JP2022024145A - 鋼板の製造方法及び部材の製造方法 - Google Patents

鋼板の製造方法及び部材の製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP2022024145A
JP2022024145A JP2021193114A JP2021193114A JP2022024145A JP 2022024145 A JP2022024145 A JP 2022024145A JP 2021193114 A JP2021193114 A JP 2021193114A JP 2021193114 A JP2021193114 A JP 2021193114A JP 2022024145 A JP2022024145 A JP 2022024145A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
steel sheet
concentration
steel
temperature
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
JP2021193114A
Other languages
English (en)
Other versions
JP7044197B2 (ja
Inventor
由康 川崎
Yoshiyasu Kawasaki
霊玲 楊
ling ling Yang
聖太郎 寺嶋
Seitaro Terajima
秀和 南
Hidekazu Minami
達也 中垣内
Tatsuya Nakagaito
俊佑 山本
Shunsuke Yamamoto
克弥 星野
Katsuya Hoshino
裕紀 竹田
Hironori Takeda
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.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Publication of JP2022024145A publication Critical patent/JP2022024145A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP7044197B2 publication Critical patent/JP7044197B2/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C21D1/76—Adjusting the composition of the atmosphere
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/78—Combined heat-treatments not provided for above
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • 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
    • C21D3/00—Diffusion processes for extraction of non-metals; Furnaces therefor
    • C21D3/02—Extraction of non-metals
    • C21D3/06—Extraction of hydrogen
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0257—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment with diffusion of elements, e.g. decarburising, nitriding
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • 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
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • 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
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • 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
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • 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
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • 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
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • 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
    • C21D2251/00—Treating composite or clad material
    • C21D2251/04—Welded or brazed overlays

Abstract

【課題】引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満であり、降伏応力（ＹＳ）が高く、優れた延性、伸びフランジ性（穴広げ性）、疲労特性、及び耐ＬＭＥ特性を有する鋼板、部材及びそれらの製造方法を提供することを目的とする。【解決手段】本発明の鋼板は、特定の成分組成と鋼組織とを有し、鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域が厚さ１．０μｍ以上であり、鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域における最小のＳｉ濃度ＬＳｉ及び最小のＭｎ濃度ＬＭｎと、鋼板の板厚１／４位置におけるＳｉ濃度ＴＳｉ及びＭｎ濃度ＴＭｎとが、下記式（１）を満たし、引張強さが７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満である。ＬＳｉ＋ＬＭｎ≦（ＴＳｉ＋ＴＭｎ）／４・・・（１）【選択図】なし

