WO2023162891A1 - 鋼板、および鋼板の製造方法 - Google Patents

鋼板、および鋼板の製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2023162891A1
WO2023162891A1 PCT/JP2023/005815 JP2023005815W WO2023162891A1 WO 2023162891 A1 WO2023162891 A1 WO 2023162891A1 JP 2023005815 W JP2023005815 W JP 2023005815W WO 2023162891 A1 WO2023162891 A1 WO 2023162891A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel sheet
less
content
hot
rolling
Prior art date
Application number
PCT/JP2023/005815
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
拓 宮川
克哉 中野
健悟 竹田
卓史 横山
Original Assignee
日本製鉄株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日本製鉄株式会社 filed Critical 日本製鉄株式会社
Priority to JP2024503112A priority Critical patent/JPWO2023162891A1/ja
Priority to CN202380022359.6A priority patent/CN118715332A/zh
Priority to KR1020247027519A priority patent/KR20240139064A/ko
Priority to MX2024010164A priority patent/MX2024010164A/es
Publication of WO2023162891A1 publication Critical patent/WO2023162891A1/ja

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • C21D8/0215—Rapid solidification; Thin strip casting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D7/00—Electroplating characterised by the article coated
    • C25D7/06—Wires; Strips; Foils
    • C25D7/0614—Strips or foils
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet and a method for manufacturing a steel sheet.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2022-028109 filed in Japan on February 25, 2022, the content of which is incorporated herein.
  • Patent Document 1 as a steel plate excellent in elongation, hole expansibility, bending workability and delayed fracture resistance, C: 0.15 to 0.25%, Si: 1.00 to 2% by mass .20%, Mn: 2.00 to 3.50%, P: 0.05% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.01 to 0.50%, N: 0.010% or less, B: satisfying 0.0003 to 0.0050%, Ti: 0.005 to 0.05%, Cu: 0.003 to 0.50%, Ni: 0.003 to 0.50%, Sn: 0 .003 to 0.50%, Co: 0.003 to 0.05%, Mo: containing one or more selected from 0.003 to 0.50%, and the balance being Fe and unavoidable
  • the volume fraction of martensite with an average grain size of 3 ⁇ m or less is 10% or less (including 0%), and the balance is bainite and tempered martensite with an average grain size of 6 ⁇ m or less
  • a high-strength TRIP steel sheet is disclosed which is characterized by containing an average of 10 or more cementite grains having a grain size of 0.04 ⁇ m or more in bainite and tempered martensite grains.
  • Patent Document 2 discloses that a steel sheet having both high tensile strength (TS) of 980 MPa or more and excellent bendability has a specific chemical composition, a ferrite phase area ratio of 30% or more and 70% or less, martensite The area ratio of the phase is 30% or more and 70% or less, the average grain size of the ferrite grains is 3.5 ⁇ m or less, the standard deviation of the grain size of the ferrite grains is 1.5 ⁇ m or less, and the average aspect ratio of the ferrite grains is 1.8
  • high-strength cold steel having a specific steel structure such as an average grain size of martensite grains of 3.0 ⁇ m or less and an average aspect ratio of martensite grains of 2.5 or less, and a tensile strength of 980 MPa.
  • a rolled steel sheet is disclosed.
  • Patent Document 3 discloses a steel sheet having a yield strength (YS) of 780 MPa or more, a tensile strength (TS) of 1180 MPa or more, and excellent spot weldability, ductility, and bending workability, with a C content of 0.15% or less,
  • the area ratio of ferrite is 8 to 45%
  • the area ratio of martensite is 55 to 85%
  • the ratio of martensite adjacent to ferrite alone to the entire structure is 15% or less
  • the average grain size of ferrite and martensite is 10 ⁇ m or less
  • the area ratio of ferrite having a crystal grain size of 10 ⁇ m or more among the ferrite existing in the range of 20 ⁇ m depth from the steel plate surface to 100 ⁇ m depth from the steel plate surface is less than 5%.
  • Patent Document 4 as a steel sheet with little variation in mechanical properties (especially strength and ductility), in mass%, C: 0.10 to 0.25%, Si: 0.5 to 2.0%, Mn: 1.0 to 3.0%, P: 0.1% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.01 to 0.05%, N: 0.01% or less, and the balance is iron and unavoidable impurities, and contains 20 to 50% by area ratio of ferrite, which is the first soft phase, and the remainder is the hard second phase, and has a structure composed of tempered martensite and/or tempered bainite.
  • the total area of particles with an average particle size of 10 to 25 ⁇ m accounts for 80% or more of the total area of all the ferrite particles, and is present in all the ferrite particles.
  • Disclosed is a high-strength cold-rolled steel sheet in which the dispersed state of cementite particles having an equivalent circle diameter of 0.3 ⁇ m or more is more than 0.15 and 1.0 or less per 1 ⁇ m 2 of the ferrite, and the tensile strength is 980 MPa or more.
  • An object of the present invention is to provide a steel sheet and a method for manufacturing the same that can achieve both strength and bendability at a high level.
  • the present inventors have extensively studied the relationship between bendability and metallographic structure in steel sheets with relatively high strength. As a result, the following new findings were obtained. It has been found that when a high-strength steel sheet is formed and deformed, it breaks during work hardening, that is, so-called premature breakage. As a result of further investigation into the cause of this early fracture, it became clear that there are two starting points of fracture: a crack on the surface of the steel sheet at the initial stage of deformation and a defect inside the steel sheet. Therefore, in order to improve the bendability of a high-strength steel sheet, it is important to suppress not only the crack formation on the surface of the steel sheet, but also the crack formation from inside the steel sheet. In addition, the inventors have found that softening the surface layer of the steel sheet by decarburization and controlling the size of MnS, which is an inclusion, are effective in suppressing these cracks.
  • the present invention was made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • the steel sheet according to one aspect of the present invention has a chemical composition, in mass%, C: 0.15 to 0.50%, Si: 0.01 to 1.00%, Mn: 1.00 to 3.00%, P: 0 to 0.0200%, S: 0.0001 to 0.0200%, Al: 0.001 to 0.100%, N: 0 to 0.020%, Co: 0 to 0.5000%, Ni: 0 to 1.000%, Mo: 0 to 1.000%, Cr: 0 to 2.000%, O: 0 to 0.0200%, Ti: 0 to 0.500%, B: 0 to 0.010%, Nb: 0 to 0.500%, V: 0 to 0.500%, Cu: 0 to 0.500%, W: 0 to 0.100%, Ta: 0 to 0.100%, Sn: 0 to 0.050%, Sb: 0 to 0.050%, As: 0 to 0.050%, Mg: 0-0.0500%, Ca: 0-0.050%, Zr: 0 to 0.050%,
  • the average carbon concentration at a depth of 10 ⁇ m in the thickness direction from the surface of the steel sheet is 0.800 times or less the average carbon concentration at a position 1/4 depth in the thickness direction from the surface of the steel sheet.
  • the chemical composition is, in mass%, Co: 0.0100 to 0.5000%, Ni: 0.010 to 1.000%, Mo: 0.010 to 1.000%, Cr: 0.001 to 2.000%, O: 0.0001 to 0.0200%, Ti: 0.001 to 0.500%, B: 0.0001 to 0.010%, Nb: 0.001 to 0.500%, V: 0.001 to 0.500%, Cu: 0.001 to 0.500%, W: 0.001 to 0.100%, Ta: 0.001 to 0.100%, Sn: 0.001 to 0.050%, Sb: 0.001 to 0.050%, As: 0.001 to 0.050%, Mg: 0.0001-0.0500%, Ca: 0.001
  • a method for manufacturing a steel sheet according to an aspect of the present invention is the method for manufacturing a steel sheet according to the above aspect, wherein the molten steel is subjected to a vacuum degassing treatment, and the chemical composition of the molten steel is adjusted to an Al concentration.
  • the deoxidizing time may be less than 5 minutes in the refining step.
  • a coating layer containing at least one of zinc, aluminum, magnesium, and alloys thereof is formed on one or both sides of the cold-rolled steel sheet. You may have a layer formation process.
  • the present invention it is possible to provide a steel sheet and a method for manufacturing the same that can achieve both high levels of strength and bendability. Further, according to the present invention, it is possible to provide a steel sheet having suitable bendability as a steel sheet for automobiles and high tensile strength.
  • a steel sheet in addition to the area ratio of the metal structure, by controlling the maximum grain size of inclusions (MnS), the surface roughness Ra of the steel sheet surface and the Vickers hardness of the surface layer of the steel sheet, A high-strength steel sheet with excellent bendability can be obtained.
  • MnS maximum grain size of inclusions
  • Ra of the steel sheet surface in addition to the area ratio of the metal structure, by controlling the maximum grain size of inclusions (MnS), the surface roughness Ra of the steel sheet surface and the Vickers hardness of the surface layer of the steel sheet, A high-strength steel sheet with excellent bendability can be obtained.
  • a steel sheet according to one embodiment of the present invention will be described below.
  • the metal structure of the steel sheet according to this embodiment will be described.
  • the unit "%" of the structure fraction means area %.
  • Retained austenite is a structure that contributes to the improvement of elongation by transformation induced plasticity (TRIP).
  • TRIP transformation induced plasticity
  • the area ratio of retained austenite is set to 10.0% or less. Preferably, it is 5.0% or less. In this embodiment, retained austenite may not be generated, and the area ratio of retained austenite may be 0%.
  • Ferrite and bainite are relatively soft structures. Therefore, if the area fractions of ferrite and bainite are excessive, the desired tensile strength may not be obtained.
  • Pearlite also has low strength and is a structure that reduces ductility. Therefore, from the viewpoint of ensuring strength, the smaller the area ratios of ferrite, bainite and pearlite, the better.
  • the total area ratio of ferrite, bainite and pearlite may be 0%. That is, the steel sheet according to the present embodiment preferably does not contain ferrite, bainite and pearlite.
  • the total area ratio of ferrite, bainite, and pearlite is set to 5.0% or less from the viewpoint of ensuring strength. It is preferably 4.0% or less, more preferably 3.0% or less.
  • the residual structure other than the above retained austenite, ferrite, bainite and pearlite is martensite and tempered martensite. That is, the structure of the steel sheet according to the present embodiment is mainly composed of martensite and tempered martensite. Since martensite and tempered martensite are hard structures, they contribute to improvement in tensile strength. Therefore, the total area ratio of martensite and tempered martensite is preferably 90.0% or more, more preferably 95.0% or more. This makes it easier to ensure high tensile strength (for example, tensile strength of 1300 MPa or more).
  • the total area ratio of martensite and tempered martensite may be 100%.
  • the martensite content is preferably 0.0% or more and 75.0% or less, and the tempered martensite content is preferably 20.0% or more and 99.9% or less.
  • martensite refers to fresh martensite.
  • Fresh martensite is martensite containing no carbides.
  • tempered martensite is martensite containing carbides.
  • each metal structure and the calculation of the area and area ratio are performed by EBSD (Electron Back Scattering Diffraction), X-ray measurement, corrosion using a nital reagent or Repeller liquid, and scanning electron microscope, parallel to the rolling direction and plate surface This can be done by observing a 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m area of the cross section of the steel sheet perpendicular to the 1000 to 50000 times magnification. In addition, when measuring the area ratio of any tissue, three measurement points are used, and the average value is calculated.
  • EBSD Electro Back Scattering Diffraction
  • X-ray measurement corrosion using a nital reagent or Repeller liquid
  • scanning electron microscope parallel to the rolling direction and plate surface This can be done by observing a 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m area of the cross section of the steel sheet perpendicular to the 1000 to 50000 times magnification.
  • three measurement points are used, and the average value is calculated.
  • the area and area ratio of ferrite can be measured by the following method. That is, with the EBSD attached to the scanning electron microscope, the range of 1/8 to 3/8 thickness centering on the position of 1/4 of the plate thickness is measured at intervals (pitch) of 0.2 ⁇ m.
  • a value of the local orientation difference average (Grain Average Misorientation: GAM) is calculated from the measured data.
  • GAM Grad Average Misorientation
  • a region having an average local misorientation value of less than 0.5° is defined as ferrite, and its area and area ratio are measured.
  • the local misorientation average is calculated by calculating the misorientation between adjacent measurement points in a region surrounded by grain boundaries with a crystal misorientation of 5° or more, and averaging it for all the measurement points in the crystal grain. This is the converted value.
  • a sample is taken with the thickness cross section parallel to the rolling direction of the steel plate as an observation surface, the observation surface is polished, etched with a nital solution, and the center is 1/4 of the plate thickness.
  • a range of 1/8 to 3/8 thickness is observed with a Field Emission Scanning Electron Microscope (FE-SEM) and calculated using known image analysis software.
  • the area ratio can be calculated using, for example, "ImageJ” as image analysis software.
  • “ImageJ” is an open source and public domain image processing software widely used by those skilled in the art.
  • the structure on a square observation surface with a side of 30 ⁇ m is distinguished as follows.
  • Bainite is an aggregate 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 carbide is a single variant, That is, they belong to a group of iron-based carbides elongated in the same direction.
  • the iron-based carbide group extending in the same direction means that the difference in the extending direction of the iron-based carbide group is within 5°.
  • a bainite surrounded by grain boundaries with an orientation difference of 15° or more is counted as one bainite grain.
  • the area ratio of martensite and tempered martensite is etched with a repeller liquid, and the range of 1/8 to 3/8 thickness centering on 1/4 of the plate thickness is observed and photographed by FE-SEM, and it is not corroded. It can be calculated by subtracting the area ratio of retained austenite measured using X-rays (details will be described later) from the area ratio of the region.
  • the area ratio of retained austenite is obtained by using a sample in which a region of 100 ⁇ m in the plate thickness direction is removed from the surface by electrolytic polishing or chemical polishing, using MoK ⁇ rays as characteristic X-rays, and bcc phase (200), (211) and the integrated intensity ratio of the (200), (220), and (311) diffraction peaks of the fcc phase, it is possible to calculate the area ratio of retained austenite.
  • the area ratio of pearlite is corroded by a nital reagent, and a secondary electron image of the 1/8 to 3/8 thickness range centered at the position of 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel plate is scanned with a scanning electron microscope. It can be performed by using and observing. A region photographed with bright contrast in the secondary electron image is defined as perlite, and the area ratio is calculated using the image analysis software "ImageJ" described above.
  • the maximum diameter of MnS in steel is set to 30 ⁇ m or less.
