WO2020262651A1 - 鋼板 - Google Patents

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克哉 中野
健悟 竹田
裕之 川田
上西　朗弘
裕也 鈴木
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日本製鉄株式会社
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    • 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
    • C23C2/34—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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D7/00—Electroplating characterised by the article coated
    • C25D7/06—Wires; Strips; Foils
    • C25D7/0614—Strips or foils
    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet.
  • Patent Document 1 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2013-227614
  • a cold-rolled steel sheet having a predetermined chemical composition is heated to a temperature range of 3 points or more and 950 ° C. or less at a heating rate of 5 to 100 ° C./s.
  • Described is a high-strength steel sheet having a tensile strength of 1470 MPa or more after hot stamping by cooling in a temperature range of Ar 3 to 350 ° C. at a cooling rate of 50 ° C./s or more when cooling after heating.
  • Patent Document 2 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2015-117403 states that the value ( ⁇ Hv) obtained by subtracting the Vickers hardness at a depth of 20 ⁇ m from the steel sheet surface from the Vickers hardness at a position of 100 ⁇ m from the steel sheet surface is 30 or more. A hot-dip galvanized steel sheet and a method for manufacturing the same are described.
  • Patent Documents 3 and 4 describe cold-rolled steel sheets having a predetermined chemical composition.
  • Patent Document 1 has an excellent effect in obtaining high-strength parts, but a steel sheet having further improved collision resistance in addition to tensile strength is desired.
  • Patent Document 2 has a microstructure in which tempered martensite contains 20 to 50% by volume, so that sufficient hardness cannot be obtained and the collision resistance is deteriorated.
  • the present inventors have found that the collision resistance can be further improved by reducing the variation in terms of hardness in addition to the metal structure.
  • An object of the present invention is to provide a steel sheet capable of achieving both high strength and excellent collision resistance.
  • the present inventors have described the Vickers hardness (macro hardness) and nano-hardness (micro-hardness) of various steel sheets in a cross section parallel to the plate thickness direction (hereinafter referred to as a plate thickness cross section). Both were measured. As a result, it was found that the steel sheet having excellent collision resistance has a smaller variation in both macro hardness and micro hardness than the steel sheet having poor collision resistance. Such macro and micro hardness non-uniformity is considered to be due to the coarse carbides produced during hot rolling.
  • the present inventors further investigated a method for reducing coarse carbides.
  • coarse carbides are difficult to dissolve in normal heat treatment cycles.
  • the dissolution of carbides enriched with alloying elements such as Mn is significantly delayed in a normal heat treatment cycle.
  • it is effective to raise the heating temperature and lengthen the heating time.
  • the effect of promoting the dissolution of carbides is small when the heating temperature and heating time are adjusted within the range of heat treatment conditions that can be controlled in actual operation.
  • the dissolution of carbides is a phenomenon caused by the diffusion of elements.
  • the present inventors have focused on the fact that the intergranular diffusion using the grain boundary as the diffusion path has a larger element diffusion coefficient than the diffusion of the intragranular diffusion that diffuses in the grain. Then, the present inventors tried to utilize martensite containing a large amount of grain boundaries in order to effectively utilize the grain boundary diffusion. Specifically, it was confirmed that coarse carbides were reduced by first performing a heat treatment to obtain a martensite structure containing a large amount of grain boundaries and then performing a multi-step heat treatment by performing the heat treatment again. In addition to this, it was confirmed that by setting the take-up temperature after hot rolling to 550 ° C. or lower, the amount of carbides after hot rolling can be reduced and the concentration of alloying elements in the carbides can be suppressed. ..
  • the present inventors have found that the collision resistance can be further improved by increasing the bendability of the steel sheet.
  • a large tensile stress is applied in the circumferential direction of the bending outer peripheral surface layer portion, while a large compressive stress is applied to the bending inner peripheral surface layer portion.
  • the bendability of a steel sheet can be further improved by providing a soft layer on the surface layer of the steel sheet and increasing the uniformity of hardness in the soft layer.
  • the gist of the present invention thus obtained is as shown in (1) or (2) below.
  • the metal structure is by volume fraction.
  • Tempered martensite 95% or more
  • ferrite, pearlite, bainite, as-quenched martensite and one or more types of retained austenite Steel sheet with a total of less than 5%.
  • the standard deviation of Vickers hardness measured at 30 points with a load of 9.8 N is 30 or less in a region of 300 ⁇ m square centered on the t / 2 position.
  • a 100 ⁇ m square region centered on the t / 2 position is divided into 100 small regions of 10 ⁇ 10, and when the nanohardness is measured at the center of each small region with a maximum load of 1 mN, the surrounding 8 Of the small regions, the difference from the nanohardness in any of the small regions is 3 GPa or more, and the number of the small regions is 10 or less.
  • the chemical composition is mass%, C: 0.18% or more, 0.40% or less, Si: 0.01% or more, 2.50% or less, Mn: 0.60% or more, 5.00% or less, P: 0.0200% or less, S: 0.0200% or less, N: 0.0200% or less, O: 0.0200% or less, Al: 0% or more, 1.00% or less, Cr: 0% or more, 2.00% or less, Mo: 0% or more, 0.50% or less, Ti: 0% or more, 0.10% or less, Nb: 0% or more, 0.100% or less, B: 0% or more, 0.0100% or less, V: 0% or more, 0.50% or less, Cu: 0% or more, 0.500% or less, W: 0% or more, 0.100% or less, Ta: 0% or more, 0.100% or less, Ni: 0% or more, 1.00% or less, Co: 0% or more, 1.00% or less, Sn: 0% or more, 0.050% or
  • a steel sheet including a base material layer made of the steel plate of the above (1) and a soft layer formed on at least one surface of the base material layer.
  • the thickness of the soft layer per side is more than 10 ⁇ m and 0.15 t or less.
  • the standard deviation of Vickers hardness measured at 150 points with a load of 4.9 N is 30 or less.
  • a steel sheet in which the average Vickers hardness Hv 1 of the soft layer is 0.9 times or less the average Vickers hardness Hv 0 at the t / 2 position.
  • the steel sheet of the above (1) or (2) may be provided with a hot-dip galvanized layer, an alloyed hot-dip galvanized layer or an electrogalvanized layer on the surface.
  • a steel sheet capable of achieving both high strength and excellent collision resistance can be obtained.
  • FIG. 1 is a diagram schematically showing a measurement position and a measurement region of the hardness of a steel sheet.
  • FIG. 1A is a view showing a part of a cross section of a steel sheet, and
  • FIG. 1B is an enlarged view of a region B shown in FIG. 1A.
  • the metal structure of the steel sheet according to the present embodiment will be described.
  • the metallographic structure of the steel sheet according to the present embodiment is, in terms of volume ratio, tempered martensite: 95% or more, ferrite, pearlite, bainite, as-quenched martensite and one or more types of retained austenite: less than 5% in total.
  • tempered martensite 95% or more
  • the strength of the steel sheet can be sufficient.
  • the tempered martensite is preferably 98% or more.
  • a total of less than 5% is acceptable.
  • FIG. 1A shows a part of a cross section of the steel plate 10 according to the present embodiment parallel to the plate thickness direction (plate thickness cross section parallel to the rolling direction R).
  • FIG. 1B is an enlarged view of region B shown in FIG. 1A.
  • the macro hardness of the steel sheet according to the embodiment is measured in the region A shown in FIG. 1 (a).
  • the region A is a region of 300 ⁇ m square centered on the position of t / 2 from the surface 10a of the steel plate 10 in the cross section parallel to the plate thickness direction of the steel plate 10, where t is the plate thickness of the steel plate 10.
  • Vickers hardness is randomly measured at 30 points with a load of 9.8 N, and the standard deviation of those Vickers hardness is obtained. In the steel sheet according to the present embodiment, this standard deviation is 30 or less.
  • the macro hardness tends to vary. Therefore, a small variation in macro-hardness can be an index in which the formation of coarse carbides is suppressed.
  • the standard deviation By setting the standard deviation to 30 or less, the variation in macro hardness caused by the coarse carbides can be reduced, and the collision resistance characteristics of the steel sheet can be improved. Further, it is preferable that the work of obtaining the standard deviation of the Vickers hardness is performed in the same manner in the five regions as described above, and the added average value of the standard deviations of each region is 30 or less, and the added average value is 25 or less. More preferably.
  • the hardness variation is small at the t / 2 position. Therefore, the Vickers hardness is measured in the region centered on the t / 2 position as described above.
  • the microhardness of the steel sheet according to the embodiment is measured in the region B shown in FIGS. 1 (a) and 1 (b).
  • the region B is a region of 100 ⁇ m square centered on the position of t / 2 from the surface 10a of the steel plate 10 in the cross section parallel to the plate thickness direction of the steel plate 10, where t is the plate thickness of the steel plate 10.
  • Region B is divided into 100 10 ⁇ 10 small regions of equal size, and nanohardness is measured at the center of each small region with a maximum load of 1 mN. That is, 100 points of nano-hardness are measured with a maximum load of 1 mN.
  • the number of small regions having a difference from the nanohardness of 3 GPa or more in any of the eight surrounding small regions is 10 or less. This will be described in more detail below.
  • the tensile strength of the steel sheet according to this embodiment is 1100 MPa or more. In particular, it is preferably 1200 MPa or more, more preferably 1400 MPa or more, and even more preferably 1470 MPa or more.
  • the tensile strength of the steel sheet of the present invention is determined by a tensile test. Specifically, in accordance with JIS Z 2241 (2011), a tensile test is performed using a JIS No. 5 test piece collected at right angles to the rolling direction of the steel sheet, and the maximum tensile strength measured is taken as the tensile strength of the steel sheet.
  • C 0.18% or more, 0.40% or less C is an element that secures a predetermined amount of martensite and improves the strength of the steel sheet.
  • the content of C is preferably 0.22% or more because it may be difficult to obtain a strength of 11000 or more depending on other conditions.
  • the C content is set to 0.40% or less.
  • the C content is preferably 0.38% or less.
  • Si 0.01% or more, 2.50% or less
  • Si is an element that acts as an antacid. Further, Si is an element that improves the strength of the steel sheet by strengthening the solid solution. In order to obtain these effects by containing Si, the Si content is set to 0.01% or more.
  • the Si content is 2.50% or less.
  • Si is a ferrite stabilizing element, and when its content is large, the amount of ferrite may be excessive. In particular, it can be a problem when the cooling rate during heat treatment is high. Therefore, the Si content is preferably less than 0.60%, more preferably 0.58% or less.
  • Mn 0.60% or more, 5.00% or less
  • Mn is an element that acts as an antacid and is also an element that improves hardenability.
  • the content of Mn is set to 0.60% or more.
  • the Mn content is set to 5.00% or less.
  • P 0.0200% or less
  • P is an impurity element, which segregates in the central portion of the thickness of the steel sheet to reduce toughness or embrittle the welded portion. From the viewpoint of suppressing deterioration of the workability and collision resistance of the steel sheet, a smaller P content is preferable. Specifically, the content of P is 0.0200% or less. The content of P is preferably 0.0100% or less. However, if the P content of the practical steel sheet is reduced to less than 0.00010%, the manufacturing cost is significantly increased, which is economically disadvantageous. Therefore, the content of P may be 0.00010% or more.
  • S 0.0200% or less
  • S is an impurity element, which is an element that inhibits weldability and impairs manufacturability during casting and hot spreading.
  • S is also an element that forms coarse MnS and inhibits hole-expandability. From the viewpoint of suppressing a decrease in weldability, a decrease in manufacturability, and a decrease in collision resistance, a smaller S content is preferable.
  • the content of S is 0.0200% or less.
  • the content of S is preferably 0.0100% or less.
  • the content of S may be 0.000010% or more.
  • N 0.0200% or less
  • N is an element that forms coarse nitrides, deteriorates the formability and collision resistance of steel sheets, and causes blow holes during welding. Therefore, the N content is preferably 0.0200% or less.
  • O 0.0200% or less
  • O is an element that forms a coarse oxide, deteriorates the formability and collision resistance of the steel sheet, and causes blowholes during welding. Therefore, the O content is preferably 0.0200% or less.
  • Al 0% or more, 1.00% or less Al is an element that acts as an antacid, and is added as necessary.
  • the Al content is preferably 0.02% or more.
  • the Al content is preferably 1.00% or less from the viewpoint of suppressing the formation of coarse Al oxide and deterioration of the workability of the steel sheet.
  • Cr 0% or more, 2.00% or less Cr is an element that enhances hardenability and is effective in increasing the strength of steel, similar to Mn.
