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WO2023139752A1 - 鋼板 - Google Patents

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WO2023139752A1
WO2023139752A1 PCT/JP2022/002202 JP2022002202W WO2023139752A1 WO 2023139752 A1 WO2023139752 A1 WO 2023139752A1 JP 2022002202 W JP2022002202 W JP 2022002202W WO 2023139752 A1 WO2023139752 A1 WO 2023139752A1
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WO
WIPO (PCT)
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less
steel sheet
ferrite
temperature
bainite
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2022/002202
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English (en)
French (fr)
Inventor
克哉 中野
邦夫 林
由梨 戸田
健悟 竹田
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
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Publication date
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Priority to MX2024006182A priority patent/MX2024006182A/es
Priority to CN202280077204.8A priority patent/CN118302554A/zh
Priority to EP22921909.2A priority patent/EP4467671A4/en
Priority to KR1020247017886A priority patent/KR102898291B1/ko
Priority to PCT/JP2022/002202 priority patent/WO2023139752A1/ja
Priority to JP2023574999A priority patent/JP7680700B2/ja
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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
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    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/285—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath for remelting the coating
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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
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    • C21D2211/008—Martensite
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet with excellent formability and a maximum tensile strength of 900 MPa or more, which is mainly used for automobile parts and the like.
  • Patent Document 1 discloses that the metal structure of a steel sheet is made to have a composite structure of ferrite, which is a soft structure, and martensite, which is a hard structure, to achieve both strength and elongation.
  • the metal structure of the steel sheet of Patent Document 1 is a combination of a soft structure and a hard structure, there is a large difference in hardness between the two structures. If the hardness difference between the structures is large, voids are likely to occur at the interface between the structures, which may impair the expansibility. Therefore, the steel sheet described in Patent Literature 1 is required to improve the hole expansibility.
  • Patent Document 2 discloses that the metal structure of the steel sheet is a single structure of upper bainite or lower bainite having a hardness intermediate between that of ferrite and martensite, thereby reducing the difference in hardness between structures and increasing strength and hole expansibility.
  • the upper bainite or the lower bainite is a structure composed of bainitic ferrite containing many dislocations and hard cementite, the steel sheet of Patent Document 2 is required to improve elongation.
  • Patent Document 3 discloses that the metal structure of the steel sheet is composed of ferrite, upper bainite or lower bainite, and martensite, thereby reducing the difference in hardness between structures, ensuring strength and hole expansibility, and suppressing deterioration in elongation.
  • the upper bainite or the lower bainite is composed of bainitic ferrite containing many dislocations and hard cementite, the steel sheet of Patent Document 3 is required to have improved elongation.
  • Patent Document 4 discloses that a metal structure having hard martensite, soft ferrite, and granular bainite having a hardness intermediate between martensite and ferrite reduces the difference in hardness between structures, resulting in high strength, elongation, and hole expansibility.
  • Patent Document 5 discloses a steel sheet having a metal structure having a predetermined chemical composition and an area fraction of ferrite: 30% to 50%, granular bainite: 5% to 20%, martensite: 30% to 55%, bainite: less than 35%, and retained austenite and pearlite: a total of 10% or less.
  • the techniques disclosed in Patent Documents 4 and 5 do not optimize the cooling rate after hot rolling and the heating rate during annealing. Therefore, the steel plates disclosed in Patent Documents 4 and 5 are inferior in deformability at the stress concentration portion.
  • An object of the present invention is to provide a steel plate that has all of high strength, formability, and deformability in stress concentration areas.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the steel sheet according to one aspect of the present invention has a chemical composition, in mass%, of C: 0.07% or more and 0.15% or less, Si + Al: 0.20% or more and 2.50% or less, Mn + Cr: 1.20% or more and 4.00% or less, P: 0% or more and 0.040% or less, S: 0% or more and 0.010% or less, N: 0% or more and 0.010% or less, O: 0% or more, 0.006% or less, Mo: 0% or more and 0.50% or less, Ti: 0% or more and 0.20% or less, Nb: 0% or more and 0.20% or less, B: 0% or more and 0.010% or less, V: 0% or more and 0.50% or less, Cu: 0% or more and 1.00% or less, W: 0% or more and 0.10% or less, Ta: 0% or more and 0.10% or less, Ni: 0% or more, 1 .00% or less, Sn: 0% or more and 0.050% or less, Co
  • the chemical composition is, in mass%, Mo: 0.01% or more and 0.50% or less, Ti: 0.001% or more and 0.20% or less, Nb: 0.0001% or more and 0.20% or less, B: 0.0001% or more and 0.010% or less, V: 0.001% or more and 0.50% or less, Cu: 0.001% or more and 1 .00% or less, W: 0.001% or more and 0.10% or less, Ta: 0.001% or more and 0.10% or less, Ni: 0.001% or more and 1.00% or less, Sn: 0.001% or more and 0.050% or less, Co: 0.001% or more and 0.50% or less, Sb: 0.001% or more and 0.050% or less, As: 0.001% or more , 0.050% or less, Mg: 0.0001% or more and 0.050% or less, Ca: 0.001% or more and 0.040% or less, Y: 0.001% or more and 0.050% or less, Zr: 0.00
  • the ratio Hv30/Hvi of the Vickers hardness Hv30 at a load of 0.29 N at a position 30 ⁇ m in the thickness direction from the surface of the steel sheet to the Vickers hardness Hvi at a load of 0.29 N at 1/4 part of the plate thickness may be 0.8 or less, and the tensile strength may be 900 MPa or more.
  • the steel sheet according to any one of (1) to (3) above may have a hot-dip galvanized layer or a hot-dip galvanized layer on the surface.
  • the steel sheet according to any one of (1) to (3) above may have a galvannealed layer on the surface.
  • a steel sheet suitable for structural members of automobiles and the like which has formability and deformability in stress concentration areas, and has a high tensile strength of 900 MPa or more.
  • FIG. 4 is an explanatory diagram showing how granular bainite is produced.
  • 4 is a temperature-time graph schematically showing heating conditions before annealing of the steel sheet according to the present embodiment.
  • 4 is a temperature-time graph schematically showing cooling conditions after annealing of the steel sheet according to the present embodiment.
  • FIG. 2 is a schematic diagram showing the shape of a test piece for evaluation of processed part elongation El 2.
  • the present inventors have found that it is preferable to make the steel sheet a metal structure having martensite, ferrite, and granular bainite, and to further control the arrangement of these metal structures. Specifically, the present inventors have found that by controlling the metal structure of the steel sheet so that granular bainite is arranged between ferrite and martensite, it is possible to reduce locations with large differences in hardness. This can further improve the hole expansibility of the steel sheet. The present inventors also found that applying a metal structure with a small hardness difference in the plate thickness direction to a steel plate can further enhance the deformability at the stress concentration portion.
  • both strength and formability are achieved by controlling the volume fraction of granular bainite and the arrangement of ferrite, martensite, and granular bainite.
  • a steel sheet according to one aspect of the present invention will be described below.
  • the metal structure of the steel sheet according to this embodiment will be described.
  • the tissue fraction is expressed in terms of volume ratio, the unit "%" of the tissue fraction means volume %.
  • the metallographic structure is controlled at 1/4 part of the plate thickness. All of the texture fractions described below mean values at 1/4 part of the plate thickness.
  • Ferrite 10% or more, less than 50% Ferrite is a soft structure that is easily deformed, contributes to the improvement of elongation, and promotes the formation of granular bainite. When ferrite is 10% or more, transformation from austenite to granular bainite progresses easily. Ferrite is preferably 12% or more, 15% or more, or 20% or more.
  • ferrite In order to ensure tensile strength, ferrite should be less than 50%. Ferrite is preferably 40% or less, 35% or less, or 30% or less.
  • Granular bainite 5% or more and less than 40%
  • Granular bainite is an aggregate of a plurality of lath-like bainitic ferrites.
  • Granular bainite is characterized by a low dislocation density.
  • the dislocation density of granular bainite is on the order of 10 13 m/m 3 .
  • the difference in the angle of the crystal orientation of the bainitic ferrite (crystal orientation difference) at the grain boundaries between these bainitic ferrites is as small as 5° or less, and therefore, the granular bainite has a crystal grain size of about 5 to 20 ⁇ m and is a structure that looks like one block.
  • the granular bainite may contain retained austenite, martensite, and the like. However, unlike upper bainite and lower bainite, granular bainite does not contain carbides therein. Therefore, granular bainite differs from general bainite and is softer than general bainite and martensite.
  • An example of a method for determining granular bainite is described in Kitajima et al., "Distinction between ferrite and granular bainite using electron channeling contrast images" (CAMP-ISIJ, Vol. 26 (2013) 896).
  • the upper bainite is an aggregate of a plurality of lath-shaped bainitic ferrites, and has a structure in which carbides are included at the interfaces of the bainitic ferrites, but no carbides are included inside each bainitic ferrite.
  • the lower bainite like the upper bainite, is an aggregate of a plurality of lath-shaped bainitic ferrites, and in addition to containing carbides at the interface of the bainitic ferrite, it is a structure in which carbides are arranged in a specific direction inside each bainitic ferrite.
  • granular bainite since granular bainite is generated in a high temperature region, recovery progresses inside it. Therefore, granular bainite has a dislocation substructure, but has a lower dislocation density than upper bainite and lower bainite. Therefore, granular bainite is harder than ferrite, which does not contain a dislocation substructure and has a low dislocation density, and is softer than upper bainite or lower bainite. Therefore, granular bainite has better elongation than general bainite.
  • granular bainite reduces the difference in hardness between ferrite and martensite, it suppresses the generation of voids from the interface between ferrite and martensite during hole expansion.
  • granular bainite contains subgrains (areas surrounded by grain boundaries with a crystal orientation difference of about 5° or less), it is also distinguished from polygonal ferrite, which is a structure that does not contain subgrains.
  • Fig. 1 schematically shows how the bainitic ferrite generated from the former austenite grain boundaries during the cooling process changes into granular bainite, upper bainite and lower bainite according to the difference in the formation temperature (°C).
  • bainitic ferrite 2 is generated from the prior austenite grain boundaries 1 toward the inside of the prior austenite grains.
  • the bainitic ferrite 2 is generated in a lath shape so as to be adjacent to the previously generated bainitic ferrite 2.
  • FIG. 1 schematically shows how the bainitic ferrite generated from the former austenite grain boundaries during the cooling process changes into granular bainite, upper bainite and lower bainite according to the difference in the formation temperature (°C).
  • the interfaces between the lath-shaped bainitic ferrites 2 do not contain carbides such as cementite. Further, the recovery progresses by being held at a relatively high temperature. As a result, the difference in crystal orientation at the interface between the bainitic ferrites 2 formed in a plurality of laths becomes about 5° or less, and the interface appears to have disappeared. Granular bainite can be formed even if the cooling rate is lowered, but if granular bainite is formed by isothermal holding, the progress of recovery is further accelerated, and the disappearance of the interface becomes remarkable. In this way, as shown in FIG.
  • granular bainite 3 which is an aggregate of a plurality of lath-shaped bainitic ferrites 2 and has a crystal grain size of about 5 to 20 ⁇ m and looks like a single mass, is formed.
  • the granular bainite 3 may contain a hard structure 4 of retained austenite or martensite, but unlike the upper bainite and the lower bainite, the granular bainite 3 does not contain carbide.
  • Granular bainite content is 5% or more, elongation improving effect and void suppressing effect can be obtained.
  • Granular bainite is preferably 8% or more, 10% or more, or 15% or more.
  • Granular bainite is preferably 35% or less, 32% or less, or 30% or less.
  • Martensite 30% or more and 55% or less Martensite is a hard structure with a high dislocation density, and therefore contributes to improvement in tensile strength. A tensile strength of 900 MPa or more is ensured by setting the martensite content to 30% or more. Martensite is preferably 32% or more, 35% or more, or 40% or more.
  • Martensite is preferably no more than 50%, no more than 45%, or no more than 42%.
  • Upper Bainite and Lower Bainite Total Less than 30%
  • Upper bainite and lower bainite degrade elongation due to their high dislocation density.
  • bainite is composed of bainitic ferrite and cementite having a dislocation density of about 1.0 ⁇ 10 14 m/m 3 .
  • bainite has a large difference in hardness from ferrite. Therefore, the interface between ferrite and bainite tends to become the starting point of voids, deteriorating the expansibility. Elongation and hole expansibility are ensured by making the total content of upper bainite and lower bainite less than 30%.
  • the total of upper bainite and lower bainite is no more than 25%, no more than 20%, or no more than 10%. It is not necessary to specify the lower limit of the total amount of upper bainite and lower bainite. For example, it may be specified as 0% or more, 0.2% or more, 0.5% or more, or 1.0% or more.
  • Pearlite less than 10% Pearlite is a structure containing hard cementite, and becomes a starting point for the generation of voids during hole expansion, degrading the hole expandability. Therefore, perlite should be less than 10%. Perlite is preferably no more than 8%, no more than 6%, or no more than 5%. It is not necessary to specify the lower limit of pearlite, and for example, pearlite may be specified as 0% or more, 0.2% or more, 0.5% or more, or 1.0% or more.
  • Retained Austenite Less than 5% Retained austenite is a structure that contributes to the improvement of elongation by TRIP: Transformation Induced Plasticity. However, the martensite generated by deformation-induced transformation of retained austenite is very hard, becomes a starting point of void generation, and deteriorates the hole expandability. Therefore, retained austenite should be less than 5%. Retained austenite is preferably 4% or less, 3% or less, or 2% or less. It is not necessary to specify the lower limit of the retained austenite, and for example, the retained austenite may be specified as 0% or more, 0.2% or more, 0.5% or more, or 1.0% or more.
  • the ratio of the number of martensite adjacent to ferrite to the number of metal structures adjacent to ferrite is 30% or less in the area of 1/4 part of the plate thickness. In other words, it is necessary to suppress the generation and connection of voids in order to improve the expansibility.
  • voids are likely to form at the interfaces between the metal structures. For example, voids are most likely to form at the interface between soft ferrite and hard martensite.
  • granular bainite is controlled to be in contact with ferrite in order to reduce the proportion of martensite adjacent to ferrite. As a result, the ratio of contact between ferrite and martensite is reduced, and improvement in hole expansibility can be expected.
  • the hole expansibility is greatly improved.
  • this number percentage is 28% or less, 25% or less, or 20% or less.
  • the number of metal structures adjacent to ferrite means the number of all metal structures including martensite.
  • the difference between the maximum value and the minimum value of the Vickers hardness under a load of 50 gf obtained at intervals of 30 ⁇ m from the surface of the steel sheet in the thickness direction of 100 ⁇ m to the center of the thickness is 60 HV or less. This is because the concentrations of elements typified by manganese, in particular, are biased when the concentrations are measured along the sheet thickness direction. In this way, if there is a bias in the element concentration in the plate thickness direction and the texture distribution is uneven, a hardness difference is likely to occur between the soft layer and the hard layer, and voids start to form, resulting in poor hole expandability.
  • the difference between said maximum and minimum hardness values is 55 Hv or less, 50 hv or less, or 30 Hv or less.
  • the average value of the Vickers hardness measured at 5 points with a load of 0.29 N at a position 30 ⁇ m in the thickness direction from the surface of the steel sheet is defined as Hv30, and the position of 1/4 part of the plate thickness is defined as the average value Hvi of the Vickers hardness measured at 5 points with a load of 0.29 N, and the ratio Hv30/Hvi may be 0.8 or less.
  • Hv30/Hvi may be 0.7 or less, 0.6 or less, or 0.5 or less.
  • the identification of each metallographic structure and the calculation of the volume fraction can be performed by observing a 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m region of the steel plate cross section parallel to the rolling direction and perpendicular to the plate surface at a magnification of 1000 to 50000 times by EBSD (Electron Back Scattering Diffraction), X-ray measurement, corrosion using a nital reagent or repeller solution, and a scanning electron microscope.
  • EBSD Electron Back Scattering Diffraction
  • X-ray measurement corrosion using a nital reagent or repeller solution
  • a scanning electron microscope a scanning electron microscope.
  • three measurement points are used and the average value is calculated.
  • the volume fraction of ferrite is obtained by observing a 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m area within a plate thickness range of 1/8 to 3/8 centered at 1/4 of the plate thickness in an electron channeling contrast image obtained by a scanning electron microscope.
  • a value obtained by subtracting the volume ratio of granular bainite obtained by the method described later (EBSD) from the total area ratio of ferrite and granular bainite calculated by image analysis using image analysis software Image J is regarded as the volume ratio of ferrite.
  • An electron channeling contrast image is an image that displays the crystal orientation difference of crystal grains as a difference in contrast, and in the image, a uniform contrast portion (a portion that does not contain substructures such as blocks or packets, cementite, or retained austenite in the crystal grain and appears in a single uniform contrast) is ferrite. Means for discriminating between ferrite and granular bainite will be described later.
  • the volume fraction of retained austenite can be calculated by measuring diffraction intensity using X-rays.
  • the volume fraction of martensite is obtained by the following procedure.
  • the observation surface of the sample is etched with a repeller solution, and an area of 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m within the range of 1/8 to 3/8 of the plate thickness centered on 1/4 of the plate thickness is observed with an FE-SEM.
  • repellent corrosion martensite and retained austenite are not corroded, so the volume fraction of the uncorroded region is the total volume fraction of martensite and retained austenite.
  • the volume fraction of martensite can be calculated by subtracting the volume fraction of retained austenite measured by X-rays from the volume fraction of the uncorroded region.
  • martensite can be distinguished from other tissues in an electron channeling contrast image obtained by a scanning electron microscope.
  • regions with a high dislocation density and substructures such as blocks and packets within crystal grains are martensite.
  • Upper bainite, lower bainite, and tempered martensite are identified by the following procedure. The observation surface of the sample is corroded with a nital reagent, and a 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m area is observed with an FE-SEM in the range of 1/8 to 3/8 of the plate thickness centering on the plate thickness of 1/4. Upper bainite, lower bainite, and tempered martensite can be distinguished from the position and arrangement of cementite contained within the structure.
  • upper bainite cementite or retained austenite exists at the interface of lath-shaped bainitic ferrite.
  • the bainitic ferrite and cementite have one type of crystal orientation relationship, and the cementite has the same variant. Based on these features, upper bainite and lower bainite can be identified.
  • the identification of perlite is performed according to the following procedure.
  • the observation surface of the sample is corroded with a nital reagent, and the range of 1/8 to 3/8 thickness centered on 1/4 thickness is observed with an optical microscope.
  • a dark contrast region may be identified as perlite, and the volume ratio of this region may be calculated based on image analysis.
  • Granular bainite is an aggregate of multiple lath-shaped bainitic ferrites, and has a grain size of about 5 to 20 ⁇ m that looks like a single mass. This is because the heat treatment promotes recovery, and the difference in crystal orientation at the interface between bainitic ferrite and bainitic ferrite becomes about 5° or less, and the interface appears to have disappeared.
  • Granular bainite may contain retained austenite and martensite inside, but unlike upper bainite and lower bainite, granular bainite does not contain carbide inside. Further, since granular bainite is generated in a high temperature region, recovery progresses inside it. Therefore, granular bainite has a dislocation substructure, but has a lower dislocation density than upper bainite and lower bainite. Therefore, the conventional corrosion method and secondary electron image observation using a scanning electron microscope cannot distinguish between granular bainite and ferrite.