  • the extreme value statistics measured under the conditions of inspection reference area: 9.58 mm 2 , number of inspections: 40 fields of view, area for prediction: 383.39 mm 2 The predicted value of the maximum diameter of MnS is 30 ⁇ m or less.
  • the presence of coarse MnS in the steel sheet may cause early breakage during work hardening during forming, as described above.
  • the maximum diameter of MnS predicted by the extreme value statistics under the above conditions exceeds 30 ⁇ m, the premature rupture becomes particularly pronounced.
  • the maximum diameter of MnS predicted by extreme value statistics under the above conditions is set to 30 ⁇ m or less. Preferably, it is 25 ⁇ m or less. Since the maximum diameter of MnS predicted by extreme value statistics under the above conditions is preferably as small as possible, the lower limit of the maximum diameter of MnS is not particularly limited. Substantially, the lower limit of the maximum diameter of the MnS may be 1.0 ⁇ m or more.
  • the method for measuring and predicting the maximum diameter of precipitates by extreme value statistics is "Metal Fatigue: Effects of Micro Defects and Inclusions" published by Yokendo on March 8, 1993, pp. 233-239.
  • What is used in this embodiment is a two-dimensional inspection method of estimating the maximum precipitate observed within a certain area (prediction area: 383.39 mm 2 ) by two-dimensional inspection.
  • the area for prediction may be set in consideration of the critical volume of common parts.
  • MnS can be evaluated by observing the structure in the cross section (overall thickness) of the steel sheet.
  • MnS is recognized as a slight black contrast (gray) against the mirror-finished base iron.
  • EDX Energy Dispersive X-ray Spectrometry
  • a test piece is taken from a steel plate, and in the cross section in the rolling direction of the test piece, the inspection reference area is 9.58 mm 2 (3.57 mm ⁇ 2.68 mm area, when the plate thickness (t) is less than 2.68 mm , t (mm) ⁇ 9.58/t (mm)) are prepared in advance for 40 fields of view. Then, in each inspection reference area of 9.58 mm 2 , MnS having the largest area (maximum MnS) is detected and photographed with an optical microscope at a magnification of 400. Such photographing is repeated 40 times for each field of view having an inspection reference area of 9.58 mm 2 (that is, 40 fields of view are inspected).
  • the diameter of MnS in each inspection reference area is measured from the obtained photograph. Since most of MnS is elliptical, when measuring the diameter of MnS, obtain the geometric mean of the major axis and the minor axis, and use it as the diameter of MnS. 40 data of the maximum MnS diameter obtained are plotted on an extreme value probability sheet by the method described on pages 233 to 239 of "Metal Fatigue: Effects of Micro Defects and Inclusions" (Yokendo), Determine the maximum MnS distribution line (linear function of maximum MnS diameter and extreme statistical normalization variable). Then, by extrapolating the maximum MnS distribution straight line, the maximum diameter of MnS in the prediction area: 383.39 mm 2 is predicted.
  • the surface roughness Ra of the steel sheet of this embodiment is 5.0 ⁇ m or less.
  • coarse MnS serves as starting points for microcracks in cast slabs after casting. Further, the fine cracks in the cast slab become cracks during hot rolling, resulting in an increase in the surface roughness Ra.
  • the surface roughness Ra of the steel sheet increases, the appearance (design property) of the steel sheet is impaired, and there is a possibility that the deterioration of the bendability and the deterioration of the fatigue characteristics may be caused because it becomes a starting point of bending deformation. For these reasons, the surface roughness Ra of the steel sheet is set to 5.0 ⁇ m or less in the present embodiment.
  • the lower limit of the surface roughness Ra is not particularly limited. Substantially, the lower limit of the surface roughness may be 0.5 ⁇ m or more.
  • the surface roughness Ra of the steel sheet of the present embodiment is measured according to JIS B 0601:2013.
  • a contact type measuring device may be used in which a stylus made of diamond is pressed against the surface of the steel plate to measure the change in height of the surface of the steel plate.
  • the measurement area is at least 9 mm 2 or more, preferably 16 mm 2 or more, more preferably 25 mm 2 or more.
  • the hardness of the surface layer is relatively softened by providing a decarburized layer on the surface layer of the steel sheet. That is, in the present embodiment, the surface layer hardness of the steel sheet is less than (tensile strength TS of steel sheet) ⁇ 0.25. Thereby, the bendability of the steel sheet can be improved, and as a result, early breakage during deformation due to forming can be suppressed.
  • the surface layer hardness of the steel sheet is preferably less than TS ⁇ 0.20, more preferably less than TS ⁇ 0.18. From the viewpoint of the bendability of the steel sheet, the lower the surface layer hardness of the steel sheet, the better. Therefore, the lower limit of the surface layer hardness of the steel sheet is not particularly limited, but it is difficult to soften the steel sheet to 100 Hv or less. Therefore, the practical lower limit of the surface layer hardness of the steel sheet is 100 Hv or more.
  • the surface layer hardness of a steel plate can be measured by the following procedure. First, the plate thickness cross-section of the steel plate is finished to a mirror surface by mechanical polishing. On this polished surface, at a distance (depth) of 50 ⁇ m from the plate surface toward the inside of the plate thickness, at 12 points on a straight line parallel to the rolling direction, conforming to JIS Z 2244-1 (2020), Vickers hardness (HV) is measured with an indentation load of 20 gf. Of the 12 measured Vickers hardnesses, the average value of the 10 Vickers hardnesses excluding the lowest value and the highest value is taken as the surface layer hardness of the steel sheet. In addition, it is preferable that the distance between the measurement points is four times or more the distance of the indentation. The distance four times or more of the indentation mentioned here is the distance obtained by multiplying the length of the diagonal line of the indentation produced by the diamond indenter by a numerical value of four times or more when measuring the Vickers hardness.
  • the surface layer hardness is softened by providing a decarburized layer on the steel sheet surface.
  • the average carbon concentration at a depth of 10 ⁇ m in the thickness direction from the steel sheet surface is It is preferably 0.800 times or less the average carbon concentration at a position 1/4 depth from the surface of the steel sheet in the thickness direction.
  • the hardness of the decarburized layer formed on the surface layer of the steel sheet is an index of bendability.
  • the average carbon concentration at a depth of 10 ⁇ m in the sheet thickness direction is the average inside the steel sheet that is not affected by decarburization, that is, at a position 1/4 depth in the sheet thickness direction from the steel sheet surface.
  • the bendability of the steel sheet can be further improved. If the average carbon concentration at a depth of 10 ⁇ m from the steel plate surface is more than 0.800 times the average carbon concentration at a position 1 ⁇ 4 of the depth, it means that decarburization has not sufficiently occurred. If decarburization is not sufficiently generated, there is a possibility that the effect of improving bending properties cannot be fully enjoyed. Therefore, the average carbon concentration at a depth of 10 ⁇ m from the surface of the steel sheet is preferably 0.800 times or less, more preferably 0.600 times or less, and even more preferably, the average carbon concentration at a quarter depth position. 0.400 times or less.
  • the "surface” in the "position 10 ⁇ m deep from the steel sheet surface in the thickness direction” refers to the surface of the base iron.
  • the average carbon concentration at a depth of 10 ⁇ m in the plate thickness direction from the surface of the steel sheet is used as a reference because the carbon concentration at this depth greatly contributes to bendability.
  • the average carbon concentration at each location can be measured by glow discharge spectroscopy (GDS).
  • GDS glow discharge spectroscopy
  • the concentration profile of each element is measured by GDS from the surface of the steel sheet toward the depth direction (thickness direction) to obtain the average carbon concentration at a position 10 ⁇ m from the steel sheet surface.
  • the average carbon concentration at the 1/4 depth position is determined by measuring the ground surface with GDS after grinding to 1/4 part of the plate thickness.
  • % related to component composition means % by mass.
  • C (C: 0.15% or more and 0.50% or less) C is an element that secures sufficient martensite and tempered martensite and improves the strength of the steel sheet. If C is less than 0.15%, the area ratios of martensite and tempered martensite become insufficient, making it difficult to ensure high tensile strength (for example, tensile strength of 1300 MPa or more). Therefore, the C content should be 0.15% or more.
  • the C content is preferably 0.20% or more, more preferably 0.25% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.50%, the moldability may deteriorate significantly, so the C content is made 0.50% or less.
  • the C content is preferably 0.40% or less, more preferably 0.35% or less.
  • Si has a function of increasing the strength as a solid-solution strengthening element. Si is also an effective element for obtaining a structure containing martensite and tempered martensite. For these reasons, the Si content is adjusted according to the target strength level. However, if the Si content exceeds 1.00%, there is a risk of deterioration in press formability and chemical conversion treatability. Furthermore, if the Si content is excessive, the area ratio of retained austenite may excessively increase, degrading the hole expansibility. Also, if the Si content is excessive, a large amount of inclusions will be formed, which may lead to deterioration of the hole expansibility and bendability.
  • the upper limit of the Si content is made 1.00% or less.
  • the Si content is preferably 0.95% or less, more preferably 0.90% or less.
  • the Si content is set to 0.01% or more.
  • the Si content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.10% or more.
  • Mn 1.00% or more and 3.00% or less
  • Mn is an element that contributes to the improvement of strength, and is also an element that has the effect of suppressing ferrite transformation that occurs during heat treatment in continuous annealing equipment or continuous hot-dip galvanizing equipment. If the Mn content is less than 1.00%, these effects are not sufficiently exhibited, leading to ferrite transformation, and as a result, it becomes difficult to obtain high tensile strength (for example, tensile strength of 1300 MPa or more). Therefore, the Mn content is set to 1.00% or more. The Mn content is preferably 1.70% or more, more preferably 1.90% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 3.00%, the moldability may deteriorate.
  • the Mn content is set to 3.00% or less.
  • the Mn content is preferably 2.70% or less, more preferably 2.65% or less.
  • P is an impurity element, and is an element that segregates in the central portion of the plate thickness of the steel plate and impairs the toughness. In addition, P is an element that embrittles the welded portion when the steel plate is welded. If the P content exceeds 0.0200%, the strength of the weld zone and the ductility of bendability and hole expansion are significantly reduced. Therefore, the P content is set to 0.0200% or less.
  • the P content is preferably 0.0100% or less.
  • the lower the P content the better, and the lower limit is not particularly limited.
  • the P content may be 0%.
  • reducing the P content to less than 0.0001% in a practical steel sheet is economically unfavorable because the manufacturing cost rises significantly. Therefore, the lower limit of the P content may be 0.0001% or more.
  • S is an impurity element that impairs weldability and manufacturability during casting and hot rolling.
  • S is an element that forms coarse MnS, hinders the hole expandability, and causes cracks starting from MnS during molding. These effects become significant when the S content exceeds 0.0200%. Therefore, the S content should be 0.0200% or less.
  • the S content is preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0050% or less.
  • reducing the S content to less than 0.0001% in a practical steel sheet is economically unfavorable because the manufacturing cost increases significantly. Therefore, the lower limit of the S content is made 0.0001% or more.
  • Al 0.001% or more and 0.100% or less
  • Al is an element that acts as a deoxidizing agent for steel. If the Al content is less than 0.001%, this effect cannot be sufficiently obtained, so the lower limit is made 0.001% or more. It is preferably 0.005% or more.
  • formation of coarse MnS is suppressed by reducing the Al concentration in the molten steel during the vacuum degassing process. That is, in the present embodiment, by reducing the Al content, the formation of MnO and Ti 2 O 3 is promoted, thereby suppressing the formation of coarse MnS and preventing early breakage during molding.
  • the Al content in the steel sheet exceeds 0.100%, the generation of coarse MnS cannot be sufficiently suppressed. Furthermore, coarse Al oxides are generated, which may cause a decrease in ductility. Therefore, the Al content is set to 0.100% or less.
  • the Al content is preferably 0.080% or less, more preferably 0.060% or less.
  • the Al concentration in the molten steel is adjusted to 0.05% by mass or less.
  • the Al concentration in the steel sheet, which is the product sheet is basically 0.05% by mass or less. between the completion of the degassing process and the pouring of molten steel into the tundish) may be provided separately. However, even in such a case, the Al content in the steel obtained as the final product shall be 0.100% or less.
  • N is an element that forms coarse nitrides, impairs bendability and hole expansibility, and causes blowholes during welding. If the N content exceeds 0.020%, coarse nitrides are formed, resulting in significant reduction in moldability and occurrence of blowholes. Therefore, the N content is made 0.020% or less. It is preferably 0.017% or less, more preferably 0.015% or less. N content is preferably as small as possible, and the lower limit is not particularly limited. The N content may be 0%. On the other hand, reducing the N content to less than 0.0005% in practical steel sheets is economically unfavorable because the manufacturing cost increases significantly. Therefore, the lower limit of the N content may be 0.0005% or more.
  • Co is an element effective in improving the strength of the steel sheet.
  • the Co content may be 0%, but in order to obtain the above effects, the Co content is preferably 0.0010% or more, more preferably 0.0100% or more.
  • the Co content should be 0.5000% or less, preferably 0.3000% or less.
  • Ni Ni, like Co, is an element effective in improving the strength of the steel sheet.
  • the Ni content may be 0%, the Ni content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.010% or more, in order to obtain the above effect.
  • the Ni content is 1.000% or less, preferably 0.800% or less.
  • Mo Mo: 0 to 1.000%)
  • Mo is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet. This effect can be obtained even if the Mn content is very small.
  • the Mo content may be 0%, the Mo content is preferably 0.010% or more in order to obtain the above effects.
  • the Mo content exceeds 1.00%, coarse Mo carbides are formed, which may deteriorate the hole expandability and bendability of the steel sheet. Therefore, the Mo content is 1.000% or less, preferably 0.800% or less.
  • Cr Cr: 0 to 2.000% Cr, like Mn and Mo, is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet. This effect can be obtained even if the Cr content is very small.
  • the Cr content may be 0%, the Cr content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.100% or more, in order to obtain the above effects.
  • the Cr content exceeds 2.000%, Cr carbides are formed in the steel, which may reduce the hole expansibility and bendability of the steel sheet. Therefore, the Cr content is set to 2.000% or less, preferably 1.500% or less.
  • O is an element that forms coarse oxides, degrades hole expansibility, bendability and fracture resistance, and causes blowholes during welding. If the O content exceeds 0.0200%, the coarse oxides deteriorate the hole expansibility, bendability and ductility of the punched end surface, and cause blowholes. Therefore, the O content is set to 0.0200% or less. The lower the O content, the better, and the lower limit is not particularly limited. The O content may be 0%. On the other hand, reducing the O content to less than 0.0001% in practical steel sheets is economically unfavorable because the manufacturing cost increases significantly. Therefore, the lower limit of the O content may be 0.0001% or more.
