JP7188659B1 - 鋼板、部材およびそれらの製造方法 - Google Patents
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Abstract
材質均一性に優れ、高強度を有する鋼板、部材およびそれらの製造方法を提供する。質量％で、Ｃ：０．１０％以上０．３０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上３．０％以下、Ｍｎ：１．０％以上３．５％以下、Ｐ：０．００２％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００２％以上０．０２００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．２０％以下（０％は含まない）、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００８以上０．１０％以下、を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板組織が、面積率でフェライト：５％以上５０％以下、マルテンサイトとベイナイトの合計：５０％以上９５％以下を有し、フェライトのうち未再結晶フェライトが全組織に対する面積率で０％以上１０％以下であり、鋼板の板幅方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下である鋼板。
Description
本発明は、自動車部品等に用いられる鋼板、部材およびそれらの製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、材質均一性に優れた高強度鋼板、高強度部材およびそれらの製造方法に関する。
近年、地球環境保全の観点からＣＯ２などの排気ガスを低減化する試みが進められている。自動車産業では車体を軽量化して燃費を向上させることにより、排気ガス量を低下させる対策が図られている。車体軽量化の手法の一つとして、自動車に使用されている鋼板を高強度化することで板厚を薄肉化する手法が挙げられる。また、鋼板の高強度化とともに延性が低下することが知られており、高強度と延性を両立する鋼板が求められている。さらに、高強度鋼板では強度、成形性のばらつきが大きくなり、形状凍結の再現性が低くなるため、製品寸法のばらつきや局所的な割れなどの問題が生じ、部品形状の維持が困難になる。そのため、鋼板の全幅、全長において機械的特性のばらつきがない、材質均一性に優れた鋼板が求められている。
例えば、特許文献１には合金成分を規定し、フェライトおよびマルテンサイトを有する組織とし、焼鈍時の昇温速度を制限することで、成形性に優れる鋼板が開示されている。
特許文献２には、合金成分を規定し、フェライト－マルテンサイト組織とし、巻取温度の制御により鋼板長手方向の組織差を小さくすることで、材質均一性に優れ、鋼板長手方向における引張強度のばらつきが小さい高強度鋼板を提供している。
しかしながら、特許文献１の技術は、Ｔｉ等の析出元素の添加に対しては、焼鈍時の昇温速度の制限では、穴広げ率のばらつき低減は不十分である。また、特許文献２の技術では鋼板幅方向の巻取り温度を適正に制御しておらず、材質均一性は不十分であると考えられる。このように、特許文献１および２に記載の技術では、１１８０ＭＰａ以上の引張強度と板幅方向の材質均一性を両立するには不十分であると考えられる。
本発明は、このような問題を解決するためになされたものであり、材質均一性に優れると共に、高強度を有する鋼板、部材およびそれらの製造方法を提供することを目的とする。
ここで、高強度とは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の規定に準拠して、鋼板長手方向（圧延方向）の中央部かつ幅方向中央部で、引張速度：１０ｍｍ／分で行う引張試験により、引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上であることを指す。
また、材質均一性に優れるとは、以下の方法により、鋼板の板幅方向における穴広げ率の最大値と最小値の差が１０％以下であることを指す。
（ｉ）鋼板幅方向中央部および両端部（鋼板幅方向端から鋼板幅方向中央側に５０ｍｍ位置）、幅方向１／４位置および３／４位置の計５箇所において、１００ｍｍ角の試験片を３枚ずつ採取し、穴広げ試験を実施し、得られた各位置における３枚の平均値の最大値と最小値の差を、板幅方向における穴広げ率の最大値と最小値の差とする。
（ｉｉ）上記の穴広げ試験としては、試験片に対し、１０ｍｍ径のパンチおよびクリアランス：１２．５％となるダイスを用いて打ち抜き、バリ面を上面にして頂角６０°の円錐ポンチを用いて移動速度１０ｍｍ／ｍｉｎで実施して、以下の式に基づいて、穴広げ率（λ）を測定する。
穴広げ率λ（％）＝｛（Ｄ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
Ｄ：亀裂が板厚を貫通した時の穴径、Ｄ０：初期穴径（１０ｍｍ）
（ｉ）鋼板幅方向中央部および両端部（鋼板幅方向端から鋼板幅方向中央側に５０ｍｍ位置）、幅方向１／４位置および３／４位置の計５箇所において、１００ｍｍ角の試験片を３枚ずつ採取し、穴広げ試験を実施し、得られた各位置における３枚の平均値の最大値と最小値の差を、板幅方向における穴広げ率の最大値と最小値の差とする。
（ｉｉ）上記の穴広げ試験としては、試験片に対し、１０ｍｍ径のパンチおよびクリアランス：１２．５％となるダイスを用いて打ち抜き、バリ面を上面にして頂角６０°の円錐ポンチを用いて移動速度１０ｍｍ／ｍｉｎで実施して、以下の式に基づいて、穴広げ率（λ）を測定する。
穴広げ率λ（％）＝｛（Ｄ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
Ｄ：亀裂が板厚を貫通した時の穴径、Ｄ０：初期穴径（１０ｍｍ）
本発明者らは、上記の課題を解決するために誠意検討を重ねたところ、以下の知見を得た。高強度かつ良い鋳造性のためにはＴｉの添加が必要であり、鋼板の板幅方向の機械的特性のばらつきを低減するためには、鋼板の板幅方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差を５％以下とする必要があることが判明した。
以上の通り、本発明者らは、上記の課題を解決するために様々な検討をおこなった結果、特定の成分組成を有し、フェライト、ベイナイト及びマルテンサイトを主体とする鋼組織を有する鋼板において、鋼板の板幅方向における未再結晶フェライトの面積率のばらつきを制御することで、材質均一性に優れた高強度鋼板が得られることを見出し、本発明を完成するに至った。
本発明は以上の知見に基づきなされたものであり、具体的には以下のものを提供する。
［１］質量％で、
Ｃ：０．１０％以上０．３０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上３．０％以下、
Ｍｎ：１．０％以上３．５％以下、
Ｐ：０．００２％以上０．１００％以下、
Ｓ：０．０００２％以上０．０２００％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．２０％以下（０％は含まない）、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｔｉ：０．００８以上０．１０％以下、
を含有し、
残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼板組織が、面積率でフェライト：５％以上５０％以下、マルテンサイトとベイナイトの合計：５０％以上９５％以下を有し、
前記フェライトのうち未再結晶フェライトが全組織に対する面積率で０％以上１０％以下であり、
鋼板の板幅方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下である、鋼板。
［２］鋼板の長手方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下である、前記［１］に記載の鋼板。
［３］前記成分組成が、さらに質量％で、
Ｎｂ：０．２％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｃｕ：１％以下、
Ｎｉ：０．５％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｍｏ：０．３％以下、
Ｖ：０．４５％以下、
Ｚｒ：０．２％以下および
Ｗ：０．２％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、前記［１］または［２］に記載の鋼板。
［４］前記成分組成が、さらに質量％で、
Ｓｂ：０．１％以下、
Ｓｎ：０．１％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．０１％以下および
ＲＥＭ：０．０１％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、前記［１］～［３］のいずれかに記載の鋼板。
［５］鋼板表面にめっき層を有する、前記［１］～［４］のいずれかに記載の鋼板。
［６］前記［１］～［５］のいずれかに記載の鋼板に対して、成形加工および溶接の少なくとも一方を施してなる部材。
［７］前記［１］～［４］のいずれかに記載の鋼板を製造する鋼板の製造方法であって、
鋼スラブを１２２０℃以上で１．０時間以上加熱した後、熱間圧延し、巻取温度を６５０℃以下とし、かつ板幅方向の温度分布において前記巻取温度の差を５０℃以下として巻き取り、熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
該熱間圧延工程後、前記熱延鋼板を冷間圧延することで冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、
前記冷延鋼板に対して、６００℃から７００℃の温度域で式（１）を満たし、かつ板幅方向の温度分布において温度の差を５０℃以下とし、Ａｃ１点超（Ａｃ３点＋５０℃）以下の焼鈍温度まで加熱する焼鈍工程と、を含む、鋼板の製造方法。
式（１）において、
ｔは６００℃から７００℃までにかかる時間をｎ等分した時間（秒）であり（ｎ：１０以上の整数）、
Ｔｉ＝（Ｓｉ＋１＋Ｓｉ）／２であり、ｉ：ｎ以下の自然数であり、Ｓ１＝６００℃であり、Ｓｎ＋１＝７００℃であり、Ｓｉは６００℃となった時刻からｔ×（ｉ－１）秒後の時刻における温度（℃）である。
［８］前記熱間圧延工程で、
鋼スラブを１２２０℃以上で１．０時間以上加熱した後、熱間圧延し、巻取温度を６５０℃以下とし、板幅方向の温度分布において前記巻取温度の差を５０℃以下とし、かつ鋼板の長手方向における温度分布において前記巻取温度の差を７０℃以下として巻き取り、熱延鋼板を得る、前記［７］に記載の鋼板の製造方法。
［９］前記焼鈍工程後に、めっき処理を施すめっき工程を含む、前記［７］または［８］に記載の鋼板の製造方法。
［１０］前記めっき工程で溶融亜鉛めっき処理を施す、前記［９］に記載の鋼板の製造方法。
［１１］前記めっき工程で前記溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を施す、前記［１０］に記載の鋼板の製造方法。
［１２］
前記めっき工程後、室温以上２５０℃以下の冷却停止温度まで冷却し、ついで、前記冷却停止温度以上４４０℃以下の温度域まで再加熱して２０秒以上保持する再加熱工程を含む、前記［９］～［１１］のいずれかに記載の鋼板の製造方法。
［１３］前記［７］～［１２］のいずれかに記載の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施す工程を有する部材の製造方法。
［１］質量％で、
Ｃ：０．１０％以上０．３０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上３．０％以下、
Ｍｎ：１．０％以上３．５％以下、
Ｐ：０．００２％以上０．１００％以下、
Ｓ：０．０００２％以上０．０２００％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．２０％以下（０％は含まない）、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｔｉ：０．００８以上０．１０％以下、
を含有し、
残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼板組織が、面積率でフェライト：５％以上５０％以下、マルテンサイトとベイナイトの合計：５０％以上９５％以下を有し、
前記フェライトのうち未再結晶フェライトが全組織に対する面積率で０％以上１０％以下であり、
鋼板の板幅方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下である、鋼板。
［２］鋼板の長手方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下である、前記［１］に記載の鋼板。
［３］前記成分組成が、さらに質量％で、
Ｎｂ：０．２％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｃｕ：１％以下、
Ｎｉ：０．５％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｍｏ：０．３％以下、
Ｖ：０．４５％以下、
Ｚｒ：０．２％以下および
Ｗ：０．２％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、前記［１］または［２］に記載の鋼板。
［４］前記成分組成が、さらに質量％で、