  • granular bainite is composed of aggregates of bainitic ferrite and therefore has a minute difference in crystal orientation within the crystal grains.
  • Granular bainite and ferrite can be distinguished from each other by detecting minute crystal orientation differences in crystal grains.
  • EBSD EBSD
  • the range of plate thickness 1/8 to 3/8 with plate thickness 1/4 as the center is observed at a step interval of 0.2 ⁇ m, and the value of grain average misorientation is calculated from the observed data. Observation is performed on a cross section parallel to the rolling direction and perpendicular to the sheet surface.
  • the grain average misorientation value is a value obtained by calculating and averaging the orientation difference between adjacent pixels in a region surrounded by grain boundaries that differ by 15° or more. This technique makes it possible to detect minute crystal orientation differences in bainitic ferrite.
  • a region where the grain average misorientation value is 0.5° or less includes ferrite and granular bainite. Therefore, the area obtained by removing the ferrite area having a single uniform electron channeling contrast image from the area where the grain average misorientation value is 0.5° or less becomes the granular bainite.
  • the value of the area ratio calculated by image analysis is defined as the volume ratio of granular bainite.
  • the difference between the maximum and minimum values of Vickers hardness at a load of 50 gf obtained at intervals of 30 ⁇ m from the surface of the steel sheet in the thickness direction to the center of the thickness of 100 ⁇ m'' is determined as follows. First, the Vickers hardness is continuously measured with an indentation load of 50 gf at intervals of 30 ⁇ m along the thickness direction, starting from a position 100 ⁇ m in the thickness direction from the surface of the steel plate. A difference between the maximum value and the minimum value of the plurality of hardness measurement values thus obtained is calculated. In addition, it is preferable that the distance between the measurement points arranged in the sheet thickness direction is four times or more the distance of the indentation, if possible. As used herein, the term "distance four times or more than the indentation" means a distance four times or more than the diagonal length of the rectangular opening of the indentation produced by the diamond indenter during Vickers hardness measurement.
  • % related to component composition means % by mass.
  • Component composition C 0.07% or more and 0.15% or less C is an element that secures a predetermined amount of martensite and improves the strength of the steel sheet. If C is less than 0.07%, it is difficult to obtain a predetermined amount of martensite, and a maximum tensile strength of 900 MPa or more cannot be ensured, so C is made 0.07% or more. C is preferably 0.09% or more, 0.10% or more, or 0.12% or more.
  • C if C exceeds 0.15%, the formation of ferrite is suppressed and elongation decreases, so C is made 0.15% or less.
  • C is preferably 0.14% or less, 0.13% or less, or 0.12% or less.
  • Si+Al 0.20% or more and 2.50% or less Si and Al are essential elements for obtaining a predetermined amount of granular bainite.
  • Granular bainite is a metallographic structure in which dislocations existing at the interface of bainitic ferrite are recovered by heat treatment, and bainitic ferrite is thus aggregated.
  • Si + Al (sum of Si content and Al content) is less than 0.20%, the effect of suppressing the formation of cementite cannot be sufficiently obtained, and it becomes difficult to obtain granular bainite with a predetermined area ratio. Therefore, Si+Al should be 0.20% or more. Si+Al is preferably 0.25% or more, 0.30% or more, or 0.40% or more.
  • Si + Al exceeds 2.50%, excessive addition of Si and/or Al causes slab cracking, so Si + Al should be 2.50% or less.
  • Si+Al is preferably 2.00% or less, 1.80% or less, or 1.60% or less.
  • Mn + Cr 1.20% or more and 4.00% or less Mn and/or Cr are elements that contribute to the improvement of strength, and are elements that act to suppress ferrite transformation that occurs during heat treatment in continuous annealing equipment or continuous hot-dip galvanizing equipment.
  • Mn+Cr (the sum of the Mn content and the Cr content) is less than 1.20%, the effect is not sufficiently exhibited, ferrite exceeding the required area ratio is generated, and a tensile strength of 900 MPa or more cannot be obtained. Therefore, Mn+Cr is made 1.20% or more. Mn+Cr is preferably 1.30% or more, 1.40% or more, or 1.50% or more. Mn+Cr is more preferably 1.80% or more.
  • Mn+Cr when Mn+Cr exceeds 4.00%, ferrite transformation is excessively suppressed, a predetermined amount of ferrite cannot be secured, and elongation decreases. Therefore, Mn+Cr should be 4.00% or less. Mn+Cr is preferably 3.00% or less, 2.70% or less, or 2.50% or less.
  • P 0% or more and 0.040% or less
  • P is an impurity element that segregates in the central portion of the plate thickness of the steel plate to impair the toughness and embrittles the weld zone. If P exceeds 0.040%, the weld zone strength and hole expansibility are remarkably lowered. Therefore, P is set to 0.040% or less. P is preferably 0.030% or less, 0.020% or less, or 0.010% or less.
  • P is preferably as small as possible, and the lower limit is not particularly limited.
  • the P content may be 0%.
  • the P lower limit may be 0.0001%, 0.0002%, or 0.0005%.
  • S 0% or more and 0.010% or less
  • S is an impurity element that impairs weldability and impairs manufacturability during casting and hot rolling.
  • S is also an element that forms coarse MnS and inhibits the hole expansibility. When S exceeds 0.010%, weldability, manufacturability, and hole expansibility are significantly lowered. Therefore, S is set to 0.010% or less.
  • S is preferably 0.008% or less, 0.005% or less, or 0.004% or less.
  • S is preferably as small as possible, and the lower limit is not particularly limited.
  • the S content may be 0%.
  • the S lower limit may be 0.0001%, 0.0002%, or 0.0005%.
  • N 0% or more and 0.010% or less
  • N is an element that forms coarse nitrides, impairs bendability and hole expansibility, and causes blowholes during welding.
  • N is set to 0.010% or less.
  • the N content may be 0.008% or less, 0.006% or less, or 0.005% or less.
  • N is preferably as small as possible, and the lower limit is not particularly limited.
  • the N content may be 0%.
  • the N lower limit may be 0.0005%, 0.0008%, or 0.0010%.
  • O 0% or more and 0.006% or less
  • O is an element that forms coarse oxides, impairs bendability and hole expansibility, and causes blowholes during welding. If the O content exceeds 0.006%, the deterioration of the hole expansibility and the occurrence of blowholes become remarkable. Therefore, O is made 0.006% or less.
  • the O content may be 0.005% or less, 0.004% or less, or 0.002% or less.
  • the O content may be 0%.
  • the lower limit of O may be 0.0005%, 0.0006%, or 0.0008%.
  • the chemical composition of the steel sheet according to the present embodiment is Mo: 0% or more and 0.50% or less, Ti: 0% or more and 0.20% or less, Nb: 0% or more and 0.20% or less, B: 0% or more and 0.010% or less, V: 0% or more and 0.50% or less, Cu: 0% or more and 1.00% or less, W: 0% or more and 0.1% or less, Ta: 0% or more.
  • Mo 0-0.50% Mo, like Cr, is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet. This effect can be obtained even with a very small amount.
  • the Mo content may be 0%, but in order to obtain the above effect, the Mo content is preferably 0.01% or more, 0.02% or more, or 0.05% or more.
  • the Mo content is preferably 0.50% or less, 0.40% or less, or 0.20% or less.
  • Ti 0-0.20%
  • Ti is an important element for controlling the morphology of carbides. Ti can help increase the strength of ferrite.
  • Ti is an element that may form coarse Ti oxides or TiN to reduce the formability of the steel sheet. Therefore, from the viewpoint of ensuring the formability of the steel sheet, the smaller the Ti content, the better. However, reducing the Ti content to less than 0.001% causes an excessive increase in refining cost, so the lower limit of the Ti content may be 0.001%, 0.002%, or 0.003%.
  • Nb 0-0.20% Nb, like Ti, is an element effective in controlling the morphology of carbides, and is also an element effective in refining the structure and improving the toughness of the steel sheet. This effect can be obtained even with a very small amount.
  • the Nb content may be 0%, but in order to obtain the above effects, the Nb content is preferably 0.0001% or more, 0.0005% or more, or 0.0010% or more. However, if the Nb content is too high, a large number of fine and hard Nb carbides are precipitated, which may lead to an increase in the strength of the steel sheet and a significant deterioration in ductility, thereby deteriorating the formability of the steel sheet. Therefore, the Nb content is preferably 0.20% or less, 0.15% or less, or 0.10% or less.
  • B 0-0.010%
  • B is an element that suppresses the formation of ferrite and pearlite in the cooling process from austenite and promotes the formation of a low temperature transformation structure such as bainite or martensite.
  • B is an element useful for increasing the strength of steel. This effect can be obtained even with a very small amount.
  • the B content may be 0%, but in order to obtain the above effect, the B content is preferably 0.0001% or more, 0.0005% or more, or 0.0010% or more. However, if the content of B is too large, coarse B oxides are formed, and the B oxides may become starting points for the generation of voids during press forming, which may reduce the formability of the steel sheet.
  • the B content is preferably 0.010% or less, 0.008% or less, or 0.005% or less. In addition, it is necessary to pay close attention to the analysis to identify B less than 0.0001%. If the B content is below the detection limit of the analyzer, the B content may be considered 0%.
  • V 0-0.50% V, like Ti and Nb, is an element effective in controlling the morphology of carbides, and is also an element effective in refining the structure and improving the toughness of the steel sheet.
  • the V content may be 0%, the V content is preferably 0.001% or more, 0.005% or more, or 0.010% or more in order to obtain the above effects.
  • the V content is preferably 0.50% or less, 0.40% or less, or 0.30% or less.
  • Cu 0-1.00% Cu is an element that contributes to improving the strength of the steel sheet. This effect can be obtained even with a very small amount.
  • the Cu content may be 0%, but in order to obtain the above effect, the Cu content is preferably 0.001% or more, 0.005% or more, or 0.010% or more. However, if the Cu content is too high, red hot brittleness may occur, which may reduce productivity in hot rolling. Therefore, the Cu content is preferably 1.00% or less, 0.80% or less, or 0.50% or less.
  • W is also an effective element for controlling the morphology of carbides and improving the strength of the steel sheet.
  • the W content may be 0%, but in order to obtain the above effect, the W content is preferably 0.001% or more, 0.005% or more, or 0.010% or more.
  • the W content is preferably 0.10% or less, 0.08% or less, or 0.05% or less.
  • Ta 0-0.10% Ta, like Nb, V, and W, is an element effective in controlling the morphology of carbides and improving the strength of steel sheets.
  • the Ta content may be 0%, but in order to obtain the above effect, the Ta content is preferably 0.001% or more, 0.005% or more, or 0.010% or more.
  • the Ta content is preferably 0.10% or less, more preferably 0.02% or less, and even more preferably 0.010% or less.
  • Ni is an element effective in improving the strength of the steel sheet.
  • the Ni content may be 0%, but in order to obtain the above effect, the Ni content is preferably 0.001% or more, 0.005% or more, or 0.010% or more.
  • the Ni content is preferably 1.00% or less, 0.80% or less, or 0.50% or less.
  • Sn 0-0.050%
  • Sn is an element that can be contained in a steel sheet when scrap is used as a raw material for the steel sheet.
  • Sn may cause deterioration of the cold formability of the steel sheet due to embrittlement of ferrite. Therefore, it is preferable that the Sn content is as small as possible.
  • the Sn content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.040% or less, or 0.030% or less, and may be 0%. However, reducing the Sn content to less than 0.001% causes an excessive increase in refining cost, so the Sn content may be 0.001% or more, 0.005% or more, or 0.010% or more.
  • Co 0-0.50% Co, like Ni, is an element effective in improving the strength of the steel sheet.
  • the Co content may be 0%, but in order to obtain the above effect, the Co content is preferably 0.001% or more, 0.005% or more, or 0.010% or more.
  • the Co content is preferably 0.50% or less, 0.40% or less, or 0.30% or less.
  • Sb 0-0.050% Sb, like Sn, is an element that can be contained in a steel sheet when scrap is used as a raw material for the steel sheet. Sb strongly segregates at grain boundaries, which may lead to embrittlement of grain boundaries, deterioration of ductility, and deterioration of cold formability. Therefore, it is preferable that the content of Sb is as small as possible.
  • the Sb content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.040% or less or 0.030% or less, and may be 0%. However, reducing the Sb content to less than 0.001% causes an excessive increase in refining cost, so the Sb content may be 0.001% or more, 0.005% or more, or 0.010% or more.
  • the As content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.040% or less or 0.030% or less, and may be 0%. However, reducing the As content to less than 0.001% causes an excessive increase in refining cost, so the As content may be 0.001% or more, 0.005% or more, or 0.010% or more.
  • Mg 0-0.050% Mg controls the forms of sulfides and oxides and contributes to the improvement of the bending formability of the steel sheet. This effect can be obtained even with a very small amount.
  • the content of Mg may be 0%, the content of Mg is preferably 0.0001% or more, 0.005% or more, or 0.010% or more in order to obtain the above effect.
  • the Mg content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.040% or less or 0.030% or less.
  • Ca is an element capable of controlling the morphology of sulfides with a trace amount.
  • the Ca content may be 0%, the Ca content is preferably 0.001% or more, 0.005% or more, or 0.010% or more in order to obtain the above effects.
  • the Ca content is preferably 0.040% or less, more preferably 0.030% or less or 0.020% or less.
  • Y 0 to 0.050% Y, like Mg and Ca, is an element capable of controlling the morphology of sulfides even in a very small amount.
  • the Y content may be 0%, but in order to obtain the above effect, the Y content is preferably 0.001% or more, 0.005% or more, or 0.010% or more. However, if the Y content is too high, coarse Y oxides may be produced and the cold formability may deteriorate. Therefore, the Y content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.040% or less or 0.030% or less.
  • Zr 0-0.050% Zr, like Mg, Ca, and Y, is an element capable of controlling the morphology of sulfides with a trace amount.
  • the Zr content may be 0%, the Zr content is preferably 0.001% or more, 0.005% or more, or 0.010% or more in order to obtain the above effect.
  • the Zr content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.040% or less or 0.030% or less.
  • La 0-0.050%
  • the La content may be 0%, but in order to obtain the above effect, the La content is preferably 0.001% or more, 0.005% or more, or 0.010% or more. However, if the La content is too high, La oxides may be produced and the cold formability may deteriorate. Therefore, the La content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.040% or less or 0.030% or less.
  • Ce 0-0.050% Ce, like La, is an element capable of controlling the morphology of sulfides with a trace amount.
  • the Ce content may be 0%, but in order to obtain the above effect, the Ce content is preferably 0.001% or more, 0.005% or more, or 0.010% or more.
  • Ce is an element that strongly segregates at grain boundaries and causes a decrease in the number ratio of grain boundary carbides. Therefore, the Ce content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.040% or less or 0.030% or less.
  • the remainder excluding the above elements is Fe and impurities.
  • Impurities are elements that are allowed to exist as long as they are mixed from steel raw materials and/or during the steelmaking process and do not impair the properties of the steel sheet according to the present embodiment.
  • the steel sheet according to this embodiment may have a plating layer.
  • the coating layer of the steel sheet according to the present embodiment may be a hot-dip galvanized layer or a hot-dip zinc alloy coating layer (a coating layer composed of an alloy of zinc and additional elements such as Si and Al), and may be an alloyed hot-dip galvanized layer (alloyed coating layer) obtained by alloying these coatings.
  • the steel sheet according to the present embodiment may have another plating layer (for example, an aluminum plating layer or the like).
  • the hot-dip galvanized layer and hot-dip galvanized layer preferably contain less than 7% by mass of Fe, and the alloyed layer preferably contains 7% by mass or more and 15% by mass or less of Fe.
  • the components other than zinc and Fe are not particularly limited, and various configurations can be adopted within the usual range.
  • the steel plate according to this embodiment is manufactured as follows.
  • a cast slab having the chemical composition of the steel plate according to the present embodiment (a-1) Finish rolling is completed at 880 ° C. or higher, (a-2) Cooling at an average cooling rate of 20° C./second or more from the finish rolling completion temperature to the coiling temperature, (a-3) Hot-rolled so that the coiling temperature is 680 ° C. or less to form a hot-rolled steel sheet, (b)
  • the hot-rolled steel sheet is subjected to cold rolling after pickling to obtain a cold-rolled steel sheet, and then (c) heating the cold-rolled steel sheet at a heating rate of 0.7° C./second or more and 10° C./second or less in the temperature range of 650° C.
  • a slow cooling zone is provided for cooling at a cooling rate of 0.5 ° C./sec to 20 ° C./sec to a temperature range of 650 ° C. or higher and 750 ° C.
  • the average cooling rate at 580 ° C. or higher and 650 ° C. or lower is 5 ° C./sec or more
  • the steel sheet after retention, the steel sheet having hot-dip galvanization or hot-dip galvanizing, or the steel sheet having alloyed hot-dip galvanizing is tempered in a temperature range of 500°C or less. Tempering may be performed on-line, or may be performed off-line after continuous annealing. When performed online, the temperature may be cooled to a temperature range of room temperature or higher and 300° C. or lower during cooling after the step (f) or (g), and then heated to a temperature of 200° C. or higher and 400° C. or lower.
  • the process conditions are described below.
  • the steel sheet according to the present embodiment contains relatively large amounts of alloying elements in order to ensure a maximum tensile strength of 900 MPa or higher. Therefore, since it is necessary to increase the rolling load during hot rolling, it is preferable to perform hot rolling at a high temperature. Further, during hot rolling, rough rolled steel sheets may be joined together and hot rolled continuously.
  • Finish rolling is completed at 880°C or higher. If the finish rolling completion temperature range is less than 880°C, the rolling load may become excessive and the productivity may be deteriorated. Further, in the case of (austenite + ferrite) two-phase temperature range rolling, the shape after hot rolling deteriorates, and subsequent sheet threading becomes impossible.
  • the upper limit of the finish rolling completion temperature is not particularly specified, but if the finish rolling completion temperature is 950°C or higher, the productivity deteriorates, so the upper limit of the finish rolling completion temperature is preferably 950°C.
  • a slab produced by casting has center segregation and micro segregation.
  • the micro-segregation is elongated in the rolling direction by rolling, so that a thickened region and a lean region are alternately formed in a band shape along the sheet thickness direction.
  • Such band-shaped segregation of elements is particularly noticeable in manganese, remains in the steel sheet even after the subsequent steps, affects the formation of the structure during continuous annealing, increases non-uniformity in the thickness direction, and causes deterioration in formability.
  • the average cooling rate from the finish rolling completion temperature to the coiling temperature (value obtained by dividing the difference between the finish rolling completion temperature and the coiling temperature by the time required from the end of finish rolling to the start of coiling) must be 20 ° C./sec or more.
  • the average cooling rate from the finish rolling completion temperature to the coiling temperature is preferably 50° C./second or more, more preferably 100° C./second or more.
  • (a-3) Coiling temperature 680°C or less
  • the hot-rolled steel sheet is coiled in a temperature range of 680°C or less. If the coiling temperature exceeds 680 ° C., the pearlite transformation progresses, the density of the elements confirmed by the measurement along the plate thickness direction as described above increases, and the formability after continuous annealing deteriorates.
  • the winding temperature is preferably 550°C or lower, more preferably 450°C or lower. Although the lower limit of the winding temperature is not specified, room temperature is the practical lower limit because it is technically difficult to wind the film at a temperature below room temperature.
