JP7311069B1 - 鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法 - Google Patents

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Abstract

高い強度と、優れた延性と、高いＹＲと、優れた曲げ性と、を兼備する鋼板を提供する。所定の成分組成とし、かつ、フェライトの面積率：５％以上６５％以下、マルテンサイトの面積率：１０％以上６０％以下、ベイナイトの面積率：１０％以上６０％以下および残留オーステナイトの面積率：５％以上であり、次式（１）の関係を満足し、残留オーステナイトの平均固溶Ｃ濃度［Ｃ］γが０．５質量％以上であり、残留オーステナイトのＣ濃度分布の標準偏差が０．２５０質量％以下である、鋼組織とする。［Ｍｎ］γ／［Ｍｎ］≦１．２０ ・・・（１）

Description

本発明は、鋼板、および、該鋼板を素材とする部材、ならびに、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、自動車産業では、ＣＯ２などの排気ガスを低減しようとする試みが進められている。具体的には、自動車部材の素材となる鋼板を高強度化し、薄くすることによって、車体を軽量化して燃費を向上させる。これにより、排気ガス量を低減しようとする試みが進められている。
このような自動車部材の素材となる鋼板として、例えば、特許文献１には、
「質量％で、
Ｃ ：０．０５％～０．２０％、
Ｓｉ：０．３～１．５０％、
Ｍｎ：１．３～２．６％、
Ｐ ：０．００１～０．０３％、
Ｓ ：０．０００１～０．０１％、
Ａｌ：０．０００５～０．１％、
Ｎ ：０．０００５～０．００４０％、
Ｏ ：０．００１５～０．００７％、
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼板であり、鋼板組織が主としてフェライトとベイナイト組織からなり、焼付け処理後のＢＨが６０ＭＰａ以上であり、引張最大強さが５４０ＭＰａ以上であることを特徴とする時効性劣化が極めて少なく優れた焼付け硬化性を有する高強度鋼板。」
が開示されている。
特許文献２には、
「質量％で、
Ｃ：０．１０～０．５０％、
Ｍｎ：１．０～３．０％
Ｓｉ：０．００５～２．５％、
Ａｌ：０．００５～２．５％、
を含有し、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ｎ：０．００６％以下
に制限し、上記SiとAlの総和をＳi＋Al≧0.8％とし、ミクロ組織が、面積率で1０～７５％のフェライト、２～３０％の残留オーステナイトを含有し、当該残留オーステナイト中のＣ量が０．８～１．０％であることを特徴とする延性及び耐食性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。」
が開示されている。
特願２００９－２４９７３３号公報 特開２０１１－１６８８１６号公報
ところで、鋼板を高強度化すると、一般的に延性が低下する。しかし、自動車部材の素材となる鋼板には、高い強度と、優れた延性、具体的には、引張試験における全伸び（以下、単にＥｌともいう）および均一伸び（以下、単にＵ．Ｅｌともいう）を高めた優れた延性とを両立することが要求される。
また、自動車部材のうち、特に、自動車の骨格構造部材などに用いられる鋼板には、プレス成形した際に、高い部材強度を有することが要求される。自動車部材の強度の向上については、例えば、鋼板の降伏応力（以下、単にＹＳともいう）をＴＳで除した値である降伏比（以下、単にＹＲともいう）を高めることが有効である。
さらに、自動車の骨格構造部材などに用いられる鋼板は複雑な形状に成形されるため、優れた成形性、特には、優れた曲げ性が要求される。
しかしながら、特許文献１および２に開示される鋼板は、上記の要求特性を全て満足するものとは言えない。また、特許文献２の技術では、残留オーステナイトを安定化させるため、焼鈍後に長時間保持する必要がある。そのため、焼鈍設備が大きくなり、設備費の増加が懸念される。
本発明は、上記の要求に応えるために開発されたものであって、高い強度と、優れた延性と、高いＹＲと、優れた曲げ性と、を兼備する鋼板を、その有利な製造方法とともに、提供することを目的とする。
また、本発明は、上記の鋼板を素材とする部材およびその製造方法を提供することを目的とする。
ここで、高い強度とは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠する引張試験で測定される引張強さ（以下、ＴＳともいう）が７８０ＭＰａ以上であることを意味する。
優れた延性とは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠する引張試験で測定される全伸び（Ｅｌ）および均一伸び（Ｕ．Ｅｌ）がそれぞれ、以下の式を満足することを意味する。
１９％≦Ｅｌ
１０％≦Ｕ．Ｅｌ
高いＹＲとは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠する引張試験で測定されるＴＳおよびＹＳから算出されるＹＲが、以下の式を満足することを意味する。
０．４８≦ＹＲ
ここで、ＹＲは、次式により算出する。
ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ
優れた曲げ性とは、ＪＩＳ Ｚ ２２４８に準拠するＶ曲げ試験で測定されるＲ（限界曲げ半径）／ｔ（板厚）が、以下の式を満足することを意味する。
２．０≧Ｒ／ｔ
ここで、
Ｒ：限界曲げ半径（ｍｍ）
ｔ：鋼板の板厚（ｍｍ）
である。
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、鋭意検討を重ねたところ、以下の知見を得た。
（ａ）成分組成を所定の範囲に調製したうえで、フェライトおよび残留オーステナイトの面積率をそれぞれ５％以上に制御し、かつ、マルテンサイトの面積率を１０％以上に制御することにより、高い強度と、優れた延性とを両立することが可能となる。
（ｂ）ベイナイトを活用して高ＹＲ化を図る。また、ベイナイト変態に伴うオーステナイトへのＣの濃化によって、残留オーステナイトの平均固溶Ｃ濃度を高める、具体的には、０．５質量％以上に制御する。これにより、残留オーステナイトが安定化し、曲げ性が向上する。
（ｃ）残留オーステナイトのＣ濃度分布の濃度勾配（バラつき）を小さくする。具体的には、残留オーステナイトのＣ濃度分布における標準偏差を０．２５０質量％以下に制御する。これにより、優れた延性が得られる。
（ｄ）残留オーステナイトのＣ濃度分布の濃度勾配（バラつき）を小さくするためには、焼鈍時の未変態オーステナイトへのＭｎの分配を適切に制御する、具体的には、次式（１）の関係を満足させることが重要である。
［Ｍｎ］γ／［Ｍｎ］≦１．２０ ・・・（１）
ここで、
［Ｍｎ］γ：残留オーステナイトのＭｎ濃度（質量％）
［Ｍｎ］：鋼板の成分組成のＭｎ量（質量％）
である。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：０．０９％以上０．２０％以下、
Ｓｉ：０．３％以上１．５％以下、
Ｍｎ：１．５％以上３．０％以下、
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｓ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．００５％以上１．０００％以下および
Ｎ：０．０１０％以下
であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である、成分組成を有し、
フェライトの面積率：５％以上６５％以下、
マルテンサイトの面積率：１０％以上６０％以下、
ベイナイトの面積率：１０％以上６０％以下および
残留オーステナイトの面積率：５％以上
であり、
次式（１）の関係を満足し、
前記残留オーステナイトの平均固溶Ｃ濃度［Ｃ］γが０．５質量％以上であり、かつ、
前記残留オーステナイトのＣ濃度分布の標準偏差が０．２５０質量％以下である、鋼組織を有し、
引張強さが７８０ＭＰａ以上である、鋼板。
［Ｍｎ］γ／［Ｍｎ］≦１．２０ ・・・（１）
ここで、
［Ｍｎ］γ：残留オーステナイトのＭｎ濃度（質量％）
［Ｍｎ］：鋼板の成分組成のＭｎ量（質量％）
である。
２．前記成分組成が、さらに質量％で、
Ｔｉ：０．２％以下、
Ｎｂ：０．２％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｃｕ：１．０％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、
Ｗ：０．２％以下、
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に記載の鋼板。
３．厚さ：１μｍ以上５０μｍ以下の軟質層を有する、前記１または２に記載の鋼板。
ここで、軟質層とは、硬度が鋼板の板厚１／４位置の硬度の６５％以下になる領域である。
４．表面に溶融亜鉛めっき層を有する、前記１～３のいずれかに記載の鋼板。
５．前記１～４のいずれかに記載の鋼板を用いてなる、部材。
６．前記１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブに、
仕上げ圧延終了温度：８４０℃以上、
仕上げ圧延終了温度から７００℃までの温度域での平均冷却速度：１０℃／秒以上、および、
巻取温度：６２０℃以下
の条件で熱間圧延を施し、熱延鋼板を得る、熱間圧延工程と、
ついで、前記熱延鋼板に冷間圧延を施し、冷延鋼板を得る、冷間圧延工程と、
ついで、前記冷延鋼板を、６００℃から７５０℃までの温度域において次式（２）の関係を満足する条件で昇温する、昇温工程と、
ついで、前記冷延鋼板を、
焼鈍温度：７５０℃以上９２０℃以下、および、
焼鈍時間：１秒以上３０秒以下
