WO2021200580A1 - 鋼板、部材及びそれらの製造方法 - Google Patents

鋼板、部材及びそれらの製造方法 Download PDF

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由康 川崎
霊玲 楊
聖太郎 寺嶋
達也 中垣内
俊佑 山本
克弥 星野
裕紀 竹田
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
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    • C23C2/29—Cooling or quenching
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    • 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
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    • C23G—CLEANING OR DE-GREASING OF METALLIC MATERIAL BY CHEMICAL METHODS OTHER THAN ELECTROLYSIS
    • C23G1/00—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts
    • C23G1/02—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts with acid solutions
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
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    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
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    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/011—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic all layers being formed of iron alloys or steels
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    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
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    • C21D2211/002—Bainite
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
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    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2251/00—Treating composite or clad material
    • C21D2251/04—Welded or brazed overlays

Definitions

  • the present invention relates to steel sheets, members, and methods for manufacturing them. More specifically, a steel sheet having a tensile strength (TS) of 1180 MPa or more, a high yield stress (YS), excellent ductility, stretch flangeability (hole widening property), delayed fracture resistance, and LME resistance. , Members and methods of manufacturing them.
  • the steel sheet of the present invention is suitable for a skeleton member used in the automobile field.
  • LME cracking molten metal brittle cracking
  • LME cracks may occur due to contact of zinc melted in the galvanized steel sheet with the high-strength cold-rolled steel sheet during spot welding with the galvanized steel sheet.
  • the high-strength steel plate having a TS of 1180 MPa or more has a high content of C, Si, and Mn, there is a concern about the risk of LME cracking.
  • Patent Document 1 contains 40% or more of ferrite and 5% or more of tempered martensite in terms of body integration rate, and is the ratio of the hardness of ferrite (DHTF) to the hardness of martensite (DHTM).
  • DHTF hardness of ferrite
  • DHTM hardness of martensite
  • the manufacturing method is disclosed.
  • the tempered martensite 3.0% or more, ferrite: 4.0% or more, and the body integration ratio, and Residual austenite: It has a structure represented by 5.0% or more, and the average hardness of tempered martensite in the base metal is 5 GPa to 10 GPa, and a part of tempered martensite and retained austenite in the base metal or All of them form MA (Martensite-Austentie constitut, also known as island-shaped martensite), and the body integration ratio of ferrite in the decarburized ferrite layer is the depth from the surface of the steel plate to the thickness of the steel plate.
  • MA Martensite-Austentie constitut, also known as island-shaped martensite
  • the body integration ratio of the base material ferrite at the 1/4 position is 120% or more, the average particle size of the ferrite in the decarburized ferrite layer is 20 ⁇ m or less, and the thickness of the decarburized ferrite layer is 5 ⁇ m to 200 ⁇ m.
  • the body integration rate of tempered martensite in the decarburized ferrite layer is 1.0% by volume or more, and the number density of tempered martensite in the decarburized ferrite layer is 0.01 / ⁇ m 2 or more.
  • the average hardness of tempered martensite in the carbon ferrite layer is 8 GPa or less, and a plated steel plate capable of improving elongation characteristics and bendability while obtaining high strength and a method for producing the same are disclosed.
  • a depth of 5.0 ⁇ m or more from the surface of the base material has an internal oxide layer in which at least a part of the grain boundaries is coated with an oxide, and 5.0 ⁇ m from the surface of the base material.
  • the grain boundary coverage of the oxide is 60% or more
  • the decarburized layer is provided to a depth of 50 ⁇ m or more from the surface of the base metal
  • the hot-dip galvanizing resistance has a tensile strength of 900 MPa or more.
  • Patent Document 1 does not study bendability and LME resistance. Further, in Patent Document 2, the hole expandability and the LME resistance are not studied. Patent Document 3 does not study ductility and delayed fracture resistance.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and has a tensile strength (TS) of 1180 MPa or more, a high yield stress (YS), excellent ductility, stretch flangeability (hole expandability), and delayed fracture resistance. It is an object of the present invention to provide steel sheets and members having properties and LME resistance properties, and methods for manufacturing them.
  • the tensile strength (TS) referred to in the present invention is based on JIS Z 2241, and JIS No. 5 test pieces are collected from the obtained steel sheet so that the longitudinal direction is perpendicular to the rolling direction of the steel sheet. , Refers to the tensile strength (TS) obtained by performing a tensile test under the condition of a crosshead speed of 10 mm / min using the test piece.
  • the high yield stress and excellent ductility referred to in the present invention are the yield stress (YS) obtained by the same measuring method as the above-mentioned tensile strength (TS), and the total elongation (El) of the following (A), ( B) or (C) is satisfied.
  • TS tensile strength
  • El total elongation
  • the excellent stretch flangeability refers to the case where ⁇ is 20% or more according to the following hole expansion test conforming to JIS Z 2256.
  • (1) A sample of 100 mm ⁇ 100 mm is collected from the obtained steel sheet by shearing, and a hole having a diameter of 10 mm is punched in the sample with a clearance of 12.5%.
  • (2) Using a die with an inner diameter of 75 mm, while holding the circumference of the hole with a wrinkle pressing force of 9 ton (88.26 kN), push a conical punch with an apex angle of 60 ° into the hole and measure the hole diameter at the crack generation limit. do.
  • ⁇ (%) ⁇ (D f ⁇ D 0 ) / D 0 ⁇ ⁇ 100
  • D f the hole diameter (mm) at the time of crack occurrence
  • D 0 the initial hole diameter (mm).
  • the excellent delayed fracture resistance refers to the case where cracks of 1 mm or more do not occur in the hydrochloric acid immersion test using the V-bent processed sample loaded with the following stress.
  • a test piece having a thickness of 1.4 mm, a width of 30 mm, and a length of 110 mm is collected by shearing.
  • the test piece is drilled with a diameter of 15 mm centered at the center of the width and 17.5 mm from the longitudinal end.
  • the shearing conditions are that the plate is pressed, the shear rake angle is 0.5 °, the shear clearance is 15%, and the shear blade is used for 1000 shots or more.
  • the obtained stress-loaded V-bending sample is immersed in hydrochloric acid to determine the presence or absence of cracks.
  • the immersion conditions are such that the immersion solution is constantly controlled with hydrochloric acid having a pH of 3, the liquid temperature is 25 ° C., and the immersion time is 96 hours.
  • the excellent LME resistance property means that a crack of 0.1 mm or more is not found by the following resistance welding crack test.
  • the welding machine is a plate assembly in which two steel plates are stacked, and the plate assembly is tilted by 5 ° using a single-phase alternating current (50 Hz) resistance welder with a servomotor attached to the welding gun. Perform resistance spot welding at.
  • 50 Hz single-phase alternating current
  • the welding conditions are a pressing force of 3.8 kN, a holding time of 0.2 seconds, a welding current of 5.7 to 6.2 kA, an energizing time of 21 cycles, and a holding time of 5 cycles.
  • the present inventors have obtained the following findings as a result of repeated diligent studies in order to achieve the above problems.
  • the steel plate has a component composition containing a predetermined Si and Mn, an area ratio of ferrite of 5% or more and 30% or less, an area ratio of bainitic ferrite of 5% or more and 35% or less, and tempered martensite. It was controlled to have a steel structure having an area ratio of 20% or more and 50% or less and a volume ratio of retained austenite of 5% or more and 35% or less. Further, a region having a low Si concentration and an Mn concentration exists near the surface of the steel sheet, and the minimum Si concentration L Si and the minimum Mn concentration L Mn in a region within 4.9 ⁇ m in the plate thickness direction from the surface of the steel sheet and the steel sheet.
  • the Si concentration T Si and the Mn concentration T Mn at the position where the plate thickness was 1/4 from the surface were controlled so as to satisfy a predetermined relationship.
  • a steel sheet having a tensile strength (TS) of 1180 MPa or more, a high yield stress (YS), excellent ductility, stretch flangeability (drilling property), delayed fracture resistance, and LME resistance can be obtained. I found that it was possible.
  • the present invention has been made based on the above findings. That is, the gist structure of the present invention is as follows. [1] Ingredient composition containing Si: 0.20% or more and 2.00% or less, and Mn: 2.70% or more and 4.00% or less in mass%. Ferrite area ratio is 5% or more and 30% or less, bainitic ferrite area ratio is 5% or more and 35% or less, tempered martensite area ratio is 20% or more and 50% or less, and retained austenite volume ratio is 5% or more.
  • the Si concentration is 1/3 or less of the Si concentration of the component composition of the steel sheet
  • the Mn concentration is 1/3 or less of the Mn concentration of the component composition of the steel sheet.
  • a region has a thickness of 1.0 ⁇ m or more and The minimum Si concentration L Si and the minimum Mn concentration L Mn in the region within 4.9 ⁇ m in the plate thickness direction from the steel sheet surface, and the Si concentration T Si and Mn concentration T Mn at the position where the sheet thickness is 1/4 of the steel sheet are Satisfy the following formula (1)
  • the composition of the components is further increased by mass%.
  • the composition of the components is further increased by mass%.
  • the steel sheet according to [2] which contains at least one selected from Sb: 0.200% or less and Sn: 0.200% or less.
  • the composition of the components is further increased by mass%.
  • the average cooling rate from the temperature range to 550 ° C. is 8 ° C. Cool to a cooling stop temperature of 150 ° C or more and 300 ° C or less at / sec or more, and bend and bend back a total of 3 times or more and 15 times with a roll with a radius of 100 mm or more and 1000 mm or less when cooling from 740 ° C to the cooling stop temperature.
  • the second annealing process performed below and A method for producing a steel sheet which comprises a reheating step of reheating the steel sheet after the second annealing step to a temperature range of (the cooling stop temperature + 50 ° C.) or more and 500 ° C. or less, and holding the steel sheet in the temperature range for 10 seconds or more.
  • the steel sheet after the reheating step is subjected to hot-dip galvanizing, or hot-dip galvanizing and then reheated to a temperature range of 450 ° C. or higher and 600 ° C. or lower to perform an alloying treatment.
  • the method for producing a steel sheet according to [12].
  • the average cooling rate from the temperature range to 550 ° C. is 8 ° C.
  • the second annealing process performed below and The steel sheet after the second annealing step is subjected to hot-dip galvanizing, or hot-dip galvanizing and then reheated to a temperature range of 450 ° C. or higher and 600 ° C.
  • a reheating step in which the steel sheet after the plating step is cooled to a cooling stop temperature of 50 ° C. or higher and 350 ° C. or lower, and then reheated to a temperature exceeding the cooling stop temperature and 300 ° C. or higher and 500 ° C. or lower and held for 10 seconds or longer.
  • a method for manufacturing a steel sheet having. [15] Any one of [12] to [14] having a dehydrogenation treatment step of holding the steel sheet in a temperature range of 50 ° C. or higher and 300 ° C. or lower for 0.5 hours or more and 72.0 hours or less after the reheating step. The method for manufacturing a steel sheet according to 1.
  • [16] The method for producing a steel sheet according to any one of [12] to [15], wherein the carbon equivalent Ceq of the component composition is 0.697% or more.
  • a method for manufacturing a member which comprises a step of performing at least one of molding and welding on the steel sheet manufactured by the method for manufacturing a steel sheet according to any one of [12] to [16].
  • Ferrite area ratio is 5% or more and 30% or less
  • bainitic ferrite area ratio is 5% or more and 35% or less
  • tempered martensite area ratio is 20% or more and 50% or less
  • retained austenite volume ratio is 5% or more.
  • a region has a thickness of 1.0 ⁇ m or more and The minimum Si concentration L Si and the minimum Mn concentration L Mn in the region within 15.0 ⁇ m in the plate thickness direction from the steel sheet surface, and the Si concentration T Si and Mn concentration T Mn at the position where the sheet thickness is 1/4 of the steel sheet are Satisfy the following formula (1)
  • the composition of the components is further increased by mass%.
  • the steel sheet according to [18] which contains Al: 0.010% or more and 2.000% or less, and N: 0.0100% or less, and the balance is Fe and unavoidable impurities.
  • the composition of the components is further increased by mass%.
  • the component composition is further increased by mass%.
  • the average cooling rate from the temperature range to 550 ° C. Is cooled to a cooling stop temperature of 150 ° C. or higher and 300 ° C. or lower at 8 ° C./sec or higher, and when cooling from 740 ° C. to the cooling stop temperature, bending and bending back are performed three times in total with a roll having a radius of 100 mm or higher and 1000 mm or lower.
  • a method for producing a steel sheet which comprises a reheating step of reheating the steel sheet after the second annealing step to a temperature range of (the cooling stop temperature + 50 ° C.) or more and 500 ° C. or less, and holding the steel sheet in the temperature range for 10 seconds or more.
  • the steel sheet after the reheating step is subjected to hot-dip galvanizing, or hot-dip galvanizing and then reheated to a temperature range of 450 ° C. or higher and 600 ° C. or lower to perform an alloying treatment.
  • the method for producing a steel sheet according to [29].
  • the average cooling rate from the temperature range to 550 ° C. Is cooled to a cooling stop temperature of 350 ° C. or higher and 500 ° C. or lower at 8 ° C./sec or higher, and when cooling from 740 ° C. to the cooling stop temperature, bending and bending back are performed three times in total with a roll having a radius of 100 mm or higher and 1000 mm or lower.
  • the second annealing process performed at least 15 times or less,
  • the steel sheet after the second annealing step is subjected to hot-dip galvanizing, or hot-dip galvanizing and then reheated to a temperature range of 450 ° C. or higher and 600 ° C. or lower to perform an alloying treatment.
  • a reheating step in which the steel sheet after the plating step is cooled to a cooling stop temperature of 50 ° C. or higher and 350 ° C. or lower, and then reheated to a temperature exceeding the cooling stop temperature and 300 ° C. or higher and 500 ° C. or lower and held for 10 seconds or longer.
  • a method for manufacturing a member which comprises a step of performing at least one of molding and welding on the steel sheet manufactured by the method for manufacturing a steel sheet according to any one of [29] to [33].
  • the tensile strength (TS) is 1180 MPa or more
  • the yield stress (YS) is high
  • the product has excellent ductility, stretch flangeability (hole widening property), delayed fracture resistance, and LME resistance.
  • Steel sheets, members and methods for manufacturing them can be provided.
  • the composition of the steel sheet of the present invention is, in mass%, containing Si: 0.20% or more and 2.00% or less, and Mn: 2.70% or more and 4.00% or less. Further, in addition to the above Si and Mn, the component composition is C: 0.120% or more and 0.400% or less, P: 0.001% or more and 0.100% or less, S: 0.0200 in mass%. % Or less, Al: 0.010% or more and 2.000% or less, and N: 0.0100% or less, and the balance is preferably composed of Fe and unavoidable impurities.
  • Si 0.20% or more and 2.00% or less Si is an element that affects the volume fraction of retained austenite and the carbon concentration in retained austenite by suppressing the formation of carbides during annealing and promoting the formation of retained austenite. Is. Further, since the melting point of zinc rises when the Si content is reduced, intergranular erosion of zinc during spot welding can be suppressed and the LME resistance can be improved. If the Si content is less than 0.20%, the volume fraction of retained austenite decreases and the ductility decreases. On the other hand, when the Si content exceeds 2.00%, the carbon concentration in the retained austenite increases excessively, and the hardness of martensite produced from the retained austenite during punching greatly increases.
  • the Si content is 0.20% or more and 2.00% or less.
  • the Si content is preferably 0.70% or more.
  • the Si content is preferably 1.70% or less.
  • Mn 2.70% or more and 4.00% or less Mn is an important element for adjusting the area ratio of the hard phase. If the Mn content is less than 2.70%, the area ratio of ferrite increases, making it difficult to set TS to 1180 MPa or more, and also lowering YS. On the other hand, if the Mn content exceeds 4.00%, excellent ductility cannot be obtained. Therefore, the Mn content is 2.70% or more and 4.00% or less.
  • C 0.120% or more and 0.400% or less C produces a desired amount of hard phases martensite, tempered martensite and bainite, and retained austenite to obtain a TS of 1180 MPa or more and a high yield stress (high yield stress). It is an effective element for securing YS). If the C content is less than 0.120%, the area ratio of ferrite increases, making it difficult to set TS to 1180 MPa or more, and there is a possibility that YS also decreases. On the other hand, if the C content exceeds 0.400%, the carbon concentration in the retained austenite may be excessively increased, and the hardness of martensite produced from the retained austenite at the time of punching may be significantly increased.
  • the content of C is preferably 0.120% or more and 0.400% or less.
  • the content of C is more preferably 0.150% or more.
  • the C content is more preferably 0.250% or less.
  • P 0.001% or more and 0.100% or less
  • P is an element that has a solid solution strengthening effect and can increase the strength of the steel sheet.
  • the P content is preferably 0.001% or more.
  • the content of P is preferably 0.001% or more and 0.100% or less.
  • the content of P is more preferably 0.030% or less.
  • the content of S is preferably 0.0200% or less, more preferably 0.0080% or less.
  • the S content is preferably 0.0001% or more due to restrictions in production technology.
  • Al 0.010% or more and 2.000% or less
  • Al suppresses the formation of carbides during annealing and promotes the formation of retained austenite. Therefore, Al is an element that affects the volume fraction of retained austenite and the carbon concentration in retained austenite.
  • the Al content is preferably 0.010% or more.
  • the Al content exceeds 2.000%, the area ratio of ferrite increases, making it difficult to set TS to 1180 MPa or more, and there is a possibility that YS also decreases. Therefore, the Al content is preferably 0.010% or more and 2.000% or less. More preferably, the Al content is 0.025% or more, and even more preferably 0.030% or more. Further, the Al content is more preferably 1.500% or less, and further preferably 1.000% or less.
  • N 0.0100% or less N exists as a nitride in steel, and when the content exceeds 0.0100%, the ultimate deformability of the steel sheet is lowered. As a result, the amount of voids generated after punching increases, and there is a possibility that the stretch flangeability (hole widening property) decreases. Therefore, the N content is preferably 0.0100% or less. The N content is more preferably 0.0050% or less. Although the lower limit of the N content is not particularly specified, the N content is preferably 0.0005% or more due to restrictions in production technology.
  • the steel sheet of the present invention contains the above-mentioned components and has a component composition containing the balance of Fe (iron) and unavoidable impurities.
  • the steel sheet according to the embodiment of the present invention contains the above-mentioned components and has a component composition in which the balance is composed of Fe and unavoidable impurities.
  • the steel sheet of the present invention may further contain the component elements described below, depending on the desired properties. The effect of the present invention can be obtained when the following component elements are contained below the upper limit shown below. Therefore, the lower limit of the following component elements is not particularly limited, and only the upper limit is specified. When the following optional element is contained below the suitable lower limit value described later, the element is considered to be contained as an unavoidable impurity.
  • At least one Sb selected from Sb: 0.200% or less and Sn: 0.200% or less suppresses C diffusion near the surface of the steel sheet during annealing and controls the formation of a soft layer near the surface of the steel sheet. It is an effective element to do. If the Sb content exceeds 0.200%, a soft layer is not formed on the surface of the steel sheet, and the stretch flangeability (hole widening property) may decrease. Therefore, the Sb content is preferably 0.200% or less. The content of Sb is more preferably 0.020% or less. On the other hand, from the viewpoint of keeping TS within a more preferable range, the Sb content is preferably 0.002% or more. The content of Sb is more preferably 0.005% or more.
  • Sn is an element effective for suppressing C diffusion near the surface of the steel sheet during annealing and controlling the formation of a soft layer near the surface of the steel sheet. If the Sn content exceeds 0.200%, a soft layer is not formed on the surface of the steel sheet, and there is a possibility that the stretch flangeability (hole widening property) is lowered. Therefore, the Sn content is preferably 0.200% or less. The Sn content is more preferably 0.020% or less. On the other hand, from the viewpoint of keeping TS within a more preferable range, the Sn content is preferably 0.002% or more. The Sn content is more preferably 0.005% or more.
  • Ti 0.200% or less, Nb: 0.200% or less, V: 0.100% or less, B: 0.0100% or less, Cu: 1.000% or less, Cr: 1.000% or less, Ni: 1,000% or less, Mo: 0.500% or less, Ta: 0.100% or less, W: 0.500% or less, Mg: 0.0200% or less, Zn: 0.020% or less, Co: 0.
  • REM excluding Ce: At least one Ti, Nb and V selected from 0.0200% or less by forming fine carbides, nitrides or carbon nitrides during hot rolling or annealing. , Increase TS.
  • the content of at least one of Ti, Nb and V is preferably 0.001% or more in order to obtain such an effect. It is more preferable that the content thereof is 0.005% or more, respectively.
  • the Ti content exceeds 0.200%, the Nb content exceeds 0.200%, or the V content exceeds 0.100% a large amount of coarse precipitates and inclusions are generated. there is a possibility. In such a case, if diffusible hydrogen is present in the steel sheet, coarse precipitates and inclusions may become the starting points of cracks during the hole expanding test, and the stretch flangeability (hole expanding property) may be deteriorated.
  • the Ti content is preferably 0.200% or less, the Nb content is preferably 0.200% or less, and the V content is preferably 0.100. % Or less.
  • the contents of Ti, Nb and V are more preferably 0.060% or less, respectively.
  • the B is an element that can improve hardenability by segregating at austenite grain boundaries, and by adding B to steel, it is possible to suppress the formation of ferrite and grain growth during annealing cooling. Is.
  • the B content is preferably 0.0001% or more.
  • the content of B is more preferably 0.0002% or more.
  • the B content exceeds 0.0100%, cracks may occur inside the steel sheet during hot rolling, which may reduce the ultimate deformability of the steel sheet. In addition, this may increase the total void number density after punching and reduce the stretch flangeability. Therefore, when B is added, its content is preferably 0.0100% or less.
  • the B content is more preferably 0.0050% or less.
  • the Cu is an element that increases hardenability and is an effective element for keeping the area ratio of the hard phase within a more suitable range and TS within a more suitable range.
  • the Cu content is preferably 0.005% or more.
  • the Cu content is more preferably 0.020% or more.
  • the area ratio of the hard phase increases and the TS becomes excessively high.
  • coarse precipitates and inclusions increase and diffusible hydrogen is contained in the steel sheet, it becomes a starting point of cracks during the tensile test, so that the ductility may decrease. Therefore, when Cu is added, its content is preferably 1.000% or less.
  • the Cu content is more preferably 0.350% or less.
  • Cr is an element that improves hardenability and is an effective element for forming a hard phase. If the Cr content exceeds 1.000%, the area ratio of hard martensite may increase and the stretch flangeability (drilling property) may decrease. Therefore, when Cr is added, the Cr content is preferably 1.000% or less. The Cr content is more preferably 0.700% or less, still more preferably 0.400% or less. The Cr content may be 0.0000%, but the Cr content may be 0.010% or more from the viewpoint of increasing hardenability and keeping TS within a more preferable range. preferable.
  • Ni is an element that increases hardenability, and is an effective element for keeping the area ratio of the hard phase within a more suitable range and TS within a more suitable range.
  • the Ni content is preferably 0.005% or more.
  • the Ni content is more preferably 0.02% or more.
  • the area ratio of the hard phase may increase, and the dimensional accuracy and ductility during molding may decrease.
  • the precipitates and inclusions become the starting points of cracks during the hole expansion test, so that the stretch flangeability (hole expansion property) May decrease. Therefore, when Ni is added, its content is preferably 1.000% or less.
  • the Ni content is more preferably 0.80% or less.
  • Mo is an element that improves hardenability and is an effective element for forming a hard phase. If the Mo content exceeds 0.500%, the area ratio of hard martensite may increase and the stretch flangeability (hole widening property) may decrease. Therefore, when Mo is added, the Mo content is preferably 0.500% or less.
  • the Mo content is more preferably 0.450% or less, still more preferably 0.400% or less.
  • the lower limit of the Mo content is preferably 0.010% or more from the viewpoint of increasing hardenability and keeping TS within a more preferable range.
  • the Mo content is more preferably 0.030% or more.
  • Ta raises TS by forming fine carbides, nitrides or carbonitrides during hot rolling or annealing, similar to Ti, Nb and V.
  • Ta is partially dissolved in Nb carbides and Nb carbonitrides to form composite precipitates such as (Nb, Ta) (C, N), which significantly suppresses the coarsening of the precipitates.
  • the Ta content is preferably 0.001% or more.
  • the Ta content exceeds 0.100%, a large amount of coarse precipitates and inclusions are generated, and when the steel sheet contains diffusible hydrogen, the precipitates and inclusions are formed during the hole expansion test. Since it becomes the starting point of cracks, the stretch flangeability (hole widening property) may decrease. Therefore, when Ta is added, its content is preferably 0.100% or less. More preferably, the Ta content is 0.050% or less, and even more preferably 0.030% or less.
  • W is an element effective for ensuring strength. If the W content exceeds 0.500%, the area ratio of hard martensite may increase and the stretch flangeability (hole widening property) may decrease. Therefore, when W is added, the W content is preferably 0.500% or less.
  • the W content is more preferably 0.450% or less, still more preferably 0.400% or less. More preferably, the W content is 0.200% or less, and even more preferably 0.100% or less.
  • the W content is preferably 0.001% or more from the viewpoint of increasing the hardenability and keeping the TS within a more preferable range.
  • the W content is more preferably 0.010% or more.
  • Mg is an element effective for spheroidizing the shape of inclusions such as sulfides and oxides, improving the ultimate deformability of the steel sheet, and improving the stretch flangeability (hole widening property).
  • the Mg content is preferably 0.0001% or more.
  • the Mg content exceeds 0.0200%, a large amount of coarse precipitates and inclusions may be formed. In such a case, if diffusible hydrogen is present in the steel sheet, the precipitates and inclusions become the starting points of cracks during the hole expansion test, so that the stretch flangeability (hole expansion property) may decrease. Therefore, when Mg is added, its content is preferably 0.0200% or less. More preferably, the Mg content is 0.0100% or less, and even more preferably 0.0700% or less.
  • Zn, Co and Zr are all effective elements for improving the ultimate deformability of the steel sheet and improving the stretch flangeability because the shape of the inclusions is spheroidized.
  • the contents of Zn, Co and Zr are preferably 0.001% or more, respectively.
  • the contents of Zn, Co and Zr each exceed 0.020%, a large amount of coarse precipitates and inclusions may be formed. In such a case, if diffusible hydrogen is present in the steel sheet, the precipitates and inclusions become the starting points of cracks during the hole expansion test, so that the stretch flangeability (hole expansion property) may decrease.
  • one or more of Zn, Co and Zr when added, it is preferably 0.020% or less, respectively. More preferably, the total content of one or more of Zn, Co and Zr is 0.015% or less, still more preferably 0.010% or less.
  • Ca exists as an inclusion in steel.
  • the Ca content exceeds 0.0200%, when diffusible hydrogen is contained in the steel sheet, the inclusions become the starting points of cracks during the hole expanding test, so that the stretch flangeability (hole expanding property) is lowered. there is a possibility. Therefore, when Ca is added, the Ca content is preferably 0.0200% or less.
  • the Ca content is preferably 0.0020% or less.
  • the lower limit of the Ca content may be 0.0000%, but the Ca content is preferably 0.0001% or more due to restrictions in production technology.
  • Ce, Se, Te, Ge, As, Sr, Cs, Hf, Pb, Bi and REM are used to improve the ultimate deformability of the steel sheet and improve the stretch flangeability (hole expandability). It is an effective element.
  • the contents of Ce, Se, Te, Ge, As, Sr, Cs, Hf, Pb, Bi and REM are preferably 0.0001% or more, respectively.
  • the contents of Ce, Se, Te, Ge, As, Sr, Cs, Hf, Pb, Bi and REM each exceed 0.0200%, a large amount of coarse precipitates and inclusions may be generated. There is.
  • the content thereof is preferably 0.0200% or less. More preferably, the contents of Ce, Se, Te, Ge, As, Sr, Cs, Hf, Pb, Bi and REM are each 0.0100% or less, still more preferably 0.0070% or less.
  • the REM referred to in the present invention is scandium (Sc) having an atomic number of 21 and yttrium (Y) having an atomic number of 39, and lanthanum (La) having an atomic number of 57 to lutetium (Lu) having an atomic number of 71. It refers to the elements of lanthanoids excluding Ce.
  • the REM concentration in the present invention is the total content of one or more elements selected from the above-mentioned REMs.
  • the carbon equivalent Ceq of the component composition is preferably 0.697% or more under the method for producing a steel sheet of the present invention.
  • the upper limit of the carbon equivalent Ceq is not particularly limited, but if the carbon equivalent Ceq is excessively high, there is a concern that the total elongation (hereinafter, also simply referred to as El) may decrease, so the carbon equivalent Ceq is less than 0.900%. Is preferable.
  • the carbon equivalent Ceq can be calculated by the following formula.
  • Carbon equivalent Ceq [C%] + ([Si%] / 24) + ([Mn%] / 6) + ([Ni%] / 40) + ([Cr%] / 5) + ([Mo%] / 4) + ([V%] / 14)
  • [element symbol%] in the above formula represents the content (mass%) of each element, and the element not contained is 0.
  • the carbon equivalent shall be calculated in the plate thickness range excluding the soft layer portion described later.
  • the area ratio of ferrite is 5% or more and 30% or less
  • the area ratio of bainitic ferrite is 5% or more and 35% or less
  • the area ratio of tempered martensite is 20% or more and 50% or less.
  • the volume ratio of retained austenite is 5% or more and 35% or less.
  • Ferrite area ratio 5% or more and 30% or less In order to ensure good ductility, it is necessary to set the ferrite area ratio to 5% or more. Further, in order to secure TS of 1180 MPa or more and high YS, it is necessary to reduce the area ratio of soft ferrite to 30% or less.
  • the area ratio of ferrite is preferably 7% or more.
  • the area ratio of ferrite is preferably 25% or less.
  • Area ratio of bainitic ferrite 5% or more and 35% or less Area ratio of bainitic ferrite to alleviate the difference in hardness between soft ferrite and hard phase and to ensure good stretch flangeability (drilling property).
  • the area ratio of bainitic ferrite needs to be 35% or less.
  • the area ratio of bainitic ferrite is preferably 7% or more.
  • the area ratio of the bainitic ferrite is preferably 30% or less.
  • Area ratio of tempered martensite 20% or more and 50% or less
  • the area ratio of tempered martensite is set to 20. Must be at least%. In order to ensure good ductility, it is necessary to reduce the area ratio of tempered martensite to 50% or less.
  • the area ratio of tempered martensite is preferably 25% or more.
  • the method for measuring the area ratio of ferrite, bainitic ferrite, and tempered martensite is as follows.
  • the area ratio in the present invention is measured at a position of 1/4 of the plate thickness.
  • the observation surface is mirror-polished with diamond paste, and then finish-polished with colloidal silica. Etched with% nital to reveal the texture.
  • the acceleration voltage is 15 kV, three fields are observed in a field range of 17 ⁇ m ⁇ 23 ⁇ m at a magnification of 5000 times using a SEM (Scanning Electron Microscope).
  • the obtained microstructure image was divided by the area of each constituent structure (ferrite, vanitic ferrite, tempered martensite) by the measured area to calculate the area ratio for three visual fields. Is averaged and calculated as the area ratio of each tissue.
  • volume fraction of retained austenite 5% or more and 35% or less
  • volume fraction of retained austenite exceeds 35%
  • retained austenite has a high hydrogen concentration, and therefore, when it is processed during punching or bending test and undergoes martensitic transformation, voids are formed inside martensite. Occurs. Therefore, the amount of voids generated after punching increases, and the stretch flangeability (hole widening property) decreases. Therefore, the volume fraction of retained austenite is 5% or more and 35% or less.
  • the volume fraction of retained austenite is preferably 7% or more.
  • the volume fraction of retained austenite is preferably 30% or less.
  • the method for measuring the volume fraction of retained austenite is as follows.
  • the steel sheet was mechanically ground to 1/4 of the sheet thickness in the plate thickness direction (depth direction), and then chemically polished with oxalic acid to prepare an observation surface.
  • the observation surface was observed by an X-ray diffraction method.
  • a K ⁇ source of Mo is used, and (200), (220), (311) of fcc iron (austenite) with respect to the diffraction intensity of each surface of bcc iron (200), (211), (220).
  • the ratio of the diffraction intensity of each surface was obtained, and this was taken as the volume ratio of retained austenite.
  • the steel structure of the present invention includes carbides such as fresh martensite, pearlite, cementite, and other known structures of steel sheets in the balance other than ferrite, tempered martensite, bainitic ferrite, and retained austenite. May be. From the viewpoint of obtaining the effects of the present invention, the remaining portion is preferably 20% or less in terms of area ratio. The balance is more preferably 15% or less. The structure of other steel sheets (remaining structure) may be confirmed and determined by, for example, SEM observation.