Ｓｂ：０．１％以下、
Ｓｎ：０．１％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．０１％以下および
ＲＥＭ：０．０１％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、前記［１］～［３］のいずれかに記載の鋼板。
［５］鋼板表面にめっき層を有する、前記［１］～［４］のいずれかに記載の鋼板。
［６］前記［１］～［５］のいずれかに記載の鋼板に対して、成形加工および溶接の少なくとも一方を施してなる部材。
［７］前記［１］～［４］のいずれかに記載の鋼板を製造する鋼板の製造方法であって、
鋼スラブを１２２０℃以上で１．０時間以上加熱した後、熱間圧延し、巻取温度を６５０℃以下とし、かつ板幅方向の温度分布において前記巻取温度の差を５０℃以下として巻き取り、熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
該熱間圧延工程後、前記熱延鋼板を冷間圧延することで冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、
前記冷延鋼板に対して、６００℃から７００℃の温度域で式（１）を満たし、かつ板幅方向の温度分布において温度の差を５０℃以下とし、Ａｃ１点超（Ａｃ３点＋５０℃）以下の焼鈍温度まで加熱する焼鈍工程と、を含む、鋼板の製造方法。
式（１）において、
ｔは６００℃から７００℃までにかかる時間をｎ等分した時間（秒）であり（ｎ：１０以上の整数）、
Ｔｉ＝（Ｓｉ＋１＋Ｓｉ）／２であり、ｉ：ｎ以下の自然数であり、Ｓ１＝６００℃であり、Ｓｎ＋１＝７００℃であり、Ｓｉは６００℃となった時刻からｔ×（ｉ－１）秒後の時刻における温度（℃）である。
［８］前記熱間圧延工程で、
鋼スラブを１２２０℃以上で１．０時間以上加熱した後、熱間圧延し、巻取温度を６５０℃以下とし、板幅方向の温度分布において前記巻取温度の差を５０℃以下とし、かつ鋼板の長手方向における温度分布において前記巻取温度の差を７０℃以下として巻き取り、熱延鋼板を得る、前記［７］に記載の鋼板の製造方法。
［９］前記焼鈍工程後に、めっき処理を施すめっき工程を含む、前記［７］または［８］に記載の鋼板の製造方法。
［１０］前記めっき工程で溶融亜鉛めっき処理を施す、前記［９］に記載の鋼板の製造方法。
［１１］前記めっき工程で前記溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を施す、前記［１０］に記載の鋼板の製造方法。
［１２］
前記めっき工程後、室温以上２５０℃以下の冷却停止温度まで冷却し、ついで、前記冷却停止温度以上４４０℃以下の温度域まで再加熱して２０秒以上保持する再加熱工程を含む、前記［９］～［１１］のいずれかに記載の鋼板の製造方法。
［１３］前記［７］～［１２］のいずれかに記載の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施す工程を有する部材の製造方法。
本発明によれば、材質均一性に優れた高強度鋼板が得られる。本発明の高強度鋼板を、例えば、自動車構造部材に適用することにより、高強度化と材質均一性との両立が可能となる。すなわち、本発明により、良好な部品形状の維持が可能となるため、自動車車体が高性能化する。
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
本発明の鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１０％以上０．３０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上３．０％以下、Ｍｎ：１．０％以上３．５％以下、Ｐ：０．００２％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００２％以上０．０２００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．２０％以下（０％は含まない）、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００８以上０．１０％以下、を含有し、
残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板組織が、面積率でフェライト：５％以上５０％以下、マルテンサイトとベイナイトの合計：５０％以上９５％以下を有し、フェライトのうち未再結晶フェライトが全組織に対する面積率で０％以上１０％以下であり、鋼板の板幅方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下である。
本発明の鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１０％以上０．３０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上３．０％以下、Ｍｎ：１．０％以上３．５％以下、Ｐ：０．００２％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００２％以上０．０２００％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．２０％以下（０％は含まない）、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００８以上０．１０％以下、を含有し、
残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板組織が、面積率でフェライト：５％以上５０％以下、マルテンサイトとベイナイトの合計：５０％以上９５％以下を有し、フェライトのうち未再結晶フェライトが全組織に対する面積率で０％以上１０％以下であり、鋼板の板幅方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下である。
先ず、本発明の高強度鋼板（以下、「本発明の鋼板」という場合がある）の成分組成について説明する。下記の成分組成の説明において成分の含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。なお、本発明でいう高強度とは、引張強度が１１８０ＭＰａ以上のことをいう。
Ｃ：０．１０％以上０．３０％以下
Ｃは、マルテンサイトもしくはベイナイトの強度を上昇させ、ＴＳ≧１１８０ＭＰａを確保する観点から含有する。Ｃ含有量が０．１０％未満では所定の強度を得ることができなくなる。そのため、Ｃ含有量は０．１０％以上とする。Ｃ含有量は、０．１１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃ含有量が０．３０％を超えると強度が高くなり過ぎて穴広げ性の劣化を招く。また、炭化物の生成量が多くなるため、再結晶が生じにくくなり、材質均一性が劣化する。そのため、Ｃ含有量は０．３０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．２８％以下であり、より好ましくは０．２６％以下である。
Ｃは、マルテンサイトもしくはベイナイトの強度を上昇させ、ＴＳ≧１１８０ＭＰａを確保する観点から含有する。Ｃ含有量が０．１０％未満では所定の強度を得ることができなくなる。そのため、Ｃ含有量は０．１０％以上とする。Ｃ含有量は、０．１１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃ含有量が０．３０％を超えると強度が高くなり過ぎて穴広げ性の劣化を招く。また、炭化物の生成量が多くなるため、再結晶が生じにくくなり、材質均一性が劣化する。そのため、Ｃ含有量は０．３０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．２８％以下であり、より好ましくは０．２６％以下である。
Ｓｉ：０．０１％以上３．０％以下
Ｓｉは、固溶強化により、鋼を強化する元素である。この効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｓｉ含有量が多くなりすぎると、熱延、冷延での圧延荷重の著しい増加を招く。Ｓｉはセメンタイトの生成を抑制する効果を持つため、Ｓｉ含有量が多くなりすぎると、セメンタイトの生成が抑制され、析出しなかったＣがＮｂやＴｉと炭化物を形成し粗大化し、材質均一性が劣化する。また、靭性の低下を招く。したがって、Ｓｉ含有量は３．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは２．７％以下であり、より好ましくは２．４％以下である。
Ｓｉは、固溶強化により、鋼を強化する元素である。この効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０２％以上、より好ましくは０．０３％以上である。一方、Ｓｉ含有量が多くなりすぎると、熱延、冷延での圧延荷重の著しい増加を招く。Ｓｉはセメンタイトの生成を抑制する効果を持つため、Ｓｉ含有量が多くなりすぎると、セメンタイトの生成が抑制され、析出しなかったＣがＮｂやＴｉと炭化物を形成し粗大化し、材質均一性が劣化する。また、靭性の低下を招く。したがって、Ｓｉ含有量は３．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは２．７％以下であり、より好ましくは２．４％以下である。
Ｍｎ：１．０％以上３．５％以下
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させ、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率を所定範囲にするために含有する。Ｍｎ含有量が１．０％未満であると、焼入れ性が不足し、パーライトが過剰に生成し、材質均一性が劣化する。また、鋼中のＳをＭｎＳとして固定し、熱間脆性を軽減するためにＭｎを含有する。よって、Ｍｎ含有量は１．０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．３％以上であり、より好ましくは１．６％以上である。一方、Ｍｎを過度に含有すると、鋳造偏析によりＭｎの濃化部と希薄部で熱延後のフェライト変態開始温度に差が生じる。その結果、熱間圧延した後の巻取温度で鋼板全域においてフェライトとパーライトから構成される組織とならず、一部にベイナイト組織が形成されるため、焼鈍後の組織の均一性が極端に悪化し、本発明で目標とする材質安定性が得られなくなる。したがって、Ｍｎ含有量は３．５％を上限とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは３．３％以下であり、より好ましくは３．１％以下である。
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させ、マルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率を所定範囲にするために含有する。Ｍｎ含有量が１．０％未満であると、焼入れ性が不足し、パーライトが過剰に生成し、材質均一性が劣化する。また、鋼中のＳをＭｎＳとして固定し、熱間脆性を軽減するためにＭｎを含有する。よって、Ｍｎ含有量は１．０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．３％以上であり、より好ましくは１．６％以上である。一方、Ｍｎを過度に含有すると、鋳造偏析によりＭｎの濃化部と希薄部で熱延後のフェライト変態開始温度に差が生じる。その結果、熱間圧延した後の巻取温度で鋼板全域においてフェライトとパーライトから構成される組織とならず、一部にベイナイト組織が形成されるため、焼鈍後の組織の均一性が極端に悪化し、本発明で目標とする材質安定性が得られなくなる。したがって、Ｍｎ含有量は３．５％を上限とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは３．３％以下であり、より好ましくは３．１％以下である。
Ｐ：０．００２％以上０．１００％以下
Ｐは、鋼を強化する元素であるが、その含有量が多いとスポット溶接性が著しく劣化する。したがって、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。また、上記の観点からＰ含有量は０．０５０％以下とすることが好ましく、０．０１０％以下がより好ましい。一方、現在工業的に実施可能なＰ含有量の下限は０．００２％である。よって、Ｐ含有量は０．００２％以上とする。
Ｐは、鋼を強化する元素であるが、その含有量が多いとスポット溶接性が著しく劣化する。したがって、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。また、上記の観点からＰ含有量は０．０５０％以下とすることが好ましく、０．０１０％以下がより好ましい。一方、現在工業的に実施可能なＰ含有量の下限は０．００２％である。よって、Ｐ含有量は０．００２％以上とする。
Ｓ：０．０００２％以上０．０２００％以下
Ｓは、鋼中で粗大な硫化物を形成し、これが熱間圧延時に伸展し楔状の介在物となることで、溶接性に悪影響をもたらす。そのため、Ｓも有害元素であるため極力低減することが好ましい。介在物群による弊害を軽減するために、Ｓ含有量は少なくとも０．０２００％以下とする必要がある。より厳しい溶接条件下で使用する場合、Ｓ含有量は０．０１００％以下とすることが好ましく、０．００１０％以下がより好ましい。一方、現在工業的に実施可能なＳ含有量の下限は０．０００２％である。よって、Ｓ含有量は０．０００２％以上とする。
