WO2021251276A1 - 鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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hot
rolling
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健悟 竹田
克哉 中野
裕也 鈴木
絵里子 塚本
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日本製鉄株式会社
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    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet having high strength and excellent weldability and a method for manufacturing the same.
  • LME crack liquid metal embrittlement crack
  • Patent Documents 1 and 2 Although many inventions relating to high-strength steel plates have been disclosed so far, there are few disclosure examples of techniques relating to suppression of spot welded LME cracks. (See, for example, Patent Documents 1 and 2).
  • Patent Document 1 discloses a steel sheet having improved strength and galling resistance by dispersing fine oxides containing Si and / or Mn on the surface layer of the steel sheet to increase the hardness, and generates an oxide on the surface layer of the steel sheet.
  • a technique is disclosed in which the hot rolling conditions are controlled so that the oxides are not completely removed, and the pickling conditions are controlled so as not to completely remove the oxide.
  • Patent Document 1 does not disclose a technique for suppressing LME.
  • Patent Document 2 an internal oxide layer having a certain depth is provided on the surface layer of the steel sheet to function as a hydrogen trap site, and the surface layer is softened to improve the balance between strength and ductility, bendability, and delayed fracture resistance.
  • the steel sheet is disclosed, and a technique for annealing in an oxidizing and reducing atmosphere while leaving an internal oxide layer generated by hot rolling with a constant thickness even after pickling and cold rolling is disclosed.
  • Patent Document 2 does not disclose any technique for suppressing LME.
  • the present inventors have diligently studied a method for solving the above problems, and clarified that the influence of "distortion" is large on the occurrence of LME cracking. For example, even in the same energization cycle (heat history), if spot welding is performed so as to increase the amount of plastic deformation of the steel sheet, LME cracking occurs remarkably. It is considered that the reason why LME cracking is likely to occur with the increase of "strain” is that the above-mentioned "intrusion of hot-dip galvan into the inside of the steel sheet” is likely to occur. Therefore, by preventing an increase in strain on the surface layer of the steel sheet, it is possible to suppress the occurrence of spot welded LME cracks.
  • the present inventors have found a means for imparting a strength difference in the plate thickness direction in order to prevent an increase in strain on the surface layer of the steel sheet. Specifically, when the steel plate was rapidly heated during spot welding, it was found that the austenite particle size was affected by the block diameter of the material before welding, and the block diameter of the outermost layer (first layer) was miniaturized. A soft layer with a large block diameter (second layer) is provided inside the plate thickness of the hard outermost layer, and a hard layer (third layer) having a finer block diameter than this soft layer is further placed inside the plate thickness. Is provided.
  • the block diameter is large and the block diameter is soft when deformed even during spot welding.
  • the second layer bears the strain, and it becomes possible to suppress an excessive increase in the strain in the outermost layer (first layer).
  • penetration of cracks to the outermost layer is suppressed in the hole expanding process, so that high hole expanding characteristics can be obtained.
  • the present inventors have difficulty in manufacturing a steel sheet having a layered structure in which an appropriate difference in block diameter is provided in the plate thickness direction, even if the hot rolling conditions and the annealing conditions are simply devised.
  • the present invention was completed by discovering through various studies that it can be manufactured only by achieving optimization in so-called integrated processes such as rolling and annealing processes.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • Total of ferrite, pearlite and bainite 0 to 10.0%
  • total of martensite and tempered martensite 80.0 to 100.0%
  • the block diameter in the first depth region of 1 to 10 ⁇ m from the surface is 5.0 ⁇ m or less.
  • the block diameter in the second depth region of 10 to 60 ⁇ m from the surface is 6.0 to 20.0 ⁇ m.
  • the chemical composition is mass%.
  • the steel sheet according to (1) above which contains one kind or two or more kinds selected from the group consisting of.
  • a method for manufacturing a steel sheet including an annealing process.
  • the steel sheet according to the embodiment of the present invention is based on mass%.
  • Total of ferrite, pearlite and bainite 0 to 10.0%
  • total of martensite and tempered martensite 80.0 to 100.0%
  • the block diameter in the first depth region of 1 to 10 ⁇ m from the surface is 5.0 ⁇ m or less.
  • the block diameter in the second depth region of 10 to 60 ⁇ m from the surface is 6.0 to 20.0 ⁇ m. It is characterized in that the block diameter in the third depth region of 60 ⁇ m to 1/4 of the plate thickness from the surface is less than 6.0 ⁇ m.
  • C (C: 0.20 to 0.40%) C is an element that increases the tensile strength at low cost, and is an extremely important element for controlling the strength of steel. In order to sufficiently obtain such an effect, the C content is set to 0.20% or more. The C content may be 0.22% or more, 0.24% or more, or 0.28% or more. On the other hand, excessive content of C may promote the occurrence of LME. Therefore, the C content is set to 0.40% or less. The C content may be 0.38% or less, 0.36% or less, or 0.34% or less.
  • Si 0.01-1.00%
  • Si is an element that acts as a deoxidizing agent and suppresses the precipitation of carbides in the cooling process during annealing of a cold rolled sheet.
  • the Si content is 0.01% or more.
  • the Si content may be 0.05% or more, 0.10% or more, or 0.20% or more.
  • the Si content is set to 1.00% or less.
  • the Si content may be 0.90% or less, 0.80% or less, or 0.70% or less.
  • Mn is a factor that affects the ferrite transformation of steel and is an effective element for increasing the strength. In order to sufficiently obtain such an effect, the Mn content is set to 0.10% or more. The Mn content may be 0.50% or more, 0.90% or more, or 1.50% or more. On the other hand, if Mn is excessively contained, the strength of the steel is increased and the hole expanding property is lowered, and coarse oxides are dispersed in the surface layer of the hot-rolled steel sheet, so that the surface layer of the steel sheet after annealing the cold-rolled steel sheet is dispersed. Since the desired particle size distribution cannot be obtained in the above, the LME resistance may be lowered. Therefore, the Mn content is set to 4.00% or less. The Mn content may be 3.30% or less, 3.00% or less, or 2.70% or less.
  • P is an element that strongly segregates at the ferrite grain boundaries and promotes embrittlement of the grain boundaries.
  • the P content may be 0.0001% or more, and may be 0.0010% or more or 0.0040% or more.
  • the steel strength may increase and the steel may become embrittlement, further lowering the LME resistance. Therefore, the P content is 0.0200% or less.
  • the P content may be 0.0180% or less, 0.0150% or less, or 0.0100% or less.
  • S is an element that forms non-metal inclusions such as MnS in steel and causes a decrease in ductility of steel parts.
  • the S content may be 0.0001% or more, and 0.0002% or more, 0.0010% or more, or 0.0050% or more. There may be.
  • the S content is 0.0200% or less.
  • the S content may be 0.0180% or less, 0.0150% or less, or 0.0100% or less.
  • Al is an element that acts as a deoxidizing agent for steel and stabilizes ferrite, and may be contained if necessary. Since Al does not have to be contained, the lower limit of the Al content is 0%. In order to sufficiently obtain the effect, the Al content is preferably 0.001% or more, and may be 0.010% or more, 0.050% or more, or 0.100% or more. On the other hand, if Al is excessively contained, the ferrite transformation and the bainite transformation in the cooling process are excessively promoted in the cold rolled sheet annealing, so that the strength of the steel sheet may decrease. Therefore, the Al content is set to 1.000% or less. The Al content may be 0.900% or less, 0.800% or less, or 0.700% or less.
  • N is an element that forms a coarse nitride in the steel sheet and lowers the workability of the steel sheet. Further, N is an element that causes blow holes during welding. The smaller the N content is, the more preferable it is, so it is ideally 0%. However, since an excessive reduction in the N content causes a significant increase in manufacturing cost, the N content may be 0.0001% or more, 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0050% or more. May be. On the other hand, when N is excessively contained, it combines with Al and Ti to form a large amount of AlN or TiN, and these nitrides reduce the block diameter together with the austenite particle size during the annealing of the cold-rolled sheet.
  • the N content is 0.0200% or less.
  • the N content may be 0.0160% or less, 0.0100% or less, or 0.0080% or less.
  • the basic chemical composition of the steel sheet in this embodiment is as described above. Further, the steel sheet in the present embodiment may contain at least one of the following optional elements instead of a part of Fe in the balance, if necessary. Since these elements do not have to be contained, the lower limit is 0%.
  • Co is an element effective for controlling the morphology of carbides and increasing the strength, and may be contained as necessary for controlling solid solution carbon.
  • the Co content is preferably 0.0001% or more.
  • the Co content may be 0.0010% or more, 0.0100% or more, or 0.0400% or more.
  • the Co content is preferably 0.5000% or less.
  • the Co content may be 0.4000% or less, 0.3000% or less, or 0.2000% or less.
  • Ni is a reinforcing element and is effective in improving hardenability. In addition, it may be contained as necessary because it improves the wettability and promotes the alloying reaction. In order to sufficiently obtain these effects, the Ni content is preferably 0.0001% or more. The Ni content may be 0.0010% or more, 0.0100% or more, or 0.0500% or more. On the other hand, if Ni is excessively contained, the manufacturability at the time of manufacturing and hot spreading may be adversely affected and the hole expanding property may be deteriorated. Therefore, the Ni content is preferably 1.000% or less. The Ni content may be 0.8000% or less, 0.5000% or less, or 0.200% or less.
  • Mo is an element effective for improving the strength of a steel sheet. Further, Mo is an element having an effect of suppressing a ferrite transformation that occurs during heat treatment in a continuous annealing facility or a continuous hot dip galvanizing facility. In order to sufficiently obtain these effects, the Mo content is preferably 0.0001% or more. The Mo content may be 0.0010% or more, 0.0100% or more, or 0.0500% or more. On the other hand, when Mo is excessively contained, a large number of fine Mo carbides are precipitated, and these carbides make the block diameter finer together with the austenite grain size during the annealing of the cold-rolled sheet. In some cases, tilt control cannot be performed. Therefore, the Mo content is preferably 1.000% or less. The Mo content may be 0.9000% or less, 0.8000% or less, or 0.700% or less.
  • Cr is an element that suppresses pearlite transformation like Mn and is effective for increasing the strength of steel, and may be contained as necessary.
  • the Cr content is preferably 0.0001% or more.
  • the Cr content may be 0.0010% or more, 0.0100% or more, or 0.0500% or more.
  • the Cr content is preferably 2.0000% or less.
  • the Cr content may be 1.8000% or less, 1.6000% or less, or 1.000% or less.
  • O 0 to 0.0200% Since O forms an oxide and deteriorates processability, it is necessary to suppress the content. In particular, oxides often exist as inclusions, and when they are present on the punched end face or the cut surface, they form notch-like scratches and coarse dimples on the end face, so that they are formed during overhang molding or strong processing. , Invites stress concentration, becomes the starting point of crack formation, and causes significant deterioration of workability. Therefore, the O content may be 0%, but excessive reduction leads to a large cost increase and is economically unfavorable. Therefore, the O content is preferably 0.0001% or more. The O content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more.
  • the O content is preferably 0.0200% or less.
  • the O content may be 0.0160% or less, 0.0100% or less, or 0.0050% or less.
  • Ti is a reinforcing element and contributes to the increase in the strength of the steel sheet by strengthening the precipitates, strengthening the fine grains by suppressing the growth of the crystal grains, and strengthening the dislocations by suppressing the recrystallization.
  • the Ti content is preferably 0.0001% or more.
  • the Ti content may be 0.001% or more, 0.005% or more, 0.010% or more, or 0.030% or more.
  • the Ti content is preferably 0.500% or less.
  • the Ti content may be 0.400% or less, 0.200% or less, or 0.100% or less.
  • B is an element that suppresses the formation of ferrite and pearlite in the cooling process from austenite and promotes the formation of a low temperature transformation structure such as bainite or martensite. Further, B is an element useful for increasing the strength of steel, and may be contained as necessary. However, if the B content is too low, the effect of improving the strength and the like may not be sufficiently obtained. Furthermore, identification of less than 0.0001% requires careful attention to analysis and reaches the lower limit of detection depending on the analyzer. Therefore, the B content is preferably 0.0001% or more. The B content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more.
  • the B content is preferably 0.0100% or less.
  • the B content may be 0.0080% or less, 0.0060% or less, or 0.0040% or less.
  • Nb is an element effective for controlling the morphology of carbides, and is also an element effective for improving toughness because the structure is made finer by its addition.
  • the Nb content is preferably 0.0001% or more.
  • the Nb content may be 0.0010% or more, 0.0100% or more, or 0.0200% or more.
  • the Nb content is preferably 0.5000% or less.
  • the Nb content may be 0.4000% or less, 0.2000% or less, or 0.1000% or less.
  • V is a reinforcing element and contributes to an increase in the strength of the steel sheet by strengthening the precipitates, strengthening the fine particles by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and strengthening the dislocations by suppressing recrystallization.
  • the V content is preferably 0.0001% or more.
  • the V content may be 0.0010% or more, 0.0100% or more, or 0.0200% or more.
  • the V content is preferably 0.5000% or less.
  • the V content may be 0.4000% or less, 0.2000% or less, or 0.1000% or less.
  • Cu is an element effective for improving the strength of a steel sheet.
  • the Cu content is preferably 0.0001% or more.
  • the Cu content may be 0.0010% or more, 0.0100% or more, or 0.0200% or more.
  • the Cu content is preferably 0.5000% or less.
  • the Cu content may be 0.4000% or less, 0.2000% or less, or 0.1000% or less.
  • W is an extremely important element because it is effective in increasing the strength of the steel sheet and the precipitates and crystallized substances containing W become hydrogen trap sites.
  • the W content is preferably 0.0001% or more.
  • the W content may be 0.0010% or more, 0.0050% or more, or 0.0100% or more.
  • the W content is preferably 0.1000% or less.
  • the W content may be 0.0800% or less, 0.0600% or less, or 0.0400% or less.
  • Ta is an element effective for controlling the morphology of carbides and increasing the strength, and may be contained if necessary.
  • the Ta content is preferably 0.0001% or more.
  • the Ta content may be 0.0010% or more, 0.0050% or more, or 0.0100% or more.
  • the Ta content is preferably 0.1000% or less.
  • the Ta content may be 0.0800% or less, 0.0600% or less, or 0.0400% or less.
  • Sn is an element contained in steel when scrap is used as a raw material, and the smaller the amount, the more preferable. Therefore, the Sn content may be 0%, but excessive reduction leads to an increase in refining cost. Therefore, the Sn content is preferably 0.0001% or more. The Sn content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0020% or more. On the other hand, if Sn is excessively contained, the embrittlement of the steel sheet may cause a decrease in hole expandability. Therefore, the Sn content is preferably 0.0500% or less. The Sn content may be 0.0400% or less, 0.0200% or less, or 0.0100% or less.
  • Sb is an element contained when scrap is used as a steel raw material. Sb is strongly segregated at the grain boundaries, causing embrittlement of the grain boundaries and a decrease in ductility. Therefore, the smaller the amount, the more preferably 0%. However, excessive reduction leads to an increase in refining costs. Therefore, the Sb content is preferably 0.0001% or more. The Sb content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0020% or more. On the other hand, if Sb is excessively contained, it may cause a decrease in hole widening property. Therefore, the Sb content is preferably 0.0500% or less. The Sb content may be 0.0400% or less, 0.0200% or less, or 0.0100% or less.
  • the As content may be 0%, but excessive reduction leads to an increase in refining cost. Therefore, the As content is preferably 0.0001% or more.
  • the As content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0020% or more.
  • the As content is preferably 0.0500% or less.
  • the As content may be 0.0400% or less, 0.0300% or less, or 0.0200% or less.
  • Mg is an element whose morphology of sulfide can be controlled by adding a small amount, and may be contained if necessary.
  • the Mg content is preferably 0.0001% or more.
  • the Mg content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0020% or more.
  • the Mg content is preferably 0.0500% or less.
  • the Mg content may be 0.0400% or less, 0.0300% or less, or 0.0200% or less.
  • Ca (Ca: 0 to 0.0500%) Ca is useful as a deoxidizing element and is also effective in controlling the morphology of sulfides.
  • the Ca content is preferably 0.0001% or more.
  • the Ca content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0020% or more.
  • the Ca content is preferably 0.0500% or less.
  • the Ca content may be 0.0400% or less, 0.0300% or less, or 0.0200% or less.
  • Y is an element whose morphology of sulfide can be controlled by adding a small amount, and may be contained if necessary.
  • the Y content is preferably 0.0001% or more.
  • the Y content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0020% or more.
  • the Y content is preferably 0.0500% or less.
  • the Y content may be 0.0400% or less, 0.0300% or less, or 0.0200% or less.
  • Zr is an element whose morphology of sulfide can be controlled by adding a small amount, and may be contained if necessary.
  • the Zr content is preferably 0.0001% or more.
  • the Zr content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0020% or more.