  • the content of Cr may be 0%, but in order to obtain the above effect by containing Cr, the content of Cr is preferably 0.10% or more.
  • the Cr content is preferably 2.00% or less from the viewpoint of suppressing the formation of coarse Cr carbides and the deterioration of cold formability.
  • Mo 0% or more, 0.50% or less Mo is an element effective for increasing the strength of steel like Mn and Cr.
  • the content of Mo may be 0%, but in order to obtain the above-mentioned effect by containing Mo, the content of Mo is preferably 0.01% or more.
  • the Mo content is preferably 0.50% or less from the viewpoint of suppressing the formation of coarse Mo carbides and the deterioration of cold workability.
  • Ti 0% or more, 0.10% or less
  • Ti is an element effective for morphological control of carbides. Therefore, the steel sheet may contain Ti if necessary.
  • the Ti content is preferably 0.001% or more. However, from the viewpoint of suppressing deterioration of the workability of the steel sheet, the Ti content is preferably as small as possible, preferably 0.10% or less.
  • Nb 0% or more and 0.100% or less
  • Nb is an element that is effective in controlling the morphology of carbides like Ti, and is also an element that is effective in refining the structure and improving toughness. Therefore, Nb may be contained in the steel sheet if necessary.
  • the content of Nb is preferably 0.001% or more.
  • the Nb content is preferably 0.100% or less from the viewpoint of suppressing the precipitation of a large number of fine and hard Nb carbides to increase the strength of the steel sheet and deteriorate the ductility.
  • B 0% or more, 0.0100% or less
  • B is an element that suppresses the formation of ferrite and pearlite in the cooling process from austenite and promotes the formation of a low-temperature transformation structure such as bainite or martensite. Further, B is an element useful for increasing the strength of steel. Therefore, B may be contained in the steel sheet if necessary.
  • the content of B is preferably 0.0001% or more.
  • the B content is preferably 0.0100% or less from the viewpoint of suppressing the formation of coarse B nitride that can be the starting point of void generation during press molding of the steel sheet.
  • V 0% or more, 0.50% or less V is an element that is effective in controlling the morphology of carbides, like Ti and Nb, and is also an element that is effective in improving the toughness of steel sheets by refining the structure. is there. Therefore, V may be contained in the steel sheet if necessary.
  • the content of V is preferably 0.001% or more.
  • the V content is preferably 0.50% or less from the viewpoint of suppressing the deterioration of ductility as the strength of the steel sheet increases due to the precipitation of a large number of fine V carbides.
  • Cu 0% or more, 0.500% or less Cu is an element effective for improving the strength of steel.
  • the content of Cu may be 0%, but in order to obtain the effect by containing Cu in the steel sheet, the content of Cu is preferably 0.001% or more.
  • the Cu content is preferably 0.500% or less from the viewpoint of suppressing a decrease in productivity due to red hot brittleness in hot rolling.
  • W 0% or more and 0.100% or less W is an element effective for controlling the morphology of carbides and increasing the strength of steel, like Nb and V.
  • the content of W may be 0%, but in order to obtain the effect by containing W in the steel sheet, the content of W is preferably 0.001% or more.
  • the W content is preferably 0.100% or less from the viewpoint of suppressing the deterioration of ductility as well as the strength of the steel sheet due to the precipitation of a large number of fine W carbides.
  • Ta 0% or more and 0.100% or less
  • the content of Ta may be 0%, but in order to obtain the effect by containing Ta in the steel sheet, the content of Ta is preferably 0.001% or more, preferably 0.002% or more. More preferably.
  • the Ta content is preferably 0.100% or less, preferably 0.080% or less, from the viewpoint of suppressing the deterioration of ductility as the strength of the steel sheet increases due to the precipitation of a large number of fine Ta carbides. Is more preferable.
  • Ni 0% or more, 1.00% or less
  • Ni is an element effective for improving the strength of steel.
  • the content of Ni may be 0%, but in order to obtain the effect by containing Ni in the steel sheet, the content of Ni is preferably 0.001% or more.
  • the Ni content is preferably 1.00% or less.
  • Co 0% or more, 1.00% or less Co is an element effective for improving the strength of steel like Ni.
  • the content of Co may be 0%, but in order to obtain the effect by containing Co in the steel sheet, the content of Co is preferably 0.001% or more.
  • the Co content is preferably 1.00% or less from the viewpoint of suppressing the decrease in ductility of the steel sheet.
  • Sn 0% or more, 0.050% or less Sn is an element that can be contained in steel when scrap is used as a raw material.
  • the Sn content is preferably 0.050% or less, and more preferably 0.040% or less.
  • the Sn content may be 0.001% or more.
  • Sb 0% or more and 0.050% or less
  • Sb is an element that can be contained in steel when scrap is used as a steel raw material like Sn.
  • the Sb content is preferably 0.050% or less, and more preferably 0.040% or less.
  • the Sb content may be 0.001% or more.
  • As is an element that can be contained in steel when scrap is used as a steel raw material like Sn and Sb.
  • the content of As is preferably 0.050% or less, and more preferably 0.040% or less.
  • the content of As may be 0.001% or more.
  • Mg 0% or more, 0.050% or less Mg is an element that can control the morphology of sulfide with a small amount.
  • the content of Mg may be 0%, but in order to obtain the effect by containing Mg in the steel sheet, the content of Mg is preferably 0.0001% or more, preferably 0.0005% or more. Is more preferable.
  • the Mg content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.040% or less.
  • Ca 0% or more, 0.050% or less Ca is an element that can control the morphology of sulfide with a small amount like Mg.
  • the Ca content may be 0%, but in order to obtain the effect by including Ca in the steel sheet, the Ca content is preferably 0.001% or more.
  • the Ca content is preferably 0.050% or less, preferably 0.040% or less, from the viewpoint of suppressing the formation of coarse Ca oxide and lowering the cold formability of the steel sheet. Is more preferable.
  • Y 0% or more, 0.050% or less Y is an element that can control the morphology of sulfide in a trace amount like Mg and Ca.
  • the content of Y may be 0%, but in order to obtain the effect by containing Y in the steel sheet, the content of Y is preferably 0.001% or more.
  • the Y content is preferably 0.050% or less, preferably 0.040% or less, from the viewpoint of suppressing the formation of coarse Y oxide and lowering the cold formability of the steel sheet. Is more preferable.
  • Zr 0% or more, 0.050% or less
  • Zr is an element that can control the morphology of sulfide in a trace amount like Mg, Ca, and Y.
  • the content of Zr may be 0%, but in order to obtain the effect by containing Zr in the steel sheet, the content of Zr is preferably 0.001% or more.
  • the Zr content is preferably 0.050% or less, preferably 0.040% or less, from the viewpoint of suppressing the formation of coarse Zr oxide and lowering the cold formability of the steel sheet. Is more preferable.
  • La 0% or more, 0.050% or less
  • La is an element effective for morphological control of sulfide in a trace amount.
  • the content of La may be 0%, but in order to obtain the effect by containing La in the steel sheet, the content of La is preferably 0.001% or more.
  • the La content is preferably 0.050% or less, preferably 0.040% or less. Is more preferable.
  • Ce 0% or more, 0.050% or less Ce is an element effective for morphological control of sulfide in a small amount like La.
  • the content of Ce may be 0%, but in order to obtain the effect by containing Ce in the steel sheet, the content of Ce is preferably 0.001% or more.
  • the content of Ce is preferably 0.050% or less, more preferably 0.040% or less, from the viewpoint of suppressing the formation of Ce oxide and lowering the formability of the steel sheet. ..
  • the balance of the chemical composition of the steel sheet according to this embodiment is Fe and impurities.
  • Impurities are elements that are inevitably mixed from steel raw materials or scrap, or elements that are inevitably mixed in the steelmaking process, and elements that are allowed to be contained within the range in which the steel sheet of the present invention can exert the effects of the present invention. Can be exemplified.
  • Step sheet with soft layer in the present invention, it may be a steel sheet including a base material layer made of the above-mentioned steel plate and a soft layer formed on at least one surface of the base material layer.
  • This soft layer is determined as follows. First, at a position of 1/2 of the plate thickness, the Vickers hardness at 5 points is measured on a line perpendicular to the plate thickness direction and parallel to the rolling direction with a pushing load of 4.9 N. The added average value of the Vickers hardness of 5 points measured in this way is defined as the average Vickers hardness Hv 0 at the position of 1/2 of the plate thickness.
  • the Vickers hardness is measured by 5 points in the same manner as above on a line perpendicular to the plate thickness direction and parallel to the rolling direction at intervals of 2% of the plate thickness from the position of 1/2 of the plate thickness toward the surface. To do. The average value of the Vickers hardness at five points at each plate thickness direction position measured in this way is obtained, and the average value is taken as the average Vickers hardness at each plate thickness direction position. Next, the surface side of the plate thickness direction position where the average Vickers hardness is 0.9 times or less with respect to the average Vickers hardness Hv 0 at the position of 1/2 of the plate thickness is defined as the soft layer.
  • the thickness t 0 of the soft layer is preferably more than 10 ⁇ m and 0.15 t or less, where t is the thickness of the steel sheet.
  • t is the thickness of the steel sheet.
  • the thickness t 0 of the soft layer is the thickness of the soft layer per side.
  • the soft layer may be formed on at least one surface of the base material layer with a thickness of more than 10 ⁇ m and 0.15 t or less.
  • the thickness t 0 of the soft layer formed on the other surface may be 10 ⁇ m or less.
  • a soft layer having a thickness of more than 10 ⁇ m and 0.15 t or less is formed on both surfaces.
  • the plate thickness t of the steel plate according to the embodiment of the present invention is not particularly limited, but is preferably 0.8 mm or more, and the plate thickness t is preferably 1.8 mm or less.
  • the method for obtaining the average Vickers hardness Hv 0 at the t / 2 position is as described above, and the average Vickers hardness Hv 1 of the soft layer is 4.9 N in the soft layer defined as described above.
  • the Vickers hardness of 10 points is randomly measured by the load, and it is the average value of the Vickers hardness of those 10 points.
  • the steel sheet according to this embodiment may have a plating layer on the surface.
  • the plating layer may be, for example, a hot-dip galvanizing layer, an alloyed hot-dip galvanizing layer, or an electrogalvanizing layer.
  • a steel piece having the above chemical composition can be manufactured, and the obtained steel piece can be used to manufacture a steel sheet according to the present embodiment by the following manufacturing method.
  • the method for producing the steel piece from the molten steel having the above chemical composition is not particularly limited, and for example, the steel piece may be produced by a general method such as a continuously cast slab or a thin slab caster.
  • Hot rolling process There are no particular restrictions on the hot rolling conditions.
  • the hot rolling step it is preferable to first heat the above steel pieces to 1100 ° C. or higher and perform soaking heat treatment for 20 minutes or longer. This is to promote the redissolution of the coarse inclusions.
  • the heating temperature is more preferably 1200 ° C. or higher, and the soaking heat retention time is more preferably 25 minutes or longer.
  • the heating temperature is preferably 1350 ° C. or lower, and the soaking heat retention time is preferably 60 minutes or less.
  • finish rolling in a temperature range of 850 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower.
  • a more preferable lower limit for finish rolling is 860 ° C, and a more preferable upper limit is 950 ° C.
  • the finish-rolled hot-rolled steel sheet is wound around a coil at 550 ° C. or lower.
  • the winding temperature is more preferably 500 ° C. or lower. Since winding around room temperature reduces productivity, the winding temperature is preferably 20 ° C. or higher. If necessary, the hot-rolled steel sheet may be reheated for the purpose of softening.
  • the wound hot-rolled steel sheet is rewound and used for pickling.
  • pickling the oxide scale on the surface of the hot-rolled steel sheet can be removed, and the chemical conversion treatment property and the plating property of the cold-rolled steel sheet can be improved.
  • Pickling may be performed once or may be divided into a plurality of times.
  • Cold rolling process The pickled hot-rolled steel sheet is cold-rolled at a reduction ratio of 30% or more and 90% or less.
  • the reduction ratio is set to 30% or more, it is easy to keep the shape of the steel sheet flat, and it is easy to suppress a decrease in ductility of the final product.
  • the lower limit of the rolling ratio is preferably 45%, and the upper limit is preferably 70%.
  • the steel sheet of the present invention is produced by performing heat treatment at least twice after the cold rolling step.
  • First heat treatment In the first heat treatment, first, a heating step is performed in which the steel sheet is heated to a temperature of 3 points or more and 1000 ° C. or less and held for 10 seconds or more.