Description

本発明は、鋼板、部材及びそれらの製造方法に関する。より詳細には、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満であり、降伏応力（ＹＳ）が高く、優れた延性、伸びフランジ性（穴広げ性）、疲労特性、及び耐ＬＭＥ特性を有する鋼板、部材及びそれらの製造方法に関する。本発明の鋼板は、自動車分野で使用される衝撃エネルギー吸収部材に好適である。
近年、地球環境の保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。このため、車体材料の高強度化によって車体材料の薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発となってきている。一方、自動車の衝突安全性向上に対する社会的要求もより一層高くなっており、鋼板の高強度化だけでなく、走行中に衝突した場合の耐衝撃特性に優れた鋼板及びその部材の開発も望まれている。しかしながら、フロントサイドメンバーやリアサイドメンバーに代表される衝撃エネルギー吸収部材は、引張強さ（以下、単にＴＳともいう。）が５９０ＭＰａ級の鋼板の適用に留まっている。これは、高強度化に伴い、延性や伸びフランジ性（穴広げ性）などの成形性が低下するため、衝突試験を模擬する曲げ圧壊試験や軸圧壊試験で割れてしまい、衝撃エネルギーを十分に吸収できないためである。また、衝撃吸収エネルギーを高めるには降伏応力（以下、単にＹＳともいう。）の向上が有効であるが、上述のとおり成形性の低下が懸念されるため、ＹＳの向上も困難である。
さらに最近になって、自動車の車体や部品を組立てる際に、高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板にスポット溶接を施したり、高強度冷延鋼板と亜鉛めっき鋼板とをスポット溶接したりすると、溶接部で溶融金属脆化割れ（ＬＭＥＣ：Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ Ｃｒａｃｋｉｎｇ、以下ＬＭＥ割れともいう。）が発生することが確認されている。ＬＭＥ割れは、スポット溶接時に亜鉛めっき層の亜鉛が溶融し、溶接部の鋼組織の結晶粒界に溶融亜鉛が侵入し、溶接電極を開放するときに生じる応力が作用することで発生する割れである。亜鉛めっきを施していない高強度冷延鋼板であっても、亜鉛めっき鋼板とスポット溶接するときに、亜鉛めっき鋼板で溶融した亜鉛が高強度冷延鋼板に接することによりＬＭＥ割れが発生することがある。ＴＳが７８０ＭＰａ以上の高強度鋼板ではＣ、Ｓｉ、Ｍｎ含有量が高いため、ＬＭＥ割れの発生リスクが懸念されている。
従来、自動車部品への適用を目的として様々な高強度鋼板が開発されている。例えば、特許文献１においては、体積分率で、４０％以上のフェライトを含有し、５％以上の焼き戻しマルテンサイトを含有し、フェライトの硬度（ＤＨＴＦ）とマルテンサイトの硬度（ＤＨＴＭ）の比（ＤＨＴＭ／ＤＨＴＦ）が１．５～３．０であり、残部組織がフェライト及びベイナイト組織よりなる、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上で穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板とその製造方法が開示されている。
特許文献２においては、鋼板の表面からの深さが鋼板の厚さの１／４の位置において、体積分率で、焼戻しマルテンサイト：３．０％以上、フェライト：４．０％以上、かつ残留オーステナイト：５．０％以上、で表される組織を有し、母材中の焼戻しマルテンサイトの平均硬さは５ＧＰａ～１０ＧＰａであり、母材中の焼戻しマルテンサイト及び残留オーステナイトの一部又は全部はＭ－Ａ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ、別名：島状マルテンサイト）を形成しており、脱炭フェライト層中のフェライトの体積分率は、鋼板の表面からの深さが鋼板の厚さの１／４の位置における母材のフェライトの体積分率の１２０％以上であり、脱炭フェライト層中のフェライトの平均粒径は２０μｍ以下であり、脱炭フェライト層の厚さは５μｍ～２００μｍであり、脱炭フェライト層中の焼戻しマルテンサイトの体積分率は１．０体積％以上であり、脱炭フェライト層中の焼戻しマルテンサイトの個数密度は０．０１個／μｍ２以上であり、脱炭フェライト層中の焼戻しマルテンサイトの平均硬さは８ＧＰａ以下である、高い強度を得ながら、伸び特性及び曲げ性を向上することができるめっき鋼板及びその製造方法が開示されている。
特許文献３においては、母材の表面から５．０μｍ以上の深さまで、結晶粒界の少なくとも一部が酸化物に被覆された内部酸化層を有し、かつ、母材の表面から５．０μｍの深さまでの領域において、前記酸化物の粒界被覆率が６０％以上であり、さらに、母材の表面から５０μｍ以上の深さまで脱炭層を有する、９００ＭＰａ以上の引張強さを有した耐溶融金属脆化割れ性に優れた鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。
特開２００７－３０２９１８号公報 国際公開第２０１６／１７１２３７号 特許第６３８８０９９号公報
しかしながら、特許文献１においては、曲げ性及び耐ＬＭＥ特性について検討されていない。また、特許文献２においては、穴広げ性及び耐ＬＭＥ特性について検討されていない。特許文献３においては、延性及び疲労特性について検討されていない。
このように、降伏応力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、延性、伸びフランジ性（穴広げ性）、疲労特性及び耐ＬＭＥ特性を総合的に満足することが可能な鋼板はない。
本発明は、かかる事情に鑑みてなされたもので、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満であり、降伏応力（ＹＳ）が高く、優れた延性、伸びフランジ性（穴広げ性）、疲労特性、及び耐ＬＭＥ特性を有する鋼板、部材及びそれらの製造方法を提供することを目的とする。
なお、本発明でいう引張強さ（ＴＳ）は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して、得られた鋼板より、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、該試験片を用いて、クロスヘッド速度：１０ｍｍ／ｍｉｎの条件で引張試験を行うことで得られる引張強さ（ＴＳ）のことを指す。
また、本発明でいう高降伏応力、優れた延性は、上記の引張強さ（ＴＳ）と同様の測定方法により得られる降伏応力（ＹＳ）、全伸び（Ｅｌ）が以下の（Ａ）又は（Ｂ）を満たすことを指す。
（Ａ）７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、４２０ＭＰａ≦ＹＳ、２２％≦Ｅｌ
（Ｂ）９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、５６０ＭＰａ≦ＹＳ、１９％≦Ｅｌ
また、優れた伸びフランジ性（穴広げ性）は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６に準拠した以下の穴広げ試験により伸びフランジ性が良好であることを指す。
（１）得られた鋼板より、１００ｍｍ×１００ｍｍのサンプルを剪断で採取し、該サンプルに、クリアランスを１２．５％として直径１０ｍｍの穴を打ち抜く。
（２）内径７５ｍｍのダイスを用いて、穴の周囲をしわ押さえ力９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）で抑えた状態で、頂角６０°の円錐ポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定する。
（３）下記の式に基づいて、限界穴広げ率：λ（％）を求め、この限界穴広げ率の値から穴広げ性を評価する。
λ（％）＝｛（Ｄｆ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
ただし、上式において、Ｄｆは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ０は初期穴径（ｍｍ）である。
（４）ＴＳ、λが下記（Ａ）又は（Ｂ）を満たす場合を伸びフランジ性が良好と判断する。
（Ａ）７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、３０％≦λ
（Ｂ）９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、２０％≦λ
また、優れた疲労特性は、ＪＩＳ Ｚ ２２７５（１９７８年）に準拠した以下の両振り平面曲げ疲労試験により、疲労限強度と耐久比で評価し、疲労特性が良好であること指す。
（１）疲労試験の試験片として、１号試験片の応力負荷部分に４０ｍｍの曲げ半径Ｒをつけ、最小幅が２０ｍｍのものを用いる。
（２）両振り平面曲げ疲労試験として、片持はりとして負荷を与え、周波数２０Ｈｚ、応力比－１で実施し、繰り返し数が１０７サイクルを超える応力を疲労限強度とする。
（３）疲労限強度を引張強さ（ＴＳ）で除した値を耐久比とする。
（４）（ｉ）後述の耐ＬＭＥ特性における評価で、０．０２ｍｍ以上の亀裂がみとめられない場合、３００≦疲労限強度、かつ０．３０≦耐久比を満たす鋼板を疲労特性が良好と判断する。
（ｉｉ）後述の耐ＬＭＥ特性における評価で、亀裂が発生するものの亀裂が０．０２ｍｍ以上０．１ｍｍ未満である場合、ＴＳ、疲労限強度、耐久比が下記（Ａ）又は（Ｂ）を満たす鋼板を疲労特性が良好と判断する。
（Ａ）７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、３３０ＭＰａ≦疲労限強度、かつ０．４０≦耐久比
（Ｂ）９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、４００ＭＰａ≦疲労限強度、かつ０．４０≦耐久比
また、優れた耐ＬＭＥ特性は、以下の抵抗溶接割れ試験により、０．１ｍｍ以上の亀裂がみとめられないことを指す。
（１）得られた鋼板の圧延方向と直角方向を長手として３０ｍｍ×１００ｍｍに切断した試験片を１枚と、もう１枚は９８０ＭＰａ級の溶融亜鉛めっき鋼板を用いて、これらに抵抗溶接（スポット溶接）を実施し、部材を作製する。
（２）溶接機には２枚の鋼板を重ねた板組みについて、溶接ガンに取り付けられたサーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機を用いて板組みを５°傾けた状態で抵抗スポット溶接を実施する。溶接条件は加圧力を３．８ｋＮ、ホールド時間を０．２秒とし、溶接電流を５．７～６．２ｋＡ、通電時間を２１サイクル、ホールド時間を５サイクルとする。
（３）溶接後の部材から試験片を半切して、断面を光学顕微鏡で観察し、０．１ｍｍ以上の亀裂の有無を確認する。
本発明者らは、上記課題を達成するために、鋭意検討を重ねた結果、以下の知見を得た。
本発明では、鋼板を、所定のＳｉ及びＭｎを含有する成分組成と、フェライトの面積率が１５％以上７０％以下、ベイニティックフェライトの面積率が３％以上２５％以下、焼戻しマルテンサイトの面積率が１％以上１５％以下、残留オーステナイトの体積率が５％以上３０％以下である鋼組織とを有するように制御した。また、鋼板表面近傍にＳｉ濃度及びＭｎ濃度の低い領域を存在させ、かつ、鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域における最小のＳｉ濃度ＬＳｉ及び最小のＭｎ濃度ＬＭｎと、鋼板表面から板厚１／４位置におけるＳｉ濃度ＴＳｉ及びＭｎ濃度ＴＭｎを所定の関係を満たすように制御した。これらにより、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満であり、降伏応力（ＹＳ）が高く、優れた延性、伸びフランジ性（穴広げ性）、疲労特性、及び耐ＬＭＥ特性を有する鋼板が得られることを見出した。
本発明は、上記知見に基づいてなされたものである。すなわち、本発明の要旨構成は以下のとおりである。
［１］質量％で、Ｓｉ：０．２０％以上２．００％以下、及びＭｎ：１．００％以上２．７０％未満を含有する成分組成と、
フェライトの面積率が１５％以上７０％以下、ベイニティックフェライトの面積率が３％以上２５％以下、焼戻しマルテンサイトの面積率が１％以上１５％以下、残留オーステナイトの体積率が５％以上３０％以下である鋼組織と、を有し、
鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域が厚さ１．０μｍ以上であり、
鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域における最小のＳｉ濃度ＬＳｉ及び最小のＭｎ濃度ＬＭｎと、鋼板の板厚１／４位置におけるＳｉ濃度ＴＳｉ及びＭｎ濃度ＴＭｎとが、下記式（１）を満たし、
引張強さが７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満である鋼板。
ＬＳｉ＋ＬＭｎ≦（ＴＳｉ＋ＴＭｎ）／４・・・（１）
［２］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃ：０．１２０％以上０．４００％以下、
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下、及び
Ｎ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる［１］に記載の鋼板。
［３］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｓｂ：０．２００％以下及び
Ｓｎ：０．２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する［２］に記載の鋼板。
［４］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．２００％以下、
Ｎｂ：０．２００％以下、
Ｖ：０．１００％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：１．０００％以下、
Ｃｒ：１．０００％以下、
Ｎｉ：１．０００％以下、
Ｍｏ：０．５００％以下、
Ｔａ：０．１００％以下、
Ｗ：０．５００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下、
Ｚｎ：０．０２０％以下、
Ｃｏ：０．０２０％以下、
Ｚｒ：０．０２０％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｃｅ：０．０２００％以下、
Ｓｅ：０．０２００％以下、
Ｔｅ：０．０２００％以下、
Ｇｅ：０．０２００％以下、
Ａｓ：０．０２００％以下、
Ｓｒ：０．０２００％以下、
Ｃｓ：０．０２００％以下、
Ｈｆ：０．０２００％以下、
Ｐｂ：０．０２００％以下、
Ｂｉ：０．０２００％以下、
ＲＥＭ（Ｃｅを除く）：０．０２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する［２］又は［３］に記載の鋼板。
［５］鋼板表面から板厚１／４位置における硬度に対して６５％以下の硬度の領域を軟質層としたとき、
鋼板表面から板厚方向に厚さ１．０μｍ以上５０．０μｍ以下の軟質層を有する［１］～［４］のいずれか一つに記載の鋼板。
［６］鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域において、Ｓｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒の平均粒径が１μｍ以上１５μｍ以下である［１］～［５］のいずれか一つに記載の鋼板。
［７］前記Ｍｎ濃度ＬＭｎと、前記Ｍｎ濃度ＴＭｎが、下記式（２）を満たす［１］～［６］のいずれか一つに記載の鋼板。
ＬＭｎ≦ＴＭｎ／３・・・（２）
［８］鋼板表面に溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層を有する［１］～［７］のいずれか一つに記載の鋼板。
［９］鋼板中に含まれる拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ以下である［１］～［８］のいずれか一つに記載の鋼板。
［１０］前記成分組成の炭素当量Ｃｅｑが０．４９０％以上０．６９７％未満である［１］～［９］のいずれか一つに記載の鋼板。
［１１］［１］～［１０］のいずれか一つに記載の鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施してなる部材。
［１２］［１］～［４］のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施し、４５０℃以上７５０℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後の鋼板を４００℃以上の温度域で３６００秒以上保持し、酸洗した後、圧下率３０％以上で冷間圧延を施す冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程後の鋼板を８２０℃以上の温度域で２０秒以上保持する第一焼鈍工程と、
前記第一焼鈍工程後の鋼板を露点が－３５℃以上の雰囲気中を７４０℃以上９００℃以下の温度域で２０秒以上保持した後、該温度域から５５０℃までの平均冷却速度が８℃／秒以上で、１５０℃以上３００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、７４０℃から該冷却停止温度まで冷却する際に半径１００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計３回以上１５回以下で行う第二焼鈍工程と、
前記第二焼鈍工程後の鋼板を（前記冷却停止温度＋５０℃）以上５００℃以下の温度域まで再加熱し、該温度域で１０秒以上保持する再加熱工程と、を有する鋼板の製造方法。
［１３］前記再加熱工程後の鋼板に対して、溶融亜鉛めっきを施す、又は溶融亜鉛めっきを施した後に４５０℃以上６００℃以下の温度域に再加熱して合金化処理を施すめっき工程を有する［１２］に記載の鋼板の製造方法。
［１４］［１］～［４］のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施し、４５０℃以上７５０℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後の鋼板を４００℃以上の温度域で３６００秒以上保持し、酸洗した後、圧下率３０％以上で冷間圧延を施す冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程後の鋼板を８２０℃以上の温度域で２０秒以上保持する第一焼鈍工程と、
前記第一焼鈍工程後の鋼板を露点が－３５℃以上の雰囲気中を７４０℃以上９００℃以下の温度域で２０秒以上保持した後、該温度域から５５０℃までの平均冷却速度が８℃／秒以上で、３５０℃以上５００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、７４０℃から該冷却停止温度まで冷却する際に半径１００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計３回以上１５回以下で行う第二焼鈍工程と、
前記第二焼鈍工程後の鋼板に対して、溶融亜鉛めっきを施す、又は溶融亜鉛めっきを施した後に４５０℃以上６００℃以下の温度域に再加熱して合金化処理を施すめっき工程と、
前記めっき工程後の鋼板を５０℃以上３５０℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、該冷却停止温度超かつ３００℃以上５００℃以下の温度まで再加熱して１０秒以上保持する再加熱工程と、を有する鋼板の製造方法。
［１５］前記再加熱工程後、鋼板を５０℃以上３００℃以下の温度域内で０．５時間以上７２．０時間以下保持する脱水素処理工程を有する［１２］～［１４］のいずれか一つに記載の鋼板の製造方法。
［１６］前記成分組成の炭素当量Ｃｅｑが０．４９０％以上０．６９７％未満である［１２］～［１５］のいずれか一つに記載の鋼板の製造方法。
［１７］［１２］～［１６］のいずれか一つ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。
［１８］質量％で、Ｓｉ：０．２０％以上２．００％以下、及びＭｎ：１．００％以上２．７０％未満を含有する成分組成と、
フェライトの面積率が１５％以上７０％以下、ベイニティックフェライトの面積率が３％以上２５％以下、焼戻しマルテンサイトの面積率が１％以上１５％以下、残留オーステナイトの体積率が５％以上３０％以下である鋼組織と、を有し、
鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域が厚さ１．０μｍ以上であり、
鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域における最小のＳｉ濃度ＬＳｉ及び最小のＭｎ濃度ＬＭｎと、鋼板の板厚１／４位置におけるＳｉ濃度ＴＳｉ及びＭｎ濃度ＴＭｎとが、下記式（１）を満たし、
引張強さが７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満である鋼板。
ＬＳｉ＋ＬＭｎ≦（ＴＳｉ＋ＴＭｎ）／４・・・（１）
［１９］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃ：０．１２０％以上０．４００％以下、
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下、及び
Ｎ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる［１８］に記載の鋼板。
［２０］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｓｂ：０．２００％以下及び
Ｓｎ：０．２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する［１９］に記載の鋼板。
［２１］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．２００％以下、
Ｎｂ：０．２００％以下、
Ｖ：０．１００％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：１．０００％以下、
Ｃｒ：１．０００％以下、
Ｎｉ：１．０００％以下、
Ｍｏ：０．５００％以下、
Ｔａ：０．１００％以下、
Ｗ：０．５００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下、
Ｚｎ：０．０２０％以下、
Ｃｏ：０．０２０％以下、
Ｚｒ：０．０２０％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｃｅ：０．０２００％以下、
Ｓｅ：０．０２００％以下、
Ｔｅ：０．０２００％以下、
Ｇｅ：０．０２００％以下、
Ａｓ：０．０２００％以下、
Ｓｒ：０．０２００％以下、
Ｃｓ：０．０２００％以下、
Ｈｆ：０．０２００％以下、
Ｐｂ：０．０２００％以下、
Ｂｉ：０．０２００％以下、
ＲＥＭ（Ｃｅを除く）：０．０２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する［１９］又は［２０］に記載の鋼板。
［２２］鋼板表面から板厚１／４位置における硬度に対して６５％以下の硬度の領域を軟質層としたとき、
鋼板表面から板厚方向に厚さ１．０μｍ以上５０．０μｍ以下の前記軟質層を有する［１８］～［２１］のいずれか一つに記載の鋼板。
［２３］鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域において、Ｓｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒の平均粒径が１μｍ以上１５μｍ以下である［１８］～［２２］のいずれか一つに記載の鋼板。
［２４］前記Ｍｎ濃度ＬＭｎと、前記Ｍｎ濃度ＴＭｎが、下記式（２）を満たす［１８］～［２３］のいずれか一つに記載の鋼板。
ＬＭｎ≦ＴＭｎ／３・・・（２）
［２５］鋼板表面に溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層を有する［１８］～［２４］のいずれか一つに記載の鋼板。
［２６］鋼板中に含まれる拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ以下である［１８］～［２５］のいずれか一つに記載の鋼板。
［２７］前記成分組成の炭素当量Ｃｅｑが０．４９０％以上０．６９７％未満である［１８］～［２６］のいずれか一つに記載の鋼板。
［２８］［１８］～［２７］のいずれか一つに記載の鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施してなる部材。
［２９］［１８］～［２１］のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施し、４５０℃以上７５０℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後の鋼板を４００℃以上の温度域で３６００秒以上保持し、酸洗した後、圧下率３０％以上で冷間圧延を施す冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程後の鋼板を８２０℃以上の温度域で２０秒以上保持する第一焼鈍工程と、
前記第一焼鈍工程後の鋼板を露点が－３５℃以上２０℃以下の雰囲気中を７４０℃以上９００℃以下の温度域で２０秒以上保持した後、該温度域から５５０℃までの平均冷却速度が８℃／秒以上で、１５０℃以上３００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、７４０℃から該冷却停止温度まで冷却する際に半径１００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計３回以上１５回以下で行う第二焼鈍工程と、
前記第二焼鈍工程後の鋼板を（前記冷却停止温度＋５０℃）以上５００℃以下の温度域まで再加熱し、該温度域で１０秒以上保持する再加熱工程と、を有する鋼板の製造方法。
［３０］前記再加熱工程後の鋼板に対して、溶融亜鉛めっきを施す、又は溶融亜鉛めっきを施した後に４５０℃以上６００℃以下の温度域に再加熱して合金化処理を施すめっき工程を有する［２９］に記載の鋼板の製造方法。
［３１］［１８］～［２１］のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施し、４５０℃以上７５０℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後の鋼板を４００℃以上の温度域で３６００秒以上保持し、酸洗した後、圧下率３０％以上で冷間圧延を施す冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程後の鋼板を８２０℃以上の温度域で２０秒以上保持する第一焼鈍工程と、
前記第一焼鈍工程後の鋼板を露点が－３５℃以上２０℃以下の雰囲気中を７４０℃以上９００℃以下の温度域で２０秒以上保持した後、該温度域から５５０℃までの平均冷却速度が８℃／秒以上で、３５０℃以上５００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、７４０℃から該冷却停止温度まで冷却する際に半径１００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計３回以上１５回以下で行う第二焼鈍工程と、
前記第二焼鈍工程後の鋼板に対して、溶融亜鉛めっきを施す、又は溶融亜鉛めっきを施した後に４５０℃以上６００℃以下の温度域に再加熱して合金化処理を施すめっき工程と、
前記めっき工程後の鋼板を５０℃以上３５０℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、該冷却停止温度超かつ３００℃以上５００℃以下の温度まで再加熱して１０秒以上保持する再加熱工程と、を有する鋼板の製造方法。
［３２］前記再加熱工程後、鋼板を５０℃以上３００℃以下の温度域内で０．５時間以上７２．０時間以下保持する脱水素処理工程を有する［２９］～［３１］のいずれか一つに記載の鋼板の製造方法。
［３３］前記成分組成の炭素当量Ｃｅｑが０．４９０％以上０．６９７％未満である［２９］～［３２］のいずれか一つに記載の鋼板の製造方法。
