JP7481651B2 - 鋼板 - Google Patents

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Description

本発明は、鋼板に関する。
本願は、２０２０年９月３０日に、日本に出願された特願２０２０－１６４８８４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
自動車を軽量化して燃費を高め、炭酸ガスの排出量を低減するとともに、搭乗者の安全性を確保するため、自動車用鋼板として高強度鋼板が使用されている。このような鋼板には、強度に加えて、良好な加工性を確保するための延性も求められる。さらに近年、車体および部品の耐食性を十分に確保するため、高強度溶融亜鉛めっき鋼板に加えて、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板も使用されている。
しかし、車体および／または部品の組立てのため、高強度の溶融亜鉛めっき鋼板および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、スポット溶接部において、溶融金属脆化（Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ：ＬＭＥ）に起因する割れ（ＬＭＥ割れ）が発生することがある。ＬＭＥ割れは、スポット溶接時に発生する熱で亜鉛めっき層の亜鉛が溶融し、溶接部の鋼板組織の結晶粒界に溶融亜鉛が侵入した状態で、溶接部に引張応力が作用することで生じる割れである。結晶粒界に溶融亜鉛が侵入することにより、結晶粒界が脆化し、脆化割れが容易に引き起こされる。
ＬＭＥは、高強度ＴＲＩＰ鋼板（変態誘起塑性鋼板）をスポット溶接した際に、顕著に発生する。高強度ＴＲＩＰ鋼板とは、残留オーステナイトを含むことにより、優れたエネルギー吸収能およびプレス成形性を有する鋼板のことである。
また、ＬＭＥは、亜鉛めっきを施した高強度鋼板のスポット溶接時に発生するのが一般的である。しかし、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際に、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が発生することがある。
図１に、溶接部に発生したＬＭＥの態様を模式的に示す。鋼板１ａ、鋼板１ｂおよび鋼板１ｃを重ねてスポット溶接してナゲット２を形成することにより、３枚の鋼板を接合することができる。この際、図１に示すように、鋼板間に内割れ３ａが、鋼板とスポット溶接電極との接触部に外割れ３ｂが、そして該電極とは直接接していない鋼板部分に外割れ３ｃが発生することがある。
上述のように、ＬＭＥは、溶接時の熱で溶融しためっき層の亜鉛が溶接部組織の結晶粒界に侵入して、粒界が脆化し、溶接中、溶接部周囲に生じる応力によって発生する。ＬＭＥは、図１に例示するような、３枚の鋼板を重ねて溶接した場合だけでなく、２枚または４枚の鋼板を重ねてスポット溶接した場合にも起こり得る。
高強度の溶融亜鉛めっき鋼板として、例えば特許文献１には、質量比で、Ｃ：０．０５～０．３０％、Ｍｎ：０．８～３．００％、Ｐ：０．００３～０．１００％、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．１０～２．５０％、Ｃｒ：０．０３～０．５００％、Ｎ：０．００７％以下、残部実質的にＦｅおよび不可避不純物からなる組成を有し、フェライト相、残留オーステナイト相及び低温変態相を含み、前記フェライト相分率が体積比で９７％以下であり、かつ、めっき層を除く鋼板表面から１μｍまでの領域にＡｌＮが析出している組織を有し、かつ、引張強度（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、打ち抜き破面を有する状態での疲労強度（ＦＬ）が２００ＭＰａ以上の特性を有することを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。
特許文献２には、母材の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１７～０．４０％、Ｓｉ：０．１０～２．５０％、Ｍｎ：１．００～１０．００％、Ｐ：０．００１～０．０３％、Ｓ：０．０００１～０．０２％、Ａｌ：０．００１～２．５０％、Ｎ：０．０００１～０．０１０％、Ｏ：０．０００１～０．０１０％、Ｔｉ：０～０．１０％、Ｎｂ：０～０．１０％、Ｖ：０～０．１０％、Ｂ：０～０．０１０％、Ｃｒ：０～２．００％、Ｎｉ：０～２．００％、Ｃｕ：０～２．００％、Ｍｏ：０～２．００％、Ｃａ：０～０．５０％、Ｍｇ：０～０．５０％、ＲＥＭ：０～０．５０％、残部：Ｆｅおよび不純物であり、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、酸化物の粒界被覆率が６０％以上である、鋼板が開示されている。特許文献２では、内部酸化物によって母材表層における結晶粒界を予め覆うことにより、溶接時の溶融亜鉛の侵入が抑制されると説明されている。
特許文献３には、所定の成分組成になる鋼スラブを、１１００℃以上１３００℃以下に加熱し、仕上げ圧延出側温度：８００℃以上１０００℃以下で熱間圧延したのち、平均巻き取り温度：２００℃以上５００℃以下で巻き取り、熱延鋼板とする熱間圧延工程と、前記熱延鋼板に酸洗処理を施す酸洗処理工程と、前記熱延鋼板を、７４０℃以上８４０℃以下の温度で１０ｓ以上９００ｓ以下保持したのち、５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下の平均冷却速度で３５０℃超５５０℃以下の冷却停止温度まで冷却し、３５０℃超５５０℃以下の温度域において１０ｓ以上保持する焼鈍工程と、をそなえる高強度鋼板の製造方法が開示されている。
特許文献４には、質量％でＡｌ：０．１％以上３％未満を含有する鋼組成を有する鋼板の表面に表面処理層を有する表面処理鋼板であって、前記鋼板と前記表面処理層との界面近傍の地鉄側にＡｌＮ析出層が存在している表面処理鋼板が開示されている。
日本国特開２００７－２６２５５３号公報 国際公開第２０１９／１１６５３１号 国際公開第２０１６／０２１１９５号 国際公開第２００３／０７４７５１号
しかしながら、特許文献１には、引張強度が９８０ＭＰａ以上となる鋼板は開示されていない。また、特許文献１では、耐ＬＭＥ性について特段の検討はされていない。
さらに本発明者らは、特許文献２の技術によれば、鋼板の穴広げ性が損なわれる恐れがあることを知見した。特許文献２は、鋼板の内部酸化を促進するためには、０．１～３０体積％の水素および露点－４０～２０℃のＨ２Ｏを含み、残部が窒素および不純物である雰囲気で焼鈍を行うことが好ましいと説明している。このような雰囲気で鋼板を焼鈍すると、鋼板表層において内部酸化のみならず脱炭も進行する。この際、脱炭層におけるフェライト粒の粗大化が生じる。鋼板の表層のフェライト粒が粗大になると、穴広げのための変形中に発生する亀裂の進展抵抗が下がるので、鋼板の穴広げ性が劣化する。
特許文献３でも、耐ＬＭＥ性について特段の検討はされていない。また、本発明者らの検討によれば、スラブを製造するための鋳造段階における製造条件の最適化をも行わなければ、耐ＬＭＥ性及び高い穴広げ率を得ることが難しいことがわかった。一方で特許文献３には、鋳造段階における具体的な製造条件は何ら開示されていない。また、鋳造段階における製造条件の最適化が最終的に得られる鋼板に及ぼす影響についても、特許文献３には何ら示唆されていない。
特許文献４には、鋼板と表面処理層との界面近傍の地鉄側にＡｌＮ析出層が存在している表面処理鋼板が開示されているが、ＡｌＮの個数密度は３０００個／ｍｍ２以上６０００個／ｍｍ２未満の範囲を外れるものと考えられる。特許文献４ではＡｌＮを連続鋳造後のスラブ（鋼片）の加熱保持時、または連続焼鈍時に作り込むことが記載されており、具体的には第７頁第１５行～第１８行に、ＡｌＮ析出層を形成させる方法に関して、上記の鋼片の加熱保持時に、鋼片表層のＡｌを窒化させておけば、その後の熱間圧延、酸洗、冷間圧延後にも表層のＡｌをＡｌＮとして存在せしめることが可能であるという発想にもとづき、鋼片加熱保持時の条件について検討を行った、と記載されている。また、第９頁第１４行～第１７行に、ＡｌＮ析出層を形成させる方法として、溶融亜鉛めっき直前の焼鈍工程において、ＣＯやＮＨ３を微量混入させたＨ２－Ｎ２系といった窒化性元素雰囲気中で焼鈍することによっても行うことができる、と記載されている。特許文献４に記載されるこれらの製法では、ＡｌＮの生成が促進されると共にＡｌＮの「成長」が促進され、粗大なＡｌＮが形成されるため、ＡｌＮの個数は少なくなる。その結果、ＡｌＮの個数密度は３０００個／ｍｍ２以上６０００個／ｍｍ２未満の範囲を下回ると考えられ、穴広げ性が劣化する。
内部酸化層を利用して高強度ＴＲＩＰ鋼板の耐ＬＭＥ性を高めようとすると、穴広げ性の劣化の問題が発生する。また、高強度ＴＲＩＰ鋼板には、加工性を確保するために延性も求められる。そこで本発明は、引張強度が９８０ＭＰａ以上のＴＲＩＰ鋼板であって、ＬＭＥを抑制可能であり、さらに高い強度－延性バランス及び穴広げ率を有する鋼板を提供することを課題とする。