の条件で焼鈍する、焼鈍工程と、
ついで、前記冷延鋼板を、
前記焼鈍温度から５５０℃の温度域での平均冷却速度：１０℃／秒以上、および
冷却停止温度：４００℃以上５５０℃以下
の条件で冷却する、冷却工程と、
ついで、前記冷延鋼板を、４００℃以上５５０℃以下の温度域において１５秒以上９０秒以下滞留させる、滞留工程と、
を有する鋼板の製造方法。
１０００≦Ｘ≦７５００ ・・・（２）
ここで、Ｘは次式により定義される。
Figure 0007311069000001
 式中、
Ａ：昇温工程において冷延鋼板が６００℃から７５０℃までの温度域に滞留する時間（秒）
Ｔｉ：Ａを１０等分した時間域のうち、時間の流れ順にｉ番目の時間域における冷延鋼板の平均温度（℃）
ｉ：１～１０までの整数
である。
７．前記昇温工程および前記焼鈍工程における雰囲気の露点が－３５℃以上である、前記６に記載の鋼板の製造方法。
８．前記滞留工程後、さらに溶融亜鉛めっき処理を施すめっき工程を有する、前記６または７に記載の鋼板の製造方法。
９．前記１～４のいずれかに記載の鋼板に、成形加工および接合加工の少なくとも一方を施して部材とする、工程を有する、部材の製造方法。
本発明によれば、高い強度と、優れた延性と、高いＹＲと、優れた曲げ性と、を兼備する鋼板が得られる。また、本発明の鋼板は、高い強度と、優れた延性と、高いＹＲと、優れた曲げ性と、を兼備するので、複雑な形状となる自動車の骨格構造部材などの素材として、極めて有利に適用することができる。
本発明を、以下の実施形態に基づき説明する。
［１］鋼板
まず、本発明の一実施形態に従う鋼板の成分組成について説明する。なお、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
Ｃ：０．０９％以上０．２０％以下
Ｃは、マルテンサイトおよびベイナイトの強度を高め、所望のＴＳおよびＹＲを確保する観点から含有させる。ここで、Ｃ含有量が０．０９％未満では、フェライトの面積率が過度に増加して所定の強度を得ることが困難となる。一方、Ｃ含有量が０．２０％を超えると、ＴＳが過度に高くなり、Ｅｌが低下する。また、オーステナイトの安定度が増し、ベイナイトが生成しにくくなる。さらに、マルテンサイトの強度が過度に増加してＹＲが低下する。そのため、Ｃ含有量は０．０９％以上０．２０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１１％以上、より好ましくは０．１３％以上である。また、Ｃ含有量は、好ましくは０．１８％以下、より好ましくは０．１７％以下である。
Ｓｉ：０．３％以上１．５％以下
Ｓｉは、固溶強化により鋼板の強度を向上させる元素である。また、Ｓｉは、フェライトの強度を増加することにより、ＹＲを増加させる元素である。さらに、Ｓｉは、ベイナイト変態時の炭化物の析出を抑制することにより、オーステナイトへのＣの濃化を促進して残留オーステナイトを得やすくする元素でもある。このような効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．３％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が過剰になる、特には１．５％を超えると、熱間圧延時および冷間圧延時の圧延荷重の著しい増加を招く。また、靭性の低下を招く。そのため、Ｓｉ含有量は０．３％以上１．５％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．４％以上、より好ましくは０．５％以上、さらに好ましくは０．６％以上である。また、Ｓｉ含有量は、好ましくは１．３％以下、より好ましくは１．１％以下、さらに好ましくは０．９％以下である。
Ｍｎ：１．５％以上３．０％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面積率を所定量確保にするために含有させる。ここで、Ｍｎ含有量が１．５％未満では焼入れ性が不足し、フェライトおよびパーライトが過剰に生成する。これにより、ＴＳを７８０ＭＰａとすることが困難になる。また、ＹＳおよびＹＲの低下も招く。一方、Ｍｎを過剰に含有させると、ベイナイト変態が遅延され、所定量のベイナイトを得ることが困難となる。これにより、ＹＳおよびＹＲの低下を招く。さらに、オーステナイトへＭｎが濃化しやすくなり、マルテンサイトの強度が過度に増加し、ＹＲの低下を招く。そのため、Ｍｎ含有量は１．５％以上３．０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．６％以上、より好ましくは１．７％以上である。また、Ｍｎ含有量は、好ましくは２．８％以下、より好ましくは２．６％以下である。
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下
Ｐは、固溶強化の作用を有し、鋼板のＴＳおよびＹＳを上昇させる元素である。このような効果を得るため、Ｐ含有量を０．００１％以上にする。一方、Ｐ含有量が０．１００％を超えると、スポット溶接性の低下を招く。そのため、Ｐ含有量は０．００１％以上０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、生産技術上の制約から、好ましくは０．００２％以上である。また、Ｐ含有量は、好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００６％以下である。
Ｓ：０．０５０％以下
Ｓは、ＭｎＳ等を形成し、延性を低下させる。また、ＳとともにＴｉを含有する場合には、ＴｉＳ、Ｔｉ（Ｃ、Ｓ）等が形成され、穴広げ性を低下させる恐れもある。したがって、Ｓ含有量は０．０５０％以下とする。Ｓ含有量は好ましくは０．０３０％以下、より好ましくは０．０２０％以下、さらに好ましくは０．００２％以下である。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されるものではないが、生産技術上の制約から、Ｓ含有量は０．０００２％以上が好ましい。Ｓ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上である。
Ａｌ：０．００５％以上１．０００％以下
Ａｌは、焼鈍工程および焼鈍工程後の冷却工程におけるフェライト変態を促進させる元素である。すなわち、Ａｌは、フェライトの面積率に影響する元素である。ここで、Ａｌ含有量が０．００５％未満では、フェライトの面積率が減少し、延性が低下する。一方、Ａｌ含有量が１．０００％を超えると、フェライトの面積率が過度に増加して、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。また、ＹＳおよびＹＲの低下も招く。したがって、Ａｌ含有量は、０．００５％以上１．０００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１５％以上、より好ましくは０．０２５％以上である。また、Ａｌ含有量は、好ましくは０．５００％以下、より好ましくは０．１００％以下である。
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、結晶粒界をピン止めするＡｌＮ等の窒化物系析出物を生成させる元素であり、伸びを良好にするために含有させることができる。しかし、Ｎ含有量が０．０１０％を超えると、ＡｌＮ等の窒化物系析出物が粗大化するため、伸びが低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００１０％以下である。なお、Ｎ含有量の下限は特に限定されるものではないが、生産技術上の制約から、Ｎ含有量は０．０００６％以上が好ましい。
以上、本発明の一実施形態に従う鋼板の基本成分組成について説明したが、本発明の一実施形態に従う鋼板は、上記基本成分を含有し、上記基本成分以外の残部はＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む成分組成を有する。ここで、本発明の一実施形態に従う鋼板は、上記基本成分を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。本発明の一実施形態に従う鋼板には、上記基本成分に加え、任意添加元素として、以下のＡ群およびＢ群のうちの少なくとも一方から選んだ１種または２種以上の元素を含有させてもよい。
（Ａ群）
Ｔｉ：０．２％以下、
Ｎｂ：０．２％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｃｕ：１．０％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
（Ｂ群）
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
なお、上記の任意添加元素は、上記の上限量以下で含有していれば、本発明の効果が得られるため、下限は特に設けない。なお、上記の任意添加元素を後述する好適な下限値未満で含む場合、当該元素は不可避的不純物として含まれるものとする。
Ｔｉ：０．２％以下
Ｔｉは、熱間圧延時や焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳ、ＹＳおよびＹＲを上昇させる。このような効果を得るためには、Ｔｉ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．２％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、Ｅｌの低下を招く。したがって、Ｔｉを含有させる場合、Ｔｉ含有量は０．２％以下が好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０６０％以下である。
Ｎｂ：０．２％以下