  • Ti is an element that may form coarse Ti oxides or TiN to reduce the hole expansibility and bendability of the steel sheet. Therefore, from the viewpoint of ensuring the formability of the steel sheet, it is preferable that the Ti content is as small as possible, and is made 0.500% or less.
  • the Ti content may be 0%. However, reducing the Ti content to less than 0.001% causes an excessive increase in refining cost, which is economically unfavorable. Therefore, the lower limit of the Ti content may be 0.001% or more.
  • B is an element that suppresses the formation of ferrite and pearlite and promotes the formation of martensite in the cooling process from austenite. B is also an element that is beneficial for increasing the strength of the steel sheet. These effects can be obtained even if the B content is very small. Although the B content may be 0%, the B content is preferably 0.0001% or more in order to obtain the above effect. However, if the B content is too high, coarse B oxides may be produced. This B oxide serves as a starting point for the generation of voids during press molding, and when such voids are generated, there is a risk that the hole expansibility and bendability of the steel sheet will deteriorate. Therefore, the B content should be 0.010% or less. Preferably, it is 0.009% or less. In addition, when identifying B less than 0.0001%, it is necessary to pay close attention to the analysis. If the B content is below the detection limit of the analyzer, the B content may be considered 0%.
  • Nb is an element effective in controlling the morphology of carbides, and is also an element effective in refining the structure and improving the toughness of the steel sheet. This effect can be obtained even if the Nb content is very small.
  • the Nb content may be 0%, but in order to obtain the above effect, the Nb content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.001% or more.
  • the Nb content is set to 0.500% or less. Preferably, it is 0.450% or less.
  • V is an element effective in controlling the morphology of carbides, and is also an element effective in refining the structure and improving the toughness of the steel sheet.
  • the V content may be 0%, the V content is preferably 0.001% or more in order to obtain the above effects.
  • the V content is set to 0.500% or less. Preferably, it is 0.450% or less.
  • Cu is an element that contributes to improving the strength of the steel sheet. This effect can be obtained even if the Cu content is very small. Although the Cu content may be 0%, the Cu content is preferably 0.001% or more in order to obtain the above effects. However, if the Cu content is too high, red hot brittleness may be caused and the productivity in hot rolling may be lowered. Furthermore, if the Cu content is too high, the formation of coarse inclusions may lead to a decrease in hole expansibility and bendability. Therefore, the Cu content is set to 0.500% or less. Preferably, it is 0.450% or less.
  • W is also an effective element for controlling the morphology of carbides and improving the strength of the steel sheet.
  • the W content may be 0%, the W content is preferably 0.001% or more in order to obtain the above effects.
  • the W content is set to 0.100% or less. Preferably, it is 0.090% or less.
  • Ta 0 to 0.100%
  • the Ta content may be 0%, the Ta content is preferably 0.001% or more in order to obtain the above effects.
  • the Ta content is 0.100% or less, preferably 0.020% or less, and more preferably 0.010% or less.
  • Sn is an element that can be contained in a steel sheet when scrap is used as a raw material for the steel sheet.
  • Sn may cause deterioration of the hole expansibility and bendability of the steel sheet due to embrittlement of ferrite. Therefore, it is preferable that the Sn content is as small as possible.
  • the Sn content is 0.050% or less, preferably 0.040% or less.
  • Sn content may be 0%. However, reducing the Sn content to less than 0.001% is not preferable because it causes an excessive increase in refining costs. Therefore, the Sn content may be 0.001% or more.
  • Sb Sb
  • Sb is an element that can be contained in a steel sheet when scrap is used as a raw material for the steel sheet. Sb strongly segregates at grain boundaries, which may lead to embrittlement of grain boundaries, deterioration of ductility, and deterioration of hole expansibility and bendability. Therefore, the smaller the Sb content, the better.
  • the Sb content is 0.050% or less, preferably 0.040% or less.
  • the Sb content may be 0%. However, reducing the Sb content to less than 0.001% is not preferable because it causes an excessive increase in refining cost. Therefore, the Sb content may be 0.001% or more.
  • As is an element that can be contained in a steel sheet when scrap is used as the raw material for the steel sheet. As strongly segregates at grain boundaries and may lead to deterioration of hole expansibility and bendability. Therefore, the smaller the As content, the better.
  • the As content is 0.050% or less, preferably 0.040% or less.
  • the As content may be 0%. However, reducing the As content to less than 0.001% causes an excessive increase in refining cost, which is not preferable. Therefore, the As content may be 0.001% or more.
  • Mg controls the forms of sulfides and oxides and contributes to the improvement of the bendability of the steel sheet. This effect can be obtained even if the Mg content is very small.
  • the Mg content may be 0%, the Mg content is preferably 0.0001% or more in order to obtain the above effects.
  • the Mg content is 0.0500% or less, preferably 0.0400% or less.
  • Ca is an element capable of controlling the morphology of sulfides with a trace amount.
  • the Ca content may be 0%, the Ca content is preferably 0.001% or more in order to obtain the above effects.
  • the Ca content is 0.050% or less, preferably 0.030% or less.
  • Zr 0 to 0.050%
  • Zr is an element capable of controlling the morphology of sulfides with a trace amount.
  • the Zr content may be 0%, the Zr content is preferably 0.001% or more in order to obtain the above effects.
  • the Zr content is 0.050% or less, preferably 0.040% or less.
  • REM RareEarthMetal.
  • REM is an element that effectively acts to control the morphology of sulfides even if its content is very small. Although the REM content may be 0%, the REM content is preferably 0.001% or more in order to obtain the above effect. However, if the REM content is too high, coarse REM oxides are formed, which may deteriorate workability, fracture resistance, hole expansibility, and bendability. Therefore, the REM content is set to 0.100% or less, preferably 0.050% or less.
  • REM is a general term for two elements, scandium (Sc) and yttrium (Y), and fifteen elements (lanthanoids) from lanthanum (La) to lutetium (Lu). Further, "REM” as used in the present embodiment is composed of one or more kinds selected from these rare earth elements, and “REM content” is the total amount of rare earth elements.
  • the remainder excluding the above elements is Fe and impurities.
  • Impurities are elements that are mixed in by various factors in raw materials such as ores, scraps, and manufacturing processes when steel is industrially manufactured. It is a permissible element. It also includes elements that are not intentionally added to the steel sheet.
  • the plate thickness of the steel plate according to this embodiment is not limited to a specific range, but is preferably 0.3 to 6.0 mm in consideration of strength, versatility, and manufacturability.
  • the steel sheet manufacturing method of the present embodiment includes the steps of refining, casting, hot rolling, winding, pickling, cold rolling, and annealing (continuous annealing).
  • the manufacturing conditions for each step may be determined as appropriate within a range that does not impair the effects of the present invention. Proper control of each condition is important.
  • Each step and conditions of the manufacturing method are described in detail below.
  • winding process (e) pickling the hot-rolled steel sheet after the winding process (pickling process), (f) pickling process
  • the subsequent hot-rolled steel sheet is cold-rolled at a rolling reduction of 30 to 90% to obtain a cold-rolled steel sheet (cold rolling process)
  • the cold-rolled steel sheet is annealed in a temperature range of 820° C. to 900° C. in an atmosphere with a dew point of over ⁇ 15° C. and 15° C. or less (annealing step).
  • a coating layer containing at least one of zinc, aluminum, magnesium and alloys thereof is formed on one or both sides (surface and/or back surface) of the cold-rolled steel sheet.
  • a layer forming step may be applied.
  • the steel sheet according to the present embodiment suppresses the deterioration of the surface properties (surface roughness Ra) of the steel sheet, and also reduces the generation of coarse MnS in order to suppress early breakage during forming.
  • Coarse MnS serves as starting points for fine cracks in the cast slab after casting, and these fine cracks in the cast slab cause cracks during hot rolling. Furthermore, the site where this coarse MnS exists may become the starting point of cracks during molding. Therefore, in the present embodiment, in the refining process before the casting process, the components of the molten steel are adjusted so as to suppress the generation of coarse MnS. Specifically, as will be described later, in the refining process, the Al concentration of the molten steel is controlled to be below a certain level.
  • (a) Refining Step first, molten iron manufactured by a well-known method is subjected to refining (primary refining) in a converter.
  • the molten steel tapped from the converter is subjected to secondary refining, that is, vacuum degassing treatment by a vacuum degassing device (for example, RH).
  • a vacuum degassing device for example, RH
  • the Al concentration in the molten steel is adjusted to 0.05% by mass or less, and the components other than Al are adjusted to the composition described above.
  • the Al concentration in molten steel is adjusted to 0.05% by mass or less in this vacuum degassing process. It is preferably 0.04% by mass or less, more preferably 0.035% by mass or less.
  • the deoxidizing time is preferably less than 5 minutes in the vacuum degassing process. If the deoxidizing time is excessively long, the amount of dissolved oxygen in the molten steel decreases, and the amount of MnO and Ti 2 O 3 that form the nuclei of MnS decreases, resulting in coarsening of MnS. . Therefore, the deoxidizing time is preferably less than 5 minutes. More preferably, the deacidification time is 4 minutes or less.
  • the term "deoxidizing time" as used herein refers to the time required from the start of deoxidizing, that is, after the addition of Al as a deoxidizing agent, to the completion of the secondary refining.
  • the time required from the completion of the secondary refining to the start of the casting process be less than 3 minutes.
  • a slab is manufactured using the molten steel whose Al concentration has been adjusted by the refining step (casting step).
  • the molten steel can be used to manufacture a slab, for example, by a continuous casting method.
  • each condition of the hot rolling process is not particularly limited, but from the viewpoint of securing the shape of the product sheet, the finishing temperature may be 800 to 1000 ° C. and the rolling reduction at the final stage of the finishing stand may be 10 to 80%. .
  • the hot-rolled steel sheet (hot-rolled steel sheet) is wound in a temperature range of 700°C or less.
  • a relatively thick oxide film oxide scale
  • the surface of the steel sheet becomes like a fine crack, and many irregularities appear on the surface of the steel sheet after the annealing process.
  • degree Ra may deteriorate. Therefore, the winding temperature should be 700° C. or lower, preferably 680° C. or lower.
  • the coiling temperature is preferably 500° C. or higher.
  • pickling process The hot-rolled steel sheet after the winding process is pickled (pickling process). There are no particular restrictions on the conditions of the pickling process. For example, the pickling may be carried out once, or may be carried out in multiple batches as necessary.
  • (f) Cold-rolling process The hot-rolled steel sheet after the pickling process is cold-rolled at a rolling reduction of 30 to 90% to produce a cold-rolled steel sheet (cold-rolling process). If the rolling reduction is less than 30%, the plate shape may deteriorate. On the other hand, if the rolling reduction in the cold rolling process exceeds 90%, the cold rolling load becomes excessive, the productivity deteriorates, and cold rolling may not be possible. Therefore, the rolling reduction in the cold rolling process is set to 30% or more and 90% or less. Preferably, it is 40% or more and 80% or less. There are no restrictions on the method of cold rolling, and the number of rolling passes and the rolling reduction for each pass may be appropriately set.
  • Annealing step A cold-rolled steel sheet is annealed in a temperature range of 820 to 900° C. in an atmosphere with a dew point of over ⁇ 15° C. and 15° C. or less (continuous annealing).
  • the dew point in the furnace during continuous annealing contributes to the control of the carbon concentration in the surface layer. If the dew point temperature exceeds ⁇ 15° C., decarburization tends to proceed, and the carbon concentration in the surface layer decreases. This improves bendability. If the dew point temperature exceeds 15°C, decarburization proceeds excessively, resulting in a decrease in strength. Therefore, the dew point should be above -15°C and below 15°C.
  • a preferred dew point is -10°C or higher and 5°C or lower.
  • the heating temperature (holding temperature) in the annealing process affects the area ratio of the metal structure. If the heating temperature is less than 820°C, the amount of austenite during heating is small, the total area ratio of ferrite, bainite and pearlite after annealing is high, and high tensile strength (for example, tensile strength of 1300 MPa or more) is achieved. becomes difficult. If the heating temperature exceeds 900° C., a shape change called a thermal groove, which causes depressions at the crystal grain boundaries, progresses while the temperature is maintained at a high temperature, and the surface properties (surface roughness Ra) deteriorate. Therefore, the heating temperature in the continuous annealing should be 820° C. or higher and 900° C. or lower. Preferably, it is 830°C or higher and 880°C or lower.
  • the holding time (residence time) during continuous annealing is not particularly limited, but from the viewpoint of sufficiently securing the area ratio of martensite after annealing and tempered martensite and improving the strength, the holding time is set to 10 seconds or more. preferably 100 seconds or longer.
  • a coating layer containing at least one of zinc, aluminum, magnesium and alloys thereof (for example, a coating layer, an alloy A coating layer forming step for forming a non-plating layer) may be performed. Also, after the annealing step, a coating layer may be formed by a method such as electroplating.
  • the cooling after the annealing step it is preferable to cool from 750° C. to 550° C. or less at an average cooling rate of 100° C./s or less.
  • the lower limit of the average cooling rate is not particularly limited, it may be, for example, 2.5°C/s.
  • the reason for setting the lower limit of the average cooling rate to 2.5° C./s is to suppress the softening of the base steel sheet due to the occurrence of ferrite transformation from austenite. A decrease in strength can be suppressed by keeping the average cooling rate from being too slow. It is more preferably 5° C./s or more, still more preferably 10° C./s or more, still more preferably 20° C./s or more.
  • the cooling rate is not limited. Also, at a temperature of less than 550° C., a low-temperature transformed structure is obtained, so the cooling rate is not limited.
  • the average cooling rate from 750° C. to 550° C. or less is preferably 100° C./s or less, more preferably 50° C./s or less, and still more preferably 20° C./s or less.
  • the temperature range in which the cooling rate after the annealing process is preferably controlled is at least the range from 750 ° C. to 550 ° C. Even in ranges other than the temperature range, average cooling It may be cooled at a rate of 100° C./s or less.
  • the temperature may be further cooled to a temperature of 25° C. to less than 550° C., stopped, and then reheated to a temperature range of 150° C. to 550° C. for retention.
  • the temperature range (cooling stop temperature) described above martensite is generated from untransformed austenite during cooling. After that, by reheating, the martensite is tempered and the strength and ductility balance of the steel sheet is improved.