  • the Zr content is preferably 0.0500% or less.
  • the Zr content may be 0.0400% or less, 0.0300% or less, or 0.0200% or less.
  • La is an element effective for controlling the morphology of sulfide by adding a small amount, and may be contained if necessary.
  • the La content is preferably 0.0001% or more.
  • the La content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0020% or more.
  • the La content is preferably 0.0500% or less.
  • the La content may be 0.0400% or less, 0.0300% or less, or 0.0200% or less.
  • Ce is an element that can control the morphology of sulfide by adding a small amount like La, and may be contained if necessary.
  • the Ce content is preferably 0.0001% or more.
  • the Ce content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0020% or more.
  • Ce oxide may be formed, which may lead to a decrease in hole-spreading property. Therefore, the Ce content is preferably 0.0500% or less.
  • the Ce content may be 0.0400% or less, 0.0300% or less, or 0.0200% or less.
  • the balance of the components described above is Fe and impurities.
  • Impurities are components and the like that are mixed by various factors in the manufacturing process, including raw materials such as ore and scrap, when the steel sheet according to the present embodiment is industrially manufactured.
  • Ferrite, pearlite, and bainite are factors that cause a decrease in hole expandability as well as a decrease in the strength of the steel sheet, and the smaller the area ratio, the more preferable. Therefore, the total of ferrite, pearlite and bainite may be 10.0% or less in terms of area ratio, and may be 8.0% or less, 6.0% or less, 5.0% or less or 0%. However, controlling to 0% requires high-precision control of the integrated manufacturing conditions, which may lead to a decrease in productivity. Therefore, the total of ferrite, pearlite and bainite may be 0.3% or more or 0.5% or more in terms of area ratio.
  • Martensite and tempered martensite are structures that are extremely effective in increasing the strength of the steel sheet, and the higher the area ratio is, the more preferable it is in order to secure the strength as well as the drilling property. Therefore, the total of martensite and tempered martensite may be 80.0% or more in terms of area ratio, and may be 85.0% or more, 90.0% or more, 95.0% or more, or 100.0%. However, controlling to 100.0% requires high-precision control of the integrated manufacturing conditions, which may lead to a decrease in productivity. Therefore, the total of martensite and tempered martensite may be 99.5% or less or 99.0% or less in terms of area ratio.
  • the microstructure of the steel sheet according to the embodiment of the present invention has a total of ferrite, pearlite and bainite: 0 to 10.0%, and a total of martensite and tempered martensite: 80.0 in terms of area ratio. It may contain ⁇ 100.0% and may be composed of only them or may have a residual tissue. If residual tissue is present, it preferably consists of retained austenite: 0 to 10.0% in area ratio. Residual austenite is a structure that is effective in improving the strength ductility balance of steel sheets, but if it is contained in a large amount, it may cause a decrease in local ductility and deteriorate the hole expandability.
  • the area ratio of the retained austenite in the microstructure is preferably 10.0% or less, 9.0% or less, 8.0% or less, and so on. 5.0% or less, 4.0% or less, 3.0% or less, 2.0% or less, 1.0% or less, 0.9% or less, 0.8% or less, 0.6% or less, 0. It may be 4% or less or 0%.
  • controlling to 0% requires high-precision control of the integrated manufacturing conditions, which may lead to a decrease in productivity. Therefore, the area ratio of retained austenite in the microstructure may be 0.1% or more or 0.3% or more.
  • the block diameter in the first depth region of 1 to 10 ⁇ m in the plate thickness direction from the surface of the steel plate is an important factor for increasing the hot deformation resistance of the steel plate during spot welding.
  • the first depth region and the second and third depth regions described later are regions in the cross-sectional structure in which the steel sheet is cut in the width direction orthogonal to the rolling direction of the steel sheet and in the direction perpendicular to the surface of the steel sheet. It means.
  • the austenite grain size of the region heated by hot deformation that is, spot welding, is affected by the block diameter of the material before welding.
  • the block diameter in the first depth region is 5.0 ⁇ m or less, preferably 4.0 ⁇ m or less, and more preferably 3.0 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the block diameter in the first depth region is not particularly limited, but is generally 0.1 ⁇ m or more or 0.3 ⁇ m or more.
  • the block diameter in the second depth region of 10 to 60 ⁇ m from the surface of the steel sheet is an important factor for suppressing strain concentration on the surface layer of the steel sheet during spot welding.
  • the block diameter in the second depth region is sufficiently coarse with respect to the block diameter in the first depth region, hot deformation during spot welding is performed in the first depth region and the second depth region.
  • the second depth region bears more strain than the first depth region, and the strain generated in the first depth region can be suppressed.
  • the block diameter in the second depth region may be 6.0 ⁇ m or more, and may be 8.0 ⁇ m or more or 10.0 ⁇ m or more.
  • the block diameter in the second depth region is too large, the deformation resistance during spot welding is excessively lowered. Therefore, if the block diameter in the second depth region is too large, the amount of deformation in the second depth region increases remarkably during spot welding, and the amount of strain generated in the first depth region increases, resulting in LME. Causes the occurrence of. Therefore, the block diameter in the second depth region is 20.0 ⁇ m or less, preferably 18.0 ⁇ m or less, and more preferably 15.0 ⁇ m or less.
  • the block diameter in the third depth region of 60 ⁇ m to 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel plate is an important factor for suppressing strain concentration on the surface layer of the steel plate during spot welding.
  • the third depth region is set from the second depth region.
  • the block diameters of the first depth region and the third depth region By making the block diameters of the first depth region and the third depth region smaller than the block diameter of the second depth region in this way, the first depth region and the third depth region can be divided.
  • the hot deformation resistance is larger than the hot deformation resistance in the second depth region. Therefore, the strain generated during spot welding is concentrated in the second depth region, and the generation of strain in the first depth region and the third depth region can be suppressed. If the block diameter in the third depth region is larger than the second depth region, the strain generated in the second depth region during spot welding will be dispersed in the third depth region as well. Therefore, the strain is dispersed in the plate thickness direction, and this effect cannot be obtained, which causes LME during spot welding.
  • the block diameter in the third depth region is set to less than 6.0 ⁇ m, preferably 5.0 ⁇ m or less, and more preferably 3.0 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the block diameter in the third depth region is not particularly limited, but is generally 0.1 ⁇ m or more or 0.3 ⁇ m or more.
  • the steel sheet according to the embodiment of the present invention may contain a plating layer on at least one surface, preferably both surfaces, for the purpose of improving corrosion resistance and the like.
  • the plating layer may be a plating layer having an arbitrary composition known to those skilled in the art, and may include, but is not limited to, an alloy consisting of, for example, zinc, aluminum, magnesium, or any combination thereof. .. Further, the plating layer may or may not be alloyed. When alloyed, the plating layer may contain an alloy of at least one of the above elements and iron diffused from the steel sheet. Further, the amount of adhesion of the plating layer is not particularly limited and may be a general amount of adhesion.
  • the steel material has a large work hardening ability and exhibits the maximum strength.
  • a tensile strength of 1200 MPa or more When the tensile strength is low, the effect of reducing the weight of the structure made of steel and improving the deformation resistance is small.
  • a tensile strength of 1200 MPa or more can be reliably achieved.
  • the tensile strength of the steel sheet is preferably 1280 MPa or more, more preferably 1350 MPa or more or 1400 MPa or more, and most preferably 1500 MPa or more.
  • the tensile strength of the steel sheet is generally 2300 MPa or less, and may be 2100 MPa or less, 2000 MPa or less, or 1900 MPa or less.
  • the tensile strength is measured by collecting a JIS No. 5 test piece from a direction in which the longitudinal direction of the test piece is parallel to the rolling perpendicular direction of the steel sheet and performing a tensile test in accordance with JIS Z 2241 (2011).
  • Total elongation t-El
  • overall elongation eg 5.0% or more, 6.0% or more or 8.0%. It is possible to achieve the above total growth.
  • the upper limit is not particularly limited, but for example, the total elongation may be 25.0% or less or 20.0% or less.
  • a steel plate which is a material
  • elongation is required to finish it into a complicated shape. Therefore, a steel sheet capable of achieving such a high total elongation is very useful in manufacturing a structure.
  • the total elongation is measured by collecting the JIS No. 5 test piece from the direction in which the longitudinal direction of the test piece is parallel to the rolling perpendicular direction of the steel sheet and performing a tensile test in accordance with JIS Z 2241 (2011).
  • (Hole expansion value: ⁇ ) According to a specific embodiment of the present invention, in addition to high strength and excellent weldability, it is also possible to improve hole widening property, for example, 20.0% or more, 25.0% or more or 30.0. It is possible to achieve a hole expansion value of% or more. Such a high perforation value can be reliably achieved by reducing the area ratio of retained austenite in the microstructure to 10.0% or less.
  • the upper limit value is not particularly limited, but for example, the hole expansion value may be 90.0% or less or 80.0% or less.
  • the plate thickness of the steel plate is a factor that affects the rigidity of the steel member after molding, and the larger the plate thickness, the higher the rigidity of the member. Therefore, from the viewpoint of increasing the rigidity, a plate thickness of 0.2 mm or more is preferable.
  • the plate thickness may be 0.3 mm or more, 0.6 mm or more, 1.0 mm or more, or 2.0 mm or more.
  • a plate thickness of 6.0 mm or less is preferable.
  • the plate thickness may be 5.0 mm or less or 4.0 mm or less.
  • Tissue observation is performed with a scanning electron microscope. Prior to observation, the sample for structure observation is polished by wet polishing with emery paper and diamond abrasive grains having an average particle size of 1 ⁇ m, the observation surface is mirror-finished, and then the structure is etched with a 3% alcohol nitrate solution. I will do it.
  • the observation magnification is set to 3000 times, and 10 images of a 30 ⁇ m ⁇ 40 ⁇ m field of view at a position 1/4 of the plate thickness from the surface are randomly photographed. The ratio of organizations is calculated by the point counting method.
  • a total of 100 grid points arranged at intervals of 3 ⁇ m in length and 4 ⁇ m in width are determined, the structure existing under the grid points is discriminated, and the structure ratio contained in the steel material is determined from the average value of 10 sheets.
  • Ferrites are lumpy crystal grains and do not contain iron-based carbides having a major axis of 100 nm or more inside.
  • Bainite is a collection of lath-shaped crystal grains that does not contain iron-based carbides with a major axis of 20 nm or more inside, or contains iron-based carbides with a major axis of 20 nm or more inside, and the carbides are a single variant.
  • the iron-based carbide group elongated in the same direction means that the difference in the elongation direction of the iron-based carbide group is within 5 °.
  • Bainite counts bainite surrounded by grain boundaries with an orientation difference of 15 ° or more as one bainite grain.
  • the pearlite is a structure containing cementite deposited in a row, and the area ratio is calculated by using the region photographed with a bright contrast in the secondary electron image as the pearlite.
  • the area ratio of retained austenite is determined by X-ray measurement as follows. First, the portion from the surface of the steel sheet to the 1/4 position of the plate thickness is removed by mechanical polishing and chemical polishing, and measurement is performed by using MoK ⁇ rays as characteristic X-rays on the chemically polished surface. Then, from the integrated intensity ratios of the diffraction peaks of the body-centered cubic lattice (bcc) phase (200) and (211) and the face-centered cubic lattice (fcc) phase (200), (220) and (311), the following The area ratio of retained austenite is calculated using the formula.
  • S ⁇ (I 200f + I 220f + I 311f ) / (I 200b + I 211b ) ⁇ 100
  • S ⁇ is the area ratio of retained austenite
  • I 200f , I 220f, and I 311f indicate the intensities of the diffraction peaks of (200), (220), and (311) of the fcc phase, respectively
  • 211b indicates the intensity of the diffraction peaks of (200) and (211) of the bcc phase, respectively.
  • the block diameter ( ⁇ m) is obtained from the crystal orientation map obtained by the FESEM-EBSP method regardless of whether it is a martensite block or a bainite block. Specifically, a plane parallel to the width direction orthogonal to the rolling direction on the surface layer of the steel sheet is cut out by FIB (focused ion beam), and EBSP measurement is performed with a field of view of 30 ⁇ m in the rolling direction and 90 ⁇ m in the plate thickness direction at a pitch of 0.1 ⁇ m. conduct. The direction of ⁇ Fe is identified from the Kikuchi line pattern collected by EBSP measurement. The crystal orientation map is obtained from the orientation of ⁇ Fe.
  • This crystal orientation map is divided into three regions of 1 to 10 ⁇ m (first depth region), 10 to 60 ⁇ m (second depth region), and 60 to 90 ⁇ m (third depth region) in the plate thickness direction.
  • a region where the orientation difference from the adjacent crystal is surrounded by 15 ° or more is identified.
  • the area surrounded by the orientation difference of 15 ° or more is defined as one grain of the block.
  • the method for producing a steel sheet according to an embodiment of the present invention is characterized by hot rolling and consistent management of cold rolling and annealing conditions using a material having the above-mentioned component range.
  • the method for producing a steel sheet according to the embodiment of the present invention is a step of hot rolling a steel piece having the same chemical composition as that described above for the steel sheet, and then winding it at 500 ° C. or higher.
  • Hot rolling and winding process steel pieces having the same chemical composition as those described above for the steel sheet are subjected to hot rolling.
  • the steel pieces to be used are preferably cast by a continuous casting method from the viewpoint of productivity, but may be produced by an ingot forming method or a thin slab casting method. Further, the cast steel pieces may be roughly rolled before the finish rolling, optionally for the purpose of adjusting the plate thickness and the like. Such rough rolling is not particularly limited as long as the desired seat bar size can be secured.
  • Hot rolling is not particularly limited, but is generally performed under conditions such that the completion temperature of finish rolling is 650 ° C. or higher. This is because if the completion temperature of finish rolling is too low, the rolling reaction force increases, and it becomes difficult to stably obtain a desired plate thickness.
  • the upper limit is not particularly limited, but generally, the completion temperature of finish rolling is 950 ° C. or lower.
  • the obtained hot-rolled steel sheet is wound at a winding temperature of 500 ° C. or higher.
  • the take-up temperature is a factor that controls the oxide scale in the hot-rolled steel sheet and the formation state of oxides on the surface layer of the steel sheet, and affects the strength of the hot-rolled steel sheet.
  • an oxide internal oxide
  • the finely dispersed oxide can suppress grain growth in the first depth region of the surface layer of the steel sheet.
  • the winding temperature is 500 ° C. or higher, preferably 530 ° C.
  • the upper limit of the take-up temperature is not particularly limited, but if the take-up temperature is too high, the oxides formed on the surface layer of the hot-rolled steel sheet become significantly coarse, and after undergoing the subsequent pickling and cold-rolling steps, these coarseness Oxides are not crushed and remain coarse even after annealing on a cold-rolled sheet, which may cause a decrease in hole-spreading property. Therefore, the winding temperature is preferably 700 ° C. or lower, more preferably 670 ° C. or lower.
  • the wound hot-rolled steel sheet is rewound and used for pickling.
  • pickling the oxide scale existing on the surface of the hot-rolled steel sheet can be removed, and the chemical conversion treatment property and the plating property of the cold-rolled steel sheet can be improved.
  • the oxide scale refers to an oxide layer (external oxide layer) formed on the surface of a steel sheet, and is a composite oxide of FeO and SiO 2 formed at the interface with the steel sheet, Firelite (Fe 2 SiO). 4 ) etc. are included.
  • pickling promotes the dissolution of the surface layer of the steel sheet, and the oxide (internal oxide) generated under the oxide scale, that is, inside the steel sheet, is not dissolved or completely dissolved in the surface layer of the hot-rolled steel sheet.
  • the structure of the surface layer of the steel sheet can be given a tilting function after baking.
  • pickling may be performed once or in multiple times. Before and after pickling, mechanical polishing with a grinding brush or the like may be performed.
  • the amount of the steel sheet surface layer removed may be obtained from the change in the coil weight before and after pickling. If the amount of the steel sheet surface layer removed is too large, the amount of crushed oxide present on the steel sheet surface layer after cold rolling becomes small, so that the desired particle size distribution cannot be obtained on the steel sheet surface layer after the cold rolled sheet annealing. It reduces LME resistance. Therefore, the amount of the surface layer of the steel sheet removed by pickling is less than 5.00 ⁇ m, preferably 4.00 ⁇ m or less or 3.50 ⁇ m or less. As described above, the winding temperature is set to 500 ° C.
  • the thickness of the internal oxide layer after pickling and before cold rolling may be 1.00 ⁇ m or more, and the upper limit is not particularly limited, but may be 15.00 ⁇ m or less, for example.
  • the thickness of the internal oxide layer after pickling and before cold rolling is preferably 10.00 ⁇ m or less.
  • the thickness of the internal oxide layer is the distance from the surface of the steel sheet to the farthest position where the internal oxide is present when the thickness of the internal oxide layer advances from the surface of the steel plate in the plate thickness direction of the steel plate (direction perpendicular to the surface of the steel plate). It means.