  • the hot-rolled steel sheet is cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet (hereinafter referred to as "steel sheet").
  • the pickling may be carried out once, or may be carried out in multiple batches as necessary.
  • the number of rolling passes and the rolling reduction for each pass may be appropriately set within a range in which a rolling reduction of approximately 10% or more and 80% or less can be secured.
  • heating is performed by switching the heating rate as follows. (c1) heating from room temperature to 650° C. at a heating rate of 0.7° C./sec or more and preferably 10° C./sec or less; (c2) Switch the heating rate in the temperature range of 650° C. or more and Ac1 point or less. (c3) Heating is performed at a heating rate of 0.6° C./second or more and 2° C./second or less in the temperature range from Ac1 point to Ac1 point+20° C.;
  • the temperature range from Ac1 point to Ac1 point +20°C is the time when austenite ( ⁇ structure) begins to form. If the heating rate in this temperature range is less than 0.6° C., austenite grain growth occurs preferentially in the Mn-segregated portion. Therefore, the austenite grains cannot be uniformly dispersed. On the other hand, if the heating rate in this temperature range exceeds 2° C./sec, the formation of austenite is delayed due to so-called overheating, and austenite is formed in the high temperature range. In this case, rapid austenite growth occurs in the portion where Mn is segregated, and therefore the austenite grains cannot be uniformly dispersed. For the above reasons, it is necessary to heat at a heating rate of 0.6° C./second or more and 2° C./second or less in the temperature range from Ac1 point to Ac1 point+20° C.
  • the heating rate should be 0.7°C/second or more and 10°C/second or less.
  • the heating rate should be 0.7°C/second or more and 10°C/second or less.
  • the heating rate is 0.7° C./second or more, the recrystallization of ferrite can be sufficiently advanced.
  • the heating rate is too high, it is expected that it will be difficult to keep the heating rate within the above range in the temperature range from Ac1 point to Ac1 point+20°C. Therefore, it is preferable that the heating rate until the temperature of the steel plate reaches 650° C. is 10° C./sec or less.
  • the heating rate in order to set the heating rate to 0.6°C/second or more and 2°C/second or less in the temperature range of Ac1 point or Ac1 point + 20°C, the heating rate must be switched when the steel plate temperature reaches a temperature range slightly lower than this temperature range. Specifically, it is necessary to switch the heating rate when the steel sheet temperature is in the temperature range of 650° C. or more and Ac1 point or less. If the switching temperature is less than 650° C., non-recrystallized regions of ferrite grains remain and the elongation of the finally obtained steel sheet is reduced. On the other hand, if the switching temperature exceeds the Ac point 1 or lower, the overheating described above cannot be suppressed.
  • the heating rate of the steel sheet temperature must always be within the above range in the temperature range from Ac1 point to Ac1+20°C.
  • the annealing temperature range exceeds 900°C or if the holding time exceeds 500 seconds, austenite grain growth proceeds and ferrite transformation is excessively suppressed, and a predetermined amount of ferrite cannot be obtained in the final structure, resulting in reduced ductility.
  • the annealing temperature range is preferably 850°C or lower.
  • the holding time means the time during which the temperature of the steel sheet is held isothermally at the maximum heating temperature.
  • the atmosphere in which the steel sheet is heated to within the above temperature range is not particularly limited, but the steel sheet may be heated in an atmosphere with a dew point of -15°C or higher and 20°C or lower, for example.
  • a dew point of -15°C or higher and 20°C or lower, for example.
  • decarburization of the steel sheet surface proceeds, and the bendability of the steel sheet can be further improved.
  • plating adhesion can be improved. Specifically, by setting the dew point when heating the steel sheet to ⁇ 15° C. or higher, it is possible to suppress the external oxidation state of Si and Mn while appropriately progressing decarburization, and it is possible to ensure better plating adhesion.
  • the dew point when heating the steel sheet is more preferably ⁇ 10° C. or higher.
  • the dew point when heating the steel sheet is preferably ⁇ 24° C. or less.
  • the means for controlling the atmosphere around the steel plate is not particularly limited.
  • the heating and temperature maintenance of the steel sheet may be performed in the heating furnace and the soaking furnace of the continuous annealing line, and the atmosphere in these furnaces may be controlled within the above range.
  • a slow cooling zone for cooling to a temperature range of 650 ° C. or higher and 750 ° C. or lower at an average cooling rate of 0.5 ° C./sec or more and 20 ° C./sec or less may be provided in the production line.
  • the average cooling rate must be 0.5° C./second or more. If the average cooling rate in the slow cooling zone is too low, the amount of ferrite will be excessive and the tensile strength will be insufficient.
  • the average cooling rate is the average cooling rate in the temperature range from the maximum heating temperature to the steel sheet temperature at the exit of the slow cooling zone.
  • the average cooling rate is set to 5° C./second or more regardless of the presence or absence of the slow cooling zone.
  • Annealing is performed at a maximum heating temperature of Ac1+30°C or higher and 900°C or lower. After completion of temperature holding at the maximum heating temperature, first, the temperature of the steel sheet is lowered to a temperature range of 480°C or higher and 580°C or lower. At this time, the steel sheet may be cooled via the slow cooling zone described above. Then, the temperature of the steel sheet is held at a first holding temperature in the temperature range of 480° C. or higher and 580° C. or lower for 10 seconds or more and 100 seconds or less. In the temperature range of 480° C. or higher and 580° C. or lower, carbides are not generated in the steel sheet, and bainitic ferrite is generated in the steel sheet. This can further promote the formation of granular bainite in the subsequent heat treatment.
  • the steel plate is brought to a temperature range of 500°C or more and 630°C or less. You may reheat a steel plate as needed. Then, the steel sheet is held at a second holding temperature in the temperature range of 500° C. or higher and 630° C. or lower for 10 seconds or longer and 500 seconds or shorter.
  • a recovery phenomenon occurs in the bainitic ferrite (a phenomenon in which atoms are diffused, lattice defects move, and the atoms introduced into the bainitic ferrite during transformation are annihilated by maintaining the metal at a high temperature, and the dislocation density inside the metal is reduced).
  • granular bainite is formed between ferrite and martensite, and the ratio of the number of martensite adjacent to ferrite can be reduced to 30% or less.
  • the steel sheet may be cooled to (galvanizing bath temperature -40) ° C. to (galvanizing bath temperature +50) ° C. and immersed in a hot dip galvanizing bath or hot dip galvanizing bath.
  • the hot-dip galvanizing or hot-dip zinc alloy plating may be subjected to an alloying treatment. Since the preferred conditions for the hot-dip galvanizing bath and the hot-dip galvanizing bath are substantially the same, only the hot-dip galvanizing bath will be described below.
  • Cooling temperature range (galvanizing bath temperature -40) °C ⁇ (galvanizing bath temperature +50) °C (f)
  • the steel sheet is cooled to a temperature range near the galvanizing bath temperature, that is, (galvanizing bath temperature -40) ° C. to (galvanizing bath temperature +50) ° C.
  • the cooling temperature range is less than (galvanizing bath temperature - 40) °C, the temperature of the steel sheet is too low with respect to the temperature of the galvanizing bath, and the steel sheet that enters the galvanizing bath lowers the galvanizing bath temperature, making it impossible to maintain an appropriate galvanizing bath temperature. It is preferably (galvanizing bath temperature - 20)°C or higher.
  • the cooling temperature range exceeds (galvanizing bath temperature + 50) ° C, the steel sheet temperature will be too high and the steel sheet will enter the galvanizing bath, and at the same time, the interdiffusion of zinc and iron will occur violently on the steel plate surface. It is preferably (galvanizing bath temperature + 30)°C or less.
  • the alloying treatment applied to the hot-dip galvanized layer is performed by heating the hot-dip galvanized layer to a normal heating temperature range, that is, 300 to 550°C.
  • the steel plate may be tempered.
  • the tempering step may be a step of holding at a predetermined temperature or reheating during final cooling to room temperature, or a step of reheating to a predetermined temperature after final cooling is completed.
  • a heating method in the tempering step is not particularly limited. However, from the viewpoint of suppressing a decrease in the strength of the steel sheet, the holding temperature or heating temperature in the tempering step is preferably 500°C or less. Tempering may be performed on-line, or may be performed off-line after continuous annealing. When performed online, the temperature may be cooled to a temperature range of room temperature or higher and 300° C. or lower during cooling after the step (f) or (g), and then heated to a temperature of 200° C. or higher and 400° C. or lower.
  • Example 1 Using various slabs having the chemical compositions shown in Tables 1-1 and 1-2 as materials, various steel plates were produced according to the various production conditions shown in Tables 2-1 and 3-2. In Tables 1-1 and 1-2, the contents of elements not added to the slabs are shown blank. In addition, the unit of the components of each slab was % by mass, and the balance was iron and impurities. The temperature holding time at the maximum heating temperature was within the range of 10 seconds or more and 500 seconds or less under all manufacturing conditions. In addition, the rolling reduction during cold rolling was within the range of 10 to 80% under all manufacturing conditions. The blanks indicate the tempering temperature and tempering time under manufacturing conditions in which tempering is not performed.
  • the “average cooling rate in the slow cooling zone” in such production conditions means the average cooling rate from the maximum heating temperature to the cooling stop temperature in the slow cooling zone, and the “average cooling rate up to 500 ° C.” means the average cooling rate from the cooling stop temperature in the slow cooling zone to the stationary temperature range.
  • the elongation of the steel plate was evaluated by both the normal elongation (El 1 ) measured with a normal test piece and the processed part elongation (El 2 ) measured with a test piece having a stress concentrated portion.
  • the evaluation of the normal elongation El 1 (total elongation El) of the steel sheet is performed by taking a JIS5B test piece from the steel sheet so that the longitudinal direction is perpendicular to the rolling direction of the steel sheet, and performing a tensile test in accordance with JIS Z 2241: 2011, as in the evaluation of the tensile strength.
  • Steel sheets with a normal elongation El 1 of 10.0% or more were judged acceptable with respect to elongation.
  • the work part elongation El 2 was evaluated by making a circular notch with a radius of R30 as shown in FIG. Steel sheets with a value obtained by dividing the work zone elongation El 2 by the normal elongation El 1 (El 2 /El 1 ) exceeding 0.280 were judged to be acceptable with respect to deformability in stress concentration zones.
  • the hole expandability ( ⁇ ) of the steel plate was evaluated by conducting a hole expandability test in accordance with JIS Z 2256:2010. Steel sheets with a hole expandability of 25.0% or more were judged to pass the hole expandability.
  • Comparative Example NN-32 could not be tested after hot rolling due to the excessive rolling load and the defective shape of the hot-rolled sheet. It is believed that this is because the finish rolling completion temperature was too low. Comparative Example NN-33 lacks martensite, while the ratio of martensite in contact with ferrite and the maximum difference in hardness in the plate thickness direction are excessive, resulting in elongation, hole expansibility, workability, and deformability in stress concentration areas.
  • Comparative Example NN-35 the proportion of martensite in contact with ferrite and the maximum difference in hardness in the plate thickness direction were excessive, resulting in insufficient hole expansibility, workability, and deformability in stress concentration areas. It is presumed that this is because the high winding temperature promoted non-uniformity of the tissue. Comparative Example NN-36 had an excessive proportion of martensite in contact with ferrite, resulting in insufficient hole expansibility, workability, and deformability at stress concentration portions. It is presumed that this is because the heating rate before switching was slow.
  • Comparative Example NN-38 had an excessive amount of ferrite and insufficient other structures, resulting in insufficient tensile strength. It is presumed that this is because the maximum heating temperature is low. Comparative Example NN-39 had a low amount of ferrite and an excessive amount of martensite, resulting in poor elongation and workability. It is presumed that this is because the maximum heating temperature is high. Comparative Example NN-40 had an excessive amount of ferrite and an insufficient amount of martensite, resulting in insufficient tensile strength. It is presumed that this is because the average cooling rate in the slow cooling zone is slow. Comparative Example NN-42 lacked granular bainite and martensite and had an excessive proportion of martensite in contact with ferrite.
  • Comparative Example NN-46 since C was excessive, the amount of martensite was excessive, ferrite and granular bainite were insufficient, martensite was excessive, and elongation, workability, and deformability at stress concentration portions were insufficient. Comparative Example NN-47 lacked Si+Al, resulting in an excessive amount of bainite and an insufficient amount of granular bainite, resulting in insufficient hole expansibility, workability, and deformability in stress concentration areas. In Comparative Example NN-48, since Si+Al was excessive, the steel sheet became embrittled and lacked elongation and workability.
  • Comparative Example NN-49 Mn+Cr was insufficient, so the amount of ferrite was excessive, and the amount of martensite was insufficient, resulting in insufficient tensile strength.
  • Comparative Example NN-50 since Mn+Cr was excessive, coarse Mn oxides and sulfides were formed, and the hole expansibility, workability, and deformability at stress concentration portions deteriorated.
  • Comparative Example NN-51 the proportion of martensite in contact with ferrite and the maximum difference in hardness in the sheet thickness direction were excessive, resulting in insufficient workability and deformability at the stress concentration portion. It is presumed that this is because the finish rolling completion temperature was inappropriate.
  • Comparative Example NN-52 the maximum difference in hardness in the plate thickness direction was excessive, and as a result, the deformability at the stress concentration portion was insufficient. It is presumed that this is because the heating rate was switched in a temperature range that was too low.
  • Comparative Example NN-53 the maximum difference in hardness in the plate thickness direction was excessive, and as a result, the deformability at the stress concentrated portion was insufficient. It is presumed that this is because the heating rate was switched in a temperature range that was too high.
  • Comparative Example NN-54 the maximum difference in hardness in the plate thickness direction was excessive, and as a result, the deformability at the stress concentration portion was insufficient.
  • Comparative Example NN-57 no granular bainite was formed, and the proportion of martensite in contact with ferrite was excessive, resulting in insufficient deformability at the stress concentration portion. It is presumed that this is because the retention time at 500 to 630°C was insufficient.
  • Comparative Example NN-58 no granular bainite was formed, and the proportion of martensite in contact with ferrite was excessive, resulting in insufficient deformability at the stress concentration portion. This is presumed to be due to excessive retention time at 500-630°C.
  • Comparative Example NN-59 no granular bainite was formed, and the proportion of martensite in contact with ferrite was excessive, resulting in insufficient deformability at the stress concentration portion. It is presumed that this is because the residence time in the temperature range of 480 to 580°C and the temperature range of 500 to 630°C was not provided.
  • Example 2 Using various slabs having chemical compositions shown in Tables 6-1 and 6-2 as materials, various steel plates were produced according to various production conditions shown in Tables 7-1 to 8-2.
  • Tables 6-1 and 6-2 the contents of elements not added to the slabs are shown blank.
  • the unit of the components of each slab was % by mass, and the balance was iron and impurities.
  • the temperature holding time at the maximum heating temperature was within the range of 10 seconds or more and 500 seconds or less under all manufacturing conditions.
  • the rolling reduction during cold rolling was within the range of 10 to 80% under all manufacturing conditions.
  • the blanks indicate the tempering temperature and tempering time under manufacturing conditions in which tempering is not performed.
  • the “average cooling rate in the slow cooling zone” in such production conditions means the average cooling rate from the maximum heating temperature to the cooling stop temperature in the slow cooling zone, and the “average cooling rate up to 500 ° C.” means the average cooling rate from the cooling stop temperature in the slow cooling zone to the stationary temperature range.
  • steel sheets were evaluated for tensile strength (TS), elongation (El), hole expansibility ( ⁇ ), ⁇ , and workability, and are listed in Tables 10-1 and 10-2. These evaluation methods are as follows.
  • the tensile strength of the steel sheet was evaluated by taking a JIS5B test piece from the steel sheet so that the longitudinal direction was perpendicular to the rolling direction of the steel sheet, and performing a tensile test according to JIS Z 2241:2011. Steel sheets with a tensile strength of 900 MPa or more were judged to be acceptable in terms of tensile strength.
  • the elongation of the steel plate was evaluated by both the normal elongation (El 1 ) measured with a normal test piece and the processed part elongation (El 2 ) measured with a test piece having a stress concentrated portion.
  • the evaluation of the normal elongation El 1 (total elongation El) of the steel sheet is performed by taking a JIS5B test piece from the steel sheet so that the longitudinal direction is perpendicular to the rolling direction of the steel sheet, and performing a tensile test in accordance with JIS Z 2241: 2011, as in the evaluation of the tensile strength.
  • Steel sheets with a normal elongation El 1 of 10.0% or more were judged acceptable with respect to elongation.
  • the work part elongation El 2 was evaluated by adding a circular notch with a radius of R30 to the central part of the longitudinal direction of the JIS5B test piece taken from the steel plate as shown in FIG. Steel sheets with a value obtained by dividing the work zone elongation El 2 by the normal elongation El 1 (El 2 /El 1 ) exceeding 0.280 were judged to be acceptable with respect to deformability in stress concentration zones.
  • the hole expandability ( ⁇ ) of the steel plate was evaluated by conducting a hole expandability test in accordance with JIS Z 2256:2010. Steel sheets with a hole expandability of 25.0% or more were judged to pass the hole expandability.
  • Example NA-39 examples in which the chemical composition and manufacturing conditions were appropriate were excellent in tensile strength, elongation, and hole expansibility, and were judged to have both strength and moldability at high levels.
  • the examples other than Example NA-39 were also excellent in the limit bending angle.
  • the Hv30/Hvi was not within the preferred range, so the evaluation result of the limit bending angle was not within the preferred range, but the other evaluation results were excellent, so it was judged to be a steel sheet with high levels of strength, formability, and deformability in stress concentration areas.
  • Comparative Example NA-32 could not be tested after hot rolling due to the excessive rolling load and the defective shape of the hot-rolled sheet. It is believed that this is because the finish rolling completion temperature was too low.
  • Comparative Example NA-33 the martensite was insufficient, while the ratio of martensite in contact with ferrite and the maximum difference in hardness in the plate thickness direction were excessive, resulting in elongation, hole expansibility, workability, and deformability at stress concentration portions. It is presumed that this is because the cooling rate from finish rolling to coiling was slow, which promoted non-uniformity of the structure.
  • Comparative Example NA-36 the ratio of martensite in contact with ferrite and the maximum difference in hardness in the plate thickness direction were excessive, resulting in insufficient hole expandability, workability, and deformability at stress concentration parts, and the bending threshold was also less than 0. It is presumed that this is because the high winding temperature promoted non-uniformity of the tissue.
  • Comparative Example NA-37 the proportion of martensite in contact with ferrite was excessive, resulting in insufficient hole expandability, workability, and deformability at stress concentration portions, and the bending threshold value was less than zero. It is presumed that this is because the heating rate before switching was slow. Comparative Example NA-41 had an excessive amount of ferrite and insufficient other structures, resulting in insufficient tensile strength. It is presumed that this is because the maximum heating temperature is low. Comparative Example NA-42 had a low ferrite content and an excessive martensite content, resulting in poor elongation and workability. It is presumed that this is because the maximum heating temperature is high.
  • Comparative Example NA-46 the amount of ferrite was excessive and the amount of martensite was insufficient, resulting in poor workability. It is presumed that this is because the cooling rate was insufficient at 580°C or higher.