  • the atmosphere is set to an oxygen partial pressure of 1.0 ⁇ 10-21 [atm] (1.013 ⁇ 10-16 [Pa]) or more by dew point control, and the steel sheet is made into Ac.
  • a heating step of heating to a temperature of 3 points or more and 1000 ° C. or less and holding for 20 seconds or more is performed.
  • a cooling step of cooling the steel sheet is performed according to the following conditions 1) or 2).
  • the steel sheet is cooled to a temperature range of 25 ° C. or higher and 300 ° C. or lower at an average cooling rate of 20 ° C./sec or higher.
  • the steel plate is cooled to a cooling stop temperature of 600 ° C. or higher and 750 ° C. or lower (first stage cooling) at an average cooling rate of 0.5 ° C./sec or more and less than 20 ° C./sec, and then 20 ° C./sec. Cool to a cooling stop temperature of 25 ° C. or higher and 300 ° C. or lower at an average cooling rate of 25 ° C. or higher. If the average cooling rate is too high, the steel sheet tends to have a shape defect such as bending, and the bendability may deteriorate. Therefore, the average cooling rate is preferably 200 ° C./sec or less.
  • the three Ac points are calculated by the following formula (a). Each element symbol in the formula (a) indicates the content (mass%) of each element. Substitute 0 for elements not contained in steel.
  • Ac 3 points (° C.) 901-203 x ⁇ C-15.2 x Ni + 44.7 x Si + 104 x V + 31.5 x Mo + 13.1 x W ... Equation (a)
  • the metal structure of the steel sheet is made into a structure mainly composed of martensite or tempered martensite as it is quenched.
  • Martensite is a structure containing many grain boundaries and dislocations. In grain boundary diffusion with grain boundaries as the diffusion path and dislocation diffusion with dislocations as the diffusion path, element diffusion is faster than intragranular diffusion that diffuses within the grain. Since dissolution of carbide is a phenomenon caused by diffusion of elements, the larger the grain boundaries, the easier it is for the carbide to dissolve. By promoting the dissolution of carbides, segregation of carbides is suppressed.
  • the heating temperature is set to Ac 3 points or more, it is easy to obtain sufficient austenite during heating, and it is easy to obtain sufficient tempered martensite after cooling. Further, when the heating temperature exceeds 1000 ° C., the austenite becomes coarse and the hardness varies widely, so that the desired performance cannot be obtained. Further, when the holding time at the time of heating is set to 10 seconds or more, it is easy to obtain sufficient austenite, and it is easy to obtain sufficient tempered martensite after cooling. Further, when the heat treatment is performed in an atmosphere of oxygen partial pressure of 1.0 ⁇ 10-21 [atm] or more as described above, decarburization proceeds on the surface layer of the steel sheet, and a soft layer is formed on the surface layer of the steel sheet. In order to obtain a steel sheet having a desired soft layer, it is necessary to control the oxygen partial pressure in the furnace atmosphere: PO2 within an appropriate range, and the oxygen partial pressure is 1.0 ⁇ 10-21 [as described above. Atm] or more is preferable.
  • the cooling step of 1) above by setting the average cooling rate to 20 ° C./sec or more, it becomes easy to sufficiently quench and obtain martensite. Therefore, the dissolution of carbides can proceed sufficiently in the second heat treatment described later.
  • the cooling stop temperature By setting the cooling stop temperature to 25 ° C. or higher, a decrease in productivity can be suppressed.
  • the cooling stop temperature By setting the cooling stop temperature to 300 ° C. or lower, it becomes easy to obtain sufficient martensite. Therefore, the dissolution of carbides can proceed sufficiently in the second heat treatment described later.
  • the cooling step of 2) above is performed, for example, when the steel sheet is rapidly cooled through a slow cooling zone.
  • Ferrite and pearlite can be produced by setting the average cooling rate to less than 20 ° C./sec in the first stage cooling.
  • the cooling rate of the first stage is 20 ° C./sec or more, only the same result as the case of performing the cooling step of 1) above is obtained, and the material of the steel sheet is not deteriorated.
  • the average cooling rate in the first-stage cooling to 0.5 ° C./sec or more, excessive progress of the ferrite transformation and the pearlite transformation is suppressed, and a predetermined amount of martensite can be easily obtained.
  • a heating step is performed in which the steel sheet is heated again to a temperature of 3 points or more and held for 10 seconds or more.
  • the steel sheet is again subjected to an atmosphere of oxygen partial pressure of 1.0 ⁇ 10-21 [atm] (1.013 ⁇ 10-16 [Pa]) or more by dew point control.
  • an atmosphere of oxygen partial pressure 1.0 ⁇ 10-21 [atm] (1.013 ⁇ 10-16 [Pa]) or more by dew point control.
  • a cooling step of cooling the steel sheet is performed according to the following conditions 1) or 2). 1) The steel sheet is cooled to a temperature range of 25 ° C. or higher and 300 ° C.
  • the steel plate is cooled to a cooling stop temperature of 600 ° C. or higher and 750 ° C. or lower (first stage cooling) at an average cooling rate of 0.5 ° C./sec or more and less than 20 ° C./sec, and then 20 ° C./sec. Cool to a cooling stop temperature of 25 ° C. or higher and 300 ° C. or lower at an average cooling rate of 25 ° C. or higher.
  • the metal structure can be adjusted and the amount of coarse carbides in the base material layer of the steel sheet can be sufficiently dissolved. Therefore, segregation of carbides can be sufficiently reduced. As a result, the uniformity of macro-hardness and micro-hardness of the base material layer can be improved.
  • the heating temperature By setting the heating temperature to Ac 3 points or more, it is easy to obtain sufficient austenite during heating, and it is easy to obtain sufficient tempered martensite after cooling.
  • the holding time at the time of heating By setting the holding time at the time of heating to 10 seconds or more, it is easy to obtain sufficient austenite, and it is easy to obtain sufficient tempered martensite after cooling. Further, by setting the holding time at the time of heating to 10 seconds or more, the carbide can be sufficiently dissolved.
  • the tensile strength of the steel sheet can be 1100 MPa or more.
  • the cooling stop temperature By setting the cooling stop temperature to 25 ° C. or higher, a decrease in productivity can be suppressed.
  • the cooling stop temperature By setting the cooling stop temperature to 300 ° C. or lower, it becomes easy to obtain the desired tempered martensite. Therefore, the tensile strength of the steel sheet can be 1100 MPa or more.
  • the cooling step of 2) above is performed, for example, when the steel sheet is rapidly cooled through a slow cooling zone.
  • Ferrite and pearlite can be produced by setting the average cooling rate to less than 20 ° C./sec in the first stage cooling.
  • the cooling rate of the first stage is 20 ° C./sec or more, only the same result as the case of performing the cooling step of 1) above is obtained, and the material of the steel sheet is not deteriorated.
  • the average cooling rate in the first stage cooling to 0.5 ° C./sec or more, excessive progress of the ferrite transformation and the pearlite transformation is suppressed, and a desired amount of martensite can be easily obtained.
  • the effect of the multi-step heat treatment step is fully exhibited by performing the above two heat treatment steps, but by performing the above second heat treatment step a plurality of times after the above first heat treatment step, a total of three times.
  • the above heat treatment step may be carried out. Further, in the case of producing a steel sheet having a soft layer, if the oxygen partial pressure is 1.0 ⁇ 10 -21 [atm] or more in at least one of the first heat treatment and the second heat treatment. Good.
  • the steel sheet After cooling in the final heat treatment step in the multi-step heat treatment step, the steel sheet is retained for 10 seconds or more and 500 seconds or less in a temperature range of 450 ° C. or lower and 150 ° C. or higher.
  • the steel sheet may be held at the same temperature, or heating and cooling may be appropriately performed in the middle.
  • martensite can be tempered with the quenching obtained at the time of cooling.
  • the retention temperature By setting the retention temperature to 450 ° C. or lower and 150 ° C. or higher, the tensile strength of the steel sheet can be set to 1100 MPa or higher by suppressing excessive tempering.
  • the residence time By setting the residence time to 10 seconds or more, tempering can proceed sufficiently. Further, by setting the tempering time to 500 seconds or less, the progress of excessive tempering can be suppressed and the tensile strength of the steel sheet can be set to 1100 MPa or more.
  • the steel sheet may be tempered.
  • This tempering step may be a step of holding or reheating at a predetermined temperature during cooling to room temperature after the stationary step, and reheating to a predetermined temperature after cooling to room temperature is completed. It may be a step to do.
  • the heating method in the tempering step is not particularly limited. However, from the viewpoint of suppressing a decrease in the strength of the steel sheet, the holding temperature or the heating temperature in the tempering step is preferably 500 ° C. or lower.
  • austenite may remain without being transformed into martensite, and if such austenite is quenched after the anchoring process, martensite may be excessively generated on the steel sheet as it is quenched. If the tempering step is carried out after the stationary step, the martensite can be tempered as it is quenching.
  • the steel sheet may be subjected to a plating treatment such as an electroplating treatment or a vapor deposition plating treatment, and further, an alloying treatment may be performed after the plating treatment.
  • the steel sheet may be subjected to surface treatment such as formation of an organic film, film lamination, treatment with organic salts or inorganic salts, and non-chromium treatment.
  • hot-dip galvanizing a steel sheet is performed as a plating process, for example, the steel sheet is heated or cooled to a temperature of (galvanizing bath temperature -40 ° C) to (galvanizing bath temperature + 50 ° C) to form a galvanizing bath. Soak.
  • a steel sheet having a hot-dip galvanized layer on the surface that is, a hot-dip galvanized steel sheet can be obtained.
  • the hot-dip galvanized layer for example, one having a chemical composition represented by Fe: 7% by mass or more and 15% by mass or less, and the balance: Zn, Al and impurities can be used.
  • the hot-dip galvanized layer may be a zinc alloy.
  • the hot-dip galvanized steel sheet is heated to a temperature of 460 ° C. or higher and 600 ° C. or lower.
  • this heating temperature is set to 460 ° C. or higher, alloying can be sufficiently performed.
  • the heating temperature is set to 600 ° C. or lower, it is possible to suppress excessive alloying and deterioration of corrosion resistance.
  • the conditions in the examples are one condition example adopted for confirming the feasibility and effect of the present invention, and the present invention is described in this one condition example. It is not limited. In the present invention, various conditions can be adopted as long as the gist of the present invention is not deviated and the object of the present invention is achieved.
  • the observation surface is corroded with a nital reagent.
  • the region of 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m centered on the position of 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel plate is defined as the observation region.
  • This observation area is observed with an optical microscope at a magnification of 1000 to 50,000, and the dark contrast area in the observation image is defined as pearlite.
  • the area ratio of the pearlite identified in this way is calculated by the point counting method.
  • the area ratio of pearlite calculated in this way is regarded as the volume fraction of pearlite.
  • bainite As the state of existence of bainite, there are cases where cementite or retained austenite is present at the interface of lath-shaped bainite ferrite, and cases where cementite is present inside lath-shaped bainite ferrite.
  • the interface of bainite ferrite can be known and bainite can be identified.
  • bainite is identified because there is only one type of crystal orientation relationship between bainite ferrite and cementite, and cementite has the same variant. be able to.
  • the area ratio of bainite identified in this way is calculated by the point counting method.
  • the area fraction of bainite is regarded as the volume fraction of bainite.
  • tempered martensite cementite exists inside the martensite, but since there are two or more crystal orientations of martensite and cementite, and cementite has multiple variants, tempered martensite can be identified.
  • the area ratio of tempered martensite identified in this way is calculated by the point counting method.
  • the area fraction of the tempered martensite is regarded as the volume fraction of the tempered martensite.
  • the area ratio of retained austenite is determined by X-ray measurement as follows. First, the portion from the surface of the steel sheet to 1/4 of the plate thickness is removed by mechanical polishing and chemical polishing. Next, measurement is performed on the chemically polished surface using MoK ⁇ rays as characteristic X-rays. Then, from the integrated intensity ratios of the diffraction peaks of the body-centered cubic lattice (bcc) phases (200) and (211) and the face-centered cubic lattice (fcc) phases (200), (220) and (311), the following The area ratio S ⁇ of retained austenite is calculated using the formula of.
  • the area fraction S ⁇ of retained austenite calculated in this way is regarded as the volume fraction of retained austenite.
  • S ⁇ (I200f + I220f + I311f) / (I200b + I211b) ⁇ 100
  • I200f, I220f and I311f indicate the intensities of the diffraction peaks of the fcc phase (200), (220) and (311), respectively
  • I200b and I211b are of the bcc phase (200) and (211), respectively. Indicates the intensity of the diffraction peak.