  • the lower limit of the removal amount of the surface layer of the steel sheet is not particularly limited and may be 0 ⁇ m. However, if the amount removed is less than 0.01 ⁇ m, the oxide scale may partially remain on the surface of the steel sheet, and in such a case, the appearance of the surface may be deteriorated and / or the surface roughness may be deteriorated, resulting in a hole-widening property. May cause a drop. Therefore, from the viewpoint of improving the hole expandability, the amount of the steel sheet surface layer removed is preferably 0.01 ⁇ m or more, 0.10 ⁇ m or more, 0.20 ⁇ m or more, 0.30 ⁇ m or more, 0.40 ⁇ m or more. It may be 0.50 ⁇ m or more, 0.60 ⁇ m or more, 0.80 ⁇ m or more, or 1.00 ⁇ m or more.
  • the reduction rate in cold rolling is that in a steel sheet with an oxide left on the surface layer, the oxide is finely dispersed by crushing, and after annealing with a cold rolled sheet, oxidation occurs in the first depth region of 1 to 10 ⁇ m from the surface of the steel sheet. It is an extremely important control factor in order to obtain the effect of miniaturizing the block diameter by finely dispersing objects. If the reduction rate is less than 30%, the effect of crushing the oxide cannot be obtained, and the block diameter in the first depth region cannot be controlled to 5.0 ⁇ m or less. Therefore, the reduction rate is 30% or more, preferably 35% or more or 40% or more.
  • the rolling reduction ratio exceeds 90%
  • the thickness of the oxide layer formed on the surface layer of the hot-rolled steel sheet becomes extremely thin after cold rolling, so that the desired particle size is obtained on the surface layer of the steel sheet after the cold-rolled sheet is annealed.
  • the distribution cannot be obtained, and the LME resistance is lowered. Therefore, the reduction rate is 90% or less, preferably 85% or less or 80% or less.
  • the formation of internal oxides is promoted, and the external oxide layer is mainly removed by relatively weak pickling to leave the internal oxides, while the internal oxides are finely divided. Decentralization is important.
  • such fine dispersion of internal oxides is specified by winding temperature of 500 ° C. or higher, removal amount of less than 5.00 ⁇ m by pickling, and cold rolling at a rolling reduction of 30 to 90%. It is achieved by the combination of.
  • the fine dispersion of internal oxides based on such a specific combination of production conditions, and the effect of suppressing grain growth in the first depth region have not been known so far, and this time, for the first time by the present inventors. It was revealed.
  • a rolling load of 800 ton / m is supplied between the steel sheet and the rolling roll while supplying lubricating oil having a friction coefficient of less than 0.10. It is desirable to include the above-mentioned rolling.
  • rolling may be performed in at least one rolling mill having a friction coefficient of less than 0.10 and a rolling load of 800 ton / m or more.
  • the rolling when rolling is performed in a plurality of times, if the friction coefficient is less than 0.10 and the rolling load is 800 ton / m or more in at least one rolling, the rolling is performed. good.
  • the friction coefficient is 0.10 or more or the rolling load is less than 800 ton / m, the amount of shear deformation becomes relatively small, and it may not be possible to sufficiently promote the fine dispersion of the oxide on the surface layer of the steel sheet.
  • the coefficient of friction is preferably 0.08 or less, and may be 0.06 or less, 0.04 or less, or 0.02 or less.
  • the lower limit of the friction coefficient is not particularly limited, but for example, the friction coefficient may be 0.01 or more.
  • the rolling load may be 1000 ton / m or more, 1200 ton / m or more, 1300 ton / m or more, 1400 ton / m or more, or 1600 ton / m or more.
  • the upper limit of the rolling load is not particularly limited, but for example, the rolling load may be 2000 ton / m or less.
  • the obtained cold-rolled steel sheet is subjected to predetermined annealing (also referred to as "cold-rolled sheet annealing”) to obtain a steel sheet according to an embodiment of the present invention.
  • predetermined annealing also referred to as "cold-rolled sheet annealing”
  • the dew point in the temperature range of 740 to 900 ° C By controlling the dew point at 740 to 900 ° C. in cold rolled sheet annealing, it promotes decarburization in the second depth region of 10 to 60 ⁇ m from the surface of the steel sheet, thereby increasing the mobility of austenite grain boundaries. , It becomes possible to coarsen the block diameter in the second depth region. If the dew point is too low, the amount of decarburization in the second depth region is insufficient, the mobility of the austenite grain boundaries does not increase, and the austenite grain size and block diameter in the second depth region become coarse. Is hindered. Therefore, the lower limit of the dew point is ⁇ 20 ° C. or higher, preferably ⁇ 15 ° C.
  • the upper limit of the dew point is 20 ° C. or lower, preferably 15 ° C. or lower.
  • the holding time refers to the time spent in the temperature range of 740 to 900 ° C., and thus includes the time when the temperature is gradually raised between 740 and 900 ° C. be.
  • the lower limit of the holding time is 40 seconds or more, preferably 60 seconds or more.
  • the upper limit of the holding time is 300 seconds or less, preferably 250 seconds or less.
  • the cooling after annealing is preferably carried out from 750 ° C. to 550 ° C. at an average cooling rate of 100 ° C./sec or less. By cooling at an average cooling rate of 100 ° C./sec or less, it is possible to suppress variations in hardness.
  • the average cooling rate may be 80 ° C./sec or less or 50 ° C./sec or less.
  • the lower limit of the average cooling rate is not particularly limited, but may be, for example, 2.5 ° C./sec, preferably 5 ° C./sec or higher, more preferably 10 ° C./sec, from the viewpoint of ensuring sufficient strength. As mentioned above, it is most preferably 20 ° C./sec or more.
  • the above cooling is stopped at a temperature of 25 to 550 ° C (cooling stop temperature), and then if the cooling stop temperature is lower than the plating bath temperature, it is reheated to a temperature range of 350 to 550 ° C and stays there. You may let me.
  • cooling stop temperature 25 to 550 ° C
  • martensite is generated from untransformed austenite during cooling. After that, by reheating, martensite is tempered, carbide precipitation and dislocation recovery / rearrangement occur in the hard phase, and hydrogen embrittlement resistance is improved.
  • the steel sheet may be retained in a temperature range of 350 to 550 ° C. after reheating and before immersion in the plating bath.
  • the retention in this temperature range not only contributes to tempering of martensite, but also eliminates temperature unevenness in the width direction of the plate and improves the appearance after plating.
  • the cooling stop temperature is 350 to 550 ° C.
  • the temperature may be retained without reheating.
  • the residence time is preferably 10 to 600 seconds.
  • Tempering is performed after cooling a cold-rolled plate or a steel plate obtained by plating a cold-rolled plate to room temperature in a series of annealing steps, or during cooling to room temperature (however, the martensite transformation start temperature (Ms) or less).
  • Ms martensite transformation start temperature
  • reheating may be started and held in a temperature range of 150 to 400 ° C. for 2 seconds or longer.
  • hydrogen embrittlement resistance can be improved by tempering the martensite generated during cooling after reheating to obtain tempered martensite.
  • Tempering may be carried out in a continuous annealing facility, or may be carried out offline in another facility after continuous annealing. At this time, the tempering time differs depending on the tempering temperature. That is, the lower the temperature, the longer the time, and the higher the temperature, the shorter the time.
  • the cold-rolled steel sheet during or after the annealing process is subjected to hot-dip galvanizing by heating or cooling it from (galvanizing bath temperature -40) ° C to (zinc plating bath temperature +50) ° C, if necessary. You may.
  • the hot-dip galvanizing step forms a hot-dip galvanizing layer on at least one surface, preferably both surfaces, of the cold-rolled steel sheet. In this case, the corrosion resistance of the cold-rolled steel sheet is improved, which is preferable. Even if hot-dip galvanizing is applied, the LME resistance of the cold-rolled steel sheet can be sufficiently maintained.
  • the plating bath dipping plate temperature (the temperature of the steel plate when immersed in the hot dip galvanizing bath) ranges from a temperature 40 ° C lower than the hot dip galvanizing bath temperature (hot dip galvanizing bath temperature -40 ° C) to 50 ° C lower than the hot dip galvanizing bath temperature.
  • the temperature of the hot-dip galvanizing plate is lower than the hot-dip galvanizing bath temperature of ⁇ 40 ° C., the heat removed during the dipping in the plating bath is large, and a part of the hot-dip galvan may solidify, which may deteriorate the appearance of the plating, which is not desirable.
  • the plate temperature before dipping is lower than the hot-dip galvanizing bath temperature -40 ° C, further heating is performed before dipping in the plating bath by any method, and the plate temperature is controlled to the hot-dip galvanizing bath temperature -40 ° C or higher. It may be immersed in a plating bath. Further, when the plating bath dipping plate temperature exceeds the hot-dip galvanizing bath temperature + 50 ° C., an operational problem is induced due to the rise in the plating bath temperature.
  • composition of the plating bath is preferably Zn as the main component, and the effective Al amount (value obtained by subtracting the total Fe amount from the total Al amount in the plating bath) is 0.050 to 0.250% by mass. If the effective Al amount in the plating bath is less than 0.050% by mass, Fe may invade into the plating layer excessively and the plating adhesion may be deteriorated. On the other hand, when the effective Al amount in the plating bath exceeds 0.250% by mass, an Al-based oxide that inhibits the movement of Fe atoms and Zn atoms is generated at the boundary between the steel sheet and the plating layer, and the plating adhesion is improved. It may decrease.
  • the effective Al amount in the plating bath is more preferably 0.065% by mass or more, and more preferably 0.180% by mass or less.
  • the plating bath may contain an element such as Mg in addition to Zn and Al.
  • the hot-dip galvanized layer is alloyed, it is preferable to heat the steel sheet on which the hot-dip galvanized layer is formed to a temperature range of 470 to 550 ° C. If the alloying temperature is less than 470 ° C., alloying may not proceed sufficiently. On the other hand, if the alloying temperature exceeds 550 ° C., the alloying proceeds too much, and the Fe concentration in the plating layer exceeds 15% due to the formation of the ⁇ phase, which may deteriorate the corrosion resistance.
  • the alloying temperature is more preferably 480 ° C. or higher, and even more preferably 540 ° C. or lower.
  • the alloying temperature needs to be changed depending on the composition of the steel sheet and the degree of formation of the internal oxide layer, it may be set while checking the Fe concentration in the plating layer.
  • the holding temperature after immersion in the plating bath may be less than 470 ° C, for example, 450 to less than 470 ° C.
  • the base steel sheet may be plated with one or more of Ni, Cu, Co and Fe before annealing in the continuous hot-dip galvanizing line.
  • Hot-dip galvanized steel sheets and alloyed hot-dip galvanized steel sheets is subjected to upper layer plating for the purpose of improving coatability and weldability, and various treatments such as chromate treatment, phosphate treatment, and lubricity improvement are performed. It is also possible to perform treatment, weldability improvement treatment, and the like.
  • skin pass reduction rate skin pass rolling may be performed for the purpose of improving ductility by straightening the shape of the steel sheet and introducing movable dislocations.
  • the rolling reduction of the skin pass after the heat treatment is preferably in the range of 0.1 to 1.5%. If it is less than 0.1%, the effect is small and control is difficult, so 0.1% is set as the lower limit. If it exceeds 1.5%, the productivity will drop significantly, so the upper limit is 1.5%.
  • the skin path may be done inline or offline.
  • the skin pass of the desired reduction rate may be performed at one time, or may be performed in several times.
  • the steel sheet according to the embodiment of the present invention can be obtained.
  • the present invention is not limited to this one-condition example.
  • the present invention makes it possible to adopt various conditions as long as the gist of the present invention is not deviated and the object of the present invention is achieved.
  • Example 1 Steel pieces having various chemical compositions were melted to produce steel pieces. These steel pieces were inserted into a furnace heated to 1220 ° C., subjected to a homogenization treatment of holding for 60 minutes, then taken out into the atmosphere and hot-rolled to obtain a steel sheet having a plate thickness of 2.6 mm. The completion temperature of finish rolling in hot rolling was 890 ° C, and the temperature was cooled to 540 ° C and wound. Subsequently, the oxide scale of this hot-rolled steel sheet was pickled to remove a thickness of 3.0 ⁇ m on one side from the surface layers on both sides of the steel sheet (the thickness of the internal oxide layer after pickling and before cold rolling is as shown in Table 2.
  • Table 2 shows the rolling load of the rolling mill to which the highest rolling load is applied in cold rolling and the friction coefficient of the lubricating oil used in the rolling mill. Further, when the cold-rolled steel sheet was annealed and specifically heated to 880 ° C., the temperature range of 740 to 900 ° C. was controlled to an atmosphere with a dew point of 8 ° C., and the holding time in that temperature range was set to 130 seconds. .. Next, the cold-rolled steel sheet was cooled and retained under the conditions shown in Table 2, and then skin pass rolling was performed. The chemical composition obtained by analyzing the sample collected from each of the obtained steel sheets is as shown in Table 1. The balance other than the components shown in Table 1 is Fe and impurities. Table 2 shows the evaluation results of the characteristics of the steel sheet subjected to the above processing heat treatment.
  • Tensile strength (TS) and total elongation (t-El) are determined by collecting JIS No. 5 test pieces from the direction in which the longitudinal direction of the test pieces is parallel to the rolling perpendicular direction of the steel sheet, and conforming to JIS Z 2241 (2011). It was measured by performing a tensile test.
  • the LME resistance was evaluated as follows. A welding test was performed on GA mild steel (alloyed hot-dip galvanized steel sheet) and the steel sheet shown in Table 2 under the following conditions to prepare test pieces welded by changing the current amount from 4.0 kA to 10.0 kA, and then welded. Observe the cross-sectional structure to confirm the nugget diameter and crack length, and if the crack length is less than 0.10 mm in the region where the nugget diameter is 5.5 mm or less, pass the test and the nugget diameter is 5.5 mm. When the crack length was 0.10 mm or more in the following regions, it was judged as rejected (NG).
  • A is judged when the crack length is 0.03 mm or less
  • B is judged when the crack length is more than 0.03 mm and 0.06 mm or less
  • the crack length is more than 0.06 mm and 0.
  • a C rating was given when it was less than 10 mm.
  • P 450 kg
  • Upslope None 1st energization time t1: 0.2 seconds
  • Non-energized tc 0.04 seconds
  • 2nd energization time t2 0.4 seconds
  • Current ratio I1 / I2 0.7 Retention time after energization: 0.1 seconds
  • Example U-1 had a low C content, so that the tensile strength was less than 1200 MPa.
  • Example V-1 had a high C content, so that the LME resistance was lowered. Since the Si content of Example W-1 was high, the hole expanding property decreased as the tensile strength increased, and the LME resistance further decreased.
  • Example X-1 had a low Mn content, so that the tensile strength was less than 1200 MPa. Since the Mn content of Example Y-1 was high, the hole expanding property decreased as the tensile strength increased, and the LME resistance further decreased. Since the P content of Example Z-1 was high, the steel sheet became brittle and the LME resistance decreased.
  • Example AA-1 had a high S content, so that the LME resistance was lowered. Since the Al content of Example AB-1 was high, ferrite transformation and the like were excessively promoted, and sufficient tensile strength could not be obtained.
  • Example AC-1 had a high N content, so that the block diameter in the surface layer of the steel sheet could not be tilted in the plate thickness direction, and the LME resistance was lowered.
  • Examples AD-1 to AU-1 had good tensile strength and LME resistance, but Ni, Cr, O, Ti, B, V, Cu, W, Ta, Sn, Sb, and As, respectively. , Mg, Ca, Y, Zr, La and Ce contents were high, so that sufficient hole widening property could not be achieved.
  • the steel sheet has high strength and excellent LME resistance, as well as total elongation and hole expansion property. was also able to obtain an improved steel sheet.
  • Example 2 Further, in order to investigate the influence of the manufacturing conditions, the steel grades A to T in which the excellent properties were recognized in Table 2 were subjected to the processing heat treatment under the manufacturing conditions shown in Table 3 to cool the steel sheet with a thickness of 1.4 mm.
  • Rolled steel sheets were prepared and the characteristics of the steel sheets after cold rolling and annealing were evaluated.
  • the plated steel sheet is held at the temperature shown in Table 3 after the steel sheet is immersed in the hot-dip zinc plating bath, and when the holding temperature is less than 450 to 470 ° C, it is a hot-dip zinc-plated steel sheet and the holding temperature is high. At 470 ° C.