  • the Si concentration is 1/3 or less of the Si concentration of the component composition of the steel sheet, and the Mn concentration is 1/3 or less of the Mn concentration of the component composition of the steel sheet. Thickness of a certain region: 1.0 ⁇ m or more It is an extremely important constitutional requirement of the invention that the above thickness is 1.0 ⁇ m or more.
  • the Si concentration is 1/3 or less of the Si concentration of the component composition of the steel sheet, and the Mn concentration is 1/3 or less of the Mn concentration of the component composition of the steel sheet.
  • the region preferably has a thickness of 3.0 ⁇ m or more.
  • the upper limit of the thickness of the region is not particularly limited from the viewpoint of obtaining the effect of the present invention, and the region may have a thickness of 4.9 ⁇ m.
  • the units of Si concentration and Mn concentration referred to here are mass%.
  • the Mn concentration L Mn and the Mn concentration T Mn satisfy the following formula (2).
  • the following formula (2) is satisfied, better LME resistance can be obtained while ensuring better delayed fracture resistance.
  • the region within 4.9 ⁇ m in the thickness direction from the surface of the steel sheet By controlling the region within 4.9 ⁇ m in the thickness direction from the surface of the steel sheet, it is possible to realize a steel sheet having excellent LME resistance without significantly increasing the manufacturing cost of the steel sheet, but it also has excellent LME resistance.
  • the above-mentioned thickness of 1.0 ⁇ m or more is an extremely important constituent requirement of the invention in the present invention.
  • the Si concentration is 1/3 or less of the Si concentration of the component composition of the steel sheet
  • the Mn concentration is 1/3 or less of the Mn concentration of the component composition of the steel sheet.
  • the region preferably exists within 15.0 ⁇ m from the surface of the steel sheet, and the region may have a thickness of 1.0 ⁇ m or more.
  • the upper limit of the thickness of the region is not particularly limited from the viewpoint of obtaining the effect of the present invention, and the region may have a maximum thickness of 15.0 ⁇ m.
  • the units of Si concentration and Mn concentration referred to here are mass%.
  • the Mn concentration L Mn and the Mn concentration T Mn satisfy the following formula (2).
  • the following formula (2) is satisfied, better LME resistance characteristics can be obtained while ensuring better fatigue characteristics.
  • the Si concentration T Si and the Mn concentration T Mn at the position where the plate thickness of the steel plate is 1/4 are determined by using a field emission electron probe microanalyzer (FE-EPMA: Field Emission-Electron Probe Micro Analyzer). Point analysis with an electron beam diameter of 1 ⁇ m is arbitrarily performed at 4 positions, and the average of the points is calculated. Further, the Si concentration in the region within 4.9 ⁇ m in the plate thickness direction from the steel plate surface is linearly analyzed from the steel plate surface in the plate thickness direction with an electron beam diameter of 0.1 ⁇ m using a field emission electron probe microanalyzer. A concentration distribution of Si concentration in the thickness direction of 0 to 4.9 ⁇ m is obtained from the surface of the steel sheet.
  • FE-EPMA Field Emission-Electron Probe Micro Analyzer
  • the minimum Si concentration of the density distribution and the above concentration L Si.
  • the Mn concentration in the region within 4.9 ⁇ m in the plate thickness direction from the steel plate surface is also line-analyzed in the plate thickness direction from the steel plate surface with an electron beam diameter of 0.1 ⁇ m using a field emission electron probe microanalyzer.
  • a concentration distribution of Mn concentration in the thickness direction of 0 to 4.9 ⁇ m is obtained from the surface of the steel sheet.
  • the minimum Mn concentration in the concentration distribution is defined as the above-mentioned concentration L Mn .
  • the Si concentration in the region within 15.0 ⁇ m in the plate thickness direction from the steel plate surface is also the field emission type electron probe.
  • line analysis is performed from the surface of the steel sheet in the thickness direction with an electron beam diameter of 0.1 ⁇ m to obtain a concentration distribution of Si concentration in the thickness direction from 0 to 15.0 ⁇ m from the surface of the steel sheet.
  • the minimum Si concentration of the density distribution, and the above concentration L Si is also the field emission type electron probe.
  • the Mn concentration in the region within 15.0 ⁇ m in the plate thickness direction from the steel plate surface is also line-analyzed in the plate thickness direction from the steel plate surface with an electron beam diameter of 0.1 ⁇ m using a field emission electron probe microanalyzer.
  • a concentration distribution of Mn concentration in the thickness direction of 0 to 15.0 ⁇ m is obtained from the surface of the steel sheet.
  • the minimum Mn concentration in the concentration distribution is defined as the above-mentioned concentration L Mn .
  • the units of Si concentration, Mn concentration, L Si , T Si , L Mn, and T Mn referred to here are mass%.
  • the measurement of the Si concentration and the Mn concentration by the field emission electron probe microanalyzer in the present invention is carried out by selecting 10 points where no particles are present at the measurement positions, and the average value thereof is set to Si. The concentration and Mn concentration were used.
  • Thickness of soft layer 1.0 ⁇ m or more and 50.0 ⁇ m or less
  • the soft layer in the present invention is a region having a hardness of 65% or less with respect to the hardness at a position of 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel sheet.
  • a soft layer having a thickness of 50.0 ⁇ m or less in the thickness direction from the surface of the steel sheet it is more preferable to have a soft layer having a thickness of 40.0 ⁇ m or less in the plate thickness direction from the surface of the steel plate.
  • the Si concentration is 1/3 or less of the Si concentration of the component composition of the steel sheet in the region within 4.9 ⁇ m in the plate thickness direction from the surface of the steel sheet, and the Mn concentration is the component composition of the steel sheet. It may exist in a region overlapping with "a region having an Mn concentration of 1/3 or less". Further, in the soft layer, the Si concentration is 1/3 or less of the Si concentration of the component composition of the steel sheet in the region within 15.0 ⁇ m in the plate thickness direction from the surface of the steel sheet, and the Mn concentration is the component composition of the steel sheet. It may exist in a region overlapping with "a region having an Mn concentration of 1/3 or less".
  • the method for measuring the soft layer is as follows. After smoothing the sheet thickness section parallel to the rolling direction of the steel sheet (L section: cross section parallel to the rolling direction and perpendicular to the surface of the steel sheet) by wet polishing, the surface of the steel sheet is loaded with a load of 10 gf using a Vickers hardness tester. Measurements are taken at 1 ⁇ m intervals from a position of 1 ⁇ m in the plate thickness direction to a position of 100 ⁇ m in the plate thickness direction. After that, the measurement is performed at intervals of 20 ⁇ m to the center of the plate thickness. A region in which the hardness is reduced to 65% or less of the hardness at the plate thickness 1/4 position is defined as a soft layer, and the thickness of the region in the plate thickness direction is defined as the thickness of the soft layer.
  • the average particle size of the crystal grains containing oxides of Si and / or Mn is 1 ⁇ m or more and 15 ⁇ m or less.
  • the crystal grain means an oxide particle containing one or more granular oxides of Si and / or Mn in the grain.
  • the crystal grains themselves have good deformability. Therefore, better LME resistance characteristics can be obtained.
  • the average particle size of the crystal grains containing the oxide of Si and / or Mn is 15 ⁇ m or less, better delayed fracture resistance can be obtained. Therefore, it is preferable that the average particle size is 1 ⁇ m or more and 15 ⁇ m or less.
  • the type of oxide in the region within 4.9 ⁇ m in the thickness direction from the steel sheet surface is classified.
  • the average particle size of the crystal grains is an average value of the lengths of the particle sizes obtained by measuring with the section method in the direction parallel to the surface of the steel sheet in the cross section (L cross section) of the steel sheet.
  • the average particle size of crystal grains containing oxides of Si and / or Mn is 1 ⁇ m or more and 15 ⁇ m or less in the region within 15.0 ⁇ m in the plate thickness direction from the steel plate surface, and within 15.0 ⁇ m in the plate thickness direction from the steel plate surface. Even when the Si concentration and Mn concentration of the region are controlled, the crystal grains containing the oxide of Si and / or Mn in the present invention are one or more granular oxides of Si and / or Mn in the grains. It means an oxide particle containing.
  • the average particle size of the crystal grains containing oxides of Si and / or Mn is 1 ⁇ m or more, the crystal grains themselves have good deformability. Therefore, even better LME resistance characteristics can be obtained. Further, in the region within 15.0 ⁇ m in the plate thickness direction from the surface of the steel sheet, when the average particle size of the crystal grains containing the oxide of Si and / or Mn is 15 ⁇ m or less, better fatigue characteristics can be obtained. Therefore, it is preferable that the average particle size is 1 ⁇ m or more and 15 ⁇ m or less.
  • the type of oxide in the region within 15.0 ⁇ m in the thickness direction from the steel sheet surface is classified.
  • the average particle size of the crystal grains is an average value of the lengths of the particle sizes obtained by measuring with the section method in the direction parallel to the surface of the steel sheet in the cross section (L cross section) of the steel sheet.
  • the steel sheet of the present invention may have a hot-dip galvanized layer or an alloyed hot-dip galvanized layer on the surface of the steel sheet.
  • the composition of the hot-dip galvanized layer and the alloyed hot-dip galvanized layer is not particularly limited, and may be formed by any method.
  • the hot-dip galvanized layer contains, for example, Fe: 20% by mass or less, Al: 0.001% by mass or more and 1.0% by mass or less, and further, Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr.
  • the Fe content in the hot-dip galvanized layer is preferably less than 7% by mass.
  • the Fe content in the alloyed hot-dip galvanized layer is preferably 7% by mass or more, more preferably 8% by mass or more.
  • the Fe content in the alloyed hot-dip galvanized layer is preferably 15% by mass or less, and more preferably 12% by mass or less.
  • the amount of plating adhered is not particularly limited, but it is preferable that the amount of plating adhered to one side of the steel sheet is 20 to 80 g / m 2.
  • Amount of diffusible hydrogen contained in the steel sheet 0.50 mass ppm or less
  • the steel sheet of the present invention has a diffusible hydrogen content of 0. It is preferably 50 mass ppm or less.
  • the amount of diffusible hydrogen contained in the steel sheet is more preferably 0.35 mass ppm or less.
  • the lower limit of the amount of diffusible hydrogen in the steel sheet is not particularly specified, the amount of diffusible hydrogen in the steel sheet is often 0.01 mass ppm or more due to restrictions on production technology.
  • the steel sheet for measuring the amount of diffusible hydrogen may be a steel sheet having no plating layer, or a base steel sheet of a steel sheet having a hot-dip galvanizing layer or an alloyed hot-dip galvanizing layer.
  • the amount of diffusible hydrogen may be measured on the base steel sheet of the member subjected to the molding process such as punching and stretch flange forming, and the product manufactured by welding the formed steel sheet. It may be performed on the base steel plate of (member). It should be noted that the product (member) after forming or welding the steel sheet is contained in the steel when a sample is cut out from the product in a general usage environment and the amount of diffusible hydrogen in the steel is measured. If the amount of diffusible hydrogen is 0.50 mass ppm or less, it can be considered that it was 0.50 mass ppm or less even before molding or welding.
  • the method for measuring the amount of diffusible hydrogen contained in the steel sheet is as follows.
  • a test piece having a length of 30 mm and a width of 5 mm is collected.
  • a test piece having a hot-dip galvanized layer or an alloyed hot-dip galvanized layer on the surface of the steel sheet a test piece having a length of 30 mm and a width of 5 mm is collected, and the hot-dip galvanized layer or the alloyed hot-dip galvanized layer is alkaline-removed. ..
  • the amount of hydrogen released from the test piece is measured by a thermal desorption analysis method. Specifically, the steel sheet is continuously heated from room temperature to 300 ° C. at a heating rate of 200 ° C./h, cooled to room temperature, and the cumulative amount of hydrogen released from the test piece is measured from room temperature to 210 ° C. Let it be the amount of diffusible hydrogen inside.
  • the thickness of the steel plate of the present invention is not particularly limited, but is preferably 0.5 mm or more and 3.0 mm or less.
  • the temperature at which the steel slab (steel material), steel plate, etc. shown below is heated or cooled means the surface temperature of the steel slab, steel plate, etc., unless otherwise specified.
  • a steel slab having the above-mentioned composition is hot-rolled and wound at a winding temperature of 450 ° C. or higher and 750 ° C. or lower.
  • a cold rolling step in which the steel plate after the rolling step and the hot rolling step is held in a temperature range of 400 ° C. or higher for 3600 seconds or longer, pickled, and then cold rolled at a reduction ratio of 30% or higher, and cold rolling.
  • the average cooling rate from the temperature range to 550 ° C is 8 ° C / sec or more, cooling to a cooling stop temperature of 150 ° C or more and 300 ° C or less, and cooling from 740 ° C to the cooling stop temperature.
  • the second annealing step in which bending and bending back are performed with a roll having a radius of 100 mm or more and 1000 mm or less in a total of 3 times or more and 15 times or less, and the steel plate after the second annealing step (cooling stop temperature + 50 ° C.) or more and 500 ° C. or less. It has a reheating step of reheating to the temperature range of the above and holding in the temperature range for 10 seconds or more.
  • a method for manufacturing a steel sheet according to the first embodiment will be described.
  • a steel slab having the above-mentioned composition is manufactured.
  • the steel material is melted to obtain molten steel having the above-mentioned composition.
  • the melting method is not particularly limited, and any known melting method such as converter melting or electric furnace melting is suitable.
  • the obtained molten steel is solidified to produce a steel slab (slab).
  • the method for producing a steel slab from molten steel is not particularly limited, and a continuous casting method, an ingot forming method, a thin slab casting method, or the like can be used.
  • the steel slab is preferably manufactured by a continuous casting method.
  • the manufactured steel slab is hot-rolled, which consists of rough rolling and finish rolling, to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the steel slab manufactured as described above is once cooled to room temperature, then slab-heated and then rolled.
  • the slab heating temperature is preferably 1100 ° C. or higher from the viewpoint of melting carbides and reducing the rolling load. Further, in order to prevent an increase in scale loss, the slab heating temperature is preferably 1300 ° C. or lower.
  • the slab heating temperature is based on the temperature of the slab surface during heating.
  • hot rolling may be performed by applying an energy saving process.
  • an energy-saving process the manufactured steel slab is not cooled to room temperature, but is charged into a heating furnace as a hot piece and hot-rolled by direct rolling, or after the manufactured steel slab is slightly heat-retained. Examples include direct rolling, which rolls immediately.
  • the steel slab is roughly rolled under normal conditions to obtain a seat bar.
  • the sheet bar is finish-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the finish rolling temperature is for reducing the rolling load, and if the rolling reduction rate of austenite in the unrecrystallized state is high, an abnormal structure extending in the rolling direction may develop, which may reduce the workability of the annealed sheet. Therefore, it is preferable that the temperature is equal to or higher than the Ar 3 transformation point.
  • rough-rolled plates may be joined to each other during hot rolling to continuously perform finish rolling.
  • the rough-rolled plate may be wound once before the finish rolling.
  • part or all of the finish rolling may be lubricated rolling.
  • Lubrication rolling is also effective from the viewpoint of uniform steel sheet shape and uniform material. The coefficient of friction during lubrication rolling is preferably in the range of 0.10 or more and 0.25 or less.
  • Winding temperature 450 ° C or higher and 750 ° C or lower
  • the hot-rolled steel sheet is wound and recovered.
  • C diffuses into the oxidation scale generated during hot rolling. That is, decarburization in the vicinity of the surface of the steel sheet is promoted, and it becomes easy to form a soft layer having a desired thickness in the plate thickness direction from the surface of the steel sheet after annealing.
  • the Si concentration is 1/3 or less of the Si concentration of the component composition of the steel sheet
  • the Mn concentration is Mn of the component composition of the steel sheet.
  • a region having a concentration of 1/3 or less can be formed. As a result, excellent LME resistance can be obtained while ensuring good delayed fracture resistance.
  • the winding temperature exceeds 750 ° C., a soft layer having an excessive thickness in the plate thickness direction is formed from the surface of the annealed steel sheet, which may make it difficult to secure good delayed fracture resistance. There is. Therefore, the winding temperature after hot rolling is 450 ° C. or higher and 750 ° C. or lower.
  • the Si concentration is 1/3 or less of the Si concentration of the component composition of the steel sheet
  • the Mn concentration is Mn of the component composition of the steel sheet.
  • the winding temperature after hot rolling is preferably 550 ° C. or more.
  • the winding temperature after hot rolling is preferably 700 ° C. or lower.
  • the Si concentration is 1/3 or less of the Si concentration of the component composition of the steel sheet
  • the Mn concentration is the component composition of the steel sheet.
  • the winding temperature after hot rolling is preferably 600 ° C. or more.
  • the winding temperature after hot rolling is preferably 750 ° C. or lower.
  • Retention time in a temperature range of 400 ° C. or higher: 3600 seconds or longer This is an extremely important constituent requirement of the invention in the present invention.
  • the holding time in the temperature range of 400 ° C. or higher is set to 3600 seconds or longer, so that C is diffused to the oxide scale generated during hot rolling. That is, decarburization in the vicinity of the surface of the steel sheet is promoted, and it becomes easy to form a soft layer having a desired thickness in the plate thickness direction from the surface of the steel sheet after annealing.
  • the Si concentration is 1/3 or less of the Si concentration of the component composition of the steel sheet, and the Mn concentration is Mn of the component composition of the steel sheet.
  • a region having a concentration of 1/3 or less can be formed.
  • the Si concentration is 1/3 or less of the Si concentration of the component composition of the steel sheet, and the Mn concentration is Mn of the component composition of the steel sheet.
  • a region having a concentration of 1/3 or less can be formed.
  • the holding time in the temperature range of 400 ° C. or higher after winding is set to 3600 seconds or longer.
  • the holding time is preferably 10,000 seconds or more.
  • the upper limit of the holding time is not particularly limited, but the holding time is preferably 10 hours or less because the effect is saturated even if the holding time exceeds 10 hours.
  • the hot-rolled steel sheet is pickled. Since the oxide on the surface of the steel sheet can be removed by pickling, it is important for ensuring good chemical conversion processability and plating quality in the final product steel sheet.
  • the pickling may be performed only once or may be divided into a plurality of times.
  • cold rolling is performed by multi-pass rolling that requires two or more passes, such as tandem multi-stand rolling or reverse rolling.
  • Cold rolling reduction rate 30% or more By setting the cold rolling reduction rate to 30% or more, recrystallization proceeds at the time of temperature rise in the next process, and the area ratio of ferrite is set to 5% or more. Can be done. As a result, good ductility can be obtained. Therefore, the rolling reduction of cold rolling is 30% or more, preferably 35% or more.
  • the upper limit of the reduction rate of cold rolling is not particularly limited, but if the reduction rate exceeds 75%, the shape of the steel sheet may be defective and the amount of zinc plating on the final steel sheet may be non-uniform. Therefore, the rolling reduction of cold rolling is preferably 75% or less, more preferably 70% or less.
  • the number of cold rolling rolling passes and the reduction rate of the final pass and the passes other than the one immediately before the final pass are not particularly limited.
  • the cold-rolled steel sheet obtained as described above is annealed.
  • fine retained austenite can be generated, and ductility and stretch flangeability (hole widening property) can be improved.
  • Annealing temperature in the first annealing 820 ° C or higher, holding time: 20 seconds or longer
  • first annealing step the steel sheet after cold rolling is held in a temperature range of 820 ° C or higher for 20 seconds or longer. ..
  • the annealing temperature is less than 820 ° C. or the holding time in that temperature range is less than 20 seconds, the heat treatment is performed in the two-phase region of ferrite and austenite, so the area ratio of ferrite in the structure after the second annealing is high. As the martensite area ratio increases, the YS decreases.
  • the annealing temperature in the first annealing is preferably 830 ° C. or higher.
  • the annealing temperature in the first annealing is preferably 920 ° C. or lower.
  • the holding time at the annealing temperature in the first annealing is not particularly limited, but is preferably 600 seconds or less from the viewpoint of ensuring strength.
  • the steel sheet after the first annealing step (first annealing step) is cooled to room temperature and pickled, and then the next second annealing is performed.
  • the cooling method from the annealing temperature is not particularly limited, and cooling methods such as gas jet cooling, roll cooling, mist cooling, water cooling, and air cooling can be applied.
  • Annealing temperature in the second annealing 740 ° C or higher and 900 ° C or lower, holding time: 20 seconds or longer, dew point: -35 ° C or higher
  • the first annealing step first annealing step
  • the steel sheet after the one annealing step) is held in an atmosphere having a dew point of ⁇ 35 ° C. or higher for 20 seconds or longer in a temperature range of 740 ° C. or higher and 900 ° C. or lower.
  • the annealing temperature is less than 740 ° C.
  • the rate of austenite formation during heating in the two-phase region of ferrite and austenite becomes insufficient, so tempered martensite after annealing
  • the area ratio of sites and martensite and the volume ratio of retained austenite decrease, and the area ratio of ferrite increases, making it difficult to increase the TS to 1180 MPa or more.
  • the annealing temperature exceeds 900 ° C.
  • grain growth of austenite occurs during heating in the austenite single-phase region, so that the area fraction of ferrite after annealing and the volume fraction of retained austenite decrease, and El decreases. .. Therefore, the second annealing temperature is set to 740 ° C.
  • the annealing temperature in the second annealing is preferably 760 ° C. or higher.
  • the annealing temperature in the second annealing is preferably 860 ° C. or lower.
  • the holding time at the annealing temperature in the second annealing is not particularly limited, but is preferably 600 seconds or less.
  • the dew point of the atmosphere at the annealing temperature in the second annealing is set to ⁇ 35 ° C. or higher.
  • the Si concentration is 1/3 or less of the Si concentration of the component composition of the steel sheet
  • the Mn concentration is 1/3 of the Mn concentration of the component composition of the steel sheet.
  • a region having a thickness of 3 or less can be formed with a thickness of 1.0 ⁇ m or more.
  • the upper limit of the dew point at the second annealing temperature is not particularly specified, but it is preferably 15 ° C.
  • the dew point at the second annealing temperature is preferably ⁇ 20 ° C. or higher, more preferably ⁇ 10 ° C. or higher.
  • the Si concentration is 1/3 or less of the Si concentration of the component composition of the steel sheet
  • the Mn concentration is 1/3 or less of the Mn concentration of the component composition of the steel sheet.
  • a region can be formed with a thickness of 1.0 ⁇ m or more.
  • the Si concentration is 1/3 or less of the Si concentration of the component composition of the steel sheet
  • the Mn concentration is 1/3 of the Mn concentration of the component composition of the steel sheet.
  • the dew point at the second annealing temperature needs to be ⁇ 35 ° C. or higher and 20 ° C. or lower. Preferably, it is ⁇ 20 ° C. or higher.
  • the concentration T Mn satisfies L Si + L Mn ⁇ (T Si + T Mn ) / 4. As a result, it is possible to obtain excellent LME resistance characteristics while ensuring the most excellent fatigue characteristics.
  • Average cooling rate from annealing temperature to 550 ° C in the second annealing 8 ° C / sec or more
  • Conditions for the steel plate after the second annealing treatment to have an average cooling rate of 8 ° C / sec or more from the annealing temperature to 550 ° C. Then, it is cooled to a cooling stop temperature of 150 ° C. or higher and 300 ° C. or lower.
  • the average cooling rate By setting the average cooling rate to 8 ° C./sec or more, the area ratio of ferrite can be controlled within a desired range, so that YS can be set within a desired range.
  • the average cooling rate is preferably 12 ° C./sec or higher.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly specified, but if the average cooling rate exceeds 100 ° C./sec, the diffusible hydrogen that has entered the steel sheet during annealing may not be desorbed during cooling, and the steel sheet may not be desorbed.
  • the amount of diffusible hydrogen in the material increases, and it may be difficult to improve the elongation flange property (hole expanding property) and the LME resistance property.
  • the average cooling rate is preferably 100 ° C./sec or less.
  • the cooling method is not particularly limited, and cooling methods such as gas jet cooling, roll cooling, mist cooling, water cooling, and air cooling can be applied.
  • Cooling stop temperature 150 ° C. or higher and 300 ° C. or lower
  • the mixture is cooled to a cooling stop temperature of 150 ° C. or higher and 300 ° C. or lower.
  • the cooling stop temperature By cooling the cooling stop temperature to a temperature equal to or lower than the martensitic transformation start temperature, the area ratio of tempered martensite produced in the reheating step described later can be increased, and the volume ratio of retained austenite can be kept within a desired range. Further, by transforming a part of austenite into martensite at the time when cooling is stopped, the amount of diffusible hydrogen in the steel sheet can be reduced, and as a result, the amount of voids generated after punching is reduced and the elongation flangeability is improved.
  • the cooling stop temperature is set to 150 ° C. or higher and 300 ° C.
  • the cooling stop temperature is preferably 170 ° C. or higher, more preferably 180 ° C. or higher.
  • the cooling stop temperature is preferably 270 ° C. or lower, more preferably 240 ° C. or lower.
  • the average cooling rate from 550 ° C. to the cooling stop temperature in the above cooling is not particularly limited, but is usually preferably 1 ° C./sec or more and 50 ° C./sec or less.
  • Number of bending and unbending with a roll having a radius of 100 mm or more and 1000 mm or less when cooling from 740 ° C. to the above cooling stop temperature Total 3 times or more and 15 times or less Cooling from 740 ° C. to the above cooling stop temperature after the second annealing. At that time, bending and unbending are performed with a roll having a radius of 100 mm or more and 1000 mm or less in a total of 3 times or more and 15 times or less.
  • the Si concentration is 1 / of the Si concentration of the component composition of the steel sheet in the region within 4.9 ⁇ m in the plate thickness direction from the surface of the steel sheet.
  • a region having a Mn concentration of 3 or less and a Mn concentration of 1/3 or less of the Mn concentration of the component composition of the steel sheet can be formed with a thickness of 1.0 ⁇ m or more.
  • the Si concentration is the Si concentration of the component composition of the steel sheet in the region within 15.0 ⁇ m in the plate thickness direction from the surface of the steel sheet.
  • the Si concentration T Si and the Mn concentration T Mn at the four positions can satisfy L Si + L Mn ⁇ (T Si + T Mn ) / 4.
  • the Si concentration T Si and the Mn concentration T Mn at the four positions can satisfy L Si + L Mn ⁇ (T Si + T Mn ) / 4.
  • a roll having a radius of less than 100 ⁇ m when a roll having a radius of less than 100 ⁇ m is used, the bending strain introduced is too large to obtain the above effect. Therefore, a roll having a radius of 100 mm or more and 1000 mm or less was used.
  • the term "bending and unbending" as used in the present invention means that bending and unbending are not combined once, but once for bending and once for unbending.
  • Reheating temperature (cooling stop temperature + 50 ° C.) or more and 500 ° C. or less
  • the cold-rolled steel sheet is reheated to a temperature range of (cooling stop temperature + 50 ° C.) or more and 500 ° C. or less. Hold for 10 seconds or longer in the temperature range.
  • the cooling stop temperature referred to here indicates the cooling stop temperature after the second annealing.
  • Stable austenite i.e., retained austenite
  • the reheating temperature is less than (cooling stop temperature + 50 ° C.)
  • carbon distribution from martensite generated at the time of cooling stop to untransformed austenite does not proceed, so that the volume ratio of retained austenite can be kept within a desired range.
  • ductility is reduced.
  • the area ratio of the hardened martensite increases, the amount of diffusible hydrogen in the steel sheet also increases, so that the amount of voids generated after punching decreases, and the stretch flangeability (hole expandability) decreases.
  • the reheating temperature is set to (cooling stop temperature + 50 ° C.) or more and 500 ° C. or lower.
  • the reheating temperature is preferably (cooling stop temperature + 80 ° C.) or higher, and more preferably (cooling stop temperature + 100 ° C.) or higher.
  • the reheating temperature (of the second annealing) is preferably 450 ° C. or lower.
  • Retention time at reheating temperature By holding at reheating temperature for 10 seconds or more, carbon distribution from martensite generated when cooling is stopped to untransformed austenite proceeds, and the volume ratio of retained austenite is within the desired range. Can be realized. If the holding time at the reheating temperature is less than 10 seconds, the carbon distribution from martensite generated when cooling is stopped to untransformed austenite does not proceed, so that the volume fraction of retained austenite cannot be secured within the desired range. Ductility is reduced. Further, since the area ratio of martensite increases, YS decreases and the dimensional accuracy at the time of molding decreases.
  • the holding time at the reheating temperature is set to 10 seconds or more.
  • the upper limit of the holding time at the reheating temperature is not particularly limited, but is preferably 1000 seconds or less due to restrictions in production technology.
  • the holding time at the reheating temperature is preferably 13 seconds or longer. Further, it is preferably 300 seconds or less.
  • the average cooling rate after holding at the reheating temperature, the cooling stop temperature, and the cooling method are not particularly limited.
  • As the cooling method gas jet cooling, mist cooling, roll cooling, water cooling, air cooling and the like can be applied. Further, from the viewpoint of preventing oxidation of the surface of the steel sheet, it is preferable to cool it to 50 ° C. or lower after holding it at the reheating temperature, and more preferably to about room temperature.
  • the average cooling rate of the cooling is usually 1 ° C./sec or more and 50 ° C./sec or less.
  • the steel sheet obtained through the above manufacturing process may be temper-rolled. If the rolling reduction ratio exceeds 1.50%, the yield stress of the steel increases and the dimensional accuracy at the time of forming decreases. Therefore, the rolling reduction ratio is preferably 1.50% or less.
  • the lower limit of the rolling reduction in temper rolling is not particularly limited, but is preferably 0.05% or more from the viewpoint of productivity.
  • the temper rolling may be performed on a device continuous with the annealing device for performing the annealing step described above (online), or on a device discontinuous with the annealing device for performing the annealing step (offline). You may go.
  • the desired rolling reduction may be achieved by one rolling, or the rolling may be performed a plurality of times to achieve a total rolling reduction of 0.05% or more and 1.50% or less.
  • the rolling described here generally refers to temper rolling, but rolling by a leveler or the like may be used as long as an elongation rate equivalent to that of temper rolling can be imparted.
  • the steel sheet obtained through the above manufacturing process is subjected to hot-dip galvanizing or hot-dip galvanizing and then reheated to a temperature range of 450 ° C. or higher and 600 ° C. or lower. It is preferable to have a plating step of performing an alloying treatment.
  • the hot-dip galvanizing treatment may be performed on the steel sheet by using an apparatus configured to continuously perform the annealing and the hot-dip galvanizing treatment.
  • the steel sheet is immersed in a zinc plating bath at 440 ° C. or higher and 500 ° C.
  • hot-dip galvanizing it is preferable to use a zinc plating bath having an Al content of 0.10% by mass or more and 0.23% by mass or less and a composition in which the balance is Zn and unavoidable impurities.
  • alloying hot-dip galvanizing a steel sheet it is preferable to perform hot-dip galvanizing treatment on the steel sheet and then alloying zinc plating in a temperature range of 450 ° C. or higher and 600 ° C. or lower.
  • the alloying temperature is less than 450 ° C., the Zn—Fe alloying rate becomes excessively slow, and alloying may become extremely difficult.
  • the alloying temperature exceeds 600 ° C., untransformed austenite may be transformed into pearlite, and TS and ductility may decrease. Therefore, when performing the alloying treatment of zinc plating, it is preferable to perform the alloying treatment in a temperature range of 450 ° C. or higher and 600 ° C. or lower, and more preferably 470 ° C. or higher. Further, it is more preferably 550 ° C. or lower, and further preferably 530 ° C. or lower.
  • the plating adhesion amount of the hot-dip galvanized steel sheet (GI) and the alloyed hot-dip galvanized steel sheet (GA) is preferably 20 to 80 g / m 2 (double-sided plating) per side.
  • the amount of plating adhered can be adjusted by performing gas wiping or the like after zinc plating.
  • the plated steel sheet may be cooled to 50 ° C. or lower and then rolled at an elongation rate of 0.05% or more and 1.00% or less. Further, the elongation rate of rolling after cooling to 50 ° C. or lower is more preferably 0.10% or more. Further, it is more preferably 0.70% or less.