  • the reason why the lower limit of the cooling stop temperature is set to 25° C. is that excessive cooling not only requires a large equipment investment but also the effect is saturated.
  • the steel sheet may be retained in the temperature range after being reheated to 150°C to 550°C.
  • the reheating temperature may further be 350°C to 550°C. Retention in this temperature range contributes to martensite tempering.
  • the cooling stop temperature is 150° C. to 550° C.
  • the residence may be performed as it is without reheating.
  • the residence time in the temperature range of 150 to 550° C. may be 30 seconds or more and 500 seconds or less, preferably 30 seconds or more and 300 seconds or less, in order to obtain the effect.
  • thermosetting In a series of annealing steps, after the steel sheet is retained at the retention temperature and further cooled to room temperature, or during cooling to room temperature (however, Ms or less), reheating is started, and the temperature is 150 ° C. or higher and 400 ° C. or lower. It may be held in the region for 2 seconds or more (tempering step). According to this tempering step, the strength-ductility balance can be further improved by tempering the martensite generated during cooling after reheating into tempered martensite. When the tempering process is performed, the holding temperature is 150° C. or higher and the holding time is 2 seconds or longer, so that the martensite is sufficiently tempered and the microstructure and mechanical properties are changed.
  • tempering when the holding temperature is 400° C. or less, the decrease in dislocation density in the tempered martensite is suppressed, and the tensile strength can be increased. Therefore, when tempering, it is preferable to hold the temperature in the temperature range of 150° C. or higher and 400° C. or lower for 2 seconds or longer. Tempering may be performed in a continuous annealing facility, or may be performed off-line in a separate facility after continuous annealing. At this time, the tempering time varies depending on the tempering temperature. That is, the lower the temperature, the longer the time, and the higher the temperature, the shorter the time.
  • Hot-dip galvanization may be applied to the steel sheet, if necessary.
  • hot-dip galvanization may be performed by heating or cooling to (galvanizing bath temperature ⁇ 40) ° C. to (galvanizing bath temperature +50) ° C. before and after the step of staying (that is, reheating).
  • a hot-dip galvanized layer is formed on the surface of the steel sheet by the hot-dip galvanizing process. In this case, the corrosion resistance of the cold-rolled steel sheet is improved, which is preferable.
  • the type of plating layer is not limited to the hot-dip galvanizing layer, and various coating layers can be employed. Also, the timing of plating the surface of the steel sheet is not particularly limited.
  • a coating layer made of zinc, aluminum, magnesium, or an alloy thereof is formed on the front and back surfaces of the plate in the process of cooling to room temperature after holding in the austenite single phase region in annealing. You may let Alternatively, the coating layer may be formed on the front and back surfaces of the sheet after annealing.
  • Step plate temperature when immersed in plating bath The temperature of the steel sheet when immersed in the hot-dip galvanizing bath ranges from 40°C lower than the hot-dip galvanizing bath temperature (hot-dip galvanizing bath temperature -40°C) to 50°C higher than the hot-dip galvanizing bath temperature (hot-dip galvanizing bath temperature +50° C.) is preferred.
  • this temperature is ⁇ 40° C. or higher in the hot-dip galvanizing bath, the heat removal during immersion in the plating bath does not become too large, and solidification of a portion of the molten zinc is suppressed, thereby suppressing deterioration of the appearance of the coating.
  • the plate temperature before immersion is lower than the hot-dip galvanizing bath temperature of -40°C, heat the plate further before immersion in the galvanizing bath by any method to control the plate temperature to the hot-dip galvanizing bath temperature of -40°C or higher. may be immersed in the plating bath.
  • the temperature of the steel sheet during immersion in the plating bath is equal to or lower than the temperature of the hot-dip galvanizing bath +50° C., it is possible to suppress operational problems associated with an increase in the temperature of the plating bath.
  • composition of the plating bath is preferably composed mainly of Zn and has an effective Al content (a value obtained by subtracting the total Fe content from the total Al content in the plating bath) of 0.050 to 0.250% by mass.
  • effective amount of Al in the plating bath is 0.050% by mass or more, penetration of Fe into the plating layer is suppressed, and plating adhesion is enhanced.
  • the effective Al amount in the plating bath is 0.250% by mass or less, the formation of Al-based oxides that inhibit the movement of Fe atoms and Zn atoms at the boundary between the steel sheet and the coating layer is suppressed. It is possible to improve the plating adhesion.
  • the effective amount of Al in the plating bath is more preferably 0.065% by mass or more, and more preferably 0.180% by mass or less.
  • Step sheet temperature after immersion in plating bath When 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 450 to 600° C. (alloying temperature).
  • the alloying temperature is 450° C. or higher, the alloying sufficiently progresses.
  • the alloying temperature is 600° C. or lower, the alloying does not progress too much, the generation of the ⁇ phase is suppressed, and the Fe concentration in the plating layer is suppressed from increasing (for example, exceeding 15%). , corrosion resistance is enhanced.
  • the alloying temperature is more preferably 470°C or higher, and more preferably 550°C or lower.
  • the alloying temperature needs to be changed according to the chemical composition of the steel sheet and the degree of formation of the internal oxide layer, so it can be set while checking the Fe concentration in the coating layer.
  • the base steel sheet may be coated with Ni, Cu, Co, or Fe, either singly or in combination, prior to annealing in the continuous hot-dip galvanizing line.
  • the surface of hot-dip galvanized steel sheets and alloyed hot-dip galvanized steel sheets is subjected to an upper layer plating or various treatments such as chromate treatment, phosphate treatment, and lubricity improvement for the purpose of improving paintability and weldability. Treatment, weldability improvement treatment, etc. can also be applied.
  • skin pass rolling Further, skin pass rolling may be performed for the purpose of improving ductility by correcting the shape of the steel sheet or introducing mobile dislocations.
  • the rolling reduction of skin pass rolling after heat treatment is preferably in the range of 0.1 to 1.5%. When the content is 0.1% or more, a sufficient effect can be obtained and control is easy. Productivity is improved by being 1.5% or less.
  • Skin pass rolling may be performed in-line or off-line.
  • Example 1 Various steel sheets (thickness: 1.4 mm) were manufactured from various slabs having the chemical compositions shown in Tables 1A to 1D according to the various manufacturing conditions shown in Tables 2A to 2D. Pickling was performed between the winding process and the cold rolling process. Also, the deoxidation time in the refining process was set to 4 minutes, and the required time from the completion of secondary refining to the start of casting was set to 2 minutes.
  • Tables 1A to 1D a blank means that the content of the corresponding element is 0% in significant figures (values up to the least significant digit) specified in this embodiment.
  • the unit of the components of each slab was % by mass, and the balance was iron and impurities.
