JPWO2020225936A1 - 鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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-
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-
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Abstract
所定の化学組成及び組織を有し、表面から板厚方向に深さ１００μｍまでの表層領域において、円相当直径５０〜３００ｎｍの（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂが１個／５００μｍ2以上の数密度で存在している鋼板が提供される。所定の化学組成を有する溶鋼を連続鋳造して鋼片を形成する鋳造工程であって、鋼片の表層に１０ｐｐｍ超、１００ｐｐｍ未満の酸素を導入することを含む鋳造工程、鋼片を仕上げ圧延することを含む熱間圧延工程であって、仕上げ圧延の完了温度が６５０〜９５０℃である熱間圧延工程、得られた熱延鋼板を４００〜７００℃の巻取温度で巻き取る工程、並びに熱延鋼板に冷間圧延及び焼鈍を施す工程を含む鋼板の製造方法がさらに提供される。
Description
本発明は、鋼板及びその製造方法に関する。
亜鉛めっき鋼板は、建築や自動車などの分野において構造部材の耐食性を向上させる観点から幅広く用いられている。しかしながら、構造物や車体等の組み立てのために、亜鉛めっき鋼板同士や、あるいは当該亜鉛めっき鋼板と他の鋼板との間でスポット溶接等を施すと、溶融した亜鉛が亜鉛めっき鋼板や他の鋼板の鋼中に侵入して鋼板内部に割れを生じることがある。このような現象は、液体金属脆化割れ（ＬＭＥ）と呼ばれており、従来技術では、このようなＬＭＥ割れの発生を抑制するために種々の提案がなされている。
特許文献１では、母材が所定の化学組成を有し、前記母材の表面から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、前記母材の表面から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、９００ＭＰａ以上の引張強さを有する鋼板が記載されている。また、特許文献１では、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内部酸化層を有し、結晶粒界が当該酸化物によって被覆されることで、溶接時に溶融金属の結晶粒界への侵入を抑制するとともに、溶接中のＬＭＥ割れを抑制することが可能になると記載されている。
特許文献２では、亜鉛系合金めっき層を鋼材表面に設けた亜鉛系合金めっき鋼材において、前記鋼材が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．３％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．００１〜０．５％、Ｎ：０．０００５〜０．００６％、さらに、Ｎｂ、Ｖ、および、Ｚｒのうちの１種または２種以上を合計量で０．０１〜０．６０％を含有し、下記式：Ｅ値＝［％Ｃ］＋［％Ｓｉ］／１７＋［％Ｍｎ］／７．５＋［％Ｎｉ］／１７＋［％Ｎｂ］／２＋［％Ｖ］／１．５＋［％Ｚｒ］／２で示される液体金属脆化の感度指数Ｅ値が０．２４を超え、かつＢ含有量が３ｐｐｍ以上、−１０２×Ｅ＋６１ｐｐｍ以下を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする亜鉛系合金めっき鋼材が記載されている。また、特許文献２では、母材の引張り強さを決定する鋼材成分に応じて鋼材中に含有させるＢ含有量を制御することにより、溶接熱影響部組織のオーステナイト粒界に偏析し、かつ溶融めっきの侵入を抑制するための有効Ｂ固溶量を維持し、液体金属割れ発生を抑制することができると記載されている。
特許文献２ではまた、約９００℃以上のオーステナイト温度域でＢが粒界に偏析・濃化することにより低融点溶融金属の粒界侵入が抑制される旨が記載されている。しかしながら、入熱量が比較的少ない溶接方法、例えば、高温で保持する時間が比較的短いスポット溶接などの溶接方法においては、溶接時の加熱によっても鋼板中のＢを粒界に十分に偏析させることができない場合があり、このような場合には、亜鉛等の溶融金属が粒界に侵入することを確実に抑制することができないため、結果として鋼板内部にＬＭＥ割れを生じさせてしまうことがある。したがって、当技術分野では、スポット溶接などの特定の溶接方法においても、亜鉛等の溶融金属が粒界に侵入することをより確実に抑制することができる、改善された耐ＬＭＥ性を有する鋼板が求められている。
また、自動車業界等では、車体の軽量化の要求を満足させるために高強度鋼板の開発が進められているが、上記のＬＭＥ割れは、特に高強度の亜鉛めっき鋼板、例えば亜鉛めっきがされた高強度のＴＲＩＰ鋼板（変態誘起塑性鋼板）等をスポット溶接した際に顕著に発生することが知られている。一方で、鋼板の高強度化に伴い、一般的には鋼板の成形性、例えば、延性などの機械特性が低下するという問題もある。
そこで、本発明は、新規な構成により、改善された耐ＬＭＥ性、特にはスポット溶接などの溶接方法においても改善された耐ＬＭＥ性を有するとともに、高強度でかつ延性にも優れた鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
上記目的を達成する本発明は下記のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．０５０〜０．３００％、
Ｓｉ：０．０１〜２．００％、
Ｍｎ：０．１０〜４．００％、
Ｐ：０．０００１〜０．０２００％、
Ｓ：０．０００１〜０．０２００％、
Ｎ：０．０００１〜０．０２００％、
Ａｌ：０．００１〜１．０００％、
Ｔｉ：０．００１〜０．５００％、
Ｂ：０．０００７〜０．０１００％、
Ｃｏ：０〜０．５０％、
Ｎｉ：０〜１．００％、
Ｍｏ：０〜１．００％、
Ｃｒ：０〜２．０００％、
Ｎｂ：０〜０．５００％、
Ｖ：０〜０．５００％、
Ｃｕ：０〜０．５００％、
Ｗ：０〜０．１００％、
Ｔａ：０〜０．１００％、
Ｓｎ：０〜０．０５０％、
Ｓｂ：０〜０．０５０％、
Ａｓ：０〜０．０５０％、
Ｍｇ：０〜０．０５００％、
Ｃａ：０〜０．０５０％、
Ｙ：０〜０．０５０％、
Ｚｒ：０〜０．０５０％、
Ｌａ：０〜０．０５０％、及び
Ｃｅ：０〜０．０５０％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
面積率で、
フェライト：５．０〜４０．０％、
マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトの合計：１０．０〜６０．０％、
ベイナイト：５．０〜４０．０％、及び
残留オーステナイト：５．０〜２５．０％
を含有し、残部組織が存在する場合には、前記残部組織が１０．０％以下のパーライトからなり、
表面から板厚方向に深さ１００μｍまでの表層領域において、円相当直径５０〜３００ｎｍの（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂが１個／５００μｍ2以上の数密度で存在していることを特徴とする、鋼板。
（２）Ｃｏ：０．０１〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．００％、
Ｍｏ：０．０１〜１．００％、
Ｃｒ：０．００１〜２．０００％、
Ｎｂ：０．００１〜０．５００％、
Ｖ：０．００１〜０．５００％、
Ｃｕ：０．００１〜０．５００％、
Ｗ：０．００１〜０．１００％、
Ｔａ：０．００１〜０．１００％、
Ｓｎ：０．００１〜０．０５０％、
Ｓｂ：０．００１〜０．０５０％、
Ａｓ：０．００１〜０．０５０％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０５００％、
Ｃａ：０．００１〜０．０５０％、
Ｙ：０．００１〜０．０５０％、
Ｚｒ：０．００１〜０．０５０％、
Ｌａ：０．００１〜０．０５０％、及び
Ｃｅ：０．００１〜０．０５０％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の鋼板。
（３）引張強度が７００ＭＰａ以上であり、破断伸びが３．０％以上であることを特徴とする、上記（１）又は（２）に記載の鋼板。
（４）円相当直径５０〜３００ｎｍの（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂが１〜５００個／５００μｍ2の数密度で存在していることを特徴とする、上記（１）〜（３）のいずれかに記載の鋼板。
（５）前記鋼板の少なくとも一方の表面に亜鉛を含有するめっき層を有することを特徴とする、上記（１）〜（４）のいずれかに記載の鋼板。
（６）上記（１）又は（２）に記載の化学組成を有する溶鋼を連続鋳造して鋼片を形成する鋳造工程であって、前記鋼片の表層に１０ｐｐｍ超、１００ｐｐｍ未満の酸素を導入することを含む鋳造工程、
前記鋼片を仕上げ圧延することを含む熱間圧延工程であって、前記仕上げ圧延の完了温度が６５０〜９５０℃である熱間圧延工程、
得られた熱延鋼板を４００〜７００℃の巻取温度で巻き取る工程、並びに
前記熱延鋼板を冷間圧延し、次いで焼鈍する工程
を含むことを特徴とする、鋼板の製造方法。
（７）冷間圧延後の焼鈍において、鋼板の少なくとも一方の表面に亜鉛を含有するめっき層が形成されることを特徴とする、上記（６）に記載の鋼板の製造方法。
（１）質量％で、
Ｃ：０．０５０〜０．３００％、
Ｓｉ：０．０１〜２．００％、
Ｍｎ：０．１０〜４．００％、
Ｐ：０．０００１〜０．０２００％、
Ｓ：０．０００１〜０．０２００％、
Ｎ：０．０００１〜０．０２００％、
Ａｌ：０．００１〜１．０００％、
Ｔｉ：０．００１〜０．５００％、
Ｂ：０．０００７〜０．０１００％、
Ｃｏ：０〜０．５０％、
Ｎｉ：０〜１．００％、
Ｍｏ：０〜１．００％、
Ｃｒ：０〜２．０００％、
Ｎｂ：０〜０．５００％、
Ｖ：０〜０．５００％、
Ｃｕ：０〜０．５００％、
Ｗ：０〜０．１００％、
Ｔａ：０〜０．１００％、
Ｓｎ：０〜０．０５０％、
Ｓｂ：０〜０．０５０％、
Ａｓ：０〜０．０５０％、
Ｍｇ：０〜０．０５００％、
Ｃａ：０〜０．０５０％、
Ｙ：０〜０．０５０％、
Ｚｒ：０〜０．０５０％、
Ｌａ：０〜０．０５０％、及び
Ｃｅ：０〜０．０５０％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
面積率で、
フェライト：５．０〜４０．０％、
マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトの合計：１０．０〜６０．０％、
ベイナイト：５．０〜４０．０％、及び
残留オーステナイト：５．０〜２５．０％
を含有し、残部組織が存在する場合には、前記残部組織が１０．０％以下のパーライトからなり、
表面から板厚方向に深さ１００μｍまでの表層領域において、円相当直径５０〜３００ｎｍの（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂが１個／５００μｍ2以上の数密度で存在していることを特徴とする、鋼板。
（２）Ｃｏ：０．０１〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．００％、
Ｍｏ：０．０１〜１．００％、
Ｃｒ：０．００１〜２．０００％、
Ｎｂ：０．００１〜０．５００％、
Ｖ：０．００１〜０．５００％、
Ｃｕ：０．００１〜０．５００％、
Ｗ：０．００１〜０．１００％、
Ｔａ：０．００１〜０．１００％、
Ｓｎ：０．００１〜０．０５０％、
Ｓｂ：０．００１〜０．０５０％、
Ａｓ：０．００１〜０．０５０％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０５００％、
Ｃａ：０．００１〜０．０５０％、
Ｙ：０．００１〜０．０５０％、
Ｚｒ：０．００１〜０．０５０％、
Ｌａ：０．００１〜０．０５０％、及び
Ｃｅ：０．００１〜０．０５０％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の鋼板。
（３）引張強度が７００ＭＰａ以上であり、破断伸びが３．０％以上であることを特徴とする、上記（１）又は（２）に記載の鋼板。
（４）円相当直径５０〜３００ｎｍの（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂが１〜５００個／５００μｍ2の数密度で存在していることを特徴とする、上記（１）〜（３）のいずれかに記載の鋼板。
（５）前記鋼板の少なくとも一方の表面に亜鉛を含有するめっき層を有することを特徴とする、上記（１）〜（４）のいずれかに記載の鋼板。
（６）上記（１）又は（２）に記載の化学組成を有する溶鋼を連続鋳造して鋼片を形成する鋳造工程であって、前記鋼片の表層に１０ｐｐｍ超、１００ｐｐｍ未満の酸素を導入することを含む鋳造工程、
前記鋼片を仕上げ圧延することを含む熱間圧延工程であって、前記仕上げ圧延の完了温度が６５０〜９５０℃である熱間圧延工程、
得られた熱延鋼板を４００〜７００℃の巻取温度で巻き取る工程、並びに
前記熱延鋼板を冷間圧延し、次いで焼鈍する工程
を含むことを特徴とする、鋼板の製造方法。
（７）冷間圧延後の焼鈍において、鋼板の少なくとも一方の表面に亜鉛を含有するめっき層が形成されることを特徴とする、上記（６）に記載の鋼板の製造方法。
本発明によれば、鋼板の表層領域において（Ｆｅ，Ｍｎ）2ＢからなるＢ析出物を所定の量において含有する鋼板を使用することで、スポット溶接のような入熱量が比較的少ない溶接方法においても、溶接時の加熱により鋼板中の粒界が移動する際に、（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂによって粒界をピン止めするとともに、当該（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂの少なくとも一部が粒界上で溶解し、それによって固溶Ｂを粒界に沿って優先的に供給しそして偏析させることができるので、その結果として鋼板の耐ＬＭＥ性を顕著に改善させることができる。加えて、本発明によれば、７００ＭＰａ以上の高強度及び破断伸びが３．０％以上の高延性を達成することが可能である。
＜鋼板＞
本発明の実施形態に係る鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．０５０〜０．３００％、
Ｓｉ：０．０１〜２．００％、
Ｍｎ：０．１０〜４．００％、
Ｐ：０．０００１〜０．０２００％、
Ｓ：０．０００１〜０．０２００％、
Ｎ：０．０００１〜０．０２００％、
Ａｌ：０．００１〜１．０００％、
Ｔｉ：０．００１〜０．５００％、
Ｂ：０．０００７〜０．０１００％、
Ｃｏ：０〜０．５０％、
Ｎｉ：０〜１．００％、
Ｍｏ：０〜１．００％、
Ｃｒ：０〜２．０００％、
Ｎｂ：０〜０．５００％、
Ｖ：０〜０．５００％、
Ｃｕ：０〜０．５００％、
Ｗ：０〜０．１００％、
Ｔａ：０〜０．１００％、
Ｓｎ：０〜０．０５０％、
Ｓｂ：０〜０．０５０％、
Ａｓ：０〜０．０５０％、
Ｍｇ：０〜０．０５００％、
Ｃａ：０〜０．０５０％、
Ｙ：０〜０．０５０％、
Ｚｒ：０〜０．０５０％、
Ｌａ：０〜０．０５０％、及び
Ｃｅ：０〜０．０５０％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
面積率で、
フェライト：５．０〜４０．０％、
マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトの合計：１０．０〜６０．０％、
ベイナイト：５．０〜４０．０％、及び
残留オーステナイト：５．０〜２５．０％
を含有し、残部組織が存在する場合には、前記残部組織が１０．０％以下のパーライトからなり、
表面から板厚方向に深さ１００μｍまでの表層領域において、円相当直径５０〜３００ｎｍの（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂが１個／５００μｍ2以上の数密度で存在していることを特徴としている。
本発明の実施形態に係る鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．０５０〜０．３００％、
Ｓｉ：０．０１〜２．００％、
Ｍｎ：０．１０〜４．００％、
Ｐ：０．０００１〜０．０２００％、
Ｓ：０．０００１〜０．０２００％、
Ｎ：０．０００１〜０．０２００％、
Ａｌ：０．００１〜１．０００％、
Ｔｉ：０．００１〜０．５００％、
Ｂ：０．０００７〜０．０１００％、
Ｃｏ：０〜０．５０％、
Ｎｉ：０〜１．００％、
Ｍｏ：０〜１．００％、
Ｃｒ：０〜２．０００％、
Ｎｂ：０〜０．５００％、
Ｖ：０〜０．５００％、
Ｃｕ：０〜０．５００％、
Ｗ：０〜０．１００％、
Ｔａ：０〜０．１００％、
Ｓｎ：０〜０．０５０％、
Ｓｂ：０〜０．０５０％、
Ａｓ：０〜０．０５０％、
Ｍｇ：０〜０．０５００％、
Ｃａ：０〜０．０５０％、
Ｙ：０〜０．０５０％、
Ｚｒ：０〜０．０５０％、
Ｌａ：０〜０．０５０％、及び
Ｃｅ：０〜０．０５０％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
面積率で、
フェライト：５．０〜４０．０％、
マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトの合計：１０．０〜６０．０％、
ベイナイト：５．０〜４０．０％、及び
残留オーステナイト：５．０〜２５．０％