  • Comparative Example NA-48 granular bainite was not generated and martensite was insufficient, while bainite was excessive and the proportion of martensite in contact with ferrite was excessive. As a result, the hole expandability, the workability, and the deformability at the stress concentrated portion were impaired, and the bending threshold was less than zero. It is presumed that this is because the residence time at 480° C. or higher and 580° C. or lower was short.
  • Comparative Example NA-49 had an excessive amount of granular bainite and an insufficient amount of martensite, resulting in insufficient tensile strength. It is presumed that this is because the retention time at 480° C. or higher and 580° C. or lower was too long. Since Comparative Example NA-50 lacked C, it lacked martensite and lost its tensile strength. In Comparative Example NA-51, since C was excessive, martensite was excessive and other structures were insufficient, resulting in insufficient elongation, workability, and deformability at the stress concentration portion.
  • Comparative Example NA-52 since Si+Al was insufficient, granular bainite was insufficient and bainite was excessive, resulting in insufficient workability and deformability at the stress concentrated portion.
  • Comparative Example NA-53 since Si+Al was excessive, the steel sheet became embrittled and lacked elongation and workability.
  • Comparative Example NA-54 lacked Mn+Cr, so the amount of ferrite was excessive and the amount of martensite was insufficient, resulting in insufficient tensile strength.
  • Comparative Example NA-55 since Mn+Cr was excessive, coarse Mn oxides and sulfides were formed, and the hole expansibility, workability, and deformability at stress concentration portions were deteriorated.
  • Comparative Example NA-56 the maximum difference in hardness in the plate thickness direction was excessive, and as a result, the deformability at the stress concentration portion was insufficient. It is presumed that this is because the heating rate was switched in a temperature range that was too low.
  • Comparative Example NA-57 the maximum difference in hardness in the plate thickness direction was excessive, and as a result, the deformability at the stress concentration portion was insufficient. It is presumed that this is because the heating rate was switched in a temperature range that was too high.
  • Comparative Example NA-58 the maximum difference in hardness in the plate thickness direction was excessive, and as a result, the deformability at the stress concentration portion was insufficient.
  • Comparative Example NA-61 no granular bainite was formed, and the proportion of martensite in contact with ferrite was excessive, resulting in insufficient deformability at the stress concentration portion. It is presumed that this is because the retention time at 500 to 630°C was insufficient.
  • Comparative Example NA-62 no granular bainite was formed, and the proportion of martensite in contact with ferrite was excessive, resulting in insufficient deformability at the stress concentration portion. This is presumed to be due to excessive retention time at 500-630°C.
  • Comparative Example NA-63 no granular bainite was formed, and the proportion of martensite in contact with ferrite was excessive, resulting in insufficient deformability at the stress concentration portion. It is presumed that this is because the residence time in the temperature range of 480-580°C and the temperature range of 500-630°C was not provided.
  • the present invention it is possible to provide a steel sheet with excellent formability and a maximum tensile strength of 900 MPa or more suitable for structural members of automobiles and the like, and a method for manufacturing the same. Since the steel sheet of the present invention is particularly excellent in collision safety, the present invention has high applicability in the automobile industry and the steel sheet manufacturing/processing industry.

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Abstract

本発明の一態様に係る鋼板は、所定の化学成分を有し、板厚１／４部における金属組織が、体積率で、フェライト：１０％以上、５０％未満、グラニュラーベイナイト：５％以上、４０％未満、マルテンサイト：３０％以上、５５％以下、上部ベイナイトおよび下部ベイナイト：合計で３０％未満、パーライト：１０％未満、及び残留オーステナイト：５％未満からなり、板厚１／４部において、前記フェライトと隣接する金属組織の個数に対する、前記フェライトと隣接する前記マルテンサイトの個数の割合が３０％以下であり、鋼板の表面から板厚方向に１００μｍ深さの位置を起点として、板厚中心部位置まで３０μｍ間隔で求めた荷重５０ｇｆのビッカース硬さの最大値と最小値との差が６０ＨＶ以下である。

Description

鋼板
　本発明は、自動車部品等が主たる用途の、成形性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の鋼板に関する。
　自動車からの炭酸ガスの排出量を抑えるために、高強度鋼板を使用して、安全性を確保しながら自動車車体を軽量化する試みが進められている。しかし、一般に、鋼板の強度を高めると、成形性は低下する。高強度鋼板において、強度と成形性とを両立させることは困難である。
　また、自動車部材には穴などの応力集中部が存在する。自動車部材用の鋼板をプレス加工する際に、応力集中部において破断が生じやすい。そのため、応力集中部に高い変形能を付与できる鋼板が産業界から切望されている。しかしながら、応力集中部における変形能もまた、鋼板の強度が高いほど低下する傾向にある。
　これらの課題を解決するために、いくつかの手段が提案されている。
　例えば、特許文献１には、鋼板の金属組織を、軟質組織であるフェライトと、硬質組織であるマルテンサイトの複合組織とすることで、強度と伸び性を両立させることが開示されている。しかし、特許文献１の鋼板の金属組織は、軟質組織と硬質組織の組合せであるため、両組織間の硬度差が大きい。組織間の硬度差が大きい場合、組織間の界面でボイドが生じやすくなり、穴広げ性が損なわれるおそれがある。そのため、特許文献１に記載の鋼板は、穴広げ性の向上が求められる。
　特許文献２には、鋼板の金属組織を、フェライトとマルテンサイトの中間の硬さを持つ上部ベイナイト又は下部ベイナイトの単一組織とすることで、組織間の硬度差を低減し、強度と穴広げ性を高めることが開示されている。しかし、上部ベイナイト又は下部ベイナイトは、転位を多く含むベイニティックフェライトと、硬質なセメンタイトから構成される組織であるので、特許文献２の鋼板は、伸び性の向上が求められる。
　特許文献３には、鋼板の金属組織を、フェライト、上部ベイナイト又は下部ベイナイト、及び、マルテンサイトから構成することにより、組織間の硬度差を低減し、強度と穴広げ性を確保しつつ、伸び性の劣化を抑制することが開示されている。しかし、上部ベイナイト又は下部ベイナイトは、転位を多く含むベイニティックフェライトと、硬質なセメンタイトから構成されるため、特許文献３の鋼板は、伸び性の向上が求められる。
　特許文献４には、硬質なマルテンサイト、軟質なフェライト、及びマルテンサイトとフェライトの中間の硬さを有するグラニュラーベイナイトを有する金属組織とすることで、組織間の硬度差を低減し、高い強度、伸び、穴広げ性が得られることが開示されている。特許文献５には、所定の化学組成を有し、面積分率で、フェライト：３０％～５０％、グラニュラーベイナイト：５％～２０％、マルテンサイト：３０％～５５％、ベイナイト：３５％未満、かつ残留オーステナイト及びパーライト：合計で１０％以下、で表される金属組織を有する鋼板が開示されている。しかし本発明者らが知見したところによれば、特許文献４及び特許文献５に開示の技術では、熱間圧延後の冷却速度、及び焼鈍時の加熱速度の最適化がなされていない。従って、特許文献４及び特許文献５に開示された鋼板においては、応力集中部における変形能が劣っている。
特開平０７－０１１３８３号公報 特許第２６１６３５０号公報 特開平０７－２０７４１３号公報 国際公開第２０１８／０５１４０２号 国際公開第２０１８／１３８８９８号
　本発明は、強度、成形性、及び応力集中部における変形能の全てを高水準で備える鋼板を提供することを目的とする。
　本発明の要旨は以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係る鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０７％以上、０．１５％以下、Ｓｉ＋Ａｌ：０．２０％以上、２．５０％以下、Ｍｎ＋Ｃｒ：１．２０％以上、４．００％以下、Ｐ：０％以上、０．０４０％以下、Ｓ：０％以上、０．０１０％以下、Ｎ：０％以上、０．０１０％以下、Ｏ：０％以上、０．００６％以下、Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下、Ｔｉ：０％以上、０．２０％以下、Ｎｂ：０％以上、０．２０％以下、Ｂ：０％以上、０．０１０％以下、Ｖ：０％以上、０．５０％以下、Ｃｕ：０％以上、１．００％以下、Ｗ：０％以上、０．１０％以下、Ｔａ：０％以上、０．１０％以下、Ｎｉ：０％以上、１．００％以下、Ｓｎ：０％以上、０．０５０％以下、Ｃｏ：０％以上、０．５０％以下、Ｓｂ：０％以上、０．０５０％以下、Ａｓ：０％以上、０．０５０％以下、Ｍｇ：０％以上、０．０５０％以下、Ｃａ：０％以上、０．０４０％以下、Ｙ：０％以上、０．０５０％以下、Ｚｒ：０％以上、０．０５０％以下、Ｌａ：０％以上、０．０５０％以下、及びＣｅ：０％以上、０．０５０％以下を含み、残部がＦｅ及び不純物からなり、板厚１／４部における金属組織が、体積率で、フェライト：１０％以上、５０％未満、グラニュラーベイナイト：５％以上、４０％未満、マルテンサイト：３０％以上、５５％以下、上部ベイナイトおよび下部ベイナイト：合計で３０％未満、パーライト：１０％未満、及び残留オーステナイト：５％未満からなり、板厚１／４部において、前記フェライトと隣接する金属組織の個数に対する、前記フェライトと隣接する前記マルテンサイトの個数の割合が３０％以下であり、鋼板の表面から板厚方向に１００μｍ深さの位置を起点として、板厚中心部位置まで３０μｍ間隔で求めた荷重５０ｇｆのビッカース硬さの最大値と最小値との差が６０ＨＶ以下である。
（２）上記（１）に記載の鋼板では、前記化学組成が、質量％で、Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％以下、Ｔｉ：０．００１％以上、０．２０％以下、Ｎｂ：０．０００１％以上、０．２０％以下、Ｂ：０．０００１％以上、０．０１０％以下、Ｖ：０．００１％以上、０．５０％以下、Ｃｕ：０．００１％以上、１．００％以下、Ｗ：０．００１％以上、０．１０％以下、Ｔａ：０．００１％以上、０．１０％以下、Ｎｉ：０．００１％以上、１．００％以下、Ｓｎ：０．００１％以上、０．０５０％以下、Ｃｏ：０．００１％以上、０．５０％以下、Ｓｂ：０．００１％以上、０．０５０％以下、Ａｓ：０．００１％以上、０．０５０％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０５０％以下、Ｃａ：０．００１％以上、０．０４０％以下、Ｙ：０．００１％以上、０．０５０％以下、Ｚｒ：０．００１％以上、０．０５０％以下、Ｌａ：０．００１％以上、０．０５０％以下、及びＣｅ：０．００１％以上、０．０５０％以下からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）又は（２）に記載の鋼板では、前記鋼板の前記表面から前記板厚方向に３０μｍ深さの位置の、荷重０．２９Ｎでのビッカース硬さＨｖ３０と、前記板厚１／４部の、荷重０．２９Ｎでのビッカース硬さＨｖｉとの比Ｈｖ３０／Ｈｖｉが０．８以下であり、引張強さが９００ＭＰａ以上であってもよい。
（４）上記（１）～（３）のいずれか一項に記載の鋼板は、前記表面に溶融亜鉛めっき層又は溶融亜鉛合金めっき層を有してもよい。
（５）上記（１）～（３）のいずれか一項に記載の鋼板は、前記表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有してもよい。
　本発明によれば、自動車等の構造部材として好適な、成形性、及び応力集中部における変形能を有し、９００ＭＰａ以上の高い引張強度を有する鋼板を提供することができる。
グラニュラーベイナイトが生成される様子を示す説明図である。 本実施形態に係る鋼板の、焼鈍前の加熱条件を模式的に示す温度－時間グラフである。 本実施形態に係る鋼板の、焼鈍後の冷却条件を模式的に示す温度－時間グラフである。 加工部伸びＥｌ２の評価用の試験片の形状を示す概略図である。
　本発明者らは、鋼板をマルテンサイト、フェライトおよびグラニュラーベイナイトを有する金属組織とし、さらに、これらの金属組織の配置を制御することが好適である旨を知見した。具体的には、フェライトとマルテンサイトとの間にグラニュラーベイナイトが配置されるように鋼板の金属組織を制御することで、硬度差の大きな箇所を低減することができる旨を、本発明者らは知見した。これにより、鋼板の穴広げ性をさらに向上することができる。また、板厚方向の硬度差が小さい金属組織を鋼板に適用することにより、応力集中部での変形能を一層高めることができることも本発明者らは知見した。
　以上の知見に基づいて得られた本発明の１つの実施形態では、引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度鋼板において、グラニュラーベイナイトの体積率、並びにフェライト、マルテンサイト、及びグラニュラーベイナイトの配置を制御することで、強度と成形性とを両立させた。
　以下、本発明の一態様に係る鋼板について説明する。
　まず、本実施形態に係る鋼板の金属組織について説明する。以下、組織分率は体積率で表示するので、組織分率の単位「％」は体積％を意味する。また、後述するように、金属組織は板厚１／４部において制御される。以下に記載される組織分率は、全て板厚１／４部における値を意味する。
　板厚１／４部における金属組織
　フェライト：１０％以上、５０％未満
　フェライトは、軟質な組織であるので変形し易く、伸び性の向上に寄与するとともに、グラニュラーベイナイトの生成を促進する作用をなす組織である。フェライトが１０％以上であると、オーステナイトからグラニュラーベイナイトへの変態が進行し易くなる。フェライトは、好ましくは１２％以上、１５％以上、又は２０％以上である。
　引張強度を確保するため、フェライトは５０％未満とする。フェライトは好ましくは４０％以下、３５％以下、又は３０％以下である。
　グラニュラーベイナイト：５％以上、４０％未満