Ｓは、鋼中で粗大な硫化物を形成し、これが熱間圧延時に伸展し楔状の介在物となることで、溶接性に悪影響をもたらす。そのため、Ｓも有害元素であるため極力低減することが好ましい。介在物群による弊害を軽減するために、Ｓ含有量は少なくとも０．０２００％以下とする必要がある。より厳しい溶接条件下で使用する場合、Ｓ含有量は０．０１００％以下とすることが好ましく、０．００１０％以下がより好ましい。一方、現在工業的に実施可能なＳ含有量の下限は０．０００２％である。よって、Ｓ含有量は０．０００２％以上とする。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．２０％以下（０％は含まない）
Ａｌは十分な脱酸を行い、鋼中介在物を低減するために含有する。安定して脱酸を行うために、ｓｏｌ．Ａｌは０．００５％以上であることが好ましく、０．０１％以上とすることがより好ましい。一方、ｓｏｌ．Ａｌが０．２０％超となると、熱間圧延後の巻取り時に生成した炭化物が焼鈍工程で固溶しにくくなり、再結晶を抑制するため、材質均一性が劣化する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．２０％以下とし、好ましくは０．１５％以下であり、より好ましくは０．１０％以下である。
Ａｌは十分な脱酸を行い、鋼中介在物を低減するために含有する。安定して脱酸を行うために、ｓｏｌ．Ａｌは０．００５％以上であることが好ましく、０．０１％以上とすることがより好ましい。一方、ｓｏｌ．Ａｌが０．２０％超となると、熱間圧延後の巻取り時に生成した炭化物が焼鈍工程で固溶しにくくなり、再結晶を抑制するため、材質均一性が劣化する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．２０％以下とし、好ましくは０．１５％以下であり、より好ましくは０．１０％以下である。
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは鋼中でＴｉＮ、（Ｎｂ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）、ＡｌＮ等の窒化物、炭窒化物系の介在物を形成する元素であり、Ｎ含有量が０．０１０％超であると、鋼板長手方向での析出物のばらつきを抑制できず、鋼板長手方向で未再結晶フェライトの面積率のばらつきが大きくなるため、材質均一性が劣化する。このような悪影響を小さくするため、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは、Ｎ含有量は０．００５５％以下である。一方、現在工業的に実施可能なＮ含有量の下限は０．０００６％である。よって、Ｎ含有量は０．０００６％以上とすることが好ましい。
Ｎは鋼中でＴｉＮ、（Ｎｂ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）、ＡｌＮ等の窒化物、炭窒化物系の介在物を形成する元素であり、Ｎ含有量が０．０１０％超であると、鋼板長手方向での析出物のばらつきを抑制できず、鋼板長手方向で未再結晶フェライトの面積率のばらつきが大きくなるため、材質均一性が劣化する。このような悪影響を小さくするため、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは、Ｎ含有量は０．００５５％以下である。一方、現在工業的に実施可能なＮ含有量の下限は０．０００６％である。よって、Ｎ含有量は０．０００６％以上とすることが好ましい。
Ｔｉ：０．００８％以上０．１０％以下
Ｔｉはマルテンサイトやベイナイトの内部構造の微細化を通じて高強度化に寄与する。また、ＴｉＮとしてＮを固定することにより、鋳造性に悪影響を及ぼすＡｌＮを低減することにより鋳造性を改善する。このような観点から、Ｔｉ含有量は０．００８％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００９％以上であり、より好ましくは、０．０１％以上である。一方、Ｔｉ含有量が過剰になるとＴｉ系の介在物粒子群が多量に生成し、鋼板板幅方向での未再結晶フェライトの面積率のばらつきが大きくなるため、材質均一性を劣化させる。このような悪影響を軽減するために、Ｔｉ含有量は０．１０％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは、０．０６％以下である。
Ｔｉはマルテンサイトやベイナイトの内部構造の微細化を通じて高強度化に寄与する。また、ＴｉＮとしてＮを固定することにより、鋳造性に悪影響を及ぼすＡｌＮを低減することにより鋳造性を改善する。このような観点から、Ｔｉ含有量は０．００８％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００９％以上であり、より好ましくは、０．０１％以上である。一方、Ｔｉ含有量が過剰になるとＴｉ系の介在物粒子群が多量に生成し、鋼板板幅方向での未再結晶フェライトの面積率のばらつきが大きくなるため、材質均一性を劣化させる。このような悪影響を軽減するために、Ｔｉ含有量は０．１０％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは、０．０６％以下である。
本発明の鋼板は、上記の成分を含有し、残部のＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む成分組成を有する。特に、本発明の一実施形態に係る鋼板は、上記の成分を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。
また、本発明の鋼板は、以下の任意元素を含有してもよい。以下の任意元素を好適な下限値未満で含む場合、任意元素を不可避的不純物として含むものとすることができる。
また、本発明の鋼板は、以下の任意元素を含有してもよい。以下の任意元素を好適な下限値未満で含む場合、任意元素を不可避的不純物として含むものとすることができる。
Ｎｂ：０．２％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｖ：０．４５％以下、Ｚｒ：０．２％以下およびＷ：０．２％以下のうちから選んだ１種または２種以上
Ｎｂ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗは、結晶粒微細化による高強度化および鋼の焼入れ性の観点で、これらの１種または２種以上を含有させることができる。一方で、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗを過度に含有させると、介在物生成により焼入性が高くなり過ぎ、所望の鋼組織が得られなくなることで材質安定性を悪化させる要因となる。そのため、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗを含有する場合は、それぞれの含有量について、Ｎｂ：０．２％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｖ：０．４５％以下、Ｚｒ：０．２％以下およびＷ：０．２％以下とする。上記上限量以下であれば本発明の効果を得られるので、これらの元素の含有量の下限はそれぞれ特に限定されない。
上記伸びフランジ性の改善の効果をより有効に得る観点からは、それぞれの含有量について、Ｎｂ：０．００１％以上、Ｂ：０．０００３％以上、Ｃｕ：０．００１％以上、Ｎｉ：０．０１％以上、Ｃｒ：０．００１％以上、Ｍｏ：０．０１％以上、Ｖ：０．００１％以上、Ｚｒ：０．００１％以上、Ｗ：０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｎｂ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗは、結晶粒微細化による高強度化および鋼の焼入れ性の観点で、これらの１種または２種以上を含有させることができる。一方で、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗを過度に含有させると、介在物生成により焼入性が高くなり過ぎ、所望の鋼組織が得られなくなることで材質安定性を悪化させる要因となる。そのため、Ｎｂ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｚｒ、Ｗを含有する場合は、それぞれの含有量について、Ｎｂ：０．２％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｖ：０．４５％以下、Ｚｒ：０．２％以下およびＷ：０．２％以下とする。上記上限量以下であれば本発明の効果を得られるので、これらの元素の含有量の下限はそれぞれ特に限定されない。
上記伸びフランジ性の改善の効果をより有効に得る観点からは、それぞれの含有量について、Ｎｂ：０．００１％以上、Ｂ：０．０００３％以上、Ｃｕ：０．００１％以上、Ｎｉ：０．０１％以上、Ｃｒ：０．００１％以上、Ｍｏ：０．０１％以上、Ｖ：０．００１％以上、Ｚｒ：０．００１％以上、Ｗ：０．００５％以上とすることが好ましい。
また、Ｎｂは、０．００５％以上であることがより好ましく、０．０１％以上であることがさらに好ましい。Ｎｂは、０．１％以下であることがより好ましく、０．０５％以下であることがさらに好ましい。
Ｂは、０．００４５％以下であることがより好ましく、０．００４０％以下であることがさらに好ましい。
Ｃｕは、０．０５％以上であることがより好ましく、０．１％以上であることがさらに好ましい。Ｃｕは、０．６％以下であることがより好ましく、０．４％以下であることがさらに好ましい。
Ｎｉは、０．１％以下であることがより好ましく、０．０５％以下であることがさらに好ましい。
Ｃｒは、０．００５％以上であることがより好ましく、０．０１％以上であることがさらに好ましい。Ｃｒは、０．８％以下であることがより好ましく、０．６％以下であることがさらに好ましい。
Ｍｏは、０．１％以下であることがより好ましく、０．０５％以下であることがさらに好ましい。
Ｖは、０．１％以下であることがより好ましく、０．０５％以下であることがさらに好ましい。
Ｚｒは、０．００２％以上であることがより好ましく、０．００４％以上であることがさらに好ましい。Ｚｒは、０．１％以下であることがより好ましく、０．０１％以下であることがさらに好ましい。
Ｗは、０．１％以下であることがより好ましく、０．０５％以下であることがさらに好ましい。
Ｂは、０．００４５％以下であることがより好ましく、０．００４０％以下であることがさらに好ましい。
Ｃｕは、０．０５％以上であることがより好ましく、０．１％以上であることがさらに好ましい。Ｃｕは、０．６％以下であることがより好ましく、０．４％以下であることがさらに好ましい。
Ｎｉは、０．１％以下であることがより好ましく、０．０５％以下であることがさらに好ましい。
Ｃｒは、０．００５％以上であることがより好ましく、０．０１％以上であることがさらに好ましい。Ｃｒは、０．８％以下であることがより好ましく、０．６％以下であることがさらに好ましい。
Ｍｏは、０．１％以下であることがより好ましく、０．０５％以下であることがさらに好ましい。
Ｖは、０．１％以下であることがより好ましく、０．０５％以下であることがさらに好ましい。
Ｚｒは、０．００２％以上であることがより好ましく、０．００４％以上であることがさらに好ましい。Ｚｒは、０．１％以下であることがより好ましく、０．０１％以下であることがさらに好ましい。
Ｗは、０．１％以下であることがより好ましく、０．０５％以下であることがさらに好ましい。
Ｓｂ：０．１％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下
Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭは、強度調整や、介在物制御等に使用される元素であり、これらの元素の１種または２種以上を上記上限量以下で含有しても本発明の効果は損なわれない。そのため、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭを含有する場合は、それぞれの含有量について、Ｓｂ：０．１％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下とする。上記上限量以下であれば本発明の効果を得られるので、これらの元素の含有量の下限はそれぞれ特に限定されない。
上記の強度調整や、介在物制御等の効果をより有効に得る観点からは、それぞれの含有量について、Ｓｂ：０．００１％以上、Ｓｎ：０．００１％以上、Ｃａ：０．０００２％以上、Ｍｇ：０．０００２％以上、ＲＥＭ：０．０００２％以上とすることが好ましい。
Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭは、強度調整や、介在物制御等に使用される元素であり、これらの元素の１種または２種以上を上記上限量以下で含有しても本発明の効果は損なわれない。そのため、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭを含有する場合は、それぞれの含有量について、Ｓｂ：０．１％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下とする。上記上限量以下であれば本発明の効果を得られるので、これらの元素の含有量の下限はそれぞれ特に限定されない。
上記の強度調整や、介在物制御等の効果をより有効に得る観点からは、それぞれの含有量について、Ｓｂ：０．００１％以上、Ｓｎ：０．００１％以上、Ｃａ：０．０００２％以上、Ｍｇ：０．０００２％以上、ＲＥＭ：０．０００２％以上とすることが好ましい。
