速度は、好ましくは３０℃／秒以下、より好ましくは２０℃／秒以下である。
　一方、この温度域の平均冷却速度が５℃／秒よりも小さくなると、炭化物のサイズが大きくなってしまう。そのため、平均冷却速度を５℃／秒以上とする。この温度域での平均冷却速度は、好ましくは、１０℃／秒以上である。
　このように、オーステナイト単相域に加熱後の冷却速度を段階的に制御することにより、マルテンサイト以外の組織の生成を抑制し、かつ、適量のプレートマルテンサイトを含むマルテンサイトを主体とする組織を得ることができる。特に、マルテンサイト変態開始までは急冷してベイナイトの核生成を抑制し、かつ、マルテンサイト変態開始直後に冷却速度を緩め、プレートマルテンサイトの核生成を十分にさせることで、プレートマルテンサイトの生成を効率的に促すことができる。この観点から、Ｍｓ以下Ｍｓ－１５℃超の温度域での平均冷却速度は５５０℃以下、Ｍｓ超の温度域での平均冷却速度の０．７０倍以下であることが好ましく、０．５０倍以下であることが更に好ましい。
　また、焼鈍後冷却工程では、Ｍｓ以下Ｍｓ－１２０℃以上の温度域において、前記冷延鋼板に２０～１００ＭＰａの引張応力を与える。上記のような冷却パターンに加えて、冷延鋼板に引張応力を与えることによって、プレートマルテンサイトを形成しやすくすることが出来る。その効果を得るためには、引張応力は２０ＭＰａ以上とする。Ｍｓ～Ｍｓ－１２０℃の温度域における冷延鋼板への引張応力は、好ましくは、３０ＭＰａ以上である。
　一方で、引張応力が高すぎると、板形状が崩れることが多い。これは、熱処理中の高温状態では、降伏応力が小さくなり、引張応力を加えると、板が塑性変形してしまうためと考えられる。引張応力が１００ＭＰａを超えると、板形状が変形することがあるので、１００ＭＰａ以下とする。Ｍｓ～Ｍｓ－１２０℃の温度域における冷延鋼板への引張応力は、好ましくは、８５ＭＰａ以下である。
［最終冷却工程］
　上記焼鈍後冷却工程では、Ｍｓ－１２０℃まで冷却が行われる。その後、冷延鋼板を室温まで冷却する。室温までの冷却に際しては、Ｍｓ－１２０℃未満での平均冷却速度は、０．５℃／秒以上、１０℃／秒以下とする。Ｍｓ－１２０℃以下での平均冷却速度が１０℃／秒超であると、炭化物が析出する時間が少なくなり、固溶Ｃ量が多くなることがある。Ｍｓ－１２０℃未満での平均冷却速度は、好ましくは、６．０℃／秒以下である。
　一方、平均冷却速度が０．５℃／秒を下回ると、炭化物が大きくなってしまうことが懸念される。そのため、Ｍｓ－１２０℃未満での平均冷却速度を０．５℃／秒以上とする。Ｍｓ－１２０℃未満での平均冷却速度は、好ましくは、１．０℃／秒以上である。
　最終冷却工程では、前記冷延鋼板を、Ｍｓ－１２０℃～４５０℃の温度域で１０００秒以下保持してもよい。冷延鋼板をＭｓ－１２０℃～４５０℃の温度域で１０００秒以下保持することによって、さらに、固溶Ｃ量が低下し、高歪域での加工硬化量を低くすることが出来る。保持時間が１０００秒を超えると、平均炭化物サイズが大きくなるため、降伏後の加工硬化が小さくなったり、降伏応力が高くなったり、靱性が劣化したりすることがある。そのため、Ｍｓ－１２０℃～４５０℃の温度域で鋼板の保持を行う場合には、保持時間は１０００秒以下とする。最終冷却工程において、冷延鋼板を上記温度域で保持する場合の保持時間の下限は、特段制限されないが、上記効果をより確実に得るために、例えば、１０秒以上である。
　なお、最終冷却工程で冷延鋼板をＭｓ－１２０℃～４５０℃の温度域で１０００秒以下の時間保持する処理は、冷延鋼板の温度がＭｓ－１２０℃から室温となるまでの間に行ってもよいし、冷延鋼板が室温まで冷却された後に行ってもよい。
　マルテンサイト変態開始温度Ｍｓは、以下の式で求められる。