［３４］［２９］～［３３］のいずれか一つ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、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満であり、降伏応力（ＹＳ）が高く、優れた延性、伸びフランジ性（穴広げ性）、疲労特性、及び耐ＬＭＥ特性を有する鋼板、部材及びそれらの製造方法を提供することができる。
以下、本発明を実施するための形態を説明する。
まず、鋼板の成分組成の適正範囲及びその限定理由について説明する。なお、以下の説明において、母材鋼板の成分元素の含有量を表す「％」は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。
本発明の鋼板の成分組成は、質量％で、Ｓｉ：０．２０％以上２．００％以下、及びＭｎ：１．００％以上２．７０％未満を含有する。また、成分組成は、上記Ｓｉ及びＭｎに加えてさらに、質量％で、Ｃ：０．１２０％以上０．４００％以下、Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下、及びＮ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることが好ましい。
Ｓｉ：０．２０％以上２．００％以下
Ｓｉは、焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することで、残留オーステナイトの体積率及び残留オーステナイト中の炭素濃度に影響する元素である。また、Ｓｉの含有量を低減すると亜鉛の融点が上昇するため、スポット溶接時の亜鉛の粒界浸食を抑制し、耐ＬＭＥ特性を向上することができる。Ｓｉの含有量が０．２０％未満では、残留オーステナイトの体積率が減少し、延性が低下する。一方、Ｓｉの含有量が２．００％を超えると、残留オーステナイト中の炭素濃度が過度に増加し、打抜き時に残留オーステナイトから生成するマルテンサイトの硬度が大きく上昇する。その結果、穴広げ時の亀裂進展が促進され、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する。したがって、Ｓｉの含有量は、０．２０％以上２．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．７０％以上である。また、Ｓｉの含有量は、好ましくは１．７０％以下である。
Ｍｎ：１．００％以上２．７０％未満
Ｍｎは、硬質相の面積率を調整する重要な元素である。Ｍｎの含有量が１．００％未満では、フェライトの面積率が増加して、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とすることが困難になるとともに、ＹＳも低下する。一方、Ｍｎの含有量が２．７０％以上となると、硬質相が過剰に増加し、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上となり、所望の延性が得られない。したがって、Ｍｎの含有量は、１．００％以上２．７０％未満とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは、２．００％以上とする。
Ｃ：０．１２０％以上０．４００％以下
Ｃは、硬質相であるマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト及びベイナイト、並びに残留オーステナイトを所望量生成させて、７８０ＭＰａ以上のＴＳを得るとともに、高い降伏応力（ＹＳ）を確保するために有効な元素である。Ｃの含有量が０．１２０％未満では、フェライトの面積率が増加して、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とすることが困難になるとともに、ＹＳも低下する可能性がある。一方、Ｃの含有量が０．４００％を超えると、残留オーステナイト中の炭素濃度が過度に増加し、打抜き時に残留オーステナイトから生成するマルテンサイトの硬度が大きく上昇する可能性がある。その結果、穴広げ時の亀裂進展が促進され、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する可能性がある。したがって、Ｃの含有量は、好ましくは０．１２０％以上０．４００％以下とする。Ｃの含有量は、より好ましくは０．１５０％以上とする。また、Ｃの含有量は、より好ましくは０．２５０％以下とする。
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下
Ｐは、固溶強化の作用を有し、鋼板の強度を上昇させることができる元素である。こうした効果を得るためには、Ｐの含有量を０．００１％以上にすることが好ましい。一方、Ｐの含有量が０．１００％を超えると、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させるため、打抜き後のボイドの生成量が増加し、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する可能性がある。したがって、Ｐの含有量は、好ましくは０．００１％以上０．１００％以下とする。Ｐの含有量は、より好ましくは０．０３０％以下とする。
Ｓ：０．０２００％以下
Ｓは、鋼中で硫化物として存在し、含有量が０．０２００％を超えると、鋼板の極限変形能を低下させる能性がある。その結果、打抜き後のボイドの生成量が増加し、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する能性がある。そのため、Ｓの含有量は好ましくは０．０２００％以下であり、より好ましくは０．００８０％以下である。なお、Ｓの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｓの含有量は０．０００１％以上となることが好ましい。
Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下
Ａｌは、焼鈍中の炭化物生成を抑制するとともに、残留オーステナイトの生成を促進する。そのため、Ａｌは、残留オーステナイトの体積率、及び残留オーステナイト中の炭素濃度に影響を及ぼす元素である。Ａｌ添加による効果を得るためには、Ａｌの含有量を０．０１０％以上にすることが好ましい。一方、Ａｌ含有量が２．０００％を超えると、フェライトの面積率が増加して、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とすることが困難になるとともに、ＹＳも低下する能性がある。したがって、Ａｌの含有量は、０．０１０％以上２．０００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ａｌの含有量は、０．０２５％以上であり、さらに好ましくは０．０３０％以上である。また、より好ましくは、Ａｌの含有量は、１．５００％以下であり、さらに好ましくは１．０００％以下である。
Ｎ：０．０１００％以下
Ｎは、鋼中で窒化物として存在し、含有量が０．０１００％を超えると、鋼板の極限変形能を低下させる。その結果、打抜き後のボイドの生成量が増加し、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する能性がある。そのため、Ｎの含有量は０．０１００％以下にすることが好ましい。また、Ｎの含有量は、より好ましくは０．００５０％以下である。なお、Ｎの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｎの含有量は０．０００５％以上となることが好ましい。
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。
本発明の鋼板には、所望の特性に応じて、以下に述べる成分元素をさらに含有させることができる。下記の成分元素が下記に示す上限以下で含有されている場合、本発明の効果を得られる。そのため、下記の成分元素の下限は特に限定されず、上限のみを規定している。なお、下記の任意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。
Ｓｂ：０．２００％以下及びＳｎ：０．２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種
Ｓｂは、焼鈍中の鋼板表面付近でのＣ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。Ｓｂの含有量が０．２００％を超えると、鋼板表面に軟質層が形成されず、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する可能性がある。そのため、Ｓｂの含有量は０．２００％以下にすることが好ましい。Ｓｂの含有量はより好ましくは０．０２０％以下である。一方、ＴＳをより好適な範囲内とする観点から、Ｓｂの含有量は０．００２％以上とすることが好ましい。Ｓｂの含有量はより好ましくは０．００５％以上である。
Ｓｎは、焼鈍中の鋼板表面付近でのＣ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。Ｓｎの含有量が０．２００％を超えると、鋼板表面に軟質層が形成されず、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する能性がある。そのため、Ｓｎの含有量は０．２００％以下にすることが好ましい。Ｓｎの含有量はより好ましくは０．０２０％以下である。一方、ＴＳをより好適な範囲内とする観点から、Ｓｎの含有量は０．００２％以上とすることが好ましい。Ｓｎの含有量はより好ましくは０．００５％以上である。
Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．１００％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃｕ：１．０００％以下、Ｃｒ：１．０００％以下、Ｎｉ：１．０００％以下、Ｍｏ：０．５００％以下、Ｔａ：０．１００％以下、Ｗ：０．５００％以下、Ｍｇ：０．０２００％以下、Ｚｎ：０．０２０％以下、Ｃｏ：０．０２０％以下、Ｚｒ：０．０２０％以下、Ｃａ：０．０２００％以下、Ｃｅ：０．０２００％以下、Ｓｅ：０．０２００％以下、Ｔｅ：０．０２００％以下、Ｇｅ：０．０２００％以下、Ａｓ：０．０２００％以下、Ｓｒ：０．０２００％以下、Ｃｓ：０．０２００％以下、Ｈｆ：０．０２００％以下、Ｐｂ：０．０２００％以下、Ｂｉ：０．０２００％以下、ＲＥＭ（Ｃｅを除く）：０．０２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種
Ｔｉ、Ｎｂ及びＶは、熱間圧延時又は焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成することによって、ＴＳを上昇させる。Ｔｉ、Ｎｂ及びＶの少なくとも１種を添加する場合、こうした効果を得るために、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶの少なくとも１種の含有量を、それぞれ０．００１％以上にすることが好ましい。それらの含有量は、それぞれ０．００５％以上とすることがより好ましい。一方、Ｔｉの含有量が０．２００％超え、Ｎｂの含有量が０．２００％超え、又はＶの含有量が０．１００％超えの場合、粗大な析出物や介在物が多量に生成する可能性がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素を存在すると、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となり、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する可能性がある。したがって、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶの少なくとも１種を添加する場合、Ｔｉ含有量は好ましくは０．２００％以下、Ｎｂ含有量は好ましくは０．２００％以下、Ｖの含有量は好ましくは０．１００％以下とする。また、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶの含有量は、より好ましくはそれぞれ０．０６０％以下とする。
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することで、焼入れ性を向上させることができる元素であり、Ｂを鋼中に添加することで、焼鈍冷却時のフェライトの生成及び粒成長を抑制することが可能である。こうした効果を得るためには、Ｂの含有量を０．０００１％以上にすることが好ましい。Ｂの含有量は、より好ましくは０．０００２％以上とする。一方、Ｂの含有量が０．０１００％を超えると、熱間圧延中に鋼板内部に割れが生じ、鋼板の極限変形能を低下させる可能性がある。また、これにより、打抜き後の総ボイド数密度が増加し、伸びフランジ性が低下する可能性がある。したがって、Ｂを添加する場合、その含有量は０．０１００％以下とすることが好ましい。また、Ｂの含有量は、より好ましくは０．００５０％以下とする。
Ｃｕは、焼入れ性を大きくする元素であり硬質相の面積率をより好適な範囲内として、ＴＳをより好適な範囲内とするために有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｃｕの含有量を０．００５％以上にすることが好ましい。Ｃｕの含有量は、より好ましくは０．０２０％以上とする。一方、Ｃｕの含有量が１．０００％を超えると、硬質相の面積率が増加し、ＴＳが過剰に高くなる。また、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、引張試験時に亀裂の起点となるため、延性が低下する可能性がある。したがって、Ｃｕを添加する場合、その含有量は１．０００％以下とすることが好ましい。また、Ｃｕの含有量は、より好ましくは０．３００％以下とする。
Ｃｒは、焼入れ性を向上させる元素であり、硬質相を生成させるために有効な元素である。Ｃｒの含有量が１．０００％を超えると、硬質なマルテンサイトの面積率が増加して、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する可能性がある。したがって、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒの含有量は１．０００％以下にすることが好ましい。また、Ｃｒの含有量は、より好ましくは０．７００％以下、さらに好ましくは０．４００％以下とする。なお、Ｃｒの含有量は０．００００％であってもよいが、焼入れ性を大きくし、ＴＳをより好適な範囲内とする観点から、Ｃｒの含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。
Ｎｉは、焼入れ性を大きくする元素であり、硬質相の面積率をより好適な範囲内として、ＴＳをより好適な範囲内とするために有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｎｉの含有量を０．００５％以上にすることが好ましい。Ｎｉの含有量は、より好ましくは、０．０２％以上とする。一方、Ｎｉの含有量が１．０００％を超えると、硬質相の面積率が増加し、成形時の寸法精度及び延性が低下する可能性がある。また、粗大な析出物や介在物が増加すると、鋼板中に拡散性水素が存在する場合、該析出物や介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となるため、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する可能性がある。したがって、Ｎｉを添加する場合、その含有量は１．０００％以下とすることが好ましい。また、Ｎｉの含有量は、より好ましくは０．８０％以下とする。
Ｍｏは、焼入れ性を向上させる元素であり、硬質相を生成させるために有効な元素である。Ｍｏの含有量が０．５００％を超えると、硬質マルテンサイトの面積率が増加して、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する可能性がある。したがって、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏの含有量は０．５００％以下にすることが好ましい。Ｍｏの含有量は、より好ましくは０．４５０％以下、さらに好ましくは０．４００％以下とする。なお、Ｍｏの含有量の下限は、焼入れ性を大きくし、ＴＳをより好適な範囲内とする観点から、Ｍｏの含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。また、Ｍｏの含有量は、より好ましくは０．０３０％以上とする。
Ｔａは、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶと同様に、熱間圧延時又は焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成することによって、ＴＳを上昇させる。加えて、Ｔａには、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）のような複合析出物を生成して、析出物の粗大化を著しく抑制し、析出強化を安定化させることで母材鋼板のＹＳ及びＴＳを向上する効果があると考えられる。こうした効果を得るためには、Ｔａの含有量は０．００１％以上にすることが好ましい。一方、Ｔａの含有量が０．１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、該析出物や介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となるため、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する可能性がある。したがって、Ｔａを添加する場合、その含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ｔａ含有量は、０．０５０％以下であり、さらに好ましくは０．０３０％以下である。
Ｗは、強度確保に有効な元素である。Ｗの含有量が０．５００％を超えると、硬質マルテンサイトの面積率が増加して、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する可能性がある。したがって、Ｗを添加する場合、Ｗの含有量は０．５００％以下にすることが好ましい。Ｗの含有量は、より好ましくは０．４５０％以下、さらに好ましくは０．４００％以下とする。より好ましくは、Ｗ含有量は、０．２００％以下であり、さらに好ましくは０．１００％以下である。なお、焼入れ性を大きくし、ＴＳをより好適な範囲内とする観点から、Ｗの含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。また、Ｗの含有量は、より好ましくは０．０１０％以上とする。
Ｍｇは、硫化物や酸化物などの介在物の形状を球状化して、鋼板の極限変形能を向上し、伸びフランジ性（穴広げ性）を向上させるために有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｍｇの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｇの含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する可能性がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、該析出物や介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となるため、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する可能性がある。したがって、Ｍｇを添加する場合、その含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ｍｇ含有量は、０．０１００％以下であり、さらに好ましくは０．０７００％以下である。
Ｚｎ、Ｃｏ及びＺｒは、いずれも介在物の形状を球状化するため、鋼板の極限変形能を向上し、伸びフランジ性を向上させるために有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｚｎ、Ｃｏ及びＺｒの含有量は、それぞれ０．００１％以上にすることが好ましい。一方、Ｚｎ、Ｃｏ及びＺｒの含有量がそれぞれ０．０２０％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する可能性がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、該析出物や介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となるため、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する可能性がある。したがって、Ｚｎ、Ｃｏ及びＺｒの１種又は２種以上を添加する場合、それぞれ０．０２０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ｚｎ、Ｃｏ及びＺｒの含有量は、それぞれ０．０１５％以下であり、さらに好ましくは０．０１０％以下である。
Ｃａは、鋼中で介在物として存在する。Ｃａの含有量が０．０２００％を超えると、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、上記介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となるため、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する可能性がある。そのため、Ｃａを添加する場合、Ｃａの含有量は０．０２００％以下にすることが好ましい。また、Ｃａの含有量は、好ましくは０．００２０％以下とする。なお、Ｃａの含有量の下限は０．００００％であってもよいが、生産技術上の制約から、Ｃａの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｃｅ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、Ｂｉ及びＲＥＭ（Ｃｅを除く）は、鋼板の極限変形能を向上し、伸びフランジ性（穴広げ性）を向上させるために有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｃｅ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、Ｂｉ及びＲＥＭの含有量は、それぞれ０．０００１％以上にすることが好ましい。一方、Ｃｅ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、Ｂｉ及びＲＥＭの含有量がそれぞれ０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する可能性がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、該析出物や介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となるため、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する可能性がある。したがって、Ｃｅ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、Ｂｉ及びＲＥＭのいずれかを添加する場合、その含有量はそれぞれ０．０２００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃｅ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、Ｂｉ及びＲＥＭのそれぞれの含有量は、０．０１００％以下であり、さらに好ましくは０．００７０％以下である。
なお、本発明でいうＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）と原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）及び、原子番号５７番のランタン（Ｌａ）から７１番のルテチウム（Ｌｕ）までのランタノイドのうち、Ｃｅを除いた元素のことを指す。本発明におけるＲＥＭ濃度とは、上述のＲＥＭから選択された１種または２種以上の元素の総含有量である。
炭素当量Ｃｅｑ：０．４９０％以上０．６９７％未満
７８０ＭＰａ以上のＴＳを得る観点からは、本発明の鋼板の製造方法のもとでは、成分組成の炭素当量Ｃｅｑは０．４９０％以上であることが好ましい。なお、炭素当量Ｃｅｑの上限は特に限定しないが、１１８０ＭＰａ未満のＴＳを得る観点からは、炭素当量Ｃｅｑを０．６９７％未満とすることが好ましい。
炭素当量Ｃｅｑは、以下の式で求めることができる。
炭素当量Ｃｅｑ＝［Ｃ％］＋（［Ｓｉ％］／２４）＋（［Ｍｎ％］／６）＋（［Ｎｉ％］／４０）＋（［Ｃｒ％］／５）＋（［Ｍｏ％］／４）＋（［Ｖ％］／１４）
ただし、上記式中の［元素記号％］は、各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない元素は０とする。
なお、炭素当量は、後述する軟質層の部分は除いた板厚範囲で計算されるものとする。
次に、本発明の高強度鋼板の鋼組織について説明する。
本発明の鋼板の鋼組織は、フェライトの面積率が１５％以上７０％以下、ベイニティックフェライトの面積率が３％以上２５％以下、焼戻しマルテンサイトの面積率が１％以上１５％以下、残留オーステナイトの体積率が５％以上３０％以下である。
フェライトの面積率：１５％以上７０％以下
良好な延性を確保するため、フェライトの面積率を１５％以上にする必要がある。また、７８０ＭＰａ以上のＴＳと、高いＹＳを確保するため、軟質であるフェライトの面積率を７０％以下にする必要がある。また、フェライトの面積率は、好ましくは２５％以上である。また、フェライトの面積率は、好ましくは６０％以下である。
ベイニティックフェライトの面積率：３％以上２５％以下
軟質なフェライトと硬質相の硬度差を緩和させ、良好な伸びフランジ性（穴広げ性）を確保するために、ベイニティックフェライトの面積率を３％以上にする必要がある。良好な延性を確保するため、ベイニティックフェライトの面積率を２５％以下にする必要がある。また、ベイニティックフェライトの面積率は、好ましくは５％以上である。また、ベイニティックフェライトの面積率は、好ましくは２０％以下である。
焼戻しマルテンサイトの面積率：１％以上１５％以下
軟質なフェライトと硬質相の硬度差を緩和させ、良好な伸びフランジ性（穴広げ性）を確保するために、焼戻しマルテンサイトの面積率を１％以上にする必要がある。焼戻しマルテンサイトの面積率は、好ましくは２％以上とする。良好な延性を確保するため、焼戻しマルテンサイトの面積率を１５％以下にする必要がある。
ここで、フェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイトの面積率の測定方法は、以下の通りである。本発明における面積率は、板厚の１/４位置で測定している。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるよう試料を切り出した後、ダイヤモンドペーストを用いて観察面を鏡面研磨し、その後、コロイダルシリカを用い仕上げ研磨を施し、さらに、３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングして組織を現出させる。加速電圧が１５ｋＶの条件で、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）を用いて、５０００倍の倍率で、１７μｍ×２３μｍの視野範囲で３視野観察する。得られた組織画像を、Ａｄｏｂｅ Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて、各構成組織（フェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイト）の面積を測定面積で除した面積率を３視野分算出し、それらの値を平均して各組織の面積率として求める。
残留オーステナイトの体積率：５％以上３０％以下