  • Examples C-2 and J-3 the rolling reduction in cold rolling was low, so that the oxide crushing effect could not be obtained, and the block diameter in the first depth region was sufficiently reduced. I could't. As a result, the LME resistance was reduced. Examples E-2 and T-4 could not control the block diameter in the second depth region to a desired range because the holding time in the temperature range of 740 to 900 ° C. in the cold rolled sheet annealing was short. .. As a result, the LME resistance was reduced. In Examples F-2 and Q-2, since the winding temperature was low, the block diameter of the surface layer of the steel sheet could not be tilted and controlled after the annealed cold-rolled sheet, and the LME resistance was lowered.
  • Example P-2 and G-3 the rolling reduction in cold rolling was high, so that the desired particle size distribution could not be obtained on the surface layer of the steel sheet after annealing the cold-rolled sheet, and the LME resistance was lowered. It is considered that this is because the thickness of the oxide layer on the surface of the hot-rolled steel sheet became extremely thin after cold rolling.
  • Examples D-3 and M-3 the holding time in the temperature range of 740 to 900 ° C. in the cold rolled sheet annealing was long, so that the block diameter in the second depth region became coarse and the LME resistance decreased.
  • Examples L-3 and H-4 the amount of the steel sheet surface layer removed by pickling was large, so that the desired particle size distribution could not be obtained on the steel sheet surface layer after annealing the cold-rolled sheet, and the LME resistance was lowered. It is considered that this is because the amount of the crushed oxide present on the surface layer of the steel sheet after cold rolling decreased because the amount of the surface layer of the steel sheet removed by pickling was large.
  • Examples B-4 and O-4 the dew point in the temperature range of 740 to 900 ° C. in the cold rolled sheet annealing was high, so that the block diameter in the second depth region could not be controlled within a desired range. As a result, the LME resistance was reduced.
  • the amount of the steel sheet surface layer removed by pickling was zero, so that the hole expansion value ⁇ was less than 20.0%, but the amount of the steel sheet surface layer removed by pickling was 0.
  • the hole expansion value ⁇ was 20% or more, and therefore the hole expansion property was greatly improved.
  • the LME resistance tends to be further improved by controlling the friction coefficient of the lubricating oil during cold rolling to be lower and / or controlling the rolling load to be higher.
  • the friction coefficient is 0.08 or less and the rolling load is 1000 ton / m or more
  • the evaluation of LME resistance can be surely made B judgment or more, and the friction coefficient is 0.02 or less.
  • the rolling load was 1300 ton / m or more, the evaluation of LME resistance could be judged as A.

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Abstract

所定の化学組成及びミクロ組織を有し、表面から１～１０μｍの第１の深さ領域におけるブロック径が５．０μｍ以下であり、表面から１０～６０μｍの第２の深さ領域におけるブロック径が６．０～２０．０μｍであり、表面から６０μｍ～板厚１／４の第３の深さ領域におけるブロック径が６．０μｍ未満である鋼板が提供される。所定の化学組成を有する鋼片を熱間圧延し、５００℃以上で巻き取る工程、熱延鋼板を酸洗して酸化スケールを除去する工程であって、熱延鋼板の表層の除去量が５．００μｍ未満である工程、３０～９０％の圧下率で冷間圧延する工程、及び露点が－２０～２０℃の雰囲気中７４０～９００℃の温度域で４０～３００秒間保持する焼鈍工程を含む鋼板の製造方法がさらに提供される。

Description

鋼板及びその製造方法
　本発明は、高強度でかつ溶接性に優れる鋼板及びその製造方法に関するものである。
　スポット溶接機により亜鉛めっき鋼板を溶接する際、溶融した亜鉛によって鋼板に割れが生じることがある。この割れはＬＭＥ割れ（液体金属脆化割れ）と呼ばれ、鋼の粒界に沿って溶融した亜鉛が鋼板の内側に侵入することで生じる。
　これまで、高強度鋼板に関する数多くの発明が開示されたものの、その中でスポット溶接ＬＭＥ割れの抑制に関する技術の開示例は少ない。（例えば、特許文献１及び２、参照）
　特許文献１では、鋼板表層にＳｉ及び／又はＭｎを含む微細な酸化物を分散させて硬度を高めることで、強度と耐かじり性を向上させた鋼板が開示され、鋼板表層に酸化物を生成させるよう熱延条件を制御し、当該酸化物を完全に除去しないよう酸洗条件を制御する技術が開示されている。しかしながら、特許文献１ではＬＭＥを抑制する技術は開示されていない。
　特許文献２では、鋼板表層に一定の深さを有する内部酸化層を設けて水素トラップサイトとして機能させ、表層を軟化することで、強度と延性のバランス、曲げ性、耐遅れ破壊性を向上させた鋼板が開示され、熱延で生成した内部酸化層を酸洗・冷延後でも一定の厚みで残しつつ、酸化及び還元雰囲気で焼鈍を行う技術が開示されている。しかしながら、特許文献２ではＬＭＥを抑制する技術は何ら開示されていない。
特開２０１３－６０６３０号公報 特開２０１６－１３０３５５号公報
　本発明は、上記実情に鑑み、高強度でかつ溶接性に優れる鋼板及びその製造方法を提供することを課題とするものである。
　本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意研究し、ＬＭＥ割れの発生には“歪”の影響が大きいことを明らかにした。例えば、同じ通電サイクル（熱履歴）であっても、鋼板の塑性変形量を大きくするようにスポット溶接を行うと、ＬＭＥ割れが顕著に起こる。ＬＭＥ割れが“歪”の増加に伴って生じやすくなる理由は、前述した「鋼板内部への溶融亜鉛の侵入」が起こりやすくなるため、と考えられる。したがって、鋼板表層における歪の増加を防ぐことで、スポット溶接ＬＭＥ割れの発生を抑えることが可能となる。本発明者らは、鋼板表層の歪増加を防ぐために、板厚方向に強度差を与える手段を見出した。具体的には、スポット溶接時に鋼板が急速加熱を受けたとき、そのオーステナイト粒径は溶接前の素材のブロック径の影響を受けることを見出し、最表層（第１層）のブロック径を微細化し、硬い最表層の板厚内側にブロック径の大きな軟らかい層（第２層）を与え、そして、更に板厚内部側には、この軟らかい層よりもブロック径が微細な硬い層（第３層）を設ける。このように、板厚表層から板厚中心層に向かってブロック径が傾斜制御された３層の構造にすることにより、スポット溶接時においても、変形を受けた時にブロック径が大きく、軟らかい層（第２層）が歪を担うようになり、最表層（第１層）における歪の過度な増加を抑えることが可能となる。また、併せて、板厚方向にブロック径の差を設けることにより、穴広げ加工において最表層への亀裂の貫通が抑えられるため、高い穴広げ特性を得ることも可能となる。
　また、本発明者らは、板厚方向に適切なブロック径の差を設けた層構造の鋼板は、単に熱延条件や焼鈍条件などを単一にて工夫しても製造困難であり、熱延・焼鈍工程などのいわゆる一貫工程にて最適化を達成することでしか製造できないことも、種々の研究を積み重ねることで知見し、本発明を完成した。
　本発明の要旨は、次の通りである。
　（１）質量％で、
　Ｃ：０．２０～０．４０％、
　Ｓｉ：０．０１～１．００％、
　Ｍｎ：０．１０～４．００％、
　Ｐ：０．０２００％以下、
　Ｓ：０．０２００％以下、
　Ａｌ：１．０００％以下、
　Ｎ：０．０２００％以下、
　Ｃｏ：０～０．５０００％、
　Ｎｉ：０～１．００００％、
　Ｍｏ：０～１．００００％、
　Ｃｒ：０～２．００００％、
　Ｏ：０～０．０２００％、
　Ｔｉ：０～０．５００％、
　Ｂ：０～０．０１００％、
　Ｎｂ：０～０．５０００％、
　Ｖ：０～０．５０００％、
　Ｃｕ：０～０．５０００％、
　Ｗ：０～０．１０００％、
　Ｔａ：０～０．１０００％、
　Ｓｎ：０～０．０５００％、
　Ｓｂ：０～０．０５００％、
　Ａｓ：０～０．０５００％、
　Ｍｇ：０～０．０５００％、
　Ｃａ：０～０．０５００％、
　Ｙ：０～０．０５００％、
　Ｚｒ：０～０．０５００％、
　Ｌａ：０～０．０５００％、及び
　Ｃｅ：０～０．０５００％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
　面積率で、
　フェライト、パーライト及びベイナイトの合計：０～１０．０％、並びに
　マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計：８０．０～１００．０％
を含有するミクロ組織を有し、
　圧延方向に直交する幅方向に切断した断面組織において、
　表面から１～１０μｍの第１の深さ領域におけるブロック径が５．０μｍ以下であり、
　表面から１０～６０μｍの第２の深さ領域におけるブロック径が６．０～２０．０μｍであり、
　表面から６０μｍ～板厚１／４の第３の深さ領域におけるブロック径が６．０μｍ未満である、鋼板。
　（２）前記化学組成が、質量％で、
　Ｃｏ：０．０００１～０．５０００％、
　Ｎｉ：０．０００１～１．００００％、
　Ｍｏ：０．０００１～１．００００％、
　Ｃｒ：０．０００１～２．００００％、
　Ｏ：０．０００１～０．０２００％、
　Ｔｉ：０．０００１～０．５００％、
　Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
　Ｎｂ：０．０００１～０．５０００％、
　Ｖ：０．０００１～０．５０００％、
　Ｃｕ：０．０００１～０．５０００％、
　Ｗ：０．０００１～０．１０００％、
　Ｔａ：０．０００１～０．１０００％、
　Ｓｎ：０．０００１～０．０５００％、
　Ｓｂ：０．０００１～０．０５００％、
　Ａｓ：０．０００１～０．０５００％、
　Ｍｇ：０．０００１～０．０５００％、
　Ｃａ：０．０００１～０．０５００％、
　Ｙ：０．０００１～０．０５００％、
　Ｚｒ：０．０００１～０．０５００％、
　Ｌａ：０．０００１～０．０５００％、及び
　Ｃｅ：０．０００１～０．０５００％
からなる群より選択される１種又は２種以上を含有する、上記（１）に記載の鋼板。
　（３）前記ミクロ組織中の残留オーステナイトの面積率が１０．０％以下である、上記（１）又は（２）に記載の鋼板。
　（４）前記鋼板の少なくとも一方の表面に、亜鉛、アルミニウム、マグネシウム、それらの任意の組み合わせからなる合金、又はそれらの元素の少なくとも１種と鉄との合金を含有するめっき層が形成された、上記（１）～（３）のいずれか１項に記載の鋼板。
　（５）上記（１）又は（２）に記載の化学組成を有する鋼片を熱間圧延し、次いで５００℃以上で巻き取る工程、
　得られた熱延鋼板を酸洗して前記熱延鋼板の表面上に存在する酸化スケールを除去する工程であって、前記熱延鋼板の表層の除去量が５．００μｍ未満である工程、
　前記熱延鋼板を３０～９０％の圧下率で冷間圧延する工程、及び
　得られた冷延鋼板を露点が－２０～２０℃の雰囲気中７４０～９００℃の温度域で４０～３００秒間保持する焼鈍工程
を含む、鋼板の製造方法。
　（６）前記焼鈍工程において、前記冷延鋼板の少なくとも一方の表面に亜鉛、アルミニウム、マグネシウム、それらの任意の組み合わせからなる合金、又はそれらの元素の少なくとも１種と鉄との合金を含有するめっき層が形成される、上記（５）に記載の鋼板の製造方法。
　本発明によれば、高強度でかつ溶接性に優れる鋼板及びその製造方法を提供できる。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、これらの説明は、本発明の実施形態の単なる例示を意図するものであって、本発明は以下の実施形態に限定されない。
＜鋼板＞
　本発明の実施形態に係る鋼板は、質量％で、
　Ｃ：０．２０～０．４０％、
　Ｓｉ：０．０１～１．００％、
　Ｍｎ：０．１０～４．００％、
　Ｐ：０．０２００％以下、
　Ｓ：０．０２００％以下、
　Ａｌ：１．０００％以下、
　Ｎ：０．０２００％以下、
　Ｃｏ：０～０．５０００％、
　Ｎｉ：０～１．００００％、
　Ｍｏ：０～１．００００％、
　Ｃｒ：０～２．００００％、
　Ｏ：０～０．０２００％、
　Ｔｉ：０～０．５００％、
　Ｂ：０～０．０１００％、
　Ｎｂ：０～０．５０００％、
　Ｖ：０～０．５０００％、
　Ｃｕ：０～０．５０００％、
　Ｗ：０～０．１０００％、
　Ｔａ：０～０．１０００％、
　Ｓｎ：０～０．０５００％、
　Ｓｂ：０～０．０５００％、
　Ａｓ：０～０．０５００％、
　Ｍｇ：０～０．０５００％、
　Ｃａ：０～０．０５００％、
　Ｙ：０～０．０５００％、
　Ｚｒ：０～０．０５００％、
　Ｌａ：０～０．０５００％、及び
　Ｃｅ：０～０．０５００％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
　面積率で、
　フェライト、パーライト及びベイナイトの合計：０～１０．０％、並びに
　マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計：８０．０～１００．０％
を含有するミクロ組織を有し、
　圧延方向に直交する幅方向に切断した断面組織において、
　表面から１～１０μｍの第１の深さ領域におけるブロック径が５．０μｍ以下であり、
　表面から１０～６０μｍの第２の深さ領域におけるブロック径が６．０～２０．０μｍであり、
　表面から６０μｍ～板厚１／４の第３の深さ領域におけるブロック径が６．０μｍ未満であることを特徴としている。
　まず、本発明の実施形態に係る鋼板の化学組成を限定した理由について説明する。ここで成分についての「％」は質量％を意味する。さらに、本明細書において、数値範囲を示す「～」とは、特に断りがない場合、その前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む意味で使用される。
（Ｃ：０．２０～０．４０％）