を含有し、残部組織が存在する場合には、前記残部組織が１０．０％以下のパーライトからなり、
表面から板厚方向に深さ１００μｍまでの表層領域において、円相当直径５０〜３００ｎｍの（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂが１個／５００μｍ2以上の数密度で存在していることを特徴としている。
先に述べたとおり、高温で保持する時間が比較的短いスポット溶接などの溶接方法においては、溶接時の加熱によっても鋼板中のＢを粒界に十分に偏析させることができない場合があり、このような場合には、溶接時の熱で溶融しためっき層中の亜鉛等の溶融金属が溶接部組織の粒界に侵入して鋼板内部にＬＭＥ割れを生じさせてしまうという問題がある。より詳しく説明すると、スポット溶接におけるＬＭＥ割れとは、当該スポット溶接中の熱影響によって鋼板表面の亜鉛めっきが溶融するとともに、その後の冷却過程において熱影響部が熱収縮することで発生する引張応力や鋼板がスポット溶接時に電極で押さえつけられる際の応力発生等によってこの溶融亜鉛が鋼の粒界に侵入し、それによって巨視的な割れを発生させる現象である。
図１は、スポット溶接の際に熱影響部に生じるＬＭＥ割れを模式的に示す図である。図１に示されるように、鋼板１ａ及び鋼板１ｂを重ねて一対の電極２ａ及び２ｂを用いてスポット溶接することにより、ナゲット（溶融凝固部）３を形成して２枚の鋼板１ａ及び１ｂを接合することができる。この際、図１に示されるように、ナゲット３の周囲に形成される熱影響部４においてＬＭＥ割れ５が発生することがある。当該熱影響部４は、スポット溶接の際に室温から数秒で高温まで急速加熱され、次いで直ちに急冷されるという熱履歴を受けるため、当該熱影響部４では、フェライト（α）の状態にあった鋼が一旦オーステナイト（γ）の状態に変態した後、一般的には約１〜２秒程度の間に急冷されることになる。
図２は、スポット溶接の際の母材鋼板と亜鉛めっき層の状態を模式的に示す図である。図２を参照すると、スポット溶接による急速加熱後の母材鋼板１１中の組織はフェライト（α）の状態からオーステナイト（γ）の状態に変態し、その上に配置されるめっき層１２中の亜鉛は溶融した状態にある（図２（ａ））。次に、直後の急冷過程において熱影響部が熱収縮することで発生する引張応力等が引き金となり、この溶融亜鉛１３が母材鋼板１１中の粒界１４に侵入し（図２（ｂ））、それによってＬＭＥ割れが発生する。
このようなＬＭＥ割れを抑制するためには、図２（ｂ）に示されるような粒界への溶融亜鉛１３の侵入を防ぐことが極めて重要である。そこで、例えば、１つの解決策として、粒界に固溶Ｂを偏析させることによって当該粒界への溶融亜鉛の侵入を防ぐ方法が考えられる。図３は、板厚１．４ｍｍの鋼板試料を用いた場合にＢの添加がＬＭＥ割れ長さとナゲット径の関係に及ぼす影響を示すグラフである。ナゲット径は溶接時の溶融部の長さに相当する。このため、ナゲット径が長いほど、入熱量が多く、それゆえ溶融する亜鉛の量も多くなり、結果としてＬＭＥ割れ長さは一般に長くなる。図３を参照すると、鋼板に成分元素としてＢを添加しない場合には、ＬＭＥ割れが生じるナゲット径が小さく、それゆえより小さい入熱量でＬＭＥ割れが生じていることがわかる。一方で、図３から明らかなように、成分元素としてＢを添加した場合には、ナゲット径が約６ｍｍ程度の入熱量になるまでＬＭＥ割れが生じておらず、したがってＢを添加することで比較的多い入熱量の溶接に対してもＬＭＥ割れの発生を抑制できることがわかる。
次に、固溶ＢによってＬＭＥ割れが抑制されるメカニズムについて説明する。図４は、溶接時の固溶Ｂの粒界への偏析及びそれによるＬＭＥ割れの抑制を模式的に示す図である。図４を参照してより詳しく説明すると、Ｂは粒界に偏析する性質を有する元素であるため、このような性質を利用して母材鋼板１１中に固溶したＢを溶接時の加熱の際に粒界１４に偏析させることにより（図４（ａ））、当該粒界に偏析した固溶Ｂによって鋼板内部への溶融亜鉛１３の侵入を、例えば母材鋼板の極最表層（数μｍ程度）のみに抑制することができる（図４（ｂ））。とりわけ、入熱量が比較的多い継手溶接などの場合には、高温で保持する時間が比較的長時間となるために、図４（ａ）において示されるように、溶接時の比較的長時間の加熱過程において固溶Ｂを粒界１４に十分に供給して偏析させることができるため、当該固溶Ｂによって鋼板内部への溶融亜鉛１３の侵入を確実に抑制することが可能となる。
しかしながら、種々の溶接方法の中でも、例えば、スポット溶接などの入熱量が比較的少ない溶接方法では、高温で保持する時間が比較的短いために、図５（ａ）において示されるように、スポット溶接時の瞬間的な短時間の加熱過程では、固溶Ｂを粒界１４に十分に供給して偏析させることができない場合がある。このような場合には、その後の冷却過程において発生する引張応力等が引き金となり、固溶Ｂが偏析していない粒界１４に溶融亜鉛１３が侵入し（図５（ｂ））、それによってＬＭＥ割れが発生してしまうことになる。
そこで、本発明者らは、溶接時の粒界への固溶Ｂの供給及び／又は偏析を効率よく進めることができる鋼板の組織等について検討を行った。その結果として、本発明者らは、鋼板の表層領域において特定のＢ析出物、より具体的には（Ｆｅ，Ｍｎ）2ＢからなるＢ析出物を所定の量において含有する鋼板を使用することで、スポット溶接のような入熱量が比較的少ない溶接方法においても、粒界に固溶Ｂを十分に供給及び／又は偏析させることができ、その結果として鋼板の耐ＬＭＥ性を顕著に改善させることができることを見出した。
図６は、本発明の実施形態に係る鋼板を用いてスポット溶接した場合の固溶Ｂの偏析挙動を模式的に示す図である。図６を参照してより詳しく説明すると、本発明の実施形態に係る鋼板では、めっき層１２の下にある母材鋼板１１の表層領域に（Ｆｅ，Ｍｎ）2ＢからなるＢ析出物１５が所定の量において存在している。このような状態でスポット溶接を行うと、当該スポット溶接時の加熱により粒界１４が移動する際、図６（ａ）において示されるように、母材鋼板１１の表層領域に存在する（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂによって粒界１４がピン止めされ、その結果として母材鋼板１１の表層領域においては必然的に粒界に（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂが存在することになる。
また、スポット溶接時の瞬間的なオーステナイト域における加熱下では、上記のように（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂが粒界１４をピン止めするとともに、当該（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂの少なくとも一部、好ましくはその大部分が粒界１４上で溶解し、それによって固溶Ｂが粒界１４に沿って優先的に供給されそして偏析する。したがって、その後の急冷過程において熱影響部が熱収縮することで引張応力が発生したとしても、あるいはスポット溶接時に電極で押さえつけられることによって鋼板表層に応力が発生したとしても、粒界１４に沿って偏析した固溶Ｂによって鋼板内部への溶融亜鉛１３の侵入を確実に抑制することが可能となる（図６（ｂ））。本発明によれば、鋼板において（Ｆｅ，Ｍｎ）2ＢからなるＢ析出物を利用しそしてそれによって粒界をピン止めすることで、溶接時の加熱下において直ちに固溶Ｂを粒界に供給して偏析させることができるので、図５に示されるような鋼板中の比較的遠い場所から固溶Ｂを粒界に供給及び偏析させる場合と比較して、スポット溶接のような入熱量が比較的少ない溶接方法においても、めっき層中の亜鉛等の溶融金属が鋼板内部に侵入することを確実に抑制することが可能となる。
なお、図６では、理解を容易にするため、母材鋼板の表面にめっき層を含むいわゆるめっき鋼板の場合について詳しく説明したが、本発明に係る鋼板は、このようなめっき鋼板には必ずしも限定されず、めっきを施していない鋼板をも包含するものである。なぜならば、めっきを施していない鋼板であっても、例えば、亜鉛めっき鋼板とスポット溶接を行う際には、当該亜鉛めっき鋼板において溶融した亜鉛がめっきを施していない鋼板中に侵入することでＬＭＥ割れが発生することがあるためである。
さらに、本発明者らは、上記の構成に加えて、鋼板の組成及び組織を適切に制御することで、高強度及び高延性、より具体的には７００ＭＰａ以上の高強度及び破断伸びが３．０％以上の高延性を達成することができることを見出した。
以下、本発明の実施形態に係る鋼板について詳しく説明する。以下の説明において、各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味するものである。
［Ｃ：０．０５０〜０．３００％］
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０．０５０％未満では十分な強度が得られないため、Ｃ含有量は０．０５０％以上とする。Ｃ含有量は０．０６０％以上、０．０８０％以上又は０．１００％以上であってもよい。一方、Ｃ含有量が０．３００％を超えると、溶接部の強度が増加して耐ＬＭＥ性が低下するため、Ｃ含有量は０．３００％以下とする。Ｃ含有量は０．２８０％以下、０．２５０％以下又は０．２２０％以下であってもよい。
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０．０５０％未満では十分な強度が得られないため、Ｃ含有量は０．０５０％以上とする。Ｃ含有量は０．０６０％以上、０．０８０％以上又は０．１００％以上であってもよい。一方、Ｃ含有量が０．３００％を超えると、溶接部の強度が増加して耐ＬＭＥ性が低下するため、Ｃ含有量は０．３００％以下とする。Ｃ含有量は０．２８０％以下、０．２５０％以下又は０．２２０％以下であってもよい。
［Ｓｉ：０．０１〜２．００％］
ケイ素（Ｓｉ）は、鉄系炭化物の析出を抑制し、強度と成形性の向上に寄与する元素である。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．０１％未満では、上記の効果が十分に得られない場合がある。加えて、Ｓｉ含有量を０．０１％未満にするためには製錬に時間を要し、生産性の低下を招く。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は０．１０％以上、０．５０％以上又は１．００％以上であってもよい。一方で、Ｓｉを過度に添加すると、残留オーステナイトが過剰に安定化して溶接後にオーステナイト域が広がるため、鋼板の耐ＬＭＥ性を低下させる。したがって、Ｓｉ含有量は２．００％以下とする。Ｓｉ含有量は１．８０％以下、１．６０％以下又は１．５０％以下であってもよい。
ケイ素（Ｓｉ）は、鉄系炭化物の析出を抑制し、強度と成形性の向上に寄与する元素である。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．０１％未満では、上記の効果が十分に得られない場合がある。加えて、Ｓｉ含有量を０．０１％未満にするためには製錬に時間を要し、生産性の低下を招く。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は０．１０％以上、０．５０％以上又は１．００％以上であってもよい。一方で、Ｓｉを過度に添加すると、残留オーステナイトが過剰に安定化して溶接後にオーステナイト域が広がるため、鋼板の耐ＬＭＥ性を低下させる。したがって、Ｓｉ含有量は２．００％以下とする。Ｓｉ含有量は１．８０％以下、１．６０％以下又は１．５０％以下であってもよい。
［Ｍｎ：０．１０〜４．００％］
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。また、Ｍｎは（Ｆｅ，Ｍｎ）2ＢからなるＢ析出物を形成するのに必須の元素である。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．１０％未満では、上記のＢ析出物を十分に形成できない場合がある。加えて、Ｍｎ含有量を０．１０％未満にするためには製錬に時間を要し、生産性の低下を招く。したがって、Ｍｎ含有量は０．１０％以上とする。Ｍｎ含有量は０．５０％以上、０．７０％以上又は１．００％以上であってもよい。一方で、Ｍｎを過度に添加すると、鋼板中のオーステナイト相が安定化して溶接後に当該オーステナイト相が残存してしまい、鋼板の耐ＬＭＥ性を低下させる。したがって、Ｍｎ含有量は４．００％以下とする。Ｍｎ含有量は３．５０％以下、３．２０％以下又は３．００％以下であってもよい。
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。また、Ｍｎは（Ｆｅ，Ｍｎ）2ＢからなるＢ析出物を形成するのに必須の元素である。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．１０％未満では、上記のＢ析出物を十分に形成できない場合がある。加えて、Ｍｎ含有量を０．１０％未満にするためには製錬に時間を要し、生産性の低下を招く。したがって、Ｍｎ含有量は０．１０％以上とする。Ｍｎ含有量は０．５０％以上、０．７０％以上又は１．００％以上であってもよい。一方で、Ｍｎを過度に添加すると、鋼板中のオーステナイト相が安定化して溶接後に当該オーステナイト相が残存してしまい、鋼板の耐ＬＭＥ性を低下させる。したがって、Ｍｎ含有量は４．００％以下とする。Ｍｎ含有量は３．５０％以下、３．２０％以下又は３．００％以下であってもよい。
［Ｐ：０．０００１〜０．０２００％］
リン（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。しかしながら、Ｐ含有量が０．０００１％未満では、上記の効果が十分に得られない場合がある。加えて、Ｐ含有量を０．０００１％未満にするためには製錬に時間を要し、生産性の低下を招く。したがって、Ｐ含有量は０．０００１％以上とする。Ｐ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方、Ｐ含有量が０．０２００％を超えると、結晶粒界へのＰの偏析により鋼板が脆化して耐ＬＭＥ性を低下させる場合がある。したがって、Ｐ含有量は０．０２００％以下とする。Ｐ含有量は０．０１８０％以下、０．０１５０％以下又は０．０１２０％以下であってもよい。
リン（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。しかしながら、Ｐ含有量が０．０００１％未満では、上記の効果が十分に得られない場合がある。加えて、Ｐ含有量を０．０００１％未満にするためには製錬に時間を要し、生産性の低下を招く。したがって、Ｐ含有量は０．０００１％以上とする。Ｐ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方、Ｐ含有量が０．０２００％を超えると、結晶粒界へのＰの偏析により鋼板が脆化して耐ＬＭＥ性を低下させる場合がある。したがって、Ｐ含有量は０．０２００％以下とする。Ｐ含有量は０．０１８０％以下、０．０１５０％以下又は０．０１２０％以下であってもよい。
［Ｓ：０．０００１〜０．０２００％］
硫黄（Ｓ）は、熱間脆性の原因をなし、また、溶接性及び耐食性を阻害する元素である。しかしながら、Ｓ含有量を０．０００１％未満にするためには製錬に時間を要し、生産性の低下を招く。したがって、Ｓ含有量は０．０００１％以上とする。Ｓ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方、Ｓ含有量が０．０２００％を超えると、鋼板の脆化を招き、耐ＬＭＥ性が低下する場合がある。したがって、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする。Ｓ含有量は０．０１８０％以下、０．０１５０％以下又は０．０１２０％以下であってもよい。
硫黄（Ｓ）は、熱間脆性の原因をなし、また、溶接性及び耐食性を阻害する元素である。しかしながら、Ｓ含有量を０．０００１％未満にするためには製錬に時間を要し、生産性の低下を招く。したがって、Ｓ含有量は０．０００１％以上とする。Ｓ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方、Ｓ含有量が０．０２００％を超えると、鋼板の脆化を招き、耐ＬＭＥ性が低下する場合がある。したがって、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする。Ｓ含有量は０．０１８０％以下、０．０１５０％以下又は０．０１２０％以下であってもよい。
［Ｎ：０．０００１〜０．０２００％］
窒素（Ｎ）は、窒化物を形成して、伸びフランジ性を阻害し、また、溶接時のブローホールの発生原因になる元素である。しかしながら、Ｎ含有量を０．０００１％未満にするためには製錬に時間を要し、生産性の低下を招く。したがって、Ｎ含有量は０．０００１％以上とする。Ｎ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方、Ｎが０．０２００％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。加えて、Ｎが０．０２００％を超えると、窒化ホウ素（ＢＮ）が生成して（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂの形成が阻害され、その結果として耐ＬＭＥ性が低下する場合がある。したがって、Ｎ含有量は０．０２００％以下とする。Ｎ含有量は０．０１８０％以下、０．０１５０％以下又は０．０１２０％以下であってもよい。