  • Rolling after cooling to 50 ° C. or lower may be performed on a device (online) continuous with the above-mentioned plating device for performing the zinc plating process, or discontinuous with the plating device for performing the zinc plating process. It may be performed on a device (offline). Further, the desired elongation rate may be achieved by one rolling, or a plurality of rolling times may be performed to achieve a total elongation rate of 0.05% or more and 1.00% or less.
  • the rolling described here generally refers to temper rolling, but as long as an elongation rate equivalent to that of temper rolling can be imparted, rolling by a method such as processing by a leveler may be used.
  • the method for producing a steel sheet of the present invention preferably has a dehydrogenation treatment step of holding the steel sheet in a temperature range of 50 ° C. or higher and 300 ° C. or lower for 0.5 hours or more and 72.0 hours or less after the reheating step.
  • a dehydrogenation treatment step after the plating step.
  • the dehydrogenation treatment step it is preferable to hold the steel sheet after the plating step for 0.5 hours or more and 72.0 hours or less in a temperature range of 50 ° C. or higher and 300 ° C. or lower. Further, in the dehydrogenation treatment step, it is more preferable to keep the steel sheet after the plating step in a temperature range of 70 ° C.
  • the holding time is more preferably 1 hour or more. Further, the holding time is more preferably 36.0 hours or less.
  • the second embodiment of the method for producing a steel plate of the present invention includes a hot rolling step of hot rolling a steel slab having the above-mentioned composition and winding it at a winding temperature of 450 ° C. or higher and 750 ° C. or lower, and heat.
  • the cold rolling process in which the steel sheet after the inter-rolling process is held in a temperature range of 400 ° C. or higher for 3600 seconds or longer, pickled, and then cold-rolled at a rolling reduction of 30% or higher, and the steel sheet after the cold rolling step are subjected to.
  • the average cooling rate from the temperature range to 550 ° C. is 8 ° C./sec or more
  • cooling is performed to a cooling stop temperature of 350 ° C. or higher and 500 ° C. or lower, and a radius of 100 mm is obtained when cooling from 740 ° C. to the cooling stop temperature.
  • the second annealing step in which bending and bending back are performed with a roll of 1000 mm or less in a total of 3 times or more and 15 times or less, and the steel plate after the second annealing step are subjected to hot-dip zinc plating or hot-dip zinc plating.
  • a plating step of reheating to a temperature range of 450 ° C. or higher and 600 ° C. or lower to perform an alloying treatment and after cooling the steel plate after the plating step to a cooling stop temperature of 50 ° C. or higher and 350 ° C. or lower, the cooling stop temperature is exceeded. It also has a reheating step of reheating to a temperature of 300 ° C. or higher and 500 ° C.
  • Cooling stop temperature after the second annealing 350 ° C. or higher and 500 ° C. or lower
  • the steel plate after the first annealing step is exposed at 740 ° C. or higher in an atmosphere having a dew point of ⁇ 35 ° C. or higher.
  • the average cooling rate from the temperature range to 550 ° C. is 8 ° C./sec or more, cooling to a cooling stop temperature of 350 ° C. or higher and 500 ° C. or lower, and from 740 ° C.
  • the cooling is performed to a cooling stop temperature of 350 ° C. or higher and 500 ° C. or lower.
  • the cooling stop temperature is set to 350 ° C. or higher from the viewpoint of suppressing the transformation of the structure before the plating step. Further, from the viewpoint of suppressing the formation of pearlite, the cooling stop temperature is set to 500 ° C. or lower.
  • Cooling stop temperature when cooling the steel plate after the plating step 50 ° C or higher and 350 ° C or lower
  • the plating step is performed after the second annealing step, and the steel plate after the plating step is 50 ° C or higher and 350 ° C or lower.
  • After cooling to the cooling stop temperature it has a reheating step of reheating to a temperature above the cooling stop temperature and 300 ° C. or higher and 500 ° C. or lower and holding for 10 seconds or longer.
  • the reheating step as described above, after the plating step, the steel sheet is cooled to a cooling stop temperature of 50 ° C. or higher and 350 ° C. or lower.
  • the cooling stop temperature By setting the cooling stop temperature to be equal to or lower than the martensitic transformation start temperature, the area ratio of tempered martensite generated in the holding step after reheating, which will be described later, can be increased and the volume ratio of retained austenite can be kept within a desired range. can. Further, by transforming a part of austenite into martensite at the time when cooling is stopped, the amount of diffusible hydrogen in the steel sheet can be reduced, and as a result, the amount of voids generated after punching is reduced and the elongation flangeability is improved. be able to.
  • the cooling stop temperature is set to 50 ° C. or higher and 350 ° C. or lower.
  • the cooling stop temperature is preferably 100 ° C. or higher, more preferably 170 ° C. or higher.
  • the cooling stop temperature is preferably 300 ° C. or lower, more preferably 270 ° C. or lower.
  • Reheating temperature Cooling stop temperature or more and 300 ° C or more and 500 ° C or less
  • Reheating time 10 seconds or more
  • the cooling stop temperature means the cooling stop temperature when the steel sheet is cooled before reheating. If the holding time at the reheating temperature is less than 10 seconds, the carbon distribution from martensite generated when cooling is stopped to untransformed austenite does not proceed, so that the volume fraction of retained austenite cannot be secured within the desired range.
  • the holding time at the second reheating temperature is set to 10 seconds or more.
  • the upper limit of the holding time at the second reheating temperature is not particularly limited, but is preferably 1000 seconds or less due to restrictions in production technology.
  • the holding time at the second reheating temperature is preferably 13 seconds or more and 300 seconds or less.
  • the average cooling rate, cooling stop temperature, and cooling method after holding at the reheating temperature are not particularly limited.
  • As the cooling method gas jet cooling, mist cooling, roll cooling, water cooling, air cooling and the like can be applied. Further, from the viewpoint of preventing oxidation of the surface of the steel sheet, it is preferable to cool it to 50 ° C. or lower after holding it at the first reheating temperature, and more preferably to about room temperature.
  • the average cooling rate of the cooling is usually 1 ° C./sec or more and 50 ° C./sec or less.
  • the holding temperature does not have to be constant as long as it is within the above temperature range, and it is specified even when the cooling rate changes during cooling. As long as it is within the range, the gist of the present invention is not impaired. Further, the steel sheet may be heat-treated by any equipment as long as the heat history is satisfied.
  • the member of the present invention is formed by subjecting the steel sheet of the present invention to at least one of molding and welding. Further, the method for manufacturing a member of the present invention includes a step of performing at least one of molding and welding on the steel sheet manufactured by the method for manufacturing a steel sheet of the present invention.
  • the steel sheet of the present invention has a tensile strength (TS) of 1180 MPa or more, a high yield stress (YS), and excellent ductility, stretch flangeability (hole widening property), delayed fracture resistance, and LME resistance. doing. Therefore, the member obtained by using the steel plate of the present invention can be suitably used for, for example, a skeleton member represented by a center pillar.
  • general processing methods such as press processing can be used without limitation.
  • welding general welding such as spot welding and arc welding can be used without limitation.
  • a steel material having the composition shown in Table 1 and the balance consisting of Fe and unavoidable impurities was melted in a converter and made into a steel slab by a continuous casting method.
  • the obtained steel slab was heated to 1250 ° C. and roughly rolled.
  • the finish rolling was performed at a finish rolling temperature of 900 ° C., and the steel sheets were wound at various winding temperatures shown in Table 2 to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • a cold-rolled steel sheet (CR) was obtained through a cold rolling step, a first annealing step, and a second annealing step.
  • the plating step was performed under the conditions shown in Table 2.
  • a reheating step was performed under the conditions shown in Table 2 to obtain a steel sheet.
  • the cooling stop temperature after annealing in the second annealing step is within the range of 150 ° C. or higher and 300 ° C. or lower as shown in Table 2. Further, in the invention example of the second embodiment, the cooling stop temperature after annealing in the second annealing step is within the range of 350 ° C. or higher and 500 ° C. or lower.
  • the cold-rolled steel sheet was plated to obtain a hot-dip galvanized steel sheet (GI) or an alloyed hot-dip galvanized steel sheet (GA).
  • GI hot-dip galvanized steel sheet
  • GA alloyed hot-dip galvanized steel sheet
  • the bath temperature was 470 ° C. regardless of whether GI or GA was produced.
  • Coating weight when manufacturing a GI is a 45 ⁇ 72g / m 2 (two-sided plating) degree per side, when manufacturing a GA was per one surface 45 g / m 2 (two-sided plating) degree.
  • the alloying treatment for producing GA was carried out at the temperatures shown in Table 2.
  • the composition of the GI plating layer contained Fe: 0.1 to 1.0% by mass and Al: 0.2 to 1.0% by mass, and the balance consisted of Zn and unavoidable impurities.
  • the composition of the plating layer of GA contained Fe: 7 to 15% by mass and Al: 0.1 to 1.0% by mass, and the balance consisted of Zn and unavoidable impurities.
  • tensile properties Using the steel sheet obtained as described above and each plated steel sheet as test steels, tensile properties, stretch flangeability (drilling properties), LME resistance properties, and delayed fracture resistance were evaluated according to the following test methods.
  • the ferrite area ratio, tempered martensite area ratio, vanitic ferrite area ratio, and retained austenite volume ratio of each steel sheet were measured by the following methods.
  • the Si concentration and the Mn concentration were measured by the following methods in a region within 4.9 ⁇ m in the plate thickness direction from the surface of the steel plate and at a position of 1/4 of the plate thickness of the steel plate, respectively.
  • the thickness of the soft layer existing in the plate thickness direction from the steel sheet surface the average particle size of the crystal grains containing Si and / or Mn oxides in the region within 4.9 ⁇ m in the plate thickness direction from the steel sheet surface, contained in the steel sheet.
  • the amount of diffusible hydrogen produced was also measured by the method described above. The results are shown in Table 3.
  • the method for measuring the area ratio of ferrite, bainitic ferrite, and tempered martensite is as follows.
  • the area ratio was measured at a position of 1/4 of the plate thickness.
  • the observation surface is mirror-polished with diamond paste, and then finish-polished with colloidal silica. Etched with% nital to reveal the texture.
  • the acceleration voltage was 15 kV, three fields were observed in a field range of 17 ⁇ m ⁇ 23 ⁇ m at a magnification of 5000 times using a SEM (Scanning Electron Microscope).
  • the obtained microstructure image was divided by the area of each constituent structure (ferrite, vanitic ferrite, tempered martensite) by the measured area to calculate the area ratio for three visual fields, and they were calculated.
  • the area ratio of each tissue was calculated.
  • the method for measuring the volume fraction of retained austenite is as follows.
  • the steel sheet was mechanically ground to 1/4 of the sheet thickness in the plate thickness direction (depth direction), and then chemically polished with oxalic acid to prepare an observation surface.
  • the observation surface was observed by an X-ray diffraction method.
  • a K ⁇ source of Mo As the incident X-ray, a K ⁇ source of Mo is used, and (200), (220), (311) of fcc iron (austenite) with respect to the diffraction intensity of each surface of bcc iron (200), (211), (220).
  • the ratio of the diffraction intensity of each surface was obtained, and this was taken as the volume ratio of retained austenite.
  • the structure of other steel sheets (remaining structure) may be confirmed and determined by, for example, SEM observation.
  • the Si concentration T Si and the Mn concentration T Mn at the position where the plate thickness of the steel plate is 1/4 are determined by using a field emission electron probe microanalyzer (FE-EPMA: Field Emission-Electron Probe Micro Analyzer). Point analysis with an electron beam diameter of 1 ⁇ m was arbitrarily performed at 4 positions, and the value was calculated by averaging the points. Further, the Si concentration in the region within 4.9 ⁇ m in the plate thickness direction from the steel plate surface is linearly analyzed from the steel plate surface in the plate thickness direction with an electron beam diameter of 0.1 ⁇ m using a field emission electron probe microanalyzer. A concentration distribution of Si concentration from 0 to 4.9 ⁇ m in the thickness direction from the surface of the steel sheet was obtained.
  • FE-EPMA Field Emission-Electron Probe Micro Analyzer
  • the minimum Si concentration of the density distribution, and the above concentration L Si is also line-analyzed in the plate thickness direction from the steel plate surface with an electron beam diameter of 0.1 ⁇ m using a field emission electron probe microanalyzer. A concentration distribution of Mn concentration from 0 to 4.9 ⁇ m in the thickness direction from the surface of the steel sheet was obtained.
  • the minimum Mn concentration in the concentration distribution is defined as the above-mentioned concentration L Mn .
  • the units of Si concentration, Mn concentration, L Si , T Si , L Mn, and T Mn referred to here are mass%.
  • the measurement of the Si concentration and the Mn concentration by the field emission electron probe microanalyzer in the present invention is carried out by selecting 10 points where no particles are present at the measurement positions, and the average value thereof is set to Si. The concentration and Mn concentration were used.
  • the cross section (L cross section) of the steel sheet by performing SEM observation and energy dispersive X-ray analysis (EDX) on the cross section (L cross section) of the steel sheet, it is possible to identify the type of oxide in the region within 4.9 ⁇ m in the plate thickness direction from the steel sheet surface. , Si and / or Mn oxide-containing crystal grains were measured.
  • the average particle size of the crystal grains is an average value of the lengths of the particle sizes obtained by measuring with the section method in the direction parallel to the surface of the steel sheet in the cross section (L cross section) of the steel sheet.
  • the method for measuring the soft layer is as follows. After smoothing the sheet thickness section parallel to the rolling direction of the steel sheet (L section: cross section parallel to the rolling direction and perpendicular to the surface of the steel sheet) by wet polishing, the surface of the steel sheet is loaded with a load of 10 gf using a Vickers hardness tester. Measurements were taken at 1 ⁇ m intervals from a position of 1 ⁇ m in the plate thickness direction to a position of 100 ⁇ m in the plate thickness direction. After that, the measurement was performed at intervals of 20 ⁇ m up to the center of the plate thickness. A region in which the hardness is reduced to 65% or less of the hardness at the plate thickness 1/4 position is defined as a soft layer, and the thickness of the region in the plate thickness direction is defined as the thickness of the soft layer.
  • the method for measuring the amount of diffusible hydrogen contained in the steel sheet is as follows. In the case of a cold-rolled steel sheet, a test piece having a length of 30 mm and a width of 5 mm was collected. In the case of a steel sheet having a hot-dip galvanized layer or an alloyed hot-dip galvanized layer on the surface of the steel sheet, a test piece having a length of 30 mm and a width of 5 mm was collected, and the hot-dip galvanized layer or the alloyed hot-dip galvanized layer was alkaline-removed. .. Then, the amount of hydrogen released from the test piece was measured by a thermal desorption analysis method. Specifically, the steel sheet is continuously heated from room temperature to 300 ° C. at a heating rate of 200 ° C./h, cooled to room temperature, and the cumulative amount of hydrogen released from the test piece is measured from room temperature to 210 ° C. Let it be the amount of diffusible hydrogen inside.
  • ⁇ Tensile characteristics> The tensile test was performed in accordance with JIS Z 2241. From the obtained steel sheet, JIS No. 5 test pieces were collected so that the longitudinal direction was perpendicular to the rolling direction of the steel sheet. Using the test piece, a tensile test was performed under the condition that the crosshead speed was 10 mm / min, and YS, TS and total elongation (El) were measured. In the present invention, the case where TS is 1180 MPa or more and YS and El satisfy the following is judged to be acceptable.
  • the drilling test was performed in accordance with JIS Z 2256. From the obtained steel sheet, a sample of 100 mm ⁇ 100 mm was collected by shearing. A hole having a diameter of 10 mm was punched in the sample with a clearance of 12.5%. Using a die with an inner diameter of 75 mm, a conical punch with an apex angle of 60 ° was pushed into the hole with a wrinkle pressing force of 9 ton (88.26 kN) around the hole, and the hole diameter at the crack generation limit was measured.
  • the limit hole expansion rate ⁇ (%) was obtained, and the hole expansion property was evaluated from the value of this limit hole expansion rate.
  • ⁇ (%) ⁇ (D f ⁇ D 0 ) / D 0 ⁇ ⁇ 100
  • D f is the hole diameter (mm) at the time of crack occurrence
  • D 0 is the initial hole diameter (mm).
  • ⁇ LME resistance> The LME resistance characteristics were judged by a resistance welding crack test.
  • One test piece cut into 30 mm ⁇ 100 mm in the direction perpendicular to the rolling direction of the obtained steel sheet and the other piece are 980 MPa class hot-dip galvanized steel sheets, and resistance welding (spot welding) is performed on them. By carrying out, a member was produced.
  • a resistance spot is used with the plate assembly tilted by 5 ° using a servomotor pressure type single-phase alternating current (50 Hz) resistance welder attached to the welding gun. Welding was carried out.
  • the welding conditions were a pressing force of 3.8 kN and a holding time of 0.2 seconds.
  • the welding current was 5.7 to 6.2 kA, the energization time was 21 cycles, and the hold time was 5 cycles.
  • the test piece is cut in half and the cross section is observed with an optical microscope. If no crack of 0.02 mm or more is found, the LME crackability is extremely good ( ⁇ ), and although cracks occur, cracks are 0. Those having a crack of 02 mm or more and less than 0.1 mm were regarded as having good LME cracking property ( ⁇ ), and those having cracks of 0.1 mm or more were regarded as having poor LME cracking property (x).
  • the delayed fracture resistance was judged by a hydrochloric acid immersion test using a stressed V-bent sample.
  • a test piece having a thickness of 1.4 mm, a width of 30 mm, and a length of 110 mm was collected by shearing, and a hole of ⁇ 15 mm was drilled in the test piece at a position centered at the center of the width and 17.5 mm from the longitudinal end.
  • the shearing conditions were that the plate was pressed, the shear rake angle was 0.5 °, the shear clearance was 15%, and the shear blade used 1000 shots or more.
  • the amount of tightening of the bolt passed through the ⁇ 15 mm hole was adjusted as described above.
  • the obtained stress-loaded V-bending sample was immersed in hydrochloric acid to determine the presence or absence of cracks.
  • the immersion conditions were such that the immersion solution was constantly controlled with hydrochloric acid having a pH of 3, the liquid temperature was 25 ° C., and the immersion time was 96 hours.
  • the steel sheet of the present invention has a TS of 1180 MPa or more, a high yield stress (YS), excellent ductility, stretch flangeability (hole widening property), delayed fracture resistance, and LME resistance. Has characteristics.
  • at least one of the steel sheets of the comparative example is inferior to the example of the present invention.
  • Example 2 Production condition No. in Table 2 of Example 1.
  • a galvanized steel sheet subjected to a galvanized treatment was press-molded with respect to 1 (example of the present invention) to manufacture a member of the example of the present invention. Further, the production condition No. of Table 2 of Example 1 is set.
  • a galvanized steel sheet obtained by subjecting 1 (Example of the present invention) to a galvanized steel sheet, and the production condition No. 1 in Table 2 of Example 1. 3 (Example of the present invention) was joined to a galvanized steel sheet that had been galvanized by spot welding to manufacture a member of the example of the present invention.
  • the members of the examples of the present invention are excellent in the above-mentioned LME cracking resistance with an evaluation of " ⁇ " and with a delayed fracture resistance cracking property of the evaluation " ⁇ ". Further, the member of the above-mentioned example of the present invention has a tensile strength (TS) of 1180 MPa or more, a high yield stress (YS), and excellent ductility and stretch flangeability (hole expandability). Therefore, it can be seen that these members are suitably used for automobile parts and the like.
  • TS tensile strength
  • YS high yield stress
  • hole expandability hole expandability
  • the manufacturing condition No. in Table 2 of Example 1 The steel plate obtained from No. 4 (Example of the present invention) was press-formed to manufacture the member of the example of the present invention. Further, the production condition No. of Table 2 of Example 1 is set. The steel sheet obtained from No. 4 (Example of the present invention) and the production condition No. 1 in Table 2 of Example 1. The steel plate obtained from 29 (Example of the present invention) was joined by spot welding to manufacture the member of the example of the present invention.
  • the members of the examples of the present invention have an excellent LME cracking resistance of " ⁇ " and a delayed fracture resistance cracking property of " ⁇ ".
  • the member of the above-mentioned example of the present invention has a tensile strength (TS) of 1180 MPa or more, a high yield stress (YS), and excellent ductility and stretch flangeability (hole expandability). Therefore, it can be seen that these members are suitably used for automobile parts and the like.
  • TS tensile strength
  • YS high yield stress
  • hole expandability hole expandability
  • Example 3 A continuous casting method in which a steel material having the composition of G steel, U steel, W steel, AT steel, AU steel or AX steel in Table 1 and the balance of which consists of Fe and unavoidable impurities is melted in a converter. It was made into a steel slab. The obtained steel slab was heated to 1250 ° C. and roughly rolled. Next, finish rolling was performed at a finish rolling temperature of 900 ° C., and the steel sheets were wound at various winding temperatures shown in Table 4 to obtain a hot-rolled steel sheet. Then, under the conditions shown in Table 4, a cold-rolled steel sheet (CR) was obtained through a cold rolling step, a first annealing step, and a second annealing step.
  • CR cold-rolled steel sheet
  • the plating step was performed under the conditions shown in Table 4.
  • a reheating step was carried out under the conditions shown in Table 4 to obtain a steel sheet.
  • the cooling stop temperature after annealing in the second annealing step is within the range of 150 ° C. or higher and 300 ° C. or lower as shown in Table 2. Further, in the invention example of the second embodiment, the cooling stop temperature after annealing in the second annealing step is within the range of 350 ° C. or higher and 500 ° C. or lower.
  • the cold-rolled steel sheet was plated to obtain an alloyed hot-dip galvanized steel sheet (GA).
  • a hot-dip galvanizing bath a zinc bath containing 0.14% by mass of Al and the balance being Zn and unavoidable impurities was used.
  • the bath temperature was 470 ° C.
  • the amount of plating adhered was about 45 g / m 2 (double-sided plating) per side.
  • the alloying treatment was carried out at the temperatures shown in Table 2.
  • the composition of the plating layer of GA contained Fe: 7 to 15% by mass and Al: 0.1 to 1.0% by mass, and the balance consisted of Zn and unavoidable impurities.
  • tensile properties Using the steel sheet obtained as described above and each plated steel sheet as test steels, tensile properties, stretch flangeability (drilling properties), LME resistance properties, and delayed fracture resistance were evaluated according to the following test methods.
  • the ferrite area ratio, tempered martensite area ratio, vanitic ferrite area ratio, and retained austenite volume ratio of each steel sheet were measured by the following methods.
  • the Si concentration and the Mn concentration were measured by the following methods in a region within 15.0 ⁇ m in the plate thickness direction from the surface of the steel plate and at a position of 1/4 of the plate thickness of the steel plate, respectively.
  • the thickness of the soft layer existing in the plate thickness direction from the steel plate surface the average particle size of the crystal grains containing Si and / or Mn oxides in the region within 15.0 ⁇ m in the plate thickness direction from the steel plate surface, contained in the steel plate.
  • the amount of diffusible hydrogen produced was also measured by the method described above. The results are shown in Table 5.
  • the method for measuring the area ratio of ferrite, bainitic ferrite, and tempered martensite is as follows.
  • the area ratio was measured at a position of 1/4 of the plate thickness.
  • the observation surface is mirror-polished with diamond paste, and then finish-polished with colloidal silica. Etched with% nital to reveal the texture.
  • the acceleration voltage was 15 kV, three fields were observed in a field range of 17 ⁇ m ⁇ 23 ⁇ m at a magnification of 5000 times using a SEM (Scanning Electron Microscope).
  • the obtained microstructure image was divided by the area of each constituent structure (ferrite, vanitic ferrite, tempered martensite) by the measured area to calculate the area ratio for three visual fields, and they were calculated.
  • the area ratio of each tissue was calculated.
  • the method for measuring the volume fraction of retained austenite is as follows.
  • the steel sheet was mechanically ground to 1/4 of the sheet thickness in the plate thickness direction (depth direction), and then chemically polished with oxalic acid to prepare an observation surface.
  • the observation surface was observed by an X-ray diffraction method.
  • a K ⁇ source of Mo is used, and (200), (220), (311) of fcc iron (austenite) with respect to the diffraction intensity of each surface of bcc iron (200), (211), (220).
  • the ratio of the diffraction intensity of each surface was obtained, and this was taken as the volume ratio of retained austenite.
  • the structure of other steel sheets (remaining structure) was confirmed and judged by SEM observation.
  • the Si concentration T Si and the Mn concentration T Mn at the position where the plate thickness of the steel plate is 1/4 are determined by using a field emission electron probe microanalyzer (FE-EPMA: Field Emission-Electron Probe Micro Analyzer). Point analysis with an electron beam diameter of 1 ⁇ m was arbitrarily performed at 4 positions, and the value was calculated by averaging the points. Further, the Si concentration in the region within 15.0 ⁇ m in the plate thickness direction from the steel plate surface is linearly analyzed from the steel plate surface in the plate thickness direction with an electron beam diameter of 0.1 ⁇ m using a field emission electron probe microanalyzer. A concentration distribution of Si concentration from 0 to 15.0 ⁇ m in the thickness direction from the surface of the steel sheet was obtained.
  • FE-EPMA Field Emission-Electron Probe Micro Analyzer
  • the minimum Si concentration of the density distribution, and the above concentration L Si is also line-analyzed in the plate thickness direction from the steel plate surface with an electron beam diameter of 0.1 ⁇ m using a field emission electron probe microanalyzer. A concentration distribution of Mn concentration from 0 to 15.0 ⁇ m in the thickness direction from the surface of the steel sheet was obtained.
  • the minimum Mn concentration in the concentration distribution is defined as the above-mentioned concentration L Mn .
  • the units of Si concentration, Mn concentration, L Si , T Si , L Mn, and T Mn referred to here are mass%.
  • the measurement of the Si concentration and the Mn concentration by the field emission electron probe microanalyzer in the present invention is carried out by selecting 10 points where no particles are present at the measurement positions, and the average value thereof is set to Si. The concentration and Mn concentration were used.
  • the cross section (L cross section) of the steel sheet by performing SEM observation and energy dispersive X-ray analysis (EDX) on the cross section (L cross section) of the steel sheet, it is possible to identify the type of oxide in the region within 15.0 ⁇ m in the plate thickness direction from the steel sheet surface. , Si and / or Mn oxide-containing crystal grains were measured.
  • the average particle size of the crystal grains is an average value of the lengths of the particle sizes obtained by measuring with the section method in the direction parallel to the surface of the steel sheet in the cross section (L cross section) of the steel sheet.
  • the method for measuring the soft layer is as follows. After smoothing the sheet thickness section parallel to the rolling direction of the steel sheet (L section: cross section parallel to the rolling direction and perpendicular to the surface of the steel sheet) by wet polishing, the surface of the steel sheet is loaded with a load of 10 gf using a Vickers hardness tester. Measurements were taken at 1 ⁇ m intervals from a position of 1 ⁇ m in the plate thickness direction to a position of 100 ⁇ m in the plate thickness direction. After that, the measurement was performed at intervals of 20 ⁇ m up to the center of the plate thickness. A region in which the hardness is reduced to 65% or less of the hardness at the plate thickness 1/4 position is defined as a soft layer, and the thickness of the region in the plate thickness direction is defined as the thickness of the soft layer.
  • the method for measuring the amount of diffusible hydrogen contained in the steel sheet is as follows. In the case of a cold-rolled steel sheet, a test piece having a length of 30 mm and a width of 5 mm was collected. In the case of a steel sheet having a hot-dip galvanized layer or an alloyed hot-dip galvanized layer on the surface of the steel sheet, a test piece having a length of 30 mm and a width of 5 mm was collected, and the hot-dip galvanized layer or the alloyed hot-dip galvanized layer was alkaline-removed. .. Then, the amount of hydrogen released from the test piece was measured by a thermal desorption analysis method. Specifically, the steel sheet is continuously heated from room temperature to 300 ° C. at a heating rate of 200 ° C./h, cooled to room temperature, and the cumulative amount of hydrogen released from the test piece is measured from room temperature to 210 ° C. Let it be the amount of diffusible hydrogen inside.
  • ⁇ Tensile characteristics> The tensile test was performed in accordance with JIS Z 2241. From the obtained steel sheet, JIS No. 5 test pieces were collected so that the longitudinal direction was perpendicular to the rolling direction of the steel sheet. Using the test piece, a tensile test was performed under the condition that the crosshead speed was 10 mm / min, and YS, TS and total elongation (El) were measured. In the present invention, the case where TS is 1180 MPa or more and YS and El satisfy the following is judged to be acceptable.
  • the drilling test was performed in accordance with JIS Z 2256. From the obtained steel sheet, a sample of 100 mm ⁇ 100 mm was collected by shearing. A hole having a diameter of 10 mm was punched in the sample with a clearance of 12.5%. Using a die with an inner diameter of 75 mm, a conical punch with an apex angle of 60 ° was pushed into the hole with a wrinkle pressing force of 9 ton (88.26 kN) around the hole, and the hole diameter at the crack generation limit was measured.
  • the limit hole expansion rate ⁇ (%) was obtained, and the hole expansion property was evaluated from the value of this limit hole expansion rate.
  • ⁇ (%) ⁇ (D f ⁇ D 0 ) / D 0 ⁇ ⁇ 100
  • D f is the hole diameter (mm) at the time of crack occurrence
  • D 0 is the initial hole diameter (mm).
  • ⁇ LME resistance> The LME resistance characteristics were judged by a resistance welding crack test.
  • One test piece cut into 30 mm ⁇ 100 mm in the direction perpendicular to the rolling direction of the obtained steel sheet and the other piece are 980 MPa class hot-dip galvanized steel sheets, and resistance welding (spot welding) is performed on them. By carrying out, a member was produced.
  • a resistance spot is used with the plate assembly tilted by 5 ° using a servomotor pressure type single-phase alternating current (50 Hz) resistance welder attached to the welding gun. Welding was carried out.
  • the welding conditions were a pressing force of 3.8 kN and a holding time of 0.2 seconds.
  • the welding current was 5.7 to 6.2 kA, the energization time was 21 cycles, and the hold time was 5 cycles.
  • the test piece is cut in half and the cross section is observed with an optical microscope. If no crack of 0.02 mm or more is found, the LME crackability is extremely good ( ⁇ ), and although cracks occur, cracks are 0. Those having a crack of 02 mm or more and less than 0.1 mm were regarded as having good LME cracking property ( ⁇ ), and those having cracks of 0.1 mm or more were regarded as having poor LME cracking property (x).
  • the delayed fracture resistance was judged by a hydrochloric acid immersion test using a stressed V-bent sample.
  • a test piece having a thickness of 1.4 mm, a width of 30 mm, and a length of 110 mm was collected by shearing, and a hole of ⁇ 15 mm was drilled in the test piece at a position centered at the center of the width and 17.5 mm from the longitudinal end.
  • the shearing conditions were that the plate was pressed, the shear rake angle was 0.5 °, the shear clearance was 15%, and the shear blade used 1000 shots or more.
  • the amount of tightening of the bolt passed through the ⁇ 15 mm hole was adjusted as described above.
  • the obtained stress-loaded V-bending sample was immersed in hydrochloric acid to determine the presence or absence of cracks.
  • the immersion conditions were such that the immersion solution was constantly controlled with hydrochloric acid having a pH of 3, the liquid temperature was 25 ° C., and the immersion time was 96 hours.
  • the steel sheet of the present invention has a TS of 1180 MPa or more, a high yield stress (YS), and excellent ductility, stretch flangeability (hole expandability), fatigue characteristics, and LME resistance. Have.
  • at least one of the steel sheets of the comparative example is inferior to the example of the present invention.
  • Example 4 Production condition No. in Table 4 of Example 3.
  • a galvanized steel sheet subjected to a galvanized treatment was press-molded with respect to 77 (example of the present invention) to manufacture a member of the example of the present invention. Further, the production condition No. of Table 2 of Example 1 is set.
  • a member of the present invention was manufactured by joining a galvanized steel sheet obtained by subjecting 80 (example of the present invention) to a galvanized steel sheet by spot welding.
  • the members of the examples of the present invention are excellent in the above-mentioned LME cracking resistance with an evaluation of " ⁇ " and with a delayed fracture resistance cracking property of the evaluation " ⁇ ". Further, the member of the above-mentioned example of the present invention has a tensile strength (TS) of 1180 MPa or more, a high yield stress (YS), and excellent ductility and stretch flangeability (hole expandability). Therefore, it can be seen that these members are suitably used for automobile parts and the like.
  • TS tensile strength
  • YS high yield stress
  • hole expandability hole expandability