　Ｃは、安価に引張強度を増加させる元素であり、鋼の強度を制御するために極めて重要な元素である。このような効果を十分に得るために、Ｃ含有量は０．２０％以上とする。Ｃ含有量は０．２２％以上、０．２４％以上又は０．２８％以上であってもよい。一方で、Ｃを過度に含有すると、ＬＭＥの発生を促す場合がある。このため、Ｃ含有量は０．４０％以下とする。Ｃ含有量は０．３８％以下、０．３６％以下又は０．３４％以下であってもよい。
（Ｓｉ：０．０１～１．００％）
　Ｓｉは、脱酸剤として作用し、冷延板焼鈍中の冷却過程における炭化物の析出を抑制する元素である。このような効果を十分に得るために、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は０．０５％以上、０．１０％以上又は０．２０％以上であってもよい。一方で、Ｓｉを過度に含有すると、鋼強度の増加とともに穴広げ性の低下を招き、更に熱延鋼板の表層において粗大な酸化物が分散するようになり、冷延板焼鈍後の鋼板の表層において所望の粒径分布が得られなくなるため、耐ＬＭＥ性を低下させる場合がある。このため、Ｓｉ含有量は１．００％以下とする。Ｓｉ含有量は０．９０％以下、０．８０％以下又は０．７０％以下であってもよい。
（Ｍｎ：０．１０～４．００％）
　Ｍｎは、鋼のフェライト変態に影響を与える因子であり、強度上昇に有効な元素である。このような効果を十分に得るために、Ｍｎ含有量は０．１０％以上とする。Ｍｎ含有量は０．５０％以上、０．９０％以上又は１．５０％以上であってもよい。一方で、Ｍｎを過度に含有すると、鋼強度の増加とともに穴広げ性の低下を招き、更に熱延鋼板の表層において粗大な酸化物が分散するようになり、冷延板焼鈍後の鋼板の表層において所望の粒径分布が得られなくなるため、耐ＬＭＥ性を低下させる場合がある。このため、Ｍｎ含有量は４．００％以下とする。Ｍｎ含有量は３．３０％以下、３．００％以下又は２．７０％以下であってもよい。
（Ｐ：０．０２００％以下）
　Ｐは、フェライト粒界に強く偏析し粒界の脆化を促す元素である。Ｐ含有量は少ないほど好ましいため、理想的には０％である。しかしながら、Ｐ含有量の過度な低減はコストの大幅な増加を招くため、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよく、０．００１０％以上又は０．００４０％以上であってもよい。一方で、Ｐを過度に含有すると、鋼強度の増加とともに鋼の脆化を招き、更に耐ＬＭＥ性を低下させる場合がある。このため、Ｐ含有量は０．０２００％以下とする。Ｐ含有量は０．０１８０％以下、０．０１５０％以下又は０．０１００％以下であってもよい。
（Ｓ：０．０２００％以下）
　Ｓは、鋼中でＭｎＳ等の非金属介在物を生成し、鋼材部品の延性の低下を招く元素である。Ｓ含有量は少ないほど好ましいため、理想的には０％である。しかしながら、Ｓ含有量の過度な低減はコストの大幅な増加を招くため、Ｓ含有量は０．０００１％以上としてもよく、０．０００２％以上、０．００１０％以上又は０．００５０％以上であってもよい。一方で、Ｓを過度に含有すると、冷間成形時に非金属介在物を起点とした割れの発生を招くとともに、耐ＬＭＥ性を低下させる場合がある。このため、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする。Ｓ含有量は０．０１８０％以下、０．０１５０％以下又は０．０１００％以下であってもよい。
（Ａｌ：１．０００％以下）
　Ａｌは、鋼の脱酸剤として作用しフェライトを安定化する元素であり、必要に応じて含有されてもよい。Ａｌは含有されていなくてもよいため、Ａｌ含有量の下限は０％である。その効果を十分に得るためには、Ａｌ含有量は０．００１％以上とすることが好ましく、０．０１０％以上、０．０５０％以上又は０．１００％以上であってもよい。一方で、Ａｌを過度に含有すると、冷延板焼鈍において冷却過程でのフェライト変態及びベイナイト変態が過度に促進するため鋼板の強度が低下する場合がある。このため、Ａｌ含有量は１．０００％以下とする。Ａｌ含有量は０．９００％以下、０．８００％以下又は０．７００％以下であってもよい。
（Ｎ：０．０２００％以下）
　Ｎは、鋼板中で粗大な窒化物を形成し、鋼板の加工性を低下させる元素である。また、Ｎは、溶接時のブローホールの発生原因となる元素である。Ｎ含有量は少ないほど好ましいため、理想的には０％である。しかしながら、Ｎ含有量の過度な低減は製造コストの大幅な増加を招くため、Ｎ含有量は０．０００１％以上としてもよく、０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００５０％以上であってもよい。一方で、Ｎを過度に含有すると、ＡｌやＴｉと結合して多量のＡｌＮあるいはＴｉＮを生成させ、これらの窒化物は冷延板焼鈍中のオーステナイト粒径とともにブロック径を微細にするため、鋼板表層におけるブロック径を板厚方向に傾斜制御できなくなる場合がある。このため、Ｎ含有量は０．０２００％以下とする。Ｎ含有量は０．０１６０％以下、０．０１００％以下又は０．００８０％以下であってもよい。
　本実施形態における鋼板の基本化学組成は上記のとおりである。さらに、本実施形態における鋼板は、必要に応じて、残部のＦｅの一部に代えて、以下の任意選択元素のうち少なくとも一種を含んでもよい。これらの元素は含まれなくてもよいため、その下限は０％である。
（Ｃｏ：０～０．５０００％）
　Ｃｏは、炭化物の形態制御と強度の増加に有効な元素であり、固溶炭素の制御のために必要に応じて含有されてもよい。これらの効果を十分に得るためには、Ｃｏ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｃｏ含有量は０．００１０％以上、０．０１００％以上又は０．０４００％以上であってもよい。一方で、Ｃｏを過度に含有すると、微細なＣｏ炭化物が多数析出し、これらの炭化物は冷延板焼鈍中のオーステナイト粒径とともにブロック径を微細にするため、鋼板表層におけるブロック径を板厚方向に傾斜制御できなくなる場合がある。このため、Ｃｏ含有量は０．５０００％以下であることが好ましい。Ｃｏ含有量は０．４０００％以下、０．３０００％以下又は０．２０００％以下であってもよい。
（Ｎｉ：０～１．００００％）
　Ｎｉは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に有効である。加えて、濡れ性の向上や合金化反応の促進をもたらすことから必要に応じて含有されてもよい。これらの効果を十分に得るためには、Ｎｉ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｎｉ含有量は０．００１０％以上、０．０１００％以上又は０．０５００％以上であってもよい。一方で、Ｎｉを過度に含有すると、製造時及び熱延時の製造性に悪影響を及ぼすとともに穴広げ性を劣化させる場合がある。このため、Ｎｉ含有量は１．００００％以下であることが好ましい。Ｎｉ含有量は０．８０００％以下、０．５０００％以下又は０．２００％以下であってもよい。
（Ｍｏ：０～１．００００％）
　Ｍｏは、鋼板の強度の向上に有効な元素である。また、Ｍｏは、連続焼鈍設備又は連続溶融亜鉛めっき設備での熱処理時に生じるフェライト変態を抑制する効果を有する元素である。これらの効果を十分に得るためには、Ｍｏ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｍｏ含有量は０．００１０％以上、０．０１００％以上又は０．０５００％以上であってもよい。一方で、Ｍｏを過度に含有すると、微細なＭｏ炭化物が多数析出し、これらの炭化物は冷延板焼鈍中のオーステナイト粒径とともにブロック径を微細にするため、鋼板表層におけるブロック径を板厚方向に傾斜制御できなくなる場合がある。このため、Ｍｏ含有量は１．００００％以下であることが好ましい。Ｍｏ含有量は０．９０００％以下、０．８０００％以下又は０．７００％以下であってもよい。
（Ｃｒ：０～２．００００％）
　Ｃｒは、Ｍｎと同様にパーライト変態を抑え、鋼の高強度化に有効な元素であり、必要に応じて含有されてもよい。このような効果を十分に得るためには、Ｃｒ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｃｒ含有量は０．００１０％以上、０．０１００％以上又は０．０５００％以上であってもよい。一方で、Ｃｒを過度に含有すると、残留オーステナイトの生成を促し、穴広げ性を劣化させる場合がある。このため、Ｃｒ含有量は２．００００％以下であることが好ましい。Ｃｒ含有量は１．８０００％以下、１．６０００％以下又は１．０００％以下であってもよい。
（Ｏ：０～０．０２００％）
　Ｏは、酸化物を形成し、加工性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。特に、酸化物は介在物として存在する場合が多く、打抜き端面、あるいは、切断面に存在すると、端面に切り欠き状の傷や粗大なディンプルを形成することから、張出成形時や強加工時に、応力集中を招き、亀裂形成の起点となり大幅な加工性の劣化をもたらす。このため、Ｏ含有量は０％であってもよいが、過度の低減は大幅なコスト高を招き経済的に好ましくない。このため、Ｏ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｏ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。一方で、Ｏを過度に含有すると、粗大な酸化物を起点として破壊の進行が容易となるため、穴広げ性を劣化させる場合がある。このため、Ｏ含有量は０．０２００％以下であることが好ましい。Ｏ含有量は０．０１６０％以下、０．０１００％以下又は０．００５０％以下であってもよい。
（Ｔｉ：０～０．５００％）
　Ｔｉは、強化元素であり、析出物強化、結晶粒の成長抑制による細粒強化及び再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。このような効果を十分に得るためには、Ｔｉ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｔｉ含有量は０．００１％以上、０．００５％以上、０．０１０％以上又は０．０３０％以上であってもよい。一方で、Ｔｉを過度に含有すると、粗大な炭化物の析出が多くなり穴広げ性が劣化する場合がある。このため、Ｔｉ含有量は０．５００％以下であることが好ましい。Ｔｉ含有量は０．４００％以下、０．２００％以下又は０．１００％以下であってもよい。
（Ｂ：０～０．０１００％）
　Ｂは、オーステナイトからの冷却過程においてフェライト及びパーライトの生成を抑え、ベイナイト又はマルテンサイト等の低温変態組織の生成を促す元素である。また、Ｂは、鋼の高強度化に有益な元素であり、必要に応じて含有されてもよい。しかしながら、Ｂ含有量が低すぎると、高強度化等の向上効果が十分には得られない場合がある。更に、０．０００１％未満の同定には分析に細心の注意を払う必要があるとともに、分析装置によっては検出下限に至る。このため、Ｂ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｂ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。一方で、Ｂを過度に含有すると、鋼中に粗大なＢ酸化物の生成を招き、冷間成形時のボイドの発生起点となり、穴広げ性が劣化する場合がある。このため、Ｂ含有量は０．０１００％以下であることが好ましい。Ｂ含有量は０．００８０％以下、０．００６０％以下又は０．００４０％以下であってもよい。
（Ｎｂ：０～０．５０００％）
　Ｎｂは、炭化物の形態制御に有効な元素であり、その添加により組織を微細化するため靭性の向上にも効果的な元素である。これらの効果を十分に得るためには、Ｎｂ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｎｂ含有量は０．００１０％以上、０．０１００％以上又は０．０２００％以上であってもよい。一方で、Ｎｂを過度に含有すると、微細で硬質なＮｂ炭化物が多数析出し、これらの炭化物は冷延板焼鈍中のオーステナイト粒径とともにブロック径を微細にするため、鋼板表層におけるブロック径を板厚方向に傾斜制御できなくなる場合がある。このため、Ｎｂ含有量は０．５０００％以下であることが好ましい。Ｎｂ含有量は０．４０００％以下、０．２０００％以下又は０．１０００％以下であってもよい。
（Ｖ：０～０．５０００％）
　Ｖは、強化元素であり、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化及び再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。このような効果を十分に得るためには、Ｖ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｖ含有量は０．００１０％以上、０．０１００％以上又は０．０２００％以上であってもよい。一方で、Ｖを過度に含有すると、炭窒化物の析出が多くなり穴広げ性が劣化する場合がある。このため、Ｖ含有量は０．５０００％以下であることが好ましい。Ｖ含有量は０．４０００％以下、０．２０００％以下又は０．１０００％以下であってもよい。
（Ｃｕ：０～０．５０００％）
　Ｃｕは、鋼板の強度の向上に有効な元素である。このような効果を十分に得るためには、Ｃｕ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｃｕ含有量は０．００１０％以上、０．０１００％以上又は０．０２００％以上であってもよい。一方で、Ｃｕを過度に含有すると、熱間圧延中に鋼材が脆化し、熱間圧延が不可能となる場合がある。更に、鋼の強度が著しく高まり、穴広げ性が劣化する場合がある。このため、Ｃｕ含有量は０．５０００％以下であることが好ましい。Ｃｕ含有量は０．４０００％以下、０．２０００％以下又は０．１０００％以下であってもよい。
（Ｗ：０～０．１０００％）
　Ｗは、鋼板の強度上昇に有効である上、Ｗを含有する析出物及び晶出物は水素トラップサイトとなるため非常に重要な元素である。これらの効果を十分に得るためには、Ｗ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｗ含有量は０．００１０％以上、０．００５０％以上又は０．０１００％以上であってもよい。一方で、Ｗを過度に含有すると、粗大な炭化物を起点として冷間加工時にボイドの生成を促すことから、穴広げ性を低下させる場合がある。このため、Ｗ含有量は０．１０００％以下であることが好ましい。Ｗ含有量は０．０８００％以下、０．０６００％以下又は０．０４００％以下であってもよい。
（Ｔａ：０～０．１０００％）
　Ｔａは、Ｃｏと同様に、炭化物の形態制御と強度の増加に有効な元素であり、必要に応じて含有されてもよい。これらの効果を十分に得るためには、Ｔａ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｔａ含有量は０．００１０％以上、０．００５０％以上又は０．０１００％以上であってもよい。一方で、Ｔａを過度に含有すると、微細なＴａ炭化物が多数析出し、穴広げ性を低下させる場合がある。このため、Ｔａ含有量は０．１０００％以下であることが好ましい。Ｔａ含有量は０．０８００％以下、０．０６００％以下又は０．０４００％以下であってもよい。
（Ｓｎ：０～０．０５００％）
　Ｓｎは、原料としてスクラップを用いた場合に鋼中に含有される元素であり、少ないほど好ましい。したがって、Ｓｎ含有量は０％であってもよいが、過度の低減は精錬コストの増加を招く。このため、Ｓｎ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｓｎ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方で、Ｓｎを過度に含有すると、鋼板の脆化による穴広げ性の低下を引き起こす場合がある。このため、Ｓｎ含有量は０．０５００％以下であることが好ましい。Ｓｎ含有量は０．０４００％以下、０．０２００％以下又は０．０１００％以下であってもよい。
（Ｓｂ：０～０．０５００％）
　Ｓｂは、Ｓｎと同様に鋼原料としてスクラップを用いた場合に含有される元素である。Ｓｂは、粒界に強く偏析し粒界の脆化及び延性の低下を招くため、少ないほど好ましく、０％であってもよい。しかしながら、過度の低減は精錬コストの増加を招く。このため、Ｓｂ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｓｂ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方で、Ｓｂを過度に含有すると、穴広げ性の低下を引き起こす場合がある。このため、Ｓｂ含有量は０．０５００％以下であることが好ましい。Ｓｂ含有量は０．０４００％以下、０．０２００％以下又は０．０１００％以下であってもよい。
（Ａｓ：０～０．０５００％）
　Ａｓは、Ｓｎ及びＳｂと同様に鋼原料としてスクラップを用いた場合に含有され、粒界に強く偏析する元素であり、少ないほど好ましい。したがって、Ａｓ含有量は０％であってもよいが、過度の低減は精錬コストの増加を招く。このため、Ａｓ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ａｓ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方で、Ａｓを過度に含有すると、穴広げ性の低下を招く場合がある。このため、Ａｓ含有量は０．０５００％以下であることが好ましい。Ａｓ含有量は０．０４００％以下、０．０３００％以下又は０．０２００％以下であってもよい。
（Ｍｇ：０～０．０５００％）
　Ｍｇは、微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて含有されてもよい。このような効果を十分に得るためには、Ｍｇ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｍｇ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方で、Ｍｇを過度に含有すると、粗大な介在物の形成による穴広げ性の低下を引き起こす場合がある。このため、Ｍｇ含有量は０．０５００％以下であることが好ましい。Ｍｇ含有量は０．０４００％以下、０．０３００％以下又は０．０２００％以下であってもよい。