窒素（Ｎ）は、窒化物を形成して、伸びフランジ性を阻害し、また、溶接時のブローホールの発生原因になる元素である。しかしながら、Ｎ含有量を０．０００１％未満にするためには製錬に時間を要し、生産性の低下を招く。したがって、Ｎ含有量は０．０００１％以上とする。Ｎ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方、Ｎが０．０２００％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。加えて、Ｎが０．０２００％を超えると、窒化ホウ素（ＢＮ）が生成して（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂの形成が阻害され、その結果として耐ＬＭＥ性が低下する場合がある。したがって、Ｎ含有量は０．０２００％以下とする。Ｎ含有量は０．０１８０％以下、０．０１５０％以下又は０．０１２０％以下であってもよい。
［Ａｌ：０．００１〜１．０００％］
アルミニウム（Ａｌ）は、脱酸元素であり、また、鉄系炭化物の生成を抑えて、強度の向上に寄与する元素である。しかしながら、Ａｌ含有量が０．００１％未満では、脱酸効果が十分に得られない。加えて、Ａｌ含有量を０．００１％未満にするためには製錬に時間を要し、生産性の低下を招く。したがって、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。Ａｌ含有量は０．００５％以上、０．００８％以上又は０．０１０％以上であってもよい。一方、Ａｌ含有量が１．０００％を超えると、鋼板中のフェライト変態が促進されて十分な強度が得られない場合がある。したがって、Ａｌ含有量は１．０００％以下とする。Ａｌ含有量は０．８００％以下、０．５００％以下又は０．３００％以下であってもよい。
アルミニウム（Ａｌ）は、脱酸元素であり、また、鉄系炭化物の生成を抑えて、強度の向上に寄与する元素である。しかしながら、Ａｌ含有量が０．００１％未満では、脱酸効果が十分に得られない。加えて、Ａｌ含有量を０．００１％未満にするためには製錬に時間を要し、生産性の低下を招く。したがって、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。Ａｌ含有量は０．００５％以上、０．００８％以上又は０．０１０％以上であってもよい。一方、Ａｌ含有量が１．０００％を超えると、鋼板中のフェライト変態が促進されて十分な強度が得られない場合がある。したがって、Ａｌ含有量は１．０００％以下とする。Ａｌ含有量は０．８００％以下、０．５００％以下又は０．３００％以下であってもよい。
［Ｔｉ：０．００１〜０．５００％］
チタン（Ｔｉ）は、析出強化、結晶粒の成長抑制による細粒強化及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。さらに、Ｔｉは、本発明の実施形態に係る鋼板を製造する際に窒化チタンを形成して鋼中の固溶窒素を消費することにより、Ｂが固溶窒素と結びついて窒化ホウ素（ＢＮ）を形成するのを阻害して（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂの形成を促進させるという効果も有する。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．００１％未満では、上記の効果が十分に得られない場合がある。加えて、Ｔｉ含有量を０．００１％未満にするためには製錬に時間を要し、生産性の低下を招く。したがって、Ｔｉ含有量は０．００１％以上とする。Ｔｉ含有量は０．００５％以上、０．００８％以上又は０．０１０％以上であってもよい。一方、Ｔｉ含有量が０．５００％を超えると、鋼板中のベイナイト変態が抑制されて十分な延性が得られない場合がある。したがって、Ｔｉ含有量は０．５００％以下とする。Ｔｉ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。
チタン（Ｔｉ）は、析出強化、結晶粒の成長抑制による細粒強化及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。さらに、Ｔｉは、本発明の実施形態に係る鋼板を製造する際に窒化チタンを形成して鋼中の固溶窒素を消費することにより、Ｂが固溶窒素と結びついて窒化ホウ素（ＢＮ）を形成するのを阻害して（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂの形成を促進させるという効果も有する。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．００１％未満では、上記の効果が十分に得られない場合がある。加えて、Ｔｉ含有量を０．００１％未満にするためには製錬に時間を要し、生産性の低下を招く。したがって、Ｔｉ含有量は０．００１％以上とする。Ｔｉ含有量は０．００５％以上、０．００８％以上又は０．０１０％以上であってもよい。一方、Ｔｉ含有量が０．５００％を超えると、鋼板中のベイナイト変態が抑制されて十分な延性が得られない場合がある。したがって、Ｔｉ含有量は０．５００％以下とする。Ｔｉ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。
［Ｂ：０．０００７〜０．０１００％］
ホウ素（Ｂ）は、溶接時に、粒界に偏析して耐ＬＭＥ性の向上に寄与する元素である。しかしながら、Ｂ含有量が０．０００７％未満では、（Ｆｅ，Ｍｎ）2ＢからなるＢ析出物が全く形成しないか又はその形成が少なく、Ｂを粒界に十分に偏析させることができないために耐ＬＭＥ性向上の効果を十分に得ることができない。したがって、Ｂ含有量は０．０００７％以上とする。Ｂ含有量は０．００１０％以上、０．００１５％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、粗大な炭化物及び／又は窒化物が生成し、上記の効果が飽和するとともに、鋼片が割れやすくなり、延性が低下する。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、０．００６０％以下又は０．００５０％以下であってもよい。
ホウ素（Ｂ）は、溶接時に、粒界に偏析して耐ＬＭＥ性の向上に寄与する元素である。しかしながら、Ｂ含有量が０．０００７％未満では、（Ｆｅ，Ｍｎ）2ＢからなるＢ析出物が全く形成しないか又はその形成が少なく、Ｂを粒界に十分に偏析させることができないために耐ＬＭＥ性向上の効果を十分に得ることができない。したがって、Ｂ含有量は０．０００７％以上とする。Ｂ含有量は０．００１０％以上、０．００１５％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、粗大な炭化物及び／又は窒化物が生成し、上記の効果が飽和するとともに、鋼片が割れやすくなり、延性が低下する。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、０．００６０％以下又は０．００５０％以下であってもよい。
本発明の実施形態に係る鋼板の基本成分組成は上記のとおりである。さらに、当該鋼板は、必要に応じて以下の元素を含有していてもよい。
［Ｃｏ：０〜０．５０％］
コバルト（Ｃｏ）は炭化物生成元素であり、析出物を生成させて焼き入れした部材の強度確保に有効な元素であり、耐ＬＭＥ性の向上にも寄与する元素である。上記の効果を十分に得るためには、Ｃｏ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｏ含有量は０．０２％以上、０．０３％以上又は０．０４％以上であってもよい。一方、Ｃｏ含有量が０．５０％を超えると、鋼板中のフェライト変態及び／又はパーライト変態が促進されて十分な強度が得られない場合がある。したがって、Ｃｏ含有量は０．５０％以下とする。Ｃｏ含有量は０．４０％以下、０．３０％以下又は０．２０％以下であってもよい。
コバルト（Ｃｏ）は炭化物生成元素であり、析出物を生成させて焼き入れした部材の強度確保に有効な元素であり、耐ＬＭＥ性の向上にも寄与する元素である。上記の効果を十分に得るためには、Ｃｏ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｏ含有量は０．０２％以上、０．０３％以上又は０．０４％以上であってもよい。一方、Ｃｏ含有量が０．５０％を超えると、鋼板中のフェライト変態及び／又はパーライト変態が促進されて十分な強度が得られない場合がある。したがって、Ｃｏ含有量は０．５０％以下とする。Ｃｏ含有量は０．４０％以下、０．３０％以下又は０．２０％以下であってもよい。
［Ｎｉ：０〜１．００％］
ニッケル（Ｎｉ）は強度の向上に寄与する元素であり、耐ＬＭＥ性の向上にも寄与する元素である。上記の効果を十分に得るためには、Ｎｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は０．０２％以上、０．０３％以上又は０．０４％以上であってもよい。一方、Ｎｉ含有量が１．００％を超えると、鋼板中のフェライト変態が抑制されて延性が低下する場合がある。したがって、Ｎｉ含有量は１．００％以下とする。Ｎｉ含有量は０．９０％以下、０．８０％以下又は０．７０％以下であってもよい。
ニッケル（Ｎｉ）は強度の向上に寄与する元素であり、耐ＬＭＥ性の向上にも寄与する元素である。上記の効果を十分に得るためには、Ｎｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は０．０２％以上、０．０３％以上又は０．０４％以上であってもよい。一方、Ｎｉ含有量が１．００％を超えると、鋼板中のフェライト変態が抑制されて延性が低下する場合がある。したがって、Ｎｉ含有量は１．００％以下とする。Ｎｉ含有量は０．９０％以下、０．８０％以下又は０．７０％以下であってもよい。
［Ｍｏ：０〜１．００％］
モリブデン（Ｍｏ）は鋼の焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する元素であり、耐ＬＭＥ性の向上にも寄与する元素である。上記の効果を十分に得るためには、Ｍｏ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は０．０２％以上、０．０３％以上又は０．０４％以上であってもよい。一方、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると、鋼板中のフェライト変態が抑制されて延性が低下する場合がある。したがって、Ｍｏ含有量は１．００％以下とする。Ｍｏ含有量は０．９０％以下、０．８０％以下又は０．７０％以下であってもよい。
モリブデン（Ｍｏ）は鋼の焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する元素であり、耐ＬＭＥ性の向上にも寄与する元素である。上記の効果を十分に得るためには、Ｍｏ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は０．０２％以上、０．０３％以上又は０．０４％以上であってもよい。一方、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると、鋼板中のフェライト変態が抑制されて延性が低下する場合がある。したがって、Ｍｏ含有量は１．００％以下とする。Ｍｏ含有量は０．９０％以下、０．８０％以下又は０．７０％以下であってもよい。
［Ｃｒ：０〜２．０００％］
クロム（Ｃｒ）は強度の向上に寄与する元素であり、耐ＬＭＥ性の向上にも寄与する元素である。上記の効果を十分に得るためには、Ｃｒ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は０．０１０％以上、０．０５０％以上又は０．１００％以上であってもよい。一方、Ｃｒ含有量が２．０００％を超えると、酸洗性、溶接性及び熱間加工性が低下する場合がある。更に、冷延板焼鈍においてオーステナイトへの炭素の濃化が抑えられるため、焼鈍温度で保持した後、室温までの冷却においてパーライト変態を促すため、強度の低下を引き起こす場合がある。したがって、Ｃｒ含有量は２．０００％以下とする。Ｃｒ含有量は１．５００％以下、１．３００％以下又は１．０００％以下であってもよい。
クロム（Ｃｒ）は強度の向上に寄与する元素であり、耐ＬＭＥ性の向上にも寄与する元素である。上記の効果を十分に得るためには、Ｃｒ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は０．０１０％以上、０．０５０％以上又は０．１００％以上であってもよい。一方、Ｃｒ含有量が２．０００％を超えると、酸洗性、溶接性及び熱間加工性が低下する場合がある。更に、冷延板焼鈍においてオーステナイトへの炭素の濃化が抑えられるため、焼鈍温度で保持した後、室温までの冷却においてパーライト変態を促すため、強度の低下を引き起こす場合がある。したがって、Ｃｒ含有量は２．０００％以下とする。Ｃｒ含有量は１．５００％以下、１．３００％以下又は１．０００％以下であってもよい。
［Ｎｂ：０〜０．５００％、Ｖ：０〜０．５００％］
ニオブ（Ｎｂ）及びバナジウム（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及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り、耐ＬＭＥ性の向上にも寄与する元素である。このため、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。上記の効果を十分に得るためには、Ｎｂ及びＶ含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることが好ましく、０．００５％以上、０．００８％以上又は０．０１０％以上であってもよい。一方、Ｎｂ及びＶ含有量が０．５００％を超えると、粗大な炭化物が析出して固溶Ｃ量が減少するため、マルテンサイト分率が低下し、十分な強度が得られない場合がある。したがって、Ｎｂ及びＶ含有量はそれぞれ０．５００％以下とし、０．４００％以下、０．３００％以下又は０．１００％以下であってもよい。
ニオブ（Ｎｂ）及びバナジウム（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及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り、耐ＬＭＥ性の向上にも寄与する元素である。このため、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。上記の効果を十分に得るためには、Ｎｂ及びＶ含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることが好ましく、０．００５％以上、０．００８％以上又は０．０１０％以上であってもよい。一方、Ｎｂ及びＶ含有量が０．５００％を超えると、粗大な炭化物が析出して固溶Ｃ量が減少するため、マルテンサイト分率が低下し、十分な強度が得られない場合がある。したがって、Ｎｂ及びＶ含有量はそれぞれ０．５００％以下とし、０．４００％以下、０．３００％以下又は０．１００％以下であってもよい。
［Ｃｕ：０〜０．５００％］
銅（Ｃｕ）は強度の向上に寄与する元素であり、耐ＬＭＥ性の向上にも寄与する元素である。上記の効果を十分に得るためには、Ｃｕ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は０．０１０％以上、０．０５０％以上又は０．１００％以上であってもよい。一方、Ｃｕ含有量が０．５００％を超えると、鋼板の脆化を招き、延性が低下する場合がある。したがって、Ｃｕ含有量は０．５００％以下とする。Ｃｕ含有量は０．４００％以下、０．３５０％以下又は０．３００％以下であってもよい。
銅（Ｃｕ）は強度の向上に寄与する元素であり、耐ＬＭＥ性の向上にも寄与する元素である。上記の効果を十分に得るためには、Ｃｕ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は０．０１０％以上、０．０５０％以上又は０．１００％以上であってもよい。一方、Ｃｕ含有量が０．５００％を超えると、鋼板の脆化を招き、延性が低下する場合がある。したがって、Ｃｕ含有量は０．５００％以下とする。Ｃｕ含有量は０．４００％以下、０．３５０％以下又は０．３００％以下であってもよい。
［Ｗ：０〜０．１００％、Ｔａ：０〜０．１００％］
タングステン（Ｗ）及びタンタル（Ｔａ）は、いずれも炭化物の形態制御と鋼の強度の増加に有効な元素であり、耐ＬＭＥ性の向上にも寄与する元素である。このため、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。上記の効果を十分に得るためには、Ｗ及びＴａ含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることが好ましく、０．００５％以上、０．００７％以上又は０．０１０％以上であってもよい。一方、Ｗ及びＴａ含有量が０．１００％を超えると、粗大な炭化物が析出して固溶Ｃ量が減少するため、マルテンサイト分率が低下し、十分な強度が得られない場合がある。したがって、Ｗ及びＴａ含有量はそれぞれ０．１００％以下とし、０．０８０％以下、０．０６０％以下又は０．０５０％以下であってもよい。