Ｎｂは、Ｔｉと同様、熱間圧延時や焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳ、ＹＳおよびＹＲを上昇させる。このような効果を得るためには、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｎｂ含有量が０．２％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、Ｅｌの低下を招く。したがって、Ｎｂを含有させる場合、Ｎｂ含有量は０．２％以下が好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０６０％以下である。
Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することにより、焼入れ性を高める元素である。また、Ｂは、焼鈍後の冷却時に、フェライトの生成および粒成長を制御する元素である。このような効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００１％以上にすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００２％以上である。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、ＢＮ等の窒化物系析出物の量が過剰となるため、Ｅｌが低下する。したがって、Ｂを含有させる場合、Ｂ含有量は０．００５０％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００３０％以下である。
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、焼入れ性を高めてマルテンサイトの生成を促し、これにより、ＴＳ、ＹＳおよびＹＲを上昇させる元素である。このような効果を得るためには、Ｃｕ含有量を０．００５％以上にすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．０２０％以上である。一方、Ｃｕ含有量が１．０％を超えると、マルテンサイトの面積率が過度に増加し、Ｅｌが低下するおそれがある。また、粗大な析出物や介在物が多量に生成して、Ｅｌが低下するおそれもある。したがって、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量は１．０％以下とすることが好ましい。Ｃｕの含有量は、より好ましくは０．２％以下である。
Ｎｉ：０．５％以下
Ｎｉは、焼入れ性を高めてマルテンサイトの生成を促し、これにより、ＴＳ、ＹＳおよびＹＲを上昇させる元素である。このような効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０．００５％以上にすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．０２０％以上である。一方、Ｎｉ含有量が０．５％を超えると、マルテンサイトの面積率が増加し、Ｅｌが低下するおそれがある。したがって、Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ含有量は０．５％以下とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．２％以下である。
Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒは、焼入れ性を高めてマルテンサイトの生成を促し、これにより、ＴＳ、ＹＳおよびＹＲを上昇させる元素である。このような効果を得るためには、Ｃｒ含有量は０．０００５％以上にすることが好ましい。また、Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｃｒ含有量が１．０％を超えると、マルテンサイトの面積率が増加し、Ｅｌが低下するおそれがある。したがって、Ｃｒを含有させる場合、Ｃｒ含有量は１．０％以下にすることが好ましい。また、Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．２５％以下、さらに好ましくは０．１０％以下である。
Ｍｏ：０．３％以下
Ｍｏは、焼入れ性を高めてマルテンサイトの生成を促し、これにより、ＴＳ、ＹＳおよびＹＲを上昇させる元素である。このような効果を得るためには、Ｍｏ含有量を０．０１０％以上にすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは、０．０３０％以上である。一方、Ｍｏ含有量が０．３％を超えると、マルテンサイトの面積率が増加し、所望のＥｌが得られないおそれがある。したがって、Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量は０．３％以下にすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．２０％以下、さらに好ましくは０．１５％以下である。
Ｖ：０．４５％以下
Ｖは、ＮｂやＴｉと同様、熱間圧延時や焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳおよびＹＳを上昇させる。このような効果を得るためには、Ｖ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｖ含有量が０．４５％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、Ｅｌが低下するおそれがある。したがって、Ｖを含有させる場合、Ｖ含有量は０．４５％以下が好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０６０％以下である。
Ｚｒ：０．２％以下
Ｚｒは、旧γ粒径の微細化やそれによるマルテンサイトやベイナイトの内部構造単位であるブロックサイズ、ベイン粒径等の低減を通じて高強度化に寄与する。また、Ｚｒは、鋳造性を改善する。このような効果を得るためには、Ｚｒ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。ただし、Ｚｒを多量に含有させると、熱間圧延前のスラブ加熱時に未固溶で残存するＺｒＮ、ＺｒＳ系の粗大な析出物が増加し、Ｅｌが低下する。したがって、Ｚｒを含有させる場合、Ｚｒ含有量は０．２％以下が好ましい。Ｚｒ含有量は、より好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０１％以下である。
Ｗ：０．２％以下
Ｗは、Ｔｉ、Ｎｂと同様、熱間圧延時や焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳ、ＹＳおよびＹＲを上昇させる。このような効果を得るためには、Ｗ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｗ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｗ含有量が０．２％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、Ｅｌの低下を招く。したがって、Ｗを含有させる場合、Ｗ含有量は０．２％以下が好ましい。Ｗ含有量は、より好ましくは０．０６０％以下である。
Ｓｂ：０．１％以下
Ｓｂは、焼鈍中の鋼板表面近傍でのＣの拡散を抑制し、鋼板表面近傍における軟質層の形成を制御するために有効な元素である。ここで、鋼板表面近傍において軟質層が過度に増加すると、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とすることが困難な場合がある。また、ＹＳの低下を招く場合もある。そのため、Ｓｂ含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｓｂ含有量が０．１％を超えると、鋳造性が低下する。したがって、Ｓｂを含有させる場合、Ｓｂ含有量は０．１％以下が好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．０６％以下、さらに好ましくは０．０４％以下である。
Ｓｎ：０．１％以下
Ｓｎは、鋼板表面近傍での酸化や窒化を抑制し、それによる鋼板表面近傍でのＣやＢの含有量の低下を抑制する。これにより、鋼板表面近傍において過度にフェライトが生成することが抑制され、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とすることに寄与する。このような観点から、Ｓｎ含有量は０．００２％以上とすることが好ましい。ただし、Ｓｎ含有量が０．１％を超えると、鋳造性が低下する。したがって、Ｓｎを含有させる場合、Ｓｎ含有量は０．１％以下が好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．０４％以下であり、さらに好ましくは０．０２％以下である。
Ｃａ：０．００５０％以下
Ｃａは、鋼中で介在物として存在する。ここで、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えると、粗大な介在物が多量に生成してＥｌが低下するおそれがある。また、表面品質や曲げ性が低下する。したがって、Ｃａを含有させる場合、Ｃａ含有量は０．００５０％以下が好ましい。なお、Ｃａ含有量の下限は特に限定されるものではないが、Ｃａ含有量は、例えば、０．０００５％以上とすることが好ましい。
Ｍｇ：０．０１％以下
Ｍｇは、硫化物や酸化物などの介在物の形状を球状化し、鋼板の穴広げ性および曲げ性を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｍｇ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。ただし、Ｍｇ含有量が０．０１％を超えると、表面品質や曲げ性が低下する。したがって、Ｍｇを含有させる場合、Ｍｇ含有量は０．０１％以下が好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００１％以下である。