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Abstract

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

Description

鋼板、部材及びそれらの製造方法
　本発明は、鋼板、部材及びそれらの製造方法に関する。より詳細には、引張強さ（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上であり、降伏応力（ＹＳ）が高く、優れた延性、伸びフランジ性（穴広げ性）、耐遅れ破壊特性、及び耐ＬＭＥ特性を有する鋼板、部材及びそれらの製造方法に関する。本発明の鋼板は、自動車分野で使用される骨格部材に好適である。
　近年、地球環境の保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。このため、車体材料の高強度化によって車体材料の薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発となってきている。自動車の衝突安全性向上に対する社会的要求もより一層高くなっているが、センターピラーに代表される骨格部材は、引張強さ（以下、単にＴＳともいう。）が９８０ＭＰａ級の鋼板の適用に留まっている。これは、高強度化に伴い、延性や伸びフランジ性（穴広げ性）などの成形性が低下するためである。また、降伏応力（以下、単にＹＳともいう。）の向上も望まれているが、上述のとおり成形性の低下が懸念されるため、ＹＳの向上も困難である。
　さらに最近になって、自動車の車体や部品を組立てる際に、高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板にスポット溶接を施したり、高強度冷延鋼板と亜鉛めっき鋼板とをスポット溶接したりすると、溶接部で溶融金属脆化割れ（ＬＭＥＣ：Ｌｉｑｕｉｄ　Ｍｅｔａｌ　Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ　Ｃｒａｃｋｉｎｇ、以下ＬＭＥ割れともいう。）が発生することが確認されている。ＬＭＥ割れは、スポット溶接時に亜鉛めっき層の亜鉛が溶融し、溶接部の鋼組織の結晶粒界に溶融亜鉛が侵入し、溶接電極を開放するときに生じる応力が作用することで発生する割れである。亜鉛めっきを施していない高強度冷延鋼板であっても、亜鉛めっき鋼板とスポット溶接するときに、亜鉛めっき鋼板で溶融した亜鉛が高強度冷延鋼板に接することによりＬＭＥ割れが発生することがある。ＴＳが１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板ではＣ、Ｓｉ、Ｍｎ含有量が高いため、ＬＭＥ割れの発生リスクが懸念されている。
　従来、自動車部品への適用を目的として様々な高強度鋼板が開発されている。例えば、特許文献１においては、体積分率で、４０％以上のフェライトを含有し、５％以上の焼き戻しマルテンサイトを含有し、フェライトの硬度（ＤＨＴＦ）とマルテンサイトの硬度（ＤＨＴＭ）の比（ＤＨＴＭ／ＤＨＴＦ）が１．５～３．０であり、残部組織がフェライト及びベイナイト組織よりなる、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上で穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板とその製造方法が開示されている。
　特許文献２においては、鋼板の表面からの深さが鋼板の厚さの１／４の位置において、体積分率で、焼戻しマルテンサイト：３．０％以上、フェライト：４．０％以上、かつ残留オーステナイト：５．０％以上、で表される組織を有し、母材中の焼戻しマルテンサイトの平均硬さは５ＧＰａ～１０ＧＰａであり、母材中の焼戻しマルテンサイト及び残留オーステナイトの一部又は全部はＭ－Ａ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ　ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ、別名：島状マルテンサイト）を形成しており、脱炭フェライト層中のフェライトの体積分率は、鋼板の表面からの深さが鋼板の厚さの１／４の位置における母材のフェライトの体積分率の１２０％以上であり、脱炭フェライト層中のフェライトの平均粒径は２０μｍ以下であり、脱炭フェライト層の厚さは５μｍ～２００μｍであり、脱炭フェライト層中の焼戻しマルテンサイトの体積分率は１．０体積％以上であり、脱炭フェライト層中の焼戻しマルテンサイトの個数密度は０．０１個／μｍ２以上であり、脱炭フェライト層中の焼戻しマルテンサイトの平均硬さは８ＧＰａ以下である、高い強度を得ながら、伸び特性及び曲げ性を向上することができるめっき鋼板及びその製造方法が開示されている。
　特許文献３においては、母材の表面から５．０μｍ以上の深さまで、結晶粒界の少なくとも一部が酸化物に被覆された内部酸化層を有し、かつ、母材の表面から５．０μｍの深さまでの領域において、前記酸化物の粒界被覆率が６０％以上であり、さらに、母材の表面から５０μｍ以上の深さまで脱炭層を有する、９００ＭＰａ以上の引張強さを有した耐溶融金属脆化割れ性に優れた鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。
特開２００７－３０２９１８号公報 国際公開第２０１６／１７１２３７号 特許第６３８８０９９号公報
　しかしながら、特許文献１においては、曲げ性及び耐ＬＭＥ特性について検討されていない。また、特許文献２においては、穴広げ性及び耐ＬＭＥ特性について検討されていない。特許文献３においては、延性及び耐遅れ破壊特性について検討されていない。
　このように、降伏応力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、延性、伸びフランジ性（穴広げ性）、耐遅れ破壊特性及び耐ＬＭＥ特性を総合的に満足することが可能な鋼板はない。
　本発明は、かかる事情に鑑みてなされたもので、引張強さ（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上であり、降伏応力（ＹＳ）が高く、優れた延性、伸びフランジ性（穴広げ性）、耐遅れ破壊特性、及び耐ＬＭＥ特性を有する鋼板、部材及びそれらの製造方法を提供することを目的とする。
　なお、本発明でいう引張強さ（ＴＳ）は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して、得られた鋼板より、長手方向が鋼板の圧延方向に対して直角となるようにＪＩＳ５号試験片を採取し、該試験片を用いて、クロスヘッド速度：１０ｍｍ／ｍｉｎの条件で引張試験を行うことで得られる引張強さ（ＴＳ）のことを指す。
　また、本発明でいう高降伏応力、優れた延性は、上記の引張強さ（ＴＳ）と同様の測定方法により得られる降伏応力（ＹＳ）、全伸び（Ｅｌ）が以下の（Ａ）、（Ｂ）又は（Ｃ）を満たすことを指す。
（Ａ）１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１３２０ＭＰａの場合、７００ＭＰａ≦ＹＳ、１３％≦Ｅｌ
（Ｂ）１３２０ＭＰａ≦ＴＳ＜１４７０ＭＰａの場合、８５０ＭＰａ≦ＹＳ、１１％≦Ｅｌ
（Ｃ）１４７０ＭＰａ≦ＴＳの場合、１０００ＭＰａ≦ＹＳ、９％≦Ｅｌ
　また、優れた伸びフランジ性（穴広げ性）は、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６に準拠した以下の穴広げ試験により、λが２０％以上である場合を指す。
（１）得られた鋼板より、１００ｍｍ×１００ｍｍのサンプルを剪断で採取し、該サンプルに、クリアランスを１２．５％として直径１０ｍｍの穴を打ち抜く。
（２）内径７５ｍｍのダイスを用いて、穴の周囲をしわ押さえ力９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）で抑えた状態で、頂角６０°の円錐ポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定する。
（３）下記の式に基づいて、限界穴広げ率：λ（％）を求め、この限界穴広げ率の値から穴広げ性を評価する。
　λ（％）＝｛（Ｄｆ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
　ただし、上式において、Ｄｆは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ０は初期穴径（ｍｍ）である。
　また、優れた耐遅れ破壊特性は、以下の応力を負荷したＶ曲げ加工サンプルを用いた塩酸浸漬試験により、１ｍｍ以上の割れが発生しない場合を指す。
（１）せん断により厚さ１．４ｍｍ×幅３０ｍｍ×長手１１０ｍｍの試験片を採取する。
（２）その試験片に幅中央かつ長手端部から１７．５ｍｍ位置を中心としたΦ１５ｍｍの穴あけ加工を行う。
せん断条件は、板押さえ有りで、せん断レーキ角を０．５°、せん断クリアランスを１５％とし、せん断刃は１０００ショット以上使用したものとする。
（３）その後、その試験片に曲げ半径（Ｒ）を板厚（ｔ）で除したＲ／ｔ＝５．０で９０°Ｖ曲げ加工を施し、Ｖ曲げ頂点の応力がその材料のＹＳ±５０ＭＰａとなるようにΦ１５ｍｍ穴に通したボルトの締め込み量を調整する。
（４）得られた応力を負荷したＶ曲げ加工サンプルを塩酸に浸漬して、割れの有無を判断する。浸漬条件は、浸漬溶液をｐＨ＝３の塩酸で一定管理とし、液温を２５℃、浸漬時間を９６時間とする。
　また、優れた耐ＬＭＥ特性は、以下の抵抗溶接割れ試験により、０．１ｍｍ以上の亀裂がみとめられないことを指す。
（１）得られた鋼板の圧延方向と直角方向を長手として３０ｍｍ×１００ｍｍに切断した試験片を１枚と、もう１枚は９８０ＭＰａ級の溶融亜鉛めっき鋼板を用いて、これらに抵抗溶接（スポット溶接）を実施し、部材を作製する。
（２）溶接機には２枚の鋼板を重ねた板組みについて、溶接ガンに取り付けられたサーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機を用いて板組みを５°傾けた状態で抵抗スポット溶接を実施する。溶接条件は加圧力を３．８ｋＮ、ホールド時間を０．２秒とし、溶接電流を５．７～６．２ｋＡ、通電時間を２１サイクル、ホールド時間を５サイクルとする。
（３）溶接後の部材から試験片を半切して、断面を光学顕微鏡で観察し、０．１ｍｍ以上の亀裂の有無を確認する。
　本発明者らは、上記課題を達成するために、鋭意検討を重ねた結果、以下の知見を得た。
　本発明では、鋼板を、所定のＳｉ及びＭｎを含有する成分組成と、フェライトの面積率が５％以上３０％以下、ベイニティックフェライトの面積率が５％以上３５％以下、焼戻しマルテンサイトの面積率が２０％以上５０％以下、残留オーステナイトの体積率が５％以上３５％以下である鋼組織とを有するように制御した。また、鋼板表面近傍にＳｉ濃度及びＭｎ濃度の低い領域を存在させ、かつ、鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域における最小のＳｉ濃度ＬＳｉ及び最小のＭｎ濃度ＬＭｎと、鋼板表面から板厚１／４位置におけるＳｉ濃度ＴＳｉ及びＭｎ濃度ＴＭｎを所定の関係を満たすように制御した。これらにより、引張強さ（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上であり、降伏応力（ＹＳ）が高く、優れた延性、伸びフランジ性（穴広げ性）、耐遅れ破壊特性、及び耐ＬＭＥ特性を有する鋼板が得られることを見出した。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたものである。すなわち、本発明の要旨構成は以下のとおりである。
［１］質量％で、Ｓｉ：０．２０％以上２．００％以下、及びＭｎ：２．７０％以上４．００％以下を含有する成分組成と、
　フェライトの面積率が５％以上３０％以下、ベイニティックフェライトの面積率が５％以上３５％以下、焼戻しマルテンサイトの面積率が２０％以上５０％以下、残留オーステナイトの体積率が５％以上３５％以下である鋼組織と、を有し、
　鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域が厚さ１．０μｍ以上であり、
　鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域における最小のＳｉ濃度ＬＳｉ及び最小のＭｎ濃度ＬＭｎと、鋼板の板厚１／４位置におけるＳｉ濃度ＴＳｉ及びＭｎ濃度ＴＭｎとが、下記式（１）を満たし、
　引張強さが１１８０ＭＰａ以上である鋼板。
　ＬＳｉ＋ＬＭｎ≦（ＴＳｉ＋ＴＭｎ）／４・・・（１）
［２］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃ：０．１２０％以上０．４００％以下、
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下、及び
Ｎ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる［１］に記載の鋼板。
［３］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｓｂ：０．２００％以下及び
Ｓｎ：０．２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する［２］に記載の鋼板。
［４］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．２００％以下、
Ｎｂ：０．２００％以下、
Ｖ：０．１００％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：１．０００％以下、
Ｃｒ：１．０００％以下、
Ｎｉ：１．０００％以下、
Ｍｏ：０．５００％以下、
Ｔａ：０．１００％以下、
Ｗ：０．５００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下、
Ｚｎ：０．０２０％以下、
Ｃｏ：０．０２０％以下、
Ｚｒ：０．０２０％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｃｅ：０．０２００％以下、
Ｓｅ：０．０２００％以下、
Ｔｅ：０．０２００％以下、
Ｇｅ：０．０２００％以下、
Ａｓ：０．０２００％以下、
Ｓｒ：０．０２００％以下、
Ｃｓ：０．０２００％以下、
Ｈｆ：０．０２００％以下、
Ｐｂ：０．０２００％以下、
Ｂｉ：０．０２００％以下、
ＲＥＭ（Ｃｅを除く）：０．０２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する［２］又は［３］に記載の鋼板。
［５］鋼板表面から板厚１／４位置における硬度に対して６５％以下の硬度の領域を軟質層としたとき、
　鋼板表面から板厚方向に厚さ１．０μｍ以上５０．０μｍ以下の軟質層を有する［１］～［４］のいずれか一つに記載の鋼板。
［６］鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域において、Ｓｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒の平均粒径が１μｍ以上１５μｍ以下である［１］～［５］のいずれか一つに記載の鋼板。
［７］前記Ｍｎ濃度ＬＭｎと、前記Ｍｎ濃度ＴＭｎが、下記式（２）を満たす［１］～［６］のいずれか一つに記載の鋼板。
　ＬＭｎ≦ＴＭｎ／３・・・（２）
［８］鋼板表面に溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層を有する［１］～［７］のいずれか一つに記載の鋼板。
［９］鋼板中に含まれる拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ以下である［１］～［８］のいずれか一つに記載の鋼板。
［１０］前記成分組成の炭素当量Ｃｅｑが０．６９７％以上である［１］～［９］のいずれか一つに記載の鋼板。
［１１］［１］～［１０］のいずれか一つに記載の鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施してなる部材。
［１２］［１］～［４］のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施し、４５０℃以上７５０℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
　前記熱間圧延工程後の鋼板を４００℃以上の温度域で３６００秒以上保持し、酸洗した後、圧下率３０％以上で冷間圧延を施す冷間圧延工程と、
　前記冷間圧延工程後の鋼板を８２０℃以上の温度域で２０秒以上保持する第一焼鈍工程と、
　前記第一焼鈍工程後の鋼板を露点が－３５℃以上の雰囲気中を７４０℃以上９００℃以下の温度域で２０秒以上保持した後、該温度域から５５０℃までの平均冷却速度が８℃／秒以上で、１５０℃以上３００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、７４０℃から該冷却停止温度まで冷却する際に半径１００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計３回以上１５回以下で行う第二焼鈍工程と、
　前記第二焼鈍工程後の鋼板を（前記冷却停止温度＋５０℃）以上５００℃以下の温度域まで再加熱し、該温度域で１０秒以上保持する再加熱工程と、を有する鋼板の製造方法。
［１３］前記再加熱工程後の鋼板に対して、溶融亜鉛めっきを施す、又は溶融亜鉛めっきを施した後に４５０℃以上６００℃以下の温度域に再加熱して合金化処理を施すめっき工程を有する［１２］に記載の鋼板の製造方法。
［１４］［１］～［４］のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施し、４５０℃以上７５０℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
　前記熱間圧延工程後の鋼板を４００℃以上の温度域で３６００秒以上保持し、酸洗した後、圧下率３０％以上で冷間圧延を施す冷間圧延工程と、
　前記冷間圧延工程後の鋼板を８２０℃以上の温度域で２０秒以上保持する第一焼鈍工程と、
　前記第一焼鈍工程後の鋼板を露点が－３５℃以上の雰囲気中を７４０℃以上９００℃以下の温度域で２０秒以上保持した後、該温度域から５５０℃までの平均冷却速度が８℃／秒以上で、３５０℃以上５００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、７４０℃から該冷却停止温度まで冷却する際に半径１００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計３回以上１５回以下で行う第二焼鈍工程と、
　前記第二焼鈍工程後の鋼板に対して、溶融亜鉛めっきを施す、又は溶融亜鉛めっきを施した後に４５０℃以上６００℃以下の温度域に再加熱して合金化処理を施すめっき工程と、
　前記めっき工程後の鋼板を５０℃以上３５０℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、該冷却停止温度超かつ３００℃以上５００℃以下の温度まで再加熱して１０秒以上保持する再加熱工程と、を有する鋼板の製造方法。
［１５］前記再加熱工程後、鋼板を５０℃以上３００℃以下の温度域内で０．５時間以上７２．０時間以下保持する脱水素処理工程を有する［１２］～［１４］のいずれか一つに記載の鋼板の製造方法。
［１６］前記成分組成の炭素当量Ｃｅｑが０．６９７％以上である［１２］～［１５］のいずれか一つに記載の鋼板の製造方法。
［１７］［１２］～［１６］のいずれか一つに記載の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施す工程を有する部材の製造方法。
［１８］質量％で、Ｓｉ：０．２０％以上２．００％以下、及びＭｎ：２．７０％以上４．００％以下を含有する成分組成と、
　フェライトの面積率が５％以上３０％以下、ベイニティックフェライトの面積率が５％以上３５％以下、焼戻しマルテンサイトの面積率が２０％以上５０％以下、残留オーステナイトの体積率が５％以上３５％以下である鋼組織と、を有し、
　鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域が厚さ１．０μｍ以上であり、
　鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域における最小のＳｉ濃度ＬＳｉ及び最小のＭｎ濃度ＬＭｎと、鋼板の板厚１／４位置におけるＳｉ濃度ＴＳｉ及びＭｎ濃度ＴＭｎとが、下記式（１）を満たし、
　引張強さが１１８０ＭＰａ以上である鋼板。
　ＬＳｉ＋ＬＭｎ≦（ＴＳｉ＋ＴＭｎ）／４・・・（１）
［１９］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃ：０．１２０％以上０．４００％以下、
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下、及び
Ｎ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる［１８］に記載の鋼板。
［２０］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｓｂ：０．２００％以下及び
Ｓｎ：０．２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する［１９］に記載の鋼板。
［２１］前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．２００％以下、
Ｎｂ：０．２００％以下、
Ｖ：０．１００％以下、
Ｂ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：１．０００％以下、
Ｃｒ：１．０００％以下、
Ｎｉ：１．０００％以下、
Ｍｏ：０．５００％以下、
Ｔａ：０．１００％以下、
Ｗ：０．５００％以下、
Ｍｇ：０．０２００％以下、
Ｚｎ：０．０２０％以下、
Ｃｏ：０．０２０％以下、
Ｚｒ：０．０２０％以下、
Ｃａ：０．０２００％以下、
Ｃｅ：０．０２００％以下、
Ｓｅ：０．０２００％以下、
Ｔｅ：０．０２００％以下、
Ｇｅ：０．０２００％以下、
Ａｓ：０．０２００％以下、
Ｓｒ：０．０２００％以下、
Ｃｓ：０．０２００％以下、
Ｈｆ：０．０２００％以下、
Ｐｂ：０．０２００％以下、
Ｂｉ：０．０２００％以下、
ＲＥＭ（Ｃｅを除く）：０．０２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する［１９］又は［２０］に記載の鋼板。
［２２］鋼板表面から板厚１／４位置における硬度に対して６５％以下の硬度の領域を軟質層としたとき、
　鋼板表面から板厚方向に厚さ１．０μｍ以上５０．０μｍ以下の前記軟質層を有する［１８］～［２１］のいずれか一つに記載の鋼板。
［２３］鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域において、Ｓｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒の平均粒径が１μｍ以上１５μｍ以下である［１８］～［２２］のいずれか一つに記載の鋼板。
［２４］前記Ｍｎ濃度ＬＭｎと、前記Ｍｎ濃度ＴＭｎが、下記式（２）を満たす［１８］～［２３］のいずれか一つに記載の鋼板。
　ＬＭｎ≦ＴＭｎ／３・・・（２）
［２５］鋼板表面に溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層を有する［１８］～［２４］のいずれか一つに記載の鋼板。
［２６］鋼板中に含まれる拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ以下である［１８］～［２５］のいずれか一つに記載の鋼板。
［２７］前記成分組成の炭素当量Ｃｅｑが０．６９７％以上である［１８］～［２６］のいずれか一つに記載の鋼板。
［２８］［１８］～［２７］のいずれか一つに記載の鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施してなる部材。
［２９］［１８］～［２１］のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施し、４５０℃以上７５０℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
　前記熱間圧延工程後の鋼板を４００℃以上の温度域で３６００秒以上保持し、酸洗した後、圧下率３０％以上で冷間圧延を施す冷間圧延工程と、
　前記冷間圧延工程後の鋼板を８２０℃以上の温度域で２０秒以上保持する第一焼鈍工程と、
　前記第一焼鈍工程後の鋼板を露点が－３５℃以上２０℃以下の雰囲気中を７４０℃以上９００℃以下の温度域で２０秒以上保持した後、該温度域から５５０℃までの平均冷却速度が８℃／秒以上で、１５０℃以上３００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、７４０℃から該冷却停止温度まで冷却する際に半径１００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計３回以上１５回以下で行う第二焼鈍工程と、
　前記第二焼鈍工程後の鋼板を（前記冷却停止温度＋５０℃）以上５００℃以下の温度域まで再加熱し、該温度域で１０秒以上保持する再加熱工程と、を有する鋼板の製造方法。
［３０］前記再加熱工程後の鋼板に対して、溶融亜鉛めっきを施す、又は溶融亜鉛めっきを施した後に４５０℃以上６００℃以下の温度域に再加熱して合金化処理を施すめっき工程を有する［２９］に記載の鋼板の製造方法。
［３１］［１８］～［２１］のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施し、４５０℃以上７５０℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
　前記熱間圧延工程後の鋼板を４００℃以上の温度域で３６００秒以上保持し、酸洗した後、圧下率３０％以上で冷間圧延を施す冷間圧延工程と、
　前記冷間圧延工程後の鋼板を８２０℃以上の温度域で２０秒以上保持する第一焼鈍工程と、
　前記第一焼鈍工程後の鋼板を露点が－３５℃以上２０℃以下の雰囲気中を７４０℃以上９００℃以下の温度域で２０秒以上保持した後、該温度域から５５０℃までの平均冷却速度が８℃／秒以上で、３５０℃以上５００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、７４０℃から該冷却停止温度まで冷却する際に半径１００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計３回以上１５回以下で行う第二焼鈍工程と、
　前記第二焼鈍工程後の鋼板に対して、溶融亜鉛めっきを施す、又は溶融亜鉛めっきを施した後に４５０℃以上６００℃以下の温度域に再加熱して合金化処理を施すめっき工程と、
　前記めっき工程後の鋼板を５０℃以上３５０℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、該冷却停止温度超かつ３００℃以上５００℃以下の温度まで再加熱して１０秒以上保持する再加熱工程と、を有する鋼板の製造方法。
［３２］前記再加熱工程後、鋼板を５０℃以上３００℃以下の温度域内で０．５時間以上７２．０時間以下保持する脱水素処理工程を有する［２９］～［３１］のいずれか一つに記載の鋼板の製造方法。
［３３］前記成分組成の炭素当量Ｃｅｑが０．６９７％以上である［２９］～［３２］のいずれか一つに記載の鋼板の製造方法。
［３４］［２９］～［３３］のいずれか一つに記載の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施す工程を有する部材の製造方法。
　本発明によれば、引張強さ（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上であり、降伏応力（ＹＳ）が高く、優れた延性、伸びフランジ性（穴広げ性）、耐遅れ破壊特性、及び耐ＬＭＥ特性を有する鋼板、部材及びそれらの製造方法を提供することができる。
　以下、本発明を実施するための形態を説明する。
　まず、鋼板の成分組成の適正範囲及びその限定理由について説明する。なお、以下の説明において、母材鋼板の成分元素の含有量を表す「％」は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。
　本発明の鋼板の成分組成は、質量％で、Ｓｉ：０．２０％以上２．００％以下、及びＭｎ：２．７０％以上４．００％以下を含有する。また、成分組成は、上記Ｓｉ及びＭｎに加えてさらに、質量％で、Ｃ：０．１２０％以上０．４００％以下、Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下、及びＮ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることが好ましい。
　Ｓｉ：０．２０％以上２．００％以下
　Ｓｉは、焼鈍中の炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの生成を促進することで、残留オーステナイトの体積率及び残留オーステナイト中の炭素濃度に影響する元素である。また、Ｓｉの含有量を低減すると亜鉛の融点が上昇するため、スポット溶接時の亜鉛の粒界浸食を抑制し、耐ＬＭＥ特性を向上することができる。Ｓｉの含有量が０．２０％未満では、残留オーステナイトの体積率が減少し、延性が低下する。一方、Ｓｉの含有量が２．００％を超えると、残留オーステナイト中の炭素濃度が過度に増加し、打抜き時に残留オーステナイトから生成するマルテンサイトの硬度が大きく上昇する。その結果、穴広げ時の亀裂進展が促進され、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する。したがって、Ｓｉの含有量は、０．２０％以上２．００％以下とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．７０％以上である。また、Ｓｉの含有量は、好ましくは１．７０％以下とする。
　Ｍｎ：２．７０％以上４．００％以下
　Ｍｎは、硬質相の面積率を調整する重要な元素である。Ｍｎの含有量が２．７０％未満では、フェライトの面積率が増加して、ＴＳを１１８０ＭＰａ以上とすることが困難になるとともに、ＹＳも低下する。一方、Ｍｎの含有量が４．００％を超えると、優れた延性が得られない。したがって、Ｍｎの含有量は、２．７０％以上４．００％以下とする。
　Ｃ：０．１２０％以上０．４００％以下
　Ｃは、硬質相であるマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト及びベイナイト、並びに残留オーステナイトを所望量生成させて、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを得るとともに、高い降伏応力（ＹＳ）を確保するために有効な元素である。Ｃの含有量が０．１２０％未満では、フェライトの面積率が増加して、ＴＳを１１８０ＭＰａ以上とすることが困難になるとともに、ＹＳも低下する可能性がある。一方、Ｃの含有量が０．４００％を超えると、残留オーステナイト中の炭素濃度が過度に増加し、打抜き時に残留オーステナイトから生成するマルテンサイトの硬度が大きく上昇する可能性がある。その結果、穴広げ時の亀裂進展が促進され、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する可能性がある。したがって、Ｃの含有量は、好ましくは０．１２０％以上０．４００％以下とする。Ｃの含有量は、より好ましくは０．１５０％以上とする。また、Ｃの含有量は、より好ましくは０．２５０％以下とする。
　Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下
　Ｐは、固溶強化の作用を有し、鋼板の強度を上昇させることができる元素である。こうした効果を得るためには、Ｐの含有量を０．００１％以上にすることが好ましい。一方、Ｐの含有量が０．１００％を超えると、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させるため、打抜き後のボイドの生成量が増加し、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する可能性がある。したがって、Ｐの含有量は、好ましくは０．００１％以上０．１００％以下とする。Ｐの含有量は、より好ましくは０．０３０％以下とする。
　Ｓ：０．０２００％以下
　Ｓは、鋼中で硫化物として存在し、含有量が０．０２００％を超えると、鋼板の極限変形能を低下させる能性がある。その結果、打抜き後のボイドの生成量が増加し、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する能性がある。そのため、Ｓの含有量は好ましくは０．０２００％以下であり、より好ましくは０．００８０％以下である。なお、Ｓの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｓの含有量は０．０００１％以上となることが好ましい。
　Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下
　Ａｌは、焼鈍中の炭化物生成を抑制するとともに、残留オーステナイトの生成を促進する。そのため、Ａｌは、残留オーステナイトの体積率、及び残留オーステナイト中の炭素濃度に影響を及ぼす元素である。Ａｌ添加による効果を得るためには、Ａｌの含有量を０．０１０％以上にすることが好ましい。一方、Ａｌ含有量が２．０００％を超えると、フェライトの面積率が増加して、ＴＳを１１８０ＭＰａ以上とすることが困難になるとともに、ＹＳも低下する能性がある。したがって、Ａｌの含有量は、０．０１０％以上２．０００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ａｌの含有量は、０．０２５％以上であり、さらに好ましくは０．０３０％以上である。また、より好ましくは、Ａｌの含有量は、１．５００％以下であり、さらに好ましくは１．０００％以下である。
　Ｎ：０．０１００％以下
　Ｎは、鋼中で窒化物として存在し、含有量が０．０１００％を超えると、鋼板の極限変形能を低下させる。その結果、打抜き後のボイドの生成量が増加し、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する能性がある。そのため、Ｎの含有量は０．０１００％以下にすることが好ましい。また、Ｎの含有量は、より好ましくは０．００５０％以下である。なお、Ｎの含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｎの含有量は０．０００５％以上となることが好ましい。
　本発明の鋼板は、上記の成分を含有し、残部のＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む成分組成を有する。特に、本発明の一実施形態に係る鋼板は、上記の成分を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。
　本発明の鋼板には、所望の特性に応じて、以下に述べる成分元素をさらに含有させることができる。下記の成分元素が下記に示す上限以下で含有されている場合、本発明の効果を得られる。そのため、下記の成分元素の下限は特に限定されず、上限のみを規定している。なお、下記の任意元素を後述する好適な下限値未満で含む場合、当該元素は不可避的不純物として含まれるものとする。
　Ｓｂ：０．２００％以下及びＳｎ：０．２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種
　Ｓｂは、焼鈍中の鋼板表面付近でのＣ拡散を抑制し、鋼板表面近傍における軟質層の形成を制御するために有効な元素である。Ｓｂの含有量が０．２００％を超えると、鋼板表面に軟質層が形成されず、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する可能性がある。そのため、Ｓｂの含有量は０．２００％以下にすることが好ましい。Ｓｂの含有量はより好ましくは０．０２０％以下である。一方、ＴＳをより好適な範囲内とする観点から、Ｓｂの含有量は０．００２％以上とすることが好ましい。Ｓｂの含有量はより好ましくは０．００５％以上である。
　Ｓｎは、焼鈍中の鋼板表面付近でのＣ拡散を抑制し、鋼板表面近傍における軟質層の形成を制御するために有効な元素である。Ｓｎの含有量が０．２００％を超えると、鋼板表面に軟質層が形成されず、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する能性がある。そのため、Ｓｎの含有量は０．２００％以下にすることが好ましい。Ｓｎの含有量はより好ましくは０．０２０％以下である。一方、ＴＳをより好適な範囲内とする観点から、Ｓｎの含有量は０．００２％以上とすることが好ましい。Ｓｎの含有量はより好ましくは０．００５％以上である。
　Ｔｉ：０．２００％以下、Ｎｂ：０．２００％以下、Ｖ：０．１００％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃｕ：１．０００％以下、Ｃｒ：１．０００％以下、Ｎｉ：１．０００％以下、Ｍｏ：０．５００％以下、Ｔａ：０．１００％以下、Ｗ：０．５００％以下、Ｍｇ：０．０２００％以下、Ｚｎ：０．０２０％以下、Ｃｏ：０．０２０％以下、Ｚｒ：０．０２０％以下、Ｃａ：０．０２００％以下、Ｃｅ：０．０２００％以下、Ｓｅ：０．０２００％以下、Ｔｅ：０．０２００％以下、Ｇｅ：０．０２００％以下、Ａｓ：０．０２００％以下、Ｓｒ：０．０２００％以下、Ｃｓ：０．０２００％以下、Ｈｆ：０．０２００％以下、Ｐｂ：０．０２００％以下、Ｂｉ：０．０２００％以下、ＲＥＭ（Ｃｅを除く）：０．０２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種
　Ｔｉ、Ｎｂ及びＶは、熱間圧延時又は焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成することによって、ＴＳを上昇させる。Ｔｉ、Ｎｂ及びＶの少なくとも１種を添加する場合、こうした効果を得るために、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶの少なくとも１種の含有量を、それぞれ０．００１％以上にすることが好ましい。それらの含有量は、それぞれ０．００５％以上とすることがより好ましい。一方、Ｔｉの含有量が０．２００％超え、Ｎｂの含有量が０．２００％超え、又はＶの含有量が０．１００％超えの場合、粗大な析出物や介在物が多量に生成する可能性がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素を存在すると、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となり、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する可能性がある。したがって、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶの少なくとも１種を添加する場合、Ｔｉ含有量は好ましくは０．２００％以下、Ｎｂ含有量は好ましくは０．２００％以下、Ｖの含有量は好ましくは０．１００％以下とする。また、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶの含有量は、より好ましくはそれぞれ０．０６０％以下とする。
　Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することで、焼入れ性を向上させることができる元素であり、Ｂを鋼中に添加することで、焼鈍冷却時のフェライトの生成及び粒成長を抑制することが可能である。こうした効果を得るためには、Ｂの含有量を０．０００１％以上にすることが好ましい。Ｂの含有量は、より好ましくは０．０００２％以上とする。一方、Ｂの含有量が０．０１００％を超えると、熱間圧延中に鋼板内部に割れが生じ、鋼板の極限変形能を低下させる可能性がある。また、これにより、打抜き後の総ボイド数密度が増加し、伸びフランジ性が低下する可能性がある。したがって、Ｂを添加する場合、その含有量は０．０１００％以下とすることが好ましい。また、Ｂの含有量は、より好ましくは０．００５０％以下とする。
　Ｃｕは、焼入れ性を大きくする元素であり硬質相の面積率をより好適な範囲内として、ＴＳをより好適な範囲内とするために有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｃｕの含有量を０．００５％以上にすることが好ましい。Ｃｕの含有量は、より好ましくは０．０２０％以上とする。一方、Ｃｕの含有量が１．０００％を超えると、硬質相の面積率が増加し、ＴＳが過剰に高くなる。また、粗大な析出物や介在物が増加し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、引張試験時に亀裂の起点となるため、延性が低下する可能性がある。したがって、Ｃｕを添加する場合、その含有量は１．０００％以下とすることが好ましい。また、Ｃｕの含有量は、より好ましくは０．３５０％以下とする。