また、Ｓｂは、０．００２％以上であることがより好ましく、０．００５％以上であることがさらに好ましい。Ｓｂは、０．０２％以下であることがより好ましく、０．０１５％以下であることがさらに好ましい。
Ｓｎは、０．００２％以上であることがより好ましく、０．００５％以上であることがさらに好ましい。Ｓｎは、０．０５％以下であることがより好ましく、０．０２％以下であることがさらに好ましい。
Ｃａは、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．００１０％以上であることがさらに好ましい。Ｃａは、０．００４０％以下であることがより好ましく、０．００３０％以下であることがさらに好ましい。
Ｍｇは、０．０００３％以上であることがより好ましく、０．０００４％以上であることがさらに好ましい。Ｍｇは、０．００５％以下であることがより好ましく、０．００１％以下であることがさらに好ましい。
ＲＥＭは、０．００５％以下であることがより好ましく、０．００１％以下であることがさらに好ましい。
Ｓｎは、０．００２％以上であることがより好ましく、０．００５％以上であることがさらに好ましい。Ｓｎは、０．０５％以下であることがより好ましく、０．０２％以下であることがさらに好ましい。
Ｃａは、０．０００５％以上であることがより好ましく、０．００１０％以上であることがさらに好ましい。Ｃａは、０．００４０％以下であることがより好ましく、０．００３０％以下であることがさらに好ましい。
Ｍｇは、０．０００３％以上であることがより好ましく、０．０００４％以上であることがさらに好ましい。Ｍｇは、０．００５％以下であることがより好ましく、０．００１％以下であることがさらに好ましい。
ＲＥＭは、０．００５％以下であることがより好ましく、０．００１％以下であることがさらに好ましい。
次いで、本発明の鋼板の鋼組織について説明する。本発明の鋼板は、鋼組織全体に対する面積率で、フェライト：５％以上５０％以下、マルテンサイトとベイナイトの合計：５０％以上９５％以下を有し、フェライトのうち未再結晶フェライトが全組織に対する面積率で０％以上１０％以下であり、鋼板の板幅方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下である。
フェライトの面積率：５％以上５０％以下
フェライトは軟質であるため、５０％を超えると所望の引張強度が得られない。そこで、フェライトの面積率は５０％以下とする。フェライトの面積率は、好ましくは４５％以下であり、より好ましくは４０％以下である。一方、フェライトが５％を下回るとＣまたはＭｎの分配が十分に行われず、鋼板の板幅方向における所望の組織の均一性が確保できなくなる。したがって、フェライトの面積率は５％以上であり、好ましくは７％以上であり、より好ましくは９％以上である。
フェライトは軟質であるため、５０％を超えると所望の引張強度が得られない。そこで、フェライトの面積率は５０％以下とする。フェライトの面積率は、好ましくは４５％以下であり、より好ましくは４０％以下である。一方、フェライトが５％を下回るとＣまたはＭｎの分配が十分に行われず、鋼板の板幅方向における所望の組織の均一性が確保できなくなる。したがって、フェライトの面積率は５％以上であり、好ましくは７％以上であり、より好ましくは９％以上である。
マルテンサイトとベイナイトの面積率の合計：５０％以上９５％以下
マルテンサイトおよびベイナイトはフェライトと比較して硬質であり、鋼板の高強度化に必要である。そのため、合計面積率が５０％を下回ると所望の引張強度が得られない。そのため、マルテンサイトとベイナイトの面積率の合計は５０％以上とし、好ましくは５５％以上であり、より好ましくは６０％以上である。一方、合計面積率が９５％を超える場合、強度が過剰となる。また、フェライトへの析出物生成量が多くなるため、再結晶が抑制され、鋼板幅方向での未再結晶フェライトの面積率のばらつきが大きくなり、材質均一性が劣化する。マルテンサイトとベイナイトの面積率の合計は、好ましくは９３％以下であり、より好ましくは、９１％以下である。
マルテンサイトおよびベイナイトはフェライトと比較して硬質であり、鋼板の高強度化に必要である。そのため、合計面積率が５０％を下回ると所望の引張強度が得られない。そのため、マルテンサイトとベイナイトの面積率の合計は５０％以上とし、好ましくは５５％以上であり、より好ましくは６０％以上である。一方、合計面積率が９５％を超える場合、強度が過剰となる。また、フェライトへの析出物生成量が多くなるため、再結晶が抑制され、鋼板幅方向での未再結晶フェライトの面積率のばらつきが大きくなり、材質均一性が劣化する。マルテンサイトとベイナイトの面積率の合計は、好ましくは９３％以下であり、より好ましくは、９１％以下である。
なお、フェライト、ベイナイトおよびマルテンサイト以外の残部組織は、残留オーステナイト、パーライト等を含む場合もある。残部組織は本発明の効果を害さない範囲で含むことができ、本発明では上記残部組織が面積率で１５％以下であれば許容される。残部組織の面積率は、好ましくは１０％以下である。これらの残部組織は面積率で０％であってもよい。すなわち、本発明の鋼板は、鋼組織全体に対する面積率で、フェライト：５％以上５０％以下、マルテンサイトとベイナイトの合計：５０％以上９５％以下からなっていてもよい。
本発明において、フェライトとは比較的高温でのオーステナイトからの変態により生成し、ＢＣＣ格子の結晶粒からなる組織である。マルテンサイトとは低温（マルテンサイト変態点以下）でオーステナイトから生成した硬質な組織を指す。ベイナイトとは比較的低温（マルテンサイト変態点以上）でオーステナイトから生成し、針状又は板状のフェライト中に微細な炭化物が分散した硬質な組織を指す。パーライトとは比較的高温でオーステナイトから生成し、層状のフェライトとセメンタイトからなる組織を指す。残留オーステナイトは、オーステナイト中にＣ等の元素が濃化することでマルテンサイト変態点が室温以下となることで生成する。
本発明において、フェライトとは比較的高温でのオーステナイトからの変態により生成し、ＢＣＣ格子の結晶粒からなる組織である。マルテンサイトとは低温（マルテンサイト変態点以下）でオーステナイトから生成した硬質な組織を指す。ベイナイトとは比較的低温（マルテンサイト変態点以上）でオーステナイトから生成し、針状又は板状のフェライト中に微細な炭化物が分散した硬質な組織を指す。パーライトとは比較的高温でオーステナイトから生成し、層状のフェライトとセメンタイトからなる組織を指す。残留オーステナイトは、オーステナイト中にＣ等の元素が濃化することでマルテンサイト変態点が室温以下となることで生成する。
フェライトのうち未再結晶フェライトの全組織に対する面積率：０％以上１０％以下
本発明でいう未再結晶フェライトとは、結晶粒内に亜粒界を有しているフェライト粒のことをいう。未再結晶フェライトは焼鈍時に再結晶することでフェライトとなるが、未再結晶フェライトが全組織に対する面積率で１０％超となると鋼板の幅方向および長手方向で再結晶率にばらつきが生じ、材質均一性が劣化する。未再結晶フェライトを全組織に対する面積率で１０％以下にすることで、再結晶のばらつきを抑制できる。したがって、フェライトの面積率のうち未再結晶フェライトは全組織に対する面積率で１０％以下として、好ましくは８％以下である。未再結晶フェライト量は低減するほど好ましく、０％であっても構わない。
本発明でいう未再結晶フェライトとは、結晶粒内に亜粒界を有しているフェライト粒のことをいう。未再結晶フェライトは焼鈍時に再結晶することでフェライトとなるが、未再結晶フェライトが全組織に対する面積率で１０％超となると鋼板の幅方向および長手方向で再結晶率にばらつきが生じ、材質均一性が劣化する。未再結晶フェライトを全組織に対する面積率で１０％以下にすることで、再結晶のばらつきを抑制できる。したがって、フェライトの面積率のうち未再結晶フェライトは全組織に対する面積率で１０％以下として、好ましくは８％以下である。未再結晶フェライト量は低減するほど好ましく、０％であっても構わない。
鋼板の板幅方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差：５％以下
未再結晶フェライトの面積率は穴広げ率に直接寄与するため、板幅方向の未再結晶フェライトの面積率のばらつきを抑制することで、優れた材質均一性を得ることができる。本発明では、鋼板幅方向（圧延方向と垂直）における中央部、両端部および幅方向に１／４位置、３／４位置のそれぞれで測定した未再結晶フェライトの面積率のうちの最大値と最小値の差を、「鋼板の板幅方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差」とする。
優れた材質均一性を得るために、未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差は５％以下とする。当該差は、好ましくは４％以下であり、より好ましくは３％以下である。当該差の下限は特に限定されず、０％であってもよい。当該差は、以下に記載の方法で測定できる。
未再結晶フェライトの面積率は穴広げ率に直接寄与するため、板幅方向の未再結晶フェライトの面積率のばらつきを抑制することで、優れた材質均一性を得ることができる。本発明では、鋼板幅方向（圧延方向と垂直）における中央部、両端部および幅方向に１／４位置、３／４位置のそれぞれで測定した未再結晶フェライトの面積率のうちの最大値と最小値の差を、「鋼板の板幅方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差」とする。
優れた材質均一性を得るために、未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差は５％以下とする。当該差は、好ましくは４％以下であり、より好ましくは３％以下である。当該差の下限は特に限定されず、０％であってもよい。当該差は、以下に記載の方法で測定できる。
（好適条件）鋼板の長手方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差：５％以下
前述した通り、未再結晶フェライトの面積率は穴広げ率に直接寄与するため、鋼板長手方向の未再結晶フェライトの面積率のばらつきを抑制することで、優れた材質均一性を得ることができる。本発明では、鋼板長手方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下であることが好ましく、４％以下であることがより好ましい。鋼板の長手方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差の下限は特に限定されず、０％であってもよい。
本発明でいう「鋼板長手方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下」であるとは、鋼板長手方向（圧延方向）の全長にわたって、鋼板（コイル）単位での未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下であることを意味する。
前述した通り、未再結晶フェライトの面積率は穴広げ率に直接寄与するため、鋼板長手方向の未再結晶フェライトの面積率のばらつきを抑制することで、優れた材質均一性を得ることができる。本発明では、鋼板長手方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下であることが好ましく、４％以下であることがより好ましい。鋼板の長手方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差の下限は特に限定されず、０％であってもよい。
本発明でいう「鋼板長手方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下」であるとは、鋼板長手方向（圧延方向）の全長にわたって、鋼板（コイル）単位での未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下であることを意味する。
金属組織の定量化は、鋼板幅方向中央部と両端部（鋼板幅方向端部から鋼板幅方向中央側に５０ｍｍ位置）、幅方向１／４位置および３／４位置の計５箇所において、各鋼板の圧延方向に対して垂直方向から試験片を採取し、圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面を鏡面研磨する。
これら計５箇所の鋼板長手方向の採取位置は、鋼板長手方向中央部とする。
また、鋼板長手方向（圧延方向）の先端部（先端から長手方向中央側に１ｍ位置）、中央部、後端部（後端から長手方向中央側に１ｍ位置）のそれぞれにおいて同様に圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面を観察面とするように試験片を採取し、鏡面研磨する。
鋼板の鋼板長手方向（圧延方向）の先端部、中央部、及び後端部は、それぞれ幅方向中央部で試験片を採取する。
板厚断面をナイタール液で組織現出した後、走査電子顕微鏡を用いて観察する。倍率１５００倍のＳＥＭ像上の、実長さ８２μｍ×５７μｍの領域上に４．８μｍ間隔の１６×１５の格子をおき、各相上にある点数を数えるポイントカウンティング法により、フェライト、マルテンサイト、ベイナイトおよび未再結晶フェライトの面積率を調査する。
面積率は、倍率１５００倍の別々のＳＥＭ像から求めた３つの面積率の平均値とする。本発明のフェライト、マルテンサイト、ベイナイトの面積率は鋼板幅方向中央部の長手方向中央部で求めた値である。