ＲＥＭ：０．０１％以下
ＲＥＭは介在物を微細化し、破壊の起点を減少させることで曲げ性を改善する元素である。このような効果を得るためには、ＲＥＭ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。ただし、ＲＥＭ含有量が０．０１％を超えると、介在物が却って粗大化し、Ｅｌや曲げ性が低下する。したがって、ＲＥＭを含有させる場合、ＲＥＭ含有量は０．０１％以下が好ましい。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．００４％以下、さらに好ましくは０．００２％以下である。
上記以外の元素は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
つぎに、本発明の一実施形態に従う鋼板の鋼組織について説明する。
本発明の一実施形態に従う鋼板の鋼組織は、
フェライトの面積率：５％以上６５％以下、
マルテンサイトの面積率：１０％以上６０％以下、
ベイナイトの面積率：１０％以上６０％以下および
残留オーステナイトの面積率：５％以上
であり、
次式（１）の関係を満足し、
前記残留オーステナイトの平均固溶Ｃ濃度［Ｃ］γが０．５質量％以上であり、かつ、
前記残留オーステナイトのＣ濃度分布の標準偏差が０．２５０質量％以下である、鋼組織である。
［Ｍｎ］γ／［Ｍｎ］≦１．２０ ・・・（１）
ここで、
［Ｍｎ］γ：残留オーステナイトのＭｎ濃度（質量％）
［Ｍｎ］：鋼板の成分組成のＭｎ量（質量％）
である。
以下、それぞれの限定理由について説明する。なお、面積率とは、鋼組織全体の面積に対する各金属相の面積が占める割合のことを指す。
フェライトの面積率：５％以上６５％以下
フェライトは軟質であるため、優れた延性を得るうえで有効である。そのため、フェライトの面積率を５％以上とする。フェライトの面積率が５％未満になると、マルテンサイトやベイナイトが過度に増加し、Ｅｌが低下する。フェライトの面積率は、好ましくは１０％以上である。一方、フェライトの面積率が６５％を超えると、所望のＴＳが得られない。また、ＹＳおよびＹＲも低下する。そのため、フェライトの面積率は６５％以下とする。
マルテンサイトの面積率：１０％以上６０％以下
マルテンサイトは硬質であり、鋼板の高強度化に必要な組織である。ここで、マルテンサイトの面積率が１０％未満になると、所望のＴＳが得られない。一方、マルテンサイトの面積率の過度の増加は、Ｅｌの低下の原因となる。したがって、マルテンサイトの面積率は１０％以上６０％以下とする。マルテンサイトの面積率は、好ましくは５０％以下である。
なお、マルテンサイトとは、マルテンサイト変態点（単にＭｓ点ともいう。）以下でオーステナイトから変態することにより生成する硬質な組織である。また、マルテンサイトは、焼入れままのいわゆるフレッシュマルテンサイトと、該フレッシュマルテンサイトが焼戻されたいわゆる焼戻しマルテンサイトとの両方を含む。
ベイナイトの面積率：１０％以上６０％以下
ベイナイトは、所望のＹＲを得るために必要な組織である。したがって、ベイナイトの面積率は１０％以上とする。ベイナイトの面積率は、好ましくは１５％以上、より好ましくは２０％以上である。一方、ベイナイトが過度に増加すると、Ｅｌが低下する。したがって、ベイナイトの面積率は６０％以下とする。ベイナイトの面積率は、好ましくは５５％以下、より好ましくは５０％以下である。
なお、ベイナイトとは、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、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する。
残留オーステナイトの面積率：５％以上
残留オーステナイトは、強度と延性を両立するために必要な組織である。ここで、残留オーステナイトの面積率が５％未満では、強度と延性を両立することができない。したがって、残留オーステナイトの面積率は５％以上とする。残留オーステナイトの面積率は、好ましくは６％以上である。残留オーステナイトの面積率の上限は規定しないが、残留オーステナイトが過剰になると、例えば、鋼板を部品に成形する際に、残留オーステナイトがマルテンサイト変態し、曲げ割れの起点が増加する。そのため、残留オーステナイトの面積率は、好ましくは２０％以下、より好ましくは１５％以下である。
なお、残留オーステナイトとは、オーステナイトからフェライト、マルテンサイト、ベイナイトまたはその他の金属相に変態せずに残ったオーステナイトである。また、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によりマルテンサイト変態点が室温以下となって生成する。
なお、上記以外の残部組織の面積率は１０．０％以下とすることが好ましい。残部組織の面積率は、より好ましくは５．０％以下である。また、残部組織の面積率は０％であってもよい。
なお、残部組織としては、特に限定されず、例えば、パーライト、および、セメンタイトなどの炭化物が挙げられる。なお、残部組織の種類は、例えば、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）による観察で確認することができる。なお、パーライトは、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である。
ここで、フェライト、マルテンサイトおよびベイナイトの面積率は、鋼板の板厚１／４位置において、以下のように測定する。
すなわち、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるように、鋼板から試料を切り出す。ついで、ダイヤモンドペーストを用いて試料の観察面を研磨し、ついで、アルミナを用いて試料の観察面を仕上げ研磨する。ついで、試料の観察面をナイタールでエッチングし、組織を現出させる。
そして、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）により、倍率：１５００倍の条件で、試料の観察面を５視野観察する。ついで、得られた組織画像から、Ａｄｏｂｅ Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて以下の領域を色分け（画定）し、フェライト、マルテンサイトおよびベイナイトの面積を算出する。
フェライト：黒色を呈した領域であり、形態は塊状である。また、フェライトは、ＢＣＣ格子の結晶粒からなる組織である。フェライトは、比較的高温においてオーステナイトからの変態により生成する。
マルテンサイト：白色から薄い灰色を呈した領域である。また、マルテンサイトは、上述したように、Ｍｓ点以下でオーステナイトから変態することにより生成する硬質な組織である。マルテンサイトは、焼入れままのいわゆるフレッシュマルテンサイトと、該フレッシュマルテンサイトが焼戻されたいわゆる焼戻しマルテンサイトとの両方を含む。
ベイナイト：黒色から濃い灰色を呈した領域であり、形態は塊状や不定形などである。また、ベイナイトは、上述したように、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。ベイナイトは、比較的低温（Ｍｓ点以上）でオーステナイトから生成する。また、ベイナイトは、炭化物を比較的少数内包する。
また、残留オーステナイトの面積率は、鋼板の板厚１／４位置において、以下のように測定する。
すなわち、鋼板を板厚方向（深さ方向）に板厚の１／４位置まで機械研削した後、シュウ酸による化学研磨を行い、観察面とする。ついで、観察面を、Ｘ線回折法により観察する。入射Ｘ線にはＣｏＫα線を使用し、ｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）および（２２０）各面の回折強度に対するｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２００）、（２２０）および（３１１）各面の回折強度の比を求める。ついで、各面の回折強度の比から、残留オーステナイトの体積率を算出する。そして、残留オーステナイトが三次元的に均質であるとみなして、残留オーステナイトの体積率を、残留オーステナイトの面積率とする。
さらに、残部組織の面積率は、１００％から上記のようにして求めたフェライトの面積率、マルテンサイトの面積率、ベイナイトの面積率、および、残留オーステナイトの面積率を減じることにより求める。
［残部組織の面積率（％）］＝１００－［フェライトの面積率（％）］－［マルテンサイトの面積率］－［ベイナイトの面積率］－［残留オーステナイトの面積率］
［Ｍｎ］γ／［Ｍｎ］≦１．２０ ・・・（１）
本発明の一実施形態に従う鋼板では、上掲式（１）を満足させることが重要である。すなわち、［Ｍｎ］γ／［Ｍｎ］は、（鋼板の平均Ｍｎ濃度に相当する）鋼板の成分組成のＭｎ量（質量％）に対する、残留オーステナイトのＭｎ濃度（質量％）の比を意味するものである。この［Ｍｎ］γ／［Ｍｎ］が高いということは、焼鈍工程においてオーステナイトへのＭｎの濃化が進行したことを意味する。そして、焼鈍工程を経た直後の鋼板におけるオーステナイトのＭｎ濃度は、焼鈍後の冷却工程および該冷却工程後の滞留工程においてオーステナイトから変態する相がベイナイトかマルテンサイトかを決める要因の１つとなる。ここで、オーステナイトにＭｎが過度に濃化すると、ベイナイト変態が遅延し、所望のベイナイトの面積率が得られず、ＹＳおよびＹＲが低下するおそれがある。また、ベイナイト変態が遅延することにより、オーステナイトへのＣ濃化が抑制される。そのため、延性向上に寄与する残留オーステナイトが十分に得られない。したがって、［Ｍｎ］γ／［Ｍｎ］は１．２０以下とする。［Ｍｎ］γ／［Ｍｎ］は、好ましくは１．１５以下である。なお、Ｍｎはフェライトから吐き出されてオーステナイトへ濃化するので、［Ｍｎ］γ／［Ｍｎ］の下限は１．００となる。