（Ｃａ：０～０．０５００％）
　Ｃａは、脱酸元素として有用であるほか、硫化物の形態制御にも効果を奏する。これらの効果を十分に得るためには、Ｃａ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｃａ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方で、Ｃａを過度に含有すると、穴広げ性が劣化する場合がある。このため、Ｃａ含有量は０．０５００％以下であることが好ましい。Ｃａ含有量は０．０４００％以下、０．０３００％以下又は０．０２００％以下であってもよい。
（Ｙ：０～０．０５００％）
　Ｙは、Ｍｇ及びＣａと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて含有されてもよい。このような効果を十分に得るためには、Ｙ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｙ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方で、Ｙを過度に含有すると、粗大なＹ酸化物が生成し、穴広げ性が低下する場合がある。このため、Ｙ含有量は０．０５００％以下であることが好ましい。Ｙ含有量は０．０４００％以下、０．０３００％以下又は０．０２００％以下であってもよい。
（Ｚｒ：０～０．０５００％）
　Ｚｒは、Ｍｇ、Ｃａ及びＹと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて含有されてもよい。このような効果を十分に得るためには、Ｚｒ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｚｒ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方で、Ｚｒを過度に含有すると、粗大なＺｒ酸化物が生成し、穴広げ性が低下する場合がある。このため、Ｚｒ含有量は０．０５００％以下であることが好ましい。Ｚｒ含有量は０．０４００％以下、０．０３００％以下又は０．０２００％以下であってもよい。
（Ｌａ：０～０．０５００％）
　Ｌａは、微量添加で硫化物の形態制御に有効な元素であり、必要に応じて含有されてもよい。このような効果を十分に得るためには、Ｌａ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｌａ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方で、Ｌａを過度に含有すると、Ｌａ酸化物が生成し、穴広げ性の低下を招く場合がある。このため、Ｌａ含有量は０．０５００％以下であることが好ましい。Ｌａ含有量は０．０４００％以下、０．０３００％以下又は０．０２００％以下であってもよい。
（Ｃｅ：０～０．０５００％）
　Ｃｅは、Ｌａと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて含有されてもよい。このような効果を十分に得るためには、Ｃｅ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｃｅ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方で、Ｃｅを過度に含有すると、Ｃｅ酸化物が生成し、穴広げ性の低下を招く場合がある。このため、Ｃｅ含有量は０．０５００％以下であることが好ましい。Ｃｅ含有量は０．０４００％以下、０．０３００％以下又は０．０２００％以下であってもよい。
　なお、本実施形態における鋼板では、上記に述べた成分の残部はＦｅ及び不純物である。不純物とは、本実施形態に係る鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分等である。
　続いて、本発明の実施形態に係る鋼板の組織及び特性の特徴を述べる。
（フェライト、パーライト及びベイナイトの合計：０～１０．０％）
　フェライト、パーライト及びベイナイトは、鋼板の強度低下とともに、穴広げ性の低下を引き起こす因子であり、その面積率は少ないほど好ましい。したがって、フェライト、パーライト及びベイナイトの合計は面積率で１０．０％以下とし、８．０％以下、６．０％以下、５．０％以下又は０％であってもよい。しかしながら、０％に制御することは、一貫製造条件を高精度に制御する必要が生じ、生産性の低下を招く場合がある。このため、フェライト、パーライト及びベイナイトの合計は面積率で０．３％以上又は０．５％以上であってもよい。
（マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトの合計：８０．０～１００．０％）
　マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトは、鋼板の強度上昇に極めて有効な組織であり、強度とともに穴広げ性を確保するために、その面積率は高いほど好ましい。したがって、マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトの合計は面積率で８０．０％以上とし、８５．０％以上、９０．０％以上、９５．０％以上又は１００．０％であってもよい。しかしながら、１００．０％に制御することは、一貫製造条件を高精度に制御する必要が生じ、生産性の低下を招く場合がある。このため、マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトの合計は面積率で９９．５％以下又は９９．０％以下であってもよい。
（残留オーステナイト：０～１０．０％）
　本発明の実施形態に係る鋼板のミクロ組織は、上記のとおり、面積率で、フェライト、パーライト及びベイナイトの合計：０～１０．０％、並びにマルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトの合計：８０．０～１００．０％を含有すればよく、それらのみから構成されてもよいし又は残部組織が存在していてもよい。残部組織が存在する場合には、それは面積率で残留オーステナイト：０～１０．０％からなることが好ましい。残留オーステナイトは、鋼板の強度延性バランスの向上に有効な組織であるものの、多量の含有では局部延性の低下を招き、穴広げ性を劣化させる場合がある。したがって、穴広げ性等の特性を確実に改善するためには、ミクロ組織中の残留オーステナイトの面積率は１０．０％以下であることが好ましく、９．０％以下、８．０％以下、５．０％以下、４．０％以下、３．０％以下、２．０％以下、１．０％以下、０．９％以下、０．８％以下、０．６％以下、０．４％以下又は０％であってもよい。しかしながら、０％に制御することは、一貫製造条件を高精度に制御する必要が生じ、生産性の低下を招く場合がある。このため、ミクロ組織中の残留オーステナイトの面積率は０．１％以上又は０．３％以上であってもよい。
（鋼板表面から１～１０μｍの第１の深さ領域におけるブロック径：５．０μｍ以下）
　鋼板表面から板厚方向に１～１０μｍの第１の深さ領域におけるブロック径は、スポット溶接時の鋼板の熱間変形抵抗を高めるために重要な因子である。ここで、第１の深さ領域並びに後で説明する第２及び第３の深さ領域は、鋼板の圧延方向に直交する幅方向かつ鋼板表面に対し垂直方向に鋼板を切断した断面組織における領域をいうものである。スポット溶接時に鋼板が急速加熱を受けるとき、熱間変形すなわちスポット溶接により加熱された領域のオーステナイト粒径は、溶接前の素材のブロック径の影響を受ける。すなわち、素材のブロック径が細かいほど、スポット溶接時に加熱された領域のオーステナイト粒径は微細になる。このオーステナイト粒径の微細化の効果によって、スポット溶接時における溶接材料の最表層において歪の過度な増加を抑えることが可能となる。第１の深さ領域におけるブロック径が大きいと、この効果を得ることができず、スポット溶接時のＬＭＥの発生を招く。このため、第１の深さ領域におけるブロック径は５．０μｍ以下とし、好ましくは、４．０μｍ以下、より好ましくは３．０μｍ以下である。第１の深さ領域におけるブロック径の下限値は特に限定されないが、一般的には０．１μｍ以上又は０．３μｍ以上である。
（鋼板表面から１０～６０μｍの第２の深さ領域におけるブロック径：６．０～２０．０μｍ）
　鋼板表面から１０～６０μｍの第２の深さ領域におけるブロック径は、スポット溶接時において鋼板表層への歪集中を抑えるために重要な因子である。第１の深さ領域におけるブロック径に対し、第２の深さ領域におけるブロック径が十分に粗大であるとき、第１の深さ領域と第２の深さ領域ではスポット溶接時の熱間変形時に、受け持つ歪の量に差が生じる。具体的には、第２の深さ領域が第１の深さ領域よりも多くの歪を受け持つこととなり、第１の深さ領域に生じる歪を抑えることができる。第２の深さ領域におけるブロック径が第１の深さ領域におけるブロック径と比べ十分に大きくないと、この効果を得ることができない。その結果、鋼板はスポット溶接時のＬＭＥの発生を招く。このため、第２の深さ領域におけるブロック径は６．０μｍ以上とし、８．０μｍ以上又は１０．０μｍ以上であってもよい。一方で、第２の深さ領域におけるブロック径が大きすぎると、スポット溶接時の変形抵抗が過度に低下する。このため第２の深さ領域におけるブロック径が大きすぎると、スポット溶接時において第２の深さ領域における変形量が著しく増大し、第１の深さ領域に生じる歪量が増大して、ＬＭＥの発生を引き起こす。このため、第２の深さ領域におけるブロック径は２０．０μｍ以下とし、好ましくは１８．０μｍ以下、より好ましくは１５．０μｍ以下である。
（鋼板表面から６０μｍ～板厚１／４の第３の深さ領域におけるブロック径：６．０μｍ未満）
　鋼板表面から６０μｍ～板厚１／４の第３の深さ領域におけるブロック径は、スポット溶接時において鋼板表層への歪集中を抑えるために重要な因子である。スポット溶接時に第２の深さ領域に生じる歪を板厚方向ではなく鋼板の圧延方向及び幅方向に平行な面に分散させるためには、第３の深さ領域を第２の深さ領域よりもブロック径が微細かつ硬い層とする必要がある。このような構成を有することによりスポット溶接時の第３の深さ領域における熱間変形抵抗が第２の深さ領域よりも高くなる。このように第１の深さ領域と第３の深さ領域のブロック径を第２の深さ領域のブロック径よりも小さくすることにより、第１の深さ領域と第３の深さ領域の熱間変形抵抗は、第２の深さ領域の熱間変形抵抗よりも大きくなる。このためスポット溶接時に生じる歪は第２の深さ領域に集中して生じ、第１の深さ領域と第３の深さ領域における歪の発生を抑えることができる。第３の深さ領域におけるブロック径が第２の深さ領域よりも大きいとスポット溶接時に第２の深さ領域に生じる歪が第３の深さ領域にも分散してしまう。このため歪が板厚方向に分散してしまい、この効果を得ることができず、スポット溶接時のＬＭＥの発生を招く。このため、第３の深さ領域におけるブロック径は６．０μｍ未満とし、好ましくは５．０μｍ以下、より好ましくは３．０μｍ以下である。第３の深さ領域におけるブロック径の下限値は特に限定されないが、一般的には０．１μｍ以上又は０．３μｍ以上である。
（めっき層）
　本発明の実施形態に係る鋼板は、耐食性の向上等を目的として、少なくとも一方の表面、好ましくは両方の表面にめっき層を含んでいてもよい。当該めっき層は、当業者に公知の任意の組成を有するめっき層であってよく、特に限定されないが、例えば、亜鉛、アルミニウム、マグネシウム、又はそれらの任意の組み合わせからなる合金を含んでいてもよい。また、めっき層は、合金化処理を施していてもよいし又は合金化処理を施していなくてもよい。合金化処理を施した場合には、めっき層は、上記元素の少なくとも１種と鋼板から拡散してきた鉄との合金を含有していてもよい。また、めっき層の付着量は、特に制限されず一般的な付着量であってよい。
（引張強度：ＴＳ）
　引張強度は、鋼を素材として用いる構造体の軽量化及び塑性変形における構造体の抵抗力の向上のためには、鋼素材が大きな加工硬化能をもち最大強度を示すことが好ましく、具体的には１２００ＭＰａ以上の引張強度を持つことが好ましい。引張強度が低いと、鋼を素材とする構造体の軽量化及び変形抵抗の向上に対する効果が小さくなる。これに関連して、上記の化学組成及び組織を有する鋼板によれば、１２００ＭＰａ以上の引張強度を確実に達成することができる。鋼板の引張強度は、好ましくは１２８０ＭＰａ以上、より好ましくは１３５０ＭＰａ以上又は１４００ＭＰａ以上、最も好ましくは１５００ＭＰａ以上である。一方で、引張強度が高すぎると、塑性変形中に材料が脆性破壊を起こしやすくなり、成形性が低下する。このため、鋼板の引張強度は一般的には２３００ＭＰａ以下であり、２１００ＭＰａ以下、２０００ＭＰａ以下又は１９００ＭＰａ以下であってもよい。引張強度は、試験片の長手方向が鋼板の圧延直角方向と平行になる向きからＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に準拠して引張試験を行うことで測定される。
（全伸び：ｔ－Ｅｌ）
　本発明の特定の実施形態によれば、高強度及び優れた溶接性に加えて、全伸びを改善することも可能であり、例えば５．０％以上、６．０％以上又は８．０％以上の全伸びを達成することが可能である。上限値については特に限定されないが、例えば、全伸びは２５．０％以下又は２０．０％以下であってよい。素材である鋼板を冷間で成形して構造体を製造するときに、複雑な形状に仕上げるためには伸びが必要となる。したがって、このような高い全伸びを達成し得る鋼板は構造体を製造する上で非常に有用である。全伸びは、試験片の長手方向が鋼板の圧延直角方向と平行になる向きからＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に準拠して引張試験を行うことで測定される。
（穴広げ値：λ）
　本発明の特定の実施形態によれば、高強度及び優れた溶接性に加えて、穴広げ性を改善することも可能であり、例えば２０．０％以上、２５．０％以上又は３０．０％以上の穴広げ値を達成することが可能である。このような高い穴広げ値は、ミクロ組織中の残留オーステナイトの面積率を１０．０％以下にすることで確実に達成することが可能である。上限値については特に限定されないが、例えば、穴広げ値は９０．０％以下又は８０．０％以下であってよい。素材である鋼板を冷間で成形して構造体を製造するときに、複雑な形状に仕上げるためには伸びとともに穴広げ性も必要となる。したがって、このような高い穴広げ値を達成し得る鋼板は構造体を製造する上で非常に有用である。穴拡げ値は以下のようにして決定される。まず、試験片に直径１０ｍｍの円形穴（初期穴：穴径ｄ０＝１０ｍｍ）を、クリアランスが１２．５％となる条件で打ち抜き、かえり（バリ）がダイ側となるようにし、頂角６０°の円錐ポンチにて板厚を貫通する割れが発生するまで初期穴を押し広げ、割れ発生時の穴径ｄ１ｍｍを測定して、下記式にて各試験片の穴広げ値λ（％）を求める。この穴拡げ試験を５回実施し、それらの平均値を穴広げ値λとして決定する。
　　　λ＝１００×（ｄ１－ｄ０）/ｄ０
（板厚）
　鋼板の板厚は成形後の鋼部材の剛性に影響を与える因子であり、板厚が大きいほど部材の剛性は高くなる。したがって、剛性を高める観点からは、０．２ｍｍ以上の板厚が好ましい。板厚は０．３ｍｍ以上、０．６ｍｍ以上、１．０ｍｍ以上又は２．０ｍｍ以上であってもよい。一方で、板厚が厚すぎると、穴広げ成形時の成形荷重が増加し、金型の損耗や生産性の低下を招く場合がある。このため、６．０ｍｍ以下の板厚が好ましい。板厚は５．０ｍｍ以下又は４．０ｍｍ以下であってもよい。
　次に、上記で規定する組織の観察及び測定方法を述べる。
（フェライト、パーライト及びベイナイトの面積率の評価方法）
　組織観察は、走査型電子顕微鏡で行なう。観察に先立ち、組織観察用のサンプルを、エメリー紙による湿式研磨及び１μｍの平均粒子サイズをもつダイヤモンド砥粒により研磨し、観察面を鏡面に仕上げた後、３％硝酸アルコール溶液にて組織をエッチングしておく。観察の倍率を３０００倍とし、表面から板厚の１／４位置における３０μｍ×４０μｍの視野をランダムに１０枚撮影する。組織の比率は、ポイントカウント法で求める。得られた組織画像に対して、縦３μｍかつ横４μｍの間隔で並ぶ格子点を計１００点定め、格子点の下に存在する組織を判別し、１０枚の平均値から鋼材に含まれる組織比率を求める。フェライトは、塊状の結晶粒であって、内部に、長径１００ｎｍ以上の鉄系炭化物を含まないものである。ベイナイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含まないもの、又は、内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含み、その炭化物が、単一のバリアント、即ち、同一方向に伸張した鉄系炭化物群に属するものである。ここで、同一方向に伸長した鉄系炭化物群とは、鉄系炭化物群の伸長方向の差異が５°以内であるものをいう。ベイナイトは、方位差１５°以上の粒界によって囲まれたベイナイトを１個のベイナイト粒として数える。パーライトは列状に析出したセメンタイトを含む組織であり、２次電子像で明るいコントラストで撮影された領域をパーライトとし、面積率を算出する。
（マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトの面積率の評価方法）
　焼戻しマルテンサイトについては、表面から板厚の１／４位置を走査型及び透過型電子顕微鏡で観察を行い、内部にＦｅを多く含有する炭化物（Ｆｅ系炭化物）を含むものを焼戻しマルテンサイト、炭化物をほとんど含まないものをマルテンサイトとして同定する。Ｆｅ系炭化物については、種々の結晶構造を有するものが報告されているが、いずれのＦｅ系炭化物を含有しても構わない。熱処理条件によっては、複数種のＦｅ系炭化物が存在する場合がある。