残留オーステナイトを５％以上含有することで、優れた延性を得ることができる。一方、残留オーステナイトの体積率が３０％を超えると、残留オーステナイトは高い水素濃度を有していることから、打抜き時又は曲げ試験時に加工を受けてマルテンサイト変態した際に、マルテンサイト内部でボイドが生じる。よって、打抜き後のボイドの生成量が増加し、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する。したがって、残留オーステナイトの体積率は５％以上３０％以下とする。また、残留オーステナイトの体積率は、好ましくは７％以上である。また、残留オーステナイトの体積率は、好ましくは２０％以下である。
ここで、残留オーステナイトの体積率の測定方法は、以下の通りである。鋼板を板厚方向（深さ方向）に板厚の１/４まで機械研削した後、シュウ酸による化学研磨を行なって、観察面とした。該観察面を、Ｘ線回折法により観察した。入射Ｘ線としては、ＭｏのＫα線源を用い、ｂｃｃ鉄の(２００)、(２１１)、（２２０）各面の回折強度に対するｆｃｃ鉄（オーステナイト）の(２００)、(２２０)、（３１１）各面の回折強度の比を求め、これを残留オーステナイトの体積率とした。
また、本発明の鋼組織は、フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイニティックフェライト、及び残留オーステナイト以外の残部に、フレッシュマルテンサイト、パーライト、セメンタイト等の炭化物やその他鋼板の組織として公知のものが含まれていてもよい。本発明の効果を得る観点からは、残部は面積率で２０％以下であることが好ましい。残部は１５％以下がより好ましい。なお、その他の鋼板の組織（残部組織）は、例えばＳＥＭ観察で確認し判定すればよい。
鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域の厚さ：１．０μｍ以上
上記の厚さが１．０μｍ以上であることは、本発明において、極めて重要な発明構成要件である。鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域が厚さ１．０μｍ以上の場合、良好な疲労特性を確保しつつ優れた耐ＬＭＥ特性が得られる。一方、該領域が厚さ１．０μｍ未満の場合、打角を付けたスポット溶接時にＬＭＥ割れが生じる。該領域は、好ましくは厚さ３．０μｍ以上とする。なお、本発明では、該領域が鋼板表面から４．９μｍ以内に存在することが重要であり、該領域が厚さ１．０μｍ以上あればよい。該領域の厚さの上限は本発明の効果を得る観点からは特に限定されず、該領域は、厚さ４．９μｍでもよい。なお、ここでいうＳｉ濃度及びＭｎ濃度の単位は、質量％である。
鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域における最小のＳｉ濃度ＬＳｉ及び最小のＭｎ濃度ＬＭｎと、鋼板の板厚１／４位置におけるＳｉ濃度ＴＳｉ及びＭｎ濃度ＴＭｎとが、下記式（１）を満たす。
ＬＳｉ＋ＬＭｎ≦（ＴＳｉ＋ＴＭｎ）／４・・・（１）
上記の式（１）を満たすことは、本発明において、極めて重要な発明構成要件である。上記式（１）を満たす場合、良好な疲労特性を確保しつつ優れた耐ＬＭＥ特性が得られる。一方、ＬＳｉ＋ＬＭｎ＞（ＴＳｉ＋ＴＭｎ）／４の場合は、打角を付けたスポット溶接時にＬＭＥ割れが生じる。
また、上記Ｍｎ濃度ＬＭｎと、上記Ｍｎ濃度ＴＭｎが、下記式（２）を満たすことが好ましい。下記式（２）を満たす場合、より良好な疲労特性を確保しつつ、より優れた耐ＬＭＥ特性が得られる。
ＬＭｎ≦ＴＭｎ／３・・・（２）
前記した鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域の制御により、鋼板の製造コストを著しく高くせず、優れた耐ＬＭＥ特性を備える鋼板を実現できるが、更に優れた耐ＬＭＥ特性を備える鋼板を実現するためには、鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域の制御が重要になる。
すなわち、本発明では、鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域の厚さ：１．０μｍ以上である。
上記の厚さが１．０μｍ以上であることは、本発明において、極めて重要な発明構成要件である。鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域が厚さ１．０μｍ以上の場合、良好な疲労特性を確保しつつ優れた耐ＬＭＥ特性が得られる。一方、該領域が厚さ１．０μｍ未満の場合、打角を付けたスポット溶接時にＬＭＥ割れが生じる。該領域は、好ましくは厚さ３．０μｍ以上とする。なお、本発明では、該領域が鋼板表面から１５．０μｍ以内に存在することが好ましく、該領域が厚さ１．０μｍ以上あればよい。該領域の厚さの上限は本発明の効果を得る観点からは特に限定されず、該領域は、最大で厚さ１５．０μｍでもよい。なお、ここでいうＳｉ濃度及びＭｎ濃度の単位は、質量％である。
鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域における最小のＳｉ濃度ＬＳｉ及び最小のＭｎ濃度ＬＭｎと、鋼板の板厚１／４位置におけるＳｉ濃度ＴＳｉ及びＭｎ濃度ＴＭｎとが、下記式（１）を満たす。
ＬＳｉ＋ＬＭｎ≦（ＴＳｉ＋ＴＭｎ）／４・・・（１）
上記の式（１）を満たすことは、本発明において、極めて重要な発明構成要件である。上記式（１）を満たす場合、良好な疲労特性を確保しつつ優れた耐ＬＭＥ特性が得られる。一方、ＬＳｉ＋ＬＭｎ＞（ＴＳｉ＋ＴＭｎ）／４の場合は、打角を付けたスポット溶接時にＬＭＥ割れが生じる。
また、上記Ｍｎ濃度ＬＭｎと、上記Ｍｎ濃度ＴＭｎが、下記式（２）を満たすことが好ましい。下記式（２）を満たす場合、より良好な疲労特性を確保しつつ、より優れた耐ＬＭＥ特性が得られる。
ＬＭｎ≦ＴＭｎ／３・・・（２）
鋼板の板厚１／４位置におけるＳｉ濃度ＴＳｉ及びＭｎ濃度ＴＭｎは、電界放出型電子プローブマイクロアナライザー（ＦＥ－ＥＰＭＡ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ－Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて、鋼板の板厚１／４位置において電子ビーム径１μｍでの点分析を任意に１０点行い、その平均により求める。また、鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域におけるＳｉ濃度は、電界放出型電子プローブマイクロアナライザーを用いて、電子ビーム径０．１μｍで鋼板表面から板厚方向に線分析を行い、鋼板表面から板厚方向に０～４．９μｍにおけるＳｉ濃度の濃度分布を得る。ここで、当該濃度分布のうち最小のＳｉ濃度を、上記濃度ＬＳｉとしている。
また、鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域におけるＭｎ濃度も、電界放出型電子プローブマイクロアナライザーを用いて、電子ビーム径０．１μｍで鋼板表面から板厚方向に線分析を行い、鋼板表面から板厚方向に０～４．９μｍにおけるＭｎ濃度の濃度分布を得る。ここで、当該濃度分布のうち最小のＭｎ濃度を、上記濃度ＬＭｎとしている。
また、鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域のＳｉ濃度及びＭｎ濃度の制御を行う場合、鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域におけるＳｉ濃度も、電界放出型電子プローブマイクロアナライザーを用いて、電子ビーム径０．１μｍで鋼板表面から板厚方向に線分析を行い、鋼板表面から板厚方向に０～１５．０μｍにおけるＳｉ濃度の濃度分布を得る。ここで、当該濃度分布のうち最小のＳｉ濃度を、上記濃度ＬＳｉとしている。
また、鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域におけるＭｎ濃度も、電界放出型電子プローブマイクロアナライザーを用いて、電子ビーム径０．１μｍで鋼板表面から板厚方向に線分析を行い、鋼板表面から板厚方向に０～１５．０μｍにおけるＭｎ濃度の濃度分布を得る。ここで、当該濃度分布のうち最小のＭｎ濃度を、上記濃度ＬＭｎとしている。
なお、ここでいうＳｉ濃度、Ｍｎ濃度、ＬＳｉ、ＴＳｉ、ＬＭｎ及びＴＭｎの単位は、質量％である。また、本発明における電界放出型電子プローブマイクロアナライザーでのＳｉ濃度及びＭｎ濃度の測定は、測定する位置に粒状物が存在していない箇所を１０箇所選んで実施し、それらの平均値をそれぞれＳｉ濃度及びＭｎ濃度とした。
軟質層の厚さ：１．０μｍ以上５０．０μｍ以下
本発明でいう軟質層とは、鋼板表面から板厚１／４位置における硬度に対して６５％以下の硬度の領域のことである。鋼板表面から板厚方向に厚さ１．０μｍ以上５０．０μｍ以下の軟質層を有することで、より優れた伸びフランジ性及び耐ＬＭＥ特性を得ることができる。こうした効果を得るために、鋼板表面から板厚方向に厚さ１．０μｍ以上の軟質層を有することが好ましい。一方、良好な疲労特性と７８０ＭＰａ以上のＴＳを確保するためには、鋼板表面から板厚方向に厚さ５０．０μｍ以下の軟質層を有することが好ましい。また、鋼板表面から板厚方向に厚さ４０．０μｍ以下の軟質層を有することがより好ましい。
なお、軟質層は、上記「鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域」と重複する領域に存在してもよい。
また、軟質層は、上記「鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域」と重複する領域に存在してもよい。
軟質層の測定方法は、以下の通りである。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面：圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面）を湿式研磨により平滑化した後、ビッカース硬度計を用いて、荷重１０ｇｆで、鋼板表面から板厚方向に１μｍの位置より、板厚方向１００μｍの位置まで、１μｍ間隔で測定を行なう。その後は板厚中心まで２０μｍ間隔で測定を行なう。硬度が板厚１／４位置の硬度に比して６５％以下に減少した領域を軟質層と定義し、当該領域の板厚方向の厚さを軟質層の厚さと定義する。
鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域において、Ｓｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒の平均粒径が１μｍ以上１５μｍ以下
本発明でいうＳｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒とは、粒内にＳｉ及び／又はＭｎの粒状酸化物を１つ以上含む酸化物粒子のことを意味する。鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域において、Ｓｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒の平均粒径が１μｍ以上の場合、結晶粒自体が良好な変形能を有しているため、より良好な耐ＬＭＥ特性が得られる。また、鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域において、Ｓｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒の平均粒径が１５μｍ以下の場合、より良好な疲労特性が得られる。したがって、該平均粒径を１μｍ以上１５μｍ以下とすることが好ましい。
本発明では、鋼板の断面（Ｌ断面）に対してＳＥＭ観察とエネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＸ）を行うことによって、鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域における酸化物の種類の特定と、Ｓｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒の平均粒径を測定する。結晶粒の平均粒径は、鋼板の断面（Ｌ断面）において、鋼板表面に平行な方向に対して切片法で測定して求めた粒径の長さの平均値である。
鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域において、Ｓｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒の平均粒径が１μｍ以上１５μｍ以下
また、鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域のＳｉ濃度及びＭｎ濃度の制御を行う場合においても、本発明でいうＳｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒とは、粒内にＳｉ及び／又はＭｎの粒状酸化物を１つ以上含む酸化物粒子のことを意味する。鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域において、Ｓｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒の平均粒径が１μｍ以上の場合、結晶粒自体が良好な変形能を有しているため、更に良好な耐ＬＭＥ特性が得られる。また、鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域において、Ｓｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒の平均粒径が１５μｍ以下の場合、より良好な疲労特性が得られる。したがって、該平均粒径を１μｍ以上１５μｍ以下とすることが好ましい。
本発明では、鋼板の断面（Ｌ断面）に対してＳＥＭ観察とエネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＸ）を行うことによって、鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域における酸化物の種類の特定と、Ｓｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒の平均粒径を測定する。結晶粒の平均粒径は、鋼板の断面（Ｌ断面）において、鋼板表面に平行な方向に対して切片法で測定して求めた粒径の長さの平均値である。
本発明の鋼板は、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層を有してもよい。溶融亜鉛めっき層及び合金化溶融亜鉛めっき層は、組成はそれぞれ特に限定されず、いかなる方法によって形成されていてもよい。溶融亜鉛めっき層は、例えば、Ｆｅ：２０質量％以下、Ａｌ：０．００１質量％以上１．０質量％以下を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、及びＲＥＭからなる群から選ばれる１種又は２種以上を合計で０質量％以上３．５質量％以下含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成を有する。溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量は好ましくは７質量％未満である。また、合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量は、好ましくは７質量％以上であり、より好ましくは８質量％以上である。また、合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量は、好ましくは１５質量％以下であり、より好ましくは１２質量％以下である。
また、めっきの付着量は特に限定されないが、鋼板片面あたりのめっき付着量を２０～８０ｇ／ｍ２とすることが好ましい。
鋼板中に含まれる拡散性水素量：０．５０質量ｐｐｍ以下
本発明の鋼板は、より優れた伸びフランジ性（穴広げ性）を得る観点から、鋼板中に含まれる拡散性水素量を０．５０質量ｐｐｍ以下とすることが好ましい。また、鋼板中に含まれる拡散性水素量は、より好ましくは０．３５質量ｐｐｍ以下とする。なお、鋼板中の拡散性水素量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、鋼板中の拡散性水素量は０．０１質量ｐｐｍ以上となることが多い。なお、拡散性水素量を測定する鋼板は、めっき層を有しない鋼板のほか、溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層を有する鋼板の母材鋼板でもよい。また、拡散性水素量の測定は、打ち抜き加工及び伸びフランジ成形等の成形加工が施された部材の母材鋼板に対して行ってもよく、成形加工後の鋼板を溶接して製造された製品（部材）の母材鋼板に対して行ってもよい。なお、鋼板を成形加工や溶接した後の製品（部材）について、一般的な使用環境おかれた該製品からサンプルを切り出して鋼中の拡散性水素量を測定した際に、鋼中に含まれる拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ以下であれば、成形加工や溶接をする前も０．５０質量ｐｐｍ以下であったとみなせる。
ここで、鋼板中に含まれる拡散性水素量の測定方法は、以下の通りである。冷延鋼板の場合、長さが３０ｍｍ、幅が５ｍｍの試験片を採取する。鋼板表面に溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層を有する鋼板の場合、長さが３０ｍｍ、幅が５ｍｍの試験片を採取し、溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層をアルカリ除去する。その後、試験片から放出される水素量を昇温脱離分析法によって測定する。具体的には、室温から３００℃までを昇温速度２００℃／ｈで連続加熱した後、室温まで冷却し、室温から２１０℃までに試験片から放出された積算水素量を測定して、鋼板中の拡散性水素量とする。
なお、本発明の鋼板の板厚は特に限定されないが、０．５ｍｍ以上３．０ｍｍ以下であることが好ましい。
次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。なお、以下に示す鋼スラブ（鋼素材）、鋼板等を加熱又は冷却する際の温度は、特に説明がない限り、鋼スラブ、鋼板等の表面温度を意味する。
第一の実施形態
本発明の鋼板の製造方法の第一の実施形態は、上述した成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施し、４５０℃以上７５０℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、熱間圧延工程後の鋼板を４００℃以上の温度域で３６００秒以上保持し、酸洗した後、圧下率３０％以上で冷間圧延を施す冷間圧延工程と、冷間圧延工程後の鋼板を８２０℃以上の温度域で２０秒以上保持する第一焼鈍工程と、第一焼鈍工程後の鋼板を露点が－３５℃以上の雰囲気中を７４０℃以上９００℃以下の温度域で２０秒以上保持した後、該温度域から５５０℃までの平均冷却速度が８℃／秒以上で、１５０℃以上３００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、７４０℃から該冷却停止温度まで冷却する際に半径１００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計３回以上１５回以下で行う第二焼鈍工程と、第二焼鈍工程後の鋼板を（冷却停止温度＋５０℃）以上５００℃以下の温度域まで再加熱し、該温度域で１０秒以上保持する再加熱工程と、を有する。以下、第一の実施形態に係る鋼板の製造方法を説明する。
はじめに、上述した成分組成を有する鋼スラブを製造する。まず鋼素材を溶製して上記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、公知の溶製方法のいずれもが適合する。得られた溶鋼を固めて鋼スラブ（スラブ）を製造する。溶鋼から鋼スラブを製造する方法は特に限定されず、連続鋳造法、造塊法又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ため、鋼スラブは連続鋳造法によって製造することが好ましい。
次いで、製造した鋼スラブに粗圧延及び仕上げ圧延からなる熱間圧延を施して熱延鋼板とする。
一例においては、上記のように製造した鋼スラブを、一旦室温まで冷却し、その後スラブ加熱してから圧延する。スラブ加熱温度は、炭化物の溶解や、圧延荷重の低減の観点から、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、加熱時のスラブ表面の温度を基準とする。
この他、熱間圧延は、省エネルギープロセスを適用して行ってもよい。省エネルギープロセスとしては、製造した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、熱間圧延する直送圧延、又は製造した鋼スラブにわずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直接圧延などが挙げられる。
次いで、鋼スラブに通常の条件で粗圧延を施し、シートバーとする。該シートバーに対し、仕上げ圧延を施して、熱延鋼板とする。なお、スラブの加熱温度を低めにした場合は、仕上げ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。仕上げ圧延温度は、圧延負荷を低減するため、また、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率が高くなると、圧延方向に伸長した異常な組織が発達し、焼鈍板の加工性を低下させる虞があることから、Ａｒ３変態点以上とすることが好ましい。
なお、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行ってもよい。また、粗圧延板（シートバー）を仕上げ圧延前に一旦巻き取っても構わない。また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために、仕上げ圧延の一部又は全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、及び材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延時の摩擦係数は、０．１０以上０．２５以下の範囲とすることが好ましい。
巻取温度：４５０℃以上７５０℃以下
鋼スラブに熱間圧延を施した後、熱延鋼板を巻き取って回収する。巻取温度を４５０℃以上とすることで、熱間圧延時に生成した酸化スケールにＣが拡散する。すなわち、鋼板表面近傍の脱炭が促進し、焼鈍後の鋼板の鋼板表面から板厚方向に所望の厚さの軟質層を形成しやすくなる。さらに、焼鈍後の鋼板の鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域を形成できる。その結果、良好な疲労特性を確保しつつ優れた耐ＬＭＥ特性を得ることができる。一方、巻取温度が７５０℃を超えると、焼鈍後の鋼板において、鋼板表面から板厚方向に過剰な厚さの軟質層が形成され、良好な疲労特性の確保が困難になる可能性がある。したがって、熱間圧延後の巻取温度は４５０℃以上７５０℃以下とする。また、焼鈍後の鋼板の鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域を１．０μｍ以上形成させるためには、熱間圧延後の巻取温度は、好ましくは５５０℃以上である。また、熱間圧延後の巻取温度は、好ましくは７００℃以下である。更には、焼鈍後の鋼板の鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域を１．０μｍ以上１５．０μｍ以下形成させるためには、熱間圧延後の巻取温度は、好ましくは６００℃以上である。また、熱間圧延後の巻取温度は、好ましくは７５０℃以下である。
４００℃以上の温度域での保持時間：３６００秒以上
本発明において、極めて重要な発明構成要件である。熱延鋼板を巻き取り後、４００℃以上の温度域での保持時間を３６００秒以上とすることで、熱間圧延時に生成した酸化スケールにＣが拡散する。すなわち、鋼板表面近傍の脱炭が促進し、焼鈍後の鋼板の鋼板表面から板厚方向に所望の厚さの軟質層を形成しやすくなる。さらに、焼鈍後の鋼板の鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域を形成できる。また、焼鈍後の鋼板の鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域を形成できる。その結果、良好な疲労特性を確保しつつ優れた耐ＬＭＥ特性を得ることができる。したがって、巻取後の４００℃以上の温度域での保持時間は３６００秒以上とする。該保持時間は、好ましくは１００００秒以上とする。また、該保持時間の上限は特に限定されないが、１０時間超えで保持しても効果が飽和するので、該保持時間は１０時間以下とすることが好ましい。
次いで、熱延鋼板に、酸洗を施す。酸洗によって、鋼板表面の酸化物を除去することができることから、最終製品の鋼板における良好な化成処理性やめっき品質の確保のために重要である。なお、酸洗は、一回のみ行ってもよく、複数回に分けて行ってもよい。
次いで、酸洗後の熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする。本発明においては、タンデム式の多スタンド圧延又はリバース圧延等の、２パス以上のパス数を要する多パス圧延により冷間圧延を施す。
冷間圧延の圧下率：３０％以上
冷間圧延の圧下率を３０％以上とすることで、次工程での昇温時における再結晶が進行し、フェライトの面積率を１５％以上とすることができる。その結果、良好な延性を得ることができる。したがって、冷間圧延の圧下率は３０％以上であり、好ましくは３５％以上である。一方、冷間圧延の圧下率の上限は特に限定されないが、圧下率が７５％を超えると、鋼板の形状不良が生じ、最終鋼板の亜鉛めっきの付着量が不均一になる場合がある。したがって、冷間圧延の圧下率は好ましくは７５％以下であり、より好ましくは７０％以下である。
なお、冷間圧延の圧延パスの回数、並びに、最終パス及び最終パスの一つ前のパス以外のパスの圧下率については、特に限定されない。
次いで、上記のようにして得られた冷延鋼板に、焼鈍を行う。本発明では焼鈍を二回行うことで、微細な残留オーステナイトを生成させることができ、延性及び伸びフランジ性（穴広げ性）を向上させることができる。
１回目の焼鈍における焼鈍温度：８２０℃以上、保持時間：２０秒以上
１回目の焼鈍工程（第一焼鈍工程）では、冷間圧延後の鋼板を８２０℃以上の温度域で２０秒以上保持する。焼鈍温度が８２０℃以上未満又はその温度域での保持時間が２０秒未満のときは、フェライトとオーステナイトの二相域での熱処理になるため、２回目の焼鈍後の組織におけるフェライトの面積率が増加し、さらに、マルテンサイトの面積率も増加するため、ＹＳが低下する。また、マルテンサイトの面積率の増加に伴い、鋼板中の拡散性水素量も増加するため、打抜き後のボイドの生成量が減少し、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する。また、１回目の焼鈍における焼鈍温度は、好ましくは８３０℃以上である。また、１回目の焼鈍における焼鈍温度は、好ましくは９２０℃以下である。また、１回目の焼鈍における焼鈍温度での保持時間は、特に限定されないが、強度確保の観点から、６００秒以下であることが好ましい。
１回目の焼鈍工程（第一焼鈍工程）後の鋼板を、必要に応じて、室温まで冷却して酸洗処理を施した後で、次の２回目の焼鈍を行う。
なお、焼鈍温度からの冷却方法は特に限定されず、ガスジェット冷却、ロール冷却、ミスト冷却、水冷、及び空冷などの冷却方法を適用できる。
２回目の焼鈍における焼鈍温度：７４０℃以上９００℃以下、保持時間：２０秒以上、露点：－３５℃以上
２回目の焼鈍工程（第二焼鈍工程）では、まず、１回目の焼鈍工程（第一焼鈍工程）後の鋼板を露点が－３５℃以上の雰囲気中を７４０℃以上９００℃以下の温度域で２０秒以上保持する。焼鈍温度が７４０℃未満又はその温度域での保持時間が２０秒未満のときは、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ため、焼鈍後の焼戻しマルテンサイト及びマルテンサイトの面積率及び残留オーステナイトの体積率が減少し、またフェライトの面積率が増加して、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。一方、焼鈍温度が９００℃を超えると、オーステナイト単相域での加熱中に、オーステナイトの粒成長が生じるため、焼鈍後のフェライトの面積率及び残留オーステナイトの体積率が減少し、Ｅｌが低下する。したがって、２回目の焼鈍温度は７４０℃以上９００℃以下とする。２回目の焼鈍における焼鈍温度は、好ましくは７６０℃以上である。また、２回目の焼鈍における焼鈍温度は、好ましくは８６０℃以下である。なお、２回目の焼鈍における焼鈍温度での保持時間は特に限定されないが、６００秒以下とすることが好ましい。