本発明の要旨は以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係る鋼板は、化学組成として、質量％で、Ｃ：０．１５０％以上、０．３００％以下、Ｓｉ：０．３０％以上、２．５０％以下、Ｍｎ：１．５０％以上、４．００％以下、Ａｌ：０．３０％以上、２．００％以下、Ｐ：０％以上、０．０４００％以下、Ｓ：０％以上、０．０１００％以下、Ｎ：０．００２５％以上、０．０１００％以下、Ｏ：０％以上、０．００６０％以下、Ｃｒ：０％以上、０．５００％以下、Ｎｉ：０％以上、１．０００％以下、Ｃｕ：０％以上、１．０００％以下、Ｍｏ：０％以上、０．５００％以下、Ｔｉ：０％以上、０．２００％以下、Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下、Ｖ：０％以上、０．５００％以下、Ｂ：０％以上、０．０１００％以下、Ｗ：０％以上、０．１００％以下、Ｔａ：０％以上、０．１００％以下、Ｓｎ：０％以上、０．０５０％以下、Ｃｏ：０％以上、０．５００％以下Ｓｂ：０％以上、０．０５０％以下、Ａｓ：０％以上、０．０５０％以下、Ｍｇ：０％以上、０．０５０％以下、Ｃａ：０％以上、０．０４０％以下、Ｙ：０％以上、０．０５０％以下、Ｌａ：０％以上、０．０５０％以下、Ｃｅ：０％以上、０．０５０％以下、及びＺｒ：０％以上、０．０５０％以下を含み、残部がＦｅ及び不純物からなり、板厚１／４部における金属組織が、体積率で、合計５０％以上の、マルテンサイト及びベイナイトの一方又は両方、並びに８％以上の残留オーステナイトを含み、残部がフェライト及びパーライトの一方又は両方であり、前記板厚１／４部において、旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均値が５．０以上であり、板表面から３０μｍの深さ位置において、ＡｌＮの個数密度が３０００個／ｍｍ２以上６０００個／ｍｍ２未満であり、前記板表面から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、前記板表面から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、引張強度が９８０ＭＰａ以上である。
（２）上記（１）に記載の鋼板は、溶融亜鉛めっき、又は合金化溶融亜鉛めっきを有してもよい。
（３）上記（１）又は（２）に記載の鋼板では、前記板厚１／４部における前記マルテンサイトの一部または全部が焼戻しマルテンサイトであり、前記板厚１／４部における前記焼戻しマルテンサイトの体積率が５％以上であってもよい。
本発明によれば、引張強度が９８０ＭＰａ以上のＴＲＩＰ鋼板であって、ＬＭＥを抑制可能であり、さらに高い強度－延性バランス及び穴広げ率を有する鋼板を提供することができる。
溶接部に発生したＬＭＥの態様を模式的に示す図である。 粒界被覆率を算出する過程における、ＳＥＭ－反射電子像により撮影した鋼表層の粒界酸化物の模式図である。 図２Ａと同じ位置における、結晶方位差が１５°以上の結晶粒界ＭＡＰの模式図である。 図２Ａと同じ位置における、結晶粒界において酸化物によって被覆された部分を示す模式図である。 図２Ａと同じ位置における、酸化物によって被覆されていない部分を示す模式図である。 耐溶融金属脆化割れ性を評価する試験における、２枚の鋼板をスポット溶接する態様を示す模式図である。 耐溶融金属脆化割れ性を評価する試験における、２枚の鋼板をスポット溶接するときの電流制御の態様を示す模式的なグラフである。
ＴＲＩＰ鋼板の耐ＬＭＥ性を高めるための手段の一つとして、Ｓｉに代えてＡｌを用いて残留オーステナイトを安定化させることが考えられた。Ｓｉはオーステナイト中の鉄系炭化物の析出を抑制し、鋼板組織の残留オーステナイト体積率を確保するのに重要な元素である。一方、ＳｉはＬＭＥ割れを促進する元素でもある。そのため、Ｓｉの一部に代えてＡｌを用いて残留オーステナイトを安定化させることが必要となる。
また、ＴＲＩＰ鋼板の耐ＬＭＥ性を高めるための別の手段として、鋼板の表層に内部酸化層を形成することが有効であると考えられた。内部酸化物によって母材表層における結晶粒界を予め覆うことにより、溶接時の溶融亜鉛の侵入が抑制されるからである。
しかしながら、Ａｌを多く含むＴＲＩＰ鋼板に、内部酸化層を生じさせるのに適した雰囲気の焼鈍を実施すると、鋼板表層において内部酸化のみならず脱炭も進行する。この際、脱炭層におけるフェライト粒の粗大化が生じる。何故なら、Ａｌは金属組織の変態温度を上昇させ、ひいてはＴＲＩＰ鋼板の焼鈍温度を上昇させるからである。焼鈍温度が高くなるほど、脱炭層での粒成長が促され、フェライト粒が粗大化する。鋼板の表層のフェライト粒が粗大になると、穴拡げのための変形中に発生する亀裂の進展抵抗が下がるので、鋼板の穴広げ率が劣化する。このように、ＬＭＥ割れを防止するための２つの手段を組み合わせると、穴広げ性の劣化という別の問題が生じることとなる。
この問題を解決するために、本発明者らは鋭意検討を重ねた。そして本発明者らは、焼鈍工程の遥か前段階である連続鋳造工程の最適化によって、焼鈍工程後の鋼板の表層状態を改善可能であることを発見した。具体的には、高い個数密度を有するＡｌＮを表層に分散させたスラブを用いて鋼板を製造し、これを内部酸化層の形成に適した雰囲気での焼鈍に供すると、その表層のフェライト粒が微細となり、穴広げ性が飛躍的に改善することが、本発明者らによって判明した。また、連続鋳造工程においてスラブの曲げ応力と冷却速度とを制御することにより、スラブの表層にＡｌＮをより高い個数密度で分散させることが可能であることも、本発明者らによって見いだされた。
加えて、高強度ＴＲＩＰ鋼板の延性を高めて、高い強度－延性バランスを得るためには、マルテンサイト及びベイナイトのアスペクト比を高めることが効果的であることも、本発明者らは知見した。
以上の知見によって得られた本実施形態に係る鋼板は、所定の化学成分を有し、板厚１／４部における金属組織が、体積率で、合計５０％以上の、マルテンサイト及びベイナイトの一方又は両方、並びに８％以上の残留オーステナイトを含み、残部がフェライト及びパーライトの一方又は両方であり、板厚１／４部において、旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均値が５．０以上であり、板表面から３０μｍの深さ位置において、ＡｌＮの個数密度が３０００個／ｍｍ２以上６０００個／ｍｍ２未満であり、板表面から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、板表面から５．０μｍの深さまでの領域において、酸化物の粒界被覆率が６０％以上であり、引張強度が９８０ＭＰａ以上である。以下に、本実施形態に係る鋼板について詳細に説明する。
なお、用語「マルテンサイト」とは、焼戻しされていないマルテンサイトであるフレッシュマルテンサイトと、焼戻しされたマルテンサイトである焼戻しマルテンサイトとの両方を含む概念である。以下、単に「マルテンサイト」と記載された場合、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの両方を意味する。また、「マルテンサイトの量」とは、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計量を意味する。
（Ａ）鋼板の化学組成
まず、本実施形態に係る鋼板の化学組成について説明する。各元素の含有量の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．１５０％以上、０．３００％以下
炭素（Ｃ）は、鋼板強度の向上に必要な元素である。Ｃ含有量が０．１５０％未満では、強度が不足する。一方、Ｃ含有量が０．３００％を超えると、延性及び穴広げ性が損なわれる。したがって、Ｃ含有量は０．１５０～０．３００％とする。Ｃ含有量は０．１８０％以上、０．２００％以上、又は０．２２０％以上であるのが好ましい。また、Ｃ含有量は０．２８０％以下、０．２５０％以下、又は０．２３０％以下であるのが好ましい。
Ｓｉ：０．３０％以上、２．５０％以下
ケイ素（Ｓｉ）は、固溶強化に加えて、マルテンサイトの焼戻し軟化を抑制することで、鋼板強度の向上に寄与する元素である。また、Ｓｉは、残留オーステナイトの変態誘起塑性（ＴＲＩＰ効果）により加工性を改善した鋼板において、オーステナイト中の鉄系炭化物の析出を抑制し、鋼板組織の残留オーステナイト体積率を確保するのに重要な元素である。
Ｓｉ含有量が０．３０％未満では、焼戻しマルテンサイトの硬さが大幅に低下するとともに、残留オーステナイトを十分に得ることができず、加工性が不足する。一方、Ｓｉ含有量が２．５０％を超えると、鋼板が脆化し、延性が低下するとともに、めっき性が低下し、不めっきが発生し易くなる。したがって、Ｓｉ含有量は０．３０～２．５０％とする。Ｓｉ含有量は０．５０％以上、０．６０％以上、０．８０％以上、又は１．００％以上であるのが好ましい。また、Ｓｉ含有量は２．００％以下、１．８０％以下、又は１．５０％以下であるのが好ましい。
Ｍｎ：１．５０％以上、４．００％以下
マンガン（Ｍｎ）は、焼入れ性を高め、鋼板強度の向上に寄与する元素である。Ｍｎ含有量が１．５０％未満では、焼鈍後の冷却中に軟質な組織が生成し、強度の確保が困難になる。一方、Ｍｎ含有量が４．００％を超えると、還元・焼鈍時の選択酸化により、めっき性が低下するとともに、加工性および溶接性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．５０％以上、４．００％以下とする。Ｍｎ含有量は１．８０％以上、２．００％以上、又は２．２０％以上であるのが好ましい。また、溶接性の観点から、Ｍｎ含有量は３．５０％以下、３．２０％以下、又は３．００％以下であるのが好ましい。
Ａｌ：０．３０％以上、２．００％以下
アルミニウム（Ａｌ）は、脱酸元素であり、また、鋼板の内部酸化層を改質して穴広げ性を向上させるＡｌＮを形成する元素である。Ａｌ含有量が０．３０％未満では、これらの効果が十分に得られない。一方、Ａｌ含有量が２．００％を超えると、スラブが脆化し、割れが生じる恐れがある。したがって、Ａｌ含有量は０．３０％以上、２．００％以下とする。Ａｌ含有量は０．５０％以上、０．７０％以上、０．８０％以上、又は１．００％以上であるのが好ましい。また、Ａｌ含有量は１．９０％以下、１．７０％以下、又は１．５０％以下であるのが好ましい。
Ｐ：０％以上、０．０４００％以下