Ｍｓ（℃）＝５５０－３６１×Ｃ－３９×Ｍｎ－３５×Ｖ－２０×Ｃｒ－１７×Ｎｉ－１０×Ｃｕ－５×Ｍｏ－５×Ｗ＋３０×Ａｌ
　ここで、上記式中、Ｃ、Ｍｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ及びＡｌは、鋼片における各元素の含有量（質量％）である。
［溶融亜鉛めっき工程］
　鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成する場合、焼鈍後冷却工程と最終冷却工程との間に、冷延鋼板を溶融亜鉛浴に浸漬する溶融亜鉛めっき工程を備えてもよい。
　めっき条件については常法に従えばよい。
［合金化工程］
　溶融亜鉛めっき層を合金化溶融亜鉛めっき層とする場合、溶融亜鉛めっき工程と最終冷却工程との間に、前記冷延鋼板を４７０℃以上５５０℃以下に再加熱し、６０ｓ以下保持する合金化工程を備えることが好ましい。
　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。
　（実施例１）
　表１－１、１－２に示す化学組成の溶鋼を、常法に従い連続鋳造して鋳造スラブとした。表１－１、１－２において、鋼種符号Ａ～Ｔの化学組成は、本発明の化学組成を満たしている。
　鋼種ａａ及びｂｂの化学組成は、Ｃが本発明の化学組成を満たさず、符号ｃｃの化学組成はＳｉ含有量が、鋼種ｄｄとｅｅとはＭｎ含有量が、鋼種ｆｆはＰ含有量が、鋼種ｇｇはＳ含有量が、鋼種ｈｈはＡｌ含有量が、鋼種ｉｉはＢ含有量が、それぞれ本発明の範囲を満たさなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１－１、１－２に示す化学組成の鋳造スラブを、表２－１～２－１０のように、加熱し、熱間圧延に供し、冷却し、巻取り処理をし、酸洗後、冷間圧延に供して、板厚１．２ｍｍの鋼板を製造した。当該鋼板を、表２－１～２－１０に示す条件で、焼鈍し、冷却した。条件によっては、めっきを施した。酸洗では、室温まで冷却した熱延鋼板を、温度を８０℃以上９０℃以下に制御した塩化水素として５～１０質量％の塩酸に、合計で３０秒以上１００秒以下浸漬することで、表面のスケールを除去した。
　なお、表２－１～２－１０中、熱間圧延工程の「累積圧下率」は、１０５０℃以上の温度域での累積圧下率である。表２－１～２－１０中、冷却工程の「冷却開始時間」は、熱間圧延終了後から急冷開始までの時間である。表２－１～２－１０中、冷却工程の「冷却速度（１）」は、８５０℃から７００℃までの温度域での冷却速度である。表２－１～２－１０中、冷却工程の「冷却工程（２）」は、７００℃から巻取り温度までの温度域での冷却速度である。表２－１～２－１０中、焼鈍後冷却工程の「冷却速度（３）」は、７４０℃以下５５０℃超の温度域での冷却速度である。表２－１～２－１０中、焼鈍後冷却工程の「冷却工程（４）」は、５５０℃以下Ｍｓ超の温度域での冷却速度である。表２－１～２－１０中、焼鈍後冷却工程の「冷却速度（５）」は、Ｍｓ℃以下Ｍｓ－１５℃超の温度域での冷却速度である。表２－１～２－１０中、焼鈍後冷却工程の「冷却速度（６）」は、Ｍｓ－１５℃以下Ｍｓ－４０℃超の温度域での冷却速度である。表２－１～２－１０中、焼鈍後冷却工程の「冷却速度（７）」は、Ｍｓ－４０℃以下Ｍｓ－１２０℃以上の温度域での冷却速度である。表２－１～２－１０中、焼鈍後冷却工程の「引張応力」は、Ｍｓ℃以下Ｍｓ－１２０℃の温度域において冷延鋼板に付与した引張応力である。表２－１～２－１０中、最終冷却工程の「熱処理の有無」は、Ｍｓ－１２０℃～４５０℃の温度域での熱処理の有無である。表２－１～２－１０中、最終冷却工程の「保持時間」は、保持温度における保持時間である。表２－１～２－１０中、最終冷却工程の「冷却速度（８）」は、最終冷却工程において、上記熱処理を行わない場合は、Ｍｓ－１２０℃未満の温度域での冷却速度であり、上記熱処理を行う場合は、保持温度以下の温度域での冷却速度である。表２－１～２－１０中、合金化工程の「保持時間」は、再加熱温度での保持時間である。