また、上記２回目の焼鈍における焼鈍温度における雰囲気の露点を－３５℃以上にする。これにより、鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域を厚さ１．０μｍ以上形成できる。また、鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域における最小のＳｉ濃度ＬＳｉ及び最小のＭｎ濃度ＬＭｎと、鋼板の板厚１／４位置におけるＳｉ濃度ＴＳｉ及びＭｎ濃度ＴＭｎとが、ＬＳｉ＋ＬＭｎ≦（ＴＳｉ＋ＴＭｎ）／４を満足する。これらにより、優れた疲労特性を確保しつつ優れた耐ＬＭＥ特性を得ることができる。また、鋼板表面から板厚方向に所望の厚さの軟質層を形成しやすくなり、より優れた疲労特性を確保しつつより優れた耐ＬＭＥ特性を得やすくなる。なお、上記２回目の焼鈍温度における露点の上限は特に規定しないが、ＴＳを好適な範囲内とするためには１５℃以下であることが好ましく、より好ましくは５℃以下とする。上記２回目の焼鈍温度における露点は、好ましくは－２０℃以上、より好ましくは－１０℃以上とする。鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域を厚さ１．０μｍ以上形成できる。
また、鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域を厚さ１．０μｍ以上形成させるためには、２回目の焼鈍温度における露点は、－３５℃以上２０℃以下、とすることが必要である。好ましくは、－２０℃以上である。このような制御により、鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域における最小のＳｉ濃度ＬＳｉ及び最小のＭｎ濃度ＬＭｎと、鋼板の板厚１／４位置におけるＳｉ濃度ＴＳｉ及びＭｎ濃度ＴＭｎとが、ＬＳｉ＋ＬＭｎ≦（ＴＳｉ＋ＴＭｎ）／４を満足する。これらにより、最も優れた疲労特性を確保しつつ優れた耐ＬＭＥ特性を得ることができる。
２回目の焼鈍における焼鈍温度から５５０℃までの平均冷却速度：８℃／秒以上
２回目の焼鈍処理後の鋼板を、焼鈍温度から５５０℃までの平均冷却速度が８℃／秒以上となる条件で、１５０℃以上３００℃以下の冷却停止温度まで冷却する。平均冷却速度を８℃／秒以上とすることで、フェライトの面積率を所望の範囲内に制御することができることから、ＹＳを所望の範囲内とすることができる。また、軟質相であるフェライトと硬質相である焼入れマルテンサイトとの間の炭素の分配を抑制することができるため、伸びフランジ性（穴広げ性）が向上する。平均冷却速度は好ましくは１２℃／秒以上である。なお、平均冷却速度の上限は特に規定しないが、平均冷却速度が１００℃／秒を超えると、焼鈍中に鋼板中に侵入した拡散性水素が、冷却中に脱離できない可能性があり、鋼板中の拡散性水素量が増大し、伸びフランジ性（穴広げ性）及び耐ＬＭＥ特性を向上することが困難となる可能性がある。そのため、曲げ性及び耐ＬＭＥ特性をより向上する観点からは、平均冷却速度は１００℃／秒以下にすることが好ましい。なお、冷却方法は特に限定されず、ガスジェット冷却、ロール冷却、ミスト冷却、水冷、及び空冷などの冷却方法を適用できる。
冷却停止温度：１５０℃以上３００℃以下
上記２回目の焼鈍後に、１５０℃以上３００℃以下の冷却停止温度まで冷却する。冷却停止温度をマルテンサイト変態開始温度以下まで冷却することで、後述する再加熱工程で生成する焼戻しマルテンサイトの面積率を増加し、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内とすることができる。また、冷却停止時点で、オーステナイトの一部をマルテンサイト変態させることで、鋼板中の拡散性水素量が低減でき、その結果、打抜き後のボイドの生成量を減少し、伸びフランジ性を向上することができる。冷却停止温度が１５０℃未満では、冷却中に存在する未変態オーステナイトが、冷却停止時点でほぼ全量マルテンサイトに変態するために、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内に確保できず、延性が低下する。一方、冷却停止温度が３００℃を超えると、マルテンサイトの面積率が増加するため、ＹＳが低下する場合がある。また、マルテンサイトの面積率の増加に伴い、鋼板中の拡散性水素量も増加するため、打抜き後のボイドの生成量が減少し、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する。したがって、冷却停止温度は１５０℃以上３００℃以下とする。冷却停止温度は、好ましくは１７０℃以上、より好ましくは１８０℃以上とする。また、冷却停止温度は、好ましくは２７０℃以下、より好ましくは２４０℃以下とする。なお、上記冷却における、５５０℃から上記冷却停止温度までの平均冷却速度は、特に限定されないが、通常１℃／秒以上５０℃／秒以下であることが好ましい。
７４０℃から上記冷却停止温度まで冷却する際の、半径１００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下のロールでの曲げ及び曲げ戻し回数：合計３回以上１５回以下
２回目の焼鈍後に７４０℃から上記冷却停止温度まで冷却する際に、半径１００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計３回以上１５回以下実施する。該曲げ及び曲げ戻しの合計が３回以上で、鋼板表面付近に曲げひずみが導入され、鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域を厚さ１．０μｍ以上形成できる。また、該曲げ及び曲げ戻しの合計が３回以上で、鋼板表面付近に曲げひずみが導入され、鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域を厚さ１．０μｍ以上形成できる。
また、該曲げ及び曲げ戻しの合計が３回以上で、鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域における最小のＳｉ濃度ＬＳｉ及び最小のＭｎ濃度ＬＭｎと、鋼板の板厚１／４位置におけるＳｉ濃度ＴＳｉ及びＭｎ濃度ＴＭｎとが、ＬＳｉ＋ＬＭｎ≦（ＴＳｉ＋ＴＭｎ）／４を満足させることができる。さらに、鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域において、Ｓｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒の平均粒径を所望の範囲に制御しやすくなる。
また、該曲げ及び曲げ戻しの合計が３回以上で、鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域における最小のＳｉ濃度ＬＳｉ及び最小のＭｎ濃度ＬＭｎと、鋼板の板厚１／４位置におけるＳｉ濃度ＴＳｉ及びＭｎ濃度ＴＭｎとが、ＬＳｉ＋ＬＭｎ≦（ＴＳｉ＋ＴＭｎ）／４を満足させることができる。さらに、鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域において、Ｓｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒の平均粒径を所望の範囲に制御しやすくなる。
これらにより、優れた疲労特性を確保しつつ優れた耐ＬＭＥ特性を得ることができる。一方、該曲げ及び曲げ戻しの合計を１５回超にした場合、上述した効果が飽和するため、合計１５回以下とした。上記効果を得るためには、半径１０００μｍ以下のロールを用いて、鋼板表面付近に適度な曲げひずみを導入する必要がある。一方、半径１００μｍ未満のロールを用いた場合は、導入される曲げひずみが大きすぎて、上記のような効果を得られない。したがって、半径１００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下のロールを用いた。本発明でいう「曲げ及び曲げ戻し」とは、曲げと曲げ戻しを合わせて１回とするのではなく、曲げで１回、曲げ戻しで１回として回数を数える。
再加熱温度：（上記冷却停止温度＋５０℃）以上５００℃以下
上記曲げ及び曲げ戻しを行った後、冷延鋼板を（上記冷却停止温度＋５０℃）以上５００℃以下の温度域まで再加熱し、該温度域で１０秒以上保持する。ここでいう冷却停止温度は、２回目の焼鈍後の冷却停止温度を示す。再加熱温度を（冷却停止温度＋５０℃）以上とすることで、冷却停止時に存在するマルテンサイトを焼戻し、かつ、マルテンサイト中に過飽和に固溶したＣをオーステナイトへと拡散させることで、室温で安定なオーステナイト、すなわち、残留オーステナイトの生成が可能となる。再加熱温度が（冷却停止温度＋５０℃）未満では、冷却停止時に生成したマルテンサイトから未変態オーステナイトへの炭素の分配が進行しないため、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内とすることができず、延性が低下する。また、焼入れマルテンサイトの面積率の増加に伴い、鋼板中の拡散性水素量も増加するため、打抜き後のボイドの生成量が減少し、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する。一方、再加熱温度が５００℃を超えると、冷却停止時に生成したマルテンサイトの焼戻しが過度に進行するため、ＴＳを７８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。また、冷却停止時に存在する未変態オーステナイトが、炭化物（パーライト）として分解してしまうため、延性が低下する。したがって、再加熱温度は（冷却停止温度＋５０℃）以上５００℃以下とする。再加熱温度は、好ましくは（冷却停止温度＋８０℃）以上、より好ましくは（冷却停止温度＋１００℃）以上とする。また、（２回目焼鈍の）再加熱温度は、好ましくは４５０℃以下とする。
再加熱温度での保持時間：１０秒以上
再加熱温度で保持することで、冷却停止時に生成したマルテンサイトから未変態オーステナイトへの炭素の分配が進行し、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内に実現することができる。再加熱温度での保持時間が１０秒未満の場合、冷却停止時に生成したマルテンサイトから未変態オーステナイトへの炭素の分配が進行しないため、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内に確保できず、延性が低下する。また、マルテンサイトの面積率が増加するため、ＹＳが減少し、成形時の寸法精度が低下する。また、マルテンサイトの面積率の増加に伴い、鋼板中の拡散性水素量も増加するため、打抜き後のボイドの生成量が減少し、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する。したがって、再加熱温度での保持時間は１０秒以上とする。なお、再加熱温度での保持時間の上限は特に限定しないが、生産技術上の制約から、１０００秒以下とすることが好ましい。再加熱温度での保持時間は、好ましくは１３秒以上である。また、好ましくは３００秒以下である。
再加熱温度で保持後の平均冷却速度、冷却停止温度、及び冷却方法は特に限定されない。冷却方法としては、ガスジェット冷却、ミスト冷却、ロール冷却、水冷、及び空冷などを適用することができる。また、鋼板表面の酸化防止の観点から、再加熱温度で保持後、５０℃以下まで冷却することが好ましく、より好ましくは室温程度まで冷却する。該冷却の平均冷却速度は通常１℃／秒以上５０℃／秒以下である。
本発明の鋼板の製造方法は、上記の製造工程を経て得た鋼板に調質圧延を施してもよい。調質圧延の圧下率は、１．５０％を超えると、鋼の降伏応力が上昇し成形時の寸法精度が低下することから、１．５０％以下とすることが好ましい。なお、調質圧延での圧下率の下限は、特に限定しないが、生産性の観点から０．０５％以上とすることが好ましい。また、調質圧延は上述した焼鈍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、焼鈍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、一回の圧延で目的の圧下率を達成してもよいし、複数回の圧延を行い、合計で０．０５％以上１．５０％以下の圧下率を達成してもよい。なお、ここで記載した圧延とは一般的には調質圧延のことを指すが、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。
本発明の鋼板の製造方法は、上記の製造工程を経て得た鋼板に対して、溶融亜鉛めっきを施す、又は溶融亜鉛めっきを施した後に４５０℃以上６００℃以下の温度域に再加熱して合金化処理を施すめっき工程を有することが好ましい。鋼板に対して溶融亜鉛めっきを施す処理は、焼鈍と溶融亜鉛めっき処理とを連続して行えるよう構成された装置を用いて、焼鈍と溶融亜鉛めっき処理とを施してもよい。なお、鋼板に対して溶融亜鉛めっきを施す場合、鋼板を、４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施した後、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。溶融亜鉛めっきとしてはＡｌ含有量が０．１０質量％以上０．２３質量％以下であり、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成の亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。また、鋼板に対して合金化溶融亜鉛めっきを施す場合、鋼板に対して溶融亜鉛めっき処理を施した後に、４５０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すことが好ましい。合金化温度が４５０℃未満では、Ｚｎ－Ｆｅ合金化速度が過度に遅くなってしまい、合金化が著しく困難となる可能性がある。一方、合金化温度が６００℃を超えると、未変態オーステナイトがパーライトへ変態し、ＴＳ及び延性が低下する場合がある。したがって、亜鉛めっきの合金化処理を行うときは、４５０℃以上６００℃以下の温度域で合金化処理を施すことが好ましく、より好ましくは４７０℃以上である。また、より好ましくは５５０℃以下であり、さらに好ましくは５３０℃以下とする。
また、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）のめっき付着量は片面あたり２０～８０ｇ／ｍ２（両面めっき）とすることが好ましい。めっきの付着量は、亜鉛めっき後にガスワイピング等を行うことにより調節することが可能である。
上述の通りに、めっき処理を施した鋼板を、５０℃以下まで冷却した後、０．０５％以上１．００％以下の伸長率で圧延してもよい。また、５０℃以下までの冷却後における圧延の伸長率は、より好ましくは０．１０％以上である。また、より好ましくは０．７０％以下である。
５０℃以下までの冷却後における圧延は、上述した亜鉛めっき処理を行うためのめっき装置と連続した装置上（オンライン）で行ってもよいし、亜鉛めっき処理を行うためのめっき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、一回の圧延で目的の伸長率を達成してもよいし、複数回の圧延を行い、合計で０．０５％以上１．００％以下の伸長率を達成してもよい。なお、ここで記載した圧延とは一般的には調質圧延のことを指すが、調質圧延と同等の伸長率を付与できれば、レベラーによる加工等の方法による圧延であっても構わない。
本発明の鋼板の製造方法は、上記再加熱工程後に、鋼板を５０℃以上３００℃以下の温度域内で０．５時間以上７２．０時間以下保持する脱水素処理工程を有することが好ましい。鋼板に対して溶融亜鉛めっき又は合金化溶融亜鉛めっきを施す場合は、めっき工程後に、脱水素処理工程を有することが好ましい。脱水素処理工程により、鋼板中の拡散性水素量をさらに低減することができ、その結果、打ち抜き後のボイドの生成量が減少し、伸びフランジ性（穴広げ性）をより向上させることができる。３００℃超の温度域で保持した場合、又は７２．０時間超で保持した場合は、焼戻しにより所望のＴＳの確保が難しくなる可能性がある。また、５０℃未満で保持した場合、又は０．５時間未満で保持した場合は、鋼板中の拡散性水素量の低減の効果を十分に得られない可能性がある。したがって、脱水素処理工程では、めっき工程後の鋼板を、５０℃以上３００℃以下の温度域内で０．５時間以上７２．０時間以下保持することが好ましい。また、脱水素処理工程では、めっき工程後の鋼板を、室温から７０℃以上の温度域内で保持することがより好ましい。また、この２００℃以下の温度域内２００℃以下で保持することがより好ましい。また、保持する時間は、１時間以上であることがより好ましい。また、保持する時間は、３６．０時間以下であることがより好ましい。
なお、上記した条件以外の製造条件は、常法によることができる。
第二の実施形態
次に、本発明の鋼板の製造方法の第二の実施形態を説明する。本発明の鋼板の製造方法の第二の実施形態は、上述した成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施し、４５０℃以上７５０℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、熱間圧延工程後の鋼板を４００℃以上の温度域で３６００秒以上保持し、酸洗した後、圧下率３０％以上で冷間圧延を施す冷間圧延工程と、冷間圧延工程後の鋼板を８２０℃以上の温度域で２０秒以上保持する第一焼鈍工程と、第一焼鈍工程後の鋼板を露点が－３５℃以上の雰囲気中を７４０℃以上９００℃以下の温度域で２０秒以上保持した後、該温度域から５５０℃までの平均冷却速度が８℃／秒以上で、３５０℃以上５００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、７４０℃から該冷却停止温度まで冷却する際に半径１００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計３回以上１５回以下で行う第二焼鈍工程と、第二焼鈍工程後の鋼板に対して、溶融亜鉛めっきを施す、又は溶融亜鉛めっきを施した後に４５０℃以上６００℃以下の温度域に再加熱して合金化処理を施すめっき工程と、めっき工程後の鋼板を５０℃以上３５０℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、該冷却停止温度超かつ３００℃以上５００℃以下の温度まで再加熱して１０秒以上保持する再加熱工程と、を有する。また、第二の実施形態でも、第一の実施形態と同様に、再加熱工程後に、鋼板を５０℃以上３００℃以下の温度域内で０．５時間以上７２．０時間以下保持する脱水素処理工程を有することが好ましい。
第二の実施形態の説明では、第一の実施形態と異なる条件のみ説明する。
２回目の焼鈍後の冷却停止温度：３５０℃以上５００℃以下
第二の実施形態では、第二焼鈍工程において、第一焼鈍工程後の鋼板を露点が－３５℃以上の雰囲気中を７４０℃以上９００℃以下の温度域で２０秒以上保持した後、該温度域から５５０℃までの平均冷却速度が８℃／秒以上で、３５０℃以上５００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、７４０℃から該冷却停止温度まで冷却する際に半径１００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計３回以上１５回以下で行う。第二の実施形態では第一の実施形態とは異なり、２回目の焼鈍後に、３５０℃以上５００℃以下の冷却停止温度まで冷却する。第二の実施形態では、めっき工程前における組織の変態を抑制する観点から、冷却停止温度を３５０℃以上とする。また、パーライトの生成を抑制する観点から、冷却停止温度を５００℃以下とする。
めっき工程後の鋼板を冷却する際の冷却停止温度：５０℃以上３５０℃以下
第二の実施形態では、第二焼鈍工程後にめっき工程を行い、めっき工程後の鋼板を５０℃以上３５０℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、該冷却停止温度超かつ３００℃以上５００℃以下の温度まで再加熱して１０秒以上保持する再加熱工程を有する。再加熱工程では、上述したとおり、めっき工程後に、鋼板を５０℃以上３５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する。冷却停止温度をマルテンサイト変態開始温度以下とすることで、後述する再加熱後の保持工程で生成する焼戻しマルテンサイトの面積率を増加し、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内とすることができる。また、冷却停止時点で、オーステナイトの一部をマルテンサイト変態させることで、鋼板中の拡散性水素量が低減でき、その結果、打抜き後のボイドの生成量を減少し、伸びフランジ性を向上することができる。冷却停止温度が５０℃未満では、冷却中に存在する未変態オーステナイトが、冷却停止時点でほぼ全量マルテンサイトに変態するために、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内に確保できず、延性が低下する。一方、冷却停止温度が３５０℃を超えると、マルテンサイトの面積率が増加するため、ＹＳが低下する。また、マルテンサイトの面積率の増加に伴い、鋼板中の拡散性水素量も増加するため、打抜き後のボイドの生成量が減少し、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する。したがって、冷却停止温度は５０℃以上３５０℃以下とする。冷却停止温度は、好ましくは１００℃以上、より好ましくは１７０℃以上とする。また、冷却停止温度は、好ましくは３００℃以下、より好ましくは２７０℃以下とする。
再加熱温度：冷却停止温度超かつ３００℃以上５００℃以下、再加熱時間：１０秒以上
冷却停止温度超かつ３００℃以上５００℃以下の再加熱温度で保持することで、冷却停止時に生成したマルテンサイトから未変態オーステナイトへの炭素の分配が進行し、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内に実現することができる。ここで、冷却停止温度は、再加熱前に鋼板を冷却した際の冷却停止温度を意味する。再加熱温度での保持時間が１０秒未満の場合、冷却停止時に生成したマルテンサイトから未変態オーステナイトへの炭素の分配が進行しないため、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内に確保できず、延性が低下する。また、マルテンサイトの面積率が増加するため、ＹＳが減少し、成形時の寸法精度が低下する。また、マルテンサイトの面積率の増加に伴い、鋼板中の拡散性水素量も増加するため、打抜き後のボイドの生成量が減少し、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する。したがって、第二再加熱温度での保持時間は１０秒以上とする。なお、第二再加熱温度での保持時間の上限は特に限定しないが、生産技術上の制約から、１０００秒以下とすることが好ましい。第二再加熱温度での保持時間は、好ましくは１３秒以上、３００秒以下とする。
再加熱温度で保持した後の平均冷却速度、冷却停止温度、及び冷却方法は特に限定されない。冷却方法としては、ガスジェット冷却、ミスト冷却、ロール冷却、水冷、及び空冷などを適用することができる。また、鋼板表面の酸化防止の観点から、第一再加熱温度で保持後、５０℃以下まで冷却することが好ましく、より好ましくは室温程度まで冷却する。該冷却の平均冷却速度は通常１℃／秒以上５０℃／秒以下である。
なお、上記で説明した本発明の製造方法における一連の熱処理においては、上述した温度範囲内であれば保持温度は一定である必要はなく、また冷却速度が冷却中に変化した場合においても規定した範囲内であれば本発明の趣旨を損なわない。また、熱履歴さえ満足されれば、鋼板はいかなる設備で熱処理を施されてもかまわない。
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、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満であり、降伏応力（ＹＳ）が高く、優れた延性、伸びフランジ性（穴広げ性）、疲労特性、及び耐ＬＭＥ特性を有している。そのため、本発明の鋼板を用いて得た部材は、高強度であるだけでなく、走行中に衝突した場合の耐衝撃特性にも優れている。また、７８０ＭＰａ以上の高強度であるだけでなく、鋼板にめっき処理を施した場合でも、ＬＭＥ割れが発生しにくい。したがって、本発明の部材は、自動車分野で使用される衝撃エネルギー吸収部材に好適である。
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。本発明の範囲は以下の実施例に限定されない。
表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からな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１２５０℃に加熱して、粗圧延した。次いで仕上げ圧延温度９００℃にて仕上げ圧延を施し、表２に示す種々の巻取温度で巻き取り、熱延鋼板とした。次いで、表２に示す条件で、冷間圧延工程、第一焼鈍工程、及び第二焼鈍工程を経て、冷延鋼板（ＣＲ）を得た。
次いで、以下に示すように、第一の実施形態又は第二の実施形態の製造工程を経て、鋼板を得た。
第一の実施形態では、上記第二焼鈍工程後、表２に示す条件で再加熱処理を行った。次いで、一部の鋼板に対して表２に示す条件でめっき処理を行った。次いで、一部の鋼板に対して表２に示す条件で脱水素処理を行い、鋼板を得た。
第二の実施形態では、上記第二焼鈍工程後、表２に示す条件でめっき処理を行った。次いで、表２に示す条件で再加熱処理を行い、鋼板を得た。
なお、第一の実施形態の発明例では、上記第二焼鈍工程における焼鈍後の冷却停止温度は、表２に示すように１５０℃以上３００℃以下の範囲内としている。また、第二の実施形態における発明例では、上記第二焼鈍工程における焼鈍後の冷却停止温度は、３５０℃以上５００℃以下の範囲内としている。
めっき工程では、冷延鋼板に対してめっき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）又は合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を得た。溶融亜鉛めっき浴としては、ＧＩを製造する場合は、Ａｌ：０．２０質量％を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる亜鉛浴を使用した。また、ＧＡを製造する場合は、Ａｌ：０．１４質量％を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる亜鉛浴を使用した。浴温はＧＩ、ＧＡいずれを製造する場合においても、４７０℃とした。めっき付着量は、ＧＩを製造する場合は、片面あたり４５～７２ｇ/ｍ２（両面めっき）程度とし、ＧＡを製造する場合は、片面あたり４５ｇ/ｍ２（両面めっき）程度とした。ＧＡを製造する場合の合金化処理は、表２に示す温度で行った。また、ＧＩのめっき層の組成は、Ｆｅ：０．１～１．０質量％、Ａｌ：０．２～１．０質量％を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなっていた。ＧＡのめっき層の組成は、Ｆｅ：７～１５質量％、Ａｌ：０．１～１．０質量％を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなっていた。
Figure 2022024145000001
Figure 2022024145000002
Figure 2022024145000003