リン（Ｐ）は、本実施形態に係る鋼板の課題を解決するために不可欠の元素ではない。そのため、Ｐ含有量を０％としてもよい。一方、Ｐは鋼板強度を高め、溶融亜鉛の鋼板組織への侵入を抑制する作用を有する元素である。Ｐ含有量を０．００１０％以上とすると、上記の効果を十分に得ることができるので好ましい。一方、Ｐ含有量が０．０４００％を超えると、結晶粒界へのＰの偏析により鋼板が脆化する。したがって、Ｐ含有量は０％以上、０．０４００％以下とする。Ｐ含有量は０．００５０％以上、又は０．０１００％以上であるのが一層好ましい。また、Ｐ含有量は０．０３５０％以下、０．０３００％以下、又は０．０２００％以下であるのが好ましい。
Ｓ：０％以上、０．０１００％以下
硫黄（Ｓ）は、本実施形態に係る鋼板の課題を解決するために不可欠の元素ではない。また、Ｓは熱間脆性の原因となり、また、溶接性および耐食性を阻害する元素である。そのため、Ｓ含有量を０％としてもよい。しかし、Ｓ含有量を０．０００１％未満にするためには、製造コストが大幅に上昇する。そのため、Ｓ含有量は、０．０００１％以上としてもよい。一方、Ｓ含有量が０．０１００％を超えると、熱間加工性、溶接性および耐食性が著しく低下する。したがって、Ｓ含有量は０％以上、０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は０．０００２％以上、又は０．０００５％以上であるのが一層好ましい。また、Ｓ含有量は０．００８０％以下、０．００５０％以下、又は０．００３０％以下であるのが好ましい。
Ｎ：０．００２５％以上、０．０１００％以下
窒素（Ｎ）は、鋼板の内部酸化層を改質して穴広げ性を向上させるＡｌＮを形成する元素である。Ｎ含有量が０．００２５％未満であると、この効果が十分に得られない。一方、Ｎが０．０１００％を超えると、伸びフランジ性が著しく低下し、また、溶接時、ブローホールが発生する。したがって、Ｎ含有量は０．００２５％以上、０．０１００％以下とする。Ｎ含有量を、０．００３０％以上、又は０．００３５％以上としてもよい。また、Ｎ含有量は０．００９０％以下、０．００８５％以下、又は０．００８０％以下としてもよい。
Ｏ：０％以上、０．００６０％以下
酸素（Ｏ）は、本実施形態に係る鋼板の課題を解決するために不可欠の元素ではない。また、Ｏは酸化物を形成し、伸びフランジ性を阻害する元素である。そのため、Ｏ含有量を０％としてもよい。しかし、Ｏ含有量を０．０００１％未満にするためには、製造コストが大幅に上昇する。そのため、Ｏ含有量を、０．０００１％以上としてもよい。一方、Ｏ含有量が０．００６０％を超えると、伸びフランジ性が著しく低下する。したがって、Ｏ含有量は０％以上、０．００６０％以下とする。Ｏ含有量は、少ないほど好ましいが、製造コストの点から、０．０００５％以上、又は０．００１０％以上であるのが好ましい。また、Ｏ含有量は０．００４０％以下、０．００３０％以下、又は０．００２０％以下であるのが好ましい。
本実施形態に係る鋼板は、さらに、以下に挙げる元素を含有してもよい。ただし、以下に挙げる元素は本実施形態に係る鋼板の課題を解決するために不可欠の元素ではない。そのため以下に挙げる元素の下限値は、いずれも０％である。
Ｃｒ：０％以上、０．５００％以下
Ｎｉ：０％以上、１．０００％以下
Ｃｕ：０％以上、１．０００％以下
クロム（Ｃｒ）、ニッケル（Ｎｉ）および銅（Ｃｕ）は、いずれも、強度の向上に寄与する元素である。そのため、これらの元素から選択される１種以上を必要に応じて含有させてもよい。
しかしながら、０．５００％超のＣｒ、１．０００％超のＮｉ、又は１．０００％超のＣｕは酸洗性、溶接性および熱間加工性を低下させるおそれがある。したがって、Ｃｒの含有量は０．５００％以下とし、Ｎｉの含有量は１．０００％以下とし、Ｃｕの含有量は１．０００％以下とする。Ｃｒの含有量は０．４００％以下、０．３００％以下、又は０．１００％以下であってもよい。Ｎｉの含有量は０．８００％以下、０．６００％以下、又は０．２００％以下であってもよい。Ｃｕの含有量は０．８００％以下、０．６００％以下、又は０．２００％以下であってもよい。なお、上記の効果を得たい場合には、Ｃｒ、ＮｉおよびＣｕから選択される１種以上を含有させ、その含有量はそれぞれ０．００１％以上であるのが好ましく、０．１００％以上であるのがより好ましい。
Ｍｏ：０％以上、０．５００％以下
モリブデン（Ｍｏ）は、Ｍｎと同様に、鋼の焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する元素である。そのため、Ｍｏを必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．５００％を超えると、熱間加工性が低下し、生産性が低下するおそれがある。したがって、Ｍｏ含有量は０．５００％以下とする。Ｍｏ含有量は０．４００％以下、０．３００％以下、又は０．１００％以下であるのが好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、Ｍｏ含有量は０．０１０％以上であるのが好ましく、０．１００％以上であるのがより好ましい。
Ｔｉ：０％以上、０．２００％以下
Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下
Ｖ：０％以上、０．５００％以下
チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）およびバナジウム（Ｖ）は、いずれも、析出強化、結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化により、鋼板強度の向上に寄与する元素である。そのため、これらの元素から選択される１種以上を必要に応じて含有させてもよい。
しかしながら、０．２００％超のＴｉ、０．２００％超のＮｂ、又は０．５００％超のＶは、粗大な炭窒化物を析出させて、成形性を低下させるおそれがある。したがって、Ｔｉの含有量を０．２００％以下とし、Ｎｂの含有量を０．２００％以下とし、Ｖの含有量を０．５００％以下とする。Ｔｉ含有量を０．１８０％以下、０．１５０％以下、又は０．１００％以下としてもよい。Ｎｂ含有量を０．１８０％以下、０．１５０％以下、又は０．１００％以下としてもよい。Ｖ含有量を０．４００％以下、０．３００％以下、又は０．１００％以下としてもよい。なお、上記の効果を得たい場合には、０．００１％以上のＴｉ、０．０００１％以上のＮｂ、および０．００１％以上のＶから選択される１種以上を鋼板に含有させるのが好ましい。
Ｂ：０％以上、０．０１００％以下
ホウ素（Ｂ）は、溶接時に、オーステナイト粒界に偏析して、結晶粒界を強化し、耐溶融金属脆化割れ性の向上に寄与する元素である。そのため、Ｂを必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、炭化物および窒化物が生成し、上記の効果が飽和するとともに、熱間加工性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は０．００８０％以下、０．００５０％以下、又は０．００３０％以下であるのが好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、Ｂ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上又は０．０００８％以上であるのがより好ましい。
Ｗ：０％以上、０．１００％以下
Ｔａ：０％以上、０．１００％以下
Ｓｎ：０％以上、０．０５０％以下
Ｃｏ：０％以上、０．５００％以下
Ｓｂ：０％以上、０．０５０％以下
Ａｓ：０％以上、０．０５０％以下
Ｗ、Ｔａ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｓｂ、及びＡｓは、鋼板の材料として用いられる場合があるスクラップなどに由来して、本実施形態に係る鋼板に混入しうる元素である。材料コストの観点から、これら元素の若干の混入は許容される。ただし、これら元素が多量であると、鋼板の諸特性が損なわれる恐れがある。そのため、Ｗ含有量を０．１００％以下とし、Ｔａ含有量を０．１００％以下とし、Ｓｎ含有量を０．０５０％以下とし、Ｃｏ含有量を０．５００％以下とし、Ｓｂ含有量を０．０５０％以下とし、Ａｓ含有量を０．０５０％以下とする。
Ｗ含有量を０．０８０％以下、０．０５０％以下、又は０．０３０％以下としてもよい。また、Ｗ含有量を０．００１％以上、０．００５％以上、又は０．０１０％以上としてもよい。
Ｔａ含有量を０．０８０％以下、０．０５０％以下、又は０．０３０％以下としてもよい。また、Ｔａ含有量を０．００１％以上、０．００５％以上、又は０．０１０％以上としてもよい。
Ｓｎ含有量を０．０４０％以下、０．０３０％以下、又は０．０１０％以下としてもよい。また、Ｓｎ含有量を０．００１％以上、０．００２％以上、又は０．００５％以上としてもよい。
Ｃｏ含有量を０．４００％以下、０．３００％以下、又は０．１００％以下としてもよい。また、Ｃｏ含有量を０．００１％以上、０．０１０％以上、又は０．０５０％以上としてもよい。
Ｓｂ含有量を０．０４０％以下、０．０３０％以下、又は０．０１０％以下としてもよい。また、Ｓｂ含有量を０．００１％以上、０．００２％以上、又は０．００５％以上としてもよい。
Ａｓ含有量を０．０４０％以下、０．０３０％以下、又は０．０１０％以下としてもよい。また、Ａｓ含有量を０．００１％以上、０．００２％以上、又は０．００５％以上としてもよい。
Ｍｇ：０％以上、０．０５０％以下
Ｃａ：０％以上、０．０４０％以下
Ｙ：０％以上、０．０５０％以下
Ｌａ：０％以上、０．０５０％以下
Ｃｅ：０％以上、０．０５０％以下
Ｚｒ：０％以上、０．０５０％以下
カルシウム（Ｃａ）、マグネシウム（Ｍｇ）、イットリウム（Ｙ）、ランタン（Ｌａ）、セリウム（Ｃｅ）、及びジルコニウム（Ｚｒ）は、いずれも、成形性の向上に寄与する元素である。そのため、これらの元素から選択される１種以上を必要に応じて含有させてもよい。