　表２－１～２－１０中、溶融亜鉛めっき工程のめっき種における「ＧＩ」は、溶融亜鉛めっきを示し、「ＧＡ」は、合金化溶融亜鉛めっきを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　鋳造スラブに表２－１～２－１０に示す条件の処理を施して得られた鋼板の、ミクロ組織の態様と機械特性を測定し、これらを評価した。
　ミクロ組織における各組織の分率、旧オーステナイト粒の平均粒径、旧オーステナイト粒の最大径、マルテンサイト中の固溶Ｃ量、炭化物サイズ、旧オーステナイト粒の粒界におけるＰ量は、前述の方法により求めた。
　フェライトが存在する場合、当該フェライトは、母相オーステナイト粒界だった場所に存在するので、フェライトとマルテンサイトの境界を旧オーステナイト粒界として定義した。
　ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に準拠して試験を行い、機械特性（降伏応力ＹＰ、引張強度ＴＳ、伸び性）を評価した。靱性については、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２（２０１８）に準拠して試験を行った。ただし、ノッチの形状は、Ｕノッチとした。液体窒素温度（－１９６℃）～２００℃までの試験を行い、脆性延性遷移温度を求めた。温度は延性破壊のエネルギーと脆性破壊のエネルギーの中間のエネルギーとなる温度を、内挿によって求めた。
　また、形状凍結性の評価のため、降伏直後の加工硬化量と、高歪域での加工硬化量を以下の要領で求めた。
　降伏直後の加工硬化量は、引張試験における真応力をσ、真歪をεとしたとき、ＹＰ＋１００ＭＰａでのｄσ／ｄεとした。ｄσ／ｄεは、σをεで微分したものである。
　高歪域での加工硬化量は、ＴＳ×０．９でのｄσ／ｄεと定義した。
　表３－１～３－１０に、測定結果及び評価結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000016
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000017
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000018
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000019
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000020
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000021
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000022
　引張強度ＴＳ≧９８０ＭＰ、降伏比ＹＰ／ＴＳ≦０．７、ＹＰ＋１００ＭＰａでのｄσ／ｄε（ｄσ／ｄε（ＹＰ＋１００ＭＰａ））≧１０００００、ＴＳ×０．９でのｄσ／ｄε（ｄσ／ｄε（０．９ＴＳ））≦５００００、脆性延性遷移温度≦０℃の場合にプレス後の形状凍結性特性及び耐衝撃特性に優れると判定した。
　得られた各鋼板の化学組成は、それぞれの鋳造スラブの化学組成と実質的に同一であった。