以上のようにして得られた鋼板及び各めっき鋼板を供試鋼として、以下の試験方法に従い、引張特性、伸びフランジ性（穴広げ性）、耐ＬＭＥ特性及び疲労特性を評価した。また、各鋼板のフェライトの面積率、焼戻しマルテンサイトの面積率、ベイニティックフェライトの面積率、及び残留オーステナイトの体積率は以下の方法で測定した。鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域及び鋼板の板厚１／４位置において、それぞれ、Ｓｉ濃度及びＭｎ濃度を、以下の方法で測定した。鋼板表面から板厚方向に存在する軟質層の厚さ、鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域のＳｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒の平均粒径、鋼板中に含まれる拡散性水素量も、上述した方法で測定した。結果は表３に示す。
フェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイトの面積率の測定方法は、以下の通りである。面積率は、板厚の１/４位置で測定した。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるよう試料を切り出した後、ダイヤモンドペーストを用いて観察面を鏡面研磨し、その後、コロイダルシリカを用い仕上げ研磨を施し、さらに、３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングして組織を現出させた。加速電圧が１５ｋＶの条件で、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）を用いて、５０００倍の倍率で、１７μｍ×２３μｍの視野範囲で３視野観察した。得られた組織画像を、Ａｄｏｂｅ Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて、各構成組織（フェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイト）の面積を測定面積で除した面積率を３視野分算出し、それらの値を平均して各組織の面積率として求めた。
残留オーステナイトの体積率の測定方法は、以下の通りである。鋼板を板厚方向（深さ方向）に板厚の１/４まで機械研削した後、シュウ酸による化学研磨を行なって、観察面とした。該観察面を、Ｘ線回折法により観察した。入射Ｘ線としては、ＭｏのＫα線源を用い、ｂｃｃ鉄の(２００)、(２１１)、（２２０）各面の回折強度に対するｆｃｃ鉄（オーステナイト）の(２００)、(２２０)、（３１１）各面の回折強度の比を求め、これを残留オーステナイトの体積率とした。
その他の鋼板の組織（残部組織）は、例えばＳＥＭ観察で確認し判定すればよい。
鋼板の板厚１／４位置におけるＳｉ濃度ＴＳｉ及びＭｎ濃度ＴＭｎは、電界放出型電子プローブマイクロアナライザー（ＦＥ－ＥＰＭＡ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ－Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて、鋼板の板厚１／４位置において電子ビーム径１μｍでの点分析を任意に１０点行い、その平均により求めた。また、鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域におけるＳｉ濃度は、電界放出型電子プローブマイクロアナライザーを用いて、電子ビーム径０．１μｍで鋼板表面から板厚方向に線分析を行い、鋼板表面から板厚方向に０～４．９μｍにおけるＳｉ濃度の濃度分布を得た。ここで、当該濃度分布のうち最小のＳｉ濃度を、上記濃度ＬＳｉとしている。また、鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域におけるＭｎ濃度も、電界放出型電子プローブマイクロアナライザーを用いて、電子ビーム径０．１μｍで鋼板表面から板厚方向に線分析を行い、鋼板表面から板厚方向に０～４．９μｍにおけるＭｎ濃度の濃度分布を得た。ここで、当該濃度分布のうち最小のＭｎ濃度を、上記濃度ＬＭｎとしている。なお、ここでいうＳｉ濃度、Ｍｎ濃度、ＬＳｉ、ＴＳｉ、ＬＭｎ及びＴＭｎの単位は、質量％である。また、本発明における電界放出型電子プローブマイクロアナライザーでのＳｉ濃度及びＭｎ濃度の測定は、測定する位置に粒状物が存在していない箇所を１０箇所選んで実施し、それらの平均値をそれぞれＳｉ濃度及びＭｎ濃度とした。
また、鋼板の断面（Ｌ断面）に対してＳＥＭ観察とエネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＸ）を行うことによって、鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域における酸化物の種類の特定と、Ｓｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒の平均粒径を測定した。結晶粒の平均粒径は、鋼板の断面（Ｌ断面）において、鋼板表面に平行な方向に対して切片法で測定して求めた粒径の長さの平均値である。
また、軟質層の測定方法は、以下の通りである。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面：圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面）を湿式研磨により平滑化した後、ビッカース硬度計を用いて、荷重１０ｇｆで、鋼板表面から板厚方向に１μｍの位置より、板厚方向１００μｍの位置まで、１μｍ間隔で測定を行った。その後は板厚中心まで２０μｍ間隔で測定を行った。硬度が板厚１／４位置の硬度に比して６５％以下に減少した領域を軟質層と定義し、当該領域の板厚方向の厚さを軟質層の厚さと定義する。
また、鋼板中に含まれる拡散性水素量の測定方法は、以下の通りである。冷延鋼板の場合、長さが３０ｍｍ、幅が５ｍｍの試験片を採取した。鋼板表面に溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層を有する鋼板の場合、長さが３０ｍｍ、幅が５ｍｍの試験片を採取し、溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層をアルカリ除去した。その後、試験片から放出される水素量を昇温脱離分析法によって測定した。具体的には、室温から３００℃までを昇温速度２００℃／ｈで連続加熱した後、室温まで冷却し、室温から２１０℃までに試験片から放出された積算水素量を測定して、鋼板中の拡散性水素量とする。
＜引張特性＞
引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行った。得られた鋼板より、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。該試験片を用いて、クロスヘッド速度が１０ｍｍ／ｍｉｎの条件で引張試験を行い、ＹＳ、ＴＳ及び全伸び（Ｅｌ）を測定した。なお、本発明では、ＴＳが７８０ＭＰａ以上であり、ＹＳ及びＥｌが下記を満たす場合を合格と判断した。
７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、４２０ＭＰａ≦ＹＳ、かつ２２％≦Ｅｌ
９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、５６０ＭＰａ≦ＹＳ、かつ１９％≦Ｅｌ
＜伸びフランジ性（穴広げ性）＞
伸びフランジ性（穴広げ性）は、穴広げ試験により評価した。穴広げ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６に準拠して行った。得られた鋼板より、１００ｍｍ×１００ｍｍのサンプルを剪断で採取した。該サンプルに、クリアランスを１２．５％として直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた。内径７５ｍｍのダイスを用いて、穴の周囲をしわ押さえ力９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）で抑えた状態で、頂角６０°の円錐ポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定した。下記の式に基づいて、限界穴広げ率：λ（％）を求め、この限界穴広げ率の値から穴広げ性を評価した。
λ（％）＝｛（Ｄｆ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
ただし、上式において、Ｄｆは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ０は初期穴径（ｍｍ）である。本発明では、ＴＳ、λが下記を満たす場合を伸びフランジ性が良好と判断した。
７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、３０％≦λ
９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、２０％≦λ
＜耐ＬＭＥ特性＞
耐ＬＭＥ特性は、抵抗溶接割れ試験により判断した。得られた鋼板の圧延方向と直角方向を長手として３０ｍｍ×１００ｍｍに切断した試験片を１枚と、もう１枚は９８０ＭＰａ級の溶融亜鉛めっき鋼板を用いて、これらに抵抗溶接（スポット溶接）を実施することにより、部材を作製した。溶接機には２枚の鋼板を重ねた板組みについて、溶接ガンに取り付けられたサーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機を用いて板組みを５°傾けた状態で抵抗スポット溶接を実施した。溶接条件は加圧力を３．８ｋＮ、ホールド時間を０．２秒とした。また、溶接電流を５．７～６．２ｋＡ、通電時間を２１サイクル、ホールド時間を５サイクルとした。溶接後の部材から試験片を半切して、断面を光学顕微鏡で観察し、０．０２ｍｍ以上の亀裂がみとめられないものをＬＭＥ割れ性が極めて良好（◎）とし、亀裂が発生するものの亀裂が０．０２ｍｍ以上０．１ｍｍ未満であるものをＬＭＥ割れ性が良好（〇）とし、０．１ｍｍ以上の亀裂が認められたものをＬＭＥ割れ性が不良（×）とした。
＜疲労特性＞
疲労特性は、ＪＩＳ Ｚ ２２７５（１９７８年）に準拠し、両振り平面曲げ疲労試験において、疲労限強度と耐久比で評価した。疲労試験の試験片としては、１号試験片の応力負荷部分に３０．４ｍｍの曲げ半径Ｒをつけ、最小幅が２０ｍｍのものを用いた。両振り平面曲げ疲労試験は、片持はりとして負荷を与え、周波数２０Ｈｚ、応力比－１で実施し、繰り返し数が１０７サイクルを超える応力を疲労限強度とした。また、疲労限強度を引張強さ（ＴＳ）で除した値を耐久比とした。
なお、本発明では、耐ＬＭＥ特性における評価で、０．０２ｍｍ以上の亀裂がみとめられない場合、３００≦疲労限強度、かつ０．３０≦耐久比を満たす鋼板を疲労特性が良好と判断した。
また、後述の耐ＬＭＥ特性における評価で、亀裂が発生するものの亀裂が０．０２ｍｍ以上０．１ｍｍ未満である場合、ＴＳ、疲労限強度、耐久比が下記を満たす鋼板を疲労特性が良好と判断した。
７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、３３０ＭＰａ≦疲労限強度、かつ０．４０≦耐久比
９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、４００ＭＰａ≦疲労限強度、かつ０．４０≦耐久比
結果を表３に示す。
Figure 2022024145000004
Figure 2022024145000005
表３に示すように、本発明例の鋼板は、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満であり、降伏応力（ＹＳ）が高く、優れた延性、伸びフランジ性（穴広げ性）、疲労特性、及び耐ＬＭＥ特性を有する。一方、比較例の鋼板は、これらのうち少なくとも１つが本発明例に対して劣っている。
［実施例２］
実施例１の表２の製造条件Ｎｏ．１（本発明例）に対して、亜鉛めっき処理を行った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２の製造条件Ｎｏ．１（本発明例）に対して亜鉛めっき処理を行った亜鉛めっき鋼板と、実施例１の表２の製造条件Ｎｏ．３（本発明例）に対して亜鉛めっき処理を行った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。これら本発明例の部材は、上述した耐ＬＭＥ割れ性が評価「〇」と優れており、かつ、前記の部材から採取した試験片による疲労試験の評価も優れている。また、上記の本発明例の部材は、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満であり、降伏応力（ＹＳ）が高く、優れた延性、伸びフランジ性（穴広げ性）を有している。そのため、これらの部材は、自動車部品等に好適に用いられることがわかる。
また、実施例１の表２の製造条件Ｎｏ．４（本発明例）から得られる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２の製造条件Ｎｏ．４（本発明例）から得られる鋼板と、実施例１の表２の製造条件Ｎｏ．２９（本発明例）から得られる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。これら本発明例の部材は、上述した耐ＬＭＥ割れ性が評価「〇」と優れており、かつ、前記の部材から採取した試験片による疲労試験の評価も優れている。また、上記の本発明例の部材は、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満であり、降伏応力（ＹＳ）が高く、優れた延性、伸びフランジ性（穴広げ性）を有している。そのため、これらの部材は、自動車部品等に好適に用いられることがわかる。
［実施例３］
表１のＧ鋼、Ｔ鋼、Ｗ鋼、ＡＵ鋼、ＡＸ鋼又はＡＣ鋼の成分組成を有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からな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１２５０℃に加熱して、粗圧延した。次いで仕上げ圧延温度９００℃にて仕上げ圧延を施し、表４に示す種々の巻取温度で巻き取り、熱延鋼板とした。次いで、表４に示す条件で、冷間圧延工程、第一焼鈍工程、及び第二焼鈍工程を経て、冷延鋼板（ＣＲ）を得た。
次いで、以下に示すように、第一の実施形態又は第二の実施形態の製造工程を経て、鋼板を得た。
第一の実施形態では、上記第二焼鈍工程後、表４に示す条件で再加熱処理を行った。次いで、一部の鋼板に対して表４に示す条件でめっき処理を行った。次いで、一部の鋼板に対して表４に示す条件で脱水素処理を行い、鋼板を得た。
第二の実施形態では、上記第二焼鈍工程後、表４に示す条件でめっき処理を行った。次いで、表４に示す条件で再加熱処理を行い、鋼板を得た。
なお、第一の実施形態の発明例では、上記第二焼鈍工程における焼鈍後の冷却停止温度は、表４に示すように１５０℃以上３００℃以下の範囲内としている。また、第二の実施形態における発明例では、上記第二焼鈍工程における焼鈍後の冷却停止温度は、３５０℃以上５００℃以下の範囲内としている。
めっき工程では、冷延鋼板に対してめっき処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を得た。溶融亜鉛めっき浴としては、Ａｌ：０．１４質量％を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる亜鉛浴を使用した。浴温は４７０℃とした。めっき付着量は、片面あたり４５ｇ/ｍ２（両面めっき）程度とした。合金化処理は、表２に示す温度で行った。ＧＡのめっき層の組成は、Ｆｅ：７～１５質量％、Ａｌ：０．１～１．０質量％を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなっていた。
Figure 2022024145000006
以上のようにして得られた鋼板及び各めっき鋼板を供試鋼として、以下の試験方法に従い、引張特性、伸びフランジ性（穴広げ性）、耐ＬＭＥ特性及び疲労特性を評価した。また、各鋼板のフェライトの面積率、焼戻しマルテンサイトの面積率、ベイニティックフェライトの面積率、及び残留オーステナイトの体積率は以下の方法で測定した。鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域及び鋼板の板厚１／４位置において、それぞれ、Ｓｉ濃度及びＭｎ濃度を、以下の方法で測定した。鋼板表面から板厚方向に存在する軟質層の厚さ、鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域のＳｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒の平均粒径、鋼板中に含まれる拡散性水素量も、上述した方法で測定した。結果は表５に示す。
フェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイトの面積率の測定方法は、以下の通りである。面積率は、板厚の１/４位置で測定した。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるよう試料を切り出した後、ダイヤモンドペーストを用いて観察面を鏡面研磨し、その後、コロイダルシリカを用い仕上げ研磨を施し、さらに、３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングして組織を現出させた。加速電圧が１５ｋＶの条件で、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）を用いて、５０００倍の倍率で、１７μｍ×２３μｍの視野範囲で３視野観察した。得られた組織画像を、Ａｄｏｂｅ Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて、各構成組織（フェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイト）の面積を測定面積で除した面積率を３視野分算出し、それらの値を平均して各組織の面積率として求めた。
残留オーステナイトの体積率の測定方法は、以下の通りである。鋼板を板厚方向（深さ方向）に板厚の１/４まで機械研削した後、シュウ酸による化学研磨を行なって、観察面とした。該観察面を、Ｘ線回折法により観察した。入射Ｘ線としては、ＭｏのＫα線源を用い、ｂｃｃ鉄の(２００)、(２１１)、（２２０）各面の回折強度に対するｆｃｃ鉄（オーステナイト）の(２００)、(２２０)、（３１１）各面の回折強度の比を求め、これを残留オーステナイトの体積率とした。
その他の鋼板の組織（残部組織）は、ＳＥＭ観察で確認し判定した。
鋼板の板厚１／４位置におけるＳｉ濃度ＴＳｉ及びＭｎ濃度ＴＭｎは、電界放出型電子プローブマイクロアナライザー（ＦＥ－ＥＰＭＡ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ－Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて、鋼板の板厚１／４位置において電子ビーム径１μｍでの点分析を任意に１０点行い、その平均により求めた。また、鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域におけるＳｉ濃度は、電界放出型電子プローブマイクロアナライザーを用いて、電子ビーム径０．１μｍで鋼板表面から板厚方向に線分析を行い、鋼板表面から板厚方向に０～１５．０μｍにおけるＳｉ濃度の濃度分布を得た。ここで、当該濃度分布のうち最小のＳｉ濃度を、上記濃度ＬＳｉとしている。また、鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域におけるＭｎ濃度も、電界放出型電子プローブマイクロアナライザーを用いて、電子ビーム径０．１μｍで鋼板表面から板厚方向に線分析を行い、鋼板表面から板厚方向に０～１５．０μｍにおけるＭｎ濃度の濃度分布を得た。ここで、当該濃度分布のうち最小のＭｎ濃度を、上記濃度ＬＭｎとしている。なお、ここでいうＳｉ濃度、Ｍｎ濃度、ＬＳｉ、ＴＳｉ、ＬＭｎ及びＴＭｎの単位は、質量％である。また、本発明における電界放出型電子プローブマイクロアナライザーでのＳｉ濃度及びＭｎ濃度の測定は、測定する位置に粒状物が存在していない箇所を１０箇所選んで実施し、それらの平均値をそれぞれＳｉ濃度及びＭｎ濃度とした。
また、鋼板の断面（Ｌ断面）に対してＳＥＭ観察とエネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＸ）を行うことによって、鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域における酸化物の種類の特定と、Ｓｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒の平均粒径を測定した。結晶粒の平均粒径は、鋼板の断面（Ｌ断面）において、鋼板表面に平行な方向に対して切片法で測定して求めた粒径の長さの平均値である。
また、軟質層の測定方法は、以下の通りである。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面：圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面）を湿式研磨により平滑化した後、ビッカース硬度計を用いて、荷重１０ｇｆで、鋼板表面から板厚方向に１μｍの位置より、板厚方向１００μｍの位置まで、１μｍ間隔で測定を行った。その後は板厚中心まで２０μｍ間隔で測定を行った。硬度が板厚１／４位置の硬度に比して６５％以下に減少した領域を軟質層と定義し、当該領域の板厚方向の厚さを軟質層の厚さと定義する。
また、鋼板中に含まれる拡散性水素量の測定方法は、以下の通りである。冷延鋼板の場合、長さが３０ｍｍ、幅が５ｍｍの試験片を採取した。鋼板表面に溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層を有する鋼板の場合、長さが３０ｍｍ、幅が５ｍｍの試験片を採取し、溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層をアルカリ除去した。その後、試験片から放出される水素量を昇温脱離分析法によって測定した。具体的には、室温から３００℃までを昇温速度２００℃／ｈで連続加熱した後、室温まで冷却し、室温から２１０℃までに試験片から放出された積算水素量を測定して、鋼板中の拡散性水素量とする。
＜引張特性＞
引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行った。得られた鋼板より、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。該試験片を用いて、クロスヘッド速度が１０ｍｍ／ｍｉｎの条件で引張試験を行い、ＹＳ、ＴＳ及び全伸び（Ｅｌ）を測定した。なお、本発明では、ＴＳが７８０ＭＰａ以上であり、ＹＳ及びＥｌが下記を満たす場合を合格と判断した。
７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、４２０ＭＰａ≦ＹＳ、かつ２２％≦Ｅｌ
９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、５６０ＭＰａ≦ＹＳ、かつ１９％≦Ｅｌ
＜伸びフランジ性（穴広げ性）＞
伸びフランジ性（穴広げ性）は、穴広げ試験により評価した。穴広げ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６に準拠して行った。得られた鋼板より、１００ｍｍ×１００ｍｍのサンプルを剪断で採取した。該サンプルに、クリアランスを１２．５％として直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた。内径７５ｍｍのダイスを用いて、穴の周囲をしわ押さえ力９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）で抑えた状態で、頂角６０°の円錐ポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定した。下記の式に基づいて、限界穴広げ率：λ（％）を求め、この限界穴広げ率の値から穴広げ性を評価した。
λ（％）＝｛（Ｄｆ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
ただし、上式において、Ｄｆは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ０は初期穴径（ｍｍ）である。本発明では、ＴＳ、λが下記を満たす場合を伸びフランジ性が良好と判断した。
７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、３０％≦λ
９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、２０％≦λ
＜耐ＬＭＥ特性＞
耐ＬＭＥ特性は、抵抗溶接割れ試験により判断した。得られた鋼板の圧延方向と直角方向を長手として３０ｍｍ×１００ｍｍに切断した試験片を１枚と、もう１枚は９８０ＭＰａ級の溶融亜鉛めっき鋼板を用いて、これらに抵抗溶接（スポット溶接）を実施することにより、部材を作製した。溶接機には２枚の鋼板を重ねた板組みについて、溶接ガンに取り付けられたサーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機を用いて板組みを５°傾けた状態で抵抗スポット溶接を実施した。溶接条件は加圧力を３．８ｋＮ、ホールド時間を０．２秒とした。また、溶接電流を５．７～６．２ｋＡ、通電時間を２１サイクル、ホールド時間を５サイクルとした。溶接後の部材から試験片を半切して、断面を光学顕微鏡で観察し、０．０２ｍｍ以上の亀裂がみとめられないものをＬＭＥ割れ性が極めて良好（◎）とし、亀裂が発生するものの亀裂が０．０２ｍｍ以上０．１ｍｍ未満であるものをＬＭＥ割れ性が良好（〇）とし、０．１ｍｍ以上の亀裂が認められたものをＬＭＥ割れ性が不良（×）とした。
＜疲労特性＞
疲労特性は、ＪＩＳ Ｚ ２２７５（１９７８年）に準拠し、両振り平面曲げ疲労試験において、疲労限強度と耐久比で評価した。疲労試験の試験片としては、１号試験片の応力負荷部分に４０ｍｍの曲げ半径Ｒをつけ、最小幅が２０ｍｍのものを用いた。両振り平面曲げ疲労試験は、片持はりとして負荷を与え、周波数２０Ｈｚ、応力比－１で実施し、繰り返し数が１０７サイクルを超える応力を疲労限強度とした。また、疲労限強度を引張強さ（ＴＳ）で除した値を耐久比とした。
なお、本発明では、耐ＬＭＥ特性における評価で、０．０２ｍｍ以上の亀裂がみとめられない場合、３００≦疲労限強度、かつ０．３０≦耐久比を満たす鋼板を疲労特性が良好と判断した。
また、後述の耐ＬＭＥ特性における評価で、亀裂が発生するものの亀裂が０．０２ｍｍ以上０．１ｍｍ未満である場合、ＴＳ、疲労限強度、耐久比が下記を満たす鋼板を疲労特性が良好と判断した。
７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、３３０ＭＰａ≦疲労限強度、かつ０．４０≦耐久比
９８０ＭＰａ≦ＴＳの場合、４００ＭＰａ≦疲労限強度、かつ０．４０≦耐久比
結果を表５に示す。
Figure 2022024145000007
表５に示すように、本発明例の鋼板は、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満であり、降伏応力（ＹＳ）が高く、優れた延性、伸びフランジ性（穴広げ性）、疲労特性、及び耐ＬＭＥ特性を有する。一方、比較例の鋼板は、これらのうち少なくとも１つが本発明例に対して劣っている。
［実施例４］
実施例３の表４の製造条件Ｎｏ．７７（本発明例）に対して、亜鉛めっき処理を行った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２の製造条件Ｎｏ．７７（本発明例）に対して亜鉛めっき処理を行った亜鉛めっき鋼板と、実施例１の表２の製造条件Ｎｏ．８０（本発明例）に対して亜鉛めっき処理を行った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。これら本発明例の部材は、上述した耐ＬＭＥ割れ性が評価「◎」と優れており、かつ、前記の部材から採取した試験片による疲労試験の評価も優れている。また、上記の本発明例の部材は、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満であり、降伏応力（ＹＳ）が高く、優れた延性、伸びフランジ性（穴広げ性）を有している。そのため、これらの部材は、自動車部品等に好適に用いられることがわかる。