タングステン（Ｗ）及びタンタル（Ｔａ）は、いずれも炭化物の形態制御と鋼の強度の増加に有効な元素であり、耐ＬＭＥ性の向上にも寄与する元素である。このため、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。上記の効果を十分に得るためには、Ｗ及びＴａ含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることが好ましく、０．００５％以上、０．００７％以上又は０．０１０％以上であってもよい。一方、Ｗ及びＴａ含有量が０．１００％を超えると、粗大な炭化物が析出して固溶Ｃ量が減少するため、マルテンサイト分率が低下し、十分な強度が得られない場合がある。したがって、Ｗ及びＴａ含有量はそれぞれ０．１００％以下とし、０．０８０％以下、０．０６０％以下又は０．０５０％以下であってもよい。
［Ｓｎ：０〜０．０５０％］
錫（Ｓｎ）は、原料としてスクラップを用いた場合に鋼中に含有される元素であり、少ないほど好ましく、０％であってもよい。しかしながら、０．００１％未満への低減には製錬コストの増加を招くため、Ｓｎが含まれる場合には下限を０．００１％以上とする。Ｓｎ含有量は０．００２％以上、０．００３％以上又は０．００５％以上であってもよい。一方、Ｓｎ含有量が０．０５０％を超えると、鋼板の脆化を招き、延性が低下する場合がある。したがって、Ｓｎ含有量は０．０５０％以下とする。Ｓｎ含有量は０．０４０％以下、０．０３０％以下又は０．０２０％以下であってもよい。
錫（Ｓｎ）は、原料としてスクラップを用いた場合に鋼中に含有される元素であり、少ないほど好ましく、０％であってもよい。しかしながら、０．００１％未満への低減には製錬コストの増加を招くため、Ｓｎが含まれる場合には下限を０．００１％以上とする。Ｓｎ含有量は０．００２％以上、０．００３％以上又は０．００５％以上であってもよい。一方、Ｓｎ含有量が０．０５０％を超えると、鋼板の脆化を招き、延性が低下する場合がある。したがって、Ｓｎ含有量は０．０５０％以下とする。Ｓｎ含有量は０．０４０％以下、０．０３０％以下又は０．０２０％以下であってもよい。
［Ｓｂ：０〜０．０５０％、Ａｓ：０〜０．０５０％］
アンチモン（Ｓｂ）及びヒ素（Ａｓ）は、Ｓｎと同様に鋼原料としてスクラップを用いた場合に含有され、粒界に強く偏析する元素であり、少ないほど好ましく０％であってもよい。しかしながら、０．００１％未満への低減には製錬コストの増加を招くため、Ｓｂ及びＡｓが含まれる場合には下限をそれぞれ０．００１％以上とする。Ｓｂ及びＡｓ含有量はそれぞれ０．００２％以上、０．００３％以上又は０．００５％以上であってもよい。一方、Ｓｂ及びＡｓ含有量が０．０５０％を超えると、鋼板の脆化を招き、延性が低下する場合があるため、Ｓｂ及びＡｓ含有量はそれぞれ０．０５０％以下とし、０．０４０％以下、０．０３０％以下又は０．０２０％以下であってもよい。
アンチモン（Ｓｂ）及びヒ素（Ａｓ）は、Ｓｎと同様に鋼原料としてスクラップを用いた場合に含有され、粒界に強く偏析する元素であり、少ないほど好ましく０％であってもよい。しかしながら、０．００１％未満への低減には製錬コストの増加を招くため、Ｓｂ及びＡｓが含まれる場合には下限をそれぞれ０．００１％以上とする。Ｓｂ及びＡｓ含有量はそれぞれ０．００２％以上、０．００３％以上又は０．００５％以上であってもよい。一方、Ｓｂ及びＡｓ含有量が０．０５０％を超えると、鋼板の脆化を招き、延性が低下する場合があるため、Ｓｂ及びＡｓ含有量はそれぞれ０．０５０％以下とし、０．０４０％以下、０．０３０％以下又は０．０２０％以下であってもよい。
［Ｍｇ：０〜０．０５００％］
マグネシウム（Ｍｇ）は微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、耐ＬＭＥ性の向上にも寄与する元素である。上記の効果を十分に得るためには、Ｍｇ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方、Ｍｇ含有量が０．０５００％を超えると、鋼板の脆化を招き、延性が低下する場合がある。したがって、Ｍｇ含有量は０．０５００％以下とする。Ｍｇ含有量は０．０４００％以下、０．０３００％以下又は０．０２００％以下であってもよい。
マグネシウム（Ｍｇ）は微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、耐ＬＭＥ性の向上にも寄与する元素である。上記の効果を十分に得るためには、Ｍｇ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方、Ｍｇ含有量が０．０５００％を超えると、鋼板の脆化を招き、延性が低下する場合がある。したがって、Ｍｇ含有量は０．０５００％以下とする。Ｍｇ含有量は０．０４００％以下、０．０３００％以下又は０．０２００％以下であってもよい。
［Ｃａ：０〜０．０５０％、Ｙ：０〜０．０５０％、Ｚｒ：０〜０．０５０％、Ｌａ：０〜０．０５０％］
カルシウム（Ｃａ）、イットリウム（Ｙ）、ジルコニア（Ｚｒ）及びランタン（Ｌａ）は、Ｍｇと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、耐ＬＭＥ性の向上にも寄与する元素である。このため、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。上記の効果を十分に得るためには、Ｃａ、Ｙ、Ｚｒ及びＬａ含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることが好ましく、０．００２％以上、０．００３％以上又は０．００５％以上であってもよい。一方、Ｃａ、Ｙ、Ｚｒ及びＬａ含有量が０．０５０％を超えると、鋼板の脆化を招き、延性が低下する場合がある。したがって、Ｃａ、Ｙ、Ｚｒ及びＬａ含有量はそれぞれ０．０５０％以下とし、０．０４０％以下、０．０２０％以下又は０．０１０％以下であってもよい。
カルシウム（Ｃａ）、イットリウム（Ｙ）、ジルコニア（Ｚｒ）及びランタン（Ｌａ）は、Ｍｇと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、耐ＬＭＥ性の向上にも寄与する元素である。このため、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。上記の効果を十分に得るためには、Ｃａ、Ｙ、Ｚｒ及びＬａ含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることが好ましく、０．００２％以上、０．００３％以上又は０．００５％以上であってもよい。一方、Ｃａ、Ｙ、Ｚｒ及びＬａ含有量が０．０５０％を超えると、鋼板の脆化を招き、延性が低下する場合がある。したがって、Ｃａ、Ｙ、Ｚｒ及びＬａ含有量はそれぞれ０．０５０％以下とし、０．０４０％以下、０．０２０％以下又は０．０１０％以下であってもよい。
［Ｃｅ：０〜０．０５０％］
セリウム（Ｃｅ）は、微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、耐ＬＭＥ性の向上にも寄与する元素である。上記の効果を十分に得るためには、Ｃｅ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ｃｅ含有量は０．００２％以上、０．００３％以上又は０．００５％以上であってもよい。一方、Ｃｅ含有量が０．０５０％を超えると、鋼板の脆化を招き、延性が低下する場合がある。したがって、Ｃｅ含有量は０．０５０％以下とする。Ｃｅ含有量は０．０４０％以下、０．０２０％以下又は０．０１０％以下であってもよい。
セリウム（Ｃｅ）は、微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、耐ＬＭＥ性の向上にも寄与する元素である。上記の効果を十分に得るためには、Ｃｅ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ｃｅ含有量は０．００２％以上、０．００３％以上又は０．００５％以上であってもよい。一方、Ｃｅ含有量が０．０５０％を超えると、鋼板の脆化を招き、延性が低下する場合がある。したがって、Ｃｅ含有量は０．０５０％以下とする。Ｃｅ含有量は０．０４０％以下、０．０２０％以下又は０．０１０％以下であってもよい。
本発明の実施形態に係る鋼板において、上記の元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。不純物とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明の実施形態に係る鋼板に対して意図的に添加した成分でないもの（いわゆる不可避的不純物）を包含するものである。また、不純物とは、上で説明した成分以外の元素であって、当該元素特有の作用効果が本発明の実施形態に係る鋼板の特性に影響しないレベルで当該鋼板中に含まれる元素をも包含するものである。
次に、本発明の実施形態に係る鋼板の組織について説明する。
［表層領域に（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂが１個／５００μｍ2以上の数密度で存在］
本発明の実施形態に係る鋼板においては、当該鋼板の表面（鋼板がめっき層を有する場合には母材鋼板の表面）から板厚方向に深さ１００μｍまでの表層領域において、円相当直径５０〜３００ｎｍの（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂが１個／５００μｍ2以上の数密度で存在、特には分散している。このような数密度で所定範囲の円相当直径を有する（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂが鋼板の上記表層領域に存在又は分散していることで、溶接時の加熱により鋼板中の粒界が移動する際に、（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂによって当該粒界がピン止めされ、その結果として鋼板の表層領域中の粒界に（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂを確実に存在させることが可能となる。加えて、溶接時の加熱下では、上記のように（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂが粒界をピン止めするとともに、当該（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂの少なくとも一部、好ましくはその大部分が粒界上で溶解し、それによって固溶Ｂを粒界に沿って優先的に供給しそして偏析させることができる。
本発明の実施形態に係る鋼板においては、当該鋼板の表面（鋼板がめっき層を有する場合には母材鋼板の表面）から板厚方向に深さ１００μｍまでの表層領域において、円相当直径５０〜３００ｎｍの（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂが１個／５００μｍ2以上の数密度で存在、特には分散している。このような数密度で所定範囲の円相当直径を有する（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂが鋼板の上記表層領域に存在又は分散していることで、溶接時の加熱により鋼板中の粒界が移動する際に、（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂによって当該粒界がピン止めされ、その結果として鋼板の表層領域中の粒界に（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂを確実に存在させることが可能となる。加えて、溶接時の加熱下では、上記のように（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂが粒界をピン止めするとともに、当該（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂの少なくとも一部、好ましくはその大部分が粒界上で溶解し、それによって固溶Ｂを粒界に沿って優先的に供給しそして偏析させることができる。
（Ｆｅ，Ｍｎ）2ＢからなるＢ析出物を利用することで、スポット溶接のような入熱量が比較的少ない溶接方法においても、粒界に固溶Ｂを十分に供給及び／又は偏析させることができる。したがって、スポット溶接後の急冷過程において熱影響部が熱収縮することに伴って鋼板中に引張応力等が発生したとしても、粒界に沿って偏析した固溶Ｂにより、めっき層中の亜鉛等の溶融金属が鋼板内部に侵入することを確実に抑制することができ、それゆえ鋼板中の熱影響部におけるＬＭＥ割れを十分に又は確実に抑制することが可能となる。なお、（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂは、鋼板表面からの亜鉛等の溶融金属の侵入を防ぐのに十分な量で存在していればよいため、鋼板全体に存在している必要はなく、上記のとおり当該鋼板の表面から板厚方向に深さ１００μｍまでの表層領域において１個／５００μｍ2以上の数密度で存在していれば十分である。
（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂの円相当直径が５０ｎｍ未満であるか又は表層領域における（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂの数密度が１個／５００μｍ2未満であると、（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂを表層領域に存在又は分散させたことによる効果、すなわち（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂによる粒界のピン止め、ひいては固溶Ｂの粒界への偏析を十分に達成することができない場合がある。一方で、（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂの円相当直径が３００ｎｍを超えて過度に大きくなると、隣接する（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂ粒同士の結合が生じてしまう場合がある。（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂ粒同士の結合が生じると、鋼板の表層領域に存在又は分散する（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂの数が減少することになる。このような場合には、表層領域における（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂの数密度を適切な範囲内に制御することができなくなり、すなわち（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂを表層領域において１個／５００μｍ2以上の数密度で存在又は分散させることができなくなる。その結果として、同様に、（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂを表層領域に存在又は分散させたことによる効果を十分に発揮することができなくなる場合がある。なお、鋼板の上記表層領域は、円相当直径が５０〜３００ｎｍの（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂを１個／５００μｍ2以上の数密度で含んでいればよく、したがって円相当直径が５０ｎｍ未満であるか又は３００ｎｍ超である（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂを含んでいてもよい。
円相当直径が５０〜３００ｎｍの（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂは、鋼板の上記表層領域において、例えば、３個／５００μｍ2以上、５個／５００μｍ2以上、１２個／５００μｍ2以上、２５個／５００μｍ2以上又は５０個／５００μｍ2以上の数密度で存在又は分散してもよく、好ましくは５個／５００μｍ2以上の数密度で存在又は分散している。なお、（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂの数密度の上限値は特に規定しないが、当該数密度が大きくなりすぎると、円相当直径の場合と同様に、隣接する（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂ粒同士の結合が生じてしまう場合があり、それゆえ好ましくない。また、（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂの数密度が大きくなりすぎると、得られる鋼板の延性が低下する場合がある。したがって、鋼板の延性をより向上させるという観点からは、円相当直径が５０〜３００ｎｍの（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂの数密度の上限値は、好ましくは５００個／５００μｍ2以下、より好ましくは４００個／５００μｍ2以下、さらにより好ましくは２５０個／５００μｍ2以下である。