しかしながら、０．０５０％を超えるＭｇ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、若しくはＺｒ、又は０．０４０％を超えるＣａは、酸洗性、溶接性および熱間加工性を低下させるおそれがある。したがって、Ｍｇ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、及びＺｒの含有量はいずれも０．０５０％以下とし、Ｃａの含有量は０．０４０％以下とする。Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、及びＺｒそれぞれの含有量は０．０３５％以下、０．０３０％以下、又は０．０１０％以下であるのが好ましく、Ｃａの含有量は０．０３５％以下、０．０３０％以下、又は０．０１０％以下であるのが好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、及びＺｒから選択される１種以上を含有させ、その含有量はそれぞれ０．０００１％以上、又は０．００１％以上であるのがより好ましい。
本発明の鋼板の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
（Ｂ）鋼板の板厚１／４部における金属組織
次に、鋼板の板厚１／４部における金属組織について説明する。板厚１／４部とは、板表面から板厚の１／４の深さの位置及びその近傍のことである。
本実施形態に係る鋼板では、板厚１／４部における金属組織が、マルテンサイト及びベイナイトの一方又は両方を含む。鋼板の強度を確保するために、板厚１／４部におけるこれら組織の体積率は合計で５０％以上とされる。板厚１／４部におけるマルテンサイト及びベイナイトの一方又は両方の合計体積率が、６０％以上、６５％以上、又は７０％以上であってもよい。これら組織の体積率の上限値を特に規定する必要はない。ただし、後述する残留オーステナイトの体積率の下限値を考慮すると、板厚１／４部におけるマルテンサイト及びベイナイトの一方又は両方の合計体積率は実質的に９２％以下となる。板厚１／４部におけるマルテンサイト及びベイナイトの一方又は両方の合計体積率を９０％以下、８５％以下、又は８０％以下としてもよい。なお、上述の要件が満たされる限り、マルテンサイト及びベイナイトの体積率を個別に規定する必要はない。
マルテンサイトは、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトのいずれであってもよい。また、上述のマルテンサイトの体積率とは、フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計体積率のことである。フレッシュマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの体積率を個別に規定する必要はない。ただし、焼戻しマルテンサイトは、鋼板の穴広げ性を一層向上させる効果を有する。従って、板厚１／４部におけるマルテンサイトの一部または全部が焼戻しマルテンサイトであることが好ましい。また、板厚１／４部における焼戻しマルテンサイトの体積率を５％以上、８％以上、又は１０％以上とすることが好ましい。焼戻しマルテンサイトの体積率の上限値は特に限定されないが、上述の通りマルテンサイト及びベイナイトの合計体積率の上限値が実質的に９２％であるので、焼戻しマルテンサイトの体積率の上限値も実質的に９２％であり、９０％以下、８５％以下、又は８０％以下としてもよい。
本実施形態に係る鋼板では、板厚１／４部における金属組織が、さらに残留オーステナイトを含む。残留オーステナイトは、ＴＲＩＰ効果により、鋼板の強度－延性バランスを向上させる。なお、強度－延性バランスとは、鋼板の引張強度と伸びとの積によって評価される機械特性である。これらの効果を得るために、残留オーステナイトの体積率は８％以上とされる。板厚１／４部における残留オーステナイトの体積率が、８．５％以上、９％以上、又は１０％以上であってもよい。板厚１／４部における残留オーステナイトの体積率の上限値は特に限定されないが、例えば２０％、１８％、又は１５％としてもよい。
本実施形態に係る鋼板の板厚１／４部における金属組織は、その全てがマルテンサイト、ベイナイト、及び残留オーステナイトであってもよい。即ち、板厚１／４部において、マルテンサイト、ベイナイト、及び残留オーステナイトの体積率の合計が１００％であり、残部が存在しなくてもよい。一方、板厚１／４部における金属組織の残部として、フェライト及びパーライトの一方又は両方が鋼板に含まれてもよい。フェライト及びパーライトの量は特に限定されない。ただし、マルテンサイト、ベイナイト、及び残留オーステナイトに関する上記要件を考慮すると、フェライト及びパーライトの一方又は両方の合計体積率は、板厚１／４部において最大で４２％となる。板厚１／４部におけるフェライト及びパーライトの一方又は両方の合計体積率を４０％以下、３８％以下、又は３５％以下としてもよい。なお、金属組織の体積率の評価においてＡｌＮは無視されるので、ＡｌＮは、金属組織の残部には含まれないものとみなす。また、金属組織の評価においてベイニティックフェライトは、残部のフェライトではなく、上述したベイナイトの一部とみなす。
また、本実施形態に係る鋼板では、板厚１／４部における旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均値が５．０以上とされる。旧オーステナイトとは、鋼板の製造段階でオーステナイトであったが、最終的にマルテンサイト及びベイナイト等に変態した組織のことをいう。最終的に得られる鋼板の金属組織を観察することにより、旧オーステナイトの痕跡である旧オーステナイト粒界を確認することができる。一方、上述した残留オーステナイトとは、最終的に鋼板に残留したオーステナイトのことである。従って、旧オーステナイトと残留オーステナイトとは区別される必要がある。旧オーステナイト粒のアスペクト比とは、旧オーステナイト粒界によって囲まれる領域（即ち旧オーステナイト粒）を近似する長方形の長径を、短径によって割って得られる値である。旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均値とは、測定視野における全てのマルテンサイト粒及びベイナイト粒それぞれのアスペクト比の平均値である。
板厚１／４部における旧オーステナイト粒の平均アスペクト比が大きいほど、鋼板の延性が大きくなり、強度－延性バランスが高められる。板厚１／４部における旧オーステナイト粒の平均アスペクト比を５．５以上、６．０以上、又は７．０以上としてもよい。板厚１／４部における旧オーステナイト粒の平均アスペクト比の上限値は特に規定されないが、例えば１２．０、１１．０、１０．０、又は９．０としてもよい。
（Ｃ）鋼板の表面（板表面）から３０μｍの深さ位置のＡｌＮの個数密度
次に、本実施形態に係る鋼板の表面（板表面）から３０μｍの深さ位置におけるＡｌＮの個数密度について説明する。なお、鋼板がめっき等の表面処理層を含む場合、板表面とは、表面処理層と母材鋼板との境界面、即ち母材鋼板の表面を意味する。
（鋼板の表面から３０μｍの深さ位置において、ＡｌＮの個数密度が３０００個／ｍｍ２以上６０００個／ｍｍ２未満）
鋼板の表面から３０μｍの深さ位置におけるＡｌＮの個数密度が３０００個／ｍｍ２以上であると、鋼板の穴広げ率が高められる。これは、ＡｌＮがピン止め効果を発揮することにより、鋼板表層のフェライトを微細化し、穴拡げ加工の際のき裂進展が抑制されるからであると推定される。そのため、本実施形態に係る鋼板では、鋼板の表面から３０μｍの深さ位置におけるＡｌＮの個数密度を３０００個／ｍｍ２以上とする。鋼板の表面から３０μｍの深さ位置におけるＡｌＮの個数密度を３２００個／ｍｍ２以上、３３００個／ｍｍ２以上、又は３５００個／ｍｍ２以上としてもよい。
ただし、鋼板の表面から３０μｍの深さ位置におけるＡｌＮの個数密度が過剰であると、鋼板の穴広げ性、及び強度－延性バランスが損なわれる。これは、鋼板に応力や変形が加えられた際に、過剰量のＡｌＮが亀裂の発生を促進するからであると推定される。そのため、鋼板の表面から３０μｍの深さ位置におけるＡｌＮの個数密度を６０００個／ｍｍ２未満とする。鋼板の表面から３０μｍの深さ位置におけるＡｌＮの個数密度を５９００個／ｍｍ２以下、５８００個／ｍｍ２以下、又は５５００個／ｍｍ２以下としてもよい。
（Ｄ）鋼板の内部酸化層
次に、本実施形態に係る鋼板の内部酸化層について説明する。内部酸化層とは、母材の結晶粒界の少なくとも一部がＳｉ、Ｍｎ等の易酸化性元素の酸化物によって被覆された層のことである。結晶粒界が酸化物によって被覆されることで、溶接時に、結晶粒界への溶融金属の侵入を抑制するとともに、ＬＭＥ割れを抑制することが可能になる。
（鋼板が、板表面から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する）
内部酸化層は、ＬＭＥ割れを抑制する。何故なら、内部酸化層において結晶粒界の少なくとも一部を被覆する内部酸化物が、鋼板の溶接時に、結晶粒界への溶融亜鉛の侵入を抑制するからである。ただし、内部酸化層の厚さが不足すると、ＬＭＥ割れを抑制する効果が不十分となる。そのため、本実施形態に係る鋼板では、板表面から５．０μｍ以上の深さまで及ぶように、内部酸化層が形成される必要がある。内部酸化層が、板表面から５．５μｍ以上、５．８μｍ以上、又は６．０μｍ以上の深さまで及ぶように形成されていてもよい。なお、内部酸化層の存在深さの上限値は特に規定されないが、例えば８．０μｍ、７．５μｍ、又は７．０μｍとしてもよい。
（板表面から５．０μｍの深さまでの領域において、酸化物の粒界被覆率が６０％以上）
内部酸化層における、酸化物の粒界被覆率も、耐ＬＭＥ割れ性に影響する。粒界被覆率は、上記の領域における結晶粒界の全長に対する、酸化物によって被覆された結晶粒界の長さの割合（％）である。内部酸化層が板表面から５．０μｍ以上の深さまで形成されていたとしても、内部酸化層に配された内部酸化物の量が不足していたら、ＬＭＥ割れを抑制する効果が不十分となる。そこで、本実施形態に係る鋼板では、板表面から５．０μｍの深さまでの領域における酸化物の粒界被覆率を６０％以上とする。これにより、ＬＭＥ割れが十分に抑制できる。板表面から５．０μｍの深さまでの領域における酸化物の粒界被覆率を６２％以上、６５％以上、又は７０％以上としてもよい。