また、未再結晶フェライトの面積率は上記幅方向中央部と両端部、幅方向１／４位置および３／４位置のそれぞれで求め、計５箇所での測定値のうちの最大値と最小値の差を算出する。同様に鋼板長手方向における先端部、中央部、後端部のそれぞれで求め、３箇所での測定値のうちの最大値と最小値の差を算出する。フェライトおよび未再結晶フェライトは黒色、マルテンサイトは白色の組織を呈している。未再結晶フェライトは結晶粒内に亜粒界を有しており、亜粒界は白色を呈している。ベイナイトは、比較的低温（マルテンサイト変態点以上）でオーステナイトから生成し、針状又は板状のフェライト中に微細な炭化物が分散した硬質な組織である。
これら計５箇所の鋼板長手方向の採取位置は、鋼板長手方向中央部とする。
また、鋼板長手方向（圧延方向）の先端部（先端から長手方向中央側に１ｍ位置）、中央部、後端部（後端から長手方向中央側に１ｍ位置）のそれぞれにおいて同様に圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面を観察面とするように試験片を採取し、鏡面研磨する。
鋼板の鋼板長手方向（圧延方向）の先端部、中央部、及び後端部は、それぞれ幅方向中央部で試験片を採取する。
板厚断面をナイタール液で組織現出した後、走査電子顕微鏡を用いて観察する。倍率１５００倍のＳＥＭ像上の、実長さ８２μｍ×５７μｍの領域上に４．８μｍ間隔の１６×１５の格子をおき、各相上にある点数を数えるポイントカウンティング法により、フェライト、マルテンサイト、ベイナイトおよび未再結晶フェライトの面積率を調査する。
面積率は、倍率１５００倍の別々のＳＥＭ像から求めた３つの面積率の平均値とする。本発明のフェライト、マルテンサイト、ベイナイトの面積率は鋼板幅方向中央部の長手方向中央部で求めた値である。
また、未再結晶フェライトの面積率は上記幅方向中央部と両端部、幅方向１／４位置および３／４位置のそれぞれで求め、計５箇所での測定値のうちの最大値と最小値の差を算出する。同様に鋼板長手方向における先端部、中央部、後端部のそれぞれで求め、３箇所での測定値のうちの最大値と最小値の差を算出する。フェライトおよび未再結晶フェライトは黒色、マルテンサイトは白色の組織を呈している。未再結晶フェライトは結晶粒内に亜粒界を有しており、亜粒界は白色を呈している。ベイナイトは、比較的低温（マルテンサイト変態点以上）でオーステナイトから生成し、針状又は板状のフェライト中に微細な炭化物が分散した硬質な組織である。
また、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト以外の残部組織の面積率は、１００％からフェライト、マルテンサイト、ベイナイトの合計面積率を引いて算出する。本発明では、その残部組織は、パーライトおよび残留オーステナイトの合計面積率であるとみなす。
また、鋼板幅方向（圧延方向と垂直）における中央部、両端部および１／４位置、３／４位置のそれぞれで測定した未再結晶フェライトの面積率のうちの最大値と最小値の差を、「鋼板の板幅方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差」とする。
また、鋼板長手方向（圧延方向）における先端部、中央部、後端部のそれぞれで測定した未再結晶フェライトの面積率のうちの最大値と最小値の差を、「鋼板長手方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差」とする。
また、本発明の鋼板は、鋼板の表面にめっき層を有していてもよい。めっき層は、特に限られないが、例えば、電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層といった亜鉛めっき層が挙げられる。
次いで、本発明の高強度鋼板の特性について説明する。
本発明の鋼板の強度は、実施例に記載の方法で測定した引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上である。
本発明の鋼板は材質均一性に優れる。具体的には、実施例に記載の方法で実施した鋼板の板幅方向における、穴広げ率の最大値と最小値の差が１０％以下である。穴広げ率の最大値と最小値の差は、好ましくは５％以下であり、より好ましくは３％以下である。
また、穴広げ率は、特に限定されないが、１０％以上であることが好ましく、１５％以上であることがより好ましい。
本発明の鋼板の強度は、実施例に記載の方法で測定した引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上である。
本発明の鋼板は材質均一性に優れる。具体的には、実施例に記載の方法で実施した鋼板の板幅方向における、穴広げ率の最大値と最小値の差が１０％以下である。穴広げ率の最大値と最小値の差は、好ましくは５％以下であり、より好ましくは３％以下である。
また、穴広げ率は、特に限定されないが、１０％以上であることが好ましく、１５％以上であることがより好ましい。
本発明の鋼板は、板厚が０．５ｍｍ以上であることが好ましく、０．７ｍｍ以上であることがより好ましい。また、本発明の鋼板は、板厚が３．０ｍｍ以下であることが好ましく、２．０ｍｍ以下であることがより好ましい。
また、本発明の鋼板は、板幅方向で長さが６００ｍｍ以上であることが好ましく、７００ｍｍ以上であることがより好ましい。また、本発明の鋼板は、板幅方向で長さが１６００ｍｍ以下であることが好ましく、１４００ｍｍ以下であることがより好ましい。
また、本発明の鋼板は、長手方向（圧延方向）で長さが１００ｍ以上であることが好ましく、５００ｍ以上であることがより好ましい。また、本発明の鋼板は、長手方向（圧延方向）で長さが３０００ｍ以下であることが好ましく、２０００ｍ以下であることがより好ましい。
また、本発明の鋼板は、板幅方向で長さが６００ｍｍ以上であることが好ましく、７００ｍｍ以上であることがより好ましい。また、本発明の鋼板は、板幅方向で長さが１６００ｍｍ以下であることが好ましく、１４００ｍｍ以下であることがより好ましい。
また、本発明の鋼板は、長手方向（圧延方向）で長さが１００ｍ以上であることが好ましく、５００ｍ以上であることがより好ましい。また、本発明の鋼板は、長手方向（圧延方向）で長さが３０００ｍ以下であることが好ましく、２０００ｍ以下であることがより好ましい。
次いで、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
本発明の鋼板の製造方法は、鋼スラブを１２２０℃以上で１．０時間以上加熱した後、熱間圧延し、巻取温度を６５０℃以下とし、かつ板幅方向の温度分布において巻取温度の差を５０℃以下として巻き取り、熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
該熱間圧延工程後、前記熱延鋼板を冷間圧延することで冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、
冷延鋼板に対して、６００℃から７００℃の温度域で式（１）を満たし、かつ板幅方向の温度分布において温度の差を５０℃以下とし、Ａｃ１点超（Ａｃ３点＋５０℃）以下の焼鈍温度まで加熱する焼鈍工程と、を含む。
本発明の鋼板の製造方法は、鋼スラブを１２２０℃以上で１．０時間以上加熱した後、熱間圧延し、巻取温度を６５０℃以下とし、かつ板幅方向の温度分布において巻取温度の差を５０℃以下として巻き取り、熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
該熱間圧延工程後、前記熱延鋼板を冷間圧延することで冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、
冷延鋼板に対して、６００℃から７００℃の温度域で式（１）を満たし、かつ板幅方向の温度分布において温度の差を５０℃以下とし、Ａｃ１点超（Ａｃ３点＋５０℃）以下の焼鈍温度まで加熱する焼鈍工程と、を含む。
式（１）において、
ｔは６００℃から７００℃までにかかる時間をｎ等分した時間（秒）であり（ｎ：１０以上の整数）、Ｔｉ＝（Ｓｉ＋１＋Ｓｉ）／２であり、ｉ：ｎ以下の自然数であり、Ｓ１＝６００℃であり、Ｓｎ＋１＝７００℃であり、Ｓｉは６００℃となった時刻からｔ×（ｉ－１）秒後の時刻における温度（℃）である。
熱間圧延
鋼スラブを熱間圧延する方法としては、スラブを加熱後圧延する方法、連続鋳造後のスラブを加熱することなく直接圧延する方法、連続鋳造後のスラブに短時間加熱処理を施して圧延する方法などが挙げられる。本発明の製造方法においては、スラブ加熱温度を１２２０℃以上とすることが重要である。スラブ加熱温度が１２２０℃よりも低い場合は、鋳造時に生成したＴｉ系の析出物が十分に固溶せず、析出物量が多くなるため、材質均一性が劣化する。スラブ加熱温度の上限は特に限定されないが、１４００℃以下とすることが好ましい。
熱間圧延では、常法通り、スラブ加熱時の平均加熱速度は５～１５℃／ｍｉｎとすればよい。
鋼スラブを熱間圧延する方法としては、スラブを加熱後圧延する方法、連続鋳造後のスラブを加熱することなく直接圧延する方法、連続鋳造後のスラブに短時間加熱処理を施して圧延する方法などが挙げられる。本発明の製造方法においては、スラブ加熱温度を１２２０℃以上とすることが重要である。スラブ加熱温度が１２２０℃よりも低い場合は、鋳造時に生成したＴｉ系の析出物が十分に固溶せず、析出物量が多くなるため、材質均一性が劣化する。スラブ加熱温度の上限は特に限定されないが、１４００℃以下とすることが好ましい。
熱間圧延では、常法通り、スラブ加熱時の平均加熱速度は５～１５℃／ｍｉｎとすればよい。
スラブ加熱時間：１．０時間以上
スラブ加熱時間が１．０時間未満であると、十分にＴｉ系析出物を固溶しきれないため、析出物量が多くなり、材質均一性が劣化する。そのため、１２２０℃以上のスラブ加熱温度でのスラブ加熱時間は１．０時間以上とする。スラブ加熱時間の上限は特に限定しないが、３．０時間以下とすることが好ましい。
スラブ加熱時間が１．０時間未満であると、十分にＴｉ系析出物を固溶しきれないため、析出物量が多くなり、材質均一性が劣化する。そのため、１２２０℃以上のスラブ加熱温度でのスラブ加熱時間は１．０時間以上とする。スラブ加熱時間の上限は特に限定しないが、３．０時間以下とすることが好ましい。
巻取温度：６５０℃以下
巻取温度が６５０℃超では、巻取時に生成するＴｉ系析出物の析出量が多くなるため、鋼板の板幅での未再結晶フェライトの面積率のばらつきを抑制できず、材質均一性が劣化する。したがって、巻取温度は６５０℃以下であり、好ましくは６４０℃以下である。鋼板表面に生成した１次、２次スケールを除去するためにデスケーリングは適宜行ってよい。熱延コイルを冷間圧延する前に十分酸洗してスケールの残存を軽減するのがよい。また、冷間圧延荷重低減の観点から必要に応じて熱延鋼板に焼鈍を施してもよい。一方、巻取温度が４００℃未満になると、鋼板の形状不良が発生したり、鋼板が過度に硬質化して冷間圧延時の破断を引き起こしたりする可能性がある。したがって、巻取温度は、好ましくは４００℃以上であり、より好ましくは４２０℃以上である。
巻取温度が６５０℃超では、巻取時に生成するＴｉ系析出物の析出量が多くなるため、鋼板の板幅での未再結晶フェライトの面積率のばらつきを抑制できず、材質均一性が劣化する。したがって、巻取温度は６５０℃以下であり、好ましくは６４０℃以下である。鋼板表面に生成した１次、２次スケールを除去するためにデスケーリングは適宜行ってよい。熱延コイルを冷間圧延する前に十分酸洗してスケールの残存を軽減するのがよい。また、冷間圧延荷重低減の観点から必要に応じて熱延鋼板に焼鈍を施してもよい。一方、巻取温度が４００℃未満になると、鋼板の形状不良が発生したり、鋼板が過度に硬質化して冷間圧延時の破断を引き起こしたりする可能性がある。したがって、巻取温度は、好ましくは４００℃以上であり、より好ましくは４２０℃以上である。
板幅方向の温度分布における巻取温度の差：５０℃以下
巻取時の鋼板幅方向中央部と両端部（鋼板幅方向端から鋼板幅方向中央側に５０ｍｍ位置）との温度差（巻取温度の差）は、Ｔｉ系析出物の析出量を調整することにより、上記の未再結晶フェライトの面積率を制御するための重要な製造条件である。この巻取温度の差は、小さいほど好ましい。板幅方向の温度分布において巻取温度の差が５０℃を超えると、巻取温度が高いところと低いところでＴｉ系析出物の析出量および析出物径の差が顕著になる。その結果、再結晶の抑制効果について、板幅方向におけるばらつきが大きくなり、焼鈍後の未再結晶フェライトの面積率の差が小さい高強度鋼板は得られない。したがって、板幅方向の温度分布において巻取温度の差は５０℃以下とし、好ましくは４０℃以下とし、より好ましくは３０℃以下とする。
ここで、板幅方向の温度分布は、放射温度計で測定し、面的に観測できるサーモビュアーを用いて確認することができる。「巻取温度の差」とは、上記温度分布における最大値と最小値の差である。
また、板幅方向の温度分布の調整は、例えば、エッジヒーターなどを用いて鋼板幅方向端部近傍を加熱したり、エッジマスキングにより冷却量を調整したりする方法を採用すればよい。加熱方法は特に限定されるものではなく、直火加熱や誘導加熱などで行うことができる。なお、上記差の下限は特に限定されないが、５℃未満とするには巻取直前にエッジヒーターを増設するなどの多額の設備投資が必要になるため、好ましくは５℃以上とする。
巻取時の鋼板幅方向中央部と両端部（鋼板幅方向端から鋼板幅方向中央側に５０ｍｍ位置）との温度差（巻取温度の差）は、Ｔｉ系析出物の析出量を調整することにより、上記の未再結晶フェライトの面積率を制御するための重要な製造条件である。この巻取温度の差は、小さいほど好ましい。板幅方向の温度分布において巻取温度の差が５０℃を超えると、巻取温度が高いところと低いところでＴｉ系析出物の析出量および析出物径の差が顕著になる。その結果、再結晶の抑制効果について、板幅方向におけるばらつきが大きくなり、焼鈍後の未再結晶フェライトの面積率の差が小さい高強度鋼板は得られない。したがって、板幅方向の温度分布において巻取温度の差は５０℃以下とし、好ましくは４０℃以下とし、より好ましくは３０℃以下とする。