  • Tables 1A-D, Tables 2A-D, and Tables 3A-D values outside the scope of the invention and values that did not meet the pass/fail criteria are underlined.
  • the metal structure (ferrite, pearlite, bainite, retained austenite (retained ⁇ ), martensite (fresh martensite), tempered martensite), maximum diameter of MnS ( ⁇ m), surface roughness Ra, average carbon concentration Cs (mass%) at a depth of 10 ⁇ m in the thickness direction from the steel plate surface, steel plate surface
  • the average carbon concentration C4t (% by mass), Cs/C4t, and Vickers hardness (HV) of the surface layer at the position of 1/4 depth in the plate thickness direction were evaluated. The evaluation results are shown in Tables 3A-D. In addition, these evaluations were implemented according to the method mentioned above.
  • TS tensile strength
  • El elongation
  • ⁇ hole expansion ratio
  • TS tensile strength
  • the elongation (El) of the steel sheet is also evaluated by taking a JIS No. 5 test piece from the steel sheet so that the longitudinal direction is perpendicular to the rolling direction of the steel sheet, and performing a tensile test in accordance with JIS Z 2241:2011. did. From the viewpoint of ensuring formability, the elongation (El) is preferably 7.0% or more.
  • the hole expansion ratio ( ⁇ ) was measured in accordance with JIS Z 2256:2010 using a No. 5 test piece of JIS Z 2241:2011.
  • the hole-expanding test piece was sampled at a quarter portion from the edge of the steel sheet in the width direction.
  • Steel sheets with a hole expansion ratio ( ⁇ ) of 25.0% or more were judged to pass the hole expandability.
  • Bendability was evaluated by obtaining the maximum bending angle through a bending test based on the VDA standard (VDA238-100) specified by the German Automobile Manufacturers Association.
  • VDA238-100 VDA238-100
  • the maximum bending angle ⁇ (°) was obtained by converting the displacement at the maximum load obtained in the bending test into an angle based on the VDA standard.
  • the test piece in the bending test has a size of 30 mm ⁇ 60 mm (with a side parallel to the rolling direction of 30 mm) and a plate thickness of 1.4 mm (1.4 mm or less is determined by the VDA standard).

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Electrochemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

この鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１５～０．５０％、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：１．００～３．００％、Ｐ：０～０．０２００％、Ｓ：０．０００１～０．０２００％、Ａｌ：０．００１～０．１００％、及びＮ：０～０．０２０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、金属組織の面積率が、残留オーステナイトは、０％以上、１０％以下、パーライト、フェライトおよびベイナイトは合計で０％以上、５％以下であり、残部組織が、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトであり、極値統計によるＭｎＳの最大直径が３０μｍ以下であり、表面粗度Ｒａが５μｍ以下であり、表層のビッカース硬さが、鋼板の引張強さＴＳ（ＭＰａ）×０．２５未満である。

Description

鋼板、および鋼板の製造方法
　本発明は、鋼板、および鋼板の製造方法に関する。
　本願は、２０２２年０２月２５日に、日本に出願された特願２０２２－０２８１０９号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　自動車からの温室効果ガスの排出量を抑えるために、高強度鋼板を使用して、安全性を確保しながら自動車車体を軽量化する試みが進められている。
　例えば、特許文献１には、伸び、穴広げ性、曲げ加工性および耐遅れ破壊特性に優れた鋼板として、質量％で、Ｃ：０．１５～０．２５％、Ｓｉ：１．００～２．２０％、Ｍｎ：２．００～３．５０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１～０．５０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｂ：０．０００３～０．００５０％を満たすと共に、Ｔｉ：０．００５～０．０５％、Ｃｕ：０．００３～０．５０％、Ｎｉ：０．００３～０．５０％、Ｓｎ：０．００３～０．５０％、Ｃｏ：０．００３～０．０５％、Ｍｏ：０．００３～０．５０％から選択される１種または２種以上を含有するとともに、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成であって、ミクロ組織は、平均結晶粒径が２μｍ以下のフェライトを体積分率で１５％以下（０％含む）、平均結晶粒径が２μｍ以下の残留オーステナイトを体積分率で２～１５％、平均結晶粒径が３μｍ以下のマルテンサイトを体積分率で１０％以下（０％含む）、残部は平均結晶粒径が６μｍ以下のベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトであり、かつ、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト粒内に粒径０．０４μｍ以上のセメンタイト粒子が平均で１０個以上含有することを特徴とする高強度ＴＲＩＰ鋼板が開示されている。
　特許文献２には、引張強さ（ＴＳ）：９８０ＭＰａ以上の高強度と優れた曲げ性を兼ね備えた鋼板として、特定の成分組成と、フェライト相の面積率が３０％以上７０％以下、マルテンサイト相の面積率が３０％以上７０％以下であり、フェライト粒の平均粒径が３．５μｍ以下、フェライト粒の粒径の標準偏差が１．５μｍ以下、フェライト粒の平均アスペクト比が１．８以下、マルテンサイト粒の平均粒径が３．０μｍ以下、マルテンサイト粒の平均アスペクト比が２．５以下である等の特定の鋼組織とを有し、引張強さが９８０ＭＰａである高強度冷延鋼板が開示されている。
　特許文献３には、降伏強度（ＹＳ）が７８０ＭＰａ以上、引張強さ（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上でスポット溶接性、延性および曲げ加工性に優れた鋼板として、Ｃ量を０．１５％以下とし、フェライトの面積率を８～４５％、マルテンサイトの面積率を５５～８５％、かつフェライトのみに隣接するマルテンサイトの全組織に占める割合を１５％以下とし、フェライトおよびマルテンサイトの平均結晶粒径を１０μｍ以下、鋼板表面から２０μｍの深さ～鋼板表面から１００μｍ深さの範囲に存在するフェライトのうち結晶粒径が１０μｍ以上のフェライトの面積率を５％未満とする、高強度鋼板が開示されている。
　特許文献４には、機械的特性（特に強度と延性）のばらつきの少ない鋼板として、質量%で、Ｃ：０．１０～０．２５％、Ｓｉ：０．５～２．０％、Ｍｎ：１．０～３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１～０．０５％、Ｎ：０．０１％以下を各々含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、軟質第１相であるフェライトを面積率で２０～５０％含み、残部が硬質第２相である、焼戻しマルテンサイトおよび/または焼戻しベイナイトからなる組織を有し、前記フェライトの全粒子のうち、平均粒径１０～２５μｍの粒子の合計面積が、前記フェライトの全粒子の合計面積の８０％以上を占めるとともに、前記フェライトの全粒子内に存在する、円相当直径０．３μｍ以上のセメンタイト粒子の分散状態が、前記フェライト１μｍ２当たり０．１５個超１．０個以下であり、引張強さが９８０ＭＰａ以上である高強度冷延鋼板が開示されている。
国際公開第２０１７／１７９３７２号 国際公開第２０１６／１９４２７２号 日本国特開２０１５－１１７４０４号公報 日本国特開２０１３－２４５３９７号公報
　自動車用鋼板に対する高強度化の要求は、メンバー等の構造部材に加え、ドアやルーフ等の外板部材についても高まっている。このような要求に対しては、強度と曲げ性の両立を目的とした材料開発が行われてきた。
　しかしながら、従来の技術では、鋼板（特に高強度鋼板）において、強度と曲げ性を高い水準で両立させることは困難であった。
　本発明は、強度および曲げ性を高水準で両立しうる鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、比較的強度の高い鋼板において、曲げ性と金属組織との関係性について鋭意検討した。その結果、以下の新たな知見を得た。
　高強度の鋼板を成形して変形させる際、加工硬化の途中で破断する、所謂、早期破断が生じることが判明した。この早期破断の原因についてさらに調査したところ、破断の起点は、変形の初期における鋼板表面の亀裂と、鋼板内部の欠陥の２種であることが明らかになった。したがって、高強度鋼板の曲げ性を向上させるには、鋼板表面の亀裂生成とともに、鋼板内部からの亀裂生成も抑制することが重要であることがわかった。また、これら亀裂の抑制のためには、鋼板表層の脱炭による軟質化と、介在物であるＭｎＳの寸法制御が有効であることを知見した。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係る鋼板は、成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．１５～０．５０％、
Ｓｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｎ：１．００～３．００％、
Ｐ：０～０．０２００％、
Ｓ：０．０００１～０．０２００％、
Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｎ：０～０．０２０％、
Ｃｏ：０～０．５０００％、
Ｎｉ：０～１．０００％、
Ｍｏ：０～１．０００％、
Ｃｒ：０～２．０００％、
Ｏ：０～０．０２００％、
Ｔｉ：０～０．５００％、
Ｂ：０～０．０１０％、
Ｎｂ：０～０．５００％、
Ｖ：０～０．５００％、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｗ：０～０．１００％、
Ｔａ：０～０．１００％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｓｂ：０～０．０５０％、
Ａｓ：０～０．０５０％、
Ｍｇ：０～０．０５００％、
Ｃａ：０～０．０５０％、
Ｚｒ：０～０．０５０％、及び、
ＲＥＭ：０～０．１００％
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
　金属組織において、面積率で、
残留オーステナイトは、０％以上、１０．０％以下、
パーライト、フェライトおよびベイナイトは、合計で０％以上、５．０％以下であり、残部組織が、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトであり、
　極値統計によるＭｎＳの最大直径が３０μｍ以下であり、
　表面粗度Ｒａが５．０μｍ以下であり、
　表層のビッカース硬さが、鋼板の引張強さＴＳ（ＭＰａ）×０．２５未満である。
（２）上記一態様に係る鋼板は、鋼板表面から板厚方向１０μｍ深さ位置の平均炭素濃度が、鋼板表面から板厚方向１／４深さの位置における平均炭素濃度の０．８００倍以下であってよい。
（３）上記一態様に係る鋼板は、前記成分組成が、質量％で、
Ｃｏ：０．０１００～０．５０００％、
Ｎｉ：０．０１０～１．０００％、
Ｍｏ：０．０１０～１．０００％、
Ｃｒ：０．００１～２．０００％、
Ｏ：０．０００１～０．０２００％、
Ｔｉ：０．００１～０．５００％、
Ｂ：０．０００１～０．０１０％、
Ｎｂ：０．００１～０．５００％、
Ｖ：０．００１～０．５００％、
Ｃｕ：０．００１～０．５００％、
Ｗ：０．００１～０．１００％、
Ｔａ：０．００１～０．１００％、
Ｓｎ：０．００１～０．０５０％、
Ｓｂ：０．００１～０．０５０％、
Ａｓ：０．００１～０．０５０％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０５００％、
Ｃａ：０．００１～０．０５０％、
Ｚｒ：０．００１～０．０５０％、及び、
ＲＥＭ：０．００１～０．１００％
のうち、１種または２種以上を含有してもよい。
（４）本発明の一態様に係る鋼板の製造方法は、上記一態様に係る鋼板の製造方法であって、溶鋼に対して真空脱ガス処理を行い、前記溶鋼の成分組成について、Ａｌ濃度を０．０５質量％以下に調整するとともに、質量％で、
Ｃ：０．１５～０．５０％、
Ｓｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｎ：１．００～３．００％、
Ｐ：０～０．０２００％、
Ｓ：０．０００１～０．０２００％、
Ｎ：０～０．０２０％、
Ｃｏ：０～０．５０００％、
Ｎｉ：０～１．０００％、
Ｍｏ：０～１．０００％、
Ｃｒ：０～２．０００％、
Ｏ：０～０．０２００％、
Ｔｉ：０～０．５００％、
Ｂ：０～０．０１０％、
Ｎｂ：０～０．５００％、
Ｖ：０～０．５００％、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｗ：０～０．１００％、
Ｔａ：０～０．１００％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｓｂ：０～０．０５０％、
Ａｓ：０～０．０５０％、
Ｍｇ：０～０．０５００％、
Ｃａ：０～０．０５０％、
Ｚｒ：０～０．０５０％、及び、
ＲＥＭ：０～０．１００％
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる成分組成に調整する精錬工程と、
　前記精錬工程後の前記溶鋼を用いてスラブを製造する鋳造工程と、
　前記スラブを、直接、または一旦冷却した後に加熱し、熱間圧延して熱延鋼板を得る熱延工程と、
　前記熱延鋼板を、７００℃以下の温度域で巻き取る巻き取り工程と、
　前記巻き取り工程後の前記熱延鋼板を酸洗する酸洗工程と、
　前記酸洗工程後の前記熱延鋼板を、３０～９０％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る冷延工程と、
　前記冷延鋼板を、露点が－１５℃超、１５℃以下の雰囲気下で、８２０℃～９００℃の温度域で焼鈍を行う焼鈍工程と、
を有する。
（５）上記一態様に係る鋼板の製造方法は、前記精錬工程において、脱酸時間を５分未満としてもよい。
（６）上記一態様に係る鋼板の製造方法は、前記焼鈍工程において、前記冷延鋼板の片面または両面に、亜鉛、アルミニウム、マグネシウムおよびそれらの合金の少なくとも１種を含む被膜層を形成する被膜層形成工程を有してもよい。
　本発明によれば、強度および曲げ性を高水準で両立しうる鋼板およびその製造方法を提供することができる。また本発明によれば、自動車用鋼板として好適な曲げ性を有するとともに、高い引張強さを有する鋼板を提供することができる。