酸化物の粒界被覆率の上限値は特に規定されないが、例えば板表面から５．０μｍの深さまでの領域において、酸化物の粒界被覆率を８０％以下、７８％以下、又は７５％以下としてもよい。また、内部酸化層が板表面から５．０μｍ超の深さまで及ぶ場合があるが、内部酸化層が板表面から５．０μｍ超の深さにおける酸化物の粒界被覆率を規定する必要はない。
（Ｄ）鋼板の強度
（引張強度が９８０ＭＰａ以上）
本実施形態に係る鋼板の引張強度は９８０ＭＰａ以上である。これにより、本実施形態に係る鋼板は、高強度が要求される部材、例えば自動車部材の材料として好適に用いることができる。引張強度は１０００ＭＰａ以上、１０２０ＭＰａ以上、又は１０５０ＭＰａ以上であってもよい。引張強度の上限値は特に規定されないが、例えば１３００ＭＰａ以下としてもよい。
本実施形態に係る鋼板は、亜鉛めっき、又は合金化溶融亜鉛めっきをさらに有してもよい。これらめっきは、鋼板の耐食性を向上させる。また、本実施形態に係る鋼板は内部酸化層を有するので、たとえ亜鉛めっき又は溶融亜鉛めっきが鋼板の表面に配されていたとしても、ＬＭＥ割れが極めて生じにくい。
ただし、本実施形態に係る鋼板は、亜鉛めっき又は合金化溶融亜鉛めっき鋼板を有しなくともよい。ＬＭＥ割れは、亜鉛めっき又は合金化溶融亜鉛めっきを有する鋼板のみならず、亜鉛めっき又は合金化溶融亜鉛めっきと接するように重ねられて溶接されるめっきなし鋼板においても生じる。従って、本実施形態に係る鋼板は、亜鉛めっき又は合金化溶融亜鉛めっきを有しない場合でも、その効果を発揮することができる。
次に、上述された鋼板の特徴を測定する方法について、以下に詳細に述べる。
鋼板の化学組成の評価は、鋼板の内部酸化層を除く領域において行われる必要がある。内部酸化層では、酸化及び脱炭に起因して、化学組成が変化している場合があるからである。従って、鋼板の化学組成は、板厚１／４を中心とする板厚１／８～３／８の範囲で測定される。測定位置以外の化学組成の評価条件は特に限定されず、公知の方法を適宜用いることができる。鋼板の材料となるスラブの化学組成が既知である場合は、スラブの化学組成を鋼板の化学組成とみなしてもよい。
板厚１／４部におけるマルテンサイトの量（体積率）は、以下の手順で求める。試料の観察面をレペラ液でエッチングする。そして、板厚１／４を中心とする板厚１／８～３／８の範囲内で１００μｍ×１００μｍの領域を、ＦＥ－ＳＥＭ（電界放射型走査型電子顕微鏡（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて３０００倍の倍率で観察する。観察は、５箇所で実施する。レペラ腐食では、マルテンサイトおよび残留オーステナイトは腐食されないため、腐食されていない領域の面積率は、マルテンサイト及び残留オーステナイトの合計面積率である。また、マルテンサイト及び残留オーステナイトの合計面積率は、これらの合計体積率であるとみなすことができる。この腐食されていない領域の面積率（即ち体積率）から、後述する方法で測定した残留オーステナイトの体積率を引算して、各観察視野におけるマルテンサイトの体積率を算出する。そして、５箇所の観察視野それぞれにおけるマルテンサイト体積率の平均値を、鋼板の板厚１／４部におけるマルテンサイト量とみなす。
板厚１／４部における焼戻しマルテンサイトの量（体積率）は、以下の手順で求める。試料の観察面をナイタール試薬でエッチングする。そして、板厚１／４を中心とする板厚１／８～３／８の範囲内で１００μｍ×１００μｍの領域を、ＦＥ－ＳＥＭを用いて３０００倍の倍率で観察する。観察は、５箇所で実施する。組織内部に含まれるセメンタイトの位置およびセメンタイトの配列から、視野中に含まれる結晶粒が焼戻しマルテンサイトであるか否かを判別できる。具体的には、焼戻しマルテンサイトでは、マルテンサイトラスの内部にセメンタイトが存在するが、マルテンサイトラスとセメンタイトの結晶方位が２種類以上あり、セメンタイトが複数のバリアントを持つことから、焼戻しマルテンサイトを同定することができる。この面積率を求め、５箇所の観察視野それぞれにおける焼戻しマルテンサイト体積率の平均値を、鋼板の板厚１／４部における焼戻しマルテンサイト量とみなす。
板厚１／４部におけるベイナイトの量（体積率）は、以下の手順で求める。
試料の観察面をナイタール試薬でエッチングする。そして、板厚１／４を中心とする板厚１／８～３／８の範囲内で１００μｍ×１００μｍの領域を、ＦＥ－ＳＥＭを用いて３０００倍の倍率で観察する。観察は、５箇所で実施する。ベイナイトの存在状態としては、ラス状のベイニティックフェライトの界面にセメンタイト又は残留オーステナイトが存在している場合や、ラス状のベイニティックフェライトの内部にセメンタイトが存在している場合ある。ラス状のベイニティックフェライトの界面にセメンタイト又は残留オーステナイトが存在している場合は、ベイニティックフェライトの界面がわかるため、ベイナイトを同定することができる。また、ラス状のベイニティックフェライトの内部にセメンタイトが存在している場合、ベイニティックフェライトとセメンタイトの結晶方位関係が１種類であり、セメンタイトが同一のバリアントを持つことから、ベイナイトを同定することができる。この面積率を求め、５箇所の観察視野それぞれにおけるベイナイト体積率の平均値を、鋼板の板厚１／４部におけるベイナイト量とみなす。
残留オーステナイトの体積率は、Ｘ線回折装置を用いた測定によって算出することができる。Ｘ線回折装置を用いた測定では、まず試料の板面（圧延面）から板厚の１／４の深さの面までの領域を機械研磨および化学研磨により除去する。次に、板厚ｔの１／４の深さの面において、特性Ｘ線としてＭｏＫα線を用いて、ｂｃｃ相の（２００）、（２１１）およびｆｃｃ相の（２００）、（２２０）、（３１１）の回折ピークの積分強度比を求め、これら積分強度比に基づいて残留オーステナイトの体積率を算出することが可能である。
また、上記マルテンサイト量を特定した観察視野で、マルテンサイト粒と残留オーステナイト粒を区別するために、後方散乱電子による結晶方位解析（ＳＥＭ－ＥＢＳＤ）をおこなう。初めに、板厚断面の組織を観察できるように、鋼板からミクロ組織観察用のサンプルを採取する。次いで、サンプルである鋼板１を樹脂Ｒに包埋する。採取後のサンプルにおいて、圧延方向に対して平行かつ、板厚に対して垂直な面に、エメリー紙による湿式研磨を施し、さらに、平均径が１μｍのダイヤモンド砥粒を用いたバフ研磨を実施して、観察面を鏡面に仕上げる。続いて、前述の機械研磨によって研磨面に導入された歪を除去するために、アルコールを溶剤とする懸濁液を用いてコロイダルシリカ研磨を施す。なお、コロイダルシリカ研磨では、研磨時に荷重の負荷が高まると、歪がさらに導入されることもあるため、研磨時には荷重を抑えることが重要である。このため、コロイダルシリカによる研磨では、ＢＵＥＨＬＥＲ社製のバイブロメット２を用いて、出力４０％の設定にて１時間の自動研磨を施してもよい。
上記の手順で調整したサンプルで、上記マルテンサイト量を特定した５つの観察視野をＳＥＭ－ＥＢＳＤにより観察し、Ｆ．Ｃ．Ｃ．－鉄の結晶方位データを取得する。観察の倍率は３０００倍とする。また、測定の間隔（ＳＴＥＰ）は０．０１～０．１μｍの倍率とし、０．０５μｍを選択してもよい。この測定条件で得られたＦ．Ｃ．Ｃ．－鉄の結晶方位ＭＡＰデータにおいて、信頼値（ＣＩ値）が０．１未満の領域を除き、結晶方位差が１５°以上である境界で囲まれる領域を残留オーステナイト粒とする。また、特定された残留オーステナイト粒と、上記された５箇所の組織観察により特定されたマルテンサイトおよび残留オーステナイトの組織粒から、マルテンサイトの組織粒も特定できる。
板厚１／４部における旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均値は、以下の手順で求める。まず、上記された５箇所の組織観察により特定した各マルテンサイトおよびベイナイトの組織粒それぞれの面積を測定する。次に、各マルテンサイトおよびベイナイトを包含する旧オーステナイト粒界を特定し、この旧オーステナイト粒界の長径を測定する。ここで、長径とは、旧オーステナイト粒界の周上の二点を結ぶ線分の最大長さである。続いて、各旧オーステナイト粒において、各旧オーステナイト粒界に包含されるマルテンサイトおよびベイナイトの面積の合計値を長径で割った値を、各旧オーステナイトの短径とみなす。最後に、５箇所の観察視野全てに含まれる各旧オーステナイト粒において、短径に対する長径の比、即ちアスペクト比を算出し、その平均値を求める。
鋼板の表面から３０μｍの深さ位置におけるＡｌＮの個数密度は、以下の手順で測定する。まず、圧延方向に沿うように、板表面に対して垂直に、鋼板を切断する。次に、鋼板の表面から３０μｍの深さ位置Ａから、ＦＩＢ（Ｆｏｃｕｓｅｄ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ、集束イオンビーム）加工により１０μｍ×１０μｍの領域を観察できるサンプルを採取し、厚さ１００ｎｍ以上３００ｎｍ以下の薄膜試料を１０個作成する。その後、深さ位置Ａの試料を、電界放出形透過電子顕微鏡とその中のＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分析）とを用いて、薄膜試料のＡｌおよびＮの元素マッピングを１０μｍ×１０μｍの範囲にて９０００倍の倍率で作成する。ＡｌＮが析出している場所では、析出していない場所と比較してＡｌおよびＮの検出数が顕著に高くなるので、ＡｌおよびＮの検出数が高い領域をＡｌＮと判断する。１０個の薄膜試料全てに含まれるＡｌＮの個数を計数し、この個数を観察面積の合計で割ることで、位置ＡでのＡｌＮの個数密度を求めることができる。