  • the method for measuring the thickness t 0 of the soft layer that is, the definition of the soft layer is as described above.
  • the method for measuring the macro hardness of the steel sheet is as described above. That is, in a region of 300 ⁇ m square centered at the position of t / 2 from the surface of the steel plate in a cross section parallel to the plate thickness direction of the steel plate, 30 points and Vickers hardness were randomly measured with a load of 9.8 N, and they were measured. The standard deviation of Vickers hardness (macro hardness standard deviation) was calculated. The method for measuring the micro hardness of the steel sheet is as described above.
  • the region is divided into 100 small regions of 10 ⁇ 10 of equal size. ..
  • nanohardness is measured with a maximum load of 1 mN. Then, the number of small regions (micro-hardness variation) in which the difference from the nano-hardness in any of the eight surrounding small regions was 3 GPa or more was determined.
  • the method for measuring the hardness of the soft layer is as described above.
  • the standard deviation of Vickers hardness obtained by measuring 150 points with a load of 4.9 N at a position 10 ⁇ m from the surface of the steel sheet in a cross section parallel to the thickness direction of the steel sheet was obtained.
  • the method for measuring the average Vickers hardness Hv 1 of the soft layer is also as described above.
  • the soft layer is formed on both sides of the steel sheet, but since there is no great difference in the thickness of the soft layer formed on each surface under the present manufacturing conditions, it is formed on one surface in the table. The thickness of the soft layer was described.
  • the bendability was evaluated under the following measurement conditions based on the VDA standard (VDA238-100) specified by the German Association of the Automotive Industry.
  • VDA238-100 the displacement at the maximum load obtained in the bending test is converted into an angle based on the VDA, and the maximum bending angle ⁇ is obtained.
  • Maximum bending angle alpha (deg) was determined as acceptable is 2.37t 2 -14t + 65 or higher.
  • the steel sheet comprises a soft layer, the maximum bending angle alpha (deg) was determined as acceptable is 2.37t 2 -14t + 80 or more.
  • t is the plate thickness (mm).
  • the maximum bending angle alpha (deg) is 2.37t 2 -14t + 65 or more (for steel plate comprising a soft layer, the maximum bending angle alpha (deg) is, 2.37T ( 2-14t + 80 or more), TS ⁇ El is 13000 or more, and TS ⁇ ⁇ is 33000 or more is marked with “ ⁇ ”, and those that do not satisfy any one of them are marked with “x”.
  • test No. that satisfies the provisions of the present invention.
  • the steel sheets according to 1 to 30 had high strength and excellent collision resistance.
  • Test No. which does not satisfy any one or more of macro hardness, micro hardness and tensile strength of the present invention.
  • the steel sheets of Nos. 31 to 82 were inferior in collision resistance.
  • the steel sheets of 101 to 130, 151 and 152 had high strength and excellent collision resistance.
  • the other test No. which does not satisfy any one or more of the metal structure, chemical composition, macro hardness, and micro hardness of the base material layer of the present invention, and the thickness and tensile strength hardness of the soft layer.
  • the steel sheets of 131 to 150 and 153 to 158 were at least inferior in collision resistance.
  • a steel sheet capable of achieving both high strength (specifically, tensile strength of 1100 MPa or more) and excellent collision resistance can be obtained.

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Abstract

金属組織が、体積率で、焼戻しマルテンサイト：９５％以上、フェライト、パーライト、ベイナイト、焼入れままマルテンサイトおよび残留オーステナイトの一種以上：合計で５％以下である鋼板であって、前記鋼板１０の板厚方向と平行な断面において、板厚をｔとするとき、ｔ／２の位置を中心とする３００μｍ角の領域において、９．８Ｎの荷重で３０点測定したビッカース硬さの標準偏差が３０以下であり、ｔ／２の位置を中心とする１００μｍ角の領域において、最大荷重１ｍＮでナノ硬さを１００点測定したとき、任意の測定点と、前記任意の測定点に隣接する８つの測定点とのナノ硬さの差が３ＧＰａ以上である測定点の割合が１０％以下である、引張強度が１１００ＭＰａ以上である鋼板。この鋼板は高い強度と優れた耐衝突特性とを備える。

Description

鋼板
　本発明は、鋼板に関する。
　自動車の衝突時の安全性の確保と軽量化のため、自動車構造部材には、高い強度と、優れた耐衝突特性との両立が求められる。
　特許文献１（特開２０１３－２２７６１４号公報）には、所定の化学組成を有する冷延鋼板を５～１００℃／ｓの昇温速度でＡｃ３点以上９５０℃以下の温度域に加熱し、加熱後冷却するに際し、Ａｒ３～３５０℃の温度域を５０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することにより、ホットスタンプ後の引張強度が１４７０ＭＰａ以上となる高強度鋼板が記載されている。
　特許文献２（特開２０１５－１１７４０３号公報）には、鋼板表面から１００μｍ位置のビッカース硬度から、鋼板表面から深さ２０μｍ位置のビッカース硬度を差し引いた値（△Ｈｖ）が３０以上である高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法が記載されている。
　特許文献３および４には、所定の化学組成を有する冷延鋼板が記載されている。
特開２０１３－２２７６１４号公報 特開２０１５－１１７４０３号公報 国際公開第２００９／１１０６０７号 特開２００９－２１５５７１号公報
　特許文献１に記載の発明は、高強度部品を得るという点において優れた効果を有するが、引張強度に加えて耐衝突特性をより向上させた鋼板が望まれている。
　特許文献２に記載の発明は、焼戻しマルテンサイトが体積率で２０～５０％含むミクロ組織を有するため、十分な硬さが得られず、耐衝突特性が劣化する。
　特許文献３および４の発明では、二段階の熱処理を行うこととしているが、１回目の熱処理の温度が１１００～１２００℃と高い。このため、十分な硬さが得られず、耐衝突特性が劣化する。
　耐衝突特性を確保するためには、亀裂の生成および伝播の抑制が重要である。亀裂の生成および伝播を抑制するためには、鋼板の金属組織を均一化する、具体的には、単一組織化することが考えられてきた。特許文献1に記載の高強度部品では、金属組織が略マルテンサイト単相となるため、金属組織の観点では略均一であるといえる。
　しかし、本発明者らは、より詳細な検討の結果、金属組織に加えて硬さの観点でもバラツキを小さくすることにより、耐衝突特性をより向上し得ることを見出した。
　本発明は、高い強度と優れた耐衝突特性とを両立し得る鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは、まず、種々の鋼板について、板厚方向に平行な断面（以下、板厚断面という。）におけるビッカース硬さ（マクロな硬さ）およびナノ硬さ（ミクロな硬さ）の両方を測定した。その結果、耐衝突特性に優れる鋼板では、耐衝突特性に劣る鋼板に比べて、マクロな硬さおよびミクロな硬さの両方のバラツキが小さいということが判明した。このようなマクロおよびミクロの硬さの不均一性は、熱間圧延時に生成した粗大な炭化物に起因すると考えられる。
　そこで、本発明者らは、粗大な炭化物を低減する方法についてさらに検討を行った。一般に、粗大な炭化物は通常の熱処理サイクルでは溶解され難い。特に、Ｍｎなどの合金元素が濃化した炭化物の溶解は、通常の熱処理サイクルにおいて大幅に遅延する。炭化物の溶解促進には、加熱温度を高温にすること、および、加熱時間を長くすることが有効である。しかし、実操業で管理可能な熱処理条件の範囲内における加熱温度および加熱時間の調整では、炭化物の溶解を促進する効果が小さいということが確認された。
　炭化物の溶解は、元素の拡散に起因する現象である。本発明者らは、粒界を拡散パスとする粒界拡散は、粒内を拡散する粒内拡散の拡散よりも元素の拡散係数が大きいことに着目した。そして、本発明者らは、粒界拡散を有効活用するために、粒界を多く含むマルテンサイトの活用を試みた。具体的には、まず粒界が多量に含まれるマルテンサイト組織を得る熱処理を施した後、再度、熱処理を施す多段階熱処理を行うことにより、粗大な炭化物が低減されることを確認した。これに加えて、熱間圧延後の巻取温度を５５０℃以下とすることにより、熱間圧延後の炭化物量を低減でき、かつ、炭化物中への合金元素の濃化を抑制できることを確認した。