　Ｃｒは、焼入れ性を向上させる元素であり、硬質相を生成させるために有効な元素である。Ｃｒの含有量が１．０００％を超えると、硬質なマルテンサイトの面積率が増加して、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する可能性がある。したがって、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒの含有量は１．０００％以下にすることが好ましい。また、Ｃｒの含有量は、より好ましくは０．７００％以下、さらに好ましくは０．４００％以下とする。なお、Ｃｒの含有量は０．００００％であってもよいが、焼入れ性を大きくし、ＴＳをより好適な範囲内とする観点から、Ｃｒの含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。
　Ｎｉは、焼入れ性を大きくする元素であり、硬質相の面積率をより好適な範囲内として、ＴＳをより好適な範囲内とするために有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｎｉの含有量を０．００５％以上にすることが好ましい。Ｎｉの含有量は、より好ましくは、０．０２％以上とする。一方、Ｎｉの含有量が１．０００％を超えると、硬質相の面積率が増加し、成形時の寸法精度及び延性が低下する可能性がある。また、粗大な析出物や介在物が増加すると、鋼板中に拡散性水素が存在する場合、該析出物や介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となるため、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する可能性がある。したがって、Ｎｉを添加する場合、その含有量は１．０００％以下とすることが好ましい。また、Ｎｉの含有量は、より好ましくは０．８０％以下とする。
　Ｍｏは、焼入れ性を向上させる元素であり、硬質相を生成させるために有効な元素である。Ｍｏの含有量が０．５００％を超えると、硬質マルテンサイトの面積率が増加して、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する可能性がある。したがって、Ｍｏを添加する場合、Ｍｏの含有量は０．５００％以下にすることが好ましい。Ｍｏの含有量は、より好ましくは０．４５０％以下、さらに好ましくは０．４００％以下とする。なお、Ｍｏの含有量の下限は、焼入れ性を大きくし、ＴＳをより好適な範囲内とする観点から、Ｍｏの含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。また、Ｍｏの含有量は、より好ましくは０．０３０％以上とする。
　Ｔａは、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶと同様に、熱間圧延時又は焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成することによって、ＴＳを上昇させる。加えて、Ｔａには、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）のような複合析出物を生成して、析出物の粗大化を著しく抑制し、析出強化を安定化させることで母材鋼板のＹＳ及びＴＳを向上する効果があると考えられる。こうした効果を得るためには、Ｔａの含有量は０．００１％以上にすることが好ましい。一方、Ｔａの含有量が０．１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成し、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、該析出物や介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となるため、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する可能性がある。したがって、Ｔａを添加する場合、その含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ｔａ含有量は、０．０５０％以下であり、さらに好ましくは０．０３０％以下である。
　Ｗは、強度確保に有効な元素である。Ｗの含有量が０．５００％を超えると、硬質マルテンサイトの面積率が増加して、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する可能性がある。したがって、Ｗを添加する場合、Ｗの含有量は０．５００％以下にすることが好ましい。Ｗの含有量は、より好ましくは０．４５０％以下、さらに好ましくは０．４００％以下とする。より好ましくは、Ｗ含有量は、０．２００％以下であり、さらに好ましくは０．１００％以下である。なお、焼入れ性を大きくし、ＴＳをより好適な範囲内とする観点から、Ｗの含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。また、Ｗの含有量は、より好ましくは０．０１０％以上とする。
　Ｍｇは、硫化物や酸化物などの介在物の形状を球状化して、鋼板の極限変形能を向上し、伸びフランジ性（穴広げ性）を向上させるために有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｍｇの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｇの含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する可能性がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、該析出物や介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となるため、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する可能性がある。したがって、Ｍｇを添加する場合、その含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。
より好ましくは、Ｍｇ含有量は、０．０１００％以下であり、さらに好ましくは０．０７００％以下である。
　Ｚｎ、Ｃｏ及びＺｒは、いずれも介在物の形状を球状化するため、鋼板の極限変形能を向上し、伸びフランジ性を向上させるために有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｚｎ、Ｃｏ及びＺｒの含有量は、それぞれ０．００１％以上にすることが好ましい。一方、Ｚｎ、Ｃｏ及びＺｒの含有量がそれぞれ０．０２０％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する可能性がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、該析出物や介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となるため、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する可能性がある。したがって、Ｚｎ、Ｃｏ及びＺｒの１種又は２種以上を添加する場合、それぞれ０．０２０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ｚｎ、Ｃｏ及びＺｒの１種又は２種以上の合計の含有量は、０．０１５％以下であり、さらに好ましくは０．０１０％以下である。
　Ｃａは、鋼中で介在物として存在する。Ｃａの含有量が０．０２００％を超えると、鋼板中に拡散性水素を含有する場合、上記介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となるため、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する可能性がある。そのため、Ｃａを添加する場合、Ｃａの含有量は０．０２００％以下にすることが好ましい。また、Ｃａの含有量は、好ましくは０．００２０％以下とする。なお、Ｃａの含有量の下限は０．００００％であってもよいが、生産技術上の制約から、Ｃａの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
　Ｃｅ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、Ｂｉ及びＲＥＭ（Ｃｅを除く）は、鋼板の極限変形能を向上し、伸びフランジ性（穴広げ性）を向上させるために有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｃｅ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、Ｂｉ及びＲＥＭの含有量は、それぞれ０．０００１％以上にすることが好ましい。一方、Ｃｅ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、Ｂｉ及びＲＥＭの含有量がそれぞれ０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する可能性がある。このような場合に、鋼板中に拡散性水素が存在すると、該析出物や介在物が穴広げ試験時に亀裂の起点となるため、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する可能性がある。したがって、Ｃｅ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、Ｂｉ及びＲＥＭのいずれかを添加する場合、その含有量はそれぞれ０．０２００％以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃｅ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、Ｂｉ及びＲＥＭの含有量は、それぞれ０．０１００％以下であり、さらに好ましくは０．００７０％以下である。
なお、本発明でいうＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）と原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）及び、原子番号５７番のランタン（Ｌａ）から７１番のルテチウム（Ｌｕ）までのランタノイドのうち、Ｃｅを除いた元素のことを指す。本発明におけるＲＥＭ濃度とは、上述のＲＥＭから選択された１種または２種以上の元素の総含有量である。
　炭素当量Ｃｅｑ：０．６９７％以上
　１１８０ＭＰａ以上のＴＳを得る観点からは、本発明の鋼板の製造方法のもとでは、成分組成の炭素当量Ｃｅｑは０．６９７％以上であることが好ましい。なお、炭素当量Ｃｅｑの上限は特に限定しないが、炭素当量Ｃｅｑが過度に高い場合、全伸び（以下、単にＥｌともいう。）の低下が懸念されるため、炭素当量Ｃｅｑは０．９００％未満とすることが好ましい。
　炭素当量Ｃｅｑは、以下の式で求めることができる。
　炭素当量Ｃｅｑ＝［Ｃ％］＋（［Ｓｉ％］／２４）＋（［Ｍｎ％］／６）＋（［Ｎｉ％］／４０）＋（［Ｃｒ％］／５）＋（［Ｍｏ％］／４）＋（［Ｖ％］／１４）
　ただし、上記式中の［元素記号％］は、各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない元素は０とする。
　なお、炭素当量は、後述する軟質層の部分は除いた板厚範囲で計算されるものとする。
　次に、本発明の高強度鋼板の鋼組織について説明する。
　本発明の鋼板の鋼組織は、フェライトの面積率が５％以上３０％以下、ベイニティックフェライトの面積率が５％以上３５％以下、焼戻しマルテンサイトの面積率が２０％以上５０％以下、残留オーステナイトの体積率が５％以上３５％以下である。
　フェライトの面積率：５％以上３０％以下
　良好な延性を確保するため、フェライトの面積率を５％以上にする必要がある。また、１１８０ＭＰａ以上のＴＳと、高いＹＳを確保するため、軟質であるフェライトの面積率を３０％以下にする必要がある。また、フェライトの面積率は、好ましくは７％以上である。また、フェライトの面積率は、好ましくは２５％以下とする。
　ベイニティックフェライトの面積率：５％以上３５％以下
　軟質なフェライトと硬質相の硬度差を緩和させ、良好な伸びフランジ性（穴広げ性）を確保するために、ベイニティックフェライトの面積率を５％以上にする必要がある。良好な延性を確保するため、ベイニティックフェライトの面積率を３５％以下にする必要がある。また、ベイニティックフェライトの面積率は、好ましくは７％以上である。また、ベイニティックフェライトの面積率は、好ましくは３０％以下とする。
　焼戻しマルテンサイトの面積率：２０％以上５０％以下
　軟質なフェライトと硬質相の硬度差を緩和させ、良好な伸びフランジ性（穴広げ性）を確保するために、焼戻しマルテンサイトの面積率を２０％以上にする必要がある。良好な延性を確保するため、焼戻しマルテンサイトの面積率を５０％以下にする必要がある。また、焼戻しマルテンサイトの面積率は、好ましくは２５％以上とする。
　ここで、フェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイトの面積率の測定方法は、以下の通りである。本発明における面積率は、板厚の１/４位置で測定している。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるよう試料を切り出した後、ダイヤモンドペーストを用いて観察面を鏡面研磨し、その後、コロイダルシリカを用い仕上げ研磨を施し、さらに、３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングして組織を現出させる。加速電圧が１５ｋＶの条件で、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）を用いて、５０００倍の倍率で、１７μｍ×２３μｍの視野範囲で３視野観察する。得られた組織画像を、Ａｄｏｂｅ　Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ　Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて、各構成組織（フェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイト）の面積を測定面積で除した面積率を３視野分算出し、それらの値を平均して各組織の面積率として求める。
　残留オーステナイトの体積率：５％以上３５％以下
　残留オーステナイトを５％以上含有することで、優れた延性を得ることができる。一方、残留オーステナイトの体積率が３５％を超えると、残留オーステナイトは高い水素濃度を有していることから、打抜き時又は曲げ試験時に加工を受けてマルテンサイト変態した際に、マルテンサイト内部でボイドが生じる。よって、打抜き後のボイドの生成量が増加し、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する。したがって、残留オーステナイトの体積率は５％以上３５％以下とする。また、残留オーステナイトの体積率は、好ましくは７％以上である。また、残留オーステナイトの体積率は、好ましくは３０％以下である。
　ここで、残留オーステナイトの体積率の測定方法は、以下の通りである。鋼板を板厚方向（深さ方向）に板厚の１/４まで機械研削した後、シュウ酸による化学研磨を行なって、観察面とした。該観察面を、Ｘ線回折法により観察した。入射Ｘ線としては、ＭｏのＫα線源を用い、ｂｃｃ鉄の(２００)、(２１１)、（２２０）各面の回折強度に対するｆｃｃ鉄（オーステナイト）の(２００)、(２２０)、（３１１）各面の回折強度の比を求め、これを残留オーステナイトの体積率とした。
　また、本発明の鋼組織は、フェライト、焼戻しマルテンサイト、ベイニティックフェライト、及び残留オーステナイト以外の残部に、フレッシュマルテンサイト、パーライト、セメンタイト等の炭化物やその他鋼板の組織として公知のものが含まれていてもよい。本発明の効果を得る観点からは、残部は面積率で２０％以下であることが好ましい。残部は１５％以下がより好ましい。なお、その他の鋼板の組織（残部組織）は、例えばＳＥＭ観察で確認し判定すればよい。
　鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域の厚さ：１．０μｍ以上
　上記の厚さが１．０μｍ以上であることは、本発明において、極めて重要な発明構成要件である。鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域が厚さ１．０μｍ以上の場合、良好な耐遅れ破壊特性を確保しつつ優れた耐ＬＭＥ特性が得られる。一方、該領域が厚さ１．０μｍ未満の場合、打角を付けたスポット溶接時にＬＭＥ割れが生じる。該領域は、好ましくは厚さ３．０μｍ以上とする。なお、本発明では、該領域が鋼板表面から４．９μｍ以内に存在することが重要であり、該領域が厚さ１．０μｍ以上あればよい。該領域の厚さの上限は本発明の効果を得る観点からは特に限定されず、該領域は、厚さ４．９μｍでもよい。なお、ここでいうＳｉ濃度及びＭｎ濃度の単位は、質量％である。
　鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域における最小のＳｉ濃度ＬＳｉ及び最小のＭｎ濃度ＬＭｎと、鋼板の板厚１／４位置におけるＳｉ濃度ＴＳｉ及びＭｎ濃度ＴＭｎとが、下記式（１）を満たす。
ＬＳｉ＋ＬＭｎ≦（ＴＳｉ＋ＴＭｎ）／４・・・（１）
　上記の式（１）を満たすことは、本発明において、極めて重要な発明構成要件である。上記式（１）を満たす場合、良好な耐遅れ破壊特性を確保しつつ優れた耐ＬＭＥ特性が得られる。一方、ＬＳｉ＋ＬＭｎ＞（ＴＳｉ＋ＴＭｎ）／４の場合は、打角を付けたスポット溶接時にＬＭＥ割れが生じる。
　また、上記Ｍｎ濃度ＬＭｎと、上記Ｍｎ濃度ＴＭｎが、下記式（２）を満たすことが好ましい。下記式（２）を満たす場合、より良好な耐遅れ破壊特性を確保しつつ、より優れた耐ＬＭＥ特性が得られる。
ＬＭｎ≦ＴＭｎ／３・・・（２）
　前記した鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域の制御により、鋼板の製造コストを著しく高くせず、優れた耐ＬＭＥ特性を備える鋼板を実現できるが、更に優れた耐ＬＭＥ特性を備える鋼板を実現するためには、鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域の制御が重要になる。
　すなわち、本発明では、鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域の厚さ：１．０μｍ以上である。
　上記の厚さが１．０μｍ以上であることは、本発明において、極めて重要な発明構成要件である。鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域が厚さ１．０μｍ以上の場合、良好な疲労特性を確保しつつ優れた耐ＬＭＥ特性が得られる。一方、該領域が厚さ１．０μｍ未満の場合、打角を付けたスポット溶接時にＬＭＥ割れが生じる。該領域は、好ましくは厚さ３．０μｍ以上とする。なお、本発明では、該領域が鋼板表面から１５．０μｍ以内に存在することが好ましく、該領域が厚さ１．０μｍ以上あればよい。該領域の厚さの上限は本発明の効果を得る観点からは特に限定されず、該領域は、最大で厚さ１５．０μｍでもよい。なお、ここでいうＳｉ濃度及びＭｎ濃度の単位は、質量％である。
　鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域における最小のＳｉ濃度ＬＳｉ及び最小のＭｎ濃度ＬＭｎと、鋼板の板厚１／４位置におけるＳｉ濃度ＴＳｉ及びＭｎ濃度ＴＭｎとが、下記式（１）を満たす。
ＬＳｉ＋ＬＭｎ≦（ＴＳｉ＋ＴＭｎ）／４・・・（１）
　上記の式（１）を満たすことは、本発明において、極めて重要な発明構成要件である。上記式（１）を満たす場合、良好な疲労特性を確保しつつ優れた耐ＬＭＥ特性が得られる。一方、ＬＳｉ＋ＬＭｎ＞（ＴＳｉ＋ＴＭｎ）／４の場合は、打角を付けたスポット溶接時にＬＭＥ割れが生じる。
　また、上記Ｍｎ濃度ＬＭｎと、上記Ｍｎ濃度ＴＭｎが、下記式（２）を満たすことが好ましい。下記式（２）を満たす場合、より良好な疲労特性を確保しつつ、より優れた耐ＬＭＥ特性が得られる。
ＬＭｎ≦ＴＭｎ／３・・・（２）
　鋼板の板厚１／４位置におけるＳｉ濃度ＴＳｉ及びＭｎ濃度ＴＭｎは、電界放出型電子プローブマイクロアナライザー（ＦＥ－ＥＰＭＡ：Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ－Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて、鋼板の板厚１／４位置において電子ビーム径１μｍでの点分析を任意に１０点行い、その平均により求める。また、鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域におけるＳｉ濃度は、電界放出型電子プローブマイクロアナライザーを用いて、電子ビーム径０．１μｍで鋼板表面から板厚方向に線分析を行い、鋼板表面から板厚方向に０～４．９μｍにおけるＳｉ濃度の濃度分布を得る。ここで、当該濃度分布のうち最小のＳｉ濃度を、上記濃度ＬＳｉとしている。また、鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域におけるＭｎ濃度も、電界放出型電子プローブマイクロアナライザーを用いて、電子ビーム径０．１μｍで鋼板表面から板厚方向に線分析を行い、鋼板表面から板厚方向に０～４．９μｍにおけるＭｎ濃度の濃度分布を得る。ここで、当該濃度分布のうち最小のＭｎ濃度を、上記濃度ＬＭｎとしている。
また、鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域のＳｉ濃度及びＭｎ濃度の制御を行う場合、鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域におけるＳｉ濃度も、電界放出型電子プローブマイクロアナライザーを用いて、電子ビーム径０．１μｍで鋼板表面から板厚方向に線分析を行い、鋼板表面から板厚方向に０～１５．０μｍにおけるＳｉ濃度の濃度分布を得る。ここで、当該濃度分布のうち最小のＳｉ濃度を、上記濃度ＬＳｉとしている。
また、鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域におけるＭｎ濃度も、電界放出型電子プローブマイクロアナライザーを用いて、電子ビーム径０．１μｍで鋼板表面から板厚方向に線分析を行い、鋼板表面から板厚方向に０～１５．０μｍにおけるＭｎ濃度の濃度分布を得る。ここで、当該濃度分布のうち最小のＭｎ濃度を、上記濃度ＬＭｎとしている。
なお、ここでいうＳｉ濃度、Ｍｎ濃度、ＬＳｉ、ＴＳｉ、ＬＭｎ及びＴＭｎの単位は、質量％である。また、本発明における電界放出型電子プローブマイクロアナライザーでのＳｉ濃度及びＭｎ濃度の測定は、測定する位置に粒状物が存在していない箇所を１０箇所選んで実施し、それらの平均値をそれぞれＳｉ濃度及びＭｎ濃度とした。
　軟質層の厚さ：１．０μｍ以上５０．０μｍ以下
　本発明でいう軟質層とは、鋼板表面から板厚１／４位置における硬度に対して６５％以下の硬度の領域のことである。鋼板表面から板厚方向に厚さ１．０μｍ以上５０．０μｍ以下の軟質層を有することで、より優れた伸びフランジ性及び耐ＬＭＥ特性を得ることができる。こうした効果を得るために、鋼板表面から板厚方向に厚さ１．０μｍ以上の軟質層を有することが好ましい。一方、良好な耐遅れ破壊特性と１１８０ＭＰａ以上のＴＳを確保するためには、鋼板表面から板厚方向に厚さ５０．０μｍ以下の軟質層を有することが好ましい。また、鋼板表面から板厚方向に厚さ４０．０μｍ以下の軟質層を有することがより好ましい。
　なお、軟質層は、上記「鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域」と重複する領域に存在してもよい。
また、軟質層は、上記「鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域」と重複する領域に存在してもよい。
　軟質層の測定方法は、以下の通りである。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面：圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面）を湿式研磨により平滑化した後、ビッカース硬度計を用いて、荷重１０ｇｆで、鋼板表面から板厚方向に１μｍの位置より、板厚方向１００μｍの位置まで、１μｍ間隔で測定を行なう。その後は板厚中心まで２０μｍ間隔で測定を行なう。硬度が板厚１／４位置の硬度に比して６５％以下に減少した領域を軟質層と定義し、当該領域の板厚方向の厚さを軟質層の厚さと定義する。
　鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域において、Ｓｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒の平均粒径が１μｍ以上１５μｍ以下
　本発明でいうＳｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒とは、粒内にＳｉ及び／又はＭｎの粒状酸化物を１つ以上含む酸化物粒子のことを意味する。鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域において、Ｓｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒の平均粒径が１μｍ以上の場合、結晶粒自体が良好な変形能を有しているため、より良好な耐ＬＭＥ特性が得られる。また、鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域において、Ｓｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒の平均粒径が１５μｍ以下の場合、より良好な耐遅れ破壊特性が得られる。したがって、該平均粒径を１μｍ以上１５μｍ以下とすることが好ましい。
　本発明では、鋼板の断面（Ｌ断面）に対してＳＥＭ観察とエネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＸ）を行うことによって、鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域における酸化物の種類の特定と、Ｓｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒の平均粒径を測定する。結晶粒の平均粒径は、鋼板の断面（Ｌ断面）において、鋼板表面に平行な方向に対して切片法で測定して求めた粒径の長さの平均値である。
　鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域において、Ｓｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒の平均粒径が１μｍ以上１５μｍ以下
　また、鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域のＳｉ濃度及びＭｎ濃度の制御を行う場合においても、本発明でいうＳｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒とは、粒内にＳｉ及び／又はＭｎの粒状酸化物を１つ以上含む酸化物粒子のことを意味する。鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域において、Ｓｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒の平均粒径が１μｍ以上の場合、結晶粒自体が良好な変形能を有しているため、更に良好な耐ＬＭＥ特性が得られる。また、鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域において、Ｓｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒の平均粒径が１５μｍ以下の場合、より良好な疲労特性が得られる。したがって、該平均粒径を１μｍ以上１５μｍ以下とすることが好ましい。
　本発明では、鋼板の断面（Ｌ断面）に対してＳＥＭ観察とエネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＸ）を行うことによって、鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域における酸化物の種類の特定と、Ｓｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒の平均粒径を測定する。結晶粒の平均粒径は、鋼板の断面（Ｌ断面）において、鋼板表面に平行な方向に対して切片法で測定して求めた粒径の長さの平均値である。
　本発明の鋼板は、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層を有してもよい。溶融亜鉛めっき層及び合金化溶融亜鉛めっき層は、組成はそれぞれ特に限定されず、いかなる方法によって形成されていてもよい。溶融亜鉛めっき層は、例えば、Ｆｅ：２０質量％以下、Ａｌ：０．００１質量％以上１．０質量％以下を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、及びＲＥＭからなる群から選ばれる１種又は２種以上を合計で０質量％以上３．５質量％以下含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成を有する。溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量は好ましくは７質量％未満である。また、合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量は、好ましくは７質量％以上であり、より好ましくは８質量％以上である。また、合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ含有量は、好ましくは１５質量％以下であり、より好ましくは１２質量％以下である。
　また、めっきの付着量は特に限定されないが、鋼板片面あたりのめっき付着量を２０～８０ｇ／ｍ２とすることが好ましい。
　鋼板中に含まれる拡散性水素量：０．５０質量ｐｐｍ以下
　本発明の鋼板は、より優れた伸びフランジ性（穴広げ性）を得る観点から、鋼板中に含まれる拡散性水素量を０．５０質量ｐｐｍ以下とすることが好ましい。また、鋼板中に含まれる拡散性水素量は、より好ましくは０．３５質量ｐｐｍ以下とする。なお、鋼板中の拡散性水素量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、鋼板中の拡散性水素量は０．０１質量ｐｐｍ以上となることが多い。なお、拡散性水素量を測定する鋼板は、めっき層を有しない鋼板のほか、溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層を有する鋼板の母材鋼板でもよい。また、拡散性水素量の測定は、打ち抜き加工及び伸びフランジ成形等の成形加工が施された部材の母材鋼板に対して行ってもよく、成形加工後の鋼板を溶接して製造された製品（部材）の母材鋼板に対して行ってもよい。なお、鋼板を成形加工や溶接した後の製品（部材）について、一般的な使用環境おかれた該製品からサンプルを切り出して鋼中の拡散性水素量を測定した際に、鋼中に含まれる拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ以下であれば、成形加工や溶接をする前も０．５０質量ｐｐｍ以下であったとみなせる。
　ここで、鋼板中に含まれる拡散性水素量の測定方法は、以下の通りである。冷延鋼板の場合、長さが３０ｍｍ、幅が５ｍｍの試験片を採取する。鋼板表面に溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層を有する鋼板の場合、長さが３０ｍｍ、幅が５ｍｍの試験片を採取し、溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層をアルカリ除去する。その後、試験片から放出される水素量を昇温脱離分析法によって測定する。具体的には、室温から３００℃までを昇温速度２００℃／ｈで連続加熱した後、室温まで冷却し、室温から２１０℃までに試験片から放出された積算水素量を測定して、鋼板中の拡散性水素量とする。
　なお、本発明の鋼板の板厚は特に限定されないが、０．５ｍｍ以上３．０ｍｍ以下であることが好ましい。
　次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。なお、以下に示す鋼スラブ（鋼素材）、鋼板等を加熱又は冷却する際の温度は、特に説明がない限り、鋼スラブ、鋼板等の表面温度を意味する。
　第一の実施形態
　本発明の鋼板の製造方法の第一の実施形態は、上述した成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施し、４５０℃以上７５０℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、熱間圧延工程後の鋼板を４００℃以上の温度域で３６００秒以上保持し、酸洗した後、圧下率３０％以上で冷間圧延を施す冷間圧延工程と、冷間圧延工程後の鋼板を８２０℃以上の温度域で２０秒以上保持する第一焼鈍工程と、第一焼鈍工程後の鋼板を露点が－３５℃以上の雰囲気中を７４０℃以上９００℃以下の温度域で２０秒以上保持した後、該温度域から５５０℃までの平均冷却速度が８℃／秒以上で、１５０℃以上３００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、７４０℃から該冷却停止温度まで冷却する際に半径１００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計３回以上１５回以下で行う第二焼鈍工程と、第二焼鈍工程後の鋼板を（冷却停止温度＋５０℃）以上５００℃以下の温度域まで再加熱し、該温度域で１０秒以上保持する再加熱工程と、を有する。以下、第一の実施形態に係る鋼板の製造方法を説明する。
　はじめに、上述した成分組成を有する鋼スラブを製造する。まず鋼素材を溶製して上記成分組成を有する溶鋼とする。溶製方法は特に限定されず、転炉溶製や電気炉溶製等、公知の溶製方法のいずれもが適合する。得られた溶鋼を固めて鋼スラブ（スラブ）を製造する。溶鋼から鋼スラブを製造する方法は特に限定されず、連続鋳造法、造塊法又は薄スラブ鋳造法等を用いることができる。マクロ偏析を防止するため、鋼スラブは連続鋳造法によって製造することが好ましい。
　次いで、製造した鋼スラブに粗圧延及び仕上げ圧延からなる熱間圧延を施して熱延鋼板とする。
　一例においては、上記のように製造した鋼スラブを、一旦室温まで冷却し、その後スラブ加熱してから圧延する。スラブ加熱温度は、炭化物の溶解や、圧延荷重の低減の観点から、１１００℃以上とすることが好ましい。また、スケールロスの増大を防止するため、スラブ加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。なお、スラブ加熱温度は、加熱時のスラブ表面の温度を基準とする。
　この他、熱間圧延は、省エネルギープロセスを適用して行ってもよい。省エネルギープロセスとしては、製造した鋼スラブを室温まで冷却せずに、温片のままで加熱炉に装入し、熱間圧延する直送圧延、又は製造した鋼スラブにわずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直接圧延などが挙げられる。
　次いで、鋼スラブに通常の条件で粗圧延を施し、シートバーとする。該シートバーに対し、仕上げ圧延を施して、熱延鋼板とする。なお、スラブの加熱温度を低めにした場合は、仕上げ圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーターなどを用いてシートバーを加熱することが好ましい。仕上げ圧延温度は、圧延負荷を低減するため、また、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率が高くなると、圧延方向に伸長した異常な組織が発達し、焼鈍板の加工性を低下させる虞があることから、Ａｒ３変態点以上とすることが好ましい。
　なお、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行ってもよい。また、粗圧延板（シートバー）を仕上げ圧延前に一旦巻き取っても構わない。また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために、仕上げ圧延の一部又は全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、及び材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延時の摩擦係数は、０．１０以上０．２５以下の範囲とすることが好ましい。
　巻取温度：４５０℃以上７５０℃以下
　鋼スラブに熱間圧延を施した後、熱延鋼板を巻き取って回収する。巻取温度を４５０℃以上とすることで、熱間圧延時に生成した酸化スケールにＣが拡散する。すなわち、鋼板表面近傍の脱炭が促進し、焼鈍後の鋼板の鋼板表面から板厚方向に所望の厚さの軟質層を形成しやすくなる。さらに、焼鈍後の鋼板の鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域を形成できる。その結果、良好な耐遅れ破壊特性を確保しつつ優れた耐ＬＭＥ特性を得ることができる。一方、巻取温度が７５０℃を超えると、焼鈍後の鋼板において、鋼板表面から板厚方向に過剰な厚さの軟質層が形成され、良好な耐遅れ破壊特性の確保が困難になる可能性がある。したがって、熱間圧延後の巻取温度は４５０℃以上７５０℃以下とする。また、焼鈍後の鋼板の鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域を１．０μｍ以上形成させるためには、熱間圧延後の巻取温度は、好ましくは５５０℃以上である。また、熱間圧延後の巻取温度は、好ましくは７００℃以下である。更には、焼鈍後の鋼板の鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域を１．０μｍ以上形成させるためには、熱間圧延後の巻取温度は、好ましくは６００℃以上である。また、熱間圧延後の巻取温度は、好ましくは７５０℃以下である。
　４００℃以上の温度域での保持時間：３６００秒以上
　本発明において、極めて重要な発明構成要件である。熱延鋼板を巻き取り後、４００℃以上の温度域での保持時間を３６００秒以上とすることで、熱間圧延時に生成した酸化スケールにＣが拡散する。すなわち、鋼板表面近傍の脱炭が促進し、焼鈍後の鋼板の鋼板表面から板厚方向に所望の厚さの軟質層を形成しやすくなる。さらに、焼鈍後の鋼板の鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域を形成できる。また、焼鈍後の鋼板の鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域を形成できる。その結果、良好な耐遅れ破壊特性を確保しつつ優れた耐ＬＭＥ特性を得ることができる。したがって、巻取後の４００℃以上の温度域での保持時間は３６００秒以上とする。該保持時間は、好ましくは１００００秒以上とする。また、該保持時間の上限は特に限定されないが、１０時間超えで保持しても効果が飽和するので、該保持時間は１０時間以下とすることが好ましい。
　次いで、熱延鋼板に、酸洗を施す。酸洗によって、鋼板表面の酸化物を除去することができることから、最終製品の鋼板における良好な化成処理性やめっき品質の確保のために重要である。なお、酸洗は、一回のみ行ってもよく、複数回に分けて行ってもよい。
　次いで、酸洗後の熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする。本発明においては、タンデム式の多スタンド圧延又はリバース圧延等の、２パス以上のパス数を要する多パス圧延により冷間圧延を施す。
　冷間圧延の圧下率：３０％以上
　冷間圧延の圧下率を３０％以上とすることで、次工程での昇温時における再結晶が進行し、フェライトの面積率を５％以上とすることができる。その結果、良好な延性を得ることができる。したがって、冷間圧延の圧下率は３０％以上であり、好ましくは３５％以上である。一方、冷間圧延の圧下率の上限は特に限定されないが、圧下率が７５％を超えると、鋼板の形状不良が生じ、最終鋼板の亜鉛めっきの付着量が不均一になる場合がある。したがって、冷間圧延の圧下率は好ましくは７５％以下であり、より好ましくは７０％以下である。
　なお、冷間圧延の圧延パスの回数、並びに、最終パス及び最終パスの一つ前のパス以外のパスの圧下率については、特に限定されない。
　次いで、上記のようにして得られた冷延鋼板に、焼鈍を行う。本発明では焼鈍を二回行うことで、微細な残留オーステナイトを生成させることができ、延性及び伸びフランジ性（穴広げ性）を向上させることができる。
　１回目の焼鈍における焼鈍温度：８２０℃以上、保持時間：２０秒以上