内部酸化層の存在深さ、及び内部酸化層における酸化物による粒界被覆率は、以下の方法により求めるものとする。組織の観察には走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）および後方散乱電子による結晶方位解析（ＳＥＭ－ＥＢＳＤ）を用いる。初めに、板厚断面の組織を観察できるように、鋼板からミクロ組織観察用のサンプルを採取する。次いで、サンプルである鋼板１を樹脂Ｒに包埋する。採取後のサンプルにおいて、圧延方向に対して平行かつ、板厚に対して垂直な面に、エメリー紙による湿式研磨を施し、さらに、平均径が１μｍのダイヤモンド砥粒を用いたバフ研磨を実施して、観察面を鏡面に仕上げる。続いて、前述の機械研磨によって研磨面に導入された歪を除去するために、アルコールを溶剤とする懸濁液を用いてコロイダルシリカ研磨を施す。なお、コロイダルシリカ研磨では、研磨時に荷重の負荷が高まると、歪がさらに導入されることもあるため、研磨時には荷重を抑えることが重要である。このため、コロイダルシリカによる研磨では、ＢＵＥＨＬＥＲ社製のバイブロメット２を用いて、出力４０％の設定にて１時間の自動研磨を施してもよい。ただし、機械研磨によって導入された歪を除去する過程で、電解研磨または化学エッチング等を適用すると、酸化物が溶けるため、粒界上に存在する酸化物の実態を観察では捉えることができなくなる。また、水を溶剤とする研磨を施す場合も同様の注意が必要であり、水溶性の酸化物は水を溶剤とする研磨の途中で溶解し、粒界上の内部酸化物が観察できなくなる。このため、研磨の仕上げ工程では、上記の手順を含まない工程を採用する必要がある。
上記の手順で調整したサンプルの表層をＳＥＭおよびＳＥＭ－ＥＢＳＤにより観察する。観察の倍率は１０００～９０００倍のうち、ミクロ組織中のフェライトの結晶粒数が１０個以上含まれる倍率を選択し、例えば３０００倍とする。
まず、図２Ａに示されるＳＥＭの反射電子像で、結晶粒界１３に存在する酸化物、即ち粒界酸化物１２を確認する。反射電子像では、原子番号（または質量）によって色調が変化するため、粒界酸化物１２と鉄鋼組織とを容易に区別することができる。そして、反射電子像の組織観察において、例えば、原子番号（または質量）が小さい状態を“黒い色調”で表示するように設定した場合、鉄に対して質量が小さい酸化物は黒い色調で観察画像中に表示されるようになる（図２Ａ参照）。この観察画像に含まれる粒界酸化物１２が、鋼板１の表面、即ち板表面１１からどのくらいの深さまで及んでいるかを測定することにより、内部酸化層の厚さを求めることができる。観察視野の一部において、粒界酸化物１２が板表面１１から５．０μｍ以上の深さに及んでいる場合、その鋼板１は、板表面１１から５．０μｍ以上の深さまで結晶粒界１３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ているものであるとみなされる。また、続く粒界被覆率の測定のために、この観察条件で５視野の鋼板１の表層の組織を撮影し、粒界酸化物１２の存在状態を確認しておく。
続いて、上記のＳＥＭ－反射電子像によって観察した視野と同じ位置において、ＳＥＭ－ＥＢＳＤによりＢ．Ｃ．Ｃ．－鉄の結晶方位データを取得する。測定の倍率は１０００～９０００倍のうち任意の倍率を選択し、例えば前述のＳＥＭ－反射電子像の観察と同じ倍率としてもよい。また、測定の間隔（ＳＴＥＰ）は０．０１～０．１μｍの倍率とし、０．０５μｍを選択してもよい。
この測定条件で得られたＢ．Ｃ．Ｃ．－鉄の結晶方位ＭＡＰデータにおいて、信頼値（ＣＩ値）が０．１未満の領域を除き、結晶方位差が１５°以上である境界を結晶粒界１３とする。なお、ＣＩ値とは、解析ソフトにおいて示される結晶方位決定の信頼性の指標となる数値であり、一般的にその値が０．１未満であると信頼性が低いとされる。
フェライトの結晶粒界１３に酸化物が存在する場合はＢ．Ｃ．Ｃ．－鉄の結晶方位データが得られないため、隣接する結晶粒との間にＣＩ値が０．１未満の領域が多く存在するようになる。この場合、結晶粒界１３を明瞭には確認できないものの、隣接するフェライトの結晶粒の方位差が１５°以上である境界では、ＣＩ値が０．１未満の領域の中心を通るように結晶粒界をＭＡＰ上に描く。
以上の手順で得られたフェライトの結晶粒界ＭＡＰ（図２Ｂ参照）において、図２Ｃに示すように、酸化物によって被覆された結晶粒界である被覆粒界１４の長さを測定する。続いて、図２Ｄに示すように、酸化物で被覆されていない結晶粒界である非被覆粒界１５の長さを測定する。そして、得られた被覆粒界１４の長さを全ての結晶粒界の長さで除することによって、粒界被覆率（％）を算出する。
鋼板の引張強度は、鋼板から圧延方向に対し垂直方向にＪＩＳ Ｚ ２２０１：１９９８に記載のＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に沿って引張試験を行うことで測定する。
次に、本実施形態に係る鋼板の製造方法の好適な一例について説明する。この製造方法によれば、本実施形態に係る鋼板を得ることができる。ただし、以下に説明する製造方法は、本実施形態に係る鋼板の範囲を限定するものではない。上述の要件を満たす鋼板は、その製造方法に関わらず、本実施形態に係る鋼板とみなされる。
本実施形態に係る鋼板の製造方法は、本実施形態に係る鋼板の成分を有する溶鋼を、垂直曲げ型連続鋳造機を用いて連続鋳造してスラブを得る工程と、スラブを熱間圧延して鋼板を得る工程と、熱間圧延後の鋼板を巻き取る工程と、巻き取り後の鋼板を冷間圧延する工程と、冷間圧延後の鋼板を焼鈍する工程と、を有する。連続鋳造において、スラブに加えられる曲げひずみを０．５～２．０％とし、且つ、スラブが曲げられている間のスラブの平均冷却速度を０．５～１０℃／秒とする。熱間圧延において、仕上圧延終了温度を８５０℃以上とする。巻き取りにおいて、鋼板の巻取温度を５００℃以下とする。冷間圧延において、鋼板の冷間圧延率を０～２０％とする。焼鈍において、鋼板を、酸素ポテンシャルが－１．５０以上の雰囲気で、（Ａｃ３点－１００）℃以上９００℃以下の温度範囲まで加熱し、次いで、（Ｍｓ点－１００）℃以上Ｂｓ点以下の温度範囲まで、平均冷却速度１０～５０℃／秒で冷却し、さらに、（Ｍｓ点－１００）℃以上Ｂｓ点以下の温度範囲で１０～６００秒保持する。
まず、溶鋼を連続鋳造してスラブを得る。ここで、スラブに適切な曲げひずみを加えながらスラブを冷却する。本発明者らは、スラブに加えられた曲げひずみが、スラブの表面におけるＡｌＮの析出を促進することを知見した。スラブ表面に析出したＡｌＮが、スラブを圧延して得られる鋼板の表面に残存し、後述する焼鈍において鋼板の表面を改質する。ここで「曲げひずみ」とは、板材の曲げ変形の程度を示す一般的なパラメータであり、永田修次ら「基礎からわかる塑性加工（改訂版）」ｐ７４～７５、コロナ社、１９９７年に説明される、板厚１／４部におけるひずみεのことである。同文献に記載の下記式によって、連続鋳造中のひずみεを算出することができる。
ε＝（ｒ－Ｒｎ）／（Ｒｎ）＝ｙ／Ｒｎ
Ｒｎとは鋳片の中立面の曲率半径であり、連続鋳造においては連続鋳造装置の曲げ半径のことである。ｒとは中立面からｙだけ離れた面の曲率半径である。板厚１／４部におけるひずみεの算出にあたっては、鋳片の板厚を２で割った値を、ｙに代入すればよい。
連続鋳造の具体的な条件を以下に説明する。まず、連続鋳造を、垂直曲げ型連続鋳造機を用いて実施する。垂直曲げ型の連続鋳造においては、溶鋼を垂直方向に引き抜きながら、複数列の冷却セグメントで冷却することで、凝固させる。溶鋼の凝固が完了したら、スラブを水平方向に曲げて、ローラーを用いて水平方向に導く。この際、スラブの曲げひずみを０．５～２．０％とし、且つスラブが曲げられている間のスラブの平均冷却速度を０．５～１０℃／秒とする。スラブが曲げられている間のスラブの平均冷却速度とは、スラブを曲げ始めた時点でのスラブの表面温度と、スラブを曲げ終えた時点でのスラブの表面温度との差を、曲げている時間で割った値である。
スラブを曲げている際には、スラブの一方の面には引張ひずみが加えられ、他方の面には圧縮ひずみが加えられる。所定の冷却速度でスラブを冷却しながらスラブを曲げた場合、引張ひずみ及び圧縮ひずみのいずれも、スラブのＡｌＮの析出を促進する。上述の条件で製造されたスラブは、ＡｌＮの核生成が促進されて微細なＡｌＮが形成され、その表層に多数のＡｌＮを有することとなる。ただし、スラブが曲げられている間のスラブの平均冷却速度が過剰であったり、スラブの曲げひずみが過剰であったりすると、鋼板の表面から３０μｍの深さ位置におけるＡｌＮの個数密度が過剰となって、延性及び穴広げ性が損なわれる。
次に、スラブを熱間圧延して鋼板を得る。熱間圧延の際は、仕上圧延終了温度、即ち熱間圧延機の最終パスを鋼板が出たときの鋼板の表面温度を８５０℃以上とする。これにより、熱間圧延後の鋼板の組織を針状組織とする。針状組織を有する鋼板を焼鈍することで、焼鈍後の鋼板の旧オーステナイト粒のアスペクト比を増大させることができる。
次に、熱間圧延後の鋼板を巻き取る。巻取温度は５００℃以下とする。これにより、熱間圧延後の鋼板の組織を針状組織のまま保つ。巻取温度が高すぎると、巻き取られた鋼板に、アスペクト比が小さいフェライト及び／又はパーライトが生成し、針状組織が鋼板に占める割合が減少する。針状組織を有する鋼板を焼鈍することで、焼鈍後の鋼板の旧オーステナイト粒のアスペクト比を増大させることができる。
巻き取られた鋼板を冷間圧延してもよい。ただし、冷間圧延率を２０％以下とする。何故なら、高い冷間圧延率で冷間圧延された鋼板には多量の転位が含まれるからである。転位量が多い鋼板を焼鈍のために加熱すると、転位が鋼板の組織の再結晶を促し、針状組織が鋼板に占める割合が減少する。従って本実施形態に係る鋼板の製造方法では、冷間圧延率を２０％以下に制限し、過剰な量の転位が鋼板に導入されることを防ぎ、焼鈍後の鋼板の旧オーステナイト粒のアスペクト比を増大させる。なお、冷間圧延率は小さいほど好ましい。冷間圧延を省略すること、即ち、冷間圧延率を０％にすることも、本実施形態に係る鋼板の製造方法において許容される。