なお、残留オーステナイトのＭｎ濃度［Ｍｎ］γは、ＦＥ-ＳＥＭに付属したＥＰＭＡ（電界放出型電子プローブマイクロアナライザー）およびＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折法）を同視野で観察することによって求める。
すなわち、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるように、鋼板から試料を切り出す。ついで、ダイヤモンドペーストを用いて試料の観察面を研磨する。ついで、アルミナを用いて試料の観察面を仕上げ研磨する。ついで、鋼板の板厚１／４位置を観察位置とし、ＥＰＭＡにより、２３μｍ角の領域において測定間隔：０．１μｍで格子状にＭｎ濃度を測定する。ついで、ＥＢＳＤのｐｈａｓｅ ｍａｐから残留オーステナイトの領域を抽出し、残留オーステナイトの領域における各測定点のＭｎ濃度の平均値を［Ｍｎ］γとする。
残留オーステナイトの平均固溶Ｃ濃度［Ｃ］γ：０．５質量％以上
本発明の一実施形態に従う鋼板では、残留オーステナイトの平均固溶Ｃ濃度［Ｃ］γ：０．５質量％以上とすることが重要である。すなわち、［Ｃ］γが高いほど、残留オーステナイトの安定性が高く、優れた強度と延性のバランスが得られる。［Ｃ］γが０．５質量％未満では、良好な強度と延性のバランスが得られない。さらに、残留オーステナイトの安定性が低いため、例えば、鋼板を部品に成形する際にマルテンサイト変態する残留オーステナイトが増加し、曲げ性が低下する。したがって、［Ｃ］γは０．５質量％以上とする。［Ｃ］γは、好ましくは０．６質量％以上、より好ましくは０．７質量％以上である。なお、［Ｃ］γの上限は特に限定されるものではない。ただし、［Ｃ］γが過剰に高まると、引張変形に伴って生じる残留オーステナイトからマルテンサイトへの変態が十分に進行せず、そのために、十分な加工硬化能を得られないおそれがある。よって、［Ｃ］γは２．０質量％以下が好ましい。
また、残留オーステナイトの平均固溶Ｃ濃度［Ｃ］γは、以下のように算出する。
すなわち、残留オーステナイトの面積率の測定で使用するｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２２０）のピーク角度からオーステナイトの格子定数（αγ）を計算する。そして、次式により、［Ｃ］γを算出する。
αγ＝３．５７８＋０．０００９５（％Ｍｎ）＋０．０２２（％Ｎ）＋０．００５６（％Ａｌ）+０．０３３［Ｃ］γ
ここで、（％Ｍｎ）、（％Ｎ）および（％Ａｌ）はそれぞれ、鋼板の成分組成のＭｎ、ＮおよびＡｌの含有量（質量％）である。
残留オーステナイトのＣ濃度分布の標準偏差：０．２５０質量％以下
本発明の一実施形態に従う鋼板では、残留オーステナイトのＣ濃度分布の標準偏差を０．２５０質量％以下にすることが重要である。すなわち、残留オーステナイトのＣ濃度分布の標準偏差が大きいということは、残留オーステナイトの中でＣ濃度の勾配（バラつき）が大きいことを示す。Ｃ濃度の勾配が大きいと、例えば、鋼板を部品に成形する際などにＣ濃度が低い部分が成形途中でマルテンサイト変態し、延性が得られない。そのため、残留オーステナイトのＣ濃度分布を極力均一にすることが重要である。よって、残留オーステナイトのＣ濃度分布の標準偏差を０．２５０質量％以下にする。残留オーステナイトのＣ濃度分布の標準偏差は、好ましくは０．２００質量％以下である。また、残留オーステナイトのＣ濃度分布の標準偏差の下限は特に限定されず、０質量％であってもよい。また、残留オーステナイトのＣ濃度分布を極力均一にするという観点からは、ベイナイト変態に伴うオーステナイトへのＣ濃化を促進することが有効である。また、ベイナイト変態を促進するためには、上述したように、オーステナイトへのＭｎの濃化を抑制することが有効である。
また、残留オーステナイトのＣ濃度分布の標準偏差は、ＦＥ-ＳＥＭに付属したＥＰＭＡ（電界放出型電子プローブマイクロアナライザー）およびＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折法）を同視野で観察することによって求める。
すなわち、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるように、鋼板から試料を切り出す。ついで、ダイヤモンドペーストを用いて試料の観察面を研磨する。ついで、アルミナを用いて試料の観察面を仕上げ研磨する。ついで、鋼板の板厚１／４位置を観察位置とし、ＥＰＭＡにより、２３μｍ角の領域において測定間隔：０．１μｍで格子状にＣ濃度を測定する。ついで、ＥＢＳＤのｐｈａｓｅ ｍａｐから残留オーステナイトの領域を抽出し、残留オーステナイトの領域における各測定点のＣ濃度から、残留オーステナイトのＣ濃度分布の標準偏差を算出する。
また、本発明の一実施形態に従う鋼板では、厚さ：１μｍ以上５０μｍ以下の軟質層を有することが好ましい。特に、鋼板表面から板厚方向において厚さ：１μｍ以上５０μｍ以下の軟質層を有することにより、より優れた曲げ性を得ることができる。そのため、鋼板表面から板厚方向において軟質層を有することが好ましく、また、その厚さを１μｍ以上とすることが好ましい。ただし、軟質層が過剰に形成されると、所望のＴＳが得ることが困難となる。そのため、軟質層を有する場合には、その厚さを５０μｍ以下とすることが好ましい。軟質層の厚さは、より好ましくは４０μｍ以下である。
ここで、軟質層とは、硬度が鋼板の板厚１／４位置の硬度の６５％以下になる領域である。また、軟質層の厚さは以下のようにして測定する。
すなわち、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）について、湿式研磨により、表面の平滑化を行う。ついで、ビッカース硬度計を用いて、荷重１０ｇｆの条件で、鋼板表面から深さ１μｍの位置より深さ１００μｍの位置まで、板厚（深さ）方向に１μｍ間隔で硬度測定を行う。また、同じ条件で、鋼板表面から深さ１００μｍの位置より板厚中心位置まで、板厚（深さ）方向に２０μｍ間隔で硬度測定を行う。そして、鋼板の板厚１／４位置で得られた硬度を基準硬度とし、鋼板の板厚１／４位置よりも表面側において硬度が基準硬度の６５％以下になる深さ位置を特定する。そして、鋼板の表面から硬度が基準硬度の６５％以下になる最深部の深さ位置までの距離（深さ）を測定し、その測定値を軟質層の厚さとする。
なお、鋼板の鋼組織は、通常、板厚方向に概ね上下対称となるので、軟質層の厚さの測定では、鋼板の表面（オモテ面および裏面）のうち、任意の一面を代表とする。例えば、鋼板の表面（オモテ面および裏面）のうちの任意の一面を板厚１／４位置などの板厚位置の起点（板厚０位置）とすればよい。なお、軟質層が鋼板の片面のみに存在している場合には、軟質層が存在する面を板厚位置の起点（板厚０位置）とする。また、軟質層の厚さは、一面当たりの厚さである。以下も同様である。
つぎに、本発明の一実施形態に従う鋼板の機械特性について、説明する。
引張強さ（ＴＳ）：７８０ＭＰａ以上
本発明の一実施形態に従う鋼板の引張強さは、７８０ＭＰａ以上である。
なお、本発明の一実施形態に従う鋼板の全伸び（Ｅｌ）、均一伸び（Ｕ．Ｅｌ）、降伏応力（ＹＳ）およびＲ（限界曲げ半径）／ｔ（鋼板の板厚）については上述したとおりである。また、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）、均一伸び（Ｕ．Ｅｌ）、降伏応力（ＹＳ）およびＲ（限界曲げ半径）／ｔ（鋼板の板厚）は、実施例において後述する要領で測定する。
また、本発明の一実施形態に従う鋼板は、表面に溶融亜鉛めっき層を有していてもよい。溶融亜鉛めっき層は、鋼板の一方の表面のみに設けてもよく、両面に設けてもよい。なお、溶融亜鉛めっき層は、Ｚｎを主成分（Ｚｎ含有量が５０．０％以上）とするめっき層を指す。
ここで、溶融亜鉛めっき層は、例えば、Ｚｎと、２０．０質量％以下のＦｅ、０．００１質量％以上１．０質量％以下のＡｌにより構成することが好適である。また、溶融亜鉛めっき層には、任意に、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、ＢｉおよびＲＥＭからなる群から選ばれる１種または２種以上の元素を合計で０．０質量％以上３．５質量％以下含有させてもよい。また、溶融亜鉛めっき層のＦｅ含有量は、より好ましくは７．０質量％未満である。なお、上記の元素以外の残部は、不可避的不純物である。
加えて、溶融亜鉛めっき層の片面あたりのめっき付着量は、特に限定されるものではないが、２０～８０ｇ／ｍ２とすることが好ましい。
なお、溶融亜鉛めっき層のめっき付着量は、以下のようにして測定する。
すなわち、１０質量％塩酸水溶液１Ｌに対し、Ｆｅに対する腐食抑制剤（朝日化学工業（株）製「イビット７００ＢＫ」（登録商標））を０．６ｇ添加した処理液を調整する。ついで、該処理液に、供試材となる鋼板を浸漬し、溶融亜鉛めっき層を溶解させる。そして、溶解前後での供試材の質量減少量を測定し、その値を、鋼板の表面積（めっきで被覆されていた部分の表面積）で除することにより、めっき付着量（ｇ／ｍ２）を算出する。
なお、本発明の一実施形態に従う鋼板の板厚は、特に限定されないが、好ましくは０．５ｍｍ以上３．５ｍｍ以下である。
［２］部材
つぎに、本発明の一実施形態に従う部材について、説明する。
本発明の一実施形態に従う部材は、上記の鋼板を用いてなる（素材とする）部材である。例えば、素材である鋼板に、成形加工および接合加工の少なくとも一方を施して部材とする。
ここで、上記の鋼板は、ＴＳ：７８０ＭＰａ以上であり、かつ、高いＹＲと、優れたプレス成形性（優れた延性および優れた曲げ性）を有する。そのため、本発明の一実施形態に従う部材は、高強度であり、自動車分野で使用される複雑形状部材に適用して特に好適である。