　本発明の１つの実施形態では、鋼板において、金属組織の面積率に加え、介在物（ＭｎＳ）の最大粒径、鋼板表面の表面粗度Ｒａおよび鋼板表層のビッカース硬さを制御することで、曲げ性に優れた高強度の鋼板を得ることができる。
　以下、本発明の一実施形態に係る鋼板について説明する。
　まず、本実施形態に係る鋼板の金属組織について説明する。以下、組織分率は面積率で表示するので、組織分率の単位「％」は面積％を意味する。
＜金属組織＞
（残留オーステナイトの面積率：０％以上、１０．０％以下）
　残留オーステナイトは、加工誘起変態（ＴＲＩＰ：Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ　Ｉｎｄｕｃｅｄ　Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）によって伸びの向上に寄与する組織である。しかし、残留オーステナイトが加工誘起変態することで生成するマルテンサイトは、非常に硬質であるため、ボイドの発生の起点となり、穴広げ性を劣化させる場合がある。そのため、残留オーステナイトの面積率は１０．０％以下とする。好ましくは５．０％以下である。なお本実施形態では、残留オーステナイトは生成されていなくともよく、残留オーステナイトの面積率が０％であってもよい。
（フェライト、ベイナイトおよびパーライトの面積率の合計：０％以上、５．０％以下）
　フェライトおよびベイナイトは、比較的に軟質な組織である。そのため、フェライトおよびベイナイトの面積分率が過剰であると所望の引張強さを得ることができない場合がある。また、パーライトも強度が低く、また延性を低下させる組織でもある。よって、強度確保の観点からは、これらフェライト、ベイナイトおよびパーライトの面積率はいずれも少ないほど好ましい。フェライト、ベイナイトおよびパーライトの面積率の合計は０％であってもよい。すなわち、本実施形態に係る鋼板には、フェライト、ベイナイトおよびパーライトは含まれないことが好ましい。また、フェライト、ベイナイトおよびパーライトを含む場合でも、強度確保の観点から、フェライト、ベイナイトおよびパーライトの面積率は合計で、５．０％以下とする。好ましくは４．０％以下、より好ましくは３．０％以下である。
（残部組織：マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイト）
　本実施形態に係る鋼板の金属組織において、上記の残留オーステナイト、フェライト、ベイナイトおよびパーライト以外の残部組織は、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトである。すなわち、本実施形態に係る鋼板の組織は、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトを主たる組織とするものである。
　マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトは、硬質な組織であるので、引張強さの向上に寄与する。そのため、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率の合計は、９０．０％以上であることが好ましく、より好ましくは９５．０％以上である。これにより、高い引張強さ（例えば１３００ＭＰａ以上の引張強さ）を確保し易くなる。強度の観点から、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率の合計は、１００％であってもよい。
　なお、靭性確保の観点から、マルテンサイトは０．０％以上、７５．０％以下とすることが好ましく、焼戻しマルテンサイトは２０．０％以上、９９．９％以下とすることが好ましい。
　なお、本実施形態において「マルテンサイト」とは、フレッシュマルテンサイトを指す。フレッシュマルテンサイトとは炭化物を含まないマルテンサイトである。また、「焼戻しマルテンサイト」とは炭化物を含むマルテンサイトである。
　次に、各金属組織の同定と面積率の算出方法について説明する。
　各金属組織の同定と面積および面積率の算出は、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）、Ｘ線測定、ナイタール試薬又はレペラ液を用いる腐食、及び、走査型電子顕微鏡により、圧延方向に平行且つ板面に垂直な鋼板断面の１００μｍ×１００μｍ領域を、１０００～５００００倍の倍率で観察して行うことができる。なお、いずれの組織の面積率の測定に当たっても、測定箇所を３か所とし、その平均値を算出することとする。
　フェライトの面積および面積率は、以下の方法で測定することができる。すなわち、走査型電子顕微鏡に付属のＥＢＳＤにより、板厚の１／４の位置を中心とする１／８～３／８厚の範囲を、０．２μｍの間隔（ピッチ）で測定する。測定データから局所方位差平均（Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ：ＧＡＭ）の値を計算する。そして、局所方位差平均の値が０．５°未満の領域をフェライトと定義し、その面積と面積率を測定する。ここで、局所方位差平均とは、結晶方位差が５°以上の粒界に囲まれた領域において、隣り合う測定点間の方位差を計算し、それを結晶粒内の測定点すべてについて平均化した値である。
　ベイナイトの面積および面積率については、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、ナイタール液でエッチングし、板厚の１／４を中心とする１／８～３／８厚の範囲を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：FieldEmission Scanning Electron Microscope）で観察して、公知の画像解析ソフトを用いて算出する。なお画像解析ソフトとしては例えば「ＩｍａｇｅＪ」を用いて面積率を算出できる。ここで「ＩｍａｇｅＪ」とは、オープンソースでパブリックドメインの画像処理ソフトウェアであり、当業者の間で広く利用されているものである。
　なお、ＦＥ－ＳＥＭでの観察においては、例えば、一辺が３０μｍの正方形とした観察面における組織を以下のように区別する。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。
　マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率はレペラ液でエッチングし、板厚の１／４を中心とする１／８～３／８厚の範囲をＦＥ－ＳＥＭにより観察及び撮影し、腐食されていない領域の面積率から、Ｘ線を用いて測定した残留オーステナイトの面積率（詳細は後述）を差し引くことにより、算出できる。
　残留オーステナイトの面積率は、電解研磨あるいは化学研磨により表面から板厚方向に１００μｍの領域を除去したサンプルを用いて、特性Ｘ線としてＭｏＫα線を用いて、ｂｃｃ相の（２００）、（２１１）及びｆｃｃ相の（２００）、（２２０）、（３１１）の回折ピークの積分強度比から、残留オーステナイトの面積率を算出することが可能である。
　パーライトの面積率は、ナイタール試薬により腐食し、鋼板の表面から板厚の１／４の位置を中心とする１／８～３／８厚の範囲を、走査型電子顕微鏡による２次電子像を用いて観察することにより行うことができる。２次電子像で明るいコントラストで撮影された領域をパーライトとし、上述の画像解析ソフト「ＩｍａｇｅＪ」を用いて面積率を算出する。
（ＭｎＳの最大直径：３０μｍ以下）
　介在物であるＭｎＳの中でも、粗大なＭｎＳは、鋳造後の鋳片の微割れの起点となる。
　さらに、この鋳片の微割れは、熱間圧延時にき裂となり、その結果、鋼板の表面性状の劣化（表面粗度Ｒａの増大）を招く原因となる。さらに、本発明者らの調査の結果、最終製品である鋼板を成形して変形させる場合、鋼板の内部のうち、一定以上のサイズのＭｎＳが存在する箇所を起点とする亀裂が生じ、当該亀裂の生成によって、加工硬化の途中で破断する、所謂、早期破断を引き起こすことが分かった。これらのことから、本実施形態では、鋼中のＭｎＳの最大直径を３０μｍ以下とする。具体的には、本実施形態では、鋼板の圧延方向断面において、検査基準面積：９．５８ｍｍ２、検査数：４０視野、予測を行う面積：３８３．３９ｍｍ２の条件で測定された極値統計によるＭｎＳの最大直径の予測値を３０μｍ以下とする。鋼板中に粗大なＭｎＳが存在すると、上記のとおり、成形時、加工硬化の途中で早期破断を招くおそれがある。上記条件で極値統計により予測されるＭｎＳの最大直径が３０μｍを超えると、特に、当該早期破断が顕著になる。以上の理由から、上記条件で極値統計によって予測されるＭｎＳの最大直径を３０μｍ以下とする。好ましくは、２５μｍ以下である。上記条件で極値統計によって予測されるＭｎＳの最大直径は小さいほど好ましいため、当該ＭｎＳの最大直径の下限値は特に限定しない。実質的に当該ＭｎＳの最大直径の下限値は１．０μｍ以上としてもよい。
　本実施形態では、極値統計による析出物の最大直径の測定・予測方法は、１９９３年３月８日に養賢堂から発行された「金属疲労　微小欠陥と介在物の影響」２３３頁～２３９頁に記載の方法を用いる。本実施形態で用いるのは、二次元的検査により一定面積内（予測を行う面積：３８３．３９ｍｍ２）で観察される最大析出物を推定する、という二次元的検査方法である。予測を行う面積は、一般的な部品の危険体積を考慮して設定してよい。
　次に、鋼中におけるＭｎＳの特定方法と、極値統計法によるＭｎＳの最大直径の具体的な予測方法について説明する。
（ＭｎＳの特定方法）
　ＭｎＳは鋼板の断面（全厚）における組織観察により評価可能である。鋼板の断面を機械研磨により鏡面に仕上げた試料に対し、光学顕微鏡を用いて研磨面を観察する際、ＭｎＳは鏡面に仕上げた地鉄に対して僅かに黒いコントラスト（灰色）で認められる。なお、光学顕微鏡による観察に替わる観察方法としてエネルギー分散型Ｘ線検出器（ＥＤＸ：ＥｎｅｒｇｙＤｉｓｐｅｒｓｉｖｅＸ－ｒａｙＳｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）による組成分析を行う方法が挙げられ、前述の検査基準面積を０．１μｍの間隔で面分析し、ＭｎとＳの濃度がともに高い領域を求め、その領域をＭｎＳと見なしてもよい。
（極値統計法によるＭｎＳの最大直径の予測）
　まず、鋼板から試験片を採取し、当該試験片の圧延方向断面において、検査基準面積９．５８ｍｍ２（３．５７ｍｍ×２．６８ｍｍの領域、板厚（ｔ）が２．６８ｍｍに満たない場合、ｔ（ｍｍ）×９．５８／ｔ（ｍｍ）の領域とする）の領域をあらかじめ４０視野分準備する。そして各検査基準面積９．５８ｍｍ２において、面積が最大であるＭｎＳ（最大ＭｎＳ）を検出し、これを光学顕微鏡にて４００倍で写真撮影する。このような写真撮影を、各検査基準面積９．５８ｍｍ２の視野について、４０回繰り返し行う（つまり検査数４０視野）。得られた写真から各検査基準面積におけるＭｎＳの直径を計測する。なおＭｎＳの多くは楕円形であるため、ＭｎＳの直径を計測する際は、長径と短径の相乗平均を求め、それをＭｎＳの直径とする。得られた最大ＭｎＳの直径の４０個のデータを、「金属疲労　微小欠陥と介在物の影響」（養賢堂）の２３３頁～２３９頁に記載の方法により、極値確率用紙にプロットし、最大ＭｎＳ分布直線（最大ＭｎＳ直径と極値統計基準化変数の一次関数）を求める。そして、最大ＭｎＳ分布直線を外挿することにより、予測を行う面積：３８３．３９ｍｍ２におけるＭｎＳの最大直径を予測する。
＜表面粗度Ｒａ＞
　本実施形態の鋼板の表面粗度Ｒａは、５．０μｍ以下である。
　上記のとおり、粗大なＭｎＳは、鋳造後の鋳片の微割れの起点となる。さらに、この鋳片の微割れは、熱間圧延時にき裂となり、その結果、表面粗度Ｒａの増大を招く原因となる。鋼板の表面粗度Ｒａが増大すると、鋼板の外観（意匠性）を損なうほか、曲げ変形時の起点となることから曲げ性の劣化や、疲労特性の劣化を招くおそれがある。これらのことから、本実施形態では、鋼板の表面粗度Ｒａは、５．０μｍ以下とする。好ましくは、４．５μｍ以下、より好ましくは４．０μｍ以下である。鋼板の表面粗度Ｒａは小さいほど好ましいため、表面粗度Ｒａの下限値は特に限定しない。実質的に表面粗度の下限値０．５μｍ以上としてもよい。本実施形態の鋼板の表面粗度Ｒａは、具体的には、ＪＩＳ　Ｂ　０６０１：２０１３に準拠して測定されるものである。
　表面粗度の測定方法は、ダイヤモンド製触針を鋼板表面に押し当てて鋼板表面の高さ変化を測定する接触式の測定装置を用いてよい。あるいはレーザーによって鋼板表面の高さを測定する非接触式の測定装置を用いてもよい。測定面積は少なくとも９ｍｍ２以上とし、１６ｍｍ２以上であることが好ましく、２５ｍｍ２以上であることがさらに好ましい。
＜表層硬さ＞
　本実施形態では、鋼板の表層に脱炭層を設けることで、表層の硬さを比較的軟化させる。すなわち、本実施形態では、鋼板の表層硬さを、（鋼板の引張強さＴＳ）×０．２５未満とする。これにより、鋼板の曲げ性を向上させることができ、結果、成形による変形時の早期破断を抑制できる。このような効果をより発揮するには、鋼板の表層硬さを、ＴＳ×０．２０未満とすることが好ましく、ＴＳ×０．１８未満とすることがより好ましい。鋼板の曲げ性の観点から、鋼板の表層硬さは小さいほど好ましいため、鋼板の表層硬さの下限値は特に限定しないが、１００Ｈｖ以下に軟質化することは困難である。そのため、鋼板の表層硬さの事実上の下限は１００Ｈｖ以上である。
　鋼板の表層硬さは、以下の手順で測定することができる。まず、鋼板の板厚断面を、機械研磨により鏡面に仕上げる。この研磨面のうち、板表面から板厚内部に向かって５０μｍの距離（深さ）であって、圧延方向に平行な直線上の１２箇所において、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４－１（２０２０）に準拠し、押し込み荷重２０ｇｆでビッカース硬さ（ＨＶ）を測定する。これら測定した１２点のビッカース硬さのうち、最も低い値と最も高い値を除いた１０点のビッカース硬さの平均値を、鋼板の表層硬さとする。なお、各測定点の間隔は、圧痕の４倍以上の距離とすることが好ましい。ここで述べる圧痕の４倍以上の距離とは、ビッカース硬さの測定の際に、ダイヤモンド圧子によって生じた圧痕の対角線の長さに対して４倍以上の数値を乗じた距離である。
　ここで、本実施形態では上記のとおり、鋼板表層に脱炭層を設けることで、表層硬さを軟化させるが、具体的には、鋼板表面から板厚方向１０μｍ深さ位置の平均炭素濃度が、鋼板表面から板厚方向１／４深さの位置における平均炭素濃度の０．８００倍以下であることが好ましい。
　鋼板表層に形成されている脱炭層の硬さは、曲げ性を表す指標である。表層に形成される脱炭層のうち、板厚方向１０μｍ深さ位置の平均炭素濃度を、脱炭の影響を受けていない鋼板内部、すなわち鋼板表面から板厚方向１／４深さの位置における平均炭素濃度の０．８００倍以下とすることで、鋼板の曲げ性をより向上させることができる。鋼板表面から１０μｍ深さ位置の平均炭素濃度が、１／４深さの位置の平均炭素濃度の０．８００倍超であることは、脱炭が十分に生じていないことを意味する。脱炭が十分に生じていない場合、曲げ特性の向上効果を十分に享受できないおそれがある。そのため、鋼板表面から１０μｍ深さ位置の平均炭素濃度は、１／４深さの位置の平均炭素濃度の０．８００倍以下とすることが好ましく、より好ましくは０．６００倍以下、さらに好ましくは０．４００倍以下とする。
　なお、鋼板が表面に被膜層（例えばめっき層）を有する場合、「鋼板表面から板厚方向１０μｍ深さ位置」における「表面」とは地鉄表面のことである。また、鋼板表面から板厚方向１０μｍ深さ位置の平均炭素濃度を基準としたのは、当該深さ位置の炭素濃度が曲げ性に大きく寄与するからである。
　各位置における平均炭素濃度は、グロー放電発光分析（ＧＤＳ）で測定することができる。
　鋼板の表面から深さ方向（板厚方向）に向かって、ＧＤＳにより各元素の濃度プロファイルを測定し、鋼板表面から１０μｍ位置の平均炭素濃度を求める。１／４深さ位置の平均炭素濃度は、板厚１／４部まで研削した後、研削面をＧＤＳで測定することで求める。
　次に、本実施形態に係る鋼板の成分組成の限定理由について説明する。以下、成分組成に係る％は質量％を意味する。
（Ｃ：０．１５％以上、０．５０％以下）
　Ｃは、十分なマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトを確保し、鋼板の強度を向上させる元素である。Ｃが０．１５％未満であると、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率が不十分となり、高い引張強さ（例えば１３００ＭＰａ以上の引張強さ）を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．１５％以上とする。Ｃ含有量は好ましくは０．２０％以上、より好ましくは０．２５％以上である。一方、Ｃ含有量が０．５０％を超えると、成形性が極めて劣化するおそれがあるので、Ｃ含有量は０．５０％以下とする。Ｃ含有量は好ましくは０．４０％以下、より好ましくは０．３５％以下である。
（Ｓｉ：０．０１％以上、１．００％以下）
　Ｓｉは固溶強化元素として強度を増加させる働きを有する。また、Ｓｉは、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトを含む組織を得るためにも有効な元素である。これらのことから、Ｓｉの含有量は、目標とする強度水準に応じて調整される。しかし、Ｓｉ含有量が１．００％超となるとプレス成形性および化成処理性の低下を招くおそれがある。さらに、Ｓｉ含有量が過剰となると、残留オーステナイトの面積率が過度に増大し、穴広げ性が劣化する場合がある。また、Ｓｉ含有量が過剰となると、介在物が多く生成してしまい、穴広げ性および曲げ性の劣化を招くおそれがある。このため、Ｓｉ含有量の上限を１．００％以下とする。Ｓｉ含有量は好ましくは０．９５％以下、より好ましくは０．９０％以下である。一方、Ｓｉ含有量を過度に低減させると、製造コストが高くなるので、Ｓｉ含有量は、０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上である。