Claims (18)

  1. 質量％で、
    Ｓｉ：０．２０％以上２．００％以下、
    Ｍｎ：１．００％以上２．７０％未満、
    Ｃ：０．１２０％以上０．４００％以下、
    Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｓ：０．０２００％以下、
    Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下、及び
    Ｎ：０．０１００％以下を含有し、
    残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、
    フェライトの面積率が１５％以上７０％以下、ベイニティックフェライトの面積率が３％以上２５％以下、焼戻しマルテンサイトの面積率が１％以上１５％以下、残留オーステナイトの体積率が５％以上３０％以下である鋼組織と、を有し、
    鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域が厚さ１．０μｍ以上であり、
    鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域における最小のＳｉ濃度ＬＳｉ及び最小のＭｎ濃度ＬＭｎと、鋼板の板厚１／４位置におけるＳｉ濃度ＴＳｉ及びＭｎ濃度ＴＭｎとが、下記式（１）を満たし、
    引張強さが７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満である鋼板の製造方法であって、
    鋼スラブに熱間圧延を施し、４５０℃以上７５０℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
    前記熱間圧延工程後の鋼板を４００℃以上の温度域で３６００秒以上保持し、酸洗した後、圧下率３０％以上で冷間圧延を施す冷間圧延工程と、
    前記冷間圧延工程後の鋼板を８２０℃以上の温度域で２０秒以上保持する第一焼鈍工程と、
    前記第一焼鈍工程後の鋼板を露点が－３５℃以上１５℃以下の雰囲気中を７４０℃以上９００℃以下の温度域で２０秒以上保持した後、該温度域から５５０℃までの平均冷却速度が８℃／秒以上で、１５０℃以上３００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、７４０℃から該冷却停止温度まで冷却する際に半径１００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計３回以上１５回以下で行う第二焼鈍工程と、
    前記第二焼鈍工程後の鋼板を（前記冷却停止温度＋５０℃）以上５００℃以下の温度域まで再加熱し、該温度域で１０秒以上保持する再加熱工程と、を有する鋼板の製造方法。
    ＬＳｉ＋ＬＭｎ≦（ＴＳｉ＋ＴＭｎ）／４・・・（１）
  2. 前記再加熱工程後の鋼板に対して、溶融亜鉛めっきを施す、又は溶融亜鉛めっきを施した後に４５０℃以上６００℃以下の温度域に再加熱して合金化処理を施すめっき工程を有する請求項１に記載の鋼板の製造方法。
  3. 質量％で、
    Ｓｉ：０．２０％以上２．００％以下、
    Ｍｎ：１．００％以上２．７０％未満、
    Ｃ：０．１２０％以上０．４００％以下、
    Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｓ：０．０２００％以下、
    Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下、及び
    Ｎ：０．０１００％以下を含有し、
    残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、
    フェライトの面積率が１５％以上７０％以下、ベイニティックフェライトの面積率が３％以上２５％以下、焼戻しマルテンサイトの面積率が１％以上１５％以下、残留オーステナイトの体積率が５％以上３０％以下である鋼組織と、を有し、
    鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域が厚さ１．０μｍ以上であり、
    鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域における最小のＳｉ濃度ＬＳｉ及び最小のＭｎ濃度ＬＭｎと、鋼板の板厚１／４位置におけるＳｉ濃度ＴＳｉ及びＭｎ濃度ＴＭｎとが、下記式（１）を満たし、
    引張強さが７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満である鋼板の製造方法であって、
    鋼スラブに熱間圧延を施し、４５０℃以上７５０℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
    前記熱間圧延工程後の鋼板を４００℃以上の温度域で３６００秒以上保持し、酸洗した後、圧下率３０％以上で冷間圧延を施す冷間圧延工程と、
    前記冷間圧延工程後の鋼板を８２０℃以上の温度域で２０秒以上保持する第一焼鈍工程と、
    前記第一焼鈍工程後の鋼板を露点が－３５℃以上１５℃以下の雰囲気中を７４０℃以上９００℃以下の温度域で２０秒以上保持した後、該温度域から５５０℃までの平均冷却速度が８℃／秒以上で、３５０℃以上５００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、７４０℃から該冷却停止温度まで冷却する際に半径１００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計３回以上１５回以下で行う第二焼鈍工程と、
    前記第二焼鈍工程後の鋼板に対して、溶融亜鉛めっきを施す、又は溶融亜鉛めっきを施した後に４５０℃以上６００℃以下の温度域に再加熱して合金化処理を施すめっき工程と、
    前記めっき工程後の鋼板を５０℃以上３５０℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、該冷却停止温度超かつ３００℃以上５００℃以下の温度まで再加熱して１０秒以上保持する再加熱工程と、を有する鋼板の製造方法。
    ＬＳｉ＋ＬＭｎ≦（ＴＳｉ＋ＴＭｎ）／４・・・（１）
  4. 前記再加熱工程後、鋼板を５０℃以上３００℃以下の温度域内で０．５時間以上７２．０時間以下保持する脱水素処理工程を有する請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法。
  5. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｓｂ：０．２００％以下及び
    Ｓｎ：０．２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法。
  6. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．２００％以下、
    Ｎｂ：０．２００％以下、
    Ｖ：０．１００％以下、
    Ｂ：０．０１００％以下、
    Ｃｕ：１．０００％以下、
    Ｃｒ：１．０００％以下、
    Ｎｉ：１．０００％以下、
    Ｍｏ：０．５００％以下、
    Ｔａ：０．１００％以下、
    Ｗ：０．５００％以下、
    Ｍｇ：０．０２００％以下、
    Ｚｎ：０．０２０％以下、
    Ｃｏ：０．０２０％以下、
    Ｚｒ：０．０２０％以下、
    Ｃａ：０．０２００％以下、
    Ｃｅ：０．０２００％以下、
    Ｓｅ：０．０２００％以下、
    Ｔｅ：０．０２００％以下、
    Ｇｅ：０．０２００％以下、
    Ａｓ：０．０２００％以下、
    Ｓｒ：０．０２００％以下、
    Ｃｓ：０．０２００％以下、
    Ｈｆ：０．０２００％以下、
    Ｐｂ：０．０２００％以下、
    Ｂｉ：０．０２００％以下、
    ＲＥＭ（Ｃｅを除く）：０．０２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１～５のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法。
  7. 前記成分組成の炭素当量Ｃｅｑが０．４９０％以上０．６９７％未満である請求項１～６のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法。
  8. 製造された鋼板中に含まれる拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ以下である請求項１～７のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法。
  9. 請求項１～８のいずれか一項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。
  10. 質量％で、
    Ｓｉ：０．２０％以上２．００％以下、
    Ｍｎ：１．００％以上２．７０％未満、
    Ｃ：０．１２０％以上０．４００％以下、
    Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｓ：０．０２００％以下、
    Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下、及び
    Ｎ：０．０１００％以下を含有し、
    残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、
    フェライトの面積率が１５％以上７０％以下、ベイニティックフェライトの面積率が３％以上２５％以下、焼戻しマルテンサイトの面積率が１％以上１５％以下、残留オーステナイトの体積率が５％以上３０％以下である鋼組織と、を有し、
    鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域が厚さ１．０μｍ以上であり、
    鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域における最小のＳｉ濃度ＬＳｉ及び最小のＭｎ濃度ＬＭｎと、鋼板の板厚１／４位置におけるＳｉ濃度ＴＳｉ及びＭｎ濃度ＴＭｎとが、下記式（１）を満たし、
    引張強さが７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満である鋼板の製造方法であって、
    鋼スラブに熱間圧延を施し、４５０℃以上７５０℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
    前記熱間圧延工程後の鋼板を４００℃以上の温度域で３６００秒以上保持し、酸洗した後、圧下率３０％以上で冷間圧延を施す冷間圧延工程と、
    前記冷間圧延工程後の鋼板を８２０℃以上の温度域で２０秒以上保持する第一焼鈍工程と、
    前記第一焼鈍工程後の鋼板を露点が７℃以上２０℃以下の雰囲気中を７４０℃以上９００℃以下の温度域で２０秒以上保持した後、該温度域から５５０℃までの平均冷却速度が８℃／秒以上で、１５０℃以上３００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、７４０℃から該冷却停止温度まで冷却する際に半径１００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計３回以上１５回以下で行う第二焼鈍工程と、
    前記第二焼鈍工程後の鋼板を（前記冷却停止温度＋５０℃）以上５００℃以下の温度域まで再加熱し、該温度域で１０秒以上保持する再加熱工程と、を有する鋼板の製造方法。
    ＬＳｉ＋ＬＭｎ≦（ＴＳｉ＋ＴＭｎ）／４・・・（１）
  11. 前記再加熱工程後の鋼板に対して、溶融亜鉛めっきを施す、又は溶融亜鉛めっきを施した後に４５０℃以上６００℃以下の温度域に再加熱して合金化処理を施すめっき工程を有する請求項１０に記載の鋼板の製造方法。
  12. 質量％で、
    Ｓｉ：０．２０％以上２．００％以下、
    Ｍｎ：１．００％以上２．７０％未満、
    Ｃ：０．１２０％以上０．４００％以下、
    Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｓ：０．０２００％以下、
    Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下、及び
    Ｎ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、
    フェライトの面積率が１５％以上７０％以下、ベイニティックフェライトの面積率が３％以上２５％以下、焼戻しマルテンサイトの面積率が１％以上１５％以下、残留オーステナイトの体積率が５％以上３０％以下である鋼組織と、を有し、
    鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域が厚さ１．０μｍ以上であり、
    鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域における最小のＳｉ濃度ＬＳｉ及び最小のＭｎ濃度ＬＭｎと、鋼板の板厚１／４位置におけるＳｉ濃度ＴＳｉ及びＭｎ濃度ＴＭｎとが、下記式（１）を満たし、
    引張強さが７８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満である鋼板の製造方法であって、
    鋼スラブに熱間圧延を施し、４５０℃以上７５０℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
    前記熱間圧延工程後の鋼板を４００℃以上の温度域で３６００秒以上保持し、酸洗した後、圧下率３０％以上で冷間圧延を施す冷間圧延工程と、
    前記冷間圧延工程後の鋼板を８２０℃以上の温度域で２０秒以上保持する第一焼鈍工程と、
    前記第一焼鈍工程後の鋼板を露点が７℃以上２０℃以下の雰囲気中を７４０℃以上９００℃以下の温度域で２０秒以上保持した後、該温度域から５５０℃までの平均冷却速度が８℃／秒以上で、３５０℃以上５００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、７４０℃から該冷却停止温度まで冷却する際に半径１００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計３回以上１５回以下で行う第二焼鈍工程と、
    前記第二焼鈍工程後の鋼板に対して、溶融亜鉛めっきを施す、又は溶融亜鉛めっきを施した後に４５０℃以上６００℃以下の温度域に再加熱して合金化処理を施すめっき工程と、
    前記めっき工程後の鋼板を５０℃以上３５０℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、該冷却停止温度超かつ３００℃以上５００℃以下の温度まで再加熱して１０秒以上保持する再加熱工程と、を有する鋼板の製造方法。
    ＬＳｉ＋ＬＭｎ≦（ＴＳｉ＋ＴＭｎ）／４・・・（１）
  13. 前記再加熱工程後、鋼板を５０℃以上３００℃以下の温度域内で０．５時間以上７２．０時間以下保持する脱水素処理工程を有する請求項１０～１２のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法。
  14. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｓｂ：０．２００％以下及び
    Ｓｎ：０．２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１０～１３のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法。
  15. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．２００％以下、
    Ｎｂ：０．２００％以下、
    Ｖ：０．１００％以下、
    Ｂ：０．０１００％以下、
    Ｃｕ：１．０００％以下、
    Ｃｒ：１．０００％以下、
    Ｎｉ：１．０００％以下、
    Ｍｏ：０．５００％以下、
    Ｔａ：０．１００％以下、
    Ｗ：０．５００％以下、
    Ｍｇ：０．０２００％以下、
    Ｚｎ：０．０２０％以下、
    Ｃｏ：０．０２０％以下、
    Ｚｒ：０．０２０％以下、
    Ｃａ：０．０２００％以下、
    Ｃｅ：０．０２００％以下、
    Ｓｅ：０．０２００％以下、
    Ｔｅ：０．０２００％以下、
    Ｇｅ：０．０２００％以下、
    Ａｓ：０．０２００％以下、
    Ｓｒ：０．０２００％以下、
    Ｃｓ：０．０２００％以下、
    Ｈｆ：０．０２００％以下、
    Ｐｂ：０．０２００％以下、
    Ｂｉ：０．０２００％以下、
    ＲＥＭ（Ｃｅを除く）：０．０２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１０～１４のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法。
  16. 前記成分組成の炭素当量Ｃｅｑが０．４９０％以上０．６９７％未満である請求項１０～１５のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法。
  17. 製造された鋼板中に含まれる拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ以下である請求項１０～１６のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法。
  18. 請求項１０～１７のいずれか一項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。
JP2021193114A 2020-03-31 2021-11-29 鋼板の製造方法及び部材の製造方法 Active JP7044197B2 (ja)