［３］鋼板の製造方法
つぎに、本発明の一実施形態に従う鋼板の製造方法について、説明する。
本発明の一実施形態に従う鋼板の製造方法は、
前記した成分組成を有する鋼スラブに、
仕上げ圧延終了温度：８４０℃以上、
仕上げ圧延終了温度から７００℃までの温度域での平均冷却速度：１０℃／秒以上、および、
巻取温度：６２０℃以下
の条件で熱間圧延を施し、熱延鋼板を得る、熱間圧延工程と、
ついで、前記熱延鋼板に冷間圧延を施し、冷延鋼板を得る、冷間圧延工程と、
ついで、前記冷延鋼板を、６００℃から７５０℃までの温度域において次式（２）の関係を満足する条件で昇温する、昇温工程と、
ついで、前記冷延鋼板を、
焼鈍温度：７５０℃以上９２０℃以下、および、
焼鈍時間：１秒以上３０秒以下
の条件で焼鈍する、焼鈍工程と、
ついで、前記冷延鋼板を、
前記焼鈍温度から５５０℃の温度域での平均冷却速度：１０℃／秒以上、および
冷却停止温度：４００℃以上５５０℃以下
の条件で冷却する、冷却工程と、
ついで、前記冷延鋼板を、４００℃以上５５０℃以下の温度域において１５秒以上９０秒以下滞留させる、滞留工程と、
を有するものである。
１０００≦Ｘ≦７５００ ・・・（２）
ここで、Ｘは次式により定義される。
Figure 0007311069000002
 式中、
Ａ：昇温工程において冷延鋼板が６００℃から７５０℃までの温度域に滞留する時間（秒）
Ｔｉ：Ａを１０等分した時間域のうち、時間の流れ順にｉ番目の時間域における冷延鋼板の平均温度（℃）
ｉ：１～１０までの整数
である。
なお、上記の各温度は、特に説明がない限り、鋼スラブおよび鋼板の表面温度を意味する。
まず、上記の成分組成を有する鋼スラブを準備する。例えば、鋼素材を溶製して上記の成分組成を有する溶鋼とする。溶製方法は特に限定されず、転炉溶製や電気炉溶製等、公知の溶製方法を用いることができる。ついで、得られた溶鋼を固めて鋼スラブとする。溶鋼から鋼スラブを得る方法は特に限定されず、例えば、連続鋳造法、造塊法または薄スラブ鋳造法等を用いることができる。マクロ偏析を防止する観点から、連続鋳造法が好ましい。また、鋼スラブを製造した後、一旦室温まで冷却し、その後、再度加熱する従来法を適用できる。さらに、直送圧延（鋼スラブを室温まで冷却せずに、温片のままで加熱炉に装入し、熱間圧延する方法）や直接圧延（鋼スラブにわずかの保熱を行った後に直ちに圧延する方法）の省エネルギープロセスも問題なく適用できる。スラブを加熱する場合は、炭化物の溶解や、圧延荷重の低減の観点から、スラブ加熱温度を１１００℃以上とすることが好ましい。また、スケールロスの増大を防止するため、スラブ加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。なお、スラブ加熱温度はスラブ表面の温度である。また、スラブは通常の条件で粗圧延によりシートバーとされる。ただし、加熱温度を低めにした場合は、熱間圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーターなどを用いてシートバーを加熱することが好ましい。
［熱間圧延工程］
ついで、鋼スラブに熱間圧延を施して熱延鋼板を得る。この熱間圧延工程では、以下の条件を満足させることが重要である。
仕上げ圧延終了温度：８４０℃以上
仕上げ圧延終了温度が８４０℃未満では、フェライトの生成が促進され、熱延鋼板の巻取前に過度にフェライトが生成する。これにより、未変態オーステナイトにＣが濃化する。未変態オーステナイトへの過度なＣ濃化はパーライト変態を促進し、熱間圧延後に得られる熱延鋼板の鋼組織でパーライトが過度に生成する。パーライトはフェライトとセメンタイトの層状組織であり、Ｍｎがセメンタイトに濃化する。最終製品の鋼組織における残留オーステナイトへのＭｎの濃化を抑制する観点からは、焼鈍工程前の鋼板の組織においてＭｎ濃化（Ｍｎ濃度のバラつき）を抑制することも重要である。そのため、仕上げ圧延終了温度は８４０℃以上とする。仕上げ圧延終了温度は、好ましくは８５０℃以上である。なお、仕上げ圧延終了温度の上限は特に限定されるものではないが、後述する巻取温度までの冷却が困難になる場合があるため、仕上げ圧延終了温度は９５０℃以下が好ましい。仕上げ圧延終了温度は、より好ましくは９２０℃以下である。
仕上げ圧延終了温度から７００℃までの温度域での平均冷却速度（以下、第１平均冷却速度ともいう）：１０℃／秒以上
第１平均冷却速度が遅くなると、冷却中におけるフェライトの生成量が過剰となり、未変態オーステナイトへのＣの濃化を招く。未変態オーステナイトへの過度なＣの濃化は、パーライト変態を促進し、熱間圧延後に得られる熱延鋼板の鋼組織でパーライトが過度に生成する。上述したように、パーライトはフェライトとセメンタイトの層状組織であり、Ｍｎがセメンタイトに濃化する。最終製品の鋼組織における残留オーステナイトへのＭｎの濃化を抑制する観点からは、焼鈍工程前の鋼板の組織においてＭｎ濃化（Ｍｎ濃度のバラつき）を抑制することも重要である。そのため、第１平均冷却速度は１０℃／秒以上とする。第１平均冷却速度は、好ましくは１５℃／秒以上である。第１平均冷却速度の上限は特に限定されるものではないが、冷却設備の省エネルギーの観点から、第１平均冷却速度は１０００℃／秒以下とすることが好ましい。
巻取温度：６２０℃以下
巻取温度が６２０℃超では、巻取時にパーライトが過度に多くなり、Ｍｎ濃化が促進される。巻取温度が低いほど、パーライトの生成量は減少するため、巻取温度は低い方が好ましい。したがって、巻取温度は６２０℃以下とする。巻取温度は、好ましくは６００℃以下、より好ましくは５８０℃以下である。一方、巻取温度が４００℃未満になると、鋼板が過度に硬質化して冷間圧延時の破断を引き起こす可能性がある。したがって、巻取温度は、好ましくは４００℃以上である。巻取温度は、より好ましくは４５０℃以上である。
なお、熱延鋼板の表面に生成した１次スケールおよび２次スケールを除去するために、デスケーリングを適宜行ってよい。熱延鋼板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、冷間圧延時の荷重低減の観点から、任意に、熱延鋼板に熱延板焼鈍を施してもよい。
［冷間圧延工程］
ついで、熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする。冷間圧延の圧下率は特に限定されないが、２０％以上８０％以下とすることが好ましい。冷間圧延の圧下率が２０％未満では、焼鈍工程において鋼組織の粗大化や不均一化が生じやすくなり、最終製品においてＴＳや曲げ性が低下するおそれがある。一方、冷間圧延の圧下率が８０％を超えると、鋼板の形状不良が生じやすくなるおそれがある。
［昇温工程］
ついで、冷延鋼板を、焼鈍温度まで昇温する。その際、６００℃から７５０℃までの温度域において次式（２）の関係を満足する条件で昇温することが重要である。
１０００≦Ｘ≦７５００ ・・・（２）
ここで、Ｘは次式により定義される。
Figure 0007311069000003
 式中、
Ａ：昇温工程において冷延鋼板が６００℃から７５０℃までの温度域に滞留する時間（秒）
Ｔｉ：Ａを１０等分した時間域のうち、時間の流れ順にｉ番目の時間域における冷延鋼板の平均温度（℃）
ｉ：１～１０までの整数
である。
１０００≦Ｘ≦７５００ ・・・（２）
昇温工程において冷延鋼板が６００℃から７５０℃の温度域（以下、昇温温度域ともいう）に滞留する時間が減少すると、Ｍｎが拡散し、オーステナイトへのＭｎの濃化が抑制される。また、上記の昇温温度域のなかでも高温域での滞留時間が長くなるほどオーステナイトへのＭｎの濃化が促進される。そのため、当該高温域での滞留時間を短くすることが有効である。これにより、ベイナイト変態を促進し、ＹＲおよび延性の向上を実現できる。そのため、Ｘは７５００以下とする。Ｘは、好ましくは６０００以下、より好ましくは５０００以下である。ただし、Ｃをオーステナイトに濃化させて最終的に残留オーステナイトを生成させるという観点からは、上記の昇温温度域での滞留時間は長いほうが好ましい。そのため、Ｘは１０００以上とする。Ｘは、好ましくは１３００以上である。
なお、Ｔｉは、以下のようにして算出する。
すなわち、昇温工程において冷延鋼板が６００℃から７５０℃の温度域に滞留する時間（換言すれば、冷延鋼板を６００℃から７５０℃まで昇温するのに要する時間）を１０の時間域に等分する。そして、１０等分したそれぞれ時間域での冷延鋼板の表面温度の時間積分値から、それぞれ時間域での冷延鋼板の平均温度を算出する。なお、表面温度の時間積分値は、例えば、放射型温度計により昇温過程における冷延鋼板の表面温度を測定した値を用いる。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Ｔiを算出できる。
雰囲気の露点：－３５℃以上
鋼板表面から板厚方向に所望の厚さの軟質層を形成し、優れた曲げ性を得る観点から、昇温工程における雰囲気の露点を－３５℃以上とすることが好ましい。雰囲気の露点が－３５℃未満では、所望の厚さの軟質相を形成することが困難となる。よって、昇温工程における雰囲気の露点は－３５℃以上とすることが好ましい。昇温工程における雰囲気の露点は、より好ましくは－２０℃以上、さらに好ましくは－１０℃以上である。なお、昇温工程における雰囲気の露点の上限は特に限定されるものではないが、ＴＳを好適な範囲内とするためには、昇温工程における雰囲気の露点は、好ましくは１５℃以下、より好ましくは５℃以下である。
［焼鈍工程］
ついで、冷延鋼板を、焼鈍温度：７５０℃以上９２０℃以下および焼鈍時間：１秒以上３０秒以下の条件で焼鈍する。
焼鈍温度：７５０℃以上９２０℃以下