本発明において、「（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂの円相当直径」及び「（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂの数密度」は、以下のようにして決定される。まず、下記Ｉ〜ＩＶに記載する手順で抽出レプリカ試料を作製し、次いで当該抽出レプリカ試料に対して、下記（１）〜（３）に記載する手順で、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）観察及びＴＥＭ−ＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分光器付き透過型電子顕微鏡）分析にて（Ｆｅ，Ｍｎ）2ＢからなるＢ析出物の同定とともに、その円相当直径と数密度を測定する。ＴＥＭ像の取得では、少なくとも３０，０００倍の倍率で１０μｍ×１０μｍの領域の連結像を５視野分取得し、計５００μｍ2の領域における円相当直径が５０〜３００ｎｍの（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂの個数を計測し、得られた（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂの総数を数密度（単位：個／５００μｍ2）とする。なお、円相当直径については、取得した組織観察像に画像解析を適用し、個々の（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂの面積を求めて円相当直径を算出する。
＜試料調整方法＞
Ｉ． 供試材表面をエメリー紙、ダイアモンドペーストにて鏡面研磨する。
ＩＩ． 研磨面をアルミナ砥粒にて仕上げ研磨する。
ＩＩＩ．鏡面部をＳＰＥＥＤ法（選択的定電位電解エッチング法）によりエッチングする（試料洗浄にはアサヒクリンを使用）。
ＩＶ． 指定箇所よりカーボン抽出レプリカ試料を作製する（メッシュはＣｕを使用）。
＜ＳＰＥＥＤ法・電解研磨条件＞
電解研磨液：１０％アセチルアセトン−１％テトラメチルアンモニウムクロライド−メタノール
電解研磨条件：−１００ｍＶ ＶＳ ＳＣＥ／１０クーロン／ｃｍ2
＜ＴＥＭ観察方法＞
（１）電子顕微鏡：２００ｋＶ−電界放出型透過電子顕微鏡：ＪＥＭ−２１００Ｆ（日本電子製）
観察時加速電圧：２００ｋＶ
（２）分析：ＥＤＳ分析装置：ＪＥＤ−２３００Ｔ（日本電子製）
分析時加速電圧：２００ｋＶ
Ｂ析出物の成分分析のためのＥＤＳ分析値はプローブ径＝１ｎｍで取得する。
（３）電子回折：ナノビーム回折（ＮＢＤ）
析出物の構造調査のための電子線回折像はプローブ径＝３ｎｍで取得する。
＜試料調整方法＞
Ｉ． 供試材表面をエメリー紙、ダイアモンドペーストにて鏡面研磨する。
ＩＩ． 研磨面をアルミナ砥粒にて仕上げ研磨する。
ＩＩＩ．鏡面部をＳＰＥＥＤ法（選択的定電位電解エッチング法）によりエッチングする（試料洗浄にはアサヒクリンを使用）。
ＩＶ． 指定箇所よりカーボン抽出レプリカ試料を作製する（メッシュはＣｕを使用）。
＜ＳＰＥＥＤ法・電解研磨条件＞
電解研磨液：１０％アセチルアセトン−１％テトラメチルアンモニウムクロライド−メタノール
電解研磨条件：−１００ｍＶ ＶＳ ＳＣＥ／１０クーロン／ｃｍ2
＜ＴＥＭ観察方法＞
（１）電子顕微鏡：２００ｋＶ−電界放出型透過電子顕微鏡：ＪＥＭ−２１００Ｆ（日本電子製）
観察時加速電圧：２００ｋＶ
（２）分析：ＥＤＳ分析装置：ＪＥＤ−２３００Ｔ（日本電子製）
分析時加速電圧：２００ｋＶ
Ｂ析出物の成分分析のためのＥＤＳ分析値はプローブ径＝１ｎｍで取得する。
（３）電子回折：ナノビーム回折（ＮＢＤ）
析出物の構造調査のための電子線回折像はプローブ径＝３ｎｍで取得する。
［フェライト：５．０〜４０．０％］
フェライトは延性に優れるが軟質な組織である。鋼板の伸びを向上させるために、要求される強度又は延性に応じて含有させる。フェライト含有量は、鋼板の延性を向上させる観点から、面積率で５．０％以上とし、８．０％以上、１０．０％以上、１２．０％以上又は１５．０％以上であってもよい。一方で、フェライトを過度に含有すると、所望の鋼板強度を確保することが困難となる場合がある。したがって、フェライト含有量は、面積率で４０．０％以下とし、３８．０％以下、３５．０％以下、３０．０％以下又は２５．０％以下であってもよい。
フェライトは延性に優れるが軟質な組織である。鋼板の伸びを向上させるために、要求される強度又は延性に応じて含有させる。フェライト含有量は、鋼板の延性を向上させる観点から、面積率で５．０％以上とし、８．０％以上、１０．０％以上、１２．０％以上又は１５．０％以上であってもよい。一方で、フェライトを過度に含有すると、所望の鋼板強度を確保することが困難となる場合がある。したがって、フェライト含有量は、面積率で４０．０％以下とし、３８．０％以下、３５．０％以下、３０．０％以下又は２５．０％以下であってもよい。
［マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトの合計：１０．０〜６０．０％］
マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトは所望の鋼板強度等を確保する上で重要な組織である。このような観点から、マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトの合計の含有量は、面積率で１０．０％以上とし、１２．０％以上、１５．０％以上、２０．０％以上又は２５．０％以上であってもよい。一方で、マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトを過度に含有すると鋼板の延性が低下する。したがって、マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトの合計の含有量は、面積率で６０．０％以下とし、５８．０％以下、５５．０％以下、５０．０％以下又は４５．０％以下であってもよい。
マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトは所望の鋼板強度等を確保する上で重要な組織である。このような観点から、マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトの合計の含有量は、面積率で１０．０％以上とし、１２．０％以上、１５．０％以上、２０．０％以上又は２５．０％以上であってもよい。一方で、マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトを過度に含有すると鋼板の延性が低下する。したがって、マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトの合計の含有量は、面積率で６０．０％以下とし、５８．０％以下、５５．０％以下、５０．０％以下又は４５．０％以下であってもよい。
［ベイナイト：５．０〜４０．０％］
ベイナイトは、鋼板の延性及び強度を確保するのに有効な組織である。延性向上の観点から、ベイナイト含有量は、面積率で５．０％以上とし、８．０％以上、１０．０％以上又は１５．０％以上であってもよい。一方で、ベイナイトを過度に含有すると鋼板の強度が低下する。したがって、ベイナイト含有量は、面積率で４０．０％以下とし、３５．０％以下、３０．０％以下又は２５．０％以下であってもよい。
ベイナイトは、鋼板の延性及び強度を確保するのに有効な組織である。延性向上の観点から、ベイナイト含有量は、面積率で５．０％以上とし、８．０％以上、１０．０％以上又は１５．０％以上であってもよい。一方で、ベイナイトを過度に含有すると鋼板の強度が低下する。したがって、ベイナイト含有量は、面積率で４０．０％以下とし、３５．０％以下、３０．０％以下又は２５．０％以下であってもよい。
［残留オーステナイト：５．０〜２５．０％］
残留オーステナイトは、鋼板の変形中に加工誘起変態によりマルテンサイトへと変態するＴＲＩＰ効果により鋼板の延性を改善する。したがって、鋼板の延性向上の観点から、残留オーステナイト含有量は、面積率で５．０％以上とし、８．０％以上又は１０．０％以上であってもよい。一方で、残留オーステナイトを過度に含有すると、残留オーステナイトが過剰に安定化して溶接後にオーステナイト域が広がるため、鋼板の耐ＬＭＥ性を低下させる場合がある。したがって、残留オーステナイト含有量は、面積率で２５．０％以下とし、２２．０％以下又は２０．０％以下であってもよい。残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用したＴＲＩＰ鋼板は、先に述べたとおり、スポット溶接した際にＬＭＥが起こりやすいことが一般に知られている。しかしながら、本発明の実施形態に係る鋼板では、表層領域において（Ｆｅ，Ｍｎ）2ＢからなるＢ析出物を所定量含有することで、スポット溶接のような入熱量が比較的少ない溶接方法においても固溶Ｂを粒界に沿って優先的に供給しそして偏析させることができるので、鋼板の耐ＬＭＥ性を顕著に改善させることができる。
残留オーステナイトは、鋼板の変形中に加工誘起変態によりマルテンサイトへと変態するＴＲＩＰ効果により鋼板の延性を改善する。したがって、鋼板の延性向上の観点から、残留オーステナイト含有量は、面積率で５．０％以上とし、８．０％以上又は１０．０％以上であってもよい。一方で、残留オーステナイトを過度に含有すると、残留オーステナイトが過剰に安定化して溶接後にオーステナイト域が広がるため、鋼板の耐ＬＭＥ性を低下させる場合がある。したがって、残留オーステナイト含有量は、面積率で２５．０％以下とし、２２．０％以下又は２０．０％以下であってもよい。残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用したＴＲＩＰ鋼板は、先に述べたとおり、スポット溶接した際にＬＭＥが起こりやすいことが一般に知られている。しかしながら、本発明の実施形態に係る鋼板では、表層領域において（Ｆｅ，Ｍｎ）2ＢからなるＢ析出物を所定量含有することで、スポット溶接のような入熱量が比較的少ない溶接方法においても固溶Ｂを粒界に沿って優先的に供給しそして偏析させることができるので、鋼板の耐ＬＭＥ性を顕著に改善させることができる。
上記組織以外の残部組織は０％であってもよいが、残部組織が存在する場合には、当該残部組織は面積率で１０．０％以下のパーライトからなる。パーライト含有量が１０．０％を超えると、鋼板の強度及び／又は延性が低下する場合がある。したがって、パーライト含有量は、面積率で８．０％以下、５．０％以下又は３．０％以下であってもよい。
［組織の同定及び面積率の算出］
本発明においては、フェライト、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト及びパーライトの同定及び面積率の算出は、ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折法）、Ｘ線回折及びナイタール試薬又はレペラ液を用いた腐食後のＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）観察により、鋼板の圧延方向断面又は圧延方向に直角な方向の断面を１０００〜５００００倍の倍率において組織観察及び測定することで行われる。
本発明においては、フェライト、マルテンサイト、焼き戻しマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト及びパーライトの同定及び面積率の算出は、ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回折法）、Ｘ線回折及びナイタール試薬又はレペラ液を用いた腐食後のＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）観察により、鋼板の圧延方向断面又は圧延方向に直角な方向の断面を１０００〜５００００倍の倍率において組織観察及び測定することで行われる。
具体的には、フェライトの面積率は、以下の方法で測定される。まず、ＳＥＭに付属のＥＢＳＤにより、鋼板の表面から板厚の１／４の位置を中心とする１／８〜３／８厚の範囲を０．２μｍの間隔（ピッチ）で測定する。測定データから結晶粒内の平均方位差（ＧＡＭ：Ｇｒａｉｎ ａｖｅｒａｇｅ ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）の値を計算する。そして、ＧＡＭ値が０．５°未満の領域をフェライトとし、その面積率を測定する。ここで、結晶粒内の平均方位差とは、結晶方位差が５°以上の粒界に囲まれた領域において、隣り合う測定点間の方位差を計算し、それを結晶粒内の測定点すべてについて平均化した値である。
マルテンサイトの面積率は、鋼板の板厚方向断面をレペラ液でエッチングし、表面から板厚の１／４の位置を中心とする１／８〜３／８厚の範囲をＦＥ−ＳＥＭにより観察し、他の組織よりも相対的に腐食の度合いが小さな領域の面積率から、後で説明するＸ線回折法により測定された残留オーステナイトの面積率を差し引くことで算出される。
焼き戻しマルテンサイト及びベイナイトの同定は、板厚方向断面をナイタール試薬により腐食し、鋼板の表面から板厚の１／４の位置を中心とする１／８〜３／８厚の範囲をＦＥ−ＳＥＭにより観察し、組織の内部に含まれるセメンタイトの位置とバリアントとを観察することにより行う。具体的には、焼き戻しマルテンサイトは、マルテンサイトラスの内部にセメンタイトが生成するが、マルテンサイトラスとセメンタイトとの結晶方位関係が２種類以上あるため、生成したセメンタイトは複数のバリアントを持つ。一方、上部ベイナイトは、ラス状のベイニティックフェライトの界面にセメンタイト又は残留オーステナイトが生成する。また、下部ベイナイトは、ラス状のベイニティックフェライトの内部にセメンタイトが生成し、ベイニティックフェライトとセメンタイトとの結晶方位関係が１種類であるので、生成したセメンタイトは同一のバリアントを持つ。これらのセメンタイトの特徴を検出することにより、焼き戻しマルテンサイト及びベイナイト（上部ベイナイトと下部ベイナイト）を同定し、それらの面積率を算出する。
残留オーステナイトの面積率はＸ線回折法により算出される。まず、試料の板面から板厚方向に深さ１／４位置までを機械研磨及び化学研磨により除去する。次いで、研磨後の試料に対して特性Ｘ線としてＭｏＫα線を用いて得られたｂｃｃ相の（２００）及び（２１１）並びにｆｃｃ相の（２００）、（２２０）及び（３１１）の回折ピークの積分強度比から、残留オーステナイトの組織分率を算出し、これを残留オーステナイトの面積率とする。
パーライトの同定は、ナイタール試薬により腐食し、鋼板の表面から板厚の１／４の位置を中心とする１／８〜３／８厚の範囲をＳＥＭによる２次電子像を用いて観察することで行うことができる。２次電子像で明るいコントラストで撮影された領域をパーライトとし、その面積率を算出する。
［めっき層］
本発明の実施形態に係る鋼板は、少なくとも一方の表面、好ましくは両方の表面に亜鉛を含有するめっき層（以下、「亜鉛含有めっき層」ともいう）を有していてもよい。当該めっき層は、当業者に公知の任意の組成を有する亜鉛含有めっき層であってよく、亜鉛以外にもアルミニウムやマグネシウム等の添加元素を含んでいてもよい。また、この亜鉛含有めっき層は、合金化処理を施していてもよいし又は合金化処理を施していなくてもよい。また、亜鉛含有めっき層の付着量は、特に制限されず一般的な付着量であってよい。
本発明の実施形態に係る鋼板は、少なくとも一方の表面、好ましくは両方の表面に亜鉛を含有するめっき層（以下、「亜鉛含有めっき層」ともいう）を有していてもよい。当該めっき層は、当業者に公知の任意の組成を有する亜鉛含有めっき層であってよく、亜鉛以外にもアルミニウムやマグネシウム等の添加元素を含んでいてもよい。また、この亜鉛含有めっき層は、合金化処理を施していてもよいし又は合金化処理を施していなくてもよい。また、亜鉛含有めっき層の付着量は、特に制限されず一般的な付着量であってよい。
鋼板が亜鉛含有めっき層を有する場合には、当然ながら溶接の際に当該亜鉛含有めっき層から溶融した亜鉛が母材の鋼板中に侵入して鋼板内部にＬＭＥ割れが生じることがあり、また、めっきを施していない鋼板であっても、例えば、亜鉛めっき鋼板と溶接を行う際には、当該亜鉛めっき鋼板において溶融した亜鉛がめっきを施していない鋼板中に侵入することでＬＭＥ割れが生じることがある。しかしながら、本発明の実施形態に係る鋼板によれば、当該鋼板が（Ｆｅ，Ｍｎ）2ＢからなるＢ析出物を所定の量において含有することで、スポット溶接のような入熱量が比較的少ない溶接方法であっても、粒界に固溶Ｂを十分に供給及び／又は偏析させることができ、その結果として鋼板の耐ＬＭＥ性を顕著に改善させることができる。
［機械特性］
本発明の実施形態に係る鋼板によれば、ＬＭＥ割れの発生を抑制しつつ、高い引張強度、具体的には７００ＭＰａ以上の引張強度を達成することができる。例えば、引張強度を７００ＭＰａ以上とすることで、自動車における車体の軽量化の要求を満足させることができる。引張強度は好ましくは８００ＭＰａ以上であり、より好ましくは９００ＭＰａ以上である。引張強度の上限値は、特に限定されないが、一般的には２０００ＭＰａ以下であり、１８００ＭＰａ以下であってもよい。さらに、本発明の実施形態に係る鋼板によれば、優れた延性を達成することが可能であり、より具体的には破断伸びが３．０％以上、好ましくは５．０％以上、より好ましくは１０．０％以上となるような延性を達成することができる。鋼板が３．０％以上の破断伸びを有することで、例えば、溶接時に当該鋼板を電極で抑えた場合においても、鋼板が割れることなく、適切に溶接を施すことが可能である。
本発明の実施形態に係る鋼板によれば、ＬＭＥ割れの発生を抑制しつつ、高い引張強度、具体的には７００ＭＰａ以上の引張強度を達成することができる。例えば、引張強度を７００ＭＰａ以上とすることで、自動車における車体の軽量化の要求を満足させることができる。引張強度は好ましくは８００ＭＰａ以上であり、より好ましくは９００ＭＰａ以上である。引張強度の上限値は、特に限定されないが、一般的には２０００ＭＰａ以下であり、１８００ＭＰａ以下であってもよい。さらに、本発明の実施形態に係る鋼板によれば、優れた延性を達成することが可能であり、より具体的には破断伸びが３．０％以上、好ましくは５．０％以上、より好ましくは１０．０％以上となるような延性を達成することができる。鋼板が３．０％以上の破断伸びを有することで、例えば、溶接時に当該鋼板を電極で抑えた場合においても、鋼板が割れることなく、適切に溶接を施すことが可能である。