Applications Claiming Priority (7)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2020062803 2020-03-31
JP2020062803 2020-03-31
JP2020122183 2020-07-16
JP2020122183 2020-07-16
PCT/JP2021/012661 WO2021200579A1 (ja) 2020-03-31 2021-03-25 鋼板、部材及びそれらの製造方法
JP2021535733A JP7001202B1 (ja) 2020-03-31 2021-03-25 鋼板及び部材
JP2021160515A JP2022023086A (ja) 2020-03-31 2021-09-30 鋼板、部材及びそれらの製造方法

Related Parent Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2021160515A Division JP2022023086A (ja) 2020-03-31 2021-09-30 鋼板、部材及びそれらの製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2022024145A true JP2022024145A (ja) 2022-02-08
JP7044197B2 JP7044197B2 (ja) 2022-03-30

Family

ID=77929371

Family Applications (3)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2021535733A Active JP7001202B1 (ja) 2020-03-31 2021-03-25 鋼板及び部材
JP2021160515A Pending JP2022023086A (ja) 2020-03-31 2021-09-30 鋼板、部材及びそれらの製造方法
JP2021193114A Active JP7044197B2 (ja) 2020-03-31 2021-11-29 鋼板の製造方法及び部材の製造方法

Family Applications Before (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2021535733A Active JP7001202B1 (ja) 2020-03-31 2021-03-25 鋼板及び部材
JP2021160515A Pending JP2022023086A (ja) 2020-03-31 2021-09-30 鋼板、部材及びそれらの製造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20230129828A1 (ja)
EP (1) EP4130323A4 (ja)
JP (3) JP7001202B1 (ja)
KR (1) KR20220145390A (ja)
CN (1) CN115349028B (ja)
MX (1) MX2022012143A (ja)
WO (1) WO2021200579A1 (ja)

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20240011114A1 (en) * 2021-01-07 2024-01-11 Nippon Steel Corporation Steel sheet and method for producing same
WO2023118350A1 (en) * 2021-12-24 2023-06-29 Tata Steel Nederland Technology B.V. High strength steel strip or sheet excellent in ductility and bendability, manufacturing method thereof, car or truck component

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2015092982A1 (ja) * 2013-12-18 2015-06-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP2017002384A (ja) * 2015-06-15 2017-01-05 新日鐵住金株式会社 耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板及びその製造方法
WO2019026113A1 (ja) * 2017-07-31 2019-02-07 新日鐵住金株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板
JP2019504196A (ja) * 2015-12-15 2019-02-14 ポスコＰｏｓｃｏ 表面品質及びスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
WO2019077777A1 (ja) * 2017-10-20 2019-04-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4964494B2 (ja) 2006-05-09 2012-06-27 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP4924730B2 (ja) * 2009-04-28 2012-04-25 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性、溶接性および疲労特性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4737319B2 (ja) * 2009-06-17 2011-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐疲労特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
PL3034644T3 (pl) * 2010-09-16 2019-04-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Blacha stalowa o dużej wytrzymałości i ocynkowana blacha stalowa o dużej wytrzymałości z doskonałą ciągliwością i podatnością na wywijanie kołnierza oraz sposób ich wytwarzania
JP6566026B2 (ja) 2015-04-22 2019-08-28 日本製鉄株式会社 めっき鋼板
JP2017066508A (ja) * 2015-10-02 2017-04-06 株式会社神戸製鋼所 熱間プレス用亜鉛めっき鋼板および熱間プレス成形品の製造方法
JP6875914B2 (ja) * 2016-05-30 2021-05-26 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
EP3550050B1 (en) * 2017-02-10 2021-07-28 JFE Steel Corporation High strength galvanized steel sheet and production method therefor
KR102253720B1 (ko) * 2017-03-30 2021-05-18 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 핫 프레스 부재 및 그 제조 방법
CA3085282A1 (en) 2017-12-15 2019-06-20 Nippon Steel Corporation Steel sheet, hot-dip galvanized steel sheet and galvannealed steel sheet

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2015092982A1 (ja) * 2013-12-18 2015-06-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP2017002384A (ja) * 2015-06-15 2017-01-05 新日鐵住金株式会社 耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板及びその製造方法
JP2019504196A (ja) * 2015-12-15 2019-02-14 ポスコＰｏｓｃｏ 表面品質及びスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
WO2019026113A1 (ja) * 2017-07-31 2019-02-07 新日鐵住金株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板
WO2019077777A1 (ja) * 2017-10-20 2019-04-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JP7001202B1 (ja) 2022-02-03
MX2022012143A (es) 2022-10-18
CN115349028A (zh) 2022-11-15
JP2022023086A (ja) 2022-02-07
WO2021200579A1 (ja) 2021-10-07
JP7044197B2 (ja) 2022-03-30
CN115349028B (zh) 2024-03-26
KR20220145390A (ko) 2022-10-28
JPWO2021200579A1 (ja) 2021-10-07
EP4130323A1 (en) 2023-02-08
US20230129828A1 (en) 2023-04-27
EP4130323A4 (en) 2023-08-30

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6901050B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP5967319B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP7001204B1 (ja) 鋼板及び部材
JP6787535B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP6705561B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
WO2017169939A1 (ja) 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、熱処理板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
JP7164024B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP6747612B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JPWO2020170542A1 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP7044197B2 (ja) 鋼板の製造方法及び部材の製造方法
CN114286870A (zh) 钢板
EP2752500A1 (en) Hot-rolled steel sheet for cold-rolled steel sheet, hot-rolled steel sheet for hot-dipped galvanized steel sheet, method for producing hot-rolled steel sheet for cold-rolled steel sheet, and method for producing hot-rolled steel sheet for hot-dipped galvanized steel sheet
JP7168073B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP7028379B1 (ja) 鋼板、部材及びそれらの製造方法
CN115362275B (zh) 钢板、部件及其制造方法
JP6950850B2 (ja) 高強度鋼板および衝撃吸収部材ならびに高強度鋼板の製造方法
JP7311068B1 (ja) 亜鉛めっき鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
WO2022004817A1 (ja) 鋼板、部材及びそれらの製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20211130

A871 Explanation of circumstances concerning accelerated examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A871

Effective date: 20211130

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20211210

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20220215

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20220228

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 7044197

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150