焼鈍温度が７５０℃未満の場合、フェライトとオーステナイトの二相域での加熱中におけるオーステナイトの生成割合が不十分になる。そのため、焼鈍後にフェライトの面積率が過度に増加して、所望のＴＳおよびＹＲが得られない。一方、焼鈍温度が９２０℃を超えると、所望のフェライトの面積率が得られず、延性が低下する。したがって、焼鈍温度は７５０℃以上９２０℃以下とする。焼鈍温度は、好ましくは８８０℃以下である。なお、焼鈍温度は、焼鈍工程での最高到達温度である。
焼鈍時間：１秒以上３０秒以下
本発明の一実施形態に従う鋼板の製造方法において、焼鈍時間は、焼鈍中のオーステナイトのＭｎ濃度を制御するために重要である。すなわち、焼鈍中のオーステナイトへのＭｎの濃化を抑制するとともに、ベイナイト変態を促進し、残留オーステナイトへのＣ濃化を促進させる観点からは、焼鈍時間は短いほどよい。そのため、焼鈍時間は３０秒以下とする。焼鈍時間は、好ましくは２５秒以下、より好ましくは２０秒以下である。一方、焼鈍時間が１秒未満となると、粗大なＦｅ系析出物が溶解しないため、伸びが低下する。したがって、焼鈍時間は１秒以上とする。焼鈍時間は、好ましくは５秒以上である。なお、焼鈍時間とは、焼鈍温度での保持時間である。
雰囲気の露点：－３５℃以上
鋼板表面から板厚方向に所望の厚さの軟質層を形成し、優れた曲げ性を得る観点から、前述した昇温工程に引き続き、焼鈍工程でも雰囲気の露点を－３５℃以上とすることが好ましい。雰囲気の露点が－３５℃未満では、所望の厚さの軟質相を形成することが困難となる。よって、焼鈍工程における雰囲気の露点は－３５℃以上とすることが好ましい。焼鈍工程における雰囲気の露点は、より好ましくは－２０℃以上、さらに好ましくは－１０℃以上である。なお、焼鈍工程における雰囲気の露点の上限は特に限定されるものではないが、ＴＳを好適な範囲内とするためには、焼鈍工程における雰囲気の露点は、好ましくは１５℃以下、より好ましくは５℃以下である。
［冷却工程］
ついで、上記のようにして焼鈍を施した冷延鋼板を、冷却する。
焼鈍温度から５５０℃の温度域での平均冷却速度：１０℃／秒以上
この冷却工程ではベイナイトを生成させるため、冷却速度、特に、焼鈍温度から５５０℃の温度域での平均冷却速度（以下、第２平均冷却速度ともいう）を適切に制御する必要がある。第２平均冷却速度が遅いと、フェライトが過剰に生成する。加えて、パーライトも過剰に生成し、ＴＳが低下するほか、適正量のベイナイトおよび残留オーステナイトが得られない。したがって、第２平均冷却速度は１０℃／秒以上とする。第２平均冷却速度は、好ましくは１２℃／秒である。なお、パーライト変態を抑制するためには冷却速度は速い方が好ましいので、第２平均冷却速度の上限は特に限定されない。ただし、設備の冷却能力の観点からは、例えば、第２平均冷却速度は１００℃／秒以下が好ましい。
冷却停止温度：４００℃以上５５０℃以下
冷却停止温度は、冷却時のパーライト変態を抑制し、適正量のベイナイト量および残留オーステナイト量を確保するために、４００℃以上５５０℃以下とする。冷却停止温度が５５０℃超ではパーライト変態が促進される。したがって、冷却停止温度は５５０℃以下とする。冷却停止温度は、好ましくは５２０℃以下、より好ましくは５１０℃以下である。一方、冷却停止温度が４００℃未満では、ベイナイト変態中に過度に炭化物を生成し、所望とする残留オーステナイト量および残留オーステナイト中のＣ濃度が得られない。したがって、冷却停止温度は４００℃以上とする。冷却停止温度は、好ましくは４５０℃以上、より好ましくは４６０℃以上である。
［滞留工程］
ついで、上記のようにして冷却した冷延鋼板を、４００℃以上５５０℃以下の温度域において１５秒以上９０秒以下滞留させる。
滞留温度域：４００℃以上５５０℃以下
滞留温度域は、適正量のベイナイトおよび残留オーステナイトを確保する観点から、４００℃以上５５０℃以下とする。滞留温度域が４００℃未満ではベイナイト変態中に炭化物の生成量が多くなり、オーステナイトへのＣ濃化が抑制される。そのため、所望の残留オーステナイトの平均固溶Ｃ濃度およびＣ濃度分布の標準偏差が得られない。一方、滞留温度域が５５０℃を超えると、ベイナイト変態が遅延し、適正量のベイナイトが得られない。したがって、滞留温度域は４００℃以上５５０℃以下とする。滞留温度域は、好ましくは４５０℃以上である。また、滞留温度域は、好ましくは５００℃以下である。
滞留時間：１５秒以上９０秒以下
適正量のベイナイトを確保するため、上記の滞留温度域での滞留時間（以下、単に滞留時間ともいう）を適正に制御する必要がある。滞留時間が長いほどベイナイト変態は進行し、得られるベイナイトは多くなる。したがって、滞留時間は１５秒以上とする。滞留時間は、好ましくは２０秒以上である。一方、滞留時間が過度に長くなると、ベイナイト量が過剰となり、強度確保に必要なマルテンサイトが得られなくなる。したがって、滞留時間は９０秒以下とする。滞留時間は、好ましくは８０秒以下である。なお、ここでいう滞留時間には、上記冷却工程における（冷却停止前の）４００℃以上５５０℃以下の温度域での滞留時間は含まない。
また、上記の滞留工程後、冷延鋼板に、さらに化成処理や有機系皮膜処理等の表面処理を施してもよい。
［めっき工程］
ついで、任意に、冷延鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施してもよい。処理条件は常法に従えばよいが、例えば、冷延鋼板を４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬させた後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整することが好ましい。溶融亜鉛めっき浴としては、前記した溶融亜鉛めっき層の組成となれば特に限定されるものではないが、例えば、Ａｌ含有量が０．１０質量％以上０．２３質量％以下であり、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる組成のめっき浴を用いることが好ましい。また、めっき処理を行う場合、めっき浴への侵入板温がめっき浴温より高くなるようにめっき処理直前に再加熱処理を施すのが好ましい。
また、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）のめっき付着量はいずれも、片面あたり２０～８０ｇ／ｍ２とすることが好ましい。なお、めっき付着量は、ガスワイピング等により調節することが可能である。
また、上記のようにして得た鋼板に、さらに、調質圧延を施してもよい。調質圧延の圧下率は２．００％を超えると、降伏応力が上昇し、鋼板を部材に成形する際の寸法精度が低下するおそれがある。そのため、調質圧延の圧下率は２．００％以下が好ましい。なお、調質圧延の圧下率の下限は特に限定されるものではないが、生産性の観点から０．０５％以上が好ましい。また、調質圧延は上述した各工程を行うための焼鈍装置と連続した装置上（オンライン）で行ってもよいし、各工程を行うための焼鈍装置とは不連続な装置上（オフライン）で行ってもよい。また、調質圧延の圧延回数は、１回でもよく、２回以上であってもよい。なお、調質圧延と同等の伸長率を付与できれば、レベラー等による圧延であっても構わない。
なお、生産性の観点から、上記の焼鈍工程およびめっき工程などの一連の処理は、連続焼鈍ラインであるＣＡＬ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ Ｌｉｎｅ）や溶融亜鉛めっきラインであるＣＧＬ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ Ｌｉｎｅ）で行うのが好ましい。溶融亜鉛めっき後は、めっきの目付け量を調整するために、ワイピングが可能である。
上記した以外の条件については特に限定されず、常法に従えばよい。以上説明した本発明の一実施形態に係る鋼板の製造方法によれば、高い強度と、優れた延性と、高いＹＲと、優れた曲げ性と、を兼備する鋼板が得られ、該鋼板は自動車部材に好適に用いることができる。
［４］部材の製造方法
つぎに、本発明の一実施形態に従う部材の製造方法について、説明する。
本発明の一実施形態に従う部材の製造方法は、上記の鋼板に、成形加工および接合加工の少なくとも一方を施して部材とする、工程を有する。
ここで、成形加工方法は、特に限定されず、例えば、プレス加工等の一般的な加工方法を用いることができる。また、接合加工方法も、特に限定されず、例えば、スポット溶接、レーザー溶接、アーク溶接等の一般的な溶接や、リベット接合、かしめ接合等を用いることができる。なお、成形条件および接合条件については特に限定されず、常法に従えばよい。
表１に示す成分組成（残部はＦｅ及び不可避的不純物）を有する鋼素材を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブとした。得られた鋼スラブを１２００℃に加熱し、加熱後、表２に示す条件で、鋼スラブに粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、板厚：３．２ｍｍの熱延鋼板とした。ついで、得られた熱延鋼板に、酸洗および冷間圧延を施し、板厚：１．４ｍｍの冷延鋼板とした。ついで、得られた冷延鋼板に、表２に示す条件で、昇温工程、焼鈍工程および冷却工程、ならびに、一部についてはめっき工程を行い、最終製品となる鋼板を得た。
ここで、めっき工程では、溶融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）を得た。なお、表２では、めっき工程の種類についても、「ＧＩ」と表示している。
また、亜鉛めっき浴としては、ＧＩを製造する場合はいずれも、めっき浴温を４７０℃とした。めっき付着量は、片面あたり４５～７２ｇ／ｍ２とした。なお、最終的に得られたＧＩの溶融亜鉛めっき層の組成は、Ｆｅ：０．１～１．０質量％、Ａｌ：０．２０～０．３３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、溶融亜鉛めっき層はいずれも、鋼板の両面に形成した。