次に、冷間圧延後の鋼板を焼鈍する。上述のように、鋼板は冷間圧延されなくともよいのであるが、便宜上、焼鈍される鋼板を「冷間圧延後の鋼板」と表記する。焼鈍では、鋼板を加熱して、次いで冷却する。鋼板の加熱の際に、鋼板の表面に内部酸化層を形成し、鋼板の冷却の際に、鋼板の金属組織を制御する。
鋼板の加熱は、（Ａｃ３点－１００）℃以上９００℃以下の温度範囲まで行う。ここで、鋼板を加熱する雰囲気の酸素ポテンシャルを－１．５０以上とする。好ましくは、酸素ポテンシャルを－１．２５以上、－１．００以上、又は－０．７５以上とする。これにより、ＬＭＥを防止するために十分な厚さ及び酸化物を有する内部酸化層を形成することができる。なお、鋼板を加熱する雰囲気の酸素ポテンシャルとは、雰囲気における水蒸気分圧ＰＨ２Ｏを水素分圧ＰＨ２で割った値の常用対数、即ちｌｏｇ１０（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）のことである。
このような雰囲気で通常の鋼板を加熱すると、鋼板の表層が脱炭され、ここに粗大なフェライトが生成し、鋼板の穴広げ性が損なわれる。しかしながら、本実施形態に係る鋼板の製造方法では、加熱前の鋼板の表層に多数のＡｌＮが析出している。これらＡｌＮがピン止め効果を発揮して、鋼板の表層における結晶粒の粗大化を抑制し、鋼板の穴広げ性を向上させる。
また、上述の雰囲気で鋼板を加熱すると、鋼板の一様伸びが一層高められる。一様伸びとは、引張試験において、試験片平行部がほぼ一様に変形する永久伸びの限界値のことである。一様伸びが高められる理由は明らかではないが、上述の雰囲気で鋼板を加熱すると、その表層の粒界にＡｌが偏析し、ＡｌＮが粗大化するからではないかと本発明者らは推定している。鋼板の一様伸びは、好ましくは５％以上２２％以下である。より好ましい下限値は７％以上、又は１０％以上であり、より好ましい上限値は２０％以下、又は１８％以下である。
なお、Ａｃ３点は下記式によって求められる。
Ａｃ３（℃）＝９１０－２０３×Ｃ１／２＋４４．７×Ｓｉ－３０×Ｍｎ＋７００×Ｐ－２０×Ｃｕ－１５．２×Ｎｉ－１１×Ｃｒ＋３１．５×Ｍｏ＋４００×Ｔｉ＋１０４×Ｖ＋１２０×Ａｌ
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、ＶおよびＡｌはスラブに含まれる各元素の含有量［質量％］である。
次いで、鋼板を、（Ｍｓ点－１００）℃以上Ｂｓ点以下の温度範囲にある冷却停止温度まで、平均冷却速度１０～５０℃／秒で冷却し、さらに、この温度範囲で鋼板の温度を保持する。（Ｍｓ点－１００）℃以上Ｂｓ点以下の温度範囲での鋼板の保持時間は１０～６００秒とする。
Ｍｓ点とは、焼き入れの冷却中にマルテンサイトが生成し始める温度である。本実施形態に係る製造方法では、以下の数式によって算出される値を、Ｍｓ点とみなす。
Ｍｓ＝５４１－４７４×Ｃ／（１－Ｓα／１００）－１５×Ｓｉ－３５×Ｍｎ－１７×Ｃｒ－１７×Ｎｉ＋１９×Ａｌ
Ｂｓ点とは、焼き入れ後の冷却中にベイナイト変態が開始する温度である。本実施形態に係る製造方法では、以下の数式によって算出される値を、Ｂｓ点とみなす。
Ｂｓ＝８２０－２９０×Ｃ／（１－Ｓα）－３７×Ｓｉ－９０×Ｍｎ－６５×Ｃｒ－５０×Ｎｉ＋７０×Ａｌ
ここで、Ｍｓ算出式及びＢｓ算出式に含まれる元素記号は、鋼板に含まれる各元素の量（単位質量％）を示す。式に含まれる記号Ｓαは、焼き入れのための加熱が終了した時点での鋼板のフェライト分率（単位体積％）である。
なお、製造中の鋼板のフェライトの面積率を求めることは困難である。このため、実際の鋼板の製造過程と同様の温度履歴を経た鋼板を事前に用意して当該鋼板の鋼板中心部のフェライトの面積率を求め、そのフェライトの面積率をＭｓ及びＢｓの算出に用いる。鋼板のフェライト分率は、焼き入れのための加熱温度におおむね依存する。そのため、冷却条件を検討する際には、冷却以前の工程の製造条件をまず確定し、その製造条件で鋼板を製造して、これのフェライト分率を測定することにより、Ｓαを特定することができる。
なお、フェライトの面積率は、以下のように求めることができる。まず、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を有する試料を採取し、当該断面を観察面とする。この観察面のうち、鋼板表面から板厚の１／４の位置を中心する１００μｍ×１００μｍの領域を観察領域とする。この観察領域を走査型電子顕微鏡によって３０００倍にして観察することで見られる電子チャンネリングコントラスト像は、結晶粒の結晶方位差をコントラストの差として表示する像である。この電子チャンネリングコントラスト像において均一なコントラストの部分がフェライトである。そして、このようにして同定されるフェライトの面積率をポイントカウンティング法（ＡＳＴＭ Ｅ５６２準拠）によって算出する。
平均冷却速度とは、冷却を開始する時点での鋼板の表面温度と、冷却を終了する時点での鋼板の表面温度（即ち、冷却停止温度）との差を、冷却時間によって割った値である。例えば、焼鈍及び後述する温度保持が炉を用いて行われる場合、冷却を開始する時点とは、鋼板が焼鈍用の炉から取り出された時点であり、冷却を終了する時点とは、鋼板が温度保持用の炉に装入された時点である。
（Ｍｓ点－１００）℃以上Ｂｓ点以下の温度範囲での保持時間とは、鋼板の表面温度がこの温度範囲内にある時間のことを意味する。この温度範囲内で、鋼板の温度が変動してもよい。
鋼板の平均冷却速度を１０～５０℃／秒とすることにより、鋼板に十分な量のマルテンサイト及び／又はベイナイトを生成することができる。鋼板の冷却停止温度を（Ｍｓ点－１００）℃以上Ｂｓ点以下の温度範囲内とすることにより、続く温度保持において十分な量の残留オーステナイトを生成させることができる。また、（Ｍｓ点－１００）℃以上Ｂｓ点以下の温度範囲での鋼板の保持時間を１０～６００秒とすることにより、十分な量の残留オーステナイトを生成させ、且つ、鋼板の引張強度の低下を防ぐことができる。
なお、鋼板の冷却停止温度は、好ましくは（Ｍｓ点－１００）℃以上３５０℃以下であり、より好ましくは（Ｍｓ点－１００）℃以上３４８℃以下であり、一層好ましくは（Ｍｓ点－１００）℃以上Ｍｓ点以下である。これにより、焼鈍完了後の鋼板に含まれるマルテンサイトの一部または全部を焼戻しマルテンサイトとして、その穴広げ性を一層高めることができる。
鋼板の製造方法が、焼鈍後の鋼板に亜鉛めっきして溶融亜鉛めっき鋼板を得る工程をさらに備えてもよい。また、鋼板の製造方法が、溶融亜鉛めっき鋼板に合金化処理をして、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得る工程をさらに備えてもよい。この場合、溶融亜鉛めっき及び合金化の際に鋼板に加えられる熱を利用して、上述した鋼板の温度保持を行うことができる。
実施例により本発明の一態様の効果を更に具体的に説明する。ただし、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例に過ぎない。本発明は、この一条件例に限定されない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限り、種々の条件を採用し得る。
溶鋼を、垂直曲げ型連続鋳造機を用いて連続鋳造してスラブを得る工程と、スラブを熱間圧延して鋼板を得る工程と、熱間圧延後の鋼板を巻き取る工程と、巻き取り後の鋼板を冷間圧延する工程と、冷間圧延後の鋼板を焼鈍する工程と、を経て、種々の鋼板を製造した。これら鋼板に対して種々の評価を行った。鋼板の成分を、表１－１及び表１－２に示す。鋼板の製造条件を、表２－１～表２－３に示す。鋼板の評価結果を、表３－１及び表３－２に示す。なお、いずれの鋼板においても、板厚１／４部における金属組織の残部がフェライト及び／又はパーライトであった。また、例１～１０の表面には溶融亜鉛めっきを設け、例１１～２０の表面には合金化溶融亜鉛めっきを設けた。
これら表において、発明範囲外の値、及び合否基準に満たない値には下線を付した。また、合金成分の残部は鉄及び不純物であった。表１－１及び表１－２において、空白のセルは、これに対応する元素が意図的に添加されていないことを意味する。
鋼板の板厚１／４部におけるマルテンサイト及びベイナイトの合計量（体積率）、並びに残留オーステナイトの量（体積率）、鋼板の板厚１／４部における旧オーステナイト粒のアスペクト比、鋼板の表面から３０μｍの深さ位置におけるＡｌＮの個数密度、内部酸化層の存在深さ、内部酸化層における粒界被覆率、及び引張強度の評価方法は、上述の通りとした。これら以外の特性は、以下に述べる手順で評価した。
鋼板の伸びは、圧延方向に直角な方向と試験片の長手方向が一致するように、日本工業規格ＪＩＳ５号試験片を鋼板から採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠して当該試験片に引張試験を行って求めた。この試験により得られる全伸びを、鋼板の伸びとみなした。
鋼板の穴広げ率は、鋼板を１００ｍｍ×１００ｍｍに切断し、ＪＩＳ Ｚ ２２５６（２０１０）に準拠して当該試験片に穴広げ試験をおこなって求めた。
鋼板の引張強度ＴＳと伸びＥｌとの積であるＴＳ×Ｅｌが１５０００ＭＰａ・％以上である鋼板は、強度－延性バランスに優れる鋼板であると判断した。伸びＥｌと穴広げ率λの積Ｅｌ×λが４００％・％以上である鋼板は、穴広げ性に優れた鋼板であると判断した。
鋼板の一様伸びは、引張試験を行うことで得た。ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠して、１３Ｂ号試験片を作製し、引張軸を鋼板の圧延方向として、引張試験を行う。引張軸を鋼板の圧延方向として、板幅方向端部から板幅方向に板幅の１／４位置、板幅方向端部から板幅方向に１／２位置および板幅方向端部から板幅方向に３／４位置から引張試験片を採取する。この３つの引張試験片から得られた一様伸びの平均値を算出することで、一様伸びを求めた。