＜鋼板の製造方法＞
次に、本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。以下の説明は、本発明の実施形態に係る鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。
次に、本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。以下の説明は、本発明の実施形態に係る鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。
本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法は、鋼板に関して上で説明した化学組成と同じ化学組成を有する溶鋼を連続鋳造して鋼片を形成する鋳造工程であって、前記鋼片の表層に１０ｐｐｍ超、１００ｐｐｍ未満の酸素を導入することを含む鋳造工程、
前記鋼片を仕上げ圧延することを含む熱間圧延工程であって、前記仕上げ圧延の完了温度が６５０〜９５０℃である熱間圧延工程、
得られた熱延鋼板を４００〜７００℃の巻取温度で巻き取る工程、
前記熱延鋼板を冷間圧延し、次いで焼鈍する工程
を含むことを特徴としている。以下、各工程について詳しく説明する。
前記鋼片を仕上げ圧延することを含む熱間圧延工程であって、前記仕上げ圧延の完了温度が６５０〜９５０℃である熱間圧延工程、
得られた熱延鋼板を４００〜７００℃の巻取温度で巻き取る工程、
前記熱延鋼板を冷間圧延し、次いで焼鈍する工程
を含むことを特徴としている。以下、各工程について詳しく説明する。
［鋳造工程］
本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法では、まず、鋼板に関して上で説明した化学組成と同じ化学組成を有する溶鋼を連続鋳造して鋼片が形成され、当該連続鋳造の際に形成される鋼片の表層に１０ｐｐｍ超、１００ｐｐｍ未満の酸素が導入される。このような酸素の導入は、当業者に公知の任意の好適な方法によって実施することができる。当該酸素の導入は、特に限定されないが、例えば、連続鋳造の際に酸化鉄等の酸化物からなるパウダを溶鋼表層付近（すなわち長辺側の鋳型壁付近）に導入することによって実施してもよいし、又は同様に連続鋳造の際に鉄ワイヤを溶鋼表層付近に導入することによって実施してもよい。鉄ワイヤは表面が酸化されているため、これを使用することで連続鋳造の際に溶鋼表層に容易に酸素が取り込まれ、さらには導入される鉄ワイヤの径や本数などを適切に選択することにより、形成される鋼片の表層に導入される酸素量を１０ｐｐｍ超、１００ｐｐｍ未満の範囲内に比較的容易に制御することが可能である。
本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法では、まず、鋼板に関して上で説明した化学組成と同じ化学組成を有する溶鋼を連続鋳造して鋼片が形成され、当該連続鋳造の際に形成される鋼片の表層に１０ｐｐｍ超、１００ｐｐｍ未満の酸素が導入される。このような酸素の導入は、当業者に公知の任意の好適な方法によって実施することができる。当該酸素の導入は、特に限定されないが、例えば、連続鋳造の際に酸化鉄等の酸化物からなるパウダを溶鋼表層付近（すなわち長辺側の鋳型壁付近）に導入することによって実施してもよいし、又は同様に連続鋳造の際に鉄ワイヤを溶鋼表層付近に導入することによって実施してもよい。鉄ワイヤは表面が酸化されているため、これを使用することで連続鋳造の際に溶鋼表層に容易に酸素が取り込まれ、さらには導入される鉄ワイヤの径や本数などを適切に選択することにより、形成される鋼片の表層に導入される酸素量を１０ｐｐｍ超、１００ｐｐｍ未満の範囲内に比較的容易に制御することが可能である。
上記のように連続鋳造の際に形成される鋼片の表層に１０ｐｐｍ超、１００ｐｐｍ未満の酸素を導入して濃化させることで、凝固後に得られた鋼片の表層中に酸化鉄を形成させることができる。酸化鉄は窒化チタンの生成サイトとして機能するため、鋼片の表層中に酸化鉄を形成させることで鋼中の固溶窒素が窒化チタンの形成に消費されることになる。鋼中の固溶窒素が窒化チタンの形成に消費されることで、後の焼鈍工程の際に鋼中のＢが固溶窒素と結びついて窒化ホウ素（ＢＮ）を形成することが阻害され、それゆえ鋼板の表層領域における（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂの形成を促進させることができる。その結果として、最終的に得られる鋼板において、改善された耐ＬＭＥ性、特にはスポット溶接などの溶接方法においても改善された耐ＬＭＥ性を達成することができる。
しかしながら、鋼片の表層に導入される酸素量が少なすぎると、窒化ホウ素の形成を十分に阻害することができない場合がある。このような場合には、最終的に得られる鋼板の表層領域において十分に（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂを形成させることができないため、改善された耐ＬＭＥ性を達成することができない。一方で、鋼片の表層に導入される酸素量が多すぎると、連続鋳造後に鋼片に割れが生じる虞がある。したがって、鋼片の表層に導入される酸素量は１０ｐｐｍ超、１００ｐｐｍ未満とし、好ましくは２０ｐｐｍ以上若しくは３０ｐｐｍ以上であり、及び／又は９０ｐｐｍ以下若しくは７０ｐｐｍ以下である。
鋼片表層の酸素濃度は以下の手順で測定する。まず、鋳造後に室温まで冷却した鋼片を切断し、鋳造方向及び鋳造方向に対して直角方向の長さがそれぞれ５ｍｍ、かつ鋼片の表面から厚み方向の長さが２５ｍｍの直方体の素材を切り出す。切り出した素材の表面には酸化スケールが付着しているため、酸化スケールをショットブラストにより除去した後に、２０１４年に制定されたＪＩＳ Ｇ １２３９（鉄及び鋼−酸素定量方法−不活性ガス融解−赤外線吸収法）に準拠して酸素濃度を測定する。
上記の製造方法では、鋳造工程において鋳片の表層に酸素が導入されるが、これに代えて、例えば、鋳造後の鋳片を熱間圧延のために再加熱する際の加熱速度及び雰囲気を調整することによって鋳片の表層に酸素を導入するようにしてもよい。より具体的には、鋳造後の鋳片を比較的ゆっくりと加熱しかつ鋳片周囲の雰囲気中の酸素濃度を低くすることで、鋳片上に存在する酸化スケールが鋼中からのＦｅイオンの外方拡散によってさらに成長することを抑制しつつ、当該酸化スケール中の酸素を内方拡散によって鋼中に拡散させることができる。その結果として、鋳片の表層に酸素を導入して当該表層中に酸化鉄を形成させることが可能となる。
［熱間圧延工程］
本方法では、鋳造された鋼片は、次に熱間圧延工程に供され、当該熱間圧延工程は、鋳造された鋼片を直接又は一旦冷却した後、再加熱して熱間圧延することにより実施することができる。再加熱を行う場合には、鋼片の加熱温度は、一般的には１１００℃以上であり、上限値は特に規定しないが、例えば１２５０℃以下であってもよい。
本方法では、鋳造された鋼片は、次に熱間圧延工程に供され、当該熱間圧延工程は、鋳造された鋼片を直接又は一旦冷却した後、再加熱して熱間圧延することにより実施することができる。再加熱を行う場合には、鋼片の加熱温度は、一般的には１１００℃以上であり、上限値は特に規定しないが、例えば１２５０℃以下であってもよい。
［粗圧延］
本方法では、例えば、鋳造された鋼片に対し、板厚調整等のために、任意選択で仕上げ圧延の前に粗圧延を施してもよい。このような粗圧延は、所望のシートバー寸法が確保できればよく、その条件は特に限定されない。
本方法では、例えば、鋳造された鋼片に対し、板厚調整等のために、任意選択で仕上げ圧延の前に粗圧延を施してもよい。このような粗圧延は、所望のシートバー寸法が確保できればよく、その条件は特に限定されない。
［仕上げ圧延］
得られた鋼片又はそれに加えて必要に応じて粗圧延された鋼片は、次に仕上げ圧延を施され、当該仕上げ圧延における完了温度は６５０〜９５０℃の範囲に制御される。仕上げ圧延の完了温度が９５０℃超であると、鋼板中のフェライト含有量が高くなり、十分な強度が得られない場合がある。したがって、仕上げ温度の完了温度は９５０℃以下とし、好ましくは９２０℃以下又は９００℃以下である。一方、仕上げ圧延の完了温度が６５０℃未満であると、鋼表面に亀裂を生じて同様に溶接時の割れの発生が促進される場合がある。したがって、仕上げ温度の完了温度は６５０℃以上とし、好ましくは６８０℃以上又は７００℃以上である。
得られた鋼片又はそれに加えて必要に応じて粗圧延された鋼片は、次に仕上げ圧延を施され、当該仕上げ圧延における完了温度は６５０〜９５０℃の範囲に制御される。仕上げ圧延の完了温度が９５０℃超であると、鋼板中のフェライト含有量が高くなり、十分な強度が得られない場合がある。したがって、仕上げ温度の完了温度は９５０℃以下とし、好ましくは９２０℃以下又は９００℃以下である。一方、仕上げ圧延の完了温度が６５０℃未満であると、鋼表面に亀裂を生じて同様に溶接時の割れの発生が促進される場合がある。したがって、仕上げ温度の完了温度は６５０℃以上とし、好ましくは６８０℃以上又は７００℃以上である。
［巻取工程］
熱間圧延工程の後、得られた熱延鋼板は、次の巻取工程において４００〜７００℃の巻取温度で巻き取られる。巻取温度を４００〜７００℃に制御することで、最終的に得られる鋼板の表層領域において確実に（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂの形成をさせることができ、その結果として、改善された耐ＬＭＥ性、特にはスポット溶接などの溶接方法においても改善された耐ＬＭＥ性を達成することができる。巻取温度が高すぎると、熱延鋼板中のフェライト粒径が大きくなり、冷延板焼鈍後において十分な強度が得られない場合がある。したがって、巻取温度は７００℃以下とし、好ましくは６８０℃以下又は６５０℃以下である。一方、巻取温度が低すぎると、熱延鋼板が硬くなり脆化するため、後工程において鋼板表面に割れが生じやすくなり冷延焼鈍後の延性が低下する。したがって、巻取温度は４００℃以上とし、好ましくは４２０℃以上又は４５０℃以上である。尚、事前に酸化物の上に窒化チタンを析出させる操作を行わない場合には、巻取後に巻き取り温度制御のみを行なっても、（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂを形成させることは出来ない。
熱間圧延工程の後、得られた熱延鋼板は、次の巻取工程において４００〜７００℃の巻取温度で巻き取られる。巻取温度を４００〜７００℃に制御することで、最終的に得られる鋼板の表層領域において確実に（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂの形成をさせることができ、その結果として、改善された耐ＬＭＥ性、特にはスポット溶接などの溶接方法においても改善された耐ＬＭＥ性を達成することができる。巻取温度が高すぎると、熱延鋼板中のフェライト粒径が大きくなり、冷延板焼鈍後において十分な強度が得られない場合がある。したがって、巻取温度は７００℃以下とし、好ましくは６８０℃以下又は６５０℃以下である。一方、巻取温度が低すぎると、熱延鋼板が硬くなり脆化するため、後工程において鋼板表面に割れが生じやすくなり冷延焼鈍後の延性が低下する。したがって、巻取温度は４００℃以上とし、好ましくは４２０℃以上又は４５０℃以上である。尚、事前に酸化物の上に窒化チタンを析出させる操作を行わない場合には、巻取後に巻き取り温度制御のみを行なっても、（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂを形成させることは出来ない。
［冷間圧延及び焼鈍工程］
最後に、得られた熱延鋼板は、必要に応じて酸洗等を行った後、冷間圧延及び焼鈍を施され、本発明の実施形態に係る鋼板が得られる。冷間圧延及び焼鈍は、特に限定されず、任意の適切な条件下で実施することができる。本方法によれば、焼鈍工程の際には、鋼中の固溶窒素が十分に低減されていることから、Ｂが当該固溶窒素と結びついて窒化ホウ素（ＢＮ）を形成することなく、鋼板の表層領域において（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂを確実に形成することができる。
最後に、得られた熱延鋼板は、必要に応じて酸洗等を行った後、冷間圧延及び焼鈍を施され、本発明の実施形態に係る鋼板が得られる。冷間圧延及び焼鈍は、特に限定されず、任意の適切な条件下で実施することができる。本方法によれば、焼鈍工程の際には、鋼中の固溶窒素が十分に低減されていることから、Ｂが当該固溶窒素と結びついて窒化ホウ素（ＢＮ）を形成することなく、鋼板の表層領域において（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂを確実に形成することができる。
［めっき］
本方法においては、鋼板の少なくとも一方の表面、好ましくは両方の表面に亜鉛を含有するめっき層を形成してもよい。このようなめっき層は、当業者に公知の任意の方法により形成することができ、特に限定されないが、例えば、上記冷間圧延後の鋼板を亜鉛含有めっき浴に浸漬し、次いで焼鈍することにより形成することができる。
本方法においては、鋼板の少なくとも一方の表面、好ましくは両方の表面に亜鉛を含有するめっき層を形成してもよい。このようなめっき層は、当業者に公知の任意の方法により形成することができ、特に限定されないが、例えば、上記冷間圧延後の鋼板を亜鉛含有めっき浴に浸漬し、次いで焼鈍することにより形成することができる。
以下、冷間圧延、焼鈍及びめっき処理の好ましい実施形態について詳しく説明する。下記の記載は、冷間圧延、焼鈍及びめっき処理の好ましい実施形態の単なる例示であって、鋼板の製造方法を何ら限定するものではない。
（酸洗）
まず、冷間圧延の前に、巻取った熱延鋼板を巻き戻し、酸洗に供する。酸洗を行うことで、熱延鋼板の表面の酸化スケールを除去して、冷延鋼板の化成処理性や、めっき性の向上を図ることができる。酸洗は、一回でもよいし、複数回に分けて行ってもよい。
まず、冷間圧延の前に、巻取った熱延鋼板を巻き戻し、酸洗に供する。酸洗を行うことで、熱延鋼板の表面の酸化スケールを除去して、冷延鋼板の化成処理性や、めっき性の向上を図ることができる。酸洗は、一回でもよいし、複数回に分けて行ってもよい。
（冷間圧下率）
冷間圧下率は、冷延焼鈍時のフェライトの再結晶挙動に影響を与える。１０．０％未満では、フェライトの方位集積度が低下し、延性が劣化する場合がある。このため、下限値は好ましくは１０．０％以上とし、より好ましくは１５．０％以上である。また、９０．０％超では、フェライトの再結晶が容易になるものの、熱延板で生じさせたオーステナイトが加工誘起変態を生じ、マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトの方位集積度が高まるため、延性が劣化する場合がある。このため、上限値は好ましくは９０．０％以下とし、より好ましくは８５．０％以下である。
冷間圧下率は、冷延焼鈍時のフェライトの再結晶挙動に影響を与える。１０．０％未満では、フェライトの方位集積度が低下し、延性が劣化する場合がある。このため、下限値は好ましくは１０．０％以上とし、より好ましくは１５．０％以上である。また、９０．０％超では、フェライトの再結晶が容易になるものの、熱延板で生じさせたオーステナイトが加工誘起変態を生じ、マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトの方位集積度が高まるため、延性が劣化する場合がある。このため、上限値は好ましくは９０．０％以下とし、より好ましくは８５．０％以下である。
（冷延板焼鈍）
（加熱速度）
冷延鋼板が連続焼鈍ラインやめっきラインを通板する場合における加熱速度は、特に制約されないが、０．５℃／秒未満の加熱速度では、生産性が大きく損なわれる場合がある。加えて、加熱速度が遅いと、鋼板の表層領域に形成される（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂの円相当直径が大きくなる傾向があり、例えば３００ｎｍを超える円相当直径を有する（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂが比較的多く生成する傾向がある。このため、加熱速度は好ましくは０．５℃／秒以上とする。一方、１００℃／秒を超える加熱速度とすると、過度の設備投資を招き、さらには（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂの円相当直径が小さくなる傾向があり、例えば５０ｎｍ未満の円相当直径を有する（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂが比較的多く生成する傾向がある。このため、加熱速度は好ましくは１００℃／秒以下とする。
（加熱速度）
冷延鋼板が連続焼鈍ラインやめっきラインを通板する場合における加熱速度は、特に制約されないが、０．５℃／秒未満の加熱速度では、生産性が大きく損なわれる場合がある。加えて、加熱速度が遅いと、鋼板の表層領域に形成される（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂの円相当直径が大きくなる傾向があり、例えば３００ｎｍを超える円相当直径を有する（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂが比較的多く生成する傾向がある。このため、加熱速度は好ましくは０．５℃／秒以上とする。一方、１００℃／秒を超える加熱速度とすると、過度の設備投資を招き、さらには（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂの円相当直径が小さくなる傾向があり、例えば５０ｎｍ未満の円相当直径を有する（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂが比較的多く生成する傾向がある。このため、加熱速度は好ましくは１００℃／秒以下とする。
（焼鈍温度）
焼鈍温度は、フェライトの再結晶挙動に影響を与える因子である。また、オーステナイトの生成挙動にも影響を与え、鋼の強度延性バランスの制御において極めて重要な制御因子でもある。７００℃未満では、オーステナイトの生成量が少なく、また、未再結晶フェライトが残るため、延性が劣化する場合がある。このため、下限値は好ましくは７００℃以上とし、より好ましくは７５０℃以上である。また、９００℃超では、焼鈍での恒温保持中に生じるオーステナイトの量が増えるため、冷延焼鈍後の組織においてフェライト及びベイナイトの方位集積度が低下し、延性が劣化する場合がある。このため、上限値は好ましくは９００℃以下とし、より好ましくは８５０℃以下である。尚、焼鈍雰囲気の露点を上げて内部酸化物を形成する処理を行う必要は無い。仮に焼鈍時に内部酸化層が形成されたとしても、先に生成した（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂは維持される。
焼鈍温度は、フェライトの再結晶挙動に影響を与える因子である。また、オーステナイトの生成挙動にも影響を与え、鋼の強度延性バランスの制御において極めて重要な制御因子でもある。７００℃未満では、オーステナイトの生成量が少なく、また、未再結晶フェライトが残るため、延性が劣化する場合がある。このため、下限値は好ましくは７００℃以上とし、より好ましくは７５０℃以上である。また、９００℃超では、焼鈍での恒温保持中に生じるオーステナイトの量が増えるため、冷延焼鈍後の組織においてフェライト及びベイナイトの方位集積度が低下し、延性が劣化する場合がある。このため、上限値は好ましくは９００℃以下とし、より好ましくは８５０℃以下である。尚、焼鈍雰囲気の露点を上げて内部酸化物を形成する処理を行う必要は無い。仮に焼鈍時に内部酸化層が形成されたとしても、先に生成した（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂは維持される。
（保持時間）
鋼板を、連続焼鈍ラインに供し、焼鈍温度に加熱して焼鈍を施す。この際、保持時間は１０〜６００秒であることが好ましい。保持時間が１０秒未満であると焼鈍温度でのオーステナイトの分率が不十分であったり、焼鈍前までに存在していた炭化物の溶解が不十分となったりして、所定の組織及び特性が得られなくなるおそれがある。保持時間が６００秒超となっても特性上は問題ないが、設備のライン長が長くなるので、６００秒程度が実質的な上限となる。
鋼板を、連続焼鈍ラインに供し、焼鈍温度に加熱して焼鈍を施す。この際、保持時間は１０〜６００秒であることが好ましい。保持時間が１０秒未満であると焼鈍温度でのオーステナイトの分率が不十分であったり、焼鈍前までに存在していた炭化物の溶解が不十分となったりして、所定の組織及び特性が得られなくなるおそれがある。保持時間が６００秒超となっても特性上は問題ないが、設備のライン長が長くなるので、６００秒程度が実質的な上限となる。
（平均冷却速度）
上記焼鈍後の冷却では、７５０℃から５５０℃まで平均冷却速度１００．０℃／秒以下で冷却することが好ましい。平均冷却速度の下限値は、特に限定されないが、例えば２．５℃／秒であってよい。平均冷却速度の下限値を２．５℃／秒とする理由は、母材鋼板でフェライト変態が生じ、母材鋼板が軟化することを抑制するためである。２．５℃／秒より平均冷却速度が遅い場合、強度が低下する場合がある。より好ましくは５．０℃／秒以上、さらに好ましくは１０．０℃／秒以上、さらに好ましくは２０．０℃／秒以上である。７５０℃超ではフェライト変態が生じにくいため、冷却速度は制限しない。５５０℃未満の温度では、低温変態組織が得られるため、冷却速度を制限しない。１００．０℃／秒より速い速度で冷却すると表層にも低温変態組織が生じ、硬さのばらつきの原因となるため、好ましくは１００．０℃／秒以下で冷却する。さらに好ましくは８０．０℃／秒以下である。さらに好ましくは６０．０℃／秒以下である。
上記焼鈍後の冷却では、７５０℃から５５０℃まで平均冷却速度１００．０℃／秒以下で冷却することが好ましい。平均冷却速度の下限値は、特に限定されないが、例えば２．５℃／秒であってよい。平均冷却速度の下限値を２．５℃／秒とする理由は、母材鋼板でフェライト変態が生じ、母材鋼板が軟化することを抑制するためである。２．５℃／秒より平均冷却速度が遅い場合、強度が低下する場合がある。より好ましくは５．０℃／秒以上、さらに好ましくは１０．０℃／秒以上、さらに好ましくは２０．０℃／秒以上である。７５０℃超ではフェライト変態が生じにくいため、冷却速度は制限しない。５５０℃未満の温度では、低温変態組織が得られるため、冷却速度を制限しない。１００．０℃／秒より速い速度で冷却すると表層にも低温変態組織が生じ、硬さのばらつきの原因となるため、好ましくは１００．０℃／秒以下で冷却する。さらに好ましくは８０．０℃／秒以下である。さらに好ましくは６０．０℃／秒以下である。
（冷却停止温度）
上記の冷却は、２５℃〜５５０℃の温度で停止し（冷却停止温度）、続いて、この冷却停止温度がめっき浴温度−４０℃未満であった場合には３５０℃〜５５０℃の温度域に再加熱して滞留させてもよい。上述の温度範囲で冷却を行うと冷却中に未変態のオーステナイトからマルテンサイトが生成する。その後、再加熱を行うことで、マルテンサイトは焼き戻され、硬質相内での炭化物析出や転位の回復・再配列が起こり、耐水素脆性が改善する。冷却停止温度の下限を２５℃としたのは、過度の冷却は大幅な設備投資を必要とするばかりでなく、その効果が飽和するためである。
上記の冷却は、２５℃〜５５０℃の温度で停止し（冷却停止温度）、続いて、この冷却停止温度がめっき浴温度−４０℃未満であった場合には３５０℃〜５５０℃の温度域に再加熱して滞留させてもよい。上述の温度範囲で冷却を行うと冷却中に未変態のオーステナイトからマルテンサイトが生成する。その後、再加熱を行うことで、マルテンサイトは焼き戻され、硬質相内での炭化物析出や転位の回復・再配列が起こり、耐水素脆性が改善する。冷却停止温度の下限を２５℃としたのは、過度の冷却は大幅な設備投資を必要とするばかりでなく、その効果が飽和するためである。
（滞留温度）
再加熱後かつめっき浴浸漬前に、３５０〜５５０℃の温度域で鋼板を滞留させても良い。この温度域での滞留は、マルテンサイトの焼き戻しに寄与するばかりでなく、板の幅方向の温度ムラをなくし、めっき後の外観を向上させる。なお、冷却停止温度が３５０℃〜５５０℃であった場合には、再加熱を行わずに滞留を行えばよい。
再加熱後かつめっき浴浸漬前に、３５０〜５５０℃の温度域で鋼板を滞留させても良い。この温度域での滞留は、マルテンサイトの焼き戻しに寄与するばかりでなく、板の幅方向の温度ムラをなくし、めっき後の外観を向上させる。なお、冷却停止温度が３５０℃〜５５０℃であった場合には、再加熱を行わずに滞留を行えばよい。
（滞留時間）
滞留を行う時間は、その効果を得るために１０秒以上６００秒以下とすることが望ましい。
滞留を行う時間は、その効果を得るために１０秒以上６００秒以下とすることが望ましい。
（焼戻し）
一連の焼鈍工程において、冷延板又は冷延板にめっき処理を施した鋼板を、室温まで冷却した後、あるいは、室温まで冷却する途中（ただしマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）以下）において再加熱を開始し、１５０℃以上４００℃以下の温度域で２秒以上保持しても良い。この工程によれば、再加熱後の冷却中に生成したマルテンサイトを焼戻して、焼戻しマルテンサイトとすることにより、耐水素脆性を改善することができる。焼戻し工程を行う場合、保持温度が１５０℃未満又は保持時間が２秒未満では、マルテンサイトが十分に焼き戻されず、ミクロ組織及び機械特性において満足のいく変化をもたらすことができない場合がある。一方、保持温度が４００℃を超えると、焼戻しマルテンサイト中の転位密度が低下してしまい、引張強度の低下を招く場合がある。そのため、焼戻しを行う場合には、１５０℃以上４００℃以下の温度域で２秒以上保持することが好ましい。焼戻しは、連続焼鈍設備内で行っても良いし、連続焼鈍後にオフラインで、別設備で実施しても構わない。この際、焼戻し時間は、焼戻し温度により異なる。すなわち、低温ほど長時間となり、高温ほど短時間となる。
一連の焼鈍工程において、冷延板又は冷延板にめっき処理を施した鋼板を、室温まで冷却した後、あるいは、室温まで冷却する途中（ただしマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）以下）において再加熱を開始し、１５０℃以上４００℃以下の温度域で２秒以上保持しても良い。この工程によれば、再加熱後の冷却中に生成したマルテンサイトを焼戻して、焼戻しマルテンサイトとすることにより、耐水素脆性を改善することができる。焼戻し工程を行う場合、保持温度が１５０℃未満又は保持時間が２秒未満では、マルテンサイトが十分に焼き戻されず、ミクロ組織及び機械特性において満足のいく変化をもたらすことができない場合がある。一方、保持温度が４００℃を超えると、焼戻しマルテンサイト中の転位密度が低下してしまい、引張強度の低下を招く場合がある。そのため、焼戻しを行う場合には、１５０℃以上４００℃以下の温度域で２秒以上保持することが好ましい。焼戻しは、連続焼鈍設備内で行っても良いし、連続焼鈍後にオフラインで、別設備で実施しても構わない。この際、焼戻し時間は、焼戻し温度により異なる。すなわち、低温ほど長時間となり、高温ほど短時間となる。
（めっき）
焼鈍工程中又は焼鈍工程後の冷延鋼板に対して、必要に応じて、（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に加熱又は冷却して、溶融亜鉛めっきを施してもよい。溶融亜鉛めっき工程によって、冷延鋼板の少なくとも一方の表面、好ましくは両方の表面には、溶融亜鉛めっき層が形成される。この場合、冷延鋼板の耐食性が向上するので好ましい。溶融亜鉛めっきを施しても、冷延鋼板の耐水素脆性を十分に維持することができる。
焼鈍工程中又は焼鈍工程後の冷延鋼板に対して、必要に応じて、（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に加熱又は冷却して、溶融亜鉛めっきを施してもよい。溶融亜鉛めっき工程によって、冷延鋼板の少なくとも一方の表面、好ましくは両方の表面には、溶融亜鉛めっき層が形成される。この場合、冷延鋼板の耐食性が向上するので好ましい。溶融亜鉛めっきを施しても、冷延鋼板の耐水素脆性を十分に維持することができる。
めっき処理は、「脱脂酸洗後、非酸化雰囲気にて加熱し、Ｈ2及びＮ2を含む還元雰囲気にて焼鈍後、めっき浴温度近傍まで冷却し、めっき浴に浸漬する」というゼンジマー法、「焼鈍時の雰囲気を調節し、最初、鋼板表面を酸化させた後、その後還元することによりめっき前の清浄化を行った後にめっき浴に浸漬する」という全還元炉方式、あるいは、「鋼板を脱脂酸洗した後、塩化アンモニウムなどを用いてフラックス処理を行って、めっき浴に浸漬する」というフラックス法等があるが、いずれの条件で処理を行ったとしても本発明の効果は発揮できる。尚、めっき前のＮｉめっきは、本発明では不要で、鋼板に直接亜鉛めっきが施される。しかし、Ｎｉめっき自体は（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂの形成維持に影響を及ぼさないので、Ｎｉめっき自体は有っても良い。
（めっき浴の温度）
めっき浴温度は４５０〜４９０℃であることが好ましい。めっき浴温度が４５０℃未満であると、めっき浴の粘度が過大に上昇し、めっき層の厚さの制御が困難となり、溶融亜鉛めっき鋼板の外観が損なわれるおそれがある。一方、めっき浴温度が４９０℃を超えると、多量のヒュームが発生し、安全なめっき操業が困難となるおそれがある。めっき浴温度は４５５℃以上であるのがより好ましく、４８０℃以下であるのがより好ましい。
めっき浴温度は４５０〜４９０℃であることが好ましい。めっき浴温度が４５０℃未満であると、めっき浴の粘度が過大に上昇し、めっき層の厚さの制御が困難となり、溶融亜鉛めっき鋼板の外観が損なわれるおそれがある。一方、めっき浴温度が４９０℃を超えると、多量のヒュームが発生し、安全なめっき操業が困難となるおそれがある。めっき浴温度は４５５℃以上であるのがより好ましく、４８０℃以下であるのがより好ましい。
（めっき浴の組成）
めっき浴の組成は、Ｚｎを主体とし、有効Ａｌ量（めっき浴中の全Ａｌ量から全Ｆｅ量を引いた値）が０．０５０〜０．２５０質量％であることが好ましい。めっき浴中の有効Ａｌ量が０．０５０質量％未満であると、めっき層中へのＦｅの侵入が過度に進み、めっき密着性が低下するおそれがある。一方、めっき浴中の有効Ａｌ量が０．２５０質量％を超えると、鋼板とめっき層との境界に、Ｆｅ原子及びＺｎ原子の移動を阻害するＡｌ系酸化物が生成し、めっき密着性が低下するおそれがある。めっき浴中の有効Ａｌ量は０．０６５質量％以上であるのがより好ましく、０．１８０質量％以下であるのがより好ましい。
めっき浴の組成は、Ｚｎを主体とし、有効Ａｌ量（めっき浴中の全Ａｌ量から全Ｆｅ量を引いた値）が０．０５０〜０．２５０質量％であることが好ましい。めっき浴中の有効Ａｌ量が０．０５０質量％未満であると、めっき層中へのＦｅの侵入が過度に進み、めっき密着性が低下するおそれがある。一方、めっき浴中の有効Ａｌ量が０．２５０質量％を超えると、鋼板とめっき層との境界に、Ｆｅ原子及びＺｎ原子の移動を阻害するＡｌ系酸化物が生成し、めっき密着性が低下するおそれがある。めっき浴中の有効Ａｌ量は０．０６５質量％以上であるのがより好ましく、０．１８０質量％以下であるのがより好ましい。
（めっき浴への侵入時の鋼板温度）
めっき浴浸漬板温度（溶融亜鉛めっき浴に浸漬する際の鋼板の温度）は、溶融亜鉛めっき浴温度より４０℃低い温度（溶融亜鉛めっき浴温度−４０℃）から溶融亜鉛めっき浴温度より５０℃高い温度（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０℃）までの温度範囲が好ましい。めっき浴浸漬板温度が溶融亜鉛めっき浴温度−４０℃を下回ると、めっき浴浸漬時の抜熱が大きく、溶融亜鉛の一部が凝固してしまいめっき外観を劣化させる場合があるため望ましくない。浸漬前の板温度が溶融亜鉛めっき浴温度−４０℃を下回っていた場合、任意の方法でめっき浴浸漬前にさらに加熱を行い、板温度を溶融亜鉛めっき浴温度−４０℃以上に制御してからめっき浴に浸漬させても良い。また、めっき浴浸漬板温度が溶融亜鉛めっき浴温度＋５０℃を超えると、めっき浴温度上昇に伴う操業上の問題を誘発する。
めっき浴浸漬板温度（溶融亜鉛めっき浴に浸漬する際の鋼板の温度）は、溶融亜鉛めっき浴温度より４０℃低い温度（溶融亜鉛めっき浴温度−４０℃）から溶融亜鉛めっき浴温度より５０℃高い温度（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０℃）までの温度範囲が好ましい。めっき浴浸漬板温度が溶融亜鉛めっき浴温度−４０℃を下回ると、めっき浴浸漬時の抜熱が大きく、溶融亜鉛の一部が凝固してしまいめっき外観を劣化させる場合があるため望ましくない。浸漬前の板温度が溶融亜鉛めっき浴温度−４０℃を下回っていた場合、任意の方法でめっき浴浸漬前にさらに加熱を行い、板温度を溶融亜鉛めっき浴温度−４０℃以上に制御してからめっき浴に浸漬させても良い。また、めっき浴浸漬板温度が溶融亜鉛めっき浴温度＋５０℃を超えると、めっき浴温度上昇に伴う操業上の問題を誘発する。
（めっきプレ処理）
めっき密着性をさらに向上させるために、連続溶融亜鉛めっきラインにおける焼鈍前に、母材鋼板に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独あるいは複数から成るめっきを施しても良い。
めっき密着性をさらに向上させるために、連続溶融亜鉛めっきラインにおける焼鈍前に、母材鋼板に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独あるいは複数から成るめっきを施しても良い。
（めっき後処理）
溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面に、塗装性、溶接性を改善する目的で、上層めっきを施すことや、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施すこともできる。
溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面に、塗装性、溶接性を改善する目的で、上層めっきを施すことや、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施すこともできる。
（スキンパス圧延）
さらに、鋼板形状の矯正や可動転位導入により延性の向上を図ることを目的として、スキンパス圧延を施してもよい。熱処理後のスキンパス圧延の圧下率は、０．１〜１．５％の範囲が好ましい。０．１％未満では効果が小さく、制御も困難であることから、０．１％を下限とする。１．５％を超えると生産性が著しく低下するので１．５％を上限とする。スキンパスは、インラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。
さらに、鋼板形状の矯正や可動転位導入により延性の向上を図ることを目的として、スキンパス圧延を施してもよい。熱処理後のスキンパス圧延の圧下率は、０．１〜１．５％の範囲が好ましい。０．１％未満では効果が小さく、制御も困難であることから、０．１％を下限とする。１．５％を超えると生産性が著しく低下するので１．５％を上限とする。スキンパスは、インラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。
以下、実施例によって本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に何ら限定されるものではない。
［例１］
表１に示す化学組成を有する鋼を溶製して鋼片を鋳造する際に、鋼片表層に鉄ワイヤを溶融添加した鋼片を製造した。これらの鋼片を１２２０℃に加熱した炉内に挿入し、６０分間保持する均一化処理を与えた後に大気中に取出し、熱間圧延して板厚２．８ｍｍの鋼板を得た。熱間圧延における仕上げ圧延の完了温度は９２０℃であり、仕上げ圧延完了後、１．５秒経過後に水冷にて冷却を与え、２８℃／秒の速度で５５０℃まで冷却して、５５０℃で巻き取った。続いて、この熱延鋼板の酸化スケールを酸洗により除去し、圧下率５０％の冷間圧延を施し、板厚を１．４ｍｍに仕上げた。さらに、この冷延鋼板を８５０℃まで４．５℃／秒の速度で加熱し、８５０℃で１１０秒間保持した後に、４０．０℃／秒の平均冷却速度で３３０℃まで冷却し、続いて、３８０℃で２００秒間保持する冷延板焼鈍を施した。さらに、この冷延板焼鈍後の板に、鋼帯の伸び率が０．１％のスキンパス圧延を施した。表２は上記の加工熱処理を与えた鋼板の特性の評価結果である。なお、表１に示す成分以外の残部はＦｅ及び不純物である。また、製造した鋼板から採取した試料を分析した化学組成は、表１に示す鋼の化学組成と同等であった。
表１に示す化学組成を有する鋼を溶製して鋼片を鋳造する際に、鋼片表層に鉄ワイヤを溶融添加した鋼片を製造した。これらの鋼片を１２２０℃に加熱した炉内に挿入し、６０分間保持する均一化処理を与えた後に大気中に取出し、熱間圧延して板厚２．８ｍｍの鋼板を得た。熱間圧延における仕上げ圧延の完了温度は９２０℃であり、仕上げ圧延完了後、１．５秒経過後に水冷にて冷却を与え、２８℃／秒の速度で５５０℃まで冷却して、５５０℃で巻き取った。続いて、この熱延鋼板の酸化スケールを酸洗により除去し、圧下率５０％の冷間圧延を施し、板厚を１．４ｍｍに仕上げた。さらに、この冷延鋼板を８５０℃まで４．５℃／秒の速度で加熱し、８５０℃で１１０秒間保持した後に、４０．０℃／秒の平均冷却速度で３３０℃まで冷却し、続いて、３８０℃で２００秒間保持する冷延板焼鈍を施した。さらに、この冷延板焼鈍後の板に、鋼帯の伸び率が０．１％のスキンパス圧延を施した。表２は上記の加工熱処理を与えた鋼板の特性の評価結果である。なお、表１に示す成分以外の残部はＦｅ及び不純物である。また、製造した鋼板から採取した試料を分析した化学組成は、表１に示す鋼の化学組成と同等であった。
（引張強度及び破断伸びの評価）
引張強度（ＭＰａ）及び破断伸び（％）は、得られた鋼板の圧延方向に直行する方向（幅方向）を長手方向として採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠して評価した。
引張強度（ＭＰａ）及び破断伸び（％）は、得られた鋼板の圧延方向に直行する方向（幅方向）を長手方向として採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠して評価した。
（耐ＬＭＥ性の評価）
耐ＬＭＥ性は、以下のようにして評価した。ＧＡ軟鋼（合金化溶融亜鉛めっき鋼板）と表２に示す鋼板とで下記条件にて溶接試験を行い、４．０ｋＡから１０．０ｋＡまで電流量を変えて溶接した試験片を作製し、その後、断面組織を観察して、ナゲット径と割れの長さを確認し、ナゲット径が５．５ｍｍ以下の領域において割れ長さが０．１ｍｍ未満であった場合に合格（〇）とし、ナゲット径が５．５ｍｍ以下の領域において割れ長さが０．１ｍｍ以上であった場合に不合格（×）とした。
電極：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θ：５°
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
耐ＬＭＥ性は、以下のようにして評価した。ＧＡ軟鋼（合金化溶融亜鉛めっき鋼板）と表２に示す鋼板とで下記条件にて溶接試験を行い、４．０ｋＡから１０．０ｋＡまで電流量を変えて溶接した試験片を作製し、その後、断面組織を観察して、ナゲット径と割れの長さを確認し、ナゲット径が５．５ｍｍ以下の領域において割れ長さが０．１ｍｍ未満であった場合に合格（〇）とし、ナゲット径が５．５ｍｍ以下の領域において割れ長さが０．１ｍｍ以上であった場合に不合格（×）とした。
電極：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θ：５°
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
耐ＬＭＥ性の評価が○であり、引張強度が７００ＭＰａ以上であり、破断伸びが３．０％以上である場合を、改善された耐ＬＭＥ性を有するとともに高強度でかつ延性にも優れた鋼板として評価した。
表２を参照すると、例Ｙ−１はＣ含有量が低かったため、引張強度が７００ＭＰａ未満であった。例Ｚ−１はＣ含有量が高かったため、溶接部の強度が増加し、結果として耐ＬＭＥ性が低下した。例ＡＡ−１はＳｉ含有量が高かったため、残留オーステナイトが過剰に安定化してしまい、耐ＬＭＥ性が低下した。例ＡＢ−１はＭｎ含有量が低かったため、（Ｆｅ，Ｍｎ）2ＢからなるＢ析出物を析出させることができず、耐ＬＭＥ性が低下した。例ＡＣ−１はＭｎ含有量が高かったため、鋼板中のオーステナイト相が安定化して溶接後に当該オーステナイト相が残存してしまい、耐ＬＭＥ性が低下した。例ＡＤ−１はＰ含有量が高かったため、鋼板が脆化してしまい、溶接時の熱応力の増加時に割れが発生した。例ＡＥ−１はＳ含有量が高かったため、同様に鋼板が脆化してしまい、溶接時の熱応力の増加時に割れが発生した。例ＡＦ−１はＮ含有量が高かったため、窒化ホウ素（ＢＮ）が生成して（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂの形成が阻害され、結果として耐ＬＭＥ性が低下した。例ＡＧ−１はＡｌ含有量が高かったため、鋼板中のフェライト変態が促進されて十分な引張強度が得られなかった。例ＡＨ−１はＴｉ含有量が高かったため、鋼板中のベイナイト変態が抑制されて十分な延性が得られなかった。例ＡＩ−１はＢ含有量が低かったため、（Ｆｅ，Ｍｎ）2ＢからなるＢ析出物を析出させることができず、耐ＬＭＥ性が低下した。
例ＡＪ−１はＢ含有量が高かったため、粗大なＢ炭化物が生成して延性が低下した。例ＡＫ−１はＣｏ含有量が高かったため、パーライト変態が促進されて十分な引張強度が得られなかった。例ＡＬ−１及びＡＭ−１はそれぞれＮｉ及びＭｏ含有量が高かったため、鋼板中のフェライト変態が抑制されて延性が低下した。例ＡＮ−１はＣｒ含有量が高かったため、パーライト変態が促進されて強度が低下した。例ＡＰ−１及びＡＱ−１はそれぞれＮｂ及びＶ含有量が高かったため、粗大な炭化物が析出して固溶Ｃ量が減少し、結果としてマルテンサイト分率が低下して十分な強度が得られなかった。例ＡＲ−１はＣｕ含有量が高かったため、鋼板の脆化を招き、延性が低下した。例ＡＳ−１及びＡＴ−１はそれぞれＷ及びＴａ含有量が高かったため、粗大な炭化物が析出して固溶Ｃ量が減少し、結果としてマルテンサイト分率が低下して十分な強度が得られなかった。例ＡＵ−１〜ＢＣ−１はそれぞれＳｎ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｚｒ、Ｌａ及びＣｅ含有量が高かったため、鋼板の脆化を招き、延性が低下した。
これとは対照的に、例Ａ−１〜Ｘ−１では、鋼板の化学組成及び組織を適切に制御することにより、改善された耐ＬＭＥ性を有するとともに高強度でかつ延性にも優れた鋼板を得ることができた。
［例２］
さらに、製造条件の影響を調べるために、表２において優れた特性が認められた鋼種Ａ〜Ｘを対象として、表３に記載する製造条件の加工熱処理を与えて、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板を作製し、冷延焼鈍後の特性を評価した。ここで、めっき処理の符号ＧＩ及びＧＡは亜鉛めっき処理の方法を示しており、ＧＩは４６０℃の溶融亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬して鋼板の表面に亜鉛めっき層を与えた鋼板であり、ＧＡは溶融亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬した後に４８５℃に鋼板を昇温させて鋼板の表面に鉄と亜鉛の合金層を与えた鋼板である。また、冷延板焼鈍においてそれぞれの滞留温度で保持した後の鋼板を室温まで冷却するまでの間に、一旦１５０℃まで冷却した鋼板を再加熱して、２〜２５０秒間保持する焼戻し処理を与えた。なお、焼戻し時間が１０８００及び３３１００秒である実施例は、室温まで冷却後に、巻き取ったコイルを別の焼鈍装置（箱焼鈍炉）によって焼戻しを与えた実施例である。さらに、表３において、焼戻し温度を「なし」と記載する実施例は、焼戻しを与えていない実施例である。得られた結果を表４に示す。なお、特性の評価方法は例１の場合と同様である。
さらに、製造条件の影響を調べるために、表２において優れた特性が認められた鋼種Ａ〜Ｘを対象として、表３に記載する製造条件の加工熱処理を与えて、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板を作製し、冷延焼鈍後の特性を評価した。ここで、めっき処理の符号ＧＩ及びＧＡは亜鉛めっき処理の方法を示しており、ＧＩは４６０℃の溶融亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬して鋼板の表面に亜鉛めっき層を与えた鋼板であり、ＧＡは溶融亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬した後に４８５℃に鋼板を昇温させて鋼板の表面に鉄と亜鉛の合金層を与えた鋼板である。また、冷延板焼鈍においてそれぞれの滞留温度で保持した後の鋼板を室温まで冷却するまでの間に、一旦１５０℃まで冷却した鋼板を再加熱して、２〜２５０秒間保持する焼戻し処理を与えた。なお、焼戻し時間が１０８００及び３３１００秒である実施例は、室温まで冷却後に、巻き取ったコイルを別の焼鈍装置（箱焼鈍炉）によって焼戻しを与えた実施例である。さらに、表３において、焼戻し温度を「なし」と記載する実施例は、焼戻しを与えていない実施例である。得られた結果を表４に示す。なお、特性の評価方法は例１の場合と同様である。
表４を参照すると、例Ｃ−２、Ｔ−２、Ｅ−３及びＶ−３は鋳造工程の際に鋼片の表層に導入される酸素量が少なかったため、鋼板の表層領域に（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂを形成させることができず、結果として耐ＬＭＥ性が低下した。例Ｕ−２は巻取温度が低かったため、マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトの合計の含有量が高くなって鋼板が硬くなり脆化し、結果として延性が低下した。例Ｗ−２は仕上げ圧延の完了温度が高かったため、鋼板中のフェライト含有量が高く、またマルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトの合計の含有量が低くなり、結果として十分な強度が得られなかった。例Ｆ−３は巻取温度が高かったため、鋼板中のフェライト含有量が高くなり、結果として十分な強度が得られなかった。例Ｇ−３は仕上げ圧延の完了温度が低かったため、鋼板表面に亀裂が生じてしまった。したがって、組織の分析及び機械特性の評価は行わなかった。
これとは対照的に、本発明に係る全ての実施例において、とりわけ鋳造工程において鋼片表層に所定量の酸素を導入し、さらに仕上げ圧延の完了温度及び巻取温度を適切に制御することにより、改善された耐ＬＭＥ性を有するとともに高強度でかつ延性にも優れた鋼板を得ることができた。
１ａ、１ｂ 鋼板
２ａ、２ｂ 電極
３ ナゲット
４ 熱影響部
５ ＬＭＥ割れ
１１ 母材鋼板
１２ めっき層
１３ 溶融亜鉛
１４ 粒界
１５ Ｂ析出物
２ａ、２ｂ 電極
３ ナゲット
４ 熱影響部
５ ＬＭＥ割れ
１１ 母材鋼板
１２ めっき層
１３ 溶融亜鉛
１４ 粒界
１５ Ｂ析出物
Claims (7)
- 質量％で、
Ｃ：０．０５０〜０．３００％、
Ｓｉ：０．０１〜２．００％、
Ｍｎ：０．１０〜４．００％、
Ｐ：０．０００１〜０．０２００％、
Ｓ：０．０００１〜０．０２００％、
Ｎ：０．０００１〜０．０２００％、
Ａｌ：０．００１〜１．０００％、
Ｔｉ：０．００１〜０．５００％、
Ｂ：０．０００７〜０．０１００％、
Ｃｏ：０〜０．５０％、
Ｎｉ：０〜１．００％、
Ｍｏ：０〜１．００％、
Ｃｒ：０〜２．０００％、
Ｎｂ：０〜０．５００％、
Ｖ：０〜０．５００％、
Ｃｕ：０〜０．５００％、
Ｗ：０〜０．１００％、
Ｔａ：０〜０．１００％、
Ｓｎ：０〜０．０５０％、
Ｓｂ：０〜０．０５０％、
Ａｓ：０〜０．０５０％、
Ｍｇ：０〜０．０５００％、
Ｃａ：０〜０．０５０％、
Ｙ：０〜０．０５０％、
Ｚｒ：０〜０．０５０％、
Ｌａ：０〜０．０５０％、及び
Ｃｅ：０〜０．０５０％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
面積率で、
フェライト：５．０〜４０．０％、
マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトの合計：１０．０〜６０．０％、
ベイナイト：５．０〜４０．０％、及び
残留オーステナイト：５．０〜２５．０％
を含有し、残部組織が存在する場合には、前記残部組織が１０．０％以下のパーライトからなり、
表面から板厚方向に深さ１００μｍまでの表層領域において、円相当直径５０〜３００ｎｍの（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂが１個／５００μｍ2以上の数密度で存在していることを特徴とする、鋼板。 - Ｃｏ：０．０１〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０１〜１．００％、
Ｍｏ：０．０１〜１．００％、
Ｃｒ：０．００１〜２．０００％、
Ｎｂ：０．００１〜０．５００％、
Ｖ：０．００１〜０．５００％、
Ｃｕ：０．００１〜０．５００％、
Ｗ：０．００１〜０．１００％、
Ｔａ：０．００１〜０．１００％、
Ｓｎ：０．００１〜０．０５０％、
Ｓｂ：０．００１〜０．０５０％、
Ａｓ：０．００１〜０．０５０％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０５００％、
Ｃａ：０．００１〜０．０５０％、
Ｙ：０．００１〜０．０５０％、
Ｚｒ：０．００１〜０．０５０％、
Ｌａ：０．００１〜０．０５０％、及び
Ｃｅ：０．００１〜０．０５０％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の鋼板。 - 引張強度が７００ＭＰａ以上であり、破断伸びが３．０％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。
- 円相当直径５０〜３００ｎｍの（Ｆｅ，Ｍｎ）2Ｂが１〜５００個／５００μｍ2の数密度で存在していることを特徴とする、請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼板。
- 前記鋼板の少なくとも一方の表面に亜鉛を含有するめっき層を有することを特徴とする、請求項１〜４のいずれか１項に記載の鋼板。
- 請求項１又は２に記載の化学組成を有する溶鋼を連続鋳造して鋼片を形成する鋳造工程であって、前記鋼片の表層に１０ｐｐｍ超、１００ｐｐｍ未満の酸素を導入することを含む鋳造工程、
前記鋼片を仕上げ圧延することを含む熱間圧延工程であって、前記仕上げ圧延の完了温度が６５０〜９５０℃である熱間圧延工程、
得られた熱延鋼板を４００〜７００℃の巻取温度で巻き取る工程、並びに
前記熱延鋼板を冷間圧延し、次いで焼鈍する工程
を含むことを特徴とする、鋼板の製造方法。 - 冷間圧延後の焼鈍において、鋼板の少なくとも一方の表面に亜鉛を含有するめっき層が形成されることを特徴とする、請求項６に記載の鋼板の製造方法。
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| JP2019088962 | 2019-05-09 | ||
| JP2019088962 | 2019-05-09 | ||
| PCT/JP2019/044956 WO2020225936A1 (ja) | 2019-05-09 | 2019-11-15 | 鋼板及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
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