　また、本発明者らは、鋼板の曲げ性を高めることによって、耐衝突特性をさらに向上できることを見出した。鋼板の曲げ変形時は、曲げ外周表層部の円周方向に大きな引張応力がかかる一方で、曲げ内周表層部には大きな圧縮応力がかかる。鋼板の表層に軟質層を設けることによって、鋼板の曲げ変形時に鋼板の表層に生じる引張応力、圧縮応力を緩和し、鋼板の曲げ性が改善し得る。本発明者らは、鋼板の表層に軟質層を設けるとともに、当該軟質層において硬さの均一性を高めることにより、鋼板の曲げ性がより向上し得ることを見出した。
　このようにして得られた本発明の要旨は以下の（１）または（２）に示す通りである。
　（１）金属組織が、体積率で、
焼戻しマルテンサイト：９５％以上、フェライト、パーライト、ベイナイト、焼入れままマルテンサイトおよび残留オーステナイトの一種以上：合計で５％未満である鋼板であって、
　前記鋼板の板厚方向と平行な断面において、板厚をｔとするとき、
　ｔ／２の位置を中心とする３００μｍ角の領域において、９．８Ｎの荷重で３０点測定したビッカース硬さの標準偏差が３０以下であり、
　ｔ／２の位置を中心とする１００μｍ角の領域を１０×１０の１００個の小領域に分け、それぞれの前記小領域の中心において、最大荷重１ｍＮでナノ硬さを測定したとき、周囲の８つの前記小領域のうちいずれかの前記小領域におけるナノ硬さとの差が３ＧＰａ以上である前記小領域が１０個以下であり、
　化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１８％以上、０．４０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上、２．５０％以下、
Ｍｎ：０．６０％以上、５．００％以下、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ｎ：０．０２００％以下、
Ｏ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０％以上、１．００％以下、
Ｃｒ：０％以上、２．００％以下、
Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下、
Ｔｉ：０％以上、０．１０％以下、
Ｎｂ：０％以上、０．１００％以下、
Ｂ：０％以上、０．０１００％以下、
Ｖ：０％以上、０．５０％以下、
Ｃｕ：０％以上、０．５００％以下、
Ｗ：０％以上、０．１００％以下、
Ｔａ：０％以上、０．１００％以下、
Ｎｉ：０％以上、１．００％以下、
Ｃｏ：０％以上、１．００％以下、
Ｓｎ：０％以上、０．０５０％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、０．０５０％以下、
Ｙ：０％以上、０．０５０％以下、
Ｚｒ：０％以上、０．０５０％以下、
Ｌａ：０％以上、０．０５０％以下、
Ｃｅ：０％以上、０．０５０％以下、
残部：Ｆｅおよび不純物である、
引張強度が１１００ＭＰａ以上の鋼板。
　（２）上記（１）の鋼板からなる基材層と、前記基材層の少なくとも一方の表面に形成された軟質層とを備える鋼板であって、
　前記軟質層の片側あたりの厚さが、１０μｍを超え、０．１５ｔ以下であり、
　前記軟質層の表面から１０μｍの位置において、４．９Ｎの荷重で１５０点測定したビッカース硬さの標準偏差が３０以下であり、
　前記軟質層の平均ビッカース硬さＨｖ１がｔ／２の位置における平均ビッカース硬さＨｖ０の０．９倍以下である、鋼板。
　上記（１）または（２）の鋼板は、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層または電気亜鉛めっき層を表面に備えていてもよい。
　本発明によれば、高い強度と優れた耐衝突特性とを両立し得る鋼板が得られる。
図１は、鋼板の硬さの測定位置および測定領域を模式的に示す図である。図１（ａ）は鋼板断面の一部を示す図であり、図１（ｂ）は図１（ａ）に示すＢ領域の拡大図である。
　以下、本発明の実施形態について説明する。
　（金属組織）
　本実施形態に係る鋼板の金属組織について説明する。本実施形態に係る鋼板の金属組織は、体積率で、焼戻しマルテンサイト：９５％以上、フェライト、パーライト、ベイナイト、焼入れままマルテンサイトおよび残留オーステナイトの一種以上：合計で５％未満である。
　焼戻しマルテンサイトが９５％以上であることにより、鋼板の強度が十分となり得る。この観点から、焼戻しマルテンサイトは９８％以上であることが好ましい。
　また、フェライト、パーライト、ベイナイト、焼入れままマルテンサイトおよび残留オーステナイトの一種以上については、合計で５％未満であれば許容される。
　（マクロ硬さ）
　次に、本実施形態に係る鋼板の硬さについて説明する。図１（ａ）および図１（ｂ）は、鋼板の硬さの測定位置および測定領域を模式的に示している。図１（ａ）は、本実施形態に係る鋼板１０の板厚方向と平行な断面（圧延方向Ｒと平行な板厚断面）の一部を示している。図１（ｂ）は、図１（ａ）に示すＢ領域の拡大図である。
　実施形態に係る鋼板のマクロ硬さは、図１（ａ）に示す領域Ａにおいて測定される。領域Ａは、鋼板１０の板厚をｔとするときに、鋼板１０の板厚方向と平行な断面において、鋼板１０の表面１０ａからｔ／２の位置を中心とする３００μｍ角の領域である。領域Ａにおいて、９．８Ｎの荷重でランダムに３０点、ビッカース硬さを測定し、それらのビッカース硬さの標準偏差を求める。本実施形態に係る鋼板では、この標準偏差が３０以下とされる。粗大な炭化物が形成されるとマクロ硬さにバラツキが生じ易い。このため、マクロ硬さのバラツキが小さいことは粗大な炭化物の形成が抑制されている指標となり得る。上記標準偏差が３０以下とされることにより、粗大な炭化物に起因するマクロ硬さのバラツキが低減され、鋼板の耐衝突特性が向上し得る。また、上記のようにビッカース硬さの標準偏差を求める作業を５つの領域で同様に行い、各領域の標準偏差の加算平均値が３０以下であることが好ましく、この加算平均値が２５以下であることがより好ましい。なお、鋼板が引張の応力を受けたときの破壊は、板厚中心部から起こり易い。このため、ｔ／２の位置において硬さのバラツキが小さいことが好ましい。よって、上記のようにｔ／２の位置を中心とする領域でビッカース硬さを測定する。
　（ミクロ硬さ）
　実施形態に係る鋼板のミクロ硬さは、図１（ａ）および図１（ｂ）に示す領域Ｂにおいて測定する。領域Ｂは、鋼板１０の板厚をｔとするときに、鋼板１０の板厚方向と平行な断面において、鋼板１０の表面１０ａからｔ／２の位置を中心とする１００μｍ角の領域である。領域Ｂを１０×１０の１００個の均等な大きさの小領域に分け、それぞれの小領域の中心において、最大荷重１ｍＮでナノ硬さを測定する。すなわち、最大荷重１ｍＮでナノ硬さを１００点測定する。そして、周囲の８つの小領域のうちいずれかの小領域におけるナノ硬さとの差が３ＧＰａ以上である小領域が１０個以下とされる。以下により詳細に説明する。
　図１（ｂ）に示すように、任意の小領域におけるナノ硬さをＨ００とするとき、この任意の小領域の周りにある８つの小領域が上記の「周囲の８つの小領域」である。それぞれの小領域におけるナノ硬さをＨ０１、Ｈ０2、Ｈ０3、Ｈ０4、Ｈ０5、Ｈ０6、Ｈ０7およびＨ０8とすると、それぞれのナノ硬さの差は、｜Ｈ００－Ｈ０１｜、｜Ｈ００－Ｈ０2｜、｜Ｈ００－Ｈ０3｜、｜Ｈ００－Ｈ０4｜、｜Ｈ００－Ｈ０5｜、｜Ｈ００－Ｈ０6｜、｜Ｈ００－Ｈ０7｜および｜Ｈ００－Ｈ０8｜で計算される。そして、この８つの差のうち一つでも３ＧＰａ以上であるのものがあれば、「周囲の８つの小領域のうちいずれかの小領域におけるナノ硬さとの差が３ＧＰａ以上である小領域」とする。この作業を、領域Ｂにおける最外の小領域を除く６４個の小領域について行い、「周囲の８つの小領域のうちいずれかの小領域におけるナノ硬さとの差が３ＧＰａ以上である小領域」の個数を求める。本実施形態に係る鋼板では、この個数が１０個以下とする。この個数は、８個以下であることが好ましい。また、上記のようにナノ硬さを求める作業を５つの領域で同様に行い、上記個数の加算平均値が１０個以下とされることが好ましく、８個以下であることがより好ましい。このようにミクロ硬さのバラツキが小さいことによって、元素の偏析に起因する硬さのバラツキが小さくなっていると考えられ、鋼板の耐衝突特性が向上し得る。なお、ｔ／２の位置を中心とする領域においてナノ硬さを測定する理由は、上記マクロ硬さの測定と同様である。
　（引張強度）
　本実施形態に係る鋼板の引張強度は、１１００ＭＰａ以上である。特に、１２００ＭＰａ以上であることが好ましく、１４００ＭＰａ以上であることがより好ましく、１４７０ＭＰａ以上であることがさらに好ましい。なお、本発明の鋼板の引張強度は、引張試験により求められる。具体的には、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠し、鋼板の圧延方向に直角に採取したＪＩＳ５号試験片を用いて引張試験を行い、測定される引張最大強度を鋼板の引張強度とする。
　（化学組成）
　次に、本実施形態に係る鋼板の化学組成について説明する。なお、各元素の含有量についての「％」は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．１８％以上、０．４０％以下
　Ｃは、所定量のマルテンサイトを確保し、鋼板の強度を向上させる元素である。Ｃの含有量を０．１８％以上とすることにより、所定量のマルテンサイトを形成して鋼板の強度を１１００ＭＰａ以上としやすくなる。Ｃの含有量は、他の条件によっては１１０００以上の強度を得ることが難しい場合があるので、０．２２％以上であることが好ましい。一方、鋼板の強度が過度に上昇して脆化することを抑制する観点からは、Ｃの含有量は０．４０％以下とする。Ｃ含有量は０．３８％以下が好ましい。
　Ｓｉ：０．０１％以上、２．５０％以下
　Ｓｉは、脱酸剤として作用する元素である。また、Ｓｉは、固溶強化により鋼板の強度を向上させる元素である。Ｓｉを含有することによるこれらの効果を得るためには、Ｓｉの含有量を０．０１％以上とする。一方、鋼板が脆化して加工性が低下することを抑制する観点からは、Ｓｉの含有量は２．５０％以下とする。Ｓｉは、フェライト安定化元素であり、その含有量が多い場合にはフェライト量が過剰となる場合がある。特に、熱処理時の冷却速度が速い場合には問題となりえる。このため、Ｓｉの含有量は、０．６０％未満が好ましく、０．５８％以下がより好ましい。
　Ｍｎ：０．６０％以上、５．００％以下
　Ｍｎは、脱酸剤として作用する元素であり、焼入れ性を向上させる元素でもある。Ｍｎによって十分な焼戻しマルテンサイトを得るためには、Ｍｎの含有量を０．６０％以上とする。一方、Ｍｎの含有量が過剰となれば、粗大なＭｎ酸化物が形成され、それがプレス成型時の破壊の起点となり得る。このようにして鋼板の加工性が劣化することを抑制する観点からは、Ｍｎの含有量は５．００％以下とする。
　Ｐ：０．０２００％以下
　Ｐは、不純物元素であり、鋼板の板厚中央部に偏析して靭性を低下させたり、溶接部を脆化させたりする元素である。鋼板の加工性や耐衝突特性が低下することを抑制する観点から、Ｐの含有量は少ないほど好ましい。具体的には、Ｐの含有量は０．０２００％以下とする。Ｐの含有量は、０．０１００％以下であることが好ましい。ただし、実用鋼板でＰの含有量を０．０００１０％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇して経済的に不利になる。このため、Ｐの含有量は０．０００１０％以上でもよい。
　Ｓ：０．０２００％以下
　Ｓは、不純物元素であり、溶接性を阻害したり、鋳造時と熱延時の製造性を阻害したりする元素である。また、Ｓは、粗大なＭｎＳを形成して、穴広げ性を阻害する元素でもある。溶接性の低下、製造性の低下、及び、耐衝突特性の低下を抑制する観点から、Ｓの含有量は少ないほど好ましい。具体的には、Ｓの含有量は、０．０２００％以下とする。Ｓの含有量は、０．０１００％以下であることが好ましい。ただし、実用鋼板でＳの含有量を０．００００１０％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇し、経済的に不利になる。このため、Ｓの含有量は０．００００１０％以上でもよい。
　Ｎ：０．０２００％以下
　Ｎは、粗大な窒化物を形成し、鋼板の成形性や耐衝突特性を劣化させたり、溶接時のブローホールの発生原因となったりする元素である。このため、Ｎの含有量は０．０２００％以下とされることが好ましい。
　Ｏ：０．０２００％以下
　Ｏは、粗大な酸化物を形成し、鋼板の成形性や耐衝突特性を劣化させたり、溶接時のブローホールの発生原因となったりする元素である。このため、Ｏの含有量は０．０２００％以下であることが好ましい。
　Ａｌ：０％以上、１．００％以下
　Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、必要に応じて添加される。Ａｌを含有させることによる上記効果を得るためには、Ａｌの含有量は０．０２％以上であることが好ましい。ただし、粗大なＡｌ酸化物が生成されて鋼板の加工性が低下することを抑制する観点から、Ａｌの含有量は１．００％以下であることが好ましい。
　Ｃｒ：０％以上、２．００％以下