　処理番号２、３は、焼鈍工程において、６５０～７５０℃の温度域での加熱速度が低く、旧オーステナイトの平均粒径が大きく、プレートマルテンサイト分率が低かった。その結果、降伏比が高くかつｄσ／ｄε（ＹＰ＋１００ＭＰａ）が低く、かつ脆性延性遷移温度が高かった。
　処理番号４、５は、６５０～７５０℃の温度域での加熱速度が速すぎ、旧オーステナイトの最大径が大きかった。その結果、脆性延性遷移温度が高かった。
　処理番号６、７は、焼鈍工程における最高加熱温度が低すぎ、フェライト分率が高かった。その結果、ｄσ／ｄε（ＹＰ＋１００ＭＰａ）が低くなり、かつ脆性延性遷移温度が高くなった。
　処理番号８、９は、焼鈍工程における最高加熱温度が高すぎ、旧オーステナイトの平均粒径及び旧オーステナイトの最大径が大きく、かつ、プレートマルテンサイト分率も低くなった。その結果、降伏比が高く、かつｄσ／ｄε（ＹＰ＋１００ＭＰａ）が低く、かつ、脆性延性遷移温度が高くなった。
　処理番号１０、１１は、焼鈍工程における加熱時のＡｃ３～１０００℃の温度域での保持時間が短く、フェライト分率が高かった。その結果、ｄσ／ｄε（ＹＰ＋１００ＭＰａ）が低く、かつ脆性延性遷移温度が高かった。
　処理番号１２、１３は、焼鈍工程における加熱時のＡｃ３～１０００℃の温度域での保持時間が長く、旧オーステナイトの平均粒径及び旧オーステナイトの最大径が大きく、かつ、プレートマルテンサイト分率も低くなった。その結果、降伏比が高く、かつｄσ／ｄε（ＹＰ＋１００ＭＰａ）が低く、かつ、脆性延性遷移温度が高くなった。
　処理番号１４は、７４０℃以下５５０℃超の温度域での冷却速度が遅く、フェライト分率が高かった。その結果、ｄσ／ｄε（ＹＰ＋１００ＭＰａ）が低く、かつ脆性延性遷移温度も高くなった。
　処理番号１５は、７４０℃以下５５０℃超の温度域での冷却速度が遅く、フェライト分率が高かった。その結果、強度が低く、かつ、ｄσ／ｄε（ＹＰ＋１００ＭＰａ）が低く、かつ脆性延性遷移温度も高くなった。
　処理番号１６、１７は、５５０℃以下Ｍｓ超の温度域での冷却速度が遅く、上部ベイナイト分率が多くなり、かつプレートマルテンサイト分率が低くかった。その結果、降伏比が高く、かつｄσ／ｄε（ＹＰ＋１００ＭＰａ）が低かった。
　処理番号１８、１９、７６は、Ｍｓ以下Ｍｓ－１５℃超の温度域での冷却速度が遅く、上部ベイナイト分率が多くなり、かつプレートマルテンサイト分率が低かった。その結果、降伏比が高く、かつｄσ／ｄε（ＹＰ＋１００ＭＰａ）が低かった。
　処理番号２４、２５、７３は、Ｍｓ以下Ｍｓ－１５℃超の温度域での冷却速度が速く、プレートマルテンサイト分率が低くかった。その結果、降伏比が高く、ｄσ／ｄε（ＹＰ＋１００ＭＰａ）が低く、かつ、脆性遷移温度が高かった。
　処理番号２６、２７、８２は、Ｍｓ－１５℃以下Ｍｓ－４０℃超の温度域での冷却速度が速く、結晶方位差が大きかった。その結果、降伏比が高かった。
　処理番号３２、３３、７９は、Ｍｓ－１５以下Ｍｓ－４０℃超の温度域での冷却速度が遅く、上部ベイナイト分率が多く、かつプレートマルテンサイト分率が低かった。その結果、降伏比が高く、かつｄσ／ｄε（ＹＰ＋１００ＭＰａ）が低かった。
　処理番号３４、３５、８５は、Ｍｓ－４０℃以下Ｍｓ－１２０℃以上の温度域での冷却速度が遅く、マルテンサイト中の平均炭化物サイズが大きかった。その結果、ｄσ／ｄε（ＹＰ＋１００ＭＰａ）が低かった。
　処理番号４０、４１、８８は、Ｍｓ－４０℃以下Ｍｓ－１２０℃以上の温度域での冷却速度が速く、固溶Ｃ量が高かった。その結果、ｄσ／ｄε（０．９ＴＳ）が高かった。
　処理番号４２、４３、９１は、Ｍｓ以下Ｍｓ－１２０℃以上の温度域での引張応力が低く、プレートマルテンサイト分率が低かった。その結果、降伏比が高く、ｄσ／ｄε（ＹＰ＋１００ＭＰａ）が低く、かつ脆性延性遷移温度が高かった。