　１回目の焼鈍工程（第一焼鈍工程）では、冷間圧延後の鋼板を８２０℃以上の温度域で２０秒以上保持する。焼鈍温度が８２０℃以上未満又はその温度域での保持時間が２０秒未満のときは、フェライトとオーステナイトの二相域での熱処理になるため、２回目の焼鈍後の組織におけるフェライトの面積率が増加し、さらに、マルテンサイトの面積率も増加するため、ＹＳが低下する。また、マルテンサイトの面積率の増加に伴い、鋼板中の拡散性水素量も増加するため、打抜き後のボイドの生成量が減少し、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する。また、１回目の焼鈍における焼鈍温度は、好ましくは８３０℃以上である。また、１回目の焼鈍における焼鈍温度は、好ましくは９２０℃以下とする。また、１回目の焼鈍における焼鈍温度での保持時間は、特に限定されないが、強度確保の観点から、６００秒以下であることが好ましい。
　１回目の焼鈍工程（第一焼鈍工程）後の鋼板を、必要に応じて、室温まで冷却して酸洗処理を施した後で、次の２回目の焼鈍を行う。
　なお、焼鈍温度からの冷却方法は特に限定されず、ガスジェット冷却、ロール冷却、ミスト冷却、水冷、及び空冷などの冷却方法を適用できる。
　２回目の焼鈍における焼鈍温度：７４０℃以上９００℃以下、保持時間：２０秒以上、露点：－３５℃以上
　２回目の焼鈍工程（第二焼鈍工程）では、まず、１回目の焼鈍工程（第一焼鈍工程）後の鋼板を露点が－３５℃以上の雰囲気中を７４０℃以上９００℃以下の温度域で２０秒以上保持する。焼鈍温度が７４０℃未満又はその温度域での保持時間が２０秒未満のときは、フェライトとオーステナイトの二相域での加熱中におけるオーステナイトの生成割合が不十分になるため、焼鈍後の焼戻しマルテンサイト及びマルテンサイトの面積率及び残留オーステナイトの体積率が減少し、またフェライトの面積率が増加して、ＴＳを１１８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。一方、焼鈍温度が９００℃を超えると、オーステナイト単相域での加熱中に、オーステナイトの粒成長が生じるため、焼鈍後のフェライトの面積率及び残留オーステナイトの体積率が減少し、Ｅｌが低下する。したがって、２回目の焼鈍温度は７４０℃以上９００℃以下とする。２回目の焼鈍における焼鈍温度は、好ましくは７６０℃以上である。また、２回目の焼鈍における焼鈍温度は、好ましくは８６０℃以下とする。なお、２回目の焼鈍における焼鈍温度での保持時間は特に限定されないが、６００秒以下とすることが好ましい。
　また、上記２回目の焼鈍における焼鈍温度における雰囲気の露点を－３５℃以上にする。これにより、鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域を厚さ１．０μｍ以上形成できる。また、鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域における最小のＳｉ濃度ＬＳｉ及び最小のＭｎ濃度ＬＭｎと、鋼板の板厚１／４位置におけるＳｉ濃度ＴＳｉ及びＭｎ濃度ＴＭｎとが、ＬＳｉ＋ＬＭｎ≦（ＴＳｉ＋ＴＭｎ）／４を満足する。これらにより、優れた耐遅れ破壊特性を確保しつつ優れた耐ＬＭＥ特性を得ることができる。また、鋼板表面から板厚方向に所望の厚さの軟質層を形成しやすくなり、より優れた耐遅れ破壊特性を確保しつつより優れた耐ＬＭＥ特性を得やすくなる。なお、上記２回目の焼鈍温度における露点の上限は特に規定しないが、ＴＳを好適な範囲内とするためには１５℃以下であることが好ましく、より好ましくは５℃以下とする。上記２回目の焼鈍温度における露点は、好ましくは－２０℃以上、より好ましくは－１０℃以上とする。鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域を厚さ１．０μｍ以上形成できる。
また、鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域を厚さ１．０μｍ以上形成させるためには、２回目の焼鈍温度における露点は、－３５℃以上２０℃以下とすることが必要である。好ましくは、－２０℃以上である。このような制御により、鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域における最小のＳｉ濃度ＬＳｉ及び最小のＭｎ濃度ＬＭｎと、鋼板の板厚１／４位置におけるＳｉ濃度ＴＳｉ及びＭｎ濃度ＴＭｎとが、ＬＳｉ＋ＬＭｎ≦（ＴＳｉ＋ＴＭｎ）／４を満足する。これらにより、最も優れた疲労特性を確保しつつ優れた耐ＬＭＥ特性を得ることができる。
　２回目の焼鈍における焼鈍温度から５５０℃までの平均冷却速度：８℃／秒以上
　２回目の焼鈍処理後の鋼板を、焼鈍温度から５５０℃までの平均冷却速度が８℃／秒以上となる条件で、１５０℃以上３００℃以下の冷却停止温度まで冷却する。平均冷却速度を８℃／秒以上とすることで、フェライトの面積率を所望の範囲内に制御することができることから、ＹＳを所望の範囲内とすることができる。また、軟質相であるフェライトと硬質相である焼入れマルテンサイトとの間の炭素の分配を抑制することができるため、伸びフランジ性（穴広げ性）が向上する。平均冷却速度は好ましくは１２℃／秒以上である。なお、平均冷却速度の上限は特に規定しないが、平均冷却速度が１００℃／秒を超えると、焼鈍中に鋼板中に侵入した拡散性水素が、冷却中に脱離できない可能性があり、鋼板中の拡散性水素量が増大し、伸びフランジ性（穴広げ性）及び耐ＬＭＥ特性を向上することが困難となる可能性がある。そのため、曲げ性及び耐ＬＭＥ特性をより向上する観点からは、平均冷却速度は１００℃／秒以下にすることが好ましい。なお、冷却方法は特に限定されず、ガスジェット冷却、ロール冷却、ミスト冷却、水冷、及び空冷などの冷却方法を適用できる。
　冷却停止温度：１５０℃以上３００℃以下
　上記２回目の焼鈍後に、１５０℃以上３００℃以下の冷却停止温度まで冷却する。冷却停止温度をマルテンサイト変態開始温度以下まで冷却することで、後述する再加熱工程で生成する焼戻しマルテンサイトの面積率を増加し、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内とすることができる。また、冷却停止時点で、オーステナイトの一部をマルテンサイト変態させることで、鋼板中の拡散性水素量が低減でき、その結果、打抜き後のボイドの生成量を減少し、伸びフランジ性を向上することができる。冷却停止温度が１５０℃未満では、冷却中に存在する未変態オーステナイトが、冷却停止時点でほぼ全量マルテンサイトに変態するために、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内に確保できず、延性が低下する。一方、冷却停止温度が３００℃を超えると、マルテンサイトの面積率が増加するため、ＹＳが低下する場合がある。また、マルテンサイトの面積率の増加に伴い、鋼板中の拡散性水素量も増加するため、打抜き後のボイドの生成量が減少し、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する。したがって、冷却停止温度は１５０℃以上３００℃以下とする。冷却停止温度は、好ましくは１７０℃以上、より好ましくは１８０℃以上とする。また、冷却停止温度は、好ましくは２７０℃以下、より好ましくは２４０℃以下とする。なお、上記冷却における、５５０℃から上記冷却停止温度までの平均冷却速度は、特に限定されないが、通常１℃／秒以上５０℃／秒以下であることが好ましい。
　７４０℃から上記冷却停止温度まで冷却する際の、半径１００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下のロールでの曲げ及び曲げ戻し回数：合計３回以上１５回以下
　２回目の焼鈍後に７４０℃から上記冷却停止温度まで冷却する際に、半径１００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計３回以上１５回以下で実施する。曲げ及び曲げ戻しの合計が３回以上で、鋼板表面付近に曲げひずみが導入され、鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域を厚さ１．０μｍ以上形成できる。また、該曲げ及び曲げ戻しの合計が３回以上で、鋼板表面付近に曲げひずみが導入され、鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域を厚さ１．０μｍ以上形成できる。
また、該曲げ及び曲げ戻しの合計が３回以上で、鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域における最小のＳｉ濃度ＬＳｉ及び最小のＭｎ濃度ＬＭｎと、鋼板の板厚１／４位置におけるＳｉ濃度ＴＳｉ及びＭｎ濃度ＴＭｎとが、ＬＳｉ＋ＬＭｎ≦（ＴＳｉ＋ＴＭｎ）／４を満足させることができる。さらに、鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域において、Ｓｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒の平均粒径を所望の範囲に制御しやすくなる。また、該曲げ及び曲げ戻しの合計が３回以上で、鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域における最小のＳｉ濃度ＬＳｉ及び最小のＭｎ濃度ＬＭｎと、鋼板の板厚１／４位置におけるＳｉ濃度ＴＳｉ及びＭｎ濃度ＴＭｎとが、ＬＳｉ＋ＬＭｎ≦（ＴＳｉ＋ＴＭｎ）／４を満足させることができる。さらに、鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域において、Ｓｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒の平均粒径を所望の範囲に制御しやすくなる。
これらにより、優れた耐遅れ破壊特性を確保しつつ優れた耐ＬＭＥ特性を得ることができる。一方、該曲げ及び曲げ戻しの合計を１５回超にした場合、上述した効果が飽和するため、合計１５回以下とした。上記効果を得るためには、半径１０００μｍ以下のロールを用いて、鋼板表面付近に適度な曲げひずみを導入する必要がある。一方、半径１００μｍ未満のロールを用いた場合は、導入される曲げひずみが大きすぎて、上記のような効果を得られない。したがって、半径１００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下のロールを用いた。本発明でいう「曲げ及び曲げ戻し」とは、曲げと曲げ戻しを合わせて１回とするのではなく、曲げで１回、曲げ戻しで１回として回数を数える。
　再加熱温度：（上記冷却停止温度＋５０℃）以上５００℃以下
　上記曲げ及び曲げ戻しを行った後、冷延鋼板を（上記冷却停止温度＋５０℃）以上５００℃以下の温度域まで再加熱し、該温度域で１０秒以上保持する。ここでいう冷却停止温度は、２回目の焼鈍後の冷却停止温度を示す。再加熱温度を（冷却停止温度＋５０℃）以上とすることで、冷却停止時に存在するマルテンサイトを焼戻し、かつ、マルテンサイト中に過飽和に固溶したＣをオーステナイトへと拡散させることで、室温で安定なオーステナイト、すなわち、残留オーステナイトの生成が可能となる。再加熱温度が（冷却停止温度＋５０℃）未満では、冷却停止時に生成したマルテンサイトから未変態オーステナイトへの炭素の分配が進行しないため、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内とすることができず、延性が低下する。また、焼入れマルテンサイトの面積率の増加に伴い、鋼板中の拡散性水素量も増加するため、打抜き後のボイドの生成量が減少し、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する。一方、再加熱温度が５００℃を超えると、冷却停止時に生成したマルテンサイトの焼戻しが過度に進行するため、ＴＳを１１８０ＭＰａ以上とすることが困難になる。また、冷却停止時に存在する未変態オーステナイトが、炭化物（パーライト）として分解してしまうため、延性が低下する。したがって、再加熱温度は（冷却停止温度＋５０℃）以上５００℃以下とする。再加熱温度は、好ましくは（冷却停止温度＋８０℃）以上、より好ましくは（冷却停止温度＋１００℃）以上とする。また、（２回目焼鈍の）再加熱温度は、好ましくは４５０℃以下とする。
　再加熱温度での保持時間：１０秒以上
　再加熱温度で保持することで、冷却停止時に生成したマルテンサイトから未変態オーステナイトへの炭素の分配が進行し、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内に実現することができる。再加熱温度での保持時間が１０秒未満の場合、冷却停止時に生成したマルテンサイトから未変態オーステナイトへの炭素の分配が進行しないため、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内に確保できず、延性が低下する。また、マルテンサイトの面積率が増加するため、ＹＳが減少し、成形時の寸法精度が低下する。また、マルテンサイトの面積率の増加に伴い、鋼板中の拡散性水素量も増加するため、打抜き後のボイドの生成量が減少し、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する。したがって、再加熱温度での保持時間は１０秒以上とする。なお、再加熱温度での保持時間の上限は特に限定しないが、生産技術上の制約から、１０００秒以下とすることが好ましい。再加熱温度での保持時間は、好ましくは１３秒以上である。また、好ましくは、３００秒以下とする。
　再加熱温度で保持後の平均冷却速度、冷却停止温度、及び冷却方法は特に限定されない。冷却方法としては、ガスジェット冷却、ミスト冷却、ロール冷却、水冷、及び空冷などを適用することができる。また、鋼板表面の酸化防止の観点から、再加熱温度で保持後、５０℃以下まで冷却することが好ましく、より好ましくは室温程度まで冷却する。該冷却の平均冷却速度は通常１℃／秒以上５０℃／秒以下である。
　本発明の鋼板の製造方法は、上記の製造工程を経て得た鋼板に調質圧延を施してもよい。調質圧延の圧下率は、１．５０％を超えると、鋼の降伏応力が上昇し成形時の寸法精度が低下することから、１．５０％以下とすることが好ましい。なお、調質圧延での圧下率の下限は、特に限定しないが、生産性の観点から０．０５％以上とすることが好ましい。また、調質圧延は上述した焼鈍工程を行うための焼鈍装置と連続した装置上（オンライン）で行ってもよいし、焼鈍工程を行うための焼鈍装置とは不連続な装置上（オフライン）で行ってもよい。また、一回の圧延で目的の圧下率を達成してもよいし、複数回の圧延を行い、合計で０．０５％以上１．５０％以下の圧下率を達成してもよい。なお、ここで記載した圧延とは一般的には調質圧延のことを指すが、調質圧延と同等の伸長率を付与できれば、レベラー等による圧延であっても構わない。
　本発明の鋼板の製造方法は、上記の製造工程を経て得た鋼板に対して、溶融亜鉛めっきを施す、又は溶融亜鉛めっきを施した後に４５０℃以上６００℃以下の温度域に再加熱して合金化処理を施すめっき工程を有することが好ましい。鋼板に対して溶融亜鉛めっきを施す処理は、焼鈍と溶融亜鉛めっき処理とを連続して行えるよう構成された装置を用いて、焼鈍と溶融亜鉛めっき処理とを施してもよい。なお、鋼板に対して溶融亜鉛めっきを施す場合、鋼板を、４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施した後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整することが好ましい。溶融亜鉛めっきとしてはＡｌ含有量が０．１０質量％以上０．２３質量％以下であり、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成の亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。また、鋼板に対して合金化溶融亜鉛めっきを施す場合、鋼板に対して溶融亜鉛めっき処理を施した後に、４５０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すことが好ましい。合金化温度が４５０℃未満では、Ｚｎ－Ｆｅ合金化速度が過度に遅くなってしまい、合金化が著しく困難となる可能性がある。一方、合金化温度が６００℃を超えると、未変態オーステナイトがパーライトへ変態し、ＴＳ及び延性が低下する場合がある。したがって、亜鉛めっきの合金化処理を行うときは、４５０℃以上６００℃以下の温度域で合金化処理を施すことが好ましく、より好ましくは４７０℃以上である。また、より好ましくは５５０℃以下であり、さらに好ましくは５３０℃以下とする。
　また、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）のめっき付着量は片面あたり２０～８０ｇ／ｍ２（両面めっき）とすることが好ましい。めっきの付着量は、亜鉛めっき後にガスワイピング等を行うことにより調節することが可能である。
　上述の通りに、めっき処理を施した鋼板を、５０℃以下まで冷却した後、０．０５％以上１．００％以下の伸長率で圧延してもよい。また、５０℃以下までの冷却後における圧延の伸長率は、より好ましくは０．１０％以上である。また、より好ましくは０．７０％以下である。
　５０℃以下までの冷却後における圧延は、上述した亜鉛めっき処理を行うためのめっき装置と連続した装置上（オンライン）で行ってもよいし、亜鉛めっき処理を行うためのめっき装置とは不連続な装置上（オフライン）で行ってもよい。また、一回の圧延で目的の伸長率を達成してもよいし、複数回の圧延を行い、合計で０．０５％以上１．００％以下の伸長率を達成してもよい。なお、ここで記載した圧延とは一般的には調質圧延のことを指すが、調質圧延と同等の伸長率を付与できれば、レベラーによる加工等の方法による圧延であっても構わない。
　本発明の鋼板の製造方法は、上記再加熱工程後に、鋼板を５０℃以上３００℃以下の温度域内で０．５時間以上７２．０時間以下保持する脱水素処理工程を有することが好ましい。鋼板に対して溶融亜鉛めっき又は合金化溶融亜鉛めっきを施す場合は、めっき工程後に、脱水素処理工程を有することが好ましい。脱水素処理工程により、鋼板中の拡散性水素量をさらに低減することができ、その結果、打ち抜き後のボイドの生成量が減少し、伸びフランジ性（穴広げ性）をより向上させることができる。３００℃超の温度域で保持した場合、又は７２．０時間超で保持した場合は、焼戻しにより所望のＴＳの確保が難しくなる可能性がある。また、５０℃未満で保持した場合、又は０．５時間未満で保持した場合は、鋼板中の拡散性水素量の低減の効果を十分に得られない可能性がある。したがって、脱水素処理工程では、めっき工程後の鋼板を、５０℃以上３００℃以下の温度域内で０．５時間以上７２．０時間以下保持することが好ましい。また、脱水素処理工程では、めっき工程後の鋼板を、室温から７０℃以上の温度域内で保持することがより好ましい。また、この２００℃以下の温度域内２００℃以下で保持することがより好ましい。また、保持する時間は、１時間以上であることがより好ましい。また、保持する時間は、３６．０時間以下であることがより好ましい。
　なお、上記した条件以外の製造条件は、常法によることができる。
　第二の実施形態
　次に、本発明の鋼板の製造方法の第二の実施形態を説明する。本発明の鋼板の製造方法の第二の実施形態は、上述した成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施し、４５０℃以上７５０℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、熱間圧延工程後の鋼板を４００℃以上の温度域で３６００秒以上保持し、酸洗した後、圧下率３０％以上で冷間圧延を施す冷間圧延工程と、冷間圧延工程後の鋼板を８２０℃以上の温度域で２０秒以上保持する第一焼鈍工程と、第一焼鈍工程後の鋼板を露点が－３５℃以上の雰囲気中を７４０℃以上９００℃以下の温度域で２０秒以上保持した後、該温度域から５５０℃までの平均冷却速度が８℃／秒以上で、３５０℃以上５００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、７４０℃から該冷却停止温度まで冷却する際に半径１００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計３回以上１５回以下で行う第二焼鈍工程と、第二焼鈍工程後の鋼板に対して、溶融亜鉛めっきを施す、又は溶融亜鉛めっきを施した後に４５０℃以上６００℃以下の温度域に再加熱して合金化処理を施すめっき工程と、めっき工程後の鋼板を５０℃以上３５０℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、該冷却停止温度超かつ３００℃以上５００℃以下の温度まで再加熱して１０秒以上保持する再加熱工程と、を有する。また、第二の実施形態でも、第一の実施形態と同様に、再加熱工程後に、鋼板を５０℃以上３００℃以下の温度域内で０．５時間以上７２．０時間以下保持する脱水素処理工程を有することが好ましい。
　第二の実施形態の説明では、第一の実施形態と異なる条件のみ説明する。
　２回目の焼鈍後の冷却停止温度：３５０℃以上５００℃以下
　第二の実施形態では、第二焼鈍工程において、第一焼鈍工程後の鋼板を露点が－３５℃以上の雰囲気中を７４０℃以上９００℃以下の温度域で２０秒以上保持した後、該温度域から５５０℃までの平均冷却速度が８℃／秒以上で、３５０℃以上５００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、７４０℃から該冷却停止温度まで冷却する際に半径１００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計３回以上１５回以下で行う。第二の実施形態では第一の実施形態とは異なり、２回目の焼鈍後に、３５０℃以上５００℃以下の冷却停止温度まで冷却する。第二の実施形態では、めっき工程前における組織の変態を抑制する観点から、冷却停止温度を３５０℃以上とする。また、パーライトの生成を抑制する観点から、冷却停止温度を５００℃以下とする。
　めっき工程後の鋼板を冷却する際の冷却停止温度：５０℃以上３５０℃以下
　第二の実施形態では、第二焼鈍工程後にめっき工程を行い、めっき工程後の鋼板を５０℃以上３５０℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、該冷却停止温度超かつ３００℃以上５００℃以下の温度まで再加熱して１０秒以上保持する再加熱工程を有する。再加熱工程では、上述したとおり、めっき工程後に、鋼板を５０℃以上３５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する。冷却停止温度をマルテンサイト変態開始温度以下とすることで、後述する再加熱後の保持工程で生成する焼戻しマルテンサイトの面積率を増加し、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内とすることができる。また、冷却停止時点で、オーステナイトの一部をマルテンサイト変態させることで、鋼板中の拡散性水素量が低減でき、その結果、打抜き後のボイドの生成量を減少し、伸びフランジ性を向上することができる。冷却停止温度が５０℃未満では、冷却中に存在する未変態オーステナイトが、冷却停止時点でほぼ全量マルテンサイトに変態するために、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内に確保できず、延性が低下する。一方、冷却停止温度が３５０℃を超えると、マルテンサイトの面積率が増加するため、ＹＳが低下する。また、マルテンサイトの面積率の増加に伴い、鋼板中の拡散性水素量も増加するため、打抜き後のボイドの生成量が減少し、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する。したがって、冷却停止温度は５０℃以上３５０℃以下とする。冷却停止温度は、好ましくは１００℃以上、より好ましくは１７０℃以上とする。また、冷却停止温度は、好ましくは３００℃以下、より好ましくは２７０℃以下とする。
　再加熱温度：冷却停止温度超かつ３００℃以上５００℃以下、再加熱時間：１０秒以上
　冷却停止温度超かつ３００℃以上５００℃以下の再加熱温度で保持することで、冷却停止時に生成したマルテンサイトから未変態オーステナイトへの炭素の分配が進行し、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内に実現することができる。ここで、冷却停止温度は、再加熱前に鋼板を冷却した際の冷却停止温度を意味する。再加熱温度での保持時間が１０秒未満の場合、冷却停止時に生成したマルテンサイトから未変態オーステナイトへの炭素の分配が進行しないため、残留オーステナイトの体積率を所望の範囲内に確保できず、延性が低下する。また、マルテンサイトの面積率が増加するため、ＹＳが減少し、成形時の寸法精度が低下する。また、マルテンサイトの面積率の増加に伴い、鋼板中の拡散性水素量も増加するため、打抜き後のボイドの生成量が減少し、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する。したがって、第二再加熱温度での保持時間は１０秒以上とする。なお、第二再加熱温度での保持時間の上限は特に限定しないが、生産技術上の制約から、１０００秒以下とすることが好ましい。第二再加熱温度での保持時間は、好ましくは１３秒以上、３００秒以下とする。
　再加熱温度で保持した後の平均冷却速度、冷却停止温度、及び冷却方法は特に限定されない。冷却方法としては、ガスジェット冷却、ミスト冷却、ロール冷却、水冷、及び空冷などを適用することができる。また、鋼板表面の酸化防止の観点から、第一再加熱温度で保持後、５０℃以下まで冷却することが好ましく、より好ましくは室温程度まで冷却する。該冷却の平均冷却速度は通常１℃／秒以上５０℃／秒以下である。
　なお、上記で説明した本発明の製造方法における一連の熱処理においては、上述した温度範囲内であれば保持温度は一定である必要はなく、また冷却速度が冷却中に変化した場合においても規定した範囲内であれば本発明の趣旨を損なわない。また、熱履歴さえ満足されれば、鋼板はいかなる設備で熱処理を施されてもかまわない。
　次に、本発明の部材及びその製造方法について説明する。
　本発明の部材は、本発明の鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施してなるものである。また、本発明の部材の製造方法は、本発明の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施す工程を有する。
　本発明の鋼板は、引張強さ（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上であり、降伏応力（ＹＳ）が高く、優れた延性、伸びフランジ性（穴広げ性）、耐遅れ破壊特性、及び耐ＬＭＥ特性を有している。そのため、本発明の鋼板を用いて得た部材は、例えば、センターピラーに代表される骨格部材に好適に使用できる。
　成形加工は、プレス加工等の一般的な加工方法を制限なく用いることができる。また、溶接は、スポット溶接、アーク溶接等の一般的な溶接を制限なく用いることができる。
［実施例１］
　本発明を、実施例を参照しながら具体的に説明する。本発明の範囲は以下の実施例に限定されない。
　表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼素材を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブとした。得られた鋼スラブを１２５０℃に加熱して、粗圧延した。次いで仕上げ圧延温度９００℃にて仕上げ圧延を施し、表２に示す種々の巻取温度で巻き取り、熱延鋼板とした。次いで、表２に示す条件で、冷間圧延工程、第一焼鈍工程、及び第二焼鈍工程を経て、冷延鋼板（ＣＲ）を得た。
　次いで、以下に示すように、第一の実施形態又は第二の実施形態の製造工程を経て、鋼板を得た。
　第一の実施形態では、上記第二焼鈍工程後、表２に示す条件で再加熱処理を行った。次いで、一部の鋼板に対して表２に示す条件でめっき処理を行った。次いで、一部の鋼板に対して表２に示す条件で脱水素処理を行い、鋼板を得た。
　第二の実施形態では、上記第二焼鈍工程後、表２に示す条件でめっき工程を行った。次いで、表２に示す条件で再加熱工程を行い、鋼板を得た。
　なお、第一の実施形態の発明例では、上記第二焼鈍工程における焼鈍後の冷却停止温度は、表２に示すように１５０℃以上３００℃以下の範囲内としている。また、第二の実施形態における発明例では、上記第二焼鈍工程における焼鈍後の冷却停止温度は、３５０℃以上５００℃以下の範囲内としている。
　めっき工程では、冷延鋼板に対してめっき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）又は合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を得た。溶融亜鉛めっき浴としては、ＧＩを製造する場合は、Ａｌ：０．２０質量％を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる亜鉛浴を使用した。また、ＧＡを製造する場合は、Ａｌ：０．１４質量％を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる亜鉛浴を使用した。浴温はＧＩ、ＧＡいずれを製造する場合においても、４７０℃とした。めっき付着量は、ＧＩを製造する場合は、片面あたり４５～７２ｇ/ｍ２（両面めっき）程度とし、ＧＡを製造する場合は、片面あたり４５ｇ/ｍ２（両面めっき）程度とした。ＧＡを製造する場合の合金化処理は、表２に示す温度で行った。また、ＧＩのめっき層の組成は、Ｆｅ：０．１～１．０質量％、Ａｌ：０．２～１．０質量％を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなっていた。ＧＡのめっき層の組成は、Ｆｅ：７～１５質量％、Ａｌ：０．１～１．０質量％を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなっていた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  
　以上のようにして得られた鋼板及び各めっき鋼板を供試鋼として、以下の試験方法に従い、引張特性、伸びフランジ性（穴広げ性）、耐ＬＭＥ特性及び耐遅れ破壊特性を評価した。また、各鋼板のフェライトの面積率、焼戻しマルテンサイトの面積率、ベイニティックフェライトの面積率、及び残留オーステナイトの体積率は以下の方法で測定した。鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域及び鋼板の板厚１／４位置において、それぞれ、Ｓｉ濃度及びＭｎ濃度を、以下の方法で測定した。鋼板表面から板厚方向に存在する軟質層の厚さ、鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域のＳｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒の平均粒径、鋼板中に含まれる拡散性水素量も、上述した方法で測定した。結果は表３に示す。
　フェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイトの面積率の測定方法は、以下の通りである。面積率は、板厚の１/４位置で測定した。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるよう試料を切り出した後、ダイヤモンドペーストを用いて観察面を鏡面研磨し、その後、コロイダルシリカを用い仕上げ研磨を施し、さらに、３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングして組織を現出させた。加速電圧が１５ｋＶの条件で、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）を用いて、５０００倍の倍率で、１７μｍ×２３μｍの視野範囲で３視野観察した。得られた組織画像を、Ａｄｏｂｅ　Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ　Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて、各構成組織（フェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイト）の面積を測定面積で除した面積率を３視野分算出し、それらの値を平均して各組織の面積率として求めた。
　残留オーステナイトの体積率の測定方法は、以下の通りである。鋼板を板厚方向（深さ方向）に板厚の１/４まで機械研削した後、シュウ酸による化学研磨を行なって、観察面とした。該観察面を、Ｘ線回折法により観察した。入射Ｘ線としては、ＭｏのＫα線源を用い、ｂｃｃ鉄の(２００)、(２１１)、（２２０）各面の回折強度に対するｆｃｃ鉄（オーステナイト）の(２００)、(２２０)、（３１１）各面の回折強度の比を求め、これを残留オーステナイトの体積率とした。
その他の鋼板の組織（残部組織）は、例えばＳＥＭ観察で確認し判定すればよい。
　鋼板の板厚１／４位置におけるＳｉ濃度ＴＳｉ及びＭｎ濃度ＴＭｎは、電界放出型電子プローブマイクロアナライザー（ＦＥ－ＥＰＭＡ：Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ－Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて、鋼板の板厚１／４位置において電子ビーム径１μｍでの点分析を任意に１０点行い、その平均により求めた。また、鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域におけるＳｉ濃度は、電界放出型電子プローブマイクロアナライザーを用いて、電子ビーム径０．１μｍで鋼板表面から板厚方向に線分析を行い、鋼板表面から板厚方向に０～４．９μｍにおけるＳｉ濃度の濃度分布を得た。ここで、当該濃度分布のうち最小のＳｉ濃度を、上記濃度ＬＳｉとしている。また、鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域におけるＭｎ濃度も、電界放出型電子プローブマイクロアナライザーを用いて、電子ビーム径０．１μｍで鋼板表面から板厚方向に線分析を行い、鋼板表面から板厚方向に０～４．９μｍにおけるＭｎ濃度の濃度分布を得た。ここで、当該濃度分布のうち最小のＭｎ濃度を、上記濃度ＬＭｎとしている。なお、ここでいうＳｉ濃度、Ｍｎ濃度、ＬＳｉ、ＴＳｉ、ＬＭｎ及びＴＭｎの単位は、質量％である。また、本発明における電界放出型電子プローブマイクロアナライザーでのＳｉ濃度及びＭｎ濃度の測定は、測定する位置に粒状物が存在していない箇所を１０箇所選んで実施し、それらの平均値をそれぞれＳｉ濃度及びＭｎ濃度とした。
　また、鋼板の断面（Ｌ断面）に対してＳＥＭ観察とエネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＸ）を行うことによって、鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域における酸化物の種類の特定と、Ｓｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒の平均粒径を測定した。結晶粒の平均粒径は、鋼板の断面（Ｌ断面）において、鋼板表面に平行な方向に対して切片法で測定して求めた粒径の長さの平均値である。
　また、軟質層の測定方法は、以下の通りである。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面：圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面）を湿式研磨により平滑化した後、ビッカース硬度計を用いて、荷重１０ｇｆで、鋼板表面から板厚方向に１μｍの位置より、板厚方向１００μｍの位置まで、１μｍ間隔で測定を行った。その後は板厚中心まで２０μｍ間隔で測定を行った。硬度が板厚１／４位置の硬度に比して６５％以下に減少した領域を軟質層と定義し、当該領域の板厚方向の厚さを軟質層の厚さと定義する。
　また、鋼板中に含まれる拡散性水素量の測定方法は、以下の通りである。冷延鋼板の場合、長さが３０ｍｍ、幅が５ｍｍの試験片を採取した。鋼板表面に溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層を有する鋼板の場合、長さが３０ｍｍ、幅が５ｍｍの試験片を採取し、溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層をアルカリ除去した。その後、試験片から放出される水素量を昇温脱離分析法によって測定した。具体的には、室温から３００℃までを昇温速度２００℃／ｈで連続加熱した後、室温まで冷却し、室温から２１０℃までに試験片から放出された積算水素量を測定して、鋼板中の拡散性水素量とする。
　＜引張特性＞
　引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して行った。得られた鋼板より、長手方向が鋼板の圧延方向に対して直角となるようにＪＩＳ５号試験片を採取した。該試験片を用いて、クロスヘッド速度が１０ｍｍ／ｍｉｎの条件で引張試験を行い、ＹＳ、ＴＳ及び全伸び（Ｅｌ）を測定した。なお、本発明では、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上であり、ＹＳ及びＥｌが下記を満たす場合を合格と判断した。
１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１３２０ＭＰａの場合、７００ＭＰａ≦ＹＳ、かつ１３％≦Ｅｌ
１３２０ＭＰａ≦ＴＳ＜１４７０ＭＰａの場合、８５０ＭＰａ≦ＹＳ、かつ１１％≦Ｅｌ
１４７０ＭＰａ≦ＴＳの場合、１０００ＭＰａ≦ＹＳ、かつ９％≦Ｅｌ
　＜伸びフランジ性（穴広げ性）＞
　伸びフランジ性（穴広げ性）は、穴広げ試験により評価した。穴広げ試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６に準拠して行った。得られた鋼板より、１００ｍｍ×１００ｍｍのサンプルを剪断で採取した。該サンプルに、クリアランスを１２．５％として直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた。内径７５ｍｍのダイスを用いて、穴の周囲をしわ押さえ力９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）で抑えた状態で、頂角６０°の円錐ポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定した。下記の式に基づいて、限界穴広げ率：λ（％）を求め、この限界穴広げ率の値から穴広げ性を評価した。
λ（％）＝｛（Ｄｆ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
ただし、上式において、Ｄｆは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ０は初期穴径（ｍｍ）である。なお、本発明では、λが２０％以上の場合を伸びフランジ性が良好と判断した。
　＜耐ＬＭＥ特性＞
　耐ＬＭＥ特性は、抵抗溶接割れ試験により判断した。得られた鋼板の圧延方向と直角方向を長手として３０ｍｍ×１００ｍｍに切断した試験片を１枚と、もう１枚は９８０ＭＰａ級の溶融亜鉛めっき鋼板を用いて、これらに抵抗溶接（スポット溶接）を実施することにより、部材を作製した。溶接機には２枚の鋼板を重ねた板組みについて、溶接ガンに取り付けられたサーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機を用いて板組みを５°傾けた状態で抵抗スポット溶接を実施した。溶接条件は加圧力を３．８ｋＮ、ホールド時間を０．２秒とした。また、溶接電流を５．７～６．２ｋＡ、通電時間を２１サイクル、ホールド時間を５サイクルとした。溶接後は試験片を半切して、断面を光学顕微鏡で観察し、０．０２ｍｍ以上の亀裂がみとめられないものをＬＭＥ割れ性が極めて良好（◎）とし、亀裂が発生するものの亀裂が０．０２ｍｍ以上０．１ｍｍ未満であるものをＬＭＥ割れ性が良好（〇）とし、０．１ｍｍ以上の亀裂が認められたものをＬＭＥ割れ性が不良（×）とした。
　＜耐遅れ破壊特性＞
　耐遅れ破壊特性は、応力を負荷したＶ曲げ加工サンプルを用いた塩酸浸漬試験により判断した。せん断により厚さ１．４ｍｍ×幅３０ｍｍ×長手１１０ｍｍの試験片を採取し、その試験片に幅中央かつ長手端部から１７．５ｍｍ位置を中心としたΦ１５ｍｍの穴あけ加工を行った。せん断条件は、板押さえ有りで、せん断レーキ角を０．５°、せん断クリアランスを１５％とし、せん断刃は１０００ショット以上使用したものとした。その後、その試験片に曲げ半径（Ｒ）を板厚（ｔ）で除したＲ／ｔ＝５．０で９０°Ｖ曲げ加工を施し、Ｖ曲げ頂点の応力がその材料のＹＳ±５０ＭＰａとなるようにΦ１５ｍｍ穴に通したボルトの締め込み量を調整した。得られた応力を負荷したＶ曲げ加工サンプルを塩酸に浸漬して、割れの有無を判断した。浸漬条件は、浸漬溶液をｐＨ＝３の塩酸で一定管理とし、液温を２５℃、浸漬時間を９６時間とした。なお、本発明では、耐遅れ破壊特性の合否判断として、塩酸浸漬試験後、１ｍｍ以上の割れが発生しなかった場合は良好（〇）、１ｍｍ以上の割れが発生した場合は不良（×）とした。
　結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
  