　Ｃｒは、Ｍｎと同様に焼入れ性を高め、鋼の高強度化に有効な元素である。Ｃｒの含有量は０％でもよいが、Ｃｒを含有させることによる上記効果を得るためには、Ｃｒの含有量は０．１０％以上であることが好ましい。一方、粗大なＣｒ炭化物が形成されて冷間成形性が低下することを抑制する観点から、Ｃｒの含有量は２．００％以下であることが好ましい。
　Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下
　Ｍｏは、Ｍｎ、Ｃｒと同様に鋼の高強度化に有効な元素である。Ｍｏの含有量は０％でもよいが、Ｍｏを含有させることによる上記効果を得るためには、Ｍｏの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。一方、粗大なＭｏ炭化物が形成されて冷間加工性が低下することを抑制する観点から、Ｍｏの含有量は０．５０％以下であることが好ましい。
　Ｔｉ：０％以上、０．１０％以下
　Ｔｉは、炭化物の形態制御に有効な元素である。そのため、必要に応じて鋼板にＴｉを含有させてもよい。Ｔｉを鋼板に含有させる場合、Ｔｉの含有量は、０．００１％以上であることが好ましい。ただし、鋼板の加工性が低下することを抑制する観点から、Ｔｉの含有量は、少ないほど好ましく、０．１０％以下であることが好ましい。
　Ｎｂ：０％以上、０．１００％以下
　Ｎｂは、Ｔｉと同様に炭化物の形態制御に有効な元素であり、組織を微細化して靭性の向上にも効果的な元素である。そのため、必要に応じて鋼板にＮｂを含有させてもよい。Ｎｂを鋼板に含有させる場合、Ｎｂの含有量は、０．００１％以上であることが好ましい。ただし、微細で硬質なＮｂ炭化物が多数析出して鋼板の強度が上昇するとともに延性が劣化することを抑制する観点から、Ｎｂの含有量は、０．１００％以下であることが好ましい。
　Ｂ：０％以上、０．０１００％以下
　Ｂは、オーステナイトからの冷却過程においてフェライト及びパーライトの生成を抑え、ベイナイト又はマルテンサイト等の低温変態組織の生成を促す元素である。また、Ｂは、鋼の高強度化に有益な元素である。そのため、必要に応じて鋼板にＢを含有させてもよい。Ｂを鋼板に含有させる場合、Ｂの含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。なお、０．０００１％未満のＢの同定には分析に細心の注意を払う必要があるとともに、分析装置によっては検出下限に至る。一方、鋼板のプレス成型時においてボイドの発生起点となり得る粗大なＢ窒化物が生成されることを抑制する観点から、Ｂの含有量は０．０１００％以下であることが好ましい。
　Ｖ：０％以上、０．５０％以下
　Ｖは、ＴｉやＮｂと同様に、炭化物の形態制御に有効な元素であり、組織を微細化することで鋼板の靭性向上にも効果的な元素である。そのため、必要に応じて鋼板にＶを含有させてもよい。Ｖを鋼板に含有させる場合、Ｖの含有量は、０．００１％以上であることが好ましい。一方、微細なＶ炭化物が多数析出して鋼板の強度が上昇するとともに延性が劣化することを抑制する観点から、Ｖの含有量は０．５０％以下であることが好ましい。
　Ｃｕ：０％以上、０．５００％以下
　Ｃｕは、鋼の強度の向上に有効な元素である。Ｃｕの含有量は０％でも良いが、Ｃｕを鋼板に含有させることによる当該効果を得るためには、Ｃｕの含有量は０．００１％以上であることが好ましい。一方、熱間圧延での赤熱脆性による生産性の低下を抑制する観点から、Ｃｕの含有量は０．５００％以下であることが好ましい。
　Ｗ：０％以上、０．１００％以下
　Ｗは、Ｎｂ、Ｖと同様に、炭化物の形態制御と鋼の強度の増加に有効な元素である。Ｗの含有量は０％でも良いが、Ｗを鋼板に含有させることによる当該効果を得るためには、Ｗの含有量は０．００１％以上であることが好ましい。一方、微細なＷ炭化物が多数析出して鋼板の強度が上昇するとともに延性が劣化することを抑制する観点から、Ｗの含有量は０．１００％以下であることが好ましい。
　Ｔａ：０％以上、０．１００％以下
　Ｔａは、Ｎｂ、Ｖ、Ｗと同様に、炭化物の形態制御と鋼の強度の増加に有効な元素である。Ｔａの含有量は０％でも良いが、Ｔａを鋼板に含有させることによる当該効果を得るためには、Ｔａの含有量は、０．００１％以上であることが好ましく、０．００２％以上であることがより好ましい。一方、微細なＴａ炭化物が多数析出して鋼板の強度が上昇するとともに延性が劣化することを抑制する観点から、Ｔａの含有量は０．１００％以下であることが好ましく、０．０８０％以下であることがより好ましい。
　Ｎｉ：０％以上、１．００％以下
　Ｎｉは、鋼の強度の向上に有効な元素である。Ｎｉの含有量は０％でも良いが、Ｎｉを鋼板に含有させることによる当該効果を得るためには、Ｎｉの含有量は０．００１％以上であることが好ましい。一方、鋼板の延性が低下することを抑制する観点から、Ｎｉの含有量は１．００％以下であることが好ましい。
　Ｃｏ：０％以上、１．００％以下
　Ｃｏは、Ｎｉと同様に鋼の強度の向上に有効な元素である。Ｃｏの含有量は０％でも良いが、Ｃｏを鋼板に含有させることによる当該効果を得るためには、Ｃｏの含有量は０．００１％以上であることが好ましい。一方、鋼板の延性が低下することを抑制する観点から、Ｃｏの含有量は１．００％以下であることが好ましい。
　Ｓｎ：０％以上、０．０５０％以下
　Ｓｎは、原料としてスクラップを用いた場合に鋼中に含有し得る元素である。Ｓｎの含有量は、少ないほど好ましく、０％であってもよい。フェライトの脆化による冷間成形性の低下を抑制する観点から、Ｓｎの含有量は０．０５０％以下であることが好ましく、０．０４０％以下であることがより好ましい。ただし、精錬コストの増加を抑制する観点から、Ｓｎの含有量は０．００１％以上でもよい。
　Ｓｂ：０％以上、０．０５０％以下
　Ｓｂは、Ｓｎと同様に鋼原料としてスクラップを用いた場合に鋼中に含有し得る元素である。Ｓｂの含有量は、少ないほど好ましく、０％であってもよい。鋼板の冷間成形性の低下を抑制する観点から、Ｓｂの含有量は、０．０５０％以下であることが好ましく、０．０４０％以下であることがより好ましい。ただし、精錬コストの増加を抑制する観点から、Ｓｂの含有量は０．００１％以上でもよい。
　Ａｓ：０％以上、０．０５０％以下
　Ａｓは、Ｓｎ、Ｓｂと同様に鋼原料としてスクラップを用いた場合に鋼中に含有し得る元素である。Ａｓの含有量は、少ないほど好ましく、０％であってもよい。鋼板の冷間成形性の低下を抑制する観点から、Ａｓの含有量は、０．０５０％以下であることが好ましく、０．０４０％以下であることがより好ましい。ただし、精錬コストの増加を抑制する観点から、Ａｓの含有量は０．００１％以上でもよい。
　Ｍｇ：０％以上、０．０５０％以下
　Ｍｇは、微量で硫化物の形態を制御できる元素である。Ｍｇの含有量は０％でも良いが、Ｍｇを鋼板に含有させることによる当該効果を得るためには、Ｍｇの含有量は０．０００１％以上であることが好ましく、０．０００５％以上であることがより好ましい。一方、粗大な介在物の形成による冷間成形性の低下を抑制する観点から、Ｍｇの含有量は０．０５０％以下であることが好ましく、０．０４０％以下であることがより好ましい。
　Ｃａ：０％以上、０．０５０％以下
　Ｃａは、Ｍｇと同様に微量で硫化物の形態を制御できる元素である。Ｃａの含有量は０％でも良いが、Ｃａを鋼板に含有させることによる当該効果を得るためには、Ｃａの含有量は、０．００１％以上であることが好ましい。一方、粗大なＣａ酸化物が生成して鋼板の冷間成形性が低下することを抑制する観点から、Ｃａの含有量は０．０５０％以下であることが好ましく、０．０４０％以下であることがより好ましい。
　Ｙ：０％以上、０．０５０％以下
　Ｙは、Ｍｇ、Ｃａと同様に微量で硫化物の形態を制御できる元素である。Ｙの含有量は０％でも良いが、Ｙを鋼板に含有させることによる当該効果を得るためには、Ｙの含有量は０．００１％以上であることが好ましい。一方、粗大なＹ酸化物が生成して鋼板の冷間成形性が低下することを抑制する観点から、Ｙの含有量は０．０５０％以下であることが好ましく、０．０４０％以下であることがより好ましい。
　Ｚｒ：０％以上、０．０５０％以下
　Ｚｒは、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙと同様に微量で硫化物の形態を制御できる元素である。Ｚｒの含有量は０％でも良いが、Ｚｒを鋼板に含有させることによる当該効果を得るためには、Ｚｒの含有量は０．００１％以上であることが好ましい。一方、粗大なＺｒ酸化物が生成して鋼板の冷間成形性が低下することを抑制する観点から、Ｚｒの含有量は０．０５０％以下であることが好ましく、０．０４０％以下であることがより好ましい。
　Ｌａ：０％以上、０．０５０％以下
　Ｌａは、微量で硫化物の形態制御に有効な元素である。Ｌａの含有量は０％でも良いが、Ｌａを鋼板に含有させることによる当該効果を得るためには、Ｌａの含有量は０．００１％以上であることが好ましい。一方、粗大なＬａ酸化物が生成して鋼板の冷間成形性が低下することを抑制する観点から、Ｌａの含有量は０．０５０％以下であることが好ましく、０．０４０％以下であることがより好ましい。
　Ｃｅ：０％以上、０．０５０％以下
　Ｃｅは、Ｌａと同様に微量で硫化物の形態制御に有効な元素である。Ｃｅの含有量は０％でも良いが、Ｃｅを鋼板に含有させることによる当該効果を得るためには、Ｃｅの含有量は０．００１％以上であることが好ましい。一方、Ｃｅ酸化物が生成して鋼板の成形性が低下することを抑制する観点から、Ｃｅの含有量は０．０５０％以下であることが好ましく、０．０４０％以下であることがより好ましい。
　なお、本実施形態に係る鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物である。不純物としては、鋼原料もしくはスクラップから不可避的に混入する元素又は製鋼過程で不可避的に混入する元素であって、本発明の鋼板が上記本発明の効果を奏し得る範囲で含有が許容される元素を例示することができる。
　（軟質層を備える鋼板）
　本発明において、上記鋼板からなる基材層と、前記基材層の少なくとも一方の表面に形成された軟質層とを備える鋼板であってもよい。この軟質層は、以下のようにして決定される。まず、板厚の１／２の位置において、板厚方向に垂直且つ圧延方向に平行な線上に、押し込み荷重４．９Ｎで５点のビッカース硬さを測定する。このように測定した５点のビッカース硬さの加算平均値を、板厚の１／２の位置における平均ビッカース硬さＨｖ０とする。そして、板厚の１／２の位置から表面に向かって板厚の２％の間隔で、板厚方向に垂直且つ圧延方向に平行な線上において、上記と同様に５点ずつビッカース硬さを測定する。このように測定されるそれぞれの板厚方向位置の５点のビッカース硬さの平均値を求め、その平均値をそれぞれの板厚方向位置における平均ビッカース硬さとする。次に、板厚の１／２の位置における平均ビッカース硬さＨｖ０に対して平均ビッカース硬さが０．９倍以下となる板厚方向位置よりも表面側を、軟質層と定義する。
　軟質層の厚さｔ０は、鋼板の板厚をｔとすると、１０μｍを超え、０．１５ｔ以下とすることが好ましい。軟質層の厚さを１０μｍ超とすることにより、鋼板の曲げ性が向上しやすくなる。また、軟質層の厚さｔ０を０．１５ｔ以下とすることにより、鋼板の強度が過度に低下することが抑制される。上記軟質層の厚さｔ０は、片側あたりの軟質層の厚さである。軟質層は、基材層の少なくとも一方の表面に１０μｍを超え、０．１５ｔ以下の厚さで形成されておればよい。例えば、一方の面に１０μｍを超え、０．１５ｔ以下の厚さの軟質層が形成されておれば、他方の面に形成される軟質層の厚さｔ０は１０μｍ以下でもよい。ただし、両方の面に１０μｍを超え、０．１５ｔ以下の厚さの軟質層が形成されていることが好ましい。なお、本発明の実施形態の鋼板の板厚ｔは、特に限定されないが、０．８ｍｍ以上であるのが好ましく、板厚ｔは、１．８ｍｍ以下であるのが好ましい。
　（軟質層の硬さ）
　鋼板の板厚方向と平行な断面（圧延方向Ｒと平行な板厚断面）において、鋼板の表面から１０μｍの位置において、４．９Ｎの荷重で１５０点測定して得られるビッカース硬さの標準偏差は、３０以下であるのが好ましい。鋼板の曲げ変形時における割れの発生起点を低減するためには、表層にある軟質層の組織の均一性が重要である。また、軟質層の平均ビッカース硬さＨｖ１は、ｔ／２の位置における平均ビッカース硬さＨｖ０の０．９倍以下であることが好ましく、０．８倍以下であることがより好ましく、０．７倍以下であることがさらに好ましい。表層の軟質層が相対的に軟質であるほど鋼板の曲げ性が向上しやすいためである。なお、ｔ／２の位置における平均ビッカース硬さＨｖ０の求め方は上記の通りであり、軟質層の平均ビッカース硬さＨｖ１は、上記のように定義される軟質層において、４．９Ｎの荷重でランダムに１０点のビッカース硬さを測定し、それらの１０点のビッカース硬さの平均値である。
　（めっき鋼板）
　本実施形態に係る鋼板は、めっき層を表面に備えるものであってもよい。当該めっき層は、例えば、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層または電気亜鉛めっき層のいずれであってもよい。
　（製造方法）
　次に、本実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。以下に説明する製造方法は、本実施形態に係る鋼板の製造方法の一例であり、本実施形態に係る鋼板の製造方法は、以下に説明する方法に限定されない。