　グラニュラーベイナイトは、複数のラス状のベイニティックフェライトの集合体である。グラニュラーベイナイトは、転位密度が低いという特徴を有する。例えば、グラニュラーベイナイトの転位密度は１０１３ｍ／ｍ３程度のオーダーである。これらベイニティックフェライト間の結晶粒界における、ベイニティックフェライトの結晶方位の角度の差（結晶方位差）は５°以下と小さく、そのため、グラニュラーベイナイトは、結晶粒径が５～２０μｍ程度の一つの塊状に見える組織である。これは、熱処理により回復が進行し、ベイニティックフェライト同士の界面における結晶方位差が約５°以下になり、界面が消失したように見えるためである。グラニュラーベイナイトの内部には、残留オーステナイト及びマルテンサイト等が含まれる場合がある。ただし、上部ベイナイトおよび下部ベイナイトとは異なり、グラニュラーベイナイトは、炭化物を内部に含まない。したがって、グラニュラーベイナイトは一般的なベイナイトとは異なり、一般的なベイナイト及びマルテンサイトよりも軟質である。グラニュラーベイナイトの判定方法の一例が、北島ら「電子チャンネリングコントラスト像を用いたフェライトとグラニュラーベイナイトの識別」（ＣＡＭＰ－ＩＳＩＪ、Ｖｏｌ．２６（２０１３）　８９６）に記載されている。
　なお、上部ベイナイトとは、複数のラス状のベイニティックフェライトの集合体であり、ベイニティックフェライトの界面に炭化物を含むが、各ベイニティックフェライトの内部には炭化物が含まれない組織である。一方、下部ベイナイトとは、上部ベイナイトと同様に複数のラス状のベイニティックフェライトの集合体であり、ベイニティックフェライトの界面に炭化物を含むことに加え、各ベイニティックフェライトの内部に特定の方向に並んだ炭化物が存在する組織である。
　また、グラニュラーベイナイトは、高温域で生成するので、その内部で回復が進行する。そのため、グラニュラーベイナイトは、転位下部組織は存在するものの、上部ベイナイトおよび下部ベイナイトより転位密度が低い。そのため、グラニュラーベイナイトは、転位下部組織を含まず転位密度が低いフェライトよりも硬く、上部ベイナイトまたは下部ベイナイトよりも軟らかい。従って、グラニュラーベイナイトは、一般的なベイナイトよりも優れた伸び性を有する。
　また、グラニュラーベイナイトは、フェライト及びマルテンサイトの間の硬度差を低減するので、穴広げ時、フェライトとマルテンサイトの界面からボイドが発生するのを抑制する。
　尚、グラニュラーベイナイトは内部にサブグレイン（結晶方位差が約５°以下の粒界に囲まれた領域）が存在することから、サブグレインを含まない組織であるポリゴナルフェライトとも区別される。
　図１は、冷却過程において、旧オーステナイト粒界から生成されたベイニティックフェライトが、生成温度（℃）の違いに応じて、グラニュラーベイナイト、上部ベイナイトおよび下部ベイナイトにそれぞれ変化していく状態を模式的に示している。図１（ａ）に示されるように、いずれの場合も先ず、旧オーステナイト粒界１から旧オーステナイト粒の内部に向かってベイニティックフェライト２が生成される。さらに図１（ｂ）に示されるように、先に生成されたベイニティックフェライト２に隣接するようにして、ラス状にベイニティックフェライト２が生成されて行く。
　ここで、生成温度（℃）が比較的高温（図１中に高温と表記）である場合は、ラス状に生成されたベイニティックフェライト２同士の界面にセメンタイトなどの炭化物が含まれていない。そして、さらに比較的高温で保持されることにより、回復が進行する。その結果、複数のラス状に生成されたベイニティックフェライト２同士の界面の結晶方位差が約５°以下になり、界面が消失したように見える。冷却速度を低くしてもグラニュラーベイナイトは生成し得るが、等温保持によりグラニュラーベイナイトを生成すると回復の進行がより促され、界面の消失が顕著になる。こうして図１（ｃ）に示されるように、複数のラス状のベイニティックフェライト２の集合体として、結晶粒径が５～２０μｍ程度の一つの塊状に見える組織であるグラニュラーベイナイト３が生成される。なお、グラニュラーベイナイト３の内部には、残留オーステナイトやマルテンサイトの硬質組織４を含む場合があるが、上部ベイナイトおよび下部ベイナイトとは異なり炭化物は内部に含まれない。
　一方、グラニュラーベイナイト３が生成される場合に比べて、生成温度（℃）が低い場合は、上部ベイナイトまたは下部ベイナイトが生成される。すなわち、グラニュラーベイナイト３が生成される場合に比べて、生成温度（℃）が僅かに低い場合（図１中に中温と表記）は、ラス状に生成されたベイニティックフェライト２同士の界面にセメンタイトなどの炭化物５が含まれることとなる。この場合は、ベイニティックフェライト２の内部には炭化物を含まず、上部ベイナイト６が生成される。また、生成温度（℃）がさらに低い場合（図１中に低温と表記）は、ラス状に生成されたベイニティックフェライト２同士の界面にセメンタイトなどの炭化物５が含まれることに加えて、ベイニティックフェライト２の内部にも炭化物を含むこととなり、下部ベイナイト７が生成される。
　グラニュラーベイナイトが５％以上であると、伸び性向上効果とボイド抑制効果が得られる。グラニュラーベイナイトは好ましくは８％以上、１０％以上、又は１５％以上である。
　また、グラニュラーベイナイトが４０％未満とすることで、強度を確保できる。グラニュラーベイナイトは好ましくは３５％以下、３２％以下、又は３０％以下である。
　マルテンサイト：３０％以上、５５％以下
　マルテンサイトは、転位密度が高く硬質な組織であるので、引張強度の向上に寄与する組織である。マルテンサイトを３０％以上とすることで、９００ＭＰａ以上の引張強度を確保する。マルテンサイトは好ましくは３２％以上、３５％以上、又は４０％以上である。
　また、マルテンサイトが５５％以下であると、伸び性と穴広げ性を確保できる。マルテンサイトは好ましくは５０％以下、４５％以下、又は４２％以下である。
　上部ベイナイトおよび下部ベイナイト：合計で３０％未満
　上部ベイナイトおよび下部ベイナイト（以下、両者の総称として用語「ベイナイト」を用いる場合がある）は、転位密度が高いため、伸びを劣化させる。具体的には、ベイナイトは、転位密度が１．０×１０１４ｍ／ｍ３程度であるベイニティックフェライト及びセメンタイトから構成される。また、ベイナイトは、フェライトとの硬度差が大きい。そのため、フェライトとベイナイトの界面はボイドの起点となりやすく、穴広げ性を劣化させる。上部ベイナイトおよび下部ベイナイトを合計で３０％未満とすることで、伸び、穴広げ性を確保する。好ましくは、上部ベイナイトおよび下部ベイナイトは合計で２５％以下、２０％以下、又は１０％以下である。上部ベイナイトおよび下部ベイナイトの合計量の下限値を規定する必要はなく、例えばこれを０％以上、０．２％以上、０．５％以上、又は１．０％以上と規定してもよい。
　パーライト：１０％未満
　パーライトは硬質なセメンタイトを含む組織であり、穴広げ時にボイドの発生の起点となり、穴広げ性を劣化させる。そのため、パーライトは１０％未満とする。パーライトは好ましくは８％以下、６％以下、又は５％以下である。パーライトの下限値を規定する必要はなく、例えばパーライトを０％以上、０．２％以上、０．５％以上、又は１．０％以上と規定してもよい。
　残留オーステナイト：５％未満
　残留オーステナイトは、加工誘起変態（ＴＲＩＰ：Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ　Ｉｎｄｕｃｅｄ　Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）によって伸びの向上に寄与する組織である。しかし、残留オーステナイトが加工誘起変態することで生成するマルテンサイトは、非常に硬質であり、ボイドの発生の起点となり、穴広げ性を劣化させる。そのため、残留オーステナイトは５％未満とする。残留オーステナイトは好ましくは４％以下、３％以下、又は２％以下である。残留オーステナイトの下限値を規定する必要はなく、例えば残留オーステナイトを０％以上、０．２％以上、０．５％以上、又は１．０％以上と規定してもよい。
　板厚１／４部の領域において、フェライトと隣接する金属組織の個数に対する、フェライトと隣接するマルテンサイトの個数の割合が３０％以下
　穴広げ試験では、打ち抜きによるダメージを受けた領域が、さらに変形を受けることで、ボイドが生成、連結し破断に至る。つまり、穴広げ性を高めるためには、ボイドの生成や連結を抑制する必要がある。隣接する金属組織の硬度差が大きい場合、金属組織間の界面でボイドが生成し易い。たとえば、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトの界面が最もボイドが生成しやすい。本発明鋼では、フェライトと隣接するマルテンサイトの割合を減少させるために、グラニュラーベイナイトをフェライトに接するように制御する。これにより、フェライトとマルテンサイトが接する割合が減少し、穴広げ性の向上が期待できる。フェライトと隣接する金属組織の個数に対する、フェライトと隣接するマルテンサイトの個数の割合を３０％以下とすることで、穴広げ性が大幅に向上する。好ましくは、この個数割合は２８％以下、２５％以下、又は２０％以下である。なお、「フェライトと隣接する金属組織の個数」とは、マルテンサイトを含むすべての金属組織の個数を意味する。
　鋼板の表面から板厚方向に１００μｍ深さの位置を起点として、板厚中心部位置まで３０μｍ間隔で求めた荷重５０ｇｆのビッカース硬さの最大値と最小値との差が６０ＨＶ以下
　鋼板内部の金属組織は、板厚方向に均一に分散するのではなく、硬質組織が多い層、少ない層がバンド状に分布していることが多い。これは、特にマンガンに代表される元素の濃度が、板厚方向に沿って濃度を測定した場合に偏りが見られることに起因する。このように、板厚方向に元素濃度に偏りがあり、それによって組織分布が不均一であると、軟質層と硬質層の層間で硬度差が生じやすく、ボイドの起点となって穴広げ性が劣化する。
　板厚方向に硬さを測定し、その最大値と最小値の差をバンド状組織の硬さバラつきの指標とし、最大値と最小値との差を６０ＨＶ以下とすることで、穴広げ性の劣化を抑制することができ、さらに、応力集中部における変形能を高めることができる。好ましくは、上述の硬さの最大値と最小値との差は５５Ｈｖ以下、５０ｈｖ、以下、又は３０Ｈｖ以下である。
　鋼板の表面から板厚方向に３０μｍ深さの位置の荷重０．２９Ｎでのビッカース硬さＨＶ３０と板厚の１／４部の荷重０．２９Ｎでのビッカース硬さＨｖｉの比ＨＶ３０／Ｈｖｉ：好ましくは０．８以下
　鋼板表面の硬度を内層の硬度に対して低くすることで、曲げ性を大幅に向上することができる。そこで、本実施形態に係る鋼板では、鋼板の表面から板厚方向に３０μｍ深さの位置で、荷重０．２９Ｎで５点測定したビッカース硬さの平均値をＨｖ３０と定義し、板厚の１／４部の位置を荷重０．２９Ｎで５点測定したビッカース硬さの平均値Ｈｖｉと定義し、これらの比Ｈｖ３０／Ｈｖｉを０．８以下としてもよい。Ｈｖ３０／Ｈｖｉを０．８以下とすることで、鋼板の曲げ性を一層高めることができる。Ｈｖ３０／Ｈｖｉを０．７以下、０．６以下、又は０．５以下としてもよい。
　次に、フェライト、グラニュラーベイナイト、マルテンサイト、及び、上部ベイナイト、下部ベイナイト、パーライト、残留オーステナイトの同定と体積率の算出について説明する。
　各金属組織の同定と体積率の算出は、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）、Ｘ線測定、ナイタール試薬又はレペラ液を用いる腐食、及び、走査型電子顕微鏡により、圧延方向に平行且つ板面に垂直な鋼板断面の１００μｍ×１００μｍ領域を、１０００～５００００倍の倍率で観察して行うことができる。なお、いずれの組織の体積率の測定に当たっても、測定箇所を３か所とし、その平均値を算出することとする。
　フェライトの体積率は、走査型電子顕微鏡による電子チャネリングコントラスト像において、板厚の１／４を中心とする板厚１／８～３／８の範囲内で１００μｍ×１００μｍ領域を観察することにより求める。画像解析ソフトウェアＩｍａｇｅ　Ｊを用いて画像解析により算出したフェライト及びグラニュラーベイナイトの合計面積率から、後述する方法（ＥＢＳＤ）によって得られるグラニュラーベイナイトの体積率を引いた値を、フェライトの体積率とみなす。電子チャンネリングコントラスト像は、結晶粒の結晶方位差をコントラストの差として表示する像であり、該像において均一なコントラストの部分（結晶粒内にブロックやパケットなどの下部組織やセメンタイト、残留オーステナイトを含まず、単一の均一なコントラストに表れる部分）がフェライトである。なお、フェライトとグラニュラーベイナイトとを判別する手段は後述する。
　残留オーステナイトの体積率は、Ｘ線を用いて回折強度を測定して算出することができる。
　Ｘ線を用いる測定では、試料の板面から深さ１／４の位置までを機械研磨及び化学研磨により除去し、板厚１／４の位置において、ＭｏＫα線を用いて、ｂｃｃ相の（２００）、（２１１）、及び、ｆｃｃ相の（２００）、（２２０）、（３１１）の回折ピークの積分強度比から、残留オーステナイトの組織分率を算出することが可能である。一般的な算出方法として５ピーク法が利用される。
　マルテンサイトの体積率は、以下の手順で求める。試料の観察面をレペラ液でエッチングし、板厚１／４を中心とする板厚１／８～３／８の範囲内で１００μｍ×１００μｍの領域を、ＦＥ－ＳＥＭで観察する。レペラ腐食では、マルテンサイトおよび残留オーステナイトは腐食されないため、腐食されていない領域の体積率は、マルテンサイト及び残留オーステナイトの合計体積率である。この腐食されていない領域の体積率から、Ｘ線で測定した残留オーステナイトの体積率を引算して、マルテンサイトの体積率を算出できる。
　また、マルテンサイトは、走査型電子顕微鏡による電子チャネリングコントラスト像において、他の組織と区別することができる。上記像において、転位密度が高く、かつ、結晶粒内にブロックやパケットなどの下部組織を有する領域がマルテンサイトである。
　上部ベイナイト、下部ベイナイト、及び、焼戻しマルテンサイトの同定は、以下の手順で行う。試料の観察面をナイタール試薬で腐食し、板厚１／４を中心とする板厚１／８～３／８の範囲で１００μｍ×１００μｍ領域をＦＥ－ＳＥＭで観察する。組織内部に含まれるセメンタイトの位置およびセメンタイトの配列から、上部ベイナイト、下部ベイナイト、及び焼戻しマルテンサイトを判別できる。
　上部ベイナイトは、ラス状のベイニティックフェライトの界面に、セメンタイト又は残留オーステナイトが存在している。下部ベイナイトは、ラス状のベイニティックフェライトの内部にセメンタイトが存在し、ベイニティックフェライトとセメンタイトの結晶方位関係が１種類であり、セメンタイトが同一のバリアントを持つ。これらの特徴点に基づき、上部ベイナイト及び下部ベイナイトを同定できる。
　パーライトの同定は、以下の手順で行う。試料の観察面をナイタール試薬で腐食し、板厚１／４を中心とする板厚１／８～３／８の範囲を光学顕微鏡で観察する。光学顕微鏡の観察像において、暗いコントラストの領域をパーライトと同定して、この領域の体積率を画像解析に基づいて算出すればよい。
　グラニュラーベイナイトは、複数のラス状のベイニティックフェライトの集合体であり、結晶粒径が５～２０μｍ程度の一つの塊状に見える組織である。これは、熱処理により回復が進行し、ベイニティックフェライトとベイニティックフェライトの界面における結晶方位差が約５°以下になり、界面が消失したように見えるためである。グラニュラーベイナイトの内部には、残留オーステナイトやマルテンサイトを含む場合があるが、上部ベイナイトおよび下部ベイナイトとは異なり、グラニュラーベイナイトは炭化物を内部に含まない。また、グラニュラーベイナイトは、高温域で生成するので、その内部で回復が進行する。そのため、グラニュラーベイナイトは、転位下部組織は存在するものの、転位密度が上部ベイナイトおよび下部ベイナイトよりも低い。そのため、従来の腐食法や、走査型電子顕微鏡を用いる２次電子像観察では、グラニュラーベイナイトとフェライトとを区別することができない。
　本発明者らの検討結果、グラニュラーベイナイトは、ベイニティックフェライトの集合体で構成されているため、結晶粒内において微小な結晶方位差を有することが見いだされた。結晶粒内における微小な結晶方位差を検出することにより、グラニュラーベイナイトとフェライトとの識別が可能である。ＥＢＳＤを用いて、板厚１／４を中心とする板厚１／８～３／８の範囲をステップ間隔０．２μｍで観察し、観察データから、Ｇｒａｉｎ　ａｖｅｒａｇｅ　ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎの値を計算する。なお、観察は、圧延方向に平行且つ板面に垂直な断面において行う。
　Ｇｒａｉｎ　ａｖｅｒａｇｅ　ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎの値は、粒界が１５°以上異なる粒界で囲まれた領域において、隣合うピクセル間の方位差を計算し平均した値である。この手法により、ベイニティックフェライトが有する微小な結晶方位差を検出することが可能である。
　Ｇｒａｉｎ　ａｖｅｒａｇｅ　ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎの値が０．５°以下となる領域は、フェライトとグラニュラーベイナイトが含まれる。そのため、Ｇｒａｉｎ　ａｖｅｒａｇｅ　ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎの値が０．５°以下となる領域から、電子チャネリングコントラスト像が単一の均一なコントラストを有するフェライトの領域を取り除いた領域がグラニュラーベイナイトとなる。画像解析により算出した面積率の値を、グラニュラーベイナイトの体積率とする。
　板厚１／４部の１００μｍ×１００μｍ領域において、フェライトと隣接する金属組織がマルテンサイトである割合が３０％以下
　ＥＢＳＤを用いて、板厚１／４部の１００μｍ×１００μｍ領域をステップ間隔０．２μｍで観察する。観察は、圧延方向に平行且つ板面に垂直な断面において行う。観察データから、Ｇｒａｉｎ　ａｖｅｒａｇｅ　ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎの値を計算する。次に、Ｇｒａｉｎ　ａｖｅｒａｇｅ　ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎの値が０．５°以下となる領域を、電子チャネリングコントラスト像で観察し、フェライトを同定する。さらに、フェライトと隣接する金属組織のうち、マルテンサイトを同定する。白い色調で内部に下部組織が認められる金属組織がマルテンサイトである。フェライトと隣接する金属組織の個数、およびそれに占めるマルテンサイトの個数の割合を算出する。
　「鋼板の表面から板厚方向に１００μｍ深さの位置を起点として、板厚中心部位置まで３０μｍ間隔で求めた荷重５０ｇｆのビッカース硬さの最大値と最小値との差」は、以下のようにして決定される。まず、鋼板の表面から板厚方向に１００μｍ位置を起点として、板厚方向に沿って３０μｍ間隔で、ビッカース硬さを押し込み荷重５０ｇｆで連続的に測定する。これにより得られた複数の硬さ測定値の最大値及び最小値の差を算出する。なお、板厚方向に並ぶ各測定点の間隔は、可能な場合には圧痕の４倍以上の距離とすることが好ましい。本明細書において「圧痕の４倍以上の距離」とは、ビッカース硬さの測定の際にダイヤモンド圧子によって生じた圧痕の矩形状開口における対角線の長さの４倍以上の距離を意味するものである。
　次に、本実施形態に係る鋼板の成分組成の限定理由について説明する。以下、成分組成に係る％は質量％を意味する。
　成分組成
　Ｃ：０．０７％以上、０．１５％以下
　Ｃは、所定量のマルテンサイトを確保し、鋼板の強度を向上させる元素である。Ｃが０．０７％未満であると、所定量のマルテンサイトを得ることが難しく、引張最大強度９００ＭＰａ以上を確保することができないので、Ｃは０．０７％以上とする。Ｃは好ましくは０．０９％以上、０．１０％以上、又は０．１２％以上である。
　一方、Ｃが０．１５％を超えると、フェライトの生成が抑制されて、伸び性が低下するので、Ｃは０．１５％以下とする。Ｃは好ましくは０．１４％以下、０．１３％以下、又は０．１２％以下である。
　Ｓｉ＋Ａｌ：０．２０％以上、２．５０％以下