　表３に示すように、本発明例の鋼板は、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上であり、降伏応力（ＹＳ）が高く、優れた延性、伸びフランジ性（穴広げ性）、耐遅れ破壊特性、及び耐ＬＭＥ特性を有する。一方、比較例の鋼板は、これらのうち少なくとも１つが本発明例に対して劣っている。
［実施例２］
　実施例１の表２の製造条件Ｎｏ．１（本発明例）に対して、亜鉛めっき処理を行った亜鉛めっき鋼板をプレス成形して、本発明例の部材を製造した。さらに、実施例１の表２の製造条件Ｎｏ．１（本発明例）に対して亜鉛めっき処理を行った亜鉛めっき鋼板と、実施例１の表２の製造条件Ｎｏ．３（本発明例）に対して亜鉛めっき処理を行った亜鉛めっき鋼板とをスポット溶接により接合して本発明例の部材を製造した。これら本発明例の部材は、上述した耐ＬＭＥ割れ性が評価「◎」と優れており、かつ、耐遅れ破壊特性割れ性が評価「〇」と優れている。また、上記の本発明例の部材は、引張強さ（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上であり、降伏応力（ＹＳ）が高く、優れた延性、伸びフランジ性（穴広げ性）を有している。そのため、これらの部材は、自動車部品等に好適に用いられることがわかる。
　また、実施例１の表２の製造条件Ｎｏ．４（本発明例）から得られる鋼板をプレス成形して、本発明例の部材を製造した。さらに、実施例１の表２の製造条件Ｎｏ．４（本発明例）から得られる鋼板と、実施例１の表２の製造条件Ｎｏ．２９（本発明例）から得られる鋼板とをスポット溶接により接合して本発明例の部材を製造した。これら本発明例の部材は、上述した耐ＬＭＥ割れ性が評価「〇」と優れており、かつ、耐遅れ破壊特性割れ性が評価「〇」と優れている。また、上記の本発明例の部材は、引張強さ（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上であり、降伏応力（ＹＳ）が高く、優れた延性、伸びフランジ性（穴広げ性）を有している。そのため、これらの部材は、自動車部品等に好適に用いられることがわかる。
［実施例３］
　表１のＧ鋼、Ｕ鋼、Ｗ鋼、ＡＴ鋼、ＡＵ鋼又はＡＸ鋼の成分組成を有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼素材を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブとした。得られた鋼スラブを１２５０℃に加熱して、粗圧延した。次いで仕上げ圧延温度９００℃にて仕上げ圧延を施し、表４に示す種々の巻取温度で巻き取り、熱延鋼板とした。次いで、表４に示す条件で、冷間圧延工程、第一焼鈍工程、及び第二焼鈍工程を経て、冷延鋼板（ＣＲ）を得た。
　次いで、以下に示すように、第一の実施形態又は第二の実施形態の製造工程を経て、鋼板を得た。
　第一の実施形態では、上記第二焼鈍工程後、表４に示す条件で再加熱処理を行った。次いで、一部の鋼板に対して表４に示す条件でめっき処理を行った。次いで、一部の鋼板に対して表４に示す条件で脱水素処理を行い、鋼板を得た。
　第二の実施形態では、上記第二焼鈍工程後、表４に示す条件でめっき工程を行った。次いで、表４に示す条件で再加熱工程を行い、鋼板を得た。
　なお、第一の実施形態の発明例では、上記第二焼鈍工程における焼鈍後の冷却停止温度は、表２に示すように１５０℃以上３００℃以下の範囲内としている。また、第二の実施形態における発明例では、上記第二焼鈍工程における焼鈍後の冷却停止温度は、３５０℃以上５００℃以下の範囲内としている。
　めっき工程では、冷延鋼板に対してめっき処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を得た。溶融亜鉛めっき浴としては、Ａｌ：０．１４質量％を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる亜鉛浴を使用した。浴温は４７０℃とした。めっき付着量は、片面あたり４５ｇ/ｍ２（両面めっき）程度とした。合金化処理は、表２に示す温度で行った。ＧＡのめっき層の組成は、Ｆｅ：７～１５質量％、Ａｌ：０．１～１．０質量％を含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなっていた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
  