かくして得られた鋼板を用いて、上述した要領により、鋼板の鋼組織の同定、残留オーステナイトのＭｎ濃度［Ｍｎ］γ、平均固溶Ｃ濃度［Ｃ］γおよびＣ濃度分布の標準偏差、ならびに、軟質層の厚さの測定を行った。測定結果を表３に示す。なお、軟質層を有する鋼板では、軟質層が鋼板の両面に形成されており、両面とも同じ厚さであった。また、Ｎｏ．３６では、軟質層が確認されなかった（軟質層の厚さが１μｍ未満であった）ため、表２中の軟質層の厚さの欄を「－」と表記している。
また、以下の要領により、引張試験およびＶ曲げ試験を行い、以下の基準により、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）、均一伸び（Ｕ．Ｅｌ）、降伏応力（ＹＳ）およびＲ（限界曲げ半径）／ｔ（鋼板の板厚）を評価した。
・ＴＳ
合格：７８０ＭＰａ≦ＴＳ
不合格：ＴＳ＜７８０ＭＰａ
・Ｅｌ
合格： １９％≦Ｅｌ
不合格：Ｅｌ＜１９％
・Ｕ．Ｅｌ
合格： １０％≦Ｕ．Ｅｌ
不合格：Ｕ．Ｅｌ＜１０％
・ＹＲ
合格： ０．４８≦ＹＲ
不合格：ＹＲ＜０．４８
・Ｒ／ｔ
合格： ２．０≧Ｒ／ｔ
不合格：Ｒ／ｔ＞２．０
引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行った。すなわち、得られた鋼板から、長手方向が鋼板の圧延方向に対して直角となるようにＪＩＳ５号試験片を採取した。採取した試験片を用いて、クロスヘッド速度が１０ｍｍ／ｍｉｎの条件で引張試験を行い、ＴＳ、ＹＳ、ＥｌおよびＵ．Ｅｌを測定した。また、ＹＲを、ＴＳおよびＹＳから算出した。結果を表３に併記する。
Ｖ（９０°）曲げ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４８に準拠して行った。すなわち、鋼板から１００ｍｍ×３５ｍｍの試験片を剪断および端面研削加工により採取した。ここで、１００ｍｍの辺は幅（Ｃ）方向に平行となるように採取した。ついで、採取した試験片を用いて、以下の条件で、Ｖ（９０°）曲げ試験を行った。
曲げ半径Ｒ：０．５ｍｍピッチで変化
試験方法：ダイ支持、パンチ押し込み
成型荷重：１０ｔｏｎ
試験速度：３０ｍｍ／ｍｉｎ
保持時間：５ｓ
曲げ方向：圧延直角（Ｃ）方向
試験は３回を行い、３回の試験のいずれでも割れが発生しない最小の曲げ半径をＲとした。そして、Ｒを板厚ｔで除することにより、Ｒ／ｔを算出した。なお、ライカ製実体顕微鏡を用いて倍率：２５倍で試験片を観察し、長さ：２００μｍ以上のき裂が確認された場合に、割れ発生と判断した。結果を表３に併記する。
Figure 0007311069000004
Figure 0007311069000005
Figure 0007311069000006
表３に示したように、発明例ではいずれも、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）、均一伸び（Ｕ．Ｅｌ）、降伏応力（ＹＳ）およびＲ（限界曲げ半径）／ｔ（鋼板の板厚）の全てが合格であった。また、発明例の鋼板を用いて、成形加工を施して得た部材または接合加工を施して得た部材はいずれも、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）、均一伸び（Ｕ．Ｅｌ）、降伏応力（ＹＳ）およびＲ（限界曲げ半径）／ｔ（鋼板の板厚）の全てが、優れていた。
一方、比較例では、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）、均一伸び（Ｕ．Ｅｌ）、降伏応力（ＹＳ）およびＲ（限界曲げ半径）／ｔ（鋼板の板厚）のうちの少なくとも１つが十分ではなかった。

Claims (13)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０９％以上０．２０％以下、
    Ｓｉ：０．３％以上１．５％以下、
    Ｍｎ：１．５％以上３．０％以下、
    Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｓ：０．０５０％以下、
    Ａｌ：０．００５％以上１．０００％以下および
    Ｎ：０．０１０％以下
    であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物である、成分組成を有し、
    フェライトの面積率：５％以上６５％以下、
    マルテンサイトの面積率：１０％以上６０％以下、
    ベイナイトの面積率：１０％以上６０％以下および
    残留オーステナイトの面積率：５％以上
    であり、
    次式（１）の関係を満足し、
    前記残留オーステナイトの平均固溶Ｃ濃度［Ｃ］γが０．５質量％以上であり、かつ、
    前記残留オーステナイトのＣ濃度分布の標準偏差が０．２５０質量％以下である、鋼組織を有し、
    引張強さが７８０ＭＰａ以上である、鋼板。
    ［Ｍｎ］γ／［Ｍｎ］≦１．２０ ・・・（１）
    ここで、
    ［Ｍｎ］γ：残留オーステナイトのＭｎ濃度（質量％）
    ［Ｍｎ］：鋼板の成分組成のＭｎ量（質量％）
    である。
  2. 前記成分組成が、さらに質量％で、
    Ｔｉ：０．２％以下、
    Ｎｂ：０．２％以下、
    Ｂ：０．００５０％以下、
    Ｃｕ：１．０％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、
    Ｗ：０．２％以下、
    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に記載の鋼板。
  3. 厚さ：１μｍ以上５０μｍ以下の軟質層を有する、請求項１に記載の鋼板。
    ここで、軟質層とは、硬度が鋼板の板厚１／４位置の硬度の６５％以下になる領域である。
  4. 厚さ：１μｍ以上５０μｍ以下の軟質層を有する、請求項２に記載の鋼板。
    ここで、軟質層とは、硬度が鋼板の板厚１／４位置の硬度の６５％以下になる領域である。
  5. 表面に溶融亜鉛めっき層を有する、請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼板。
  6. 請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼板を用いてなる、部材。
  7. 請求項５に記載の鋼板を用いてなる、部材。
  8. 鋼板の製造方法であって、
    前記鋼板は、
    フェライトの面積率：５％以上６５％以下、
    マルテンサイトの面積率：１０％以上６０％以下、
    ベイナイトの面積率：１０％以上６０％以下および
    残留オーステナイトの面積率：５％以上
    であり、
    次式（１）の関係を満足し、
    前記残留オーステナイトの平均固溶Ｃ濃度［Ｃ］ γ が０．５質量％以上であり、かつ、
    前記残留オーステナイトのＣ濃度分布の標準偏差が０．２５０質量％以下である、鋼組織を有し、
    引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、
    前記鋼板の製造方法は、
    請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブに、
    仕上げ圧延終了温度：８４０℃以上、
    仕上げ圧延終了温度から７００℃までの温度域での平均冷却速度：１０℃／秒以上、および、
    巻取温度：６２０℃以下
    の条件で熱間圧延を施し、熱延鋼板を得る、熱間圧延工程と、
    ついで、前記熱延鋼板に冷間圧延を施し、冷延鋼板を得る、冷間圧延工程と、
    ついで、前記冷延鋼板を、６００℃から７５０℃までの温度域において次式（２）の関係を満足する条件で昇温する、昇温工程と、
    ついで、前記冷延鋼板を、
    焼鈍温度：７５０℃以上９２０℃以下、および、
    焼鈍時間：１秒以上３０秒以下
    の条件で焼鈍する、焼鈍工程と、
    ついで、前記冷延鋼板を、
    前記焼鈍温度から５５０℃の温度域での平均冷却速度：１０℃／秒以上、および
    冷却停止温度：４００℃以上５５０℃以下
    の条件で冷却する、冷却工程と、
    ついで、前記冷延鋼板を、４００℃以上５５０℃以下の温度域において１５秒以上９０秒以下滞留させる、滞留工程と、
    を有する鋼板の製造方法。
    ［Ｍｎ］ γ ／［Ｍｎ］≦１．２０ ・・・（１）
    ここで、
    ［Ｍｎ］ γ ：残留オーステナイトのＭｎ濃度（質量％）
    ［Ｍｎ］：鋼板の成分組成のＭｎ量（質量％）
    である。
    １０００≦Ｘ≦７５００ ・・・（２）
    ここで、Ｘは次式により定義される。
    式中、
    Ａ：昇温工程において冷延鋼板が６００℃から７５０℃までの温度域に滞留する時間（秒）
    Ｔｉ：Ａを１０等分した時間域のうち、時間の流れ順にｉ番目の時間域における冷延鋼板の平均温度（℃）
    ｉ：１～１０までの整数
    である。
  9. 前記昇温工程および前記焼鈍工程における雰囲気の露点が－３５℃以上である、請求項８に記載の鋼板の製造方法。
  10. 前記滞留工程後、さらに溶融亜鉛めっき処理を施すめっき工程を有する、請求項８に記載の鋼板の製造方法。
  11. 前記滞留工程後、さらに溶融亜鉛めっき処理を施すめっき工程を有する、請求項９に記載の鋼板の製造方法。
  12. 請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼板に、成形加工および接合加工の少なくとも一方を施して部材とする、工程を有する、部材の製造方法。
  13. 請求項５に記載の鋼板に、成形加工および接合加工の少なくとも一方を施して部材とする、工程を有する、部材の製造方法。
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