　ＳｉとＡｌは、所定量のグラニュラーベイナイトを得るために必須の元素である。グラニュラーベイナイトは、ベイニティックフェライトの界面に存在する転位が、熱処理により回復し、これによりベイニティックフェライトが塊状となった金属組織である。
　そのため、一度、ベイニティックフェライトの界面にセメンタイトが生成すると、グラニュラーベイナイトを得ることができない。Ｓｉ及びＡｌは、セメンタイトの生成を抑制する作用をなす元素である。
　Ｓｉ＋Ａｌ（Ｓｉ含有量とＡｌ含有量との合計）が０．２０％未満であると、セメンタイトの生成を抑制する作用効果が十分に得られず、グラニュラーベイナイトを、所定の面積率で得ることが困難になる。そのため、Ｓｉ＋Ａｌは０．２０％以上とする。Ｓｉ＋Ａｌは好ましくは０．２５％以上、０．３０％以上、又は０．４０％以上である。
　一方、Ｓｉ＋Ａｌが２．５０％を超えると、Ｓｉ及び／又はＡｌの過剰添加で、スラブ割れが生じるので、Ｓｉ＋Ａｌは２．５０％以下とする。Ｓｉ＋Ａｌは好ましくは２．００％以下、１．８０％以下、又は１．６０％以下である。
　Ｍｎ＋Ｃｒ：１．２０％以上、４．００％以下
　Ｍｎ及び／又はＣｒは、強度の向上に寄与する元素であり、また、連続焼鈍設備又は連続溶融亜鉛めっき設備での熱処理時に生じるフェライト変態を抑制する作用をなす元素である。
　Ｍｎ＋Ｃｒ（Ｍｎ含有量とＣｒ含有量との合計）が１．２０％未満であると、その効果が十分に発現せず、所要の面積率を超えるフェライトが生成し、９００ＭＰａ以上の引張強度を得ることができない。そのため、Ｍｎ＋Ｃｒは１．２０％以上とする。Ｍｎ＋Ｃｒは好ましくは１．３０％以上、１．４０％以上、又は１．５０％以上である。Ｍｎ＋Ｃｒはさらに好ましくは１．８０％以上である。
　一方、Ｍｎ＋Ｃｒが４．００％を超えると、フェライト変態が過度に抑制され、所定量のフェライトを確保することができず、伸び性が低下する。そのため、Ｍｎ＋Ｃｒは４．００％以下とする。Ｍｎ＋Ｃｒは好ましくは３．００％以下、２．７０％以下、又は２．５０％以下である。
Ｐ：０％以上、０．０４０％以下
　Ｐは、不純物元素で、鋼板の板厚中央部に偏析して靭性を阻害し、また、溶接部を脆化させる元素である。Ｐが０．０４０％を超えると、溶接部強度や穴広げ性が著しく低下する。そのため、Ｐは０．０４０％以下とする。Ｐは好ましくは０．０３０％以下、０．０２０％以下、又は０．０１０％以下である。
　Ｐは、少ないほど好ましく、下限は特に限定しない。Ｐ含有量が０％であってもよい。一方、実用鋼板でＰを０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇し、経済的に不利になる。そのため、Ｐ下限値を０．０００１％、０．０００２％、又は０．０００５％としてもよい。
　Ｓ：０％以上、０．０１０％以下
　Ｓは、不純物元素で、溶接性を阻害し、また、鋳造時と熱延時の製造性を阻害する元素である。また、Ｓは、粗大なＭｎＳを形成して、穴広げ性を阻害する元素でもある。Ｓが０．０１０％を超えると、溶接性の低下、製造性の低下、及び、穴広げ性の低下が顕著になる。そのため、Ｓは０．０１０％以下とする。Ｓは好ましくは０．００８％以下、０．００５％以下、又は０．００４％以下である。
　Ｓは、少ないほど好ましく、下限は特に限定しない。Ｓ含有量が０％であってもよい。一方、実用鋼板でＳを０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇し、経済的に不利になる。そのため、Ｓ下限値を０．０００１％、０．０００２％、又は０．０００５％としてもよい。
　Ｎ：０％以上、０．０１０％以下
　Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴広げ性を阻害し、また、溶接時のブローホールの発生原因となる元素である。Ｎが０．０１０％を超えると、穴広げ性の低下や、ブローホールの発生が顕著となる。そのため、Ｎは０．０１０％以下とする。Ｎ含有量は０．００８％以下、０．００６％以下、又は０．００５％以下であってもよい。
　Ｎは、少ないほど好ましく、下限は特に限定しない。Ｎ含有量が０％であってもよい。一方、実用鋼板でＮを０．０００５％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇し、経済的に不利になる。そのため、Ｎ下限値を０．０００５％、０．０００８％、又は０．００１０％としてもよい。
　Ｏ：０％以上、０．００６％以下
　Ｏは、粗大な酸化物を形成し、曲げ性や穴広げ性を阻害し、また、溶接時のブローホールの発生原因となる元素である。Ｏが０．００６％を超えると、穴広げ性の低下や、ブローホールの発生が顕著となる。そのため、Ｏは０．００６％以下とする。Ｏ含有量は０．００５％以下、０．００４％以下、又は０．００２％以下であってもよい。
　Ｏは、少ないほど好ましく、下限は特に限定しない。Ｏ含有量が０％であってもよい。一方、実用鋼板でＯを０．０００５％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇し、経済的に不利になる。そのため、Ｏ下限値を０．０００５％、０．０００６％、又は０．０００８％としてもよい。
　本実施形態に係る鋼板の成分組成は、上記元素の他、特性向上を目的として、Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下、Ｔｉ：０％以上、０．２０％以下、Ｎｂ：０％以上、０．２０％以下、Ｂ：０％以上、０．０１０％以下、Ｖ：０％以上、０．５０％以下、Ｃｕ：０％以上、１．００％以下、Ｗ：０％以上、０．１％以下、Ｔａ：０％以上、０．１％以下、Ｎｉ：０％以上、１．００％以下、Ｓｎ：０％以上０．０５％以下、Ｓｂ：０％以上、０．０５％以下、Ａｓ：０％以上、０．０５％以下、Ｍｇ：０％以上、０．０５％以下、Ｃａ：０％以上、０．０４０％以下、Ｙ：０％以上、０．０５％以下、Ｚｒ：０％以上、０．０５％以下、Ｌａ：０％以上、０．０５％以下、Ｃｅ：０％以上、０．０５％以下からなる元素群から選択される一種又は二種以上を含んでもよい。なお本実施形態に係る鋼板において、これらは任意元素である。本実施形態に係る鋼板において、これら任意元素の含有量は、これら任意元素のそれぞれについて以下に示した下限値未満（０％を含む）であっても良い。
　Ｍｏ：０～０．５０％
　Ｍｏは、Ｃｒと同様に鋼板の高強度化に寄与する元素である。この効果は微量であっても得ることができる。Ｍｏの含有量は０％でも良いが、上記効果を得るためには、Ｍｏの含有量は、０．０１％以上、０．０２％以上、又は０．０５％以上であることが好ましい。一方、Ｍｏの含有量が０．５０％を超えると、粗大なＭｏ炭化物が形成され、鋼板の冷間成形性が低下する虞がある。このため、Ｍｏの含有量は０．５０％以下、０．４０％以下、又は０．２０％以下であることが好ましい。
　Ｔｉ：０～０．２０％
　Ｔｉは、炭化物の形態制御に重要な元素である。Ｔｉによってフェライトの強度増加が促され得る。また、Ｔｉは、粗大なＴｉ酸化物又はＴｉＮを形成して鋼板の成形性を低下させる虞がある元素である。よって、鋼板の成形性を確保する観点からは、Ｔｉの含有量は、少ないほど好ましく、０．２０％以下、０．１０％以下、又は０．０５％以下とすることが好ましく、０％であってもよい。ただし、Ｔｉの含有量を０．００１％未満に低減することは精錬コストの過度な増加を招くため、Ｔｉの含有量の下限を０．００１％、０．００２％、又は０．００３％としてもよい。
　Ｎｂ：０～０．２０％
　Ｎｂは、Ｔｉと同様に炭化物の形態制御に有効な元素であり、組織を微細化して鋼板の靭性の向上にも効果的な元素である。この効果は微量であっても得ることができる。Ｎｂの含有量は０％でも良いが、上記効果を得るためには、Ｎｂの含有量を０．０００１％以上、０．０００５％以上、又は０．００１０％以上とすることが好ましい。ただし、Ｎｂの含有量が多すぎると、微細で硬質なＮｂ炭化物が多数析出し、鋼板の強度上昇とともに延性の顕著な劣化を招き、鋼板の成形性が低下する虞がある。このため、Ｎｂの含有量は０．２０％以下、０．１５％以下、又は０．１０％以下であることが好ましい。
　Ｂ：０～０．０１０％
　Ｂは、オーステナイトからの冷却過程においてフェライト及びパーライトの生成を抑え、ベイナイト又はマルテンサイト等の低温変態組織の生成を促す元素である。また、Ｂは、鋼の高強度化に有益な元素である。この効果は微量であっても得ることができる。Ｂの含有量は０％でも良いが、上記効果を得るためには、Ｂの含有量を０．０００１％以上、０．０００５％以上、又は０．００１０％以上とすることが好ましい。ただし、Ｂの含有量が多すぎると、粗大なＢ酸化物が生成され、当該Ｂ酸化物がプレス成型時にボイドの発生起点となり、鋼板の成形性が低下する虞がある。このため、Ｂの含有量は０．０１０％以下、０．００８％以下、又は０．００５％以下であることが好ましい。なお、０．０００１％未満のＢの同定には分析に細心の注意を払う必要がある。Ｂ含有量が分析装置の検出下限を下回る場合、Ｂ含有量が０％とみなされる場合もある。
　Ｖ：０～０．５０％
　Ｖも、ＴｉやＮｂと同様に、炭化物の形態制御に有効な元素であり、組織を微細化して鋼板の靭性の向上にも効果的な元素である。Ｖの含有量は０％でも良いが、上記効果を得るためには、Ｖの含有量は０．００１％以上、０．００５％以上、又は０．０１０％以上であることが好ましい。ただし、Ｖの含有量が多すぎると、微細なＶ炭化物が多数析出して鋼材の強度上昇と延性の低下を招き、鋼板の成形性が低下する虞がある。このため、Ｖの含有量は０．５０％以下、０．４０％以下、又は０．３０％以下であることが好ましい。
　Ｃｕ：０～１．００％
　Ｃｕは、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。この効果は微量であっても得ることができる。Ｃｕの含有量は０％でも良いが、上記効果を得るためには、Ｃｕの含有量が０．００１％以上、０．００５％以上、又は０．０１０％以上であることが好ましい。ただし、Ｃｕの含有量が多すぎると、赤熱脆性を招いて熱間圧延での生産性を低下させる虞がある。このため、Ｃｕの含有量は１．００％以下、０．８０％以下、又は０．５０％以下であることが好ましい。
　Ｗ：０～０．１０％
　Ｗも、Ｎｂ、Ｖと同様に、炭化物の形態制御と鋼板の強度の向上に有効な元素である。Ｗの含有量は０％でも良いが、上記効果を得るためには、Ｗの含有量が０．００１％以上、０．００５％以上、又は０．０１０％以上であることが好ましい。一方、Ｗの含有量が多すぎると、微細なＷ炭化物が多数析出して鋼板の強度上昇と延性の低下を招き、鋼板の冷間加工性を低下させる虞がある。このため、Ｗの含有量は０．１０％以下、０．０８％以下、又は０．０５％以下であることが好ましい。
　Ｔａ：０～０．１０％
　Ｔａも、Ｎｂ、Ｖ、Ｗと同様に、炭化物の形態制御と鋼板の強度の向上に有効な元素である。Ｔａの含有量は０％でも良いが、上記効果を得るためには、Ｔａの含有量が０．００１％以上、０．００５％以上、又は０．０１０％以上であることが好ましい。一方、Ｔａの含有量が多すぎると、微細なＴａ炭化物が多数析出して鋼板の強度上昇と延性の低下を招き、鋼板の冷間加工性を低下させる虞がある。このため、Ｔａの含有量は０．１０％以下であることが好ましく、０．０２％以下であることがより好ましく、０．０１０％以下であることが更に好ましい。
　Ｎｉ：０～１．００％
　Ｎｉは、鋼板の強度の向上に有効な元素である。Ｎｉの含有量は０％でも良いが、上記効果を得るためには、Ｎｉの含有量が０．００１％以上、０．００５％以上、又は０．０１０％以上であることが好ましい。一方、Ｎｉの含有量が多すぎると、鋼板の延性が低下して成形性の低下を招く虞がある。このため、Ｎｉの含有量は１．００％以下、０．８０％以下、又は０．５０％以下であることが好ましい。
　Ｓｎ：０～０．０５０％
　Ｓｎは、鋼板の原料としてスクラップを用いた場合に、鋼板に含有され得る元素である。また、Ｓｎは、フェライトの脆化による鋼板の冷間成形性の低下を引き起こす虞がある。このため、Ｓｎの含有量は少ないほど好ましい。Ｓｎの含有量は、０．０５０％以下であることが好ましく、０．０４０％以下、又は０．０３０％以下であることがより好ましく、０％であってもよい。しかし、Ｓｎの含有量を０．００１％未満へ低減することは精錬コストの過度な増加を招くため、Ｓｎの含有量を０．００１％以上、０．００５％以上、又は０．０１０％以上としてもよい。
　Ｃｏ：０～０．５０％
　Ｃｏは、Ｎｉと同様に鋼板の強度の向上に有効な元素である。Ｃｏの含有量は０％でも良いが、上記効果を得るためには、Ｃｏの含有量が０．００１％以上、０．００５％以上、又は０．０１０％以上であることが好ましい。一方、Ｃｏの含有量が多すぎると、鋼板の延性が低下して成形性の低下を招く虞がある。このため、Ｃｏの含有量は０．５０％以下、０．４０％以下、又は０．３０％以下であることが好ましい。
　Ｓｂ：０～０．０５０％
　Ｓｂは、Ｓｎと同様に、鋼板の原料としてスクラップを用いた場合に鋼板に含有され得る元素である。Ｓｂは、粒界に強く偏析して粒界の脆化及び延性の低下や、冷間成形性の低下を招く虞がある。このため、Ｓｂの含有量は少ないほど好ましい。Ｓｂの含有量は、０．０５０％以下であることが好ましく、０．０４０％以下又は０．０３０％以下であることがより好ましく、０％であってもよい。しかし、Ｓｂの含有量を０．００１％未満へ低減することは精錬コストの過度な増加を招くため、Ｓｂの含有量を０．００１％以上、０．００５％以上、又は０．０１０％以上としてもよい。
　Ａｓ：０～０．０５０％
　Ａｓは、Ｓｎ、Ｓｂと同様に、鋼板の原料としてスクラップを用いた場合に鋼板に含有され得る元素である。Ａｓは、粒界に強く偏析する元素であり、冷間成形性の低下を招く虞がある。このため、Ａｓの含有量は少ないほど好ましい。Ａｓの含有量は、０．０５０％以下であることが好ましく、０．０４０％以下又は０．０３０％以下であることがより好ましく、０％であってもよい。しかし、Ａｓの含有量を０．００１％未満へ低減することは精錬コストの過度な増加を招くため、Ａｓの含有量を０．００１％以上、０．００５％以上、又は０．０１０％以上としてもよい。
　Ｍｇ：０～０．０５０％
　Ｍｇは、硫化物や酸化物の形態を制御し、鋼板の曲げ成形性の向上に寄与する。この効果は微量であっても得ることができる。Ｍｇの含有量は０％でも良いが、上記効果を得るためには、Ｍｇの含有量が０．０００１％以上、０．００５％以上、又は０．０１０％以上であることが好ましい。しかし、Ｍｇの含有量が多すぎると、粗大な介在物の形成による冷間成形性の低下を引き起こす虞がある。このため、Ｍｇの含有量は、０．０５０％以下であることが好ましく、０．０４０％以下又は０．０３０％以下であることがより好ましい。
　Ｃａ：０～０．０４０％
　Ｃａは、Ｍｇと同様に、微量で硫化物の形態を制御できる元素である。Ｃａの含有量は０％でも良いが、上記効果を得るためには、Ｃａの含有量は０．００１％以上、０．００５％以上、又は０．０１０％以上であることが好ましい。しかし、Ｃａの含有量が多すぎると、粗大なＣａ酸化物が生成され、当該Ｃａ酸化物が冷間成形時に割れ発生の起点となり得る。このため、Ｃａの含有量は、０．０４０％以下であることが好ましく、０．０３０％以下又は０．０２０％以下であることがより好ましい。
　Ｙ：０～０．０５０％
　Ｙは、Ｍｇ、Ｃａと同様、に微量で硫化物の形態を制御できる元素である。Ｙの含有量は０％でも良いが、上記効果を得るためには、Ｙの含有量は０．００１％以上、０．００５％以上、又は０．０１０％以上であることが好ましい。しかし、Ｙの含有量が多すぎると、粗大なＹ酸化物が生成され、冷間成形性が低下する虞がある。このため、Ｙの含有量は、０．０５０％以下であることが好ましく、０．０４０％以下又は０．０３０％以下であることがより好ましい。
　Ｚｒ：０～０．０５０％
　Ｚｒは、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙと同様に、微量で硫化物の形態を制御できる元素である。Ｚｒの含有量は０％でも良いが、上記効果を得るためには、Ｚｒの含有量は０．００１％以上、０．００５％以上、又は０．０１０％以上であることが好ましい。しかし、Ｚｒの含有量が多すぎると、粗大なＺｒ酸化物が生成され、冷間成形性が低下する虞がある。このため、Ｚｒの含有量は、０．０５０％以下であることが好ましく、０．０４０％以下又は０．０３０％以下であることがより好ましい。
　Ｌａ：０～０．０５０％
　Ｌａは、微量で硫化物の形態制御に有効な元素である。Ｌａの含有量は０％でも良いが、上記効果を得るためには、Ｌａの含有量は０．００１％以上、０．００５％以上、又は０．０１０％以上であることが好ましい。しかし、Ｌａの含有量が多すぎると、Ｌａ酸化物が生成され、冷間成形性が低下する虞がある。このため、Ｌａの含有量は、０．０５０％以下であることが好ましく、０．０４０％以下又は０．０３０％以下であることがより好ましい。
　Ｃｅ：０～０．０５０％
　Ｃｅは、Ｌａと同様に微量で硫化物の形態を制御できる元素である。Ｃｅの含有量は０％でも良いが、上記効果を得るためには、Ｃｅの含有量は０．００１％以上、０．００５％以上、又は０．０１０％以上であることが好ましい。しかし、Ｃｅは粒界に強く偏析して粒界炭化物の個数比率の低下を招く元素であり、粒界炭化物の個数比率が低下すると鋼板の成形性が低下する虞がある。このため、Ｃｅの含有量は、０．０５０％以下であることが好ましく、０．０４０％以下又は０．０３０％以下であることがより好ましい。
　本実施形態に係る鋼板の成分組成において、上記元素を除く残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物は、鋼原料から及び／又は製鋼過程で混入し、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。
　本実施形態に係る鋼板は、めっき層を有してもよい。本実施形態に係る鋼板のめっき層は、溶融亜鉛めっき層、又は、溶融亜鉛合金めっき層（亜鉛と、Ｓｉ及びＡｌ等の追加元素との合金から構成されるめっき層）であればよく、また、これらめっきを合金化した合金化溶融亜鉛めっき層（合金化めっき層）であればよい。また、本実施形態に係る鋼板が別のめっき層（例えばアルミめっき層等）を有することも妨げられない。
　溶融亜鉛めっき層、及び、溶融亜鉛合金めっき層は、Ｆｅを７質量％未満含有するめっき層が好ましく、また、合金化めっき層は、Ｆｅを７質量％以上１５質量％以下含有するめっき層が好ましい。溶融亜鉛めっき層、溶融亜鉛合金めっき層、及び合金化めっき層において、亜鉛及びＦｅ以外の成分は特に限定されず、通常の範囲内で種々の構成を採用することができる。
　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。
　本実施形態に係る鋼板は、次のように製造する。本実施形態に係る鋼板の成分組成を有する鋳造スラブを、
（ａ－１）８８０℃以上で仕上げ圧延を完了し、
（ａ－２）仕上げ圧延完了温度から巻取り温度までの平均冷却速度が２０℃／秒以上で冷却し、
（ａ－３）巻取り温度が６８０℃以下とするように熱間圧延し、熱延鋼板とし、
（ｂ）熱延鋼板を、酸洗後、冷間圧延に供して冷延鋼板とし、次いで、
（ｃ）前記冷延鋼板を、６５０℃以下の温度範囲の加熱速度を０．７℃／秒以上１０℃／秒以下として加熱し、６５０℃以上Ａｃ１点以下の温度範囲で加熱速度を切り替えて、Ａｃ１点以上（Ａｃ１＋２０℃）以下での加熱速度が０．６℃／秒以上２．０℃／秒以下となるようにさらに加熱し、
（ｄ）その後、（Ａｃ１＋３０℃）以上、９００℃以下の最高加熱温度まで加熱し、前記温度域で１０秒以上５００秒以下の温度保持を行い、
（ｅ）好ましくは、６５０℃以上７５０℃以下の温度範囲まで０．５℃／秒以上２０℃／秒以下の冷却速度で冷却する徐冷帯を設け、
　５８０℃以上６５０℃以下での平均冷却速度を５℃／秒以上とし、
（ｆ－１）４８０℃以上５８０℃以下の温度範囲にある第１の停留温度まで冷却し、この温度範囲で１０秒以上１００秒以内停留させ
（ｆ－２）５００℃以上６３０℃以下の温度範囲にある第２の停留温度で１０秒以上５００秒以下停留させ、次いで、めっきをする場合は（ｇ）工程を実施し、めっきをしない場合は室温まで冷却する。