（残留オーステナイトの面積率の評価方法）
　残留オーステナイトの面積率は、Ｘ線測定により以下のようにして決定される。まず、鋼板の表面から板厚の１／４位置までの部分を機械研磨及び化学研磨により除去し、当該化学研磨した面に対して特性Ｘ線としてＭｏＫα線を用いることにより測定を行う。そして、体心立方格子（ｂｃｃ）相の（２００）及び（２１１）並びに面心立方格子（ｆｃｃ）相の（２００）、（２２０）及び（３１１）の回折ピークの積分強度比から、次の式を用いて残留オーステナイトの面積率を算出する。
　Ｓγ＝（Ｉ200f＋Ｉ220f＋Ｉ311f）／（Ｉ200b＋Ｉ211b）×１００
　ここで、Ｓγは残留オーステナイトの面積率であり、Ｉ200f、Ｉ220f及びＩ311fは、それぞれｆｃｃ相の（２００）、（２２０）及び（３１１）の回折ピークの強度を示し、Ｉ200b及びＩ211bは、それぞれｂｃｃ相の（２００）及び（２１１）の回折ピークの強度を示す。
（第１～第３の深さ領域におけるブロック径の評価方法）
　ブロック径（μｍ）は、マルテンサイトブロック及びベイナイトブロックの区別なく、ＦＥＳＥＭ－ＥＢＳＰ法により得られる結晶方位マップから求める。具体的には、鋼板表層において圧延方向に直交する幅方向に平行な面をＦＩＢ（集束イオンビーム）により切り出し、圧延方向に３０μｍかつ板厚方向に９０μｍの視野を０．１μｍピッチでＥＢＳＰ測定を行う。ＥＢＳＰ測定により採取した菊池線パターンから、αＦｅの方位を同定する。αＦｅの方位から結晶方位図を求める。この結晶方位図を板厚方向に１～１０μｍ（第１の深さ領域）、１０～６０μｍ（第２の深さ領域）、６０～９０μｍ（第３の深さ領域）の３領域に分割し、分割後の結晶方位図において、隣接する結晶との方位差が１５°以上で囲まれる領域を識別する。１５°以上の方位差で囲まれた領域をブロックのひとつの粒と定義する。それぞれのブロックの面積から円相当直径を求める。視野内の円相当直径の平均値を算出して、それをブロック径とする。
＜鋼板の製造方法＞
　本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法は上述した成分範囲の材料を用いて、熱間圧延と冷延及び焼鈍条件の一貫した管理を特徴としている。具体的には、本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法は、鋼板に関して上で説明した化学組成と同じ化学組成を有する鋼片を熱間圧延し、次いで５００℃以上で巻き取る工程、
　得られた熱延鋼板を酸洗して前記熱延鋼板の表面上に存在する酸化スケールを除去する工程であって、前記熱延鋼板の表層の除去量が５．００μｍ未満である工程、
　前記熱延鋼板を３０～９０％の圧下率で冷間圧延する工程、及び
　得られた冷延鋼板を露点が－２０～２０℃の雰囲気中７４０～９００℃の温度域で４０～３００秒間保持する焼鈍工程
を含むことを特徴としている。以下、各工程について詳しく説明する。
（熱間圧延及び巻き取り工程）
　本工程では、鋼板に関して上で説明した化学組成と同じ化学組成を有する鋼片が熱間圧延に供される。使用する鋼片は、生産性の観点から連続鋳造法によって鋳造することが好ましいが、造塊法又は薄スラブ鋳造法によって製造してもよい。また、鋳造された鋼片に対し、板厚調整等のために、任意選択で仕上げ圧延の前に粗圧延を施してもよい。このような粗圧延は、所望のシートバー寸法が確保できればよく、その条件は特に限定されない。熱間圧延は、特に限定されないが、一般的には仕上げ圧延の完了温度が６５０℃以上となるような条件下で行われる。仕上げ圧延の完了温度が低すぎると、圧延反力が高まり、所望の板厚を安定して得ることが困難となるからである。上限は特に限定されないが、一般的には仕上げ圧延の完了温度は９５０℃以下である。
（巻き取り温度）
　熱間圧延後、得られた熱延鋼板は５００℃以上の巻き取り温度で巻き取られる。巻き取り温度は、熱延鋼板における酸化スケール及び鋼板表層の酸化物の生成状態を制御し、熱延鋼板の強度に影響を与える因子である。５００℃以上の巻き取り温度で巻き取ることで、熱延鋼板の表層において酸化物（内部酸化物）を生成させ、当該酸化物をその後の冷間圧延により破砕して微細分散化させることができる。当該微細分散化された酸化物により鋼板表層の第１の深さ領域における粒成長を抑制することができる。このため、冷延板焼鈍後に板厚表層から板厚中心層に向かってブロック径が傾斜制御された構造を作り出すことが可能となる。しかしながら、比較的低い温度で巻き取ると、熱延鋼板の表層において板厚方向に十分な酸化物を生成させることができない。このため、続く酸洗及び冷延工程において鋼板表層で酸化物の破砕と微細分散化を促すことができなくなり、冷延板焼鈍後に鋼板表層の旧オーステナイト粒径とともにブロック径を傾斜制御することができなくなる。このため、巻き取り温度は５００℃以上とし、好ましくは５３０℃以上、より好ましくは５５０℃超又は５６０℃以上である。５５０℃超、特には５６０℃以上の比較的高い温度で巻き取ることにより、熱延鋼板の表層における内部酸化物の形成をより促進することができ、その後の冷間圧延による内部酸化物の微細分散化、ひいては第１の深さ領域における粒成長の抑制効果を顕著に高めることが可能となる。巻き取り温度の上限は特に限定されないが、巻き取り温度が高すぎると、熱延鋼板の表層に生成する酸化物が著しく粗大になり、続く酸洗及び冷延工程を経たのちに、これらの粗大な酸化物が破砕されず、冷延板焼鈍後にも粗大なまま残ることで、穴広げ性の低下を引き起こす場合がある。このため、巻き取り温度は７００℃以下とすることが好ましく、より好ましくは６７０℃以下である。
（酸洗工程）
　巻取った熱延鋼板を巻き戻し、酸洗に供する。酸洗を行うことで、熱延鋼板の表面上に存在する酸化スケールを除去して、冷延鋼板の化成処理性や、めっき性の向上を図ることができる。酸化スケールとは、鋼板の表面に形成された酸化物の層（外部酸化層）をいうものであり、鋼板との界面に生成するＦｅＯとＳｉＯ2の複合酸化物であるファイアライト（Ｆｅ2ＳｉＯ4）等を含む。加えて、酸洗では鋼板の表層の溶解を促進させ、熱延鋼板の表層において酸化スケールの下すなわち鋼板内部に生成した酸化物（内部酸化物）を溶解させず又は完全には溶解させずに残し、冷延によりそれらの未溶解の酸化物を破砕させて微細分散化させることにより、焼鈍後に鋼板表層の組織に傾斜機能を持たせることができる。熱延鋼板の酸化スケールの下に生成した鋼中の酸化物を残すために鋼の溶解量を制御する上では、酸洗は、一回でもよいし、複数回に分けて行ってもよく、酸洗の前後に研削ブラシなどによる機械研磨を施してもよい。また、酸洗前後での板厚の変化の測定に代替して、酸洗前後のコイル重量の変化から鋼板表層の除去量を求めてもよい。鋼板表層の除去量が多すぎると、冷延後に鋼板表層に存在する破砕された酸化物の量が少なくなることから、冷延板焼鈍後の鋼板表層において所望の粒径分布が得られなくなり、耐ＬＭＥ性を低下させる。このため、酸洗による鋼板表層の除去量は５．００μｍ未満とし、好ましくは４．００μｍ以下又は３．５０μｍ以下である。先に説明したように巻き取り温度を５００℃以上として内部酸化物の形成を促進させつつ、その後の酸洗による鋼板表層の除去量を５．００μｍ未満に抑えること、すなわち５００℃以上の巻き取り温度と酸洗による５．００μｍ未満の除去量の特定の組み合わせにより、酸洗後冷間圧延前に１．００μｍ以上の内部酸化層厚さを確保することができ、その結果として冷間圧延による内部酸化物の微細分散化、ひいては第１の深さ領域における粒成長の抑制効果を確実に発揮させることが可能となる。酸洗後冷間圧延前の内部酸化層の厚さは１．００μｍ以上を確保できればよく、上限は特に限定されないが、例えば１５．００μｍ以下であってよい。内部酸化層の厚さが厚く、粗大な酸化物が多くなると、冷間圧延によってこれらの粗大な酸化物が十分に破砕されず、冷延板焼鈍後にも粗大なまま残ることで穴広げ性の低下を引き起こす場合がある。したがって、穴広げ性の向上を図る観点からは、酸洗後冷間圧延前の内部酸化層の厚さは１０．００μｍ以下であることが好ましい。ここで、内部酸化層の厚さは、鋼板の表面から鋼板の板厚方向（鋼板の表面に垂直な方向）に進んだ場合における鋼板の表面から内部酸化物が存在する最も遠い位置までの距離をいうものである。鋼板表層の除去量の下限値は特に限定されず、０μｍであってもよい。しかしながら、除去量が０．０１μｍ未満では、鋼板表面に酸化スケールが部分的に残る場合があり、このような場合には表面の美観低下及び／又は表面粗度の低下を引き起こし、穴広げ性の低下を引き起こす虞がある。このため、穴広げ性の向上等の観点からは、鋼板表層の除去量は０．０１μｍ以上であることが好ましく、０．１０μｍ以上、０．２０μｍ以上、０．３０μｍ以上、０．４０μｍ以上、０．５０μｍ以上、０．６０μｍ以上、０．８０μｍ以上又は１．００μｍ以上であってもよい。
（冷間圧延工程）
　次に、得られた熱延鋼板は冷間圧延を施される。冷間圧延における圧下率は、表層に酸化物を残した鋼板において、その酸化物を破砕により微細分散化させて、冷延板焼鈍後に鋼板表面から１～１０μｍの第１の深さ領域において酸化物の微細分散化によるブロック径の微細化効果を得るために、極めて重要な制御因子である。圧下率が３０％未満では、酸化物の破砕の効果が得られず、第１の深さ領域におけるブロック径を５．０μｍ以下に制御することができなくなる。このため、圧下率は３０％以上とし、好ましくは３５％以上又は４０％以上である。一方で、圧下率が９０％超では、熱延鋼板の表層で生成していた酸化物層の厚みが、冷延後に極めて薄くなるため、冷延板焼鈍後の鋼板の表層において所望の粒径分布が得られなくなり、耐ＬＭＥ性を低下させる。このため、圧下率は９０％以下とし、好ましくは８５％以下又は８０％以下である。本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法では、内部酸化物の形成を促進させて、比較的弱い酸洗により主として外部酸化層を除去して内部酸化物を残しつつ、当該内部酸化物を微細分散化することが重要である。本方法では、このような内部酸化物の微細分散化を、５００℃以上の巻き取り温度、酸洗による５．００μｍ未満の除去量、及び３０～９０％の圧下率での冷間圧延の特定の組み合わせによって達成するものである。このような製造条件の特定の組み合わせに基づく内部酸化物の微細分散化、さらには第１の深さ領域における粒成長の抑制効果については従来知られておらず、今回、本発明者らによって初めて明らかにされたことである。
　冷間圧延工程における鋼板表層の酸化物の微細分散化をより促進させるために、冷間圧延において鋼板表層により大きな剪断変形を与えることが好ましい。鋼板表層により大きな剪断変形を与えるためには、例えば、冷間圧延工程は、摩擦係数が０．１０未満である潤滑油を鋼板と圧延ロールとの間に供給しながら、圧延荷重が８００ｔｏｎ／ｍ以上である圧延を行うことを含むことが望ましい。なお、多段の圧延スタンドで構成される連続冷間圧延機では少なくとも１つの圧延機において摩擦係数が０．１０未満であり、かつ圧延荷重が８００ｔｏｎ／ｍ以上である圧延を実施すれば良い。また、圧延を複数回に分けて行う場合は、それらの圧延のうち、少なくとも１回の圧延において摩擦係数が０．１０未満であり、かつ圧延荷重が８００ｔｏｎ／ｍ以上である圧延を実施すれば良い。摩擦係数が０．１０以上又は圧延荷重が８００ｔｏｎ／ｍ未満の場合は、剪断変形量が比較的少なくなり、鋼板表層の酸化物の微細分散化を十分に促進させることができない場合がある。また、摩擦係数が小さく及び／又は圧延荷重が高いほど鋼板表層に与えられる剪断変形量は大きくなる。このため、摩擦係数は０．０８以下であることが好ましく、０．０６以下、０．０４以下、又は０．０２以下であっても良い。摩擦係数の下限は特に限定されないが、例えば摩擦係数は０．０１以上であってもよい。加えて、圧延荷重は１０００ｔｏｎ／ｍ以上、１２００ｔｏｎ／ｍ以上、１３００ｔｏｎ／ｍ以上、１４００ｔｏｎ／ｍ以上、又は１６００ｔｏｎ／ｍ以上であっても良い。圧延荷重の上限は特に限定されないが、例えば圧延荷重は２０００ｔｏｎ／ｍ以下であってもよい。
（焼鈍工程）
　最後に、得られた冷延鋼板は、所定の焼鈍（「冷延板焼鈍」ともいう）を施され、本発明の実施形態に係る鋼板が得られる。以下、この冷延板焼鈍について詳しく説明する。
（７４０～９００℃の温度域での露点）
　冷延板焼鈍において、７４０～９００℃における露点を制御することにより、鋼板表面から１０～６０μｍの第２の深さ領域での脱炭を促し、それによってオーステナイトの粒界の移動度を増加させ、当該第２の深さ領域におけるブロック径を粗大化させることが可能となる。露点が低すぎると、第２の深さ領域での脱炭量が不足し、オーステナイトの粒界の移動度が増加せず、当該第２の深さ領域におけるオーステナイト粒径及びブロック径の粗大化が妨げられる。このため、露点の下限値は－２０℃以上とし、好ましくは－１５℃以上である。一方で、露点が高いと、第２の深さ領域での脱炭量が過剰となり、オーステナイトの粒界の移動度が顕著に増加することから、当該第２の深さ領域におけるオーステナイト粒径及びブロック径が著しく粗大化する。このため、露点の上限値は２０℃以下とし、好ましくは１５℃以下である。
（７４０～９００℃の温度域での保持時間）
　冷延板焼鈍において、７４０～９００℃の温度域における保持時間を制御することにより、第２の深さ領域での脱炭を促し、それによってオーステナイトの粒界の移動度を増加させ、当該第２の深さ領域におけるオーステナイト粒径及びブロック径を粗大化させることが可能となる。ここで、保持時間とは、７４０～９００℃の温度域に滞在している時間をいうものであり、よって７４０～９００℃の間で徐々に昇温されている場合の時間を包含するものである。保持時間が短いと、第２の深さ領域での脱炭量が不足し、オーステナイトの粒界の移動度が増加せず、当該第２の深さ領域におけるオーステナイト粒径及びブロック径の粗大化が妨げられる。このため、保持時間の下限値は４０秒以上とし、好ましくは６０秒以上である。一方で、保持時間が長いと、第２の深さ領域での脱炭量が過剰となり、オーステナイトの粒界の移動度が顕著に増加することから、当該第２の深さ領域におけるオーステナイト粒径及びブロック径が著しく粗大化する。このため、保持時間の上限値は３００秒以下とし、好ましくは２５０秒以下である。
（平均冷却速度）
　以下、焼鈍後の冷却、焼戻し及びめっき処理の好ましい実施形態について詳しく説明する。下記の記載は、焼鈍後の冷却、焼戻し及びめっき処理の好ましい実施形態の単なる例示であって、鋼板の製造方法を何ら限定するものではない。上記焼鈍後の冷却は、７５０℃から５５０℃まで平均冷却速度１００℃／秒以下で実施することが好ましい。１００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却することで硬さのばらつきを抑制することが可能となる。平均冷却速度は８０℃／秒以下又は５０℃／秒以下であってもよい。平均冷却速度の下限値は、特に限定されないが、十分な強度を確保するとの観点から、例えば２．５℃／秒であってよく、好ましくは５℃／秒以上、より好ましくは１０℃／秒以上、最も好ましくは２０℃／秒以上である。
（冷却停止温度）
　上記の冷却は、２５～５５０℃の温度で停止し（冷却停止温度）、続いて、この冷却停止温度がめっき浴温度よりも低い場合には３５０～５５０℃の温度域に再加熱して滞留させてもよい。上述の温度範囲で冷却を行うと冷却中に未変態のオーステナイトからマルテンサイトが生成する。その後、再加熱を行うことで、マルテンサイトは焼き戻され、硬質相内での炭化物析出や転位の回復・再配列が起こり、耐水素脆性が改善する。
（滞留温度及び滞留時間）
　再加熱後かつめっき浴浸漬前に、３５０～５５０℃の温度域で鋼板を滞留させてもよい。この温度域での滞留は、マルテンサイトの焼き戻しに寄与するばかりでなく、板の幅方向の温度ムラをなくし、めっき後の外観を向上させる。なお、冷却停止温度が３５０～５５０℃であった場合には、再加熱を行わずに滞留を行えばよい。滞留を行う場合、滞留時間は１０～６００秒であることが好ましい。
（焼戻し）
　焼戻しは、一連の焼鈍工程において、冷延板又は冷延板にめっき処理を施した鋼板を、室温まで冷却した後、あるいは、室温まで冷却する途中（ただしマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）以下）において再加熱を開始し、１５０～４００℃の温度域で２秒以上保持することで実施してもよい。このような処理によれば、再加熱後の冷却中に生成したマルテンサイトを焼戻して、焼戻しマルテンサイトとすることにより、耐水素脆性を改善することができる。焼戻しは、連続焼鈍設備内で行ってもよいし、連続焼鈍後にオフラインで別設備にて実施してもよい。この際、焼戻し時間は、焼戻し温度により異なる。すなわち、低温ほど長時間となり、高温ほど短時間となる。
（めっき）
　焼鈍工程中又は焼鈍工程後の冷延鋼板に対して、必要に応じて、（亜鉛めっき浴温度－４０）℃～（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に加熱又は冷却して、溶融亜鉛めっきを施してもよい。溶融亜鉛めっき工程によって、冷延鋼板の少なくとも一方の表面、好ましくは両方の表面には、溶融亜鉛めっき層が形成される。この場合、冷延鋼板の耐食性が向上するので好ましい。溶融亜鉛めっきを施しても、冷延鋼板の耐ＬＭＥ性を十分に維持することができる。
（めっき浴浸漬板温度）
　めっき浴浸漬板温度（溶融亜鉛めっき浴に浸漬する際の鋼板の温度）は、溶融亜鉛めっき浴温度より４０℃低い温度（溶融亜鉛めっき浴温度－４０℃）から溶融亜鉛めっき浴温度より５０℃高い温度（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０℃）までの温度範囲が好ましい。めっき浴浸漬板温度が溶融亜鉛めっき浴温度－４０℃を下回ると、めっき浴浸漬時の抜熱が大きく、溶融亜鉛の一部が凝固してしまいめっき外観を劣化させる場合があるため望ましくない。浸漬前の板温度が溶融亜鉛めっき浴温度－４０℃を下回っていた場合、任意の方法でめっき浴浸漬前にさらに加熱を行い、板温度を溶融亜鉛めっき浴温度－４０℃以上に制御してからめっき浴に浸漬させてもよい。また、めっき浴浸漬板温度が溶融亜鉛めっき浴温度＋５０℃を超えると、めっき浴温度上昇に伴う操業上の問題を誘発する。