　上記の化学組成を有する鋼片を製造し、得られた鋼片を用いて、下記の製造方法により本実施形態に係る鋼板を製造することができる。
　「鋳造工程」
　上記の化学組成を有する溶鋼から鋼片を製造する方法については、特に制約はなく、例えば、連続鋳造スラブ、薄スラブキャスターなどの一般的な方法で鋼片を製造すればよい。
　「熱間圧延工程」
　熱間圧延条件にも特に制約はない。例えば、熱間圧延工程では、まず、上記の鋼片を１１００℃以上に加熱して２０分以上の均熱処理を行うことが好ましい。粗大介在物の再溶解を進めるためである。加熱温度は１２００℃以上であることがより好ましく、均熱保持時間は２５分以上であることがより好ましい。また、加熱温度は１３５０℃以下であることが好ましく、均熱保持時間は６０分以下であることが好ましい。
　また、熱間圧延工程では、上記のように加熱した鋼片を熱間圧延するに際して、８５０℃以上１０００℃以下の温度域において仕上げ圧延を行うことが好ましい。仕上げ圧延の際のより好ましい下限は、８６０℃であり、より好ましい上限は９５０℃である。
　「巻き取り工程」
　上記仕上げ圧延した熱延鋼板を５５０℃以下でコイルに巻き取る。巻取温度を５５０℃以下とすることにより、巻き取り工程時に生成する炭化物中にＭｎやＳｉなどの合金元素が濃化することを抑制できる。このため、後段で説明する多段階熱処理において、鋼板中の未溶解の炭化物が十分に低減し得る。その結果、マクロ硬さおよびミクロ硬さを本発明で規定される範囲にすることが容易になり、鋼板の耐衝突特性を向上し得る。巻き取り温度は、５００℃以下であることがより好ましい。なお、室温近傍での巻き取りは生産性を低下させるため、巻き取り温度は２０℃以上であることが好ましい。
　上記の熱延鋼板に対して、必要に応じて軟質化を目的とした再加熱処理を実施してもよい。
　「酸洗工程」
　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。
　「冷間圧延工程」
　酸洗した熱延鋼板を圧下率３０％以上９０％以下で冷間圧延する。圧下率を３０％以上とすることによって、鋼板の形状を平坦に保ちやすく、最終製品の延性低下を抑制しやすい。一方、圧延率を９０％以下とすることにより、冷延荷重が大きくなりすぎることを抑制でき、冷延が容易になる。圧延率の下限は４５％とするのが好ましく、上限は７０％とするのが好ましい。圧延パスの回数、各パスでの圧下率については特に制約はない。
　「多段階熱処理工程」
　本発明の鋼板は、上記冷間圧延工程後に少なくとも二回の熱処理が実施され、製造される。
　（一回目の熱処理）
　一回目の熱処理では、まず、鋼板をＡｃ３点以上１０００℃以下の温度に加熱して１０秒以上保持する加熱工程を行う。表面に軟質層を備える鋼板を製造する場合には、露点制御により酸素分圧１．０×１０－２１［ａｔｍ］（１．０１３×１０－１６［Ｐａ］）以上の雰囲気とし、鋼板をＡｃ３点以上１０００℃以下の温度に加熱して２０秒以上保持する加熱工程を行う。その後、下記１）または２）の条件に従って鋼板を冷却する冷却工程を行う。
１）鋼板を、２０℃／秒以上の平均冷却速度で、２５℃以上、３００℃以下の温度域に冷却する。
２）鋼板を、０．５℃／秒以上２０℃／秒未満の平均冷却速度で、６００℃以上、７５０℃以下の冷却停止温度まで冷却し（１段目の冷却）、次いで、２０℃／秒以上の平均冷却速度で、２５℃以上、３００℃以下の冷却停止温度まで冷却する。平均冷却速度は、高すぎると、鋼板に曲がりなどの形状不良が発生しやすくなり、曲げ性が劣化する場合があるので、２００℃／秒以下とするのが好ましい。
　なお、Ａｃ３点は下記式（ａ）により求められる。（ａ）式中の各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す。鋼中に含まれない元素については、０を代入する。
　Ａｃ３点（℃）＝９０１－２０３×√Ｃ―１５．２×Ｎｉ＋４４．７×Ｓｉ＋１０４×Ｖ＋３１．５×Ｍｏ＋１３．１×Ｗ・・式（ａ）
　この一回目の熱処理工程により、鋼板の金属組織を、焼入れままマルテンサイトもしくは焼戻しマルテンサイトを主体とする組織とする。マルテンサイトは粒界や転位を多く含む組織である。粒界を拡散パスとする粒界拡散や転位を拡散パスとする転位拡散では、粒内を拡散する粒内拡散よりも元素の拡散が速い。炭化物の溶解は元素の拡散に起因する現象であるため、粒界が多いほど炭化物は溶解しやすい。炭化物の溶解を促進することにより、炭化物の偏析が抑制される。
　加熱温度がＡｃ３点以上とされることにより、加熱時に十分なオーステナイトを得やすく、冷却後に十分な焼戻しマルテンサイトを得やすい。また、加熱温度が１０００℃を超えると、オーステナイトが粗大となり、硬さのばらつきが大きくなり、所望の性能が得られなくなる。また、加熱時の保持時間が１０秒以上とされることにより、十分なオーステナイトを得やすく、冷却後に十分な焼戻しマルテンサイトを得やすい。
　また、上記のように酸素分圧１．０×１０－２１［ａｔｍ］以上の雰囲気で熱処理が施されると、鋼板の表層において脱炭が進み、鋼板の表層に軟質層が形成される。所望の軟質層を備える鋼板を得るためには、炉内雰囲気の酸素分圧：ＰO2を適切な範囲に制御する必要があり、上記のように酸素分圧を１．０×１０－２１［ａｔｍ］以上とすることが好ましい。
　上記１）の冷却工程において、平均冷却速度を２０℃／秒以上とすることにより、十分に焼き入れてマルテンサイトを得やすくなる。そのため、後述する２回目の熱処理において炭化物の溶解が十分に進行し得る。冷却停止温度を２５℃以上とすることにより、生産性の低下が抑制され得る。冷却停止温度を３００℃以下とすることにより、十分なマルテンサイトを得やすくなる。そのため、後述する２回目の熱処理において炭化物の溶解が十分に進行し得る。
　上記２）の冷却工程は、例えば、徐冷帯を経て鋼板を急冷する場合に行われる。１段目の冷却において平均冷却速度を２０℃／秒未満とすることによって、フェライトおよびパーライトが生成し得る。ただし、上記化学組成とする場合、フェライト変態およびパーライト変態は起こり難く、フェライトおよびパーライトの過度な生成を容易に抑制できる。１段目の冷却速度が２０℃／秒以上とされる場合は、上記１）の冷却工程を行った場合と同様の結果となるだけであり、鋼板の材質が劣化するわけではない。一方、１段目の冷却における平均冷却速度を０．５℃／秒以上とすることにより、フェライト変態およびパーライト変態の過度な進行が抑制され、所定量のマルテンサイトを得やすくなる。
　（二回目の熱処理）
　二回目の熱処理では、まず、鋼板を再びＡｃ３点以上の温度に加熱して１０秒以上保持する加熱工程を行う。表面に軟質層を備える鋼板を製造する場合には、露点制御により酸素分圧１．０×１０－２１［ａｔｍ］（１．０１３×１０－１６［Ｐａ］）以上の雰囲気で、鋼板を再びＡｃ３点以上の温度に加熱して１０秒以上保持する加熱工程を行う。その後、下記１）または２）の条件に従って鋼板を冷却する冷却工程を行う。
１）鋼板を、２０℃／秒以上の平均冷却速度で、２５℃以上、３００℃以下の温度域に冷却する。
２）鋼板を、０．５℃／秒以上２０℃／秒未満の平均冷却速度で、６００℃以上、７５０℃以下の冷却停止温度まで冷却し（１段目の冷却）、次いで、２０℃／秒以上の平均冷却速度で、２５℃以上、３００℃以下の冷却停止温度に冷却する。
　上記一回目の熱処理工程によって、焼入れままマルテンサイトもしくは焼戻しマルテンサイトを主体とする組織が形成されており、元素が拡散しやすくなっている。さらに二回目の熱処理工程を行うことにより、金属組織を調整するとともに、鋼板の基材層中の粗大炭化物量を十分に溶解することができる。このため、炭化物の偏析が十分に低減し得る。その結果、基材層のマクロ硬さおよびミクロ硬さの均一性を高めることができる。
　加熱温度をＡｃ３点以上とすることにより、加熱時に十分なオーステナイトを得やすく、冷却後に十分な焼戻しマルテンサイトを得やすい。加熱時の保持時間が１０秒以上とされることにより、十分なオーステナイトを得やすく、冷却後に十分な焼戻しマルテンサイトを得やすい。また、加熱時の保持時間が１０秒以上とされることにより、炭化物が十分に溶解し得る。
　表面に軟質層を備える鋼板を製造する場合、上記のように酸素分圧１．０×１０－２１［ａｔｍ］以上の雰囲気で熱処理を施す。このような熱処理により鋼板の表層において脱炭が進み、鋼板の表層に軟質層が形成される。所望の軟質層を備える鋼板を得るためには、炉内雰囲気の酸素分圧：ＰO2を適切な範囲に制御する必要があり、上記のように酸素分圧を１．０×１０－２１［ａｔｍ］以上とすることが好ましい。
　上記１）の冷却工程において、平均冷却速度を２０℃／秒以上とすることにより、十分に焼き入れて所望の焼戻しマルテンサイトを得やすくなる。そのため、鋼板の引張強度を１１００ＭＰａ以上とし得る。冷却停止温度を２５℃以上とすることにより、生産性の低下を抑制し得る。冷却停止温度を３００℃以下とすることにより、所望の焼戻しマルテンサイトを得やすくなる。そのため、鋼板の引張強度を１１００ＭＰａ以上とし得る。
　上記２）の冷却工程は、例えば、徐冷帯を経て鋼板を急冷する場合に行われる。１段目の冷却において平均冷却速度を２０℃／秒未満とすることによって、フェライトおよびパーライトが生成し得る。ただし、上記化学組成とする場合、フェライト変態およびパーライト変態は起こり難く、フェライトおよびパーライトの過度な生成を容易に抑制できる。１段目の冷却速度が２０℃／秒以上とされる場合は、上記１）の冷却工程を行った場合と同様の結果となるだけであり、鋼板の材質が劣化するわけではない。一方、１段目の冷却における平均冷却速度を０．５℃／秒以上とすることにより、フェライト変態およびパーライト変態の過度な進行が抑制され、所望量のマルテンサイトを得やすくなる。
　なお、多段階熱処理工程による効果は、上記二回の熱処理を実施することによって十分に発揮されるが、上記一回目の熱処理工程の後に上記二回目の熱処理工程を複数回行うことによって合計三回以上の熱処理工程が実施されてもよい。また、軟質層を備える鋼板を製造する場合には、一回目の熱処理および二回目の熱処理のうち、少なくとも一方の熱処理において酸素分圧が１．０×１０－２１［ａｔｍ］以上とされればよい。
　「停留工程」
　上記多段階熱処理工程における最後の熱処理工程の冷却後、４５０℃以下１５０℃以上の温度域で１０秒以上５００秒以下、鋼板を停留させる。この停留工程では、同じ温度で鋼板を保持してもよいし、途中で加熱、冷却を適宜行ってもよい。この停留工程によって、冷却時に得られた焼入れままマルテンサイトを焼戻すことができる。停留温度が４５０℃以下１５０℃以上とされることにより、過度に焼戻しが進行することを抑制して鋼板の引張強度を１１００ＭＰa以上とし得る。停留時間が１０秒以上とされることにより、十分に焼戻しを進行し得る。また、焼戻し時間が５００秒以下とされることにより、過度な焼戻しの進行を抑制して鋼板の引張強度を１１００ＭＰａ以上とし得る。
　「焼戻し工程」
　停留工程の後、鋼板に焼戻しを行ってもよい。この焼戻し工程は、停留工程の後の、室温への冷却途中に所定の温度で保持したり再加熱したりする工程であってもよく、室温への冷却が終わった後に所定の温度に再加熱する工程であってもよい。焼戻し工程における加熱の方法は特に限定されない。ただし、鋼板の強度低下を抑制する観点から、焼戻し工程における保持温度または加熱温度は５００℃以下であることが好ましい。停留工程前に、マルテンサイトに変態しないままオーステナイトが残ることがあり、このようなオーステナイトが停留工程以降に焼入れされると、鋼板に焼入れままマルテンサイトが過剰に生成する場合がある。停留工程後に焼戻し工程を実施すれば、このような焼き入れままマルテンサイトを焼戻すことができる。
　「めっき工程」
　鋼板には、電気めっき処理、蒸着めっき処理等のめっき処理を行ってもよく、さらに、めっき処理後に合金化処理を行ってもよい。鋼板には、有機皮膜の形成、フィルムラミネート、有機塩類または無機塩類処理、ノンクロム処理等の表面処理を行ってもよい。
　めっき処理として鋼板に溶融亜鉛めっき処理を行う場合、例えば、鋼板を、（亜鉛めっき浴の温度－４０℃）～（亜鉛めっき浴の温度＋５０℃）の温度に加熱または冷却し、亜鉛めっき浴に浸漬する。溶融亜鉛めっき処理により、表面に溶融亜鉛めっき層を備えた鋼板、すなわち溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。溶融亜鉛めっき層は、例えば、Ｆｅ：７質量％以上１５質量％以下、ならびに残部：Ｚｎ、Ａｌおよび不純物で表される化学組成を有するものを用いることができる。また、溶融亜鉛めっき層は、亜鉛合金であってもよい。
　溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を行う場合、例えば、溶融亜鉛めっき鋼板を４６０℃以上６００℃以下の温度に加熱する。この加熱温度が４６０℃以上とされることにより、十分に合金化し得る。また、加熱温度が６００℃以下とされることにより、過剰に合金化して耐食性が劣化することを抑制し得る。このような合金化処理により、表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備えた鋼板、すなわち合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