　処理番号４４は、Ｍｓ以下Ｍｓ－１２０℃以上の温度域での引張応力が高すぎたため、引張試験中に破断した。
　処理番号５０、５１はＭｓ－１２０℃未満での冷却速度が低く、マルテンサイト中の平均炭化物サイズが大きかった。その結果、降伏比が高く、かつｄσ／ｄε（ＹＰ＋１００ＭＰａ）が低かった。
　処理番号５２、５３は、Ｍｓ－１２０℃以下での冷却速度が高く、固溶Ｃ量が高かった。その結果、ｄσ／ｄε（０．９ＴＳ）が高かった。
　処理番号５８は、熱延時の加熱温度が低く、マルテンサイト中の平均炭化物サイズが大きかった。その結果、脆性延性遷移温度が高かった。
　処理番号５９は、熱延時の加熱温度が高く、旧オーステナイトの最大径が大きく、かつプレートマルテンサイト分率も低かった。その結果、ｄσ／ｄε（ＹＰ＋１００ＭＰａ）が低く、かつ、脆性延性遷移温度が高かった。
　処理番号６０は、１０５０℃以上の温度域での圧延率が低く、旧オーステナイトの平均粒径及び旧オーステナイトの最大径が大きく、かつ、プレートマルテンサイト分率も低かった。その結果、降伏比が高く、かつｄσ／ｄε（ＹＰ＋１００ＭＰａ）が低く、かつ、脆性延性遷移温度が高かった。
　処理番号６１は、１０５０℃以上の温度域での圧延率が低く、旧オーステナイトの平均粒径が大きく、かつ、プレートマルテンサイト分率も低かった。その結果、降伏比が高く、かつｄσ／ｄε（ＹＰ＋１００ＭＰａ）が低く、かつ、脆性延性遷移温度が高かった。
　処理番号６２は、熱間圧延終了後から急冷開始までの時間が長く、旧オーステナイトの平均粒径が大きく、かつ、プレートマルテンサイト分率も低かった。その結果、降伏比が高く、かつｄσ／ｄε（ＹＰ＋１００ＭＰａ）が低く、かつ、脆性延性遷移温度が高かった。
　処理番号６３は、熱間圧延終了後から急冷開始までの時間が長く、旧オーステナイトの平均粒径及び旧オーステナイトの最大径が大きく、かつ、プレートマルテンサイト分率も低かった。その結果、降伏比が高く、かつｄσ／ｄε（ＹＰ＋１００ＭＰａ）が低く、かつ、脆性延性遷移温度が高かった。
　処理番号６４、６５は、８５０℃以下７００℃超の温度域の冷却速度が低く、旧オーステナイトの最大径が大きく、かつ、プレートマルテンサイト分率も低くかった。その結果、降伏比が高く、かつｄσ／ｄε（ＹＰ＋１００ＭＰａ）が低く、かつ、脆性延性遷移温度が高かった。
　処理番号６６、６７は、７００℃から巻き取り温度までの冷却速度が低く、旧オーステナイト粒界におけるＰ濃度が高かった。その結果、脆性延性遷移温度が高かった。
　処理番号６８、６９、９４は、巻取り温度が高く、旧オーステナイトの平均粒径及び旧オーステナイトの最大径が大きく、プレートマルテンサイト分率も低く、かつ、旧オーステナイト粒界におけるＰ濃度が高かった。その結果、降伏比が高く、かつｄσ／ｄε（ＹＰ＋１００ＭＰａ）が低く、かつ、脆性延性遷移温度が高かった。
　処理番号１１０は、Ｃ含有量が高く、マルテンサイト中の固溶Ｃ量や平均炭化物サイズが大きかった。その結果、ｄσ／ｄε（０．９ＴＳ）が高く、かつ、 脆性延性遷移温度が高かった。
　処理番号１１１は、鋼板のＣ含有量が低かった。その結果、引張強度が低かった。
　処理番号１１２は、鋼板のＳｉ含有量が高かった。その結果、脆性延性遷移温度が高かった。
　処理番号１１３は、鋼板のＭｎ含有量が高かった。その結果、冷延時に破断してしまい、評価が出来なかった。
　処理番号１１４は、鋼板のＭｎ含有量が低く、フェライト分率が高かった。その結果、引張強度が低かった。
　処理番号１１５は、鋼板のＰ含有量が高かった。その結果、脆性延性遷移温度が高かった。
　処理番号１１６は、鋼板のＳ含有量が高かった。その結果、脆性延性遷移温度が高かった。
　処理番号１１７は、鋼板のＡｌ含有量が高かった。その結果、脆性延性遷移温度が高かった。