　以上のようにして得られた鋼板及び各めっき鋼板を供試鋼として、以下の試験方法に従い、引張特性、伸びフランジ性（穴広げ性）、耐ＬＭＥ特性及び耐遅れ破壊特性を評価した。また、各鋼板のフェライトの面積率、焼戻しマルテンサイトの面積率、ベイニティックフェライトの面積率、及び残留オーステナイトの体積率は以下の方法で測定した。鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域及び鋼板の板厚１／４位置において、それぞれ、Ｓｉ濃度及びＭｎ濃度を、以下の方法で測定した。鋼板表面から板厚方向に存在する軟質層の厚さ、鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域のＳｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒の平均粒径、鋼板中に含まれる拡散性水素量も、上述した方法で測定した。結果は表５に示す。
　フェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイトの面積率の測定方法は、以下の通りである。面積率は、板厚の１/４位置で測定した。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面が観察面となるよう試料を切り出した後、ダイヤモンドペーストを用いて観察面を鏡面研磨し、その後、コロイダルシリカを用い仕上げ研磨を施し、さらに、３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングして組織を現出させた。加速電圧が１５ｋＶの条件で、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）を用いて、５０００倍の倍率で、１７μｍ×２３μｍの視野範囲で３視野観察した。得られた組織画像を、Ａｄｏｂｅ　Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ　Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて、各構成組織（フェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイト）の面積を測定面積で除した面積率を３視野分算出し、それらの値を平均して各組織の面積率として求めた。
　残留オーステナイトの体積率の測定方法は、以下の通りである。鋼板を板厚方向（深さ方向）に板厚の１/４まで機械研削した後、シュウ酸による化学研磨を行なって、観察面とした。該観察面を、Ｘ線回折法により観察した。入射Ｘ線としては、ＭｏのＫα線源を用い、ｂｃｃ鉄の(２００)、(２１１)、（２２０）各面の回折強度に対するｆｃｃ鉄（オーステナイト）の(２００)、(２２０)、（３１１）各面の回折強度の比を求め、これを残留オーステナイトの体積率とした。
その他の鋼板の組織（残部組織）は、ＳＥＭ観察で確認し判定した。
　鋼板の板厚１／４位置におけるＳｉ濃度ＴＳｉ及びＭｎ濃度ＴＭｎは、電界放出型電子プローブマイクロアナライザー（ＦＥ－ＥＰＭＡ：Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ－Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて、鋼板の板厚１／４位置において電子ビーム径１μｍでの点分析を任意に１０点行い、その平均により求めた。また、鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域におけるＳｉ濃度は、電界放出型電子プローブマイクロアナライザーを用いて、電子ビーム径０．１μｍで鋼板表面から板厚方向に線分析を行い、鋼板表面から板厚方向に０～１５．０μｍにおけるＳｉ濃度の濃度分布を得た。ここで、当該濃度分布のうち最小のＳｉ濃度を、上記濃度ＬＳｉとしている。また、鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域におけるＭｎ濃度も、電界放出型電子プローブマイクロアナライザーを用いて、電子ビーム径０．１μｍで鋼板表面から板厚方向に線分析を行い、鋼板表面から板厚方向に０～１５．０μｍにおけるＭｎ濃度の濃度分布を得た。ここで、当該濃度分布のうち最小のＭｎ濃度を、上記濃度ＬＭｎとしている。なお、ここでいうＳｉ濃度、Ｍｎ濃度、ＬＳｉ、ＴＳｉ、ＬＭｎ及びＴＭｎの単位は、質量％である。また、本発明における電界放出型電子プローブマイクロアナライザーでのＳｉ濃度及びＭｎ濃度の測定は、測定する位置に粒状物が存在していない箇所を１０箇所選んで実施し、それらの平均値をそれぞれＳｉ濃度及びＭｎ濃度とした。
　また、鋼板の断面（Ｌ断面）に対してＳＥＭ観察とエネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＸ）を行うことによって、鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域における酸化物の種類の特定と、Ｓｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒の平均粒径を測定した。結晶粒の平均粒径は、鋼板の断面（Ｌ断面）において、鋼板表面に平行な方向に対して切片法で測定して求めた粒径の長さの平均値である。
　また、軟質層の測定方法は、以下の通りである。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面：圧延方向に平行で、鋼板表面に対し垂直な断面）を湿式研磨により平滑化した後、ビッカース硬度計を用いて、荷重１０ｇｆで、鋼板表面から板厚方向に１μｍの位置より、板厚方向１００μｍの位置まで、１μｍ間隔で測定を行った。その後は板厚中心まで２０μｍ間隔で測定を行った。硬度が板厚１／４位置の硬度に比して６５％以下に減少した領域を軟質層と定義し、当該領域の板厚方向の厚さを軟質層の厚さと定義する。
　また、鋼板中に含まれる拡散性水素量の測定方法は、以下の通りである。冷延鋼板の場合、長さが３０ｍｍ、幅が５ｍｍの試験片を採取した。鋼板表面に溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層を有する鋼板の場合、長さが３０ｍｍ、幅が５ｍｍの試験片を採取し、溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層をアルカリ除去した。その後、試験片から放出される水素量を昇温脱離分析法によって測定した。具体的には、室温から３００℃までを昇温速度２００℃／ｈで連続加熱した後、室温まで冷却し、室温から２１０℃までに試験片から放出された積算水素量を測定して、鋼板中の拡散性水素量とする。
　＜引張特性＞
　引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して行った。得られた鋼板より、長手方向が鋼板の圧延方向に対して直角となるようにＪＩＳ５号試験片を採取した。該試験片を用いて、クロスヘッド速度が１０ｍｍ／ｍｉｎの条件で引張試験を行い、ＹＳ、ＴＳ及び全伸び（Ｅｌ）を測定した。なお、本発明では、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上であり、ＹＳ及びＥｌが下記を満たす場合を合格と判断した。
１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１３２０ＭＰａの場合、７００ＭＰａ≦ＹＳ、かつ１３％≦Ｅｌ
１３２０ＭＰａ≦ＴＳ＜１４７０ＭＰａの場合、８５０ＭＰａ≦ＹＳ、かつ１１％≦Ｅｌ
１４７０ＭＰａ≦ＴＳの場合、１０００ＭＰａ≦ＹＳ、かつ９％≦Ｅｌ
　＜伸びフランジ性（穴広げ性）＞
　伸びフランジ性（穴広げ性）は、穴広げ試験により評価した。穴広げ試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６に準拠して行った。得られた鋼板より、１００ｍｍ×１００ｍｍのサンプルを剪断で採取した。該サンプルに、クリアランスを１２．５％として直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた。内径７５ｍｍのダイスを用いて、穴の周囲をしわ押さえ力９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）で抑えた状態で、頂角６０°の円錐ポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定した。下記の式に基づいて、限界穴広げ率：λ（％）を求め、この限界穴広げ率の値から穴広げ性を評価した。
λ（％）＝｛（Ｄｆ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
ただし、上式において、Ｄｆは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ０は初期穴径（ｍｍ）である。なお、本発明では、λが２０％以上の場合を伸びフランジ性が良好と判断した。
　＜耐ＬＭＥ特性＞
　耐ＬＭＥ特性は、抵抗溶接割れ試験により判断した。得られた鋼板の圧延方向と直角方向を長手として３０ｍｍ×１００ｍｍに切断した試験片を１枚と、もう１枚は９８０ＭＰａ級の溶融亜鉛めっき鋼板を用いて、これらに抵抗溶接（スポット溶接）を実施することにより、部材を作製した。溶接機には２枚の鋼板を重ねた板組みについて、溶接ガンに取り付けられたサーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機を用いて板組みを５°傾けた状態で抵抗スポット溶接を実施した。溶接条件は加圧力を３．８ｋＮ、ホールド時間を０．２秒とした。また、溶接電流を５．７～６．２ｋＡ、通電時間を２１サイクル、ホールド時間を５サイクルとした。溶接後は試験片を半切して、断面を光学顕微鏡で観察し、０．０２ｍｍ以上の亀裂がみとめられないものをＬＭＥ割れ性が極めて良好（◎）とし、亀裂が発生するものの亀裂が０．０２ｍｍ以上０．１ｍｍ未満であるものをＬＭＥ割れ性が良好（〇）とし、０．１ｍｍ以上の亀裂が認められたものをＬＭＥ割れ性が不良（×）とした。
　＜耐遅れ破壊特性＞
　耐遅れ破壊特性は、応力を負荷したＶ曲げ加工サンプルを用いた塩酸浸漬試験により判断した。せん断により厚さ１．４ｍｍ×幅３０ｍｍ×長手１１０ｍｍの試験片を採取し、その試験片に幅中央かつ長手端部から１７．５ｍｍ位置を中心としたΦ１５ｍｍの穴あけ加工を行った。せん断条件は、板押さえ有りで、せん断レーキ角を０．５°、せん断クリアランスを１５％とし、せん断刃は１０００ショット以上使用したものとした。その後、その試験片に曲げ半径（Ｒ）を板厚（ｔ）で除したＲ／ｔ＝５．０で９０°Ｖ曲げ加工を施し、Ｖ曲げ頂点の応力がその材料のＹＳ±５０ＭＰａとなるようにΦ１５ｍｍ穴に通したボルトの締め込み量を調整した。得られた応力を負荷したＶ曲げ加工サンプルを塩酸に浸漬して、割れの有無を判断した。浸漬条件は、浸漬溶液をｐＨ＝３の塩酸で一定管理とし、液温を２５℃、浸漬時間を９６時間とした。なお、本発明では、耐遅れ破壊特性の合否判断として、塩酸浸漬試験後、１ｍｍ以上の割れが発生しなかった場合は良好（〇）、１ｍｍ以上の割れが発生した場合は不良（×）とした。
　結果を表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
  
　表５に示すように、本発明例の鋼板は、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上であり、降伏応力（ＹＳ）が高く、優れた延性、伸びフランジ性（穴広げ性）、疲労特性、及び耐ＬＭＥ特性を有する。一方、比較例の鋼板は、これらのうち少なくとも１つが本発明例に対して劣っている。
［実施例４］
　実施例３の表４の製造条件Ｎｏ．７７（本発明例）に対して、亜鉛めっき処理を行った亜鉛めっき鋼板をプレス成形して、本発明例の部材を製造した。さらに、実施例１の表２の製造条件Ｎｏ．７７（本発明例）に対して亜鉛めっき処理を行った亜鉛めっき鋼板と、実施例１の表２の製造条件Ｎｏ．８０（本発明例）に対して亜鉛めっき処理を行った亜鉛めっき鋼板とをスポット溶接により接合して本発明例の部材を製造した。これら本発明例の部材は、上述した耐ＬＭＥ割れ性が評価「◎」と優れており、かつ、耐遅れ破壊特性割れ性が評価「〇」と優れている。また、上記の本発明例の部材は、引張強さ（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上であり、降伏応力（ＹＳ）が高く、優れた延性、伸びフランジ性（穴広げ性）を有している。そのため、これらの部材は、自動車部品等に好適に用いられることがわかる。
 
 
 

Claims (34)

  1. 　質量％で、Ｓｉ：０．２０％以上２．００％以下、及びＭｎ：２．７０％以上４．００％以下を含有する成分組成と、
    　フェライトの面積率が５％以上３０％以下、ベイニティックフェライトの面積率が５％以上３５％以下、焼戻しマルテンサイトの面積率が２０％以上５０％以下、残留オーステナイトの体積率が５％以上３５％以下である鋼組織と、を有し、
    　鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域が厚さ１．０μｍ以上であり、
    　鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域における最小のＳｉ濃度ＬＳｉ及び最小のＭｎ濃度ＬＭｎと、鋼板の板厚１／４位置におけるＳｉ濃度ＴＳｉ及びＭｎ濃度ＴＭｎとが、下記式（１）を満たし、
    　引張強さが１１８０ＭＰａ以上である鋼板。
    　ＬＳｉ＋ＬＭｎ≦（ＴＳｉ＋ＴＭｎ）／４・・・（１）
  2. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｃ：０．１２０％以上０．４００％以下、
    Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｓ：０．０２００％以下、
    Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下、及び
    Ｎ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｓｂ：０．２００％以下及び
    Ｓｎ：０．２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する請求項２に記載の鋼板。
  4. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．２００％以下、
    Ｎｂ：０．２００％以下、
    Ｖ：０．１００％以下、
    Ｂ：０．０１００％以下、
    Ｃｕ：１．０００％以下、
    Ｃｒ：１．０００％以下、
    Ｎｉ：１．０００％以下、
    Ｍｏ：０．５００％以下、
    Ｔａ：０．１００％以下、
    Ｗ：０．５００％以下、
    Ｍｇ：０．０２００％以下、
    Ｚｎ：０．０２０％以下、
    Ｃｏ：０．０２０％以下、
    Ｚｒ：０．０２０％以下、
    Ｃａ：０．０２００％以下、
    Ｃｅ：０．０２００％以下、
    Ｓｅ：０．０２００％以下、
    Ｔｅ：０．０２００％以下、
    Ｇｅ：０．０２００％以下、
    Ａｓ：０．０２００％以下、
    Ｓｒ：０．０２００％以下、
    Ｃｓ：０．０２００％以下、
    Ｈｆ：０．０２００％以下、
    Ｐｂ：０．０２００％以下、
    Ｂｉ：０．０２００％以下、
    ＲＥＭ（Ｃｅを除く）：０．０２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する請求項２又は３に記載の鋼板。
  5. 　鋼板表面から板厚１／４位置における硬度に対して６５％以下の硬度の領域を軟質層としたとき、
    　鋼板表面から板厚方向に厚さ１．０μｍ以上５０．０μｍ以下の前記軟質層を有する請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼板。
  6. 　鋼板表面から板厚方向に４．９μｍ以内の領域において、Ｓｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒の平均粒径が１μｍ以上１５μｍ以下である請求項１～５のいずれか一項に記載の鋼板。
  7. 　前記Ｍｎ濃度ＬＭｎと、前記Ｍｎ濃度ＴＭｎが、下記式（２）を満たす請求項１～６のいずれか一項に記載の鋼板。
    　ＬＭｎ≦ＴＭｎ／３・・・（２）
  8. 　鋼板表面に溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層を有する請求項１～７のいずれか一項に記載の鋼板。
  9. 　鋼板中に含まれる拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ以下である請求項１～８のいずれか一項に記載の鋼板。
  10. 　前記成分組成の炭素当量Ｃｅｑが０．６９７％以上である請求項１～９のいずれか一項に記載の鋼板。
  11. 　請求項１～１０のいずれか一項に記載の鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施してなる部材。
  12. 　請求項１～４のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施し、４５０℃以上７５０℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程後の鋼板を４００℃以上の温度域で３６００秒以上保持し、酸洗した後、圧下率３０％以上で冷間圧延を施す冷間圧延工程と、
    　前記冷間圧延工程後の鋼板を８２０℃以上の温度域で２０秒以上保持する第一焼鈍工程と、
    　前記第一焼鈍工程後の鋼板を露点が－３５℃以上の雰囲気中を７４０℃以上９００℃以下の温度域で２０秒以上保持した後、該温度域から５５０℃までの平均冷却速度が８℃／秒以上で、１５０℃以上３００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、７４０℃から該冷却停止温度まで冷却する際に半径１００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計３回以上１５回以下で行う第二焼鈍工程と、
    　前記第二焼鈍工程後の鋼板を（前記冷却停止温度＋５０℃）以上５００℃以下の温度域まで再加熱し、該温度域で１０秒以上保持する再加熱工程と、を有する鋼板の製造方法。
  13. 　前記再加熱工程後の鋼板に対して、溶融亜鉛めっきを施す、又は溶融亜鉛めっきを施した後に４５０℃以上６００℃以下の温度域に再加熱して合金化処理を施すめっき工程を有する請求項１２に記載の鋼板の製造方法。
  14. 　請求項１～４のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施し、４５０℃以上７５０℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程後の鋼板を４００℃以上の温度域で３６００秒以上保持し、酸洗した後、圧下率３０％以上で冷間圧延を施す冷間圧延工程と、
    　前記冷間圧延工程後の鋼板を８２０℃以上の温度域で２０秒以上保持する第一焼鈍工程と、
    　前記第一焼鈍工程後の鋼板を露点が－３５℃以上の雰囲気中を７４０℃以上９００℃以下の温度域で２０秒以上保持した後、該温度域から５５０℃までの平均冷却速度が８℃／秒以上で、３５０℃以上５００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、７４０℃から該冷却停止温度まで冷却する際に半径１００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計３回以上１５回以下で行う第二焼鈍工程と、
    　前記第二焼鈍工程後の鋼板に対して、溶融亜鉛めっきを施す、又は溶融亜鉛めっきを施した後に４５０℃以上６００℃以下の温度域に再加熱して合金化処理を施すめっき工程と、
    　前記めっき工程後の鋼板を５０℃以上３５０℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、該冷却停止温度超かつ３００℃以上５００℃以下の温度まで再加熱して１０秒以上保持する再加熱工程と、を有する鋼板の製造方法。
  15. 　前記再加熱工程後、鋼板を５０℃以上３００℃以下の温度域内で０．５時間以上７２．０時間以下保持する脱水素処理工程を有する請求項１２～１４のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法。
  16. 　前記成分組成の炭素当量Ｃｅｑが０．６９７％以上である請求項１２～１５のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法。
  17. 　請求項１２～１６のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施す工程を有する部材の製造方法。
  18. 　質量％で、Ｓｉ：０．２０％以上２．００％以下、及びＭｎ：２．７０％以上４．００％以下を含有する成分組成と、
    　フェライトの面積率が５％以上３０％以下、ベイニティックフェライトの面積率が５％以上３５％以下、焼戻しマルテンサイトの面積率が２０％以上５０％以下、残留オーステナイトの体積率が５％以上３５％以下である鋼組織と、を有し、
    　鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域において、Ｓｉ濃度が鋼板の成分組成のＳｉ濃度の１／３以下であり、かつＭｎ濃度が鋼板の成分組成のＭｎ濃度の１／３以下である領域が厚さ１．０μｍ以上であり、
    　鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域における最小のＳｉ濃度ＬＳｉ及び最小のＭｎ濃度ＬＭｎと、鋼板の板厚１／４位置におけるＳｉ濃度ＴＳｉ及びＭｎ濃度ＴＭｎとが、下記式（１）を満たし、
    　引張強さが１１８０ＭＰａ以上である鋼板。
    　ＬＳｉ＋ＬＭｎ≦（ＴＳｉ＋ＴＭｎ）／４・・・（１）
  19. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｃ：０．１２０％以上０．４００％以下、
    Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｓ：０．０２００％以下、
    Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下、及び
    Ｎ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる請求項１８に記載の鋼板。
  20. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｓｂ：０．２００％以下及び
    Ｓｎ：０．２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１９に記載の鋼板。
  21. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．２００％以下、
    Ｎｂ：０．２００％以下、
    Ｖ：０．１００％以下、
    Ｂ：０．０１００％以下、
    Ｃｕ：１．０００％以下、
    Ｃｒ：１．０００％以下、
    Ｎｉ：１．０００％以下、
    Ｍｏ：０．５００％以下、
    Ｔａ：０．１００％以下、
    Ｗ：０．５００％以下、
    Ｍｇ：０．０２００％以下、
    Ｚｎ：０．０２０％以下、
    Ｃｏ：０．０２０％以下、
    Ｚｒ：０．０２０％以下、
    Ｃａ：０．０２００％以下、
    Ｃｅ：０．０２００％以下、
    Ｓｅ：０．０２００％以下、
    Ｔｅ：０．０２００％以下、
    Ｇｅ：０．０２００％以下、
    Ａｓ：０．０２００％以下、
    Ｓｒ：０．０２００％以下、
    Ｃｓ：０．０２００％以下、
    Ｈｆ：０．０２００％以下、
    Ｐｂ：０．０２００％以下、
    Ｂｉ：０．０２００％以下、
    ＲＥＭ（Ｃｅを除く）：０．０２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１９又は２０に記載の鋼板。
  22. 　鋼板表面から板厚１／４位置における硬度に対して６５％以下の硬度の領域を軟質層としたとき、
    　鋼板表面から板厚方向に厚さ１．０μｍ以上５０．０μｍ以下の前記軟質層を有する請求項１８～２１のいずれか一項に記載の鋼板。
  23. 　鋼板表面から板厚方向に１５．０μｍ以内の領域において、Ｓｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む結晶粒の平均粒径が１μｍ以上１５μｍ以下である請求項１８～２２のいずれか一項に記載の鋼板。
  24. 　前記Ｍｎ濃度ＬＭｎと、前記Ｍｎ濃度ＴＭｎが、下記式（２）を満たす請求項１８～２３のいずれか一項に記載の鋼板。
    　ＬＭｎ≦ＴＭｎ／３・・・（２）
  25. 　鋼板表面に溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層を有する請求項１８～２４のいずれか一項に記載の鋼板。
  26. 　鋼板中に含まれる拡散性水素量が０．５０質量ｐｐｍ以下である請求項１８～２５のいずれか一項に記載の鋼板。
  27. 　前記成分組成の炭素当量Ｃｅｑが０．６９７％以上である請求項１８～２６のいずれか一項に記載の鋼板。
  28. 　請求項１８～２７のいずれか一項に記載の鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施してなる部材。
  29. 　請求項１８～２１のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施し、４５０℃以上７５０℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程後の鋼板を４００℃以上の温度域で３６００秒以上保持し、酸洗した後、圧下率３０％以上で冷間圧延を施す冷間圧延工程と、
    　前記冷間圧延工程後の鋼板を８２０℃以上の温度域で２０秒以上保持する第一焼鈍工程と、
    　前記第一焼鈍工程後の鋼板を露点が－３５℃以上２０℃以下の雰囲気中を７４０℃以上９００℃以下の温度域で２０秒以上保持した後、該温度域から５５０℃までの平均冷却速度が８℃／秒以上で、１５０℃以上３００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、７４０℃から該冷却停止温度まで冷却する際に半径１００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計３回以上１５回以下で行う第二焼鈍工程と、
    　前記第二焼鈍工程後の鋼板を（前記冷却停止温度＋５０℃）以上５００℃以下の温度域まで再加熱し、該温度域で１０秒以上保持する再加熱工程と、を有する鋼板の製造方法。
  30. 　前記再加熱工程後の鋼板に対して、溶融亜鉛めっきを施す、又は溶融亜鉛めっきを施した後に４５０℃以上６００℃以下の温度域に再加熱して合金化処理を施すめっき工程を有する請求項２９に記載の鋼板の製造方法。
  31. 　請求項１８～２１のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼スラブに熱間圧延を施し、４５０℃以上７５０℃以下の巻取温度で巻き取る熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程後の鋼板を４００℃以上の温度域で３６００秒以上保持し、酸洗した後、圧下率３０％以上で冷間圧延を施す冷間圧延工程と、
    　前記冷間圧延工程後の鋼板を８２０℃以上の温度域で２０秒以上保持する第一焼鈍工程と、
    　前記第一焼鈍工程後の鋼板を露点が－３５℃以上２０℃以下の雰囲気中を７４０℃以上９００℃以下の温度域で２０秒以上保持した後、該温度域から５５０℃までの平均冷却速度が８℃／秒以上で、３５０℃以上５００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、７４０℃から該冷却停止温度まで冷却する際に半径１００ｍｍ以上１０００ｍｍ以下のロールで曲げ及び曲げ戻しを合計３回以上１５回以下で行う第二焼鈍工程と、
    　前記第二焼鈍工程後の鋼板に対して、溶融亜鉛めっきを施す、又は溶融亜鉛めっきを施した後に４５０℃以上６００℃以下の温度域に再加熱して合金化処理を施すめっき工程と、
    　前記めっき工程後の鋼板を５０℃以上３５０℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、該冷却停止温度超かつ３００℃以上５００℃以下の温度まで再加熱して１０秒以上保持する再加熱工程と、を有する鋼板の製造方法。
  32. 　前記再加熱工程後、鋼板を５０℃以上３００℃以下の温度域内で０．５時間以上７２．０時間以下保持する脱水素処理工程を有する請求項２９～３１のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法。
  33. 　前記成分組成の炭素当量Ｃｅｑが０．６９７％以上である請求項２９～３２のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法。
  34. 　請求項２９～３３のいずれか一項に記載の鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施す工程を有する部材の製造方法。
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KR1020227033365A KR20220145391A (ko) 2020-03-31 2021-03-25 강판, 부재 및 그들의 제조 방법
JP2021535765A JP7001204B1 (ja) 2020-03-31 2021-03-25 鋼板及び部材
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Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114318170A (zh) * 2021-12-19 2022-04-12 江阴市江扬标准紧固件制造有限公司 汽车高强度耐腐蚀法兰螺栓及其制备工艺
WO2022149502A1 (ja) * 2021-01-07 2022-07-14 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
JP7111281B1 (ja) * 2021-03-02 2022-08-02 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2022185805A1 (ja) * 2021-03-02 2022-09-09 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2023218732A1 (ja) * 2022-05-11 2023-11-16 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2024150817A1 (ja) * 2023-01-13 2024-07-18 日本製鉄株式会社 鋼板及びめっき鋼板
WO2024150820A1 (ja) * 2023-01-13 2024-07-18 日本製鉄株式会社 溶接継手
WO2024150824A1 (ja) * 2023-01-13 2024-07-18 日本製鉄株式会社 溶接継手
WO2024150822A1 (ja) * 2023-01-13 2024-07-18 日本製鉄株式会社 鋼板及びめっき鋼板
WO2024202803A1 (ja) * 2023-03-31 2024-10-03 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN116984393B (zh) * 2023-09-25 2024-01-02 太原理工大学 一种轧制力和各层厚度预测方法、装置、设备及介质

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6388099A (ja) 1986-10-02 1988-04-19 Zenzo Shimada メタン発酵法の前処理方法
JP2007302918A (ja) 2006-05-09 2007-11-22 Nippon Steel Corp 穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
WO2015092982A1 (ja) * 2013-12-18 2015-06-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2016171237A1 (ja) 2015-04-22 2016-10-27 新日鐵住金株式会社 めっき鋼板
JP2017002384A (ja) * 2015-06-15 2017-01-05 新日鐵住金株式会社 耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板及びその製造方法
WO2019026116A1 (ja) * 2017-07-31 2019-02-07 新日鐵住金株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板
JP2019504196A (ja) * 2015-12-15 2019-02-14 ポスコＰｏｓｃｏ 表面品質及びスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
WO2019077777A1 (ja) * 2017-10-20 2019-04-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5637342B2 (ja) * 2008-09-18 2014-12-10 国立大学法人 岡山大学 ホットプレス加工を施した鋼板部材及びその製造方法
CN103097566B (zh) * 2010-09-16 2015-02-18 新日铁住金株式会社 延展性和拉伸凸缘性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板以及它们的制造方法
JP5729829B2 (ja) * 2010-11-15 2015-06-03 株式会社神戸製鋼所 温間での延性と深絞り性に優れる温間成形用高強度鋼板およびその製造方法
US9745639B2 (en) * 2011-06-13 2017-08-29 Kobe Steel, Ltd. High-strength steel sheet excellent in workability and cold brittleness resistance, and manufacturing method thereof
JP5636347B2 (ja) * 2011-08-17 2014-12-03 株式会社神戸製鋼所 室温および温間での成形性に優れた高強度鋼板およびその温間成形方法
US8932729B2 (en) * 2011-09-30 2015-01-13 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in impact resistance property and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet
MX2017009017A (es) * 2015-01-09 2018-04-13 Kobe Steel Ltd Lamina de acero chapada de alta resistencia y metodo para su produccion.
WO2018088421A1 (ja) * 2016-11-10 2018-05-17 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延薄鋼板および高強度冷延薄鋼板の製造方法
WO2018146828A1 (ja) * 2017-02-10 2018-08-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
BR112020008427A2 (pt) 2017-12-15 2020-11-17 Nippon Steel Corporation chapa de aço, chapa de aço galvanizado por imersão a quente e chapa de aço galvanizado e recozido
JP6525125B1 (ja) * 2017-12-26 2019-06-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板及びその製造方法
KR20220144405A (ko) * 2020-03-31 2022-10-26 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 강판, 부재 및 그들의 제조 방법

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6388099A (ja) 1986-10-02 1988-04-19 Zenzo Shimada メタン発酵法の前処理方法
JP2007302918A (ja) 2006-05-09 2007-11-22 Nippon Steel Corp 穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
WO2015092982A1 (ja) * 2013-12-18 2015-06-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2016171237A1 (ja) 2015-04-22 2016-10-27 新日鐵住金株式会社 めっき鋼板
JP2017002384A (ja) * 2015-06-15 2017-01-05 新日鐵住金株式会社 耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板及びその製造方法
JP2019504196A (ja) * 2015-12-15 2019-02-14 ポスコＰｏｓｃｏ 表面品質及びスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
WO2019026116A1 (ja) * 2017-07-31 2019-02-07 新日鐵住金株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板
WO2019077777A1 (ja) * 2017-10-20 2019-04-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP4130324A4

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022149502A1 (ja) * 2021-01-07 2022-07-14 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
JP7111281B1 (ja) * 2021-03-02 2022-08-02 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2022185805A1 (ja) * 2021-03-02 2022-09-09 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
CN114318170A (zh) * 2021-12-19 2022-04-12 江阴市江扬标准紧固件制造有限公司 汽车高强度耐腐蚀法兰螺栓及其制备工艺
WO2023218732A1 (ja) * 2022-05-11 2023-11-16 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2024150817A1 (ja) * 2023-01-13 2024-07-18 日本製鉄株式会社 鋼板及びめっき鋼板
WO2024150820A1 (ja) * 2023-01-13 2024-07-18 日本製鉄株式会社 溶接継手
WO2024150824A1 (ja) * 2023-01-13 2024-07-18 日本製鉄株式会社 溶接継手
WO2024150822A1 (ja) * 2023-01-13 2024-07-18 日本製鉄株式会社 鋼板及びめっき鋼板
WO2024202803A1 (ja) * 2023-03-31 2024-10-03 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法

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