（Ｍｎ：１．００％以上、３．００％以下）
　Ｍｎは、強度の向上に寄与する元素であり、また、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作用を有する元素でもある。Ｍｎが１．００％未満であると、これらの効果が十分に発現せず、フェライト変態を招き、その結果、高い引張強さ（例えば１３００ＭＰａ以上の引張強さ）を得ることが困難となる。そのため、Ｍｎ含有量は１．００％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．７０％以上であり、より好ましくは１．９０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３．００％を超えると、成形性が劣化するおそれがある。また、Ｍｎ含有量が過剰な場合、ＭｎＳの粗大化を招くおそれがある。さらに、Ｍｎ含有量が過剰な場合、介在物が多く生成してしまい、穴広げ性および曲げ性の劣化を招くおそれがある。そのため、Ｍｎ含有量は３．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．７０％以下であり、より好ましくは２．６５％以下である。
（Ｐ：０％以上、０．０２００％以下）
　Ｐは、不純物元素で、鋼板の板厚中央部に偏析して靭性を阻害する元素である。またＰは、鋼板に溶接を施した場合には、その溶接部を脆化させる元素である。Ｐ含有量が０．０２００％を超えると、溶接部強度、ならびに曲げ性および穴広げ性の延性が著しく低下する。そのため、Ｐ含有量は０．０２００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０１００％以下である。一方、Ｐ含有量は、少ないほど好ましく、下限は特に限定しない。
Ｐ含有量が０％であってもよい。一方、実用鋼板でＰ含有量を０．０００１％未満に低減することは、製造コストが大幅に上昇するため、経済的に好ましくない。そのため、Ｐ含有量の下限値を０．０００１％以上としてもよい。
（Ｓ：０．０００１％以上、０．０２００％以下）
　Ｓは、不純物元素で、溶接性を阻害し、また、鋳造時と熱延時の製造性を阻害する元素である。また、Ｓは、粗大なＭｎＳを形成して、穴広げ性を阻害する上、成形時に、ＭｎＳを起点とする亀裂を生じさせる元素でもある。Ｓ含有量が０．０２００％を超えると、これらの影響が顕著になる。そのため、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００５０％以下である。一方、実用鋼板でＳ含有量を０．０００１％未満に低減することは、製造コストが大幅に上昇するため、経済的に好ましくない。そのため、Ｓ含有量の下限値を０．０００１％以上とする。
（Ａｌ：０．００１％以上、０．１００％以下）
　Ａｌは、鋼の脱酸剤として作用する元素である。Ａｌ含有量が０．００１％未満では、この効果が十分に得られないので、下限を０．００１％以上とする。好ましくは０．００５％以上とする。一方、本実施形態では、真空脱ガス処理時の溶鋼中のＡｌ濃度を低減することで、粗大なＭｎＳの生成を抑制させる。すなわち、本実施形態では、Ａｌ含有量を低減することで、ＭｎＯやＴｉ２Ｏ３の生成を促し、これにより、粗大なＭｎＳの生成を抑制し、成形時の早期破断を防止する。しかし、鋼板中のＡｌ含有量が０．１００％を超えると、粗大なＭｎＳの生成を十分に抑制できない。さらには、粗大なＡｌ酸化物が生成し、延性の低下を引き起こすおそれもある。このため、Ａｌ含有量を０．１００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０８０％以下、より好ましくは０．０６０％以下である。
　なお、後述するが、本実施形態に係る鋼板の製造方法では、溶鋼中のＡｌ濃度は０．０５質量％以下に調整される。つまり、製品板である鋼板中のＡｌ濃度も基本的には０．０５質量％以下となるが、例えばＡｌを積極的に含有させたい場合には、精錬工程においてＡｌを追加添加する工程（真空脱ガス処理完了からタンディッシュへの溶鋼注入の間）を別途設けてもよい。ただしそのような場合であっても、最終製品として得られる鋼中のＡｌ含有量は０．１００％以下とする。
（Ｎ：０％以上、０．０２０％以下）
　Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴広げ性を阻害し、また、溶接時のブローホールの発生原因となる元素である。Ｎ含有量が０．０２０％を超えると、粗大な窒化物を形成し成形性の低下や、ブローホールの発生が顕著となる。そのため、Ｎ含有量は０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１７％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。Ｎ含有量は、少ないほど好ましく、下限は特に限定しない。Ｎ含有量が０％であってもよい。一方、実用鋼板でＮ含有量を０．０００５％未満に低減することは、製造コストが大幅に上昇するため、経済的に好ましくない。そのため、Ｎ含有量の下限値を０．０００５％以上としてもよい。
（Ｃｏ：０～０．５０００％）
　Ｃｏは、鋼板の強度の向上に有効な元素である。Ｃｏの含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｃｏ含有量が０．００１０％以上であることが好ましく、０．０１００％以上がより好ましい。一方、Ｃｏ含有量が多すぎると、鋼板の延性が低下して、穴広げ性および曲げ性の低下を招くおそれがある。このため、Ｃｏ含有量は０．５０００％以下とし、０．３０００％以下が好ましい。
（Ｎｉ：０～１．０００％）
　Ｎｉは、Ｃｏと同様に、鋼板の強度の向上に有効な元素である。Ｎｉの含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｎｉ含有量が０．００１％以上であることが好ましく、０．０１０％以上がより好ましい。一方、Ｎｉ含有量が多すぎると、鋼板の延性が低下して、穴広げ性および曲げ性の低下を招くおそれがある。このため、Ｎｉ含有量は１．０００％以下とし、０．８００％以下が好ましい。
（Ｍｏ：０～１．０００％）
　Ｍｏは、Ｍｎと同様に、鋼板の高強度化に寄与する元素である。この効果は、Ｍｎ含有量が微量であっても得ることができる。Ｍｏ含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｍｏ含有量は、０．０１０％以上であることが好ましい。一方、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると、粗大なＭｏ炭化物が形成され、鋼板の穴広げ性および曲げ性が低下するおそれがある。このため、Ｍｏ含有量は１．０００％以下とし、０．８００％以下が好ましい。
（Ｃｒ：０～２．０００％）
　Ｃｒは、ＭｎやＭｏと同様に、鋼板の高強度化に寄与する元素である。この効果は、Ｃｒ含有量が微量であっても得ることができる。Ｃｒ含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｃｒ含有量は、０．００１％以上であることが好ましく、０．１００％以上であることがより好ましい。一方、Ｃｒ含有量が２．０００％を超えると、鋼中にＣｒ炭化物が形成され、鋼板の穴広げ性および曲げ性が低下するおそれがある。このため、Ｃｒ含有量は２．０００％以下とし、１．５００％以下が好ましい。
（Ｏ：０％以上、０．０２００％以下）
　Ｏは、粗大な酸化物を形成し、穴広げ性、曲げ性および耐破断特性を劣化させ、また、溶接時のブローホールの発生原因となる元素である。Ｏ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な酸化物による穴広げ性、曲げ性および打ち抜き端面の延性の劣化や、ブローホールの発生が顕著となる。そのため、Ｏ含有量は０．０２００％以下とする。Ｏ含有量は、少ないほど好ましく、下限は特に限定しない。Ｏ含有量が０％であってもよい。一方、実用鋼板でＯを０．０００１％未満に低減することは、製造コストが大幅に上昇するため、経済的に好ましくない。そのため、Ｏ含有量の下限値を０．０００１％以上としてもよい。
（Ｔｉ：０～０．５００％）
　Ｔｉは、粗大なＴｉ酸化物又はＴｉＮを形成して鋼板の穴広げ性および曲げ性を低下させるおそれがある元素である。よって、鋼板の成形性を確保する観点からは、Ｔｉ含有量は、少ないほど好ましく、０．５００％以下とする。Ｔｉ含有量は、０％であってもよい。ただし、Ｔｉ含有量を０．００１％未満に低減することは、精錬コストの過度な増加を招くため、経済的に好ましくない。そのため、Ｔｉ含有量の下限を０．００１％以上としてもよい。
（Ｂ：０～０．０１０％）
　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、マルテンサイトの生成を促す元素である。また、Ｂは、鋼板の高強度化に有益な元素でもある。これらの効果は、Ｂ含有量が微量であっても得ることができる。Ｂ含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｂの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。ただし、Ｂ含有量が多すぎると、粗大なＢ酸化物が生成される場合がある。このＢ酸化物は、プレス成型時にボイドの発生起点となり、このようなボイドが発生すると、鋼板の穴広げ性および曲げ性が低下するおそれがある。このため、Ｂ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは、０．００９％以下とする。なお、０．０００１％未満のＢを同定するような場合には、分析に細心の注意を払う必要がある。Ｂ含有量が分析装置の検出下限を下回る場合、Ｂ含有量が０％とみなされる場合もある。
（Ｎｂ：０～０．５００％）
　Ｎｂは、炭化物の形態制御に有効な元素であり、組織を微細化して鋼板の靭性の向上にも効果的な元素である。この効果はＮｂ含有量が微量であっても得ることができる。Ｎｂ含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｎｂ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましく、０．００１％以上がより好ましい。ただし、Ｎｂ含有量が多すぎると、硬質なＮｂ炭化物が多数析出し、鋼板の延性の顕著な劣化を招き、鋼板の穴広げ性および曲げ性が低下するおそれがある。このため、Ｎｂ含有量は０．５００％以下とする。好ましくは、０．４５０％以下とする。
（Ｖ：０～０．５００％）
　Ｖは、Ｎｂと同様に、炭化物の形態制御に有効な元素であり、組織を微細化して鋼板の靭性の向上にも効果的な元素である。Ｖ含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｖ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。ただし、Ｖ含有量が多すぎると、Ｖ炭化物が多数析出し、鋼板の延性の顕著な劣化を招き、鋼板の穴広げ性および曲げ性が低下するおそれがある。このため、Ｖ含有量は０．５００％以下とする。好ましくは、０．４５０％以下とする。
（Ｃｕ：０～０．５００％）
　Ｃｕは、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。この効果はＣｕ含有量が微量であっても得ることができる。Ｃｕ含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｃｕ含有量が０．００１％以上であることが好ましい。ただし、Ｃｕ含有量が多すぎると、赤熱脆性を招き、熱間圧延での生産性を低下させるおそれがある。さらに、Ｃｕ含有量が多すぎると、粗大な介在物の形成による穴広げ性および曲げ性の低下を引き起こすおそれがある。このため、Ｃｕ含有量は０．５００％以下とする。好ましくは、０．４５０％以下とする。
（Ｗ：０～０．１００％）
　Ｗも、Ｎｂ、Ｖと同様に、炭化物の形態制御と鋼板の強度の向上に有効な元素である。
Ｗ含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｗ含有量が０．００１％以上であることが好ましい。一方、Ｗ含有量が多すぎると、Ｗ炭化物が多数析出し、鋼板の延性の低下を招き、鋼板の穴広げ性および曲げ性を低下させるおそれがある。このため、Ｗ含有量は０．１００％以下とする。好ましくは、０．０９０％以下とする。
（Ｔａ：０～０．１００％）
　Ｔａも、Ｎｂ、Ｖ、Ｗと同様に、炭化物の形態制御と鋼板の強度の向上に有効な元素である。Ｔａ含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｔａ含有量が０．００１％以上であることが好ましい。一方、Ｔａ含有量が多すぎると、Ｔａ炭化物が多数析出し、鋼板の延性の低下を招き、鋼板の穴広げ性および曲げ性を低下させるおそれがある。このため、Ｔａ含有量は０．１００％以下とし、０．０２０％以下であることが好ましく、０．０１０％以下であることがより好ましい。
（Ｓｎ：０～０．０５０％）
　Ｓｎは、鋼板の原料としてスクラップを用いた場合に、鋼板に含有され得る元素である。また、Ｓｎは、フェライトの脆化による鋼板の穴広げ性および曲げ性の低下を引き起こす虞がある。このため、Ｓｎ含有量は少ないほど好ましい。Ｓｎ含有量は、０．０５０％以下とし、０．０４０％以下であることが好ましい。Ｓｎ含有量は０％であってもよい。
しかし、Ｓｎ含有量を０．００１％未満へ低減することは、精錬コストの過度な増加を招くため、好ましくない。そのため、Ｓｎ含有量を０．００１％以上としてもよい。
（Ｓｂ：０～０．０５０％）
　Ｓｂは、Ｓｎと同様に、鋼板の原料としてスクラップを用いた場合に鋼板に含有され得る元素である。Ｓｂは、粒界に強く偏析し、粒界の脆化、延性の低下、さらには穴広げ性および曲げ性の低下を招くおそれがある。このため、Ｓｂ含有量は少ないほど好ましい。
Ｓｂ含有量は、０．０５０％以下とし、０．０４０％以下であることが好ましい。Ｓｂ含有量は０％であってもよい。しかし、Ｓｂ含有量を０．００１％未満へ低減することは、精錬コストの過度な増加を招くため、好ましくない。そのため、Ｓｂ含有量を０．００１％以上としてもよい。
（Ａｓ：０～０．０５０％）
　Ａｓは、Ｓｎ、Ｓｂと同様に、鋼板の原料としてスクラップを用いた場合に鋼板に含有され得る元素である。Ａｓは、粒界に強く偏析し、穴広げ性および曲げ性の低下を招くおそれがある。このため、Ａｓ含有量は少ないほど好ましい。Ａｓ含有量は、０．０５０％以下とし、０．０４０％以下であることが好ましい。Ａｓ含有量は０％であってもよい。
しかし、Ａｓ含有量を０．００１％未満へ低減することは、精錬コストの過度な増加を招くため、好ましくない。そのため、Ａｓの含有量を０．００１％以上としてもよい。
（Ｍｇ：０～０．０５００％）
　Ｍｇは、硫化物や酸化物の形態を制御し、鋼板の曲げ性の向上に寄与する。この効果はＭｇ含有量が微量であっても得ることができる。Ｍｇ含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｍｇ含有量が０．０００１％以上であることが好ましい。しかし、Ｍｇ含有量が多すぎると、粗大な介在物の形成による穴広げ性および曲げ性の低下を引き起こすおそれがある。このため、Ｍｇ含有量は、０．０５００％以下とし、０．０４００％以下であることが好ましい。
（Ｃａ：０～０．０５０％）
　Ｃａは、Ｍｇと同様に、微量で硫化物の形態を制御できる元素である。Ｃａ含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｃａ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。しかし、Ｃａ含有量が多すぎると、粗大なＣａ酸化物が生成される場合があり、当該Ｃａ酸化物は、冷間成形時に割れ発生の起点となり、その結果、穴広げ性および曲げ性が劣化するおそれがある。このため、Ｃａ含有量は、０．０５０％以下とし、０．０３０％以下であることが好ましい。
（Ｚｒ：０～０．０５０％）
　Ｚｒは、Ｍｇ、Ｃａと同様に、微量で硫化物の形態を制御できる元素である。Ｚｒ含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｚｒ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。しかし、Ｚｒ含有量が多すぎると、粗大なＺｒ酸化物が生成され、穴広げ性および曲げ性が低下するおそれがある。このため、Ｚｒ含有量は、０．０５０％以下とし、０．０４０％以下であることが好ましい。
（ＲＥＭ：０～０．１００％）
　ＲＥＭとは、ＲａｒｅＥａｒｔｈＭｅｔａｌ（希土類元素）である。ＲＥＭは、含有量が微量であっても、硫化物の形態制御に有効に作用する元素である。ＲＥＭの含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、ＲＥＭの含有量は０．００１％以上であることが好ましい。しかし、ＲＥＭの含有量が多すぎると、粗大なＲＥＭ酸化物が生成され、加工性や耐破断特性、穴広げ性、曲げ性が低下するおそれがある。このため、ＲＥＭの含有量は、０．１００％以下とし、０．０５０％以下であることが好ましい。
　ここで、ＲＥＭとは、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）の２元素と、ランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素（ランタノイド）の総称を指す。また本実施形態でいう「ＲＥＭ」とは、これら希土類元素から選択される１種以上で構成されるものであり、「ＲＥＭの含有量」とは、希土類元素の合計量である。
　本実施形態に係る鋼板の成分組成において、上記元素を除く残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物は、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する元素であって、本実施形態に係る鋼板の特性を阻害しない範囲で、存在が許容される元素である。また当該鋼板に対して意図的に添加した成分でないものを意味する元素も含む。