（ｇ）めっきする場合は、（ｆ－２）工程の後、鋼板を、（亜鉛めっき浴温度－４０）℃～（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に冷却して、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、溶融亜鉛めっきを施し、必要に応じ、溶融亜鉛めっき層に合金化処理を施す。
（ｈ）焼戻しを行う場合は、滞留後の鋼板、溶融亜鉛めっき若しくは溶融亜鉛合金めっきを有する鋼板、又は合金化溶融亜鉛めっきを有する鋼板を、５００℃以下の温度域で焼き戻す。焼戻しはオンラインで行ってもよいし、連続焼鈍後にオフラインで行ってもよい。オンラインで行う場合は、（ｆ）あるいは（ｇ）工程後の冷却中に、室温以上３００℃以下の温度域に冷却した後、２００℃以上４００℃以下の温度に加熱すればよい。
　以下、工程条件について説明する。
（ａ－１）仕上げ圧延完了温度：８８０℃以上
　本実施形態に係る鋼板は、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保するために、合金元素を比較的多く含有している。そのため、熱間圧延の際、圧延荷重を大きくする必要があるので、熱間圧延は高温で行うことが好ましい。また、熱間圧延の際、粗圧延鋼板を接合して、連続的に熱間圧延を行ってもよい。
　仕上げ圧延は、８８０℃以上で完了する。仕上げ圧延完了温度域が、８８０℃未満では、圧延荷重が過大になり生産性を劣化させる可能性があるため、８８０℃以上とする。また、（オーステナイト＋フェライト）の２相温度域圧延になると、熱延後の形状が悪化し、以降の通板ができなくなる。なお、仕上げ圧延完了温度の上限は特に規定されないが、仕上げ圧延完了温度が９５０℃以上では、生産性を劣化させるため、仕上げ圧延完了温度の上限を９５０℃とすることが好ましい。
（ａ－２）仕上げ圧延完了温度から巻取り温度までの平均冷却速度：２０℃／秒以上
　鋳造によって製造したスラブは、中心偏析やミクロ偏析を有している。ミクロ偏析は、圧延によって圧延方向に伸長することで、板厚方向に沿って交互に、濃化領域と希薄領域とがバンド状に形成される。このようなバンド状の元素偏析は、特にマンガンで顕著であり、以降の工程を経ても鋼板中に残存し、連続焼鈍中の組織形成に影響を及ぼし、板厚方向の不均一性を高めてしまい、成形性を劣化させる原因となる。
　仕上げ圧延完了から巻取りまでにパーライト変態が進行すると、鋼板の板厚方向に沿った測定において確認される元素のバンド状の偏析が促進される。これは、パーライト中のセメンタイトにマンガンが濃化するためであり、パーライト変態が進行しない場合と比較し、板厚方向に沿った測定で確認されるマンガンの濃度差が大きくなる。これを防ぐためには、仕上げ圧延完了温度から巻取り温度までの平均冷却速度（仕上圧延完了温度と巻取温度との差を、仕上圧延の終了から巻取の開始までに要した時間で割った値）を２０℃／秒以上とする必要がある。仕上げ圧延完了温度から巻取り温度までの平均冷却速度は、好ましくは５０℃／秒以上、より好ましくは１００℃／秒以上である。
（ａ－３）巻取り温度：６８０℃以下
　熱延鋼板は、６８０℃以下の温度域で巻き取る。巻取温度が６８０℃を超えると、パーライト変態が進行し、上述のように板厚方向に沿った測定で確認される元素の濃淡が大きくなり、連続焼鈍後の成形性が劣化するので、巻取温度域は、６８０℃以下とする。巻取温度は好ましくは５５０℃以下、より好ましくは４５０℃以下である。巻取温度の下限は特に定めないが、室温以下の温度で巻き取ることは、技術的に困難であるので、室温が実質的な下限である。
（ｂ）熱延鋼板を、酸洗後、冷間圧延に供して冷延鋼板（以下「鋼板」）とする。
　熱延後は、酸洗、及び冷間圧延に供する。これらの工程に制約は特にない。例えば、酸洗は、一回でもよいし、必要に応じ複数回に分けて行ってもよい。冷間圧延は、１０％以上、８０％以下程度の圧下率を確保できる範囲で、適宜、圧延パスの回数、パス毎の圧下率を設定すればよい。
　９００ＭＰａ以上の強度を得るためには、硬質組織を所定量得る必要がある。そのために、以下のように加熱速度を切り替える加熱を行う。
（ｃ１）室温から６５０℃まで、０．７℃／秒以上、且つ好ましくは１０℃／秒以下の加熱速度で加熱する。
（ｃ２）６５０℃以上Ａｃ１点以下の温度範囲で、加熱速度を切り替える。
（ｃ３）Ａｃ１点以上Ａｃ１点＋２０℃の温度範囲の加熱速度を０．６℃／秒以上２℃／秒以下として加熱する。
　Ａｃ１点以上Ａｃ１点＋２０℃の温度範囲は、オーステナイト（γ組織）が生成し始める時期である。この温度範囲における加熱速度が０．６℃未満である場合、Ｍｎが偏析した部分において優先的にオーステナイト粒成長が生じる。そのため、オーステナイト粒を均一に分散させることができない。一方、この温度範囲における加熱速度が２℃／秒超であると、いわゆる過加熱によってオーステナイトの生成が遅延し、高い温度域でオーステナイトが生成することとなる。この場合、Ｍｎが偏析した部分において急速なオーステナイト成長が生じ、従って、オーステナイト粒を均一に分散させることができない。以上の理由により、Ａｃ１点以上Ａｃ１点＋２０℃の温度範囲の加熱速度を０．６℃／秒以上２℃／秒以下として加熱する必要がある。
　また、室温から６５０℃までの温度範囲では、加熱速度を０．７℃／秒以上１０℃／秒以下とする。加熱速度を０．７℃／秒以上とすることにより、フェライトの再結晶を十分に進めることができる。ただし、加熱速度が高すぎると、Ａｃ１点以上Ａｃ１点＋２０℃の温度範囲における加熱速度を上述の範囲にすることが困難になると予想される。そのため、鋼板の温度が６５０℃に至るまでの加熱速度は、１０℃／秒以下とすることが好ましい。
　また、Ａｃ１点以上Ａｃ１点＋２０℃の温度範囲における加熱速度を０．６℃／秒以上２℃／秒以下とするためには、この温度範囲よりも若干低い温度域に鋼板温度が達した時点で、加熱速度の切り替えを開始しなければならない。具体的には、鋼板温度が６５０℃以上Ａｃ１点以下の温度範囲にあるときに、加熱速度を切り替える必要がある。切り替え温度が６５０℃未満である場合は、フェライト粒の未再結晶領域が残存し、最終的に得られる鋼板の伸びが減少する。一方、切り替え温度がＡｃ１点以下超である場合、上述の過加熱を抑制することができない。
　なお、「加熱速度」は「平均加熱速度」とは異なる概念である。本実施形態に係る鋼板の製造方法では、Ａｃ１点以上Ａｃ１＋２０℃以下の温度範囲において、鋼板の温度の加熱速度を常に上記範囲内としなければならない。
（ｄ）最高加熱温度：Ａｃ１＋３０℃以上、９００℃以下、且つ保持時間：１０秒以上５００秒以下
　９００ＭＰａ以上の強度を得るためには、硬質組織を所定量得る必要がある。最高加熱温度が、Ａｃ１＋３０℃未満である場合、又は保持時間が１０秒未満である場合には、焼鈍中のオーステナイトの生成が抑制され、最終組織として、所定量の硬質組織を得ることができず、引張強度９００ＭＰａを満たすことができない。
　一方、焼鈍温度域が９００℃を超える場合、又は保持時間が５００秒を超える場合には、オーステナイトの粒成長が進行して、フェライト変態が過度に抑制され、最終組織において、所定量のフェライトを得ることができず、延性が低下するので、焼鈍温度域は９００℃以下とする。焼鈍温度域は好ましくは８５０℃以下である。なお、保持時間とは、鋼板の温度が最高加熱温度で等温保持される時間を意味する。
　鋼板を上記温度範囲内まで加熱する際の雰囲気は特に限定されないが、例えば、露点が－１５℃以上、２０℃以下の雰囲気において鋼板の加熱を行ってもよい。これにより、鋼板表面の脱炭が進み、鋼板の曲げ性を一層高めることができる。さらに、ＳｉやＭｎの易酸化性元素の酸化が進むので、めっき密着性を高めることもできる。具体的には、鋼板を加熱する際の露点を－１５℃以上とすることで、適切に脱炭を進行させつつ、ＳｉやＭｎの外部酸化状態を抑制することが可能となり、一層良好なめっき密着性を確保することができる。鋼板を加熱する際の露点は、一層好ましくは－１０℃以上である。また、鋼板を加熱する際の露点を２０℃以下とすることで、過度な脱炭の進行、および鋼板の表面状態の悪化をもたらす素地鋼板自体の酸化を抑制することができる。鋼板を加熱する際の露点は好ましくは－２４℃以下である。
　鋼板の周囲の雰囲気を制御する手段は特に限定されない。例えば、鋼板の加熱及び温度保持を連続焼鈍ラインの加熱炉及び均熱炉において行い、これらの炉内雰囲気を上述の範囲内に制御すればよい。
（ｅ）鋼板を上述の最高加熱温度で保持した後、好ましくは、６５０℃以上７５０℃以下の温度範囲まで０．５℃／秒以上２０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する徐冷帯を、製造ラインに設けてもよい。ただし、徐冷帯を設ける場合、平均冷却速度を０．５℃／秒以上とする必要がある。徐冷帯での平均冷却速度が小さすぎる場合、フェライト量が過剰となり、引張強さが不足する。なお、平均冷却速度とは、最高加熱温度から徐冷帯出口における鋼板温度までの温度範囲における平均冷却速度のことである。最高加熱温度と徐冷帯出口での鋼板温度との差を、鋼板温度が最高加熱温度から徐冷帯出口での鋼板温度まで低下するまでの温度で割った値である。
　一方、５８０℃以上６５０℃以下の温度範囲では、上述の徐冷帯の有無にかかわらず、平均冷却速度を５℃／秒以上とする。これにより、フェライトの過度の生成を抑制することができる。
　本実施形態に係る鋼板の製造方法では、所定量のグラニュラーベイナイトを生成する必要がある。そのために、焼鈍後に以下のように温度制御をする必要がある。
（ｆ－１）４８０℃以上５８０℃以下の温度範囲にある第１の停留温度まで冷却し、この温度範囲で１０秒以上１００秒以下停留させ
（ｆ－２）５００℃以上６３０℃以下の温度範囲にある第２の停留温度で１０秒以上５００秒以下停留させ、次いで、室温まで冷却する。
　焼鈍は、Ａｃ１＋３０℃以上、９００℃以下の最高加熱温度で行われる。この最高加熱温度での温度保持の完了後に、まず、鋼板の温度を４８０℃以上５８０℃以下の温度範囲まで低下させる。この際、上述した徐冷帯を経由して鋼板を冷却してもよい。そして、鋼板の温度を、４８０℃以上５８０℃以下の温度範囲にある第１の停留温度で１０秒以上１００秒以内停留させる。４８０℃以上５８０℃以下の温度範囲では、鋼板に炭化物が生じず、且つ、鋼板内にベイニティックフェライトが生じる。これにより、後続の熱処理におけるグラニュラーベイナイトの生成を一層促進することができる。
　さらに、４８０℃以上５８０℃以下の温度範囲にある第１の停留温度において鋼板の温度を１０秒以上１００秒以下保持した後で、鋼板を５００℃以上６３０℃以下の温度範囲にする。必要に応じて鋼板を再加熱してもよい。そして、鋼板の温度を５００℃以上６３０℃以下の温度範囲にある第２の停留温度において１０秒以上５００秒以下停留させる。これにより、ベイニティックフェライトに回復現象（金属を高温で保持することによって、原子が拡散し、格子欠陥が移動し、変態時にベイニティックフェライト内部に導入されたが対消滅し、金属の内部の転位密度が減少する現象）を生じさせることができる。その結果、フェライト及びマルテンサイトの間にグラニュラーベイナイトを形成し、フェライトと隣接するマルテンサイトの個数の割合を３０％以下にすることができる。
　４８０℃以上５８０℃以下の温度範囲における温度保持時間が不足した場合、及び、５００℃以上６３０℃以下の温度範囲における温度保持時間が不足した場合には、グラニュラーベイナイトが十分に生成しない。一方、４８０℃以上５８０℃以下の温度範囲における温度保持時間が超過した場合、及び、５００℃以上６３０℃以下の温度範囲における温度保持時間が超過した場合には、グラニュラーベイナイトが過度に生成し、引張強さが大きく低下することとなる。
　（ｇ）めっき及び合金化工程
　必要に応じて鋼板を、（亜鉛めっき浴温度－４０）℃～（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に冷却して、溶融亜鉛めっき浴又は溶融亜鉛合金めっき浴に浸漬してもよい。溶融亜鉛めっき又は溶融亜鉛合金めっき浴を施した後に、溶融亜鉛めっき又は溶融亜鉛合金めっきに合金化処理を施してもよい。なお、溶融亜鉛めっき浴及び溶融亜鉛合金めっき浴の好ましい条件は略同一であるので、以下では溶融亜鉛めっき浴に関してのみ言及する。
　冷却温度域：（亜鉛めっき浴温度－４０）℃～（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃
　（ｆ）工程の保持により、所定量のグラニュラーベイナイトが生成した鋼板に、溶融亜鉛めっきを施すため、鋼板を、亜鉛めっき浴温度付近の温度域、即ち、（亜鉛めっき浴温度－４０）℃～（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃の温度域に冷却する。
　冷却温度域が（亜鉛めっき浴温度－４０）℃未満であると、亜鉛めっき浴の温度に対し、鋼板の温度が低すぎて、亜鉛めっき浴に侵入した鋼板により、亜鉛めっき浴温度が低下し、適正な亜鉛めっき浴温度を維持できなくなるので、冷却温度域は（亜鉛めっき浴温度－４０）℃以上とする。好ましくは（亜鉛めっき浴温度－２０）℃以上である。
　一方、冷却温度域が（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃を超えると、鋼板温度が高すぎて、鋼板が亜鉛めっき浴に侵入する同時に、鋼板表面において、亜鉛と鉄の相互拡散が激しく起こり、亜鉛めっき層のＦｅ濃度が高くなって脆化するので、冷却温度域は（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃以下とする。好ましくは（亜鉛めっき浴温度＋３０）℃以下である。
　溶融亜鉛めっき層に施す合金化処理は、溶融亜鉛めっき層を、通常の加熱温度域、即ち３００～５５０℃に加熱して行う。
（ｈ）　（ｆ）工程もしくは（ｇ）工程の後、鋼板に焼戻しを行ってもよい。焼戻し工程は、室温への最終冷却途中に所定の温度で保持したり再加熱したりする工程であってもよく、最終冷却が終わった後に所定の温度に再加熱する工程であってもよい。焼戻し工程における加熱の方法は特に限定されない。ただし、鋼板の強度低下を抑制する観点からは、焼戻し工程における保持温度または加熱温度は５００℃以下であることが好ましい。焼戻しはオンラインで行ってもよいし、連続焼鈍後にオフラインで行ってもよい。オンラインで行う場合は、（ｆ）あるいは（ｇ）工程後の冷却中に、室温以上３００℃以下の温度域に冷却した後、２００℃以上４００℃以下の温度に加熱すればよい。
（実験１）
　表１－１及び表１－２に記載の化学組成を有する種々のスラブを材料とし、表２－１～表３－２に記載の種々の製造条件に従って、種々の鋼板を製造した。
　表１－１及び表１－２において、スラブに添加されなかった元素の含有量は空白で示した。また、各スラブの成分の単位は質量％であり、その残部は鉄及び不純物であった。
　最高加熱温度における温度保持時間は、全ての製造条件において１０秒以上５００秒以下の範囲内とした。また、冷間圧延時の圧下率は、全ての製造条件において、１０～８０％の範囲内とした。焼戻しが行われない製造条件における焼戻し温度及び焼戻し時間は空白で示した。めっきを有する場合は、溶融亜鉛めっき層、又は溶融亜鉛合金めっき層の何れかである。
　鋼板に関し、発明範囲外の値、及び合否基準に満たなかった値には下線を付した。また、製造条件に関し、適切と考えられる範囲を外れた値には下線を付した。
　表２－１及び表２－２において「徐冷帯無し」と表記された製造条件は、最高加熱温度での温度保持後に、２段階冷却をしなかったものである。このような製造条件における「５００℃までの平均冷却速度」とは、最高加熱温度から停留温度域（温度停留をする温度）までの平均冷却速度を意味する。一方、表２－１及び表２－２において「徐冷帯無し」と表記されていない製造条件は、最高加熱温度での温度保持後に、２段階冷却をしたものである。このような製造条件における「徐冷帯での平均冷却速度」とは、最高加熱温度から徐冷帯での冷却停止温度までの平均冷却速度を意味し、「５００℃までの平均冷却速度」とは、徐冷帯での冷却停止温度から停留温度域までの平均冷却速度を意味する。
　これら鋼板の板厚１／４部における金属組織、板厚１／４部におけるフェライトと隣接する金属組織の個数に対するフェライトと隣接するマルテンサイトの個数の割合（表中では「フェライトと接するマルテンサイトの割合」と記載）、鋼板の表面から板厚方向に１００μｍ深さの位置を起点として、板厚中心部位置まで３０μｍ間隔で求めた荷重５０ｇｆのビッカース硬さの最大値と最小値との差（表中では「板厚方向の硬さの最大差」と記載）を評価し、表４－１及び表４－２に記載した。これらの評価は、上述した方法に準じて実施した。
　さらに、これら鋼板の引張強さ（ＴＳ）、通常伸び（Ｅｌ１）、加工部伸び（Ｅｌ２）穴広げ性（λ）、α、及び加工性を評価し、表５－１及び表５－２に記載した。これらの評価方法は以下の通りである。
　鋼板の引張強さの評価は、長手方向が鋼板の圧延方向に直角となるように、ＪＩＳ５Ｂ試験片を鋼板から採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行うことにより実施した。引張強さが９００ＭＰａ以上である鋼板を、引張強さに関して合格と判断した。
　鋼板の伸びについては、通常の試験片によって測定された通常伸び（Ｅｌ１）、及び応力集中部が形成された試験片によって測定された加工部伸び（Ｅｌ２）の両方で評価した。鋼板の通常伸びＥｌ１（全伸びＥｌ）の評価は、引張強さの評価と同じく、長手方向が鋼板の圧延方向に直角となるように、ＪＩＳ５Ｂ試験片を鋼板から採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行うことにより実施した。通常伸びＥｌ１が１０．０％以上である鋼板を、伸びに関して合格と判断した。加工部伸びＥｌ２の評価は、鋼板から採取されたＪＩＳ５Ｂ試験片の長手方向中央部５に、図３に示すように半径Ｒ３０の円形ノッチを付し、これに対して通常伸びの評価と同様に引張試験を行って全伸びを測定することにより行った。加工部伸びＥｌ２を通常伸びＥｌ１で割った値（Ｅｌ２／Ｅｌ１）が０．２８０を上回る鋼板を、応力集中部における変形能に関して合格と判断した。
　鋼板の穴広げ性（λ）の評価は、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６：２０１０に準拠して穴広げ試験を行うことにより実施した。穴広げ性が２５．０％以上である鋼板を、穴広げ性に関して合格と判断した。
　鋼板の加工性の評価方法は、上記伸び、穴広げ性の下限値を満たし、さらに伸び×穴広げ性（Ｅｌ×λ）が３００．０以上である鋼板を加工性に関して合格と判断した。
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　化学組成及び製造条件が適切であった実施例は、引張強さ、伸び、及び穴広げ性に優れており、強度及び成形性の両方を高水準で備えると判断された。
　一方、比較例ＮＮ－３２は、圧延荷重過大に加え、熱延板形状不良により、熱延以降の試験が不可となった。これは、仕上圧延完了温度が低すぎたからであると考えられる。
　比較例ＮＮ－３３は、マルテンサイトが不足し、一方でフェライトと接するマルテンサイトの割合、及び板厚方向の硬さの最大差が過剰となり、その結果伸び、穴広げ性、加工性、及び応力集中部における変形能が不足した。これは、仕上げ圧延から巻取までの冷却速度が遅いので、組織の不均一性が助長されたからであると推定される。
　比較例ＮＮ－３５は、フェライトと接するマルテンサイトの割合、及び板厚方向の硬さの最大差が過剰となり、その結果穴広げ性、加工性、及び応力集中部における変形能が不足した。これは、巻き取り温度が高いため、組織の不均一性が助長されたからであると推定される。
　比較例ＮＮ－３６は、フェライトと接するマルテンサイトの割合が過剰となり、その結果穴広げ性、加工性、及び応力集中部における変形能が不足した。これは、切り替え前の加熱速度が遅かったからであると推定される。
　比較例ＮＮ－３８は、フェライト量が過剰となり、その他の組織が不足し、その結果引張強さが不足した。これは、最高加熱温度が低いからであると推定される。
　比較例ＮＮ－３９は、フェライト量が少なく、一方マルテンサイト量が過剰であり、その結果伸びと加工性が損なわれた。これは、最高加熱温度が高いからであると推定される。