　処理番号１１８は、鋼板のＢ含有量が高かった。その結果、脆性延性遷移温度が高かった。
　他の条件については、本発明の範囲内の組織となり、引張強度、降伏比、ｄσ／ｄε（ＹＰ＋１００ＭＰａ）、ｄσ／ｄε（０．９ＴＳ）、脆性延性遷移温度が良好となり、本発明の範囲内となった。
　前述したように、本発明によれば、降伏比が低く、かつ降伏後の加工硬化量が高く、高歪域での加工硬化量が低く、さらに、靱性に優れた鋼板となる。
よって、本発明は、鋼板製造産業、自動車製造産業、及び、その他の機械製造産業において利用可能性が高い。

Claims (8)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ　：０．１５％以上、０．４０％以下、
    Ｓｉ：０．０１％以上、２．００％以下、
    Ｍｎ：０．１０％以上、４．００％以下、
    Ａｌ：０．００５％以上、１．５００％以下、
    Ｐ　：０．００１％以上、０．１００％以下、
    Ｓ　：０．０００５％以上、０．０１００％以下、
    Ｎ　：０．０００５％以上、０．０１００％以下、
    Ｔｉ：０％以上、０．２００％以下、
    Ｍｏ：０％以上、０．３００％以下、
    Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下、
    Ｃｒ：０％以上、４．０００％以下、
    Ｂ　：０％以上、０．００５０％以下、
    Ｖ　：０％以上、０．３００％以下、
    Ｎｉ：０％以上、４．００％以下、
    Ｃｕ：０％以上、４．００％以下、
    Ｗ　：０％以上、２．００％以下、
    Ｃａ：０％以上、０．０１００％以下、
    Ｃｅ：０％以上、０．０１００％以下、
    Ｍｇ：０％以上、０．０１００％以下、
    Ｚｒ：０％以上、０．０１００％以下、
    Ｌａ：０％以上、０．０１００％以下、
    Ｃｅ、Ｌａ以外のＲＥＭ：０％以上、０．０１００％以下、
    Ｓｎ：０％以上、１．０００％以下、
    Ｓｂ：０％以上、０．２００％以下、
    残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
    　表面から板厚方向に板厚の１／８の位置～前記表面から前記板厚方向に前記板厚の３／８の位置の間の範囲である１／４厚におけるミクロ組織が、面積率で、
    　　フェライト：０％以上、１０％以下、
    　　残留オーステナイト：０％以上、１０％以下、
    　　上部ベイナイト：０％以上、１０％以下、
    　　マルテンサイト：７０％以上、１００％以下、
    　　パーライト：０％以上、５％以下、
    からなり、
    　前記マルテンサイトに含まれる、プレートマルテンサイトの面積率が、組織全体の面積に対して、１０％以上３５％以下であり、
    　旧オーステナイト粒の平均粒径が２．０μｍ以上、１０．０μｍ以下、かつ、前記旧オーステナイト粒の最大径が２０．０μｍ以下であり、
    　前記マルテンサイト中の固溶Ｃ量が０．２０質量％以下であり、
    　前記マルテンサイト中の平均炭化物サイズが０．２５μｍ以下であり、
    　同一の前記旧オーステナイト粒中の、前記プレートマルテンサイトと隣接する他のマルテンサイトとの結晶方位差が１０．０°以下であり、
    　前記旧オーステナイト粒の粒界におけるＰ濃度が４．０ａｔ％以下である、
    ことを特徴とする鋼板。
  2. 　前記表面に、溶融亜鉛めっき層が形成されていることを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記溶融亜鉛めっき層が合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項２に記載の鋼板。