　本実施形態に係る鋼板の板厚は、特定の範囲に限定されないが、強度や汎用性、製造性を考慮すると、０．３～６．０ｍｍが好ましい。
　次に、本実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。本実施形態の鋼板の製造方法は、精錬工程－鋳造工程－熱延工程－巻き取り工程－酸洗工程－冷延工程－焼鈍工程（連続焼鈍工程）の各工程を含む。各工程の製造条件については、本発明の効果を損なわない範囲で適宜決定してよいが、粗大なＭｎＳの生成抑制、および表層の硬さの制御の観点から、特に、精錬工程および連続焼鈍工程それぞれの条件を適切に制御することが重要である。
　以下、製造方法の各工程および条件について詳述する。
（ａ）溶鋼に対して真空脱ガス処理を行い、前記溶鋼のＡｌ濃度を０．０５質量％以下に調整するとともに、前記溶鋼の成分組成を、上記で説明した成分組成（ただしＡｌを除く）に調整し（精錬工程）、
（ｂ）精錬工程後の溶鋼を用いてスラブを製造し（鋳造工程）、（ｃ）スラブを、直接、または一旦冷却した後に加熱し、熱間圧延して熱延鋼板を得て（熱延工程）、
（ｄ）熱延鋼板を、７００℃以下の温度域で巻き取り（巻き取り工程）、（ｅ）巻き取り工程後の熱延鋼板を酸洗し（酸洗工程）、（ｆ）酸洗工程後の熱延鋼板を、３０～９０％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得て（冷延工程）、
（ｇ）冷延鋼板を、露点が－１５℃超、１５℃以下の雰囲気下で、８２０℃～９００℃の温度域で焼鈍する（焼鈍工程）。
　なお、上記（ｇ）に記載する焼鈍工程において、冷延鋼板の片面または両面（表面または／および裏面）に、亜鉛、アルミニウム、マグネシウムおよびそれらの合金の少なくとも１種を含む被膜層を形成する被膜層形成工程を施してもよい。
　本実施形態に係る鋼板は、鋼板の表面性状（表面粗度Ｒａ）の劣化を抑制するとともに、成形時の早期破断を抑制するために、粗大なＭｎＳの生成を低減させる。粗大なＭｎＳは、鋳造後の鋳片の微割れの起点となり、この鋳片の微割れは、熱間圧延時にき裂を招く。さらには、この粗大なＭｎＳが存在する部位は、成形時に、亀裂の起点となるおそれがある。したがって、本実施形態では、鋳造工程前の精錬工程において、粗大なＭｎＳの生成が抑制されるよう、溶鋼の成分調整を行う。具体的には、後述するように、精錬工程において、溶鋼のＡｌ濃度を一定以下となるよう制御する。
（ａ）精錬工程
　精錬工程ではまず、周知の方法で製造された溶銑に対し、転炉での精錬（一次精錬）を実施する。転炉から出鋼した溶鋼に対して、二次精錬、すなわち真空脱ガス装置（例えば、ＲＨ）による真空脱ガス処理を施す。本実施形態では、この真空脱ガス処理において、溶鋼中のＡｌ濃度を０．０５％質量％以下に調整するとともに、Ａｌを除く成分を上記で説明した成分組成となるよう、成分調整を行う。具体的には、真空脱ガス処理中における溶鋼中のＡｌ濃度を監視し、ＭｎＯまたはＴｉ２Ｏ３を核としたＭｎＳの生成とその微細分散化を促す必要がある。しかしながら、溶鋼中のＡｌ濃度が高い場合、溶鋼中の溶存酸素量は低くなるため、ＭｎＯやＴｉ２Ｏ３などの酸化物の生成は抑制される。その結果、微細なＭｎＳの生成および分散を促進させることが困難となる。また、溶鋼中のＡｌ濃度が高い場合は、Ａｌ２Ｏ３の酸化物が生成するものの、Ａｌ２Ｏ３を核としてＭｎＳは生成しがたい。その結果、凝固後にスラブとなって、さらに熱延および冷延の工程を経て得られる鋼板において３０μｍを超えるような粗大なＭｎＳが生成するおそれがある。さらに、粗大なＭｎＳの生成にともない、表面性状（表面粗度Ｒａ）が劣化し、その結果、曲げ性が劣化するおそれもある。これらのことから、本実施形態では、この真空脱ガス処理において、溶鋼中のＡｌ濃度を０．０５質量％以下に調整する。好ましくは、０．０４質量％以下、さらに好ましくは、０．０３５質量％以下である。
　また、本実施形態では、真空脱ガス処理において、脱酸時間は５分未満とすることが好ましい。脱酸時間が過度に長いと、溶鋼中の溶存酸素量が低くなり、ＭｎＳの核となるＭｎＯ、Ｔｉ２Ｏ３の生成量が減少してしまい、その結果、ＭｎＳが粗大化するおそれがある。よって、脱酸時間は５分未満とすることが好ましい。より好ましくは、脱酸時間は４分以下である。なお、ここでいう「脱酸時間」とは脱酸開始、つまり脱酸剤としてＡｌを添加した後から二次精錬完了までの所要時間を指す。
　また、本実施形態では、真空脱ガス処理においてＡｌを除く成分を上記で説明した成分組成となるよう、成分調整を行う際、ＭｎＯやＴｉ２Ｏ３の凝集や粗大化による個数密度の減少を防ぐため、二次精錬完了から鋳造工程開始までの所要時間を３分未満とすることが好ましい。
（ｂ）鋳造工程
　次に、上記精錬工程によってＡｌ濃度が調整された溶鋼を用いてスラブを製造する（鋳造工程）。具体的には、上記溶鋼を用いて、例えば、連続鋳造法によりスラブを製造することができる。
（ｃ）熱延工程
　次に、製造したスラブを、直接、または一旦冷却した後に加熱し、熱間圧延して熱延鋼板を得る（熱延工程）。本実施形態において、熱延工程の各条件は特に限定しないが、製品板の形状確保の観点から、仕上げ温度：８００～１０００℃、仕上げスタンドの最終段の圧下率：１０～８０％としてもよい。
（ｄ）巻き取り工程
　次に、熱延後の鋼板（熱延鋼板）を、７００℃以下の温度域で巻き取る。巻取温度が７００℃を超えると、熱延鋼板の表面に、比較的厚い酸化物の皮膜（酸化スケール）が形成され、この酸化物が、鋼中の結晶粒界に楔状に生成されてしまう。そしてその後、酸洗工程にてこの酸化スケールを除去すると、鋼板表面に微き裂が生じたような性状となり、焼鈍工程後の鋼板表面に凹凸が多数発現し、最終鋼板の表面性状（表面粗度Ｒａ）が劣化するおそれがある。よって、巻き取り温度は、７００℃以下とし、好ましくは、６８０℃以下である。一方、巻き取り温度が過度に低くならない範囲で制御することで、熱延板の強度が過大となることが抑制され、冷延負荷の高まりを抑制でき、生産性を高められる。よって、巻取温度は、好ましくは５００℃以上である。
（ｅ）酸洗工程
　巻き取り工程後の熱延鋼板を酸洗する（酸洗工程）。酸洗工程の条件に特に制約はない。例えば、酸洗は、一回でもよいし、必要に応じ複数回に分けて行ってもよい。
（ｆ）冷延工程
　酸洗工程後の熱延鋼板を、３０～９０％の圧下率で冷間圧延に供して冷延鋼板を製造する（冷延工程）。圧下率が３０％未満では、板形状が悪化するおそれがある。一方、冷延工程の圧下率が９０％超では、冷延荷重が過大となり、生産性が劣化し、さらに冷延できなくなる場合もある。したがって、冷延工程の圧下率は３０％以上、９０％以下とする。
好ましくは、４０％以上８０％以下である。冷間圧延の方法には制約がなく、適宜、圧延パスの回数、パス毎の圧下率を設定すればよい。
（ｇ）焼鈍工程（連続焼鈍工程）
　冷延鋼板を、露点が－１５℃超、１５℃以下の雰囲気下で、８２０～９００℃の温度域にて焼鈍する（連続焼鈍）。
　連続焼鈍時の炉内露点は、表層の炭素濃度の制御に寄与する。露点温度が－１５℃超では、脱炭が進行しやすく、表層の炭素濃度は低下する。これにより、曲げ性は向上する。
露点温度が１５℃超では、脱炭が過度に進行し、強度の低下を招く。したがって、露点は－１５℃超、１５℃以下とする。好ましい露点は、－１０℃以上であり、５℃以下である。
　焼鈍工程における加熱温度（保持温度）は、金属組織の面積率に影響する。加熱温度が８２０℃未満では、加熱時のオーステナイト量が少なく、焼鈍後のフェライト、ベイナイトおよびパーライトの面積率の合計が高くなり、高い引張強さ（例えば１３００ＭＰａ以上の引張強さ）を達成することが困難となる。加熱温度が９００℃超では、高温で保持される間にサーマルグルーブと呼ばれる結晶粒界に凹みを生じる形状変化が進行し、表面性状（表面粗度Ｒａ）が劣化する。したがって、連続焼鈍における加熱温度は、８２０℃以上、９００℃以下とする。好ましくは、８３０℃以上、８８０℃以下である。
　連続焼鈍時の保持時間（停留時間）は、特に限定しないが、焼鈍後のマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの面積率を十分に確保し、強度を向上させる観点から、保持時間は、１０秒以上とすることが好ましく、１００秒以上がより好ましい。
　なお、本実施形態の焼鈍工程では、冷延鋼板の片面または両面（表面または／および裏面）に、亜鉛、アルミニウム、マグネシウムおよびそれらの合金の少なくとも１種を含む被膜層（例えば、めっき層、合金化めっき層）を形成する被膜層形成工程を施してもよい。また、焼鈍工程以降も電気めっきなどの方法で、被膜層を形成してもよい。
（焼鈍工程後の冷却速度）
　上記焼鈍工程後の冷却では、７５０℃から５５０℃以下まで平均冷却速度１００℃／ｓ以下で冷却することが好ましい。平均冷却速度の下限値は、特に限定されないが、例えば２．５℃／ｓであってもよい。平均冷却速度の下限値を２．５℃／ｓとする理由は、オーステナイトからフェライト変態が生じ、母材鋼板が軟化することを抑制するためである。
平均冷却速度が遅過ぎないことで、強度の低下が抑制できる。より好ましくは５℃／ｓ以上、さらに好ましくは１０℃／ｓ以上、さらに好ましくは２０℃／ｓ以上である。尚、７５０℃超の温度ではフェライト変態が著しく生じにくいため、冷却速度は制限しない。また、５５０℃未満の温度では、低温変態組織が得られるため、冷却速度を制限しない。７５０℃から５５０℃以下までの平均冷却速度は、１００℃／ｓ以下であることが好ましく、より好ましくは５０℃／ｓ以下であり、さらに好ましくは２０℃／ｓ以下である。なお、本実施形態では、上記のとおり、焼鈍工程後の冷却で速度を制御した方がよい温度範囲は、少なくとも７５０℃から５５０℃までの範囲であり、当該温度範囲以外の範囲でも、平均冷却速度１００℃／ｓ以下で冷却してもよい。
（焼鈍工程後の冷却停止温度及び再加熱）
　また、上記の冷却の後、２５℃～５５０℃未満の温度まで更に冷却して停止し、続いて、１５０℃～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（冷却停止温度）ま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、マルテンサイトが焼き戻され、鋼板の強度延性バランスが改善する。冷却停止温度の下限を２５℃としたのは、過度の冷却は大幅な設備投資を必要とするばかりでなく、その効果が飽和するためである。
（滞留温度）
　上記のとおり、冷却停止後、１５０℃～５５０℃まで再加熱した後に、当該温度域内に鋼板を滞留させてもよい。この再加熱の温度（滞留温度）はさらに３５０℃～５５０℃としてもよい。この温度域での滞留は、マルテンサイトの焼戻しに寄与する。なお、前記冷却停止温度が１５０℃～５５０℃であった場合には、再加熱を行わずにそのまま滞留を行ってもよい。
（滞留時間）
　１５０～５５０℃の温度域で滞留を行う時間は、その効果を得るために３０秒以上５００秒以下であってもよく、３０秒以上３００秒以下とすることが望ましい。
（焼戻し）
　一連の焼鈍工程において、鋼板を前記滞留温度で滞留させ、さらに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Ｍｓ以下）において再加熱を開始し、１５０℃以上、４００℃以下の温度域で２秒以上保持してもよい（焼戻し工程）。この焼戻し工程によれば、再加熱後の冷却中に生成したマルテンサイトを焼戻して、焼戻しマルテンサイトとすることにより、更に強度延性バランスを改善することができる。焼戻し工程を行う場合、保持温度が１５０℃以上であり、かつ、保持時間が２秒以上であることで、マルテンサイトが十分に焼き戻され、ミクロ組織および機械特性の変化が生じる。一方、保持温度が４００℃以下であることで、焼戻しマルテンサイト中の転位密度の低下が抑制され、引張強さを高められる。そのため、焼戻しを行う場合には、１５０℃以上、４００℃以下の温度域で２秒以上保持することが好ましい。焼戻しは、連続焼鈍設備内で行ってもよいし、連続焼鈍後にオフラインで、別設備で実施しても構わない。この際、焼戻し時間は、焼戻し温度により異なる。すなわち、低温ほど長時間となり、高温ほど短時間となる。
（めっき）
　鋼板に対して、必要に応じて、溶融亜鉛めっきを施してもよい。その場合、前記滞留（つまり前記再加熱）の工程の前後で、（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、鋼板の表面には、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。本実施形態において、めっき層の種類は溶融亜鉛めっき層に限定されず、各種の被膜層を採用可能である。また、鋼板の表面にめっきを施すタイミングも特に限定されない。例えば、本実施形態に係る製造方法においては、焼鈍においてオーステナイト単相域で保持した後、室温まで冷却する過程で、板の表裏面に亜鉛、アルミニウム、マグネシウム又はこれらの合金からなる被膜層を形成させてもよい。或いは、焼鈍後の板の表裏面に当該被膜層を形成させてもよい。
（めっき浴への浸漬時の鋼板温度）
　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。この温度が溶融亜鉛めっき浴温度－４０℃以上であることで、めっき浴浸漬時の抜熱が大きくなり過ぎず、溶融亜鉛の一部の凝固が抑制されめっき外観の劣化が抑制できる。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、めっき浴への浸漬時の鋼板温度が溶融亜鉛めっき浴温度＋５０℃以下であることで、めっき浴温度上昇に伴う操業上の問題を抑制できる。
（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％以上であることで、めっき層中へのＦｅの侵入が抑制され、めっき密着性が高められる。一方、めっき浴中の有効Ａｌ量が０．２５０質量％以下であることで、鋼板とめっき層との境界に、Ｆｅ原子およびＺｎ原子の移動を阻害するＡｌ系酸化物が生成することが抑制でき、めっき密着性が高められる。めっき浴中の有効Ａｌ量は０．０６５質量％以上がより好ましく、０．１８０質量％以下がより好ましい。
（めっき浴への浸漬後の鋼板温度）
　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４５０～６００℃の温度範囲（合金化温度）に加熱することが好ましい。合金化温度が４５０℃以上であることで、合金化が十分に進行する。一方、合金化温度が６００℃以下であることで、合金化が進行しすぎず、Γ相の生成が抑制され、めっき層中のＦｅ濃度が高まる（例えば１５％を超える）ことが抑制されて、耐食性が高められる。合金化温度は４７０℃以上がより好ましく、５５０℃以下がより好ましい。合金化温度は、鋼板の成分組成およ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。
（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等に、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。
（後処理）
　溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面に、塗装性、溶接性を改善する目的で、上層めっきを施すことや、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施すこともできる。
（スキンパス圧延）
　さらに、鋼板形状の矯正や可動転位導入により延性の向上を図ることを目的として、スキンパス圧延を施してもよい。熱処理後のスキンパス圧延の圧下率は、０．１～１．５％の範囲が好ましい。０．１％以上であることで十分な効果が得られ、制御も用意である。
１．５％以下であることで生産性が高められる。スキンパス圧延は、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。
　以下、実施例によって本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に何ら限定されるものではない。
　（実施例１）
　表１Ａ～Ｄに記載の成分組成を有する種々のスラブを材料とし、表２Ａ～Ｄに記載の種々の製造条件に従って、種々の鋼板（板厚：１．４ｍｍ）を製造した。なお、巻き取り工程と冷間圧延工程との間に酸洗を行った。また、精錬工程における脱酸時間は４分とし、２次精錬完了から鋳造開始までの所要時間は２分とした。
　表１Ａ～Ｄにおいて、空欄は、対応する元素含有量が、本実施形態に規定の有効数字（最小桁までの数値）において、０％であることを意味する。また、各スラブの成分の単位は質量％であり、その残部は鉄及び不純物であった。表１Ａ～Ｄ、表２Ａ～Ｄ、表３Ａ～Ｄにおいて、発明範囲外の値、及び合否基準に満たなかった値には下線を付した。
　これら鋼板の表面から板厚の１／４の位置を中心とする１／８～３／８厚の範囲（板厚１／４部）における金属組織（フェライト、パーライト、ベイナイト、残留オーステナイト（残留γ）、マルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）、焼戻しマルテンサイト）、ＭｎＳの最大直径（μｍ）、表面粗度Ｒａ、鋼板表面から板厚方向１０μｍ深さ位置の平均炭素濃度Ｃｓ（質量％）、鋼板表面から板厚方向１／４深さの位置における平均炭素濃度Ｃ４ｔ（質量％）、Ｃｓ／Ｃ４ｔ、ならびに表層のビッカース硬さ（ＨＶ）を評価した。評価結果を表３Ａ～Ｄに示す。なお、これらの評価は、上述した方法に準じて実施した。
　さらに、これら鋼板の引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）、穴広げ率（λ）および曲げ性を評価し表３Ｃ、Ｄに記載した。これらの評価方法は以下の通りである。
　鋼板の引張強さ（ＴＳ）の評価は、長手方向が鋼板の圧延方向に直角となるように、ＪＩＳ５号試験片を