ここで、板幅方向の温度分布は、放射温度計で測定し、面的に観測できるサーモビュアーを用いて確認することができる。「巻取温度の差」とは、上記温度分布における最大値と最小値の差である。
また、板幅方向の温度分布の調整は、例えば、エッジヒーターなどを用いて鋼板幅方向端部近傍を加熱したり、エッジマスキングにより冷却量を調整したりする方法を採用すればよい。加熱方法は特に限定されるものではなく、直火加熱や誘導加熱などで行うことができる。なお、上記差の下限は特に限定されないが、５℃未満とするには巻取直前にエッジヒーターを増設するなどの多額の設備投資が必要になるため、好ましくは５℃以上とする。
（好適条件）鋼板の長手方向における温度分布における巻取温度の差：７０℃以下
鋼板の長手方向の中央部では、巻取温度が最も高くなりやすく、かつ巻取後の冷却速度が最も遅くなりやすい。一方、鋼板の長手方向における先端部と後端部では、巻取温度が最も低くなりやすく、かつ巻取後の冷却速度が最も速くなりやすい。
そのため、鋼板の長手方向における中央部では、微細析出物が最も少なくなりやすく、未再結晶フェライトは最も少なくなりやすい。一方、鋼板の長手方向における先端部および後端部では微細析出物が最も多くなりやすく、未再結晶フェライトは最も多くなりやすい。
したがって、本発明における巻取時の鋼板の長手方向（圧延方向）の先端部（先端から長手方向中央側に１ｍ位置）、中央部、後端部（後端から長手方向中央側に１ｍ位置）の温度差（巻取温度差）は、Ｔｉ系析出物の析出量を制御することにより、上記の未再結晶フェライトの面積率を制御するために小さいほど好ましい。
鋼板の長手方向の温度分布において、巻取温度の差が７０℃を超えると、巻取温度が高いところと低いところでＴｉ系析出物の析出量および析出物径の差が顕著になる。その結果、再結晶の抑制効果について、長手方向におけるばらつきが大きくなり、焼鈍後の未再結晶フェライトの面積率の差が小さい高強度鋼板は得られない。したがって、鋼板の長手方向の温度分布において、巻取温度の差は７０℃以下とすることが好ましく、５０℃以下とすることがより好ましく、４０℃以下とすることがさらに好ましい。
鋼板の長手方向の中央部では、巻取温度が最も高くなりやすく、かつ巻取後の冷却速度が最も遅くなりやすい。一方、鋼板の長手方向における先端部と後端部では、巻取温度が最も低くなりやすく、かつ巻取後の冷却速度が最も速くなりやすい。
そのため、鋼板の長手方向における中央部では、微細析出物が最も少なくなりやすく、未再結晶フェライトは最も少なくなりやすい。一方、鋼板の長手方向における先端部および後端部では微細析出物が最も多くなりやすく、未再結晶フェライトは最も多くなりやすい。
したがって、本発明における巻取時の鋼板の長手方向（圧延方向）の先端部（先端から長手方向中央側に１ｍ位置）、中央部、後端部（後端から長手方向中央側に１ｍ位置）の温度差（巻取温度差）は、Ｔｉ系析出物の析出量を制御することにより、上記の未再結晶フェライトの面積率を制御するために小さいほど好ましい。
鋼板の長手方向の温度分布において、巻取温度の差が７０℃を超えると、巻取温度が高いところと低いところでＴｉ系析出物の析出量および析出物径の差が顕著になる。その結果、再結晶の抑制効果について、長手方向におけるばらつきが大きくなり、焼鈍後の未再結晶フェライトの面積率の差が小さい高強度鋼板は得られない。したがって、鋼板の長手方向の温度分布において、巻取温度の差は７０℃以下とすることが好ましく、５０℃以下とすることがより好ましく、４０℃以下とすることがさらに好ましい。
冷間圧延
冷間圧延で、圧下率（累積圧下率（冷間圧延率））を２０％以上とすれば、その後の連続焼鈍における再結晶挙動、集合組織配向を安定化させることができる。２０％に満たない場合、焼鈍時のオーステナイト粒が一部粗大となり、強度が低下する恐れがある。よって、冷間圧延の圧下率は２０％以上とすることが好ましい。
圧下率の上限は設けないが、冷間圧延負荷の都合上、９５％以下であることが好ましい。
冷間圧延で、圧下率（累積圧下率（冷間圧延率））を２０％以上とすれば、その後の連続焼鈍における再結晶挙動、集合組織配向を安定化させることができる。２０％に満たない場合、焼鈍時のオーステナイト粒が一部粗大となり、強度が低下する恐れがある。よって、冷間圧延の圧下率は２０％以上とすることが好ましい。
圧下率の上限は設けないが、冷間圧延負荷の都合上、９５％以下であることが好ましい。
焼鈍工程
本発明の焼鈍工程では、冷間圧延工程で得られた冷延鋼板に対して、６００℃から７００℃の温度域で式（１）を満たし、かつ板幅方向の温度分布において温度の差を５０℃以下とし、Ａｃ１点超（Ａｃ３点＋５０℃）以下の焼鈍温度で加熱する。
本発明の焼鈍工程では、冷間圧延工程で得られた冷延鋼板に対して、６００℃から７００℃の温度域で式（１）を満たし、かつ板幅方向の温度分布において温度の差を５０℃以下とし、Ａｃ１点超（Ａｃ３点＋５０℃）以下の焼鈍温度で加熱する。
式（１）において、
ｔは６００℃から７００℃までにかかる時間をｎ等分した時間（秒）であり（ｎ：１０以上の整数）、Ｔｉ＝（Ｓｉ＋１＋Ｓｉ）／２であり、ｉ：ｎ以下の自然数であり、Ｓ１＝６００℃であり、Ｓｎ＋１＝７００℃であり、Ｓｉは、ｉ番目の温度（℃）であって、６００℃となった時刻からｔ×（ｉ－１）秒後の時刻における温度（℃）である。
具体的に、Ｓｉは６００℃から７００℃に向けてｉ番目の温度（℃）である。すなわち、Ｓ１～Ｓｎ＋１については、Ｓ１を開始温度：６００℃とし、到達温度Ｓｎ＋１：７００℃に向けて時間ｔの増加に伴い、Ｓ２、Ｓ３、Ｓ４・・・の順に温度が特定される。
本発明では、６００℃から７００℃の温度域で上記式（１）を満たすようにする。
上記式（１）の右辺を設定するために、昇温過程および均熱過程における炉内の温度計の指標を用いる。加えてライン速度を加味して実際にさらされている熱履歴から逆算することで、鋼板の熱履歴を把握することができる。その温度と時間との関係から上記式（１）の右辺は設定できる。
再結晶は６００℃から７００℃の温度域で促進され、この温度域における滞留時間を長くすることが再結晶を促進させるためには必要である。滞留時間を長くすることで、再結晶を促進させることに加え、板全幅における温度均一性を確保し、組織の均一性を向上させる。この滞留時間が短くなると再結晶が十分に進行せず、未再結晶フェライト量が増加し、鋼板板幅および長手方向の再結晶率にばらつきが生じ、材質均一性が劣化する。また、一方で、なるべく早く７００℃近くまで加熱することも必要となる。これらの技術思想に基づいて、６００℃から７００℃の温度域で上記式（１）を満たすようにし、下記式（１Ａ）を満たすことが好ましく、下記（１Ｂ）を満たすことがより好ましい。
上記式（１）の右辺を設定するために、昇温過程および均熱過程における炉内の温度計の指標を用いる。加えてライン速度を加味して実際にさらされている熱履歴から逆算することで、鋼板の熱履歴を把握することができる。その温度と時間との関係から上記式（１）の右辺は設定できる。
再結晶は６００℃から７００℃の温度域で促進され、この温度域における滞留時間を長くすることが再結晶を促進させるためには必要である。滞留時間を長くすることで、再結晶を促進させることに加え、板全幅における温度均一性を確保し、組織の均一性を向上させる。この滞留時間が短くなると再結晶が十分に進行せず、未再結晶フェライト量が増加し、鋼板板幅および長手方向の再結晶率にばらつきが生じ、材質均一性が劣化する。また、一方で、なるべく早く７００℃近くまで加熱することも必要となる。これらの技術思想に基づいて、６００℃から７００℃の温度域で上記式（１）を満たすようにし、下記式（１Ａ）を満たすことが好ましく、下記（１Ｂ）を満たすことがより好ましい。
式（１Ａ）、式（１Ｂ）において、
ｔは６００℃から７００℃までにかかる時間をｎ等分した時間（秒）であり（ｎ：１０以上の整数）、Ｔｉ＝（Ｓｉ＋１＋Ｓｉ）／２であり、ｉ：ｎ以下の自然数であり、Ｓ１＝６００℃であり、Ｓｎ＋１＝７００℃であり、Ｓｉは、ｉ番目の温度（℃）であって、６００℃となった時刻からｔ×（ｉ－１）秒後の時刻における温度（℃）である。
ｔは６００℃から７００℃までにかかる時間をｎ等分した時間（秒）であり（ｎ：１０以上の整数）、Ｔｉ＝（Ｓｉ＋１＋Ｓｉ）／２であり、ｉ：ｎ以下の自然数であり、Ｓ１＝６００℃であり、Ｓｎ＋１＝７００℃であり、Ｓｉは、ｉ番目の温度（℃）であって、６００℃となった時刻からｔ×（ｉ－１）秒後の時刻における温度（℃）である。
６００℃から７００℃までの加熱過程での板幅方向の温度分布における温度の差：５０℃以下
加熱時の幅方向中央部と端部（鋼板幅方向端から鋼板幅方向中央側に５０ｍｍ位置）、１／４位置、３／４位置における温度差は、再結晶の促進効果により、焼鈍後の上記未再結晶フェライトの面積率の差を５％以下に制御するために重要である。そのため、上記温度差は小さいほど好ましい。温度差が５０℃を超えると再結晶率の差が顕著となり、焼鈍後の未再結晶フェライトの面積率の差が５％を超えるため、本発明が目的とする焼鈍後の未再結晶フェライトの面積率の差が小さい高強度鋼板は得られない。したがって、上記温度の差は５０℃以下とする。また、上記温度の差は、好ましくは３０℃以下とし、より好ましくは２０℃以下とする。
ここで、板幅方向の温度分布は、放射温度計で確認することができる。また、板幅方向の温度分布の調整は、例えば、エッジヒーターなどを用いて鋼板幅方向端部近傍を加熱したり、エッジマスキングにより冷却量を調整したりする方法を採用すればよい。加熱方法は特に限定されるものではなく、直火加熱や誘導加熱などで行うことができる。なお、板幅方向の温度分布における温度の差は小さい方が好ましいが、得られる効果のみならず調整の容易性を考慮すると、温度差は、２℃以上であることが好ましい。
加熱時の幅方向中央部と端部（鋼板幅方向端から鋼板幅方向中央側に５０ｍｍ位置）、１／４位置、３／４位置における温度差は、再結晶の促進効果により、焼鈍後の上記未再結晶フェライトの面積率の差を５％以下に制御するために重要である。そのため、上記温度差は小さいほど好ましい。温度差が５０℃を超えると再結晶率の差が顕著となり、焼鈍後の未再結晶フェライトの面積率の差が５％を超えるため、本発明が目的とする焼鈍後の未再結晶フェライトの面積率の差が小さい高強度鋼板は得られない。したがって、上記温度の差は５０℃以下とする。また、上記温度の差は、好ましくは３０℃以下とし、より好ましくは２０℃以下とする。
ここで、板幅方向の温度分布は、放射温度計で確認することができる。また、板幅方向の温度分布の調整は、例えば、エッジヒーターなどを用いて鋼板幅方向端部近傍を加熱したり、エッジマスキングにより冷却量を調整したりする方法を採用すればよい。加熱方法は特に限定されるものではなく、直火加熱や誘導加熱などで行うことができる。なお、板幅方向の温度分布における温度の差は小さい方が好ましいが、得られる効果のみならず調整の容易性を考慮すると、温度差は、２℃以上であることが好ましい。
焼鈍温度：Ａｃ１点超（Ａｃ３点＋５０℃）以下
焼鈍温度をＡｃ１点超（Ａｃ３点＋５０℃）以下にすることで、適切にフェライト、ベイナイトおよびマルテンサイトの面積率を制御することができる。Ａｃ１点以下では焼鈍時のオーステナイト量が不足し、強度が得られない。一方、（Ａｃ３点＋５０℃）以上では逆変態したオーステナイトの粒径の粗大化が顕著となり、フェライトおよび／またはベイナイトおよびマルテンサイトの粒径の粗大化が顕著となり、引張強度が確保できない。また、所望のフェライト量を確保できない。保持時間は特に限定されないが、１０秒以上であることが好ましい。また、保持時間は９００秒以下であることが好ましい。
焼鈍温度をＡｃ１点超（Ａｃ３点＋５０℃）以下にすることで、適切にフェライト、ベイナイトおよびマルテンサイトの面積率を制御することができる。Ａｃ１点以下では焼鈍時のオーステナイト量が不足し、強度が得られない。一方、（Ａｃ３点＋５０℃）以上では逆変態したオーステナイトの粒径の粗大化が顕著となり、フェライトおよび／またはベイナイトおよびマルテンサイトの粒径の粗大化が顕著となり、引張強度が確保できない。また、所望のフェライト量を確保できない。保持時間は特に限定されないが、１０秒以上であることが好ましい。また、保持時間は９００秒以下であることが好ましい。
なお、ここでいうＡｃ１点およびＡｃ３点は以下の式により算出する。また、下記式において［元素記号］は各元素の含有量（質量％）を意味し、含有しない元素は０（零）とする。（「レスリー鉄鋼材料学」（丸善株式会社、１９８５年５月３１日発行、２７３頁））
Ａｃ１（℃）＝７２３－１０．７×［Ｍｎ］－１６．９×［Ｎｉ］＋２９．１×［Ｓｉ］＋１６．９×［Ｃｒ］＋２９０×［Ａｓ］＋６．３８×［Ｗ］
Ａｃ３（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ］１／２－１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋１３．１×［Ｗ］－（３０×［Ｍｎ］＋１１×［Ｃｒ］＋２０×［Ｃｕ］－７００×［Ｐ］－４００×［ｓｏｌ．Ａｌ］－１２０×［Ａｓ］－４００×［Ｔｉ］）
Ａｃ３（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ］１／２－１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋１３．１×［Ｗ］－（３０×［Ｍｎ］＋１１×［Ｃｒ］＋２０×［Ｃｕ］－７００×［Ｐ］－４００×［ｓｏｌ．Ａｌ］－１２０×［Ａｓ］－４００×［Ｔｉ］）
上記焼鈍温度での均熱後の冷却条件は特に限定されず、例えば、冷却停止温度が４００～５００℃、平均冷却速度３０℃／ｓ以下、４００～５００℃の温度域にある保持時間１０～１００秒という条件が挙げられる。