  4. 　請求項１に記載の化学組成を有する鋼を溶製し、溶製された前記鋼を鋳造して鋼片を得る鋳造工程と、
    　前記鋼片を１１５０℃以上、１３５０℃以下に加熱し、その後、１０５０℃以上の温度域で３５％以上の累積圧下率で熱間圧延を行って熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程完了後、３秒以内に開始され、８５０℃以下７００℃超の温度域での平均冷却速度が２０℃／秒以上１００℃／秒以下、７００℃から巻き取り温度までの平均冷却速度が３０℃／秒以上８０℃／秒以下となるように巻き取り温度まで冷却する冷却工程と、
    　前記冷却工程後の前記熱延鋼板を、６５０℃以下の巻取り温度で巻取る巻取り工程と、
    　前記巻取り工程後の前記熱延鋼板に冷間圧延を行い冷延鋼板とする冷間圧延工程と、
    　前記冷延鋼板を、６５０℃～７５０℃の温度域での平均加熱速度が０．５～５．０℃／秒となるように、Ａｃ３～１０００℃の焼鈍温度まで加熱し、前記焼鈍温度で３～１００秒保持する焼鈍工程と、
    　前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、
    　　７４０℃以下５５０℃超の温度域での平均冷却速度を１０℃／秒以上、
    　　５５０℃以下Ｍｓ超の温度域での平均冷却速度が３０℃／秒以上、
    　　Ｍｓ以下Ｍｓ－１５℃超の温度域での平均冷却速度が５℃／秒以上４０℃／秒以下、
    　　Ｍｓ－１５℃以下Ｍｓ－４０℃超の温度域での平均冷却速度が２５℃／秒以上１２０℃／秒以下、
    　　Ｍｓ－４０℃以下Ｍｓ－１２０℃以上の温度域での平均冷却速度が５℃／秒以上４０℃／秒以下となるように冷却する焼鈍後冷却工程と、
    　前記焼鈍後冷却工程後の前記冷延鋼板を、０．５℃／秒以上、１０℃／秒以下の平均冷却速度で室温まで冷却する、最終冷却工程と、
    を有し、
    　前記焼鈍後冷却工程では、Ｍｓ以下Ｍｓ－１２０℃以上の温度域において、前記冷延鋼板に２０～１００ＭＰａの引張応力を与える
    ことを特徴とする鋼板の製造方法。
    ここで、Ｍｓは、以下の式で求められる。
    Ｍｓ（℃）＝５５０－３６１×Ｃ－３９×Ｍｎ－３５×Ｖ－２０×Ｃｒ－１７×Ｎｉ－１０×Ｃｕ－５×Ｍｏ－５×Ｗ＋３０×Ａｌ
    上記式中のＣ、Ｍｎ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ及びＡｌは、前記鋳片の各元素の含有量（質量％）である。
  5. 　前記焼鈍後冷却工程では、前記温度域ごとに平均冷却速度を変更する
    ことを特徴とする請求項４に記載の鋼板の製造方法。
  6. 　前記最終冷却工程は、前記焼鈍後冷却工程後の前記冷延鋼板を、Ｍｓ－１２０℃～４５０℃の温度域で１０００秒以下保持した後に０．５℃／秒以上、１０℃／秒の平均冷却速度で室温まで冷却する工程を含む
    ことを特徴とする請求項４又は５に記載の鋼板の製造方法。
  7. 　前記焼鈍後冷却工程と、前記最終冷却工程との間に、前記冷延鋼板を溶融亜鉛浴に浸漬する溶融亜鉛めっき工程を備える
    ことを特徴とする請求項４～６のいずれか１項に記載の鋼板の製造方法。
  8. 　前記溶融亜鉛めっき工程と、前記最終冷却工程との間に、前記冷延鋼板を４７０℃以上５５０℃以下に再加熱し、６０秒以下保持する合金化工程を備える
    ことを特徴とする請求項７に記載の鋼板の製造方法。
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