（めっき浴の組成）
　めっき浴の組成は、Ｚｎを主体とし、有効Ａｌ量（めっき浴中の全Ａｌ量から全Ｆｅ量を引いた値）が０．０５０～０．２５０質量％であることが好ましい。めっき浴中の有効Ａｌ量が０．０５０質量％未満であると、めっき層中へのＦｅの侵入が過度に進み、めっき密着性が低下するおそれがある。一方、めっき浴中の有効Ａｌ量が０．２５０質量％を超えると、鋼板とめっき層との境界に、Ｆｅ原子及びＺｎ原子の移動を阻害するＡｌ系酸化物が生成し、めっき密着性が低下するおそれがある。めっき浴中の有効Ａｌ量は０．０６５質量％以上であるのがより好ましく、０．１８０質量％以下であるのがより好ましい。めっき浴は、ＺｎやＡｌ以外にもＭｇ等の元素を含有していてもよい。
（めっき浴浸漬後の保持温度）
　溶融亜鉛めっき層に合金化処理を施す場合は、溶融亜鉛めっき層を形成した鋼板を４７０～５５０℃の温度範囲に加熱することが好ましい。合金化温度が４７０℃未満であると、合金化が十分に進行しないおそれある。一方、合金化温度が５５０℃を超えると、合金化が進行しすぎて、Γ相の生成により、めっき層中のＦｅ濃度が１５％を超えることで耐食性が劣化する恐れがある。合金化温度は４８０℃以上であるのがより好ましく、５４０℃以下であるのがさらにより好ましい。合金化温度は、鋼板の成分組成及び内部酸化層の形成度合いにより変える必要があるので、めっき層中のＦｅ濃度を確認しながら設定すればよい。一方、溶融亜鉛めっき層に合金化処理を施さない場合は、めっき浴浸漬後の保持温度は４７０℃未満であってよく、例えば４５０～４７０℃未満であってよい。
（めっきプレ処理）
　めっき密着性をさらに向上させるために、連続溶融亜鉛めっきラインにおける焼鈍前に、母材鋼板に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独あるいは複数から成るめっきを施してもよい。
（めっき後処理）
　溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面に、塗装性、溶接性を改善する目的で、上層めっきを施すことや、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施すこともできる。
（スキンパス圧下率）
　さらに、鋼板形状の矯正や可動転位導入により延性の向上を図ることを目的として、スキンパス圧延を施してもよい。熱処理後のスキンパス圧延の圧下率は、０．１～１．５％の範囲が好ましい。０．１％未満では効果が小さく、制御も困難であることから、０．１％を下限とする。１．５％を超えると生産性が著しく低下するので１．５％を上限とする。スキンパスは、インラインで行ってもよいし、オフラインで行ってもよい。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行ってもよいし、数回に分けて行っても構わない。
　上記の製造方法によれば、本発明の実施形態に係る鋼板を得ることができる。
　以下に本発明に係る実施例を示す。本発明はこの一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明要旨を逸脱せず、本発明目的を達する限りにおいては、種々の条件を採用可能とするものである。
（例１）
　種々の化学組成を有する鋼を溶製して鋼片を製造した。これらの鋼片を１２２０℃に加熱した炉内に挿入し、６０分間保持する均一化処理を与えた後に大気中に取出し、熱間圧延して板厚２．６ｍｍの鋼板を得た。熱間圧延における仕上げ圧延の完了温度は８９０℃であり、５４０℃まで冷却して巻き取った。続いて、この熱延鋼板の酸化スケールを酸洗により片面３．０μｍの厚みを鋼板の両面の表層から除去し（酸洗後冷間圧延前の内部酸化層の厚さは表２に示すとおり）、圧下率５０％の冷間圧延を施し、板厚を１．４ｍｍに仕上げた。冷間圧延において最も高い圧延荷重を付加した圧延機の圧延荷重と当該圧延機において使用した潤滑油の摩擦係数を表２に示す。さらに、この冷延鋼板を焼鈍し、具体的には８８０℃まで昇温する際、７４０～９００℃の温度範囲を露点８℃の雰囲気に制御し、その温度範囲における保持時間を１３０秒とした。次に、冷延鋼板を表２に示す条件下で冷却及び滞留させ、次いでスキンパス圧延を実施した。得られた各鋼板から採取した試料を分析した化学組成は、表１に示すとおりである。なお、表１に示す成分以外の残部はＦｅ及び不純物である。また、表２は上記の加工熱処理を与えた鋼板の特性の評価結果である。
（引張強度、全伸び及び穴広げ値の評価）
　引張強度（ＴＳ）及び全伸び（ｔ－Ｅｌ）は、試験片の長手方向が鋼板の圧延直角方向と平行になる向きからＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に準拠して引張試験を行うことで測定した。また、穴広げ値は以下のようにして決定した。まず、試験片に直径１０ｍｍの円形穴（初期穴：穴径ｄ０＝１０ｍｍ）を、クリアランスが１２．５％となる条件で打ち抜き、かえり（バリ）がダイ側となるようにし、頂角６０°の円錐ポンチにて板厚を貫通する割れが発生するまで初期穴を押し広げ、割れ発生時の穴径ｄ１ｍｍを測定して、下記式にて各試験片の穴広げ値λ（％）を求めた。この穴拡げ試験を５回実施し、それらの平均値を穴広げ値λとして決定した。
　　　λ＝１００×（ｄ１－ｄ０）/ｄ０
（耐ＬＭＥ性の評価）
　耐ＬＭＥ性は、以下のようにして評価した。ＧＡ軟鋼（合金化溶融亜鉛めっき鋼板）と表２に示す鋼板とで下記条件にて溶接試験を行い、４．０ｋＡから１０．０ｋＡまで電流量を変えて溶接した試験片を作製し、その後、断面組織を観察して、ナゲット径と割れの長さを確認し、ナゲット径が５．５ｍｍ以下の領域において割れ長さが０．１０ｍｍ未満であった場合に合格とし、ナゲット径が５．５ｍｍ以下の領域において割れ長さが０．１０ｍｍ以上であった場合に不合格（ＮＧ）とした。また、合格のうち、割れ長さが０．０３ｍｍ以下である場合にＡ判定、割れ長さが０．０３ｍｍ超かつ０．０６ｍｍ以下の場合にＢ判定、割れ長さが０．０６ｍｍ超かつ０．１０ｍｍ未満の場合にＣ判定を与えた。
　　電極：Ｃｒ－Ｃｕ製のＤＲ型電極（先端外径：８ｍｍ、Ｒ：４０ｍｍ）
　　加圧力Ｐ：４５０ｋｇ
　　電極の傾斜角θ：５°
　　アップスロープ：なし
　　第１通電時間ｔ１：０．２秒
　　無通電間ｔｃ：０．０４秒
　　第２通電時間ｔ２：０．４秒
　　電流比Ｉ１／Ｉ２：０．７
　　通電終了後の保持時間：０．１秒
　引張強度が１２００ＭＰａ以上であり、耐ＬＭＥ性の評価がＯＫである場合を、高強度でかつ溶接性に優れた鋼板として評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　表２を参照すると、例Ｕ－１はＣ含有量が低かったため、引張強度が１２００ＭＰａ未満であった。例Ｖ－１はＣ含有量が高かったため、耐ＬＭＥ性が低下した。例Ｗ－１はＳｉ含有量が高かったため、引張強度の増加とともに穴広げ性が低下し、さらに耐ＬＭＥ性が低下した。例Ｘ－１はＭｎ含有量が低かったため、引張強度が１２００ＭＰａ未満であった。例Ｙ－１はＭｎ含有量が高かったため、引張強度の増加とともに穴広げ性が低下し、さらに耐ＬＭＥ性が低下した。例Ｚ－１はＰ含有量が高かったため、鋼板が脆化してしまい、耐ＬＭＥが低下した。例ＡＡ－１はＳ含有量が高かったため、耐ＬＭＥが低下した。例ＡＢ－１はＡｌ含有量が高かったため、フェライト変態等が過度に促進されて十分な引張強度が得られなかった。例ＡＣ－１はＮ含有量が高かったため、鋼板表層におけるブロック径を板厚方向に傾斜制御できず、耐ＬＭＥ性が低下した。一方で、例ＡＤ－１～ＡＵ－１は、引張強度及び耐ＬＭＥ性は良好であったものの、それぞれＮｉ、Ｃｒ、Ｏ、Ｔｉ、Ｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｗ、Ｔａ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｚｒ、Ｌａ及びＣｅ含有量が高かったために、十分な穴広げ性を達成することができなかった。これらの例は、「高強度でかつ溶接性に優れる鋼板を提供する」という本発明の課題を解決するものであるが、上記元素の含有量が本発明の範囲外であることから参考例としている。
　これとは対照的に、例Ａ－１～Ｔ－１では、鋼板の化学組成及び組織を適切に制御することにより、高強度でかつ優れた耐ＬＭＥ性を有するとともに、全伸び及び穴広げ性も改善された鋼板を得ることができた。
（例２）
　さらに、製造条件の影響を調べるために、表２において優れた特性が認められた鋼種Ａ～Ｔを対象として、表３に記載する製造条件の加工熱処理を与えて、板厚１．４ｍｍの冷延鋼板を作製し、冷延焼鈍後の鋼板の特性を評価した。ここで、めっきを施した鋼板は溶融亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬した後に表３に示す温度で保持しており、保持温度が４５０～４７０℃未満では溶融亜鉛めっき鋼板であり、保持温度が４７０℃以上では鋼板の表面に鉄と亜鉛の合金めっき層を与えた合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。また、冷延板焼鈍においてそれぞれの滞留温度で保持した後の鋼板を室温まで冷却するまでの間に、一旦１５０℃まで冷却した鋼板を再加熱して２秒以上保持する焼戻し処理を与えた。得られた結果を表３に示す。なお、特性の評価方法は例１の場合と同様である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
　表３を参照すると、例Ｃ－２及びＪ－３は冷間圧延における圧下率が低かったため、酸化物の破砕効果が得られず、第１の深さ領域におけるブロック径を十分に低減することができなかった。その結果として耐ＬＭＥ性が低下した。例Ｅ－２及びＴ－４は冷延板焼鈍における７４０～９００℃の温度域での保持時間が短かったため、第２の深さ領域におけるブロック径を所望の範囲に制御することができなかった。その結果として耐ＬＭＥ性が低下した。例Ｆ－２及びＱ－２は巻き取り温度が低かったため、冷延板焼鈍後に鋼板表層のブロック径を傾斜制御することができず、耐ＬＭＥ性が低下した。これは、熱延鋼板の表層において板厚方向に十分な酸化物を生成させることができず、続く酸洗及び冷延工程において鋼板表層で酸化物の破砕と微細分散化を促すことができなかったことに起因するものと考えられる。例Ｈ－２及びＮ－２は冷延板焼鈍における７４０～９００℃の温度域での露点が低かったため、第２の深さ領域におけるブロック径を所望の範囲に制御することができなかった。その結果として耐ＬＭＥ性が低下した。
　例Ｐ－２及びＧ－３は冷間圧延における圧下率が高かったために、冷延板焼鈍後の鋼板表層において所望の粒径分布が得られず、耐ＬＭＥ性が低下した。これは熱延鋼板表層の酸化物層の厚みが、冷延後に極めて薄くなったことに起因するものと考えられる。例Ｄ－３及びＭ－３は冷延板焼鈍における７４０～９００℃の温度域での保持時間が長かったため、第２の深さ領域におけるブロック径が粗大化し、耐ＬＭＥ性が低下した。例Ｌ－３及びＨ－４は酸洗による鋼板表層の除去量が多かったため、冷延板焼鈍後の鋼板表層において所望の粒径分布が得られず、耐ＬＭＥ性が低下した。これは、酸洗による鋼板表層の除去量が多かったため、冷延後に鋼板表層に存在する破砕された酸化物の量が少なくなったことに起因するものと考えられる。例Ｂ－４及びＯ－４は冷延板焼鈍における７４０～９００℃の温度域での露点が高かったため、第２の深さ領域におけるブロック径を所望の範囲に制御することができなかった。その結果として耐ＬＭＥ性が低下した。
　これとは対照的に、本発明に係る全ての実施例において、とりわけ巻き取り温度、酸洗による鋼板表層の除去量、冷間圧延における圧下率、冷延板焼鈍の所定の温度域における露点及び保持時間を適切に制御することにより、高強度でかつ優れた耐ＬＭＥ性を得ることができた。例えば、例Ａ－４及びＫ－４は酸洗による鋼板表層の除去量がゼロであったため、穴広げ値λが２０．０％未満であったものの、酸洗による鋼板表層の除去量が０．０１μｍであるＡ－５及びＫ－５では、穴広げ値λが２０％以上となり、よって穴広げ性が大きく改善された。また、実施例の中でも、冷間圧延時の潤滑油の摩擦係数をより低く制御し、及び／又は圧延荷重をより高く制御することで、耐ＬＭＥ性がより改善される傾向が見られた。例えば、摩擦係数が０．０８以下でかつ圧延荷重が１０００ｔｏｎ／ｍ以上の場合には、耐ＬＭＥ性の評価を確実にＢ判定以上とすることができ、さらに摩擦係数が０．０２以下でかつ圧延荷重が１３００ｔｏｎ／ｍ以上の場合に耐ＬＭＥ性の評価をＡ判定とすることができた。

Claims (6)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．２０～０．４０％、
    　Ｓｉ：０．０１～１．００％、
    　Ｍｎ：０．１０～４．００％、
    　Ｐ：０．０２００％以下、
    　Ｓ：０．０２００％以下、
    　Ａｌ：１．０００％以下、
    　Ｎ：０．０２００％以下、
    　Ｃｏ：０～０．５０００％、
    　Ｎｉ：０～１．００００％、
    　Ｍｏ：０～１．００００％、
    　Ｃｒ：０～２．００００％、
    　Ｏ：０～０．０２００％、
    　Ｔｉ：０～０．５００％、
    　Ｂ：０～０．０１００％、
    　Ｎｂ：０～０．５０００％、
    　Ｖ：０～０．５０００％、
    　Ｃｕ：０～０．５０００％、
    　Ｗ：０～０．１０００％、
    　Ｔａ：０～０．１０００％、
    　Ｓｎ：０～０．０５００％、
    　Ｓｂ：０～０．０５００％、
    　Ａｓ：０～０．０５００％、
    　Ｍｇ：０～０．０５００％、
    　Ｃａ：０～０．０５００％、
    　Ｙ：０～０．０５００％、
    　Ｚｒ：０～０．０５００％、
    　Ｌａ：０～０．０５００％、及び
    　Ｃｅ：０～０．０５００％
    を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
    　面積率で、
    　フェライト、パーライト及びベイナイトの合計：０～１０．０％、並びに
    　マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計：８０．０～１００．０％
    を含有するミクロ組織を有し、
    　圧延方向に直交する幅方向に切断した断面組織において、
    　表面から１～１０μｍの第１の深さ領域におけるブロック径が５．０μｍ以下であり、
    　表面から１０～６０μｍの第２の深さ領域におけるブロック径が６．０～２０．０μｍであり、
    　表面から６０μｍ～板厚１／４の第３の深さ領域におけるブロック径が６．０μｍ未満である、鋼板。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｃｏ：０．０００１～０．５０００％、
    　Ｎｉ：０．０００１～１．００００％、
    　Ｍｏ：０．０００１～１．００００％、
    　Ｃｒ：０．０００１～２．００００％、
    　Ｏ：０．０００１～０．０２００％、
    　Ｔｉ：０．０００１～０．５００％、
    　Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｎｂ：０．０００１～０．５０００％、
    　Ｖ：０．０００１～０．５０００％、
    　Ｃｕ：０．０００１～０．５０００％、
    　Ｗ：０．０００１～０．１０００％、
    　Ｔａ：０．０００１～０．１０００％、
    　Ｓｎ：０．０００１～０．０５００％、
    　Ｓｂ：０．０００１～０．０５００％、
    　Ａｓ：０．０００１～０．０５００％、
    　Ｍｇ：０．０００１～０．０５００％、
    　Ｃａ：０．０００１～０．０５００％、
    　Ｙ：０．０００１～０．０５００％、
    　Ｚｒ：０．０００１～０．０５００％、
    　Ｌａ：０．０００１～０．０５００％、及び
    　Ｃｅ：０．０００１～０．０５００％
    からなる群より選択される１種又は２種以上を含有する、請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記ミクロ組織中の残留オーステナイトの面積率が１０．０％以下である、請求項１又は２に記載の鋼板。
  4. 　前記鋼板の少なくとも一方の表面に、亜鉛、アルミニウム、マグネシウム、それらの任意の組み合わせからなる合金、又はそれらの元素の少なくとも１種と鉄との合金を含有するめっき層が形成された、請求項１～３のいずれか１項に記載の鋼板。
  5. 　請求項１又は２に記載の化学組成を有する鋼片を熱間圧延し、次いで５００℃以上で巻き取る工程、
    　得られた熱延鋼板を酸洗して前記熱延鋼板の表面上に存在する酸化スケールを除去する工程であって、前記熱延鋼板の表層の除去量が５．００μｍ未満である工程、
    　前記熱延鋼板を３０～９０％の圧下率で冷間圧延する工程、及び
    　得られた冷延鋼板を露点が－２０～２０℃の雰囲気中７４０～９００℃の温度域で４０～３００秒間保持する焼鈍工程
    を含む、鋼板の製造方法。
  6. 　前記焼鈍工程において、前記冷延鋼板の少なくとも一方の表面に亜鉛、アルミニウム、マグネシウム、それらの任意の組み合わせからなる合金、又はそれらの元素の少なくとも１種と鉄との合金を含有するめっき層が形成される、請求項５に記載の鋼板の製造方法。
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