また、鋼板の特性を変化させなければ、上記焼鈍工程後に、めっき処理を施すめっき工程を施すことができる。めっき処理は、例えば、鋼板表面に、電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、又は合金化溶融亜鉛めっきといった亜鉛めっきを施す処理である。鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施す場合は、例えば、上記により得られた鋼板を４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬して、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成することが好ましい。ここで、めっき処理後、ガスワイピングなどによってめっき付着量を調整して行うことが好ましい。
溶融亜鉛めっき処理後の鋼板に対して合金化処理を施すことにより合金化溶融亜鉛めっき層を形成してもよい。溶融亜鉛めっきを合金化する場合、４５０℃以上６００℃以下の温度域で５秒以上保持して合金化することが好ましい。保持時間が５秒未満では十分に合金化が進まずめっき密着性や耐食性が劣化しやすくなるため、保持時間は５秒以上とすることが好ましい。
また、合金化処理を施す場合、保持温度が４５０℃未満では十分に合金化が進まずめっき密着性や耐食性が劣化する。また、保持温度が６００℃を超えると合金化が過度に進行してプレス時にパウダリングなどの問題が発生する。このため保持温度は４５０～６００℃とするのが好ましい。
なお、鋼板表面に電気亜鉛めっきを施す場合は、電気亜鉛めっき処理の処理条件は特に限定されず、常法に従えばよい。
また、合金化処理を施す場合、保持温度が４５０℃未満では十分に合金化が進まずめっき密着性や耐食性が劣化する。また、保持温度が６００℃を超えると合金化が過度に進行してプレス時にパウダリングなどの問題が発生する。このため保持温度は４５０～６００℃とするのが好ましい。
なお、鋼板表面に電気亜鉛めっきを施す場合は、電気亜鉛めっき処理の処理条件は特に限定されず、常法に従えばよい。
（好適条件）めっき工程後、室温以上から２５０℃以下の冷却停止温度まで冷却し、ついで、冷却停止温度以上４４０℃以下の温度域まで再加熱して２０秒以上保持
めっき工程後の冷却条件は特に限定されず、常法に従えばよい。冷却方法としては、例えば、ガスジェット冷却、ミスト冷却、ロール冷却、水冷および空冷などを適用することができる。表面酸化防止の観点から室温以上２５０℃以下まで冷却する。
室温は、特に限定されず、１０～３０℃としてよい。
平均冷却速度は、１℃／秒以上５０℃／秒以下とすることが好適である。
ついで、上記冷却停止温度以上４４０℃以下の温度域まで再加熱することにより、最終組織のマルテンサイト中のフレッシュマルテンサイトの面積率を低減でき、より均一な組織が得られる。鋼板温度がマルテンサイト変態点を下回ると、未変態オーステナイトはマルテンサイトに変態し、高温で変態したマルテンサイトは冷却中に焼戻しが進行することにより、最終組織はフレッシュマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトが混在する。再加熱することにより、フレッシュマルテンサイトは焼戻され焼戻しマルテンサイトとなり、最終組織のマルテンサイトは焼戻しマルテンサイトとなり、組織の均一性が向上する。組織の均一性の向上に伴って、材質の均一性も向上する。一方、再加熱温度が４４０℃を超える場合、亜鉛めっき等のめっきが一部溶解し、ロールに付着してしまい、均一に亜鉛めっきがなされた溶融亜鉛めっき鋼板等のめっき鋼板が得られない。また、過度に焼戻しが進行することによって所望の引張強度（ＴＳ）が得られない恐れがある。また、再加熱時間が２０秒未満の場合、十分な焼戻しの効果が得られない。
よって、めっき工程後に再加熱を行う場合、室温以上から２５０℃以下の冷却停止温度まで冷却し、ついで、冷却停止温度以上４４０℃以下の温度域まで再加熱して２０秒以上保持する。
めっき工程後の冷却条件は特に限定されず、常法に従えばよい。冷却方法としては、例えば、ガスジェット冷却、ミスト冷却、ロール冷却、水冷および空冷などを適用することができる。表面酸化防止の観点から室温以上２５０℃以下まで冷却する。
室温は、特に限定されず、１０～３０℃としてよい。
平均冷却速度は、１℃／秒以上５０℃／秒以下とすることが好適である。
ついで、上記冷却停止温度以上４４０℃以下の温度域まで再加熱することにより、最終組織のマルテンサイト中のフレッシュマルテンサイトの面積率を低減でき、より均一な組織が得られる。鋼板温度がマルテンサイト変態点を下回ると、未変態オーステナイトはマルテンサイトに変態し、高温で変態したマルテンサイトは冷却中に焼戻しが進行することにより、最終組織はフレッシュマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトが混在する。再加熱することにより、フレッシュマルテンサイトは焼戻され焼戻しマルテンサイトとなり、最終組織のマルテンサイトは焼戻しマルテンサイトとなり、組織の均一性が向上する。組織の均一性の向上に伴って、材質の均一性も向上する。一方、再加熱温度が４４０℃を超える場合、亜鉛めっき等のめっきが一部溶解し、ロールに付着してしまい、均一に亜鉛めっきがなされた溶融亜鉛めっき鋼板等のめっき鋼板が得られない。また、過度に焼戻しが進行することによって所望の引張強度（ＴＳ）が得られない恐れがある。また、再加熱時間が２０秒未満の場合、十分な焼戻しの効果が得られない。
よって、めっき工程後に再加熱を行う場合、室温以上から２５０℃以下の冷却停止温度まで冷却し、ついで、冷却停止温度以上４４０℃以下の温度域まで再加熱して２０秒以上保持する。
その後、必要に応じて伸長率０．１～５．０％の調質圧延を施してもよい。
以上説明した本実施形態に係る製造方法によれば、熱延条件および焼鈍温度や時間を制御することで、組織分率および鋼板板幅および長手方向の未再結晶フェライトの面積率のばらつきを制御することができ、材質均一性に優れた高強度鋼板を得ることが可能となる。
次に、本発明の部材及びその製造方法について説明する。
本発明の部材は、本発明の鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施してなるものである。また、本発明の部材の製造方法は、本発明の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施す工程を有する。
本発明の鋼板は、高強度化と材質均一性とを両立しているので、本発明の鋼板を用いて得た部材は、良好な部品形状の維持が可能である。そのため、本発明の部材は、例えば、自動車用構造部材に好適に用いることができる。
成形加工は、プレス加工等の一般的な加工方法を制限なく用いることができる。また、溶接は、スポット溶接、アーク溶接等の一般的な溶接を制限なく用いることができる。
［実施例１］
本発明を、実施例を参照しながら具体的に説明する。ただし、発明の範囲は実施例に限定されない。
本発明を、実施例を参照しながら具体的に説明する。ただし、発明の範囲は実施例に限定されない。
評価用鋼板の製造
表１に示す成分組成を有する鋼を溶製し、スラブに鋳造して、室温まで冷却した後、表２の条件でスラブ加熱を行い、仕上圧延温度９００℃、仕上板厚３．２ｍｍの条件で熱間圧延を施し、巻き取った。製造した熱延鋼板を酸洗後、冷間圧延により、仕上板厚１．４ｍｍの冷延鋼板とし、表２に示す条件の焼鈍を施し、鋼板（高強度鋼板）を製造した。
焼鈍温度での保持時間は１００秒とした。
表１に示す成分組成を有する鋼を溶製し、スラブに鋳造して、室温まで冷却した後、表２の条件でスラブ加熱を行い、仕上圧延温度９００℃、仕上板厚３．２ｍｍの条件で熱間圧延を施し、巻き取った。製造した熱延鋼板を酸洗後、冷間圧延により、仕上板厚１．４ｍｍの冷延鋼板とし、表２に示す条件の焼鈍を施し、鋼板（高強度鋼板）を製造した。
焼鈍温度での保持時間は１００秒とした。
表２中、以下の式（１）において、ｎ＝１０とし、ｔは６００℃から７００℃までにかかる時間を１０等分した時間（秒）である。
式（１）において、Ｔｉ＝（Ｓｉ＋１＋Ｓｉ）／２であり、ｉ：１０以下の自然数であり、Ｓ１＝６００℃であり、Ｓｉはｉ番目の温度（℃）である。すなわち、Ｓ１～Ｓ１１については、Ｓ１：開始温度＝６００℃、Ｓ１１：到達温度＝７００℃とし、開始温度から到達温度に向けて時間ｔの増加に伴い、Ｓ２、Ｓ３、Ｓ４、Ｓ５、Ｓ６、Ｓ７、Ｓ８、Ｓ９、Ｓ１０の順に温度が特定される。
めっき工程では、溶融亜鉛めっき処理または合金化亜鉛めっき処理を行い、溶融亜鉛めっき鋼板（以下、ＧＩともいう）または合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、ＧＡともいう）を得た。
なお、表２では、めっき工程の種類についても、「ＧＩ」および「ＧＡ」と表示している。表２中、ＧＩ鋼板の場合に合金化処理行わないため合金化温度を－と示す。
冷延鋼板の場合めっき種類に－と示す。亜鉛めっき浴温は、ＧＩおよびＧＡいずれを製造する場合も、４７０℃とした。
また、亜鉛めっき付着量は、ＧＩを製造する場合は、片面あたり４５～７２ｇ/ｍ２とし、ＧＡを製造する場合は、片面あたり４５ｇ/ｍ２とした。
なお、最終的に得られた溶融亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層の組成は、ＧＩでは、Ｆｅ：０．１～１．０質量％、Ａｌ：０．２～０．３３質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であった。また、ＧＡでは、Ｆｅ：８．０～１２．０質量％、Ａｌ：０．１～０．２３質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であった。また、亜鉛めっき層はいずれも、下地鋼板の両面に形成した。
なお、表２では、めっき工程の種類についても、「ＧＩ」および「ＧＡ」と表示している。表２中、ＧＩ鋼板の場合に合金化処理行わないため合金化温度を－と示す。
冷延鋼板の場合めっき種類に－と示す。亜鉛めっき浴温は、ＧＩおよびＧＡいずれを製造する場合も、４７０℃とした。
また、亜鉛めっき付着量は、ＧＩを製造する場合は、片面あたり４５～７２ｇ/ｍ２とし、ＧＡを製造する場合は、片面あたり４５ｇ/ｍ２とした。
なお、最終的に得られた溶融亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層の組成は、ＧＩでは、Ｆｅ：０．１～１．０質量％、Ａｌ：０．２～０．３３質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であった。また、ＧＡでは、Ｆｅ：８．０～１２．０質量％、Ａｌ：０．１～０．２３質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であった。また、亜鉛めっき層はいずれも、下地鋼板の両面に形成した。
また、Ｎｏ．３６については、めっき工程後の再加熱工程として、３０℃の冷却停止温度まで冷却し、ついで、１８０℃の再加熱温度まで再加熱して、５０秒保持する処理を行った。
得られた鋼板は、板幅方向で長さが１０００ｍｍであり、長手方向（圧延方向）で長さが１０００ｍであった。
得られた鋼板について、金属組織の定量化を行い、さらに引張試験、穴広げ試験を行った。
金属組織の定量化は、鋼板幅方向中央部と両端部（鋼板幅方向端部から鋼板幅方向中央側に５０ｍｍ位置）、幅方向１／４位置および３／４位置の計５箇所において、各鋼板の圧延方向に対して垂直方向から試験片を採取し、圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面を鏡面研磨した。
これら計５箇所の鋼板長手方向の採取位置は、鋼板長手方向中央部とした。
また、鋼板長手方向（圧延方向）の先端部（先端から長手方向中央側に１ｍ位置）、中央部、後端部（後端から長手方向中央側に１ｍ位置）のそれぞれにおいて同様に圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面を観察面とするように試験片を採取し、鏡面研磨した。
鋼板の鋼板長手方向（圧延方向）の先端部、中央部、及び後端部は、それぞれ幅方向中央部で試験片を採取した。
板厚断面をナイタール液で組織現出した後、走査電子顕微鏡を用いて観察した。倍率１５００倍のＳＥＭ像上の、実長さ８２μｍ×５７μｍの領域上に４．８μｍ間隔の１６×１５の格子をおき、各相上にある点数を数えるポイントカウンティング法により、フェライト、マルテンサイト、ベイナイトおよび未再結晶フェライトの面積率を調査した。面積率は、倍率１５００倍の別々のＳＥＭ像から求めた３つの面積率の平均値とした。本発明のフェライト、マルテンサイト、ベイナイトの面積率は鋼板幅方向中央部の長手方向中央部で求めた値である。また、未再結晶フェライトの面積率は上記幅方向中央部と両端部、幅方向１／４位置および３／４位置のそれぞれで求め、計５箇所での測定値のうちの最大値と最小値の差を算出した。同様に鋼板長手方向における先端部、中央部、後端部のそれぞれで求め、３箇所での測定値のうちの最大値と最小値の差を算出した。上記の観察される金属組織のうち、フェライトは比較的高温でオーステナイトからの変態により生成し、ｂｃｃ格子の結晶粒からなる組織である。フェライトおよび未再結晶フェライトは黒色、マルテンサイトは白色の組織を呈している。未再結晶フェライトは結晶粒内に亜粒界を有しており、亜粒界は白色を呈している。また、ベイナイトは比較的低温（マルテンサイト変態点以上）でオーステナイトから生成し、針状または板状のフェライト中に球状の炭化物が分散した組織である。
これら計５箇所の鋼板長手方向の採取位置は、鋼板長手方向中央部とした。