鋼板の耐ＬＭＥ性は、以下の手順により行った。図３Ａに、２枚の鋼板をスポット溶接する態様を示し、図３Ｂに、２枚の鋼板をスポット溶接するときの電流制御の態様を示す。図３Ｂのグラフの縦軸Ｉは電流値であり、横軸ｔは時間である。鋼板１ｄと鋼板１ｅを重ねて、一対の電極４ａ、４ｂでスポット溶接した。溶接条件は、次のとおりである。
電極４ａ、４ｂ：Ｃｒ－Ｃｕ製のＤＲ型電極、先端外径：８ｍｍ、Ｒ：４０ｍｍ
加圧力Ｐ：４５０ｋｇ
電極の傾斜角（電極中心線５と垂直線６のなす角）θ：３°
アップスロープ：なし
第１通電時間ｔ１：０．２秒
無通電間ｔｃ：０．０４秒
第２通電時間ｔ２：０．４秒
電流比Ｉ１／Ｉ２：０．７
通電終了後の保持時間：０．１秒
なお、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、常に、図３の鋼板１ｄに用い、評価対象の鋼板を１ｅとして２枚を重ねてスポット溶接し、１ｅ側の鋼板のＬＭＥの発生状況を断面観察により評価した。
ここで、表に示す鋼板の一部には、めっきを施していない。しかし、鋼板がめっきを有しない場合でも、１ｅ側の鋼板の表面は鋼板１ｄの亜鉛めっきを施した表面と接するので、１ｅ側の鋼板の表面が亜鉛めっきを施していない冷延鋼板の場合でも、耐溶融金属脆化割れ性を評価することができる。
ＬＭＥの態様は、ナゲットの中心を含む鋼板断面を研磨し、上述と同様の手法でＳＥＭ観察し、鋼板間の内割れ３ａ、鋼板とスポット溶接電極との接触部の外割れ３ｂ、そして該電極とは直接接していない鋼板部分の外割れ３ｃの３箇所における割れの有無を評価した。
Figure 0007481651000001
Figure 0007481651000002
Figure 0007481651000003
Figure 0007481651000004
Figure 0007481651000005
Figure 0007481651000006
Figure 0007481651000007
本発明の範囲内にある実施例１～３３は、強度－延性バランスに優れ、ＬＭＥを抑制可能であり、さらに高い穴広げ性を有した。一方、本発明の範囲外であった比較例３４～５４は、１つ以上の評価項目が不合格となった。
比較例３４（成分Ｎｏ．Ｕ）では、Ｃ含有量が不足していた。そのため、比較例３４では、引張強度が不足した。
比較例３５（成分Ｎｏ．Ｖ）では、Ｃ含有量が過剰であった。そのため、比較例３５では、引張強度、ＴＳ×Ｅｌ、及びＥｌ×λが不足した。
比較例３６（成分Ｎｏ．Ｗ）では、Ｍｎ含有量が不足した。そのため、比較例３６では、ベイナイト及びマルテンサイトの合計量が不足し、さらに引張強度が不足した。
比較例３７（成分Ｎｏ．Ｘ）では、Ｎ含有量が不足していたので、鋼板の表面から３０μｍの深さ位置におけるＡｌＮの個数密度が不足していた。そのため、比較例３７では、耐ＬＭＥ性が不足した。
比較例３８（成分Ｎｏ．Ｙ）では、Ｎ含有量が過剰であった。そのため、比較例３８では、Ｅｌ×λが不足した。
比較例３９（成分Ｎｏ．Ｚ）では、Ａｌ含有量が不足していたので、鋼板の表面から３０μｍの深さ位置におけるＡｌＮの個数密度が不足していた。そのため、比較例３９では、耐ＬＭＥ性が不足した。
比較例４０（成分Ｎｏ．ＡＡ）では、Ａｌ含有量が過剰であった。そのため、比較例４０ではスラブ割れが生じ、鋼板を製造することができなかった。
比較例４１では、鋼板の表面から３０μｍの深さ位置におけるＡｌＮの個数密度が不足していた。そのため、比較例４１では、Ｅｌ×λが不足した。これは、連続鋳造時の冷却速度が不足していたからであると推定される。
比較例４２では、鋼板の表面から３０μｍの深さ位置におけるＡｌＮの個数密度が過剰であった。そのため、比較例４２では、Ｅｌ×λが不足した。これは、連続鋳造時の冷却速度が過剰であったからであると推定される。
比較例４３では、鋼板の表面から３０μｍの深さ位置におけるＡｌＮの個数密度が不足していた。そのため、比較例４３では、Ｅｌ×λが不足した。これは、連続鋳造時のスラブの曲げひずみが不足していたからであると推定される。
比較例４４では、鋼板の表面から３０μｍの深さ位置におけるＡｌＮの個数密度が過剰であった。そのため、比較例４２ではＥｌ×λが不足した。これは、連続鋳造時の曲げひずみが過剰であったからであると推定される。
比較例４５では、鋼板の板厚１／４部における旧オーステナイト粒のアスペクト比が小さかった。そのため、比較例４５ではＴＳ×Ｅｌが不足した。これは、仕上圧延終了温度が低すぎて、焼鈍前の鋼板の組織形状が不適切になったからであると推定される。
比較例４６では、鋼板の板厚１／４部における旧オーステナイト粒のアスペクト比が小さかった。そのため、比較例４６ではＴＳ×Ｅｌが不足した。これは、巻取温度が高すぎて、フェライト及びパーライトが焼鈍前の鋼板に生じ、その組織形状が不適切になったからであると推定される。
比較例４７では、鋼板の板厚１／４部における旧オーステナイト粒のアスペクト比が小さかった。そのため、比較例４７ではＴＳ×Ｅｌが不足した。これは、冷間圧延率が高すぎて、焼鈍前の鋼板の転位密度が過剰となり、焼鈍のための昇温の際に再結晶が促進されたからであると推定される。
比較例４８では、鋼板の板厚１／４部におけるマルテンサイト及びベイナイトの合計量が不足した。そのため、比較例４８では引張強度が不足した。これは、焼鈍の際の加熱温度が不足し、焼き入れができなかったからであると推定される。
比較例４９では、内部酸化層が板表面から５．０μｍ以上の深さまで及んでおらず、さらに酸化物の粒界被覆率が不足した。そのため、比較例４９では耐ＬＭＥ性が不足した。これは、焼鈍時の酸素ポテンシャルが不足したからであると推定される。
比較例５０では、鋼板の板厚１／４部におけるマルテンサイト及びベイナイトの合計量が不足した。そのため、比較例５０では引張強度が不足した。これは、焼鈍の際の冷却速度が不足し、焼き入れができなかったからであると推定される。
比較例５１では、鋼板の板厚１／４部における残留オーステナイトの量が不足した。そのため、比較例５１ではＴＳ×Ｅｌが不足した。これは、冷却停止温度が低すぎたからであると推定される。
比較例５２では、鋼板の板厚１／４部における残留オーステナイトの量が不足した。そのため、比較例５２ではＴＳ×Ｅｌが不足した。これは、（Ｍｓ点－１００）℃以上Ｂｓ点以下の温度範囲での停留時間が短すぎたからであると推定される。
比較例５３では、鋼板の引張強度が不足した。これは、（Ｍｓ点－１００）℃以上Ｂｓ点以下の温度範囲での停留時間が長すぎて、鋼板が過剰に焼き戻されたからであると推定される。
１ 鋼板
１１ 板表面
１２ 粒界酸化物
１３ 結晶粒界
１４ 被覆粒界
１５ 非被覆粒界
Ｒ 樹脂
１ａ、１ｂ、１ｃ、１ｄ、１ｅ 鋼板
２ ナゲット
３ａ 内割れ
３ｂ 外割れ
３ｃ 外割れ
４ａ 電極
４ｂ 電極
５ 電極中心線
６ 垂直線

Claims (3)

  1. 化学組成として、質量％で、
    Ｃ：０．１５０％以上、０．３００％以下、
    Ｓｉ：０．３０％以上、２．５０％以下、
    Ｍｎ：１．５０％以上、４．００％以下、
    Ａｌ：０．３０％以上、２．００％以下、
    Ｐ：０％以上、０．０４００％以下、
    Ｓ：０％以上、０．０１００％以下、
    Ｎ：０．００２５％以上、０．０１００％以下、
    Ｏ：０％以上、０．００６０％以下、
    Ｃｒ：０％以上、０．５００％以下、
    Ｎｉ：０％以上、１．０００％以下、
    Ｃｕ：０％以上、１．０００％以下、
    Ｍｏ：０％以上、０．５００％以下、
    Ｔｉ：０％以上、０．２００％以下、
    Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下、
    Ｖ：０％以上、０．５００％以下、
    Ｂ：０％以上、０．０１００％以下、
    Ｗ：０％以上、０．１００％以下、
    Ｔａ：０％以上、０．１００％以下、
    Ｓｎ：０％以上、０．０５０％以下、
    Ｃｏ：０％以上、０．５００％以下
    Ｓｂ：０％以上、０．０５０％以下、
    Ａｓ：０％以上、０．０５０％以下、
    Ｍｇ：０％以上、０．０５０％以下、
    Ｃａ：０％以上、０．０４０％以下、
    Ｙ：０％以上、０．０５０％以下、
    Ｌａ：０％以上、０．０５０％以下、
    Ｃｅ：０％以上、０．０５０％以下、及び
    Ｚｒ：０％以上、０．０５０％以下
    を含み、残部がＦｅ及び不純物からなり、
    板厚１／４部における金属組織が、体積率で、
    合計５０％以上の、マルテンサイト及びベイナイトの一方又は両方、並びに
    ８％以上の残留オーステナイト
    を含み、残部がフェライト及びパーライトの一方又は両方であり、
    前記板厚１／４部において、旧オーステナイト粒のアスペクト比の平均値が５．０以上であり、
    板表面から３０μｍの深さ位置において、ＡｌＮの個数密度が３０００個／ｍｍ２以上６０００個／ｍｍ２未満であり、
    前記板表面から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、
    前記板表面から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、
    引張強度が９８０ＭＰａ以上である鋼板。
  2. 溶融亜鉛めっき、又は合金化溶融亜鉛めっきを有することを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
  3. 前記板厚１／４部における前記マルテンサイトの一部または全部が焼戻しマルテンサイトであり、
    前記板厚１／４部における前記焼戻しマルテンサイトの体積率が５％以上である
    ことを特徴とする請求項１又は２に記載の鋼板。
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