　比較例ＮＮ－４０は、フェライト量が過剰となり、マルテンサイト量が不足し、その結果引張強さが不足した。これは、徐冷帯での平均冷却速度が遅いからであると推定される。
　比較例ＮＮ－４２は、グラニュラーベイナイト及びマルテンサイトが不足し、さらにフェライトと接するマルテンサイトの割合が過剰となった。その結果、引張強さ、穴広げ性、加工性、及び応力集中部における変形能が損なわれた。これは、４８０～５８０℃での停留時間が長すぎたからであると推定される。
　比較例ＮＮ－４４は、グラニュラーベイナイトが生成せず、マルテンサイト及びベイナイトが過剰となり、さらにフェライトと接するマルテンサイトの割合が過剰となった。その結果、穴広げ性、加工性、及び応力集中部における変形能が損なわれた。これは、４８０℃以上５８０℃以下の停留時間が短かったからであると推定される。
　比較例ＮＮ－４５は、Ｃが不足したので、マルテンサイトが不足して、引張強さが損なわれた。
　比較例ＮＮ－４６は、Ｃが過剰であったので、マルテンサイト量が過剰となり、フェライト及びグラニュラーベイナイトが不足し、マルテンサイトが過剰となり、伸び、加工性、及び応力集中部における変形能が不足した。
　比較例ＮＮ－４７は、Ｓｉ＋Ａｌが不足したので、ベイナイト量が過剰となる一方でグラニュラーベイナイトが不足して、穴広げ性、加工性、及び応力集中部における変形能が不足した。
　比較例ＮＮ－４８は、Ｓｉ＋Ａｌが過剰であったので、鋼板が脆化し、伸び及び加工性が不足した。
　比較例ＮＮ－４９は、Ｍｎ＋Ｃｒが不足したので、フェライト量が過剰となり、マルテンサイト量が不足して、引張強さが不足した。
　比較例ＮＮ－５０は、Ｍｎ＋Ｃｒが過剰であったので、粗大なＭｎ酸化物や硫化物が形成され、穴広げ性、加工性、及び応力集中部における変形能が劣化した。
　比較例ＮＮ－５１は、フェライトと接するマルテンサイトの割合、及び板厚方向の硬さの最大差が過剰となり、その結果、加工性及び応力集中部における変形能が不足した。これは、仕上圧延完了温度が不適切であったからであると推定される。
　比較例ＮＮ－５２は、板厚方向の硬さの最大差が過剰となり、その結果、応力集中部における変形能が不足した。これは、加熱速度の切り替えが、低すぎる温度域で行われたからであると推定される。
　比較例ＮＮ－５３は、板厚方向の硬さの最大差が過剰となり、その結果、応力集中部における変形能が不足した。これは、加熱速度の切り替えが、高すぎる温度域で行われたからであると推定される。
　比較例ＮＮ－５４は、板厚方向の硬さの最大差が過剰となり、その結果、応力集中部における変形能が不足した。これは、Ａｃ１～Ａｃ１＋２０℃の温度域での加熱速度が大きすぎたからであると推定される。
　比較例ＮＮ－５５は、板厚方向の硬さの最大差が過剰となり、その結果、応力集中部における変形能が不足した。これは、Ａｃ１～Ａｃ１＋２０℃の温度域での加熱速度が小さすぎたからであると推定される。
　比較例ＮＮ－５６は、グラニュラーベイナイトが生成せず、さらにフェライトと接するマルテンサイトの割合が過剰となり、その結果、応力集中部における変形能が不足した。これは、４８０～５８０℃での停留時間が不足したからであると推定される。
　比較例ＮＮ－５７は、グラニュラーベイナイトが生成せず、さらにフェライトと接するマルテンサイトの割合が過剰となり、その結果、応力集中部における変形能が不足した。これは、５００～６３０℃での停留時間が不足したからであると推定される。
　比較例ＮＮ－５８は、グラニュラーベイナイトが生成せず、さらにフェライトと接するマルテンサイトの割合が過剰となり、その結果、応力集中部における変形能が不足した。これは、５００～６３０℃での停留時間が過剰であったからであると推定される。
　比較例ＮＮ－５９は、グラニュラーベイナイトが生成せず、さらにフェライトと接するマルテンサイトの割合が過剰となり、その結果、応力集中部における変形能が不足した。これは、４８０～５８０℃の温度範囲内、５００～６３０℃の温度範囲での停留時間が設けられなかったからであると推定される。
（実験２）
　表６－１及び表６－２に記載の化学組成を有する種々のスラブを材料とし、表７－１～表８－２に記載の種々の製造条件に従って、種々の鋼板を製造した。
　表６－１及び表６－２において、スラブに添加されなかった元素の含有量は空白で示した。また、各スラブの成分の単位は質量％であり、その残部は鉄及び不純物であった。
　最高加熱温度における温度保持時間は、全ての製造条件において１０秒以上５００秒以下の範囲内とした。また、冷間圧延時の圧下率は、全ての製造条件において、１０～８０％の範囲内とした。焼戻しが行われない製造条件における焼戻し温度及び焼戻し時間は空白で示した。めっきを有する場合は、溶融亜鉛めっき層、又は溶融亜鉛合金めっき層の何れかである。
　鋼板に関し、発明範囲外の値、及び合否基準に満たなかった値には下線を付した。また、製造条件に関し、適切と考えられる範囲を外れた値には下線を付した。
　表７－１及び表７－２において「徐冷帯無し」と表記された製造条件は、最高加熱温度での温度保持後に、２段階冷却をしなかったものである。このような製造条件における「５００℃までの平均冷却速度」とは、最高加熱温度から停留温度域（温度停留をする温度）までの平均冷却速度を意味する。一方、表７－１及び表７－２において「徐冷帯無し」と表記されていない製造条件は、最高加熱温度での温度保持後に、２段階冷却をしたものである。このような製造条件における「徐冷帯での平均冷却速度」とは、最高加熱温度から徐冷帯での冷却停止温度までの平均冷却速度を意味し、「５００℃までの平均冷却速度」とは、徐冷帯での冷却停止温度から停留温度域までの平均冷却速度を意味する。
　これら鋼板の板厚１／４部における金属組織、板厚１／４部におけるフェライトと隣接する金属組織の個数に対するフェライトと隣接するマルテンサイトの個数の割合（表中では「フェライトと接するマルテンサイトの割合」と記載）、鋼板の表面から板厚方向に１００μｍ深さの位置を起点として、板厚中心部位置まで３０μｍ間隔で求めた荷重５０ｇｆのビッカース硬さの最大値と最小値との差（表中では「板厚方向の硬さの最大差」と記載）を評価し、表９－１及び表９－２に記載した。これらの評価は、上述した方法に準じて実施した。
　さらに、これら鋼板の引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）、穴広げ性（λ）、α、及び加工性を評価し、表１０－１及び表１０－２に記載した。これらの評価方法は以下の通りである。
　鋼板の引張強さの評価は、長手方向が鋼板の圧延方向に直角となるように、ＪＩＳ５Ｂ試験片を鋼板から採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行うことにより実施した。引張強さが９００ＭＰａ以上である鋼板を、引張強さに関して合格と判断した。
　鋼板の伸びについては、通常の試験片によって測定された通常伸び（Ｅｌ１）、及び応力集中部が形成された試験片によって測定された加工部伸び（Ｅｌ２）の両方で評価した。鋼板の通常伸びＥｌ１（全伸びＥｌ）の評価は、引張強さの評価と同じく、長手方向が鋼板の圧延方向に直角となるように、ＪＩＳ５Ｂ試験片を鋼板から採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行うことにより実施した。通常伸びＥｌ１が１０．０％以上である鋼板を、伸びに関して合格と判断した。加工部伸びＥｌ２の評価は、鋼板から採取されたＪＩＳ５Ｂ試験片の長手方向中央部に、図３に示すように半径Ｒ３０の円形ノッチを付し、これに対して通常伸びの評価と同様に引張試験を行って全伸びを測定することにより行った。加工部伸びＥｌ２を通常伸びＥｌ１で割った値（Ｅｌ２／Ｅｌ１）が０．２８０を上回る鋼板を、応力集中部における変形能に関して合格と判断した。
　鋼板の穴広げ性（λ）の評価は、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６：２０１０に準拠して穴広げ試験を行うことにより実施した。穴広げ性が２５．０％以上である鋼板を、穴広げ性に関して合格と判断した。
　鋼板の加工性の評価方法は、上記伸び、穴広げ性の下限値を満たし、さらに伸び×穴広げ性（Ｅｌ×λ）が３００．０以上である鋼板を加工性に関して合格と判断した。
　限界曲げ角度αは、ＶＤＡ－２３８－１００に準拠した曲げ試験により得られる最大荷重時の曲げ角度と定義する。曲げの閾値は、鋼板の厚さｔを用いて得られる以下の式を満たすこととする。この閾値は、衝突時の曲げ変形に伴う割れを回避するために必要である。曲げの閾値が０以上である鋼板を、曲げ性に関して合格と判断した。
（曲げの閾値）＝α－（７．９６×ｔ２－３８．４×ｔ＋１２０）≧０
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
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
　化学組成及び製造条件が適切であった実施例は、引張強さ、伸び、及び穴広げ性に優れており、強度及び成形性の両方を高水準で備えると判断された。また、実施例ＮＡ－３９を除く実施例は、限界曲げ角度にも優れていた。実施例ＮＡ－３９は、Ｈｖ３０／Ｈｖｉが好ましい範囲内ではなかったので、限界曲げ角度の評価結果は好ましい範囲内とはならなかったが、その他の評価結果に優れるので、強度、成形性、及び応力集中部における変形能の全てを高水準で備える鋼板であると判断された。
　一方、比較例ＮＡ－３２は、圧延荷重過大に加え、熱延板形状不良により熱延以降の試験が不可となった。これは、仕上圧延完了温度が低すぎたからであると考えられる。
　比較例ＮＡ－３３は、マルテンサイトが不足し、一方でフェライトと接するマルテンサイトの割合、及び板厚方向の硬さの最大差が過剰となり、その結果伸び、穴広げ性、加工性、及び応力集中部における変形能が不足し、且つ曲げの閾値も０未満となった。これは、仕上げ圧延から巻取までの冷却速度が遅いので、組織の不均一性が助長されたからであると推定される。
　比較例ＮＡ－３６は、フェライトと接するマルテンサイトの割合、及び板厚方向の硬さの最大差が過剰となり、その結果穴広げ性、加工性、及び応力集中部における変形能が不足し、且つ曲げの閾値も０未満となった。これは、巻き取り温度が高いため、組織の不均一性が助長されたからであると推定される。
　比較例ＮＡ－３７は、フェライトと接するマルテンサイトの割合が過剰となり、その結果穴広げ性、加工性、及び応力集中部における変形能が不足し、且つ曲げの閾値も０未満となった。これは、切り替え前の加熱速度が遅かったからであると推定される。
　比較例ＮＡ－４１は、フェライト量が過剰となり、その他の組織が不足し、その結果引張強さが不足した。これは、最高加熱温度が低いからであると推定される。
　比較例ＮＡ－４２は、フェライト量が少なく、一方マルテンサイト量が過剰であり、その結果伸びと加工性が損なわれた。これは、最高加熱温度が高いからであると推定される。
　比較例ＮＡ－４６は、フェライト量が過剰となり、マルテンサイト量が不足し、加工性が損なわれた。これは、５８０℃以上での冷却速度が不足したからであると推定される。
　比較例ＮＡ－４８は、グラニュラーベイナイトが生成せず、マルテンサイトが不足した一方で、ベイナイトが過剰となり、さらにフェライトと接するマルテンサイトの割合が過剰となった。その結果、穴広げ性、加工性、及び応力集中部における変形能が損なわれ、且つ曲げの閾値も０未満となった。これは、４８０℃以上５８０℃以下の停留時間が短かったからであると推定される。
　比較例ＮＡ－４９は、グラニュラーベイナイト量が過剰となり、マルテンサイト量が不足し、その結果引張強さが不足した。これは、４８０℃以上５８０℃以下の停留時間が長すぎたからであると推定される。
　比較例ＮＡ－５０は、Ｃが不足したので、マルテンサイトが不足して、引張強さが損なわれた。
　比較例ＮＡ－５１は、Ｃが過剰であったので、マルテンサイトが過剰となり、その他の組織が不足して、伸び、加工性、及び応力集中部における変形能が不足した。
　比較例ＮＡ－５２は、Ｓｉ＋Ａｌが不足したので、グラニュラーベイナイトが不足する一方でベイナイトが過剰となり、加工性、及び応力集中部における変形能が不足した。
　比較例ＮＡ－５３は、Ｓｉ＋Ａｌが過剰であったので、鋼板が脆化し、伸び及び加工性が不足した。
　比較例ＮＡ－５４は、Ｍｎ＋Ｃｒが不足したので、フェライト量が過剰となる一方でマルテンサイトが不足して、引張強さが不足した。
　比較例ＮＡ－５５は、Ｍｎ＋Ｃｒが過剰であったので、粗大なＭｎ酸化物や硫化物が形成され、穴広げ性、加工性、及び応力集中部における変形能が劣化した。
　比較例ＮＡ－５６は、板厚方向の硬さの最大差が過剰となり、その結果、応力集中部における変形能が不足した。これは、加熱速度の切り替えが、低すぎる温度域で行われたからであると推定される。
　比較例ＮＡ－５７は、板厚方向の硬さの最大差が過剰となり、その結果、応力集中部における変形能が不足した。これは、加熱速度の切り替えが、高すぎる温度域で行われたからであると推定される。
　比較例ＮＡ－５８は、板厚方向の硬さの最大差が過剰となり、その結果、応力集中部における変形能が不足した。これは、Ａｃ１～Ａｃ１＋２０℃の温度域での加熱速度が大きすぎたからであると推定される。
　比較例ＮＡ－５９は、板厚方向の硬さの最大差が過剰となり、その結果、応力集中部における変形能が不足した。これは、Ａｃ１～Ａｃ１＋２０℃の温度域での加熱速度が小さすぎたからであると推定される。
　比較例ＮＡ－６０は、グラニュラーベイナイトが生成せず、さらにフェライトと接するマルテンサイトの割合が過剰となり、その結果、応力集中部における変形能が不足した。これは、４８０～５８０℃での停留時間が不足したからであると推定される。
　比較例ＮＡ－６１は、グラニュラーベイナイトが生成せず、さらにフェライトと接するマルテンサイトの割合が過剰となり、その結果、応力集中部における変形能が不足した。これは、５００～６３０℃での停留時間が不足したからであると推定される。
　比較例ＮＡ－６２は、グラニュラーベイナイトが生成せず、さらにフェライトと接するマルテンサイトの割合が過剰となり、その結果、応力集中部における変形能が不足した。これは、５００～６３０℃での停留時間が過剰であったからであると推定される。
　比較例ＮＡ－６３は、グラニュラーベイナイトが生成せず、さらにフェライトと接するマルテンサイトの割合が過剰となり、その結果、応力集中部における変形能が不足した。これは、４８０～５８０℃の温度範囲内、５００～６３０℃の温度範囲での停留時間が設けられなかったからであると推定される。
　前述したように、本発明によれば、自動車等の構造部材として好適な成形性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の鋼板、及びその製造方法を提供することができる。本発明の鋼板は、特に、衝突安全性に優れているので、本発明は、自動車産業及び鋼板製造・加工産業において利用可能性が高いものである。
　１　旧オーステナイト粒界
　２　ベイニティックフェライト
　３　グラニュラーベイナイト
　５　炭化物
　６　上部ベイナイト
　７　下部ベイナイト

Claims (5)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．０７％以上、０．１５％以下、
    　Ｓｉ＋Ａｌ：０．２０％以上、２．５０％以下、
    　Ｍｎ＋Ｃｒ：１．２０％以上、４．００％以下、
    　Ｐ：０％以上、０．０４０％以下、
    　Ｓ：０％以上、０．０１０％以下、
    　Ｎ：０％以上、０．０１０％以下、
    　Ｏ：０％以上、０．００６％以下、
    　Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下、
    　Ｔｉ：０％以上、０．２０％以下、
    　Ｎｂ：０％以上、０．２０％以下、
    　Ｂ：０％以上、０．０１０％以下、
    　Ｖ：０％以上、０．５０％以下、
    　Ｃｕ：０％以上、１．００％以下、
    　Ｗ：０％以上、０．１０％以下、
    　Ｔａ：０％以上、０．１０％以下、
    　Ｎｉ：０％以上、１．００％以下、
    　Ｓｎ：０％以上、０．０５０％以下、
    　Ｃｏ：０％以上、０．５０％以下、
    　Ｓｂ：０％以上、０．０５０％以下、
    　Ａｓ：０％以上、０．０５０％以下、
    　Ｍｇ：０％以上、０．０５０％以下、
    　Ｃａ：０％以上、０．０４０％以下、
    　Ｙ：０％以上、０．０５０％以下、
    　Ｚｒ：０％以上、０．０５０％以下、
    　Ｌａ：０％以上、０．０５０％以下、及び
    　Ｃｅ：０％以上、０．０５０％以下を含み、
    　残部がＦｅ及び不純物からなり、
    　板厚１／４部における金属組織が、体積率で、
    　フェライト：１０％以上、５０％未満、
    　グラニュラーベイナイト：５％以上、４０％未満、
    　マルテンサイト：３０％以上、５５％以下、
    　上部ベイナイトおよび下部ベイナイト：合計で３０％未満、
    　パーライト：１０％未満、及び
    　残留オーステナイト：５％未満からなり、
    　板厚１／４部において、前記フェライトと隣接する金属組織の個数に対する、前記フェライトと隣接する前記マルテンサイトの個数の割合が３０％以下であり、
    　鋼板の表面から板厚方向に１００μｍ深さの位置を起点として、板厚中心部位置まで３０μｍ間隔で求めた荷重５０ｇｆのビッカース硬さの最大値と最小値との差が６０ＨＶ以下である、鋼板。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％以下、
    　Ｔｉ：０．００１％以上、０．２０％以下、
    　Ｎｂ：０．０００１％以上、０．２０％以下、
    　Ｂ：０．０００１％以上、０．０１０％以下、
    　Ｖ：０．００１％以上、０．５０％以下、
    　Ｃｕ：０．００１％以上、１．００％以下、
    　Ｗ：０．００１％以上、０．１０％以下、
    　Ｔａ：０．００１％以上、０．１０％以下、
    　Ｎｉ：０．００１％以上、１．００％以下、
    　Ｓｎ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
    　Ｃｏ：０．００１％以上、０．５０％以下、
    　Ｓｂ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
    　Ａｓ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
    　Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０５０％以下、
    　Ｃａ：０．００１％以上、０．０４０％以下、
    　Ｙ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
    　Ｚｒ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
    　Ｌａ：０．００１％以上、０．０５０％以下、及び
    　Ｃｅ：０．００１％以上、０．０５０％以下
    からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記鋼板の前記表面から前記板厚方向に３０μｍ深さの位置の、荷重０．２９Ｎでのビッカース硬さＨｖ３０と、前記板厚１／４部の、荷重０．２９Ｎでのビッカース硬さＨｖｉとの比Ｈｖ３０／Ｈｖｉが０．８以下であり、
    　引張強さが９００ＭＰａ以上である
    ことを特徴とする請求項１又は２に記載の鋼板。
  4. 　前記表面に溶融亜鉛めっき層又は溶融亜鉛合金めっき層を有することを特徴とする請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼板。
  5. 　前記表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼板。
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