また、鋼板長手方向（圧延方向）の先端部（先端から長手方向中央側に１ｍ位置）、中央部、後端部（後端から長手方向中央側に１ｍ位置）のそれぞれにおいて同様に圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面を観察面とするように試験片を採取し、鏡面研磨した。
鋼板の鋼板長手方向（圧延方向）の先端部、中央部、及び後端部は、それぞれ幅方向中央部で試験片を採取した。
板厚断面をナイタール液で組織現出した後、走査電子顕微鏡を用いて観察した。倍率１５００倍のＳＥＭ像上の、実長さ８２μｍ×５７μｍの領域上に４．８μｍ間隔の１６×１５の格子をおき、各相上にある点数を数えるポイントカウンティング法により、フェライト、マルテンサイト、ベイナイトおよび未再結晶フェライトの面積率を調査した。面積率は、倍率１５００倍の別々のＳＥＭ像から求めた３つの面積率の平均値とした。本発明のフェライト、マルテンサイト、ベイナイトの面積率は鋼板幅方向中央部の長手方向中央部で求めた値である。また、未再結晶フェライトの面積率は上記幅方向中央部と両端部、幅方向１／４位置および３／４位置のそれぞれで求め、計５箇所での測定値のうちの最大値と最小値の差を算出した。同様に鋼板長手方向における先端部、中央部、後端部のそれぞれで求め、３箇所での測定値のうちの最大値と最小値の差を算出した。上記の観察される金属組織のうち、フェライトは比較的高温でオーステナイトからの変態により生成し、ｂｃｃ格子の結晶粒からなる組織である。フェライトおよび未再結晶フェライトは黒色、マルテンサイトは白色の組織を呈している。未再結晶フェライトは結晶粒内に亜粒界を有しており、亜粒界は白色を呈している。また、ベイナイトは比較的低温（マルテンサイト変態点以上）でオーステナイトから生成し、針状または板状のフェライト中に球状の炭化物が分散した組織である。
また、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト以外の残部組織の面積率を、１００％からフェライト、マルテンサイト、ベイナイトの合計面積率を引いて算出した。本発明では、その残部組織は、パーライトおよび残留オーステナイトの合計面積率であるとみなした。
本発明では、鋼板幅方向（圧延方向と垂直）における中央部、両端部および１／４位置、３／４位置のそれぞれで測定した未再結晶フェライトの面積率のうちの最大値と最小値の差を、「鋼板の板幅方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差」とした。
本発明では、鋼板長手方向（圧延方向）における先端部、中央部、後端部のそれぞれで測定した未再結晶フェライトの面積率のうちの最大値と最小値の差を、「鋼板長手方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差」とした。
引張試験は、各鋼板の圧延方向に対して垂直方向から、標点間距離５０ｍｍ、標点間幅２５ｍｍのＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳＺ ２２４１（２０１１）の規定に準拠して、引張速度が１０ｍｍ／分で引張試験を行った。引張試験により、引張強度（表３でＴＳと表記）を測定した。なお、表３に記載した引張強度（ＴＳ）は、鋼板長手方向（圧延方向）の中央部かつ幅方向中央部で試験片を採取して測定した値である。
穴広げ率はＪＩＳ Ｚ ２２５６の規定に準拠した穴広げ試験により評価した。得られた鋼板の幅方向中央部より、１００ｍｍ角の試験片を３枚採取し、１０ｍｍ径のパンチおよびクリアランス：１２．５％となるダイスを用いて打ち抜き、バリ面を上面にして頂角６０°の円錐ポンチを用いて移動速度１０ｍｍ／ｍｉｎで実施して穴広げ率（λ）を測定し、その平均値を評価した。計算式は下記に示す。
穴広げ率λ（％）＝｛（Ｄ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
Ｄ：亀裂が板厚を貫通した時の穴径、Ｄ０：初期穴径（１０ｍｍ）
Ｄ：亀裂が板厚を貫通した時の穴径、Ｄ０：初期穴径（１０ｍｍ）
また、鋼板幅方向中央部および両端部（鋼板幅方向端から鋼板幅方向中央側に５０ｍｍ位置）、幅方向１／４位置および３／４位置の５箇所において１００ｍｍ角の試験片を３枚ずつ採取し、上記と同様に穴広げ試験を実施し、得られた各位置における３枚の平均値の最大値と最小値の差を、本発明における「板幅方向における穴広げ率の最大値と最小値の差」とした。また、鋼板長手方向（圧延方向）における先端部、中央部、後端部の３箇所において１００ｍｍ角の試験片を３枚ずつ採取し、上記と同様に穴広げ試験を実施し、得られた各位置における３枚の平均値の最大値と最小値の差を、「鋼板長手方向における穴広げ率の最大値と最小値の差」とした。
成分組成、熱間圧延条件、焼鈍条件が適正化された鋼では、１１８０ＭＰａ以上のＴＳが得られている。また、未再結晶フェライトの面積率が１０％以下であり、さらに幅方向の未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下に抑えられている。鋼板の材質安定性については、幅方向の穴広げ率の最大値と最小値の差が１０％以下に抑えられており、優れた材質安定性が得られている。本発明の鋼板は１１８０ＭＰａ以上の引張強さと、鋼板幅方向における穴広げ率の最大値と最小値の差が１０％以下であることの双方を具備する。比較例の鋼板は、それらの条件のうち少なくともいずれか一つを満足していない。
［実施例２］
実施例１の表３のＮｏ．１（本発明例）の鋼板（亜鉛めっき鋼板）をプレス成形して、本発明例の部材を製造した。さらに、実施例１の表３のＮｏ．１（本発明例）の鋼板（亜鉛めっき鋼板）と、実施例１の表３のＮｏ．２（本発明例）の鋼板（亜鉛めっき鋼板）とをスポット溶接により接合して本発明例の部材を製造した。これら本発明の鋼板（亜鉛めっき鋼板）は、材質均一性に優れると共に、高強度を有しており、実施例１の表３のＮｏ．１（本発明例）の鋼板の成形加工により製造した部材、および実施例１の表３のＮｏ．１（本発明例）の鋼板と、実施例１の表３のＮｏ．２（本発明例）の鋼板とをスポット溶接して製造した部材のすべてにおいて、自動車用骨格部品等に好適に用いることができることを確認できた。
実施例１の表３のＮｏ．１（本発明例）の鋼板（亜鉛めっき鋼板）をプレス成形して、本発明例の部材を製造した。さらに、実施例１の表３のＮｏ．１（本発明例）の鋼板（亜鉛めっき鋼板）と、実施例１の表３のＮｏ．２（本発明例）の鋼板（亜鉛めっき鋼板）とをスポット溶接により接合して本発明例の部材を製造した。これら本発明の鋼板（亜鉛めっき鋼板）は、材質均一性に優れると共に、高強度を有しており、実施例１の表３のＮｏ．１（本発明例）の鋼板の成形加工により製造した部材、および実施例１の表３のＮｏ．１（本発明例）の鋼板と、実施例１の表３のＮｏ．２（本発明例）の鋼板とをスポット溶接して製造した部材のすべてにおいて、自動車用骨格部品等に好適に用いることができることを確認できた。
［実施例３］
実施例１の表３のＮｏ．１０（本発明例）の鋼板をプレス成形して、本発明例の部材を製造した。さらに、実施例１の表３のＮｏ．１０（本発明例）の鋼板と、実施例１の表３のＮｏ．１９（本発明例）の鋼板とをスポット溶接により接合して本発明例の部材を製造した。これら本発明の鋼板（亜鉛めっき鋼板）は、材質均一性に優れると共に、高強度を有しており、実施例１の表３のＮｏ．１０（本発明例）の鋼板の成形加工により製造した部材、および実施例１の表３のＮｏ．１０（本発明例）の鋼板と、実施例１の表３のＮｏ．１９（本発明例）の鋼板とをスポット溶接して製造した部材のすべてにおいて、自動車用骨格部品等に好適に用いることができることを確認できた。
実施例１の表３のＮｏ．１０（本発明例）の鋼板をプレス成形して、本発明例の部材を製造した。さらに、実施例１の表３のＮｏ．１０（本発明例）の鋼板と、実施例１の表３のＮｏ．１９（本発明例）の鋼板とをスポット溶接により接合して本発明例の部材を製造した。これら本発明の鋼板（亜鉛めっき鋼板）は、材質均一性に優れると共に、高強度を有しており、実施例１の表３のＮｏ．１０（本発明例）の鋼板の成形加工により製造した部材、および実施例１の表３のＮｏ．１０（本発明例）の鋼板と、実施例１の表３のＮｏ．１９（本発明例）の鋼板とをスポット溶接して製造した部材のすべてにおいて、自動車用骨格部品等に好適に用いることができることを確認できた。
Claims (13)
- 質量％で、
Ｃ：０．１０％以上０．３０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上３．０％以下、
Ｍｎ：１．０％以上３．５％以下、
Ｐ：０．００２％以上０．１００％以下、
Ｓ：０．０００２％以上０．０２００％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．２０％以下（０％は含まない）、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｔｉ：０．００８以上０．１０％以下、
を含有し、
残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼板組織が、面積率でフェライト：５％以上５０％以下、マルテンサイトとベイナイトの合計：５０％以上９５％以下を有し、
前記フェライトのうち未再結晶フェライトが全組織に対する面積率で０％以上１０％以下であり、
鋼板の板幅方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下である、鋼板。 - 鋼板の長手方向における未再結晶フェライトの面積率の最大値と最小値の差が５％以下である、請求項１に記載の鋼板。
- 前記成分組成が、さらに質量％で、
Ｎｂ：０．２％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｃｕ：１％以下、
Ｎｉ：０．５％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｍｏ：０．３％以下、
Ｖ：０．４５％以下、
Ｚｒ：０．２％以下および
Ｗ：０．２％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、請求項１または２に記載の鋼板。 - 前記成分組成が、さらに質量％で、
Ｓｂ：０．１％以下、
Ｓｎ：０．１％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．０１％以下および
ＲＥＭ：０．０１％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、請求項１～３のいずれかに記載の鋼板。 - 鋼板表面にめっき層を有する、請求項１～４のいずれかに記載の鋼板。
- 請求項１～５のいずれかに記載の鋼板に対して、成形加工および溶接の少なくとも一方を施してなる部材。
- 請求項１～４のいずれかに記載の鋼板を製造する鋼板の製造方法であって、
鋼スラブを１２２０℃以上で１．０時間以上加熱した後、熱間圧延し、巻取温度を６５０℃以下とし、かつ板幅方向の温度分布において前記巻取温度の差を５０℃以下として巻き取り、熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
該熱間圧延工程後、前記熱延鋼板を冷間圧延することで冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、
前記冷延鋼板に対して、６００℃から７００℃の温度域で式（１）を満たし、かつ板幅方向の温度分布において温度の差を５０℃以下とし、Ａｃ１点超（Ａｃ３点＋５０℃）以下の焼鈍温度まで加熱する焼鈍工程と、を含む、鋼板の製造方法。
式（１）において、
ｔは６００℃から７００℃までにかかる時間をｎ等分した時間（秒）であり（ｎ：１０以上の整数）、Ｔｉ＝（Ｓｉ＋１＋Ｓｉ）／２であり、ｉ：ｎ以下の自然数であり、Ｓ１＝６００℃であり、Ｓｎ＋１＝７００℃であり、Ｓｉは６００℃となった時刻からｔ×（ｉ－１）秒後の時刻における温度（℃）である。 - 前記熱間圧延工程で、
鋼スラブを１２２０℃以上で１．０時間以上加熱した後、熱間圧延し、巻取温度を６５０℃以下とし、板幅方向の温度分布において前記巻取温度の差を５０℃以下とし、かつ鋼板の長手方向における温度分布において前記巻取温度の差を７０℃以下として巻き取り、熱延鋼板を得る、請求項７に記載の鋼板の製造方法。 - 前記焼鈍工程後に、めっき処理を施すめっき工程を含む、請求項７または８に記載の鋼板の製造方法。
- 前記めっき工程で溶融亜鉛めっき処理を施す、請求項９に記載の鋼板の製造方法。
- 前記めっき工程で前記溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を施す、請求項１０に記載の鋼板の製造方法。
- 前記めっき工程後、室温以上２５０℃以下の冷却停止温度まで冷却し、ついで、前記冷却停止温度以上４４０℃以下の温度域まで再加熱して２０秒以上保持する再加熱工程を含む、請求項９～１１のいずれかに記載の鋼板の製造方法。
- 請求項７～１２のいずれかに記載の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施す工程を有する部材の製造方法。
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| PCT/JP2022/008224 WO2023162205A1 (ja) | 2022-02-28 | 2022-02-28 | 鋼板、部材およびそれらの製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
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