　次に、本発明の実施例について説明するが、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であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。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において、種々の条件を採用し得るものである。
　表１～３および表１１～１３に示す化学組成を有する鋼片を、表４～６および表１４～１６に記載の条件で熱間圧延に供し、巻き取った。得られた熱延鋼板を表４～６および表１４～１６に記載の条件で冷間圧延に供した。続いて、得られた冷延鋼板に、表４～６および表１４～１６に記載の条件で熱処理を施した。一部の鋼板には、常法によりめっきを施し、めっきを施した鋼板のうち一部の鋼板に対しては、常法により合金化処理を施した。このようにして得られた鋼板に対して、下記の方法により、金属組織、硬さ、引張強度、および、耐衝突特性として曲げ試験および穴広げ試験を実施した。その結果を表７～１０および表１７～２０に示す。
（金属組織の同定）
　本発明において、各金属組織の同定および体積率の算出は、以下のように行われる。
　「フェライト」
　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の位置を中心とする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１０００～５００００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。このように算出されるフェライトの面積率をフェライトの体積率と見なす。
　「パーライト」
　まず、上記観察面をナイタール試薬で腐食する。腐食された観察面のうち、鋼板表面から板厚の１／４の位置を中心とする１００μｍ×１００μｍの領域を観察領域とする。この観察領域を光学顕微鏡で１０００～５００００倍にして観察し、観察像において暗いコントラストの領域をパーライトとする。そして、このようにして同定されるパーライトの面積率をポイントカウンティング法によって算出する。このように算出されるパーライトの面積率をパーライトの体積率と見なす。
　「ベイナイト及び焼戻しマルテンサイト」
　上記のようにナイタール試薬で腐食された観察領域を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）によって１０００～５００００倍にして観察する。この観察領域において、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、以下のようにベイナイト及び焼戻しマルテンサイトを同定する。
　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。このようにして同定されるベイナイトの面積率をポイントカウンティング法によって算出する。そのベイナイトの面積率をベイナイトの体積率と見なす。
　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。このようにして同定される焼戻しマルテンサイトの面積率をポイントカウンティング法によって算出する。その焼戻しマルテンサイトの面積率を焼戻しマルテンサイトの体積率と見なす。
　「焼入れままマルテンサイト」
　まず、上記フェライトの同定に用いた観察面と同様の観察面をレペラ液でエッチングし、上記フェライトの同定と同様の領域を観察領域とする。レペラ液による腐食では、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。そのため、レペラ液によって腐食された観察領域をＦＥ－ＳＥＭで観察し、腐食されていない領域をマルテンサイトおよび残留オーステナイトとする。そして、このようにして同定されるマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率をポイントカウンティング法によって算出し、その面積率をマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計体積率と見なす。
　次に、以下のようにして算出される残留オーステナイトの体積率を上記合計体積率から差し引くことにより、焼入れままマルテンサイトの体積率を算出することができる。
　「残留オーステナイト」
　本発明において、残留オーステナイトの面積率は、Ｘ線測定により以下のようにして決定される。まず、鋼板の表面から板厚の１／４までの部分を機械研磨および化学研磨により除去する。次に、当該化学研磨した面に対して、特性Ｘ線としてＭｏＫα線を用いた測定を行う。そして、体心立方格子（ｂｃｃ）相の（２００）および（２１１）、ならびに面心立方格子（ｆｃｃ）相の（２００）、（２２０）および（３１１）の回折ピークの積分強度比から、次の式を用いて残留オーステナイトの面積率Ｓγを算出する。このように算出する残留オーステナイトの面積率Ｓγを残留オーステナイトの体積率と見なす。
　Ｓγ＝（Ｉ200f＋Ｉ220f＋Ｉ311f）／（Ｉ200b＋Ｉ211b）×１００
　ここで、Ｉ200f、Ｉ220fおよびＩ311fは、それぞれｆｃｃ相の（２００）、（２２０）および（３１１）の回折ピークの強度を示し、Ｉ200bおよびＩ211bは、それぞれｂｃｃ相の（２００）および（２１１）の回折ピークの強度を示す。
　（軟質層の厚さ）
　軟質層の厚さｔ０の測定方法、すなわち軟質層の定義は上記の通りである。
　（硬さ測定）
　鋼板のマクロ硬さの測定方法は、上記の通りである。すなわち、鋼板の板厚方向と平行な断面における鋼板の表面からｔ／２の位置を中心とする３００μｍ角の領域において、９．８Ｎの荷重でランダムに３０点、ビッカース硬さを測定し、それらのビッカース硬さの標準偏差（マクロ硬さ標準偏差）を求めた。また、鋼板のミクロ硬さの測定方法は、上記の通りである。すなわち、鋼板の板厚方向と平行な断面における鋼板の表面からｔ／２の位置を中心とする１００μｍ角の領域において、当該領域を１０×１０の１００個の均等な大きさの小領域に分ける。それぞれの小領域の中心において、最大荷重１ｍＮでナノ硬さを測定する。そして、周囲の８つの小領域のうちいずれかの小領域におけるナノ硬さとの差が３ＧＰａ以上である小領域の個数（ミクロ硬さバラツキ）を求めた。
　軟質層の硬さの測定方法は、上記の通りである。すなわち、鋼板の板厚方向と平行な断面において、鋼板の表面から１０μｍの位置において、４．９Ｎの荷重で１５０点測定して得られるビッカース硬さの標準偏差を求めた。軟質層の平均ビッカース硬さＨｖ１の測定方法も上記の通りである。
　なお、本実施例において、軟質層は鋼板の両面に形成されるが、本製造条件ではそれぞれの面に形成される軟質層の厚さには大差がないため、表には一方の面に形成された軟質層の厚さを記載した。
　（引張強さＴＳおよび伸びＥｌの測定）
　ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠し、鋼板の圧延方向に直角に採取した５号試験片を用いて、引張強さＴＳ（ＭＰａ）および伸びＥｌ（％）を求めた。
　（曲げ試験）
　曲げ性については、ドイツ自動車工業会で規定されたＶＤＡ基準（ＶＤＡ２３８‐１００）に基づいて以下の測定条件で評価を行った。本発明では曲げ試験で得られる最大荷重時の変位をＶＤＡ基準で角度に変換し、最大曲げ角αを求めた。最大曲げ角α（ｄｅｇ）が、２．３７ｔ２－１４ｔ＋６５以上であるものを合格と判断した。軟質層を備える鋼板については、最大曲げ角α（ｄｅｇ）が、２．３７ｔ２－１４ｔ＋８０以上であるものを合格と判断した。ここでｔは板厚（ｍｍ）である。
　試験片寸法：６０ｍｍ（圧延方向）×６０ｍｍ（圧延直角方向）
　曲げ稜線：曲げ稜線が圧延直角方向になるようにポンチで押し込み
　試験方法：ロール支持、ポンチ押し込み
　ロール径：φ３０ｍｍ
　ポンチ形状：先端Ｒ＝０．４ｍｍ
　ロール間距離：２．０×板厚（ｍｍ）＋０．５ｍｍ
　押し込み速度：２０ｍｍ／ｍｉｎ
　試験機：ＳＩＭＡＤＺＵ　ＡＵＴＯＧＲＡＰＨ　２０ｋＮ
（穴広げ率の測定）
　穴広げ率（λ）の測定では、まず、一辺の長さが９０ｍｍ±１０ｍｍの短板を切り出し、短板の中央に直径１０ｍｍの穴を打ち抜き穴広げ用の試験片を作製した。打ち抜きのクリアランスは１２．５％とした。円錐形状の穴広げ治具の頂点と、打ち抜き穴の中央部との距離が±１ｍｍ以内である位置に試験片を設置し、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６（２０１０）に準拠して穴広げ値を測定した。
　（耐衝突特性の評価）
　耐衝突特性の評価については、上記の曲げ試験において、最大曲げ角α（ｄｅｇ）が２．３７ｔ２－１４ｔ＋６５以上（軟質層を備える鋼板については、最大曲げ角α（ｄｅｇ）が、２．３７ｔ２－１４ｔ＋８０以上）かつ、ＴＳ×Ｅｌが１３０００以上、かつ、ＴＳ×λが３３０００以上であるものを「○」とし、いずれか１つでも満たさないものは「×」とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
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　表７～１０に示すように、本発明の規定を満足する試験Ｎｏ．１～３０に係る鋼板は、高い強度と優れた耐衝突特性とを有していた。一方、本発明のマクロ硬さ、ミクロ硬さおよび引張強度のいずれか一種以上を満足しない試験Ｎｏ．３１～８２に係る鋼板は、耐衝突特性が劣っていた。
　表１７～２０に示すように、本発明の規定を満足する試験Ｎｏ．１０１～１３０，１５１および１５２に係る鋼板は、高い強度と優れた耐衝突特性とを有していた。一方、本発明の基材層の金属組織、化学組成、マクロ硬さ、およびミクロ硬さ、ならびに、軟質層の厚さおよび引張強度硬さのいずれか一種以上を満足しないその他の試験Ｎｏ．１３１～１５０および１５３～１５８に係る鋼板は、少なくとも耐衝突特性が劣っていた。
　本発明によれば、高い強度（具体的には１１００ＭＰａ以上の引張強さ）と、優れた耐衝突特性とを両立し得る鋼板が得られる。
１０　鋼板
１０ａ　鋼板表面
ｔ　板厚
Ａ　マクロ硬さの測定領域
Ｂ　ミクロ硬さの測定領域

Claims (3)

  1. 　金属組織が、体積率で、
    焼戻しマルテンサイト：９５％以上、フェライト、パーライト、ベイナイト、焼入れままマルテンサイトおよび残留オーステナイトの一種以上：合計で５％未満である鋼板であって、
    　前記鋼板の板厚方向と平行な断面において、板厚をｔとするとき、
    　ｔ／２の位置を中心とする３００μｍ角の領域において、９．８Ｎの荷重で３０点測定したビッカース硬さの標準偏差が３０以下であり、
    　ｔ／２の位置を中心とする１００μｍ角の領域を１０×１０の１００個の小領域に分け、それぞれの前記小領域の中心において、最大荷重１ｍＮでナノ硬さを測定したとき、周囲の８つの前記小領域のうちいずれかの前記小領域におけるナノ硬さとの差が３ＧＰａ以上である前記小領域が１０個以下であり、
    　化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．１８％以上、０．４０％以下、
    Ｓｉ：０．０１％以上、２．５０％以下、
    Ｍｎ：０．６０％以上、５．００％以下、
    Ｐ：０．０２００％以下、
    Ｓ：０．０２００％以下、
    Ｎ：０．０２００％以下、
    Ｏ：０．０２００％以下、
    Ａｌ：０％以上、１．００％以下、
    Ｃｒ：０％以上、２．００％以下、
    Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下、
    Ｔｉ：０％以上、０．１０％以下、
    Ｎｂ：０％以上、０．１００％以下、
    Ｂ：０％以上、０．０１００％以下、
    Ｖ：０％以上、０．５０％以下、
    Ｃｕ：０％以上、０．５００％以下、
    Ｗ：０％以上、０．１００％以下、
    Ｔａ：０％以上、０．１００％以下、
    Ｎｉ：０％以上、１．００％以下、
    Ｃｏ：０％以上、１．００％以下、
    Ｓｎ：０％以上、０．０５０％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、０．０５０％以下、
    Ｙ：０％以上、０．０５０％以下、
    Ｚｒ：０％以上、０．０５０％以下、
    Ｌａ：０％以上、０．０５０％以下、
    Ｃｅ：０％以上、０．０５０％以下、
    残部：Ｆｅおよび不純物である、
    引張強度が１１００ＭＰａ以上の鋼板。
  2. 　請求項１に記載の鋼板からなる基材層と、前記基材層の少なくとも一方の表面に形成された軟質層とを備える鋼板であって、
    　前記軟質層の片側あたりの厚さが、１０μｍを超え、０．１５ｔ以下であり、
    　前記軟質層の表面から１０μｍの位置において、４．９Ｎの荷重で１５０点測定したビッカース硬さの標準偏差が３０以下であり、
    　前記軟質層の平均ビッカース硬さＨｖ１がｔ／２の位置における平均ビッカース硬さＨｖ０の０．９倍以下である、鋼板。
  3. 　溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層または電気亜鉛めっき層を表面に備える、
    　請求項１に記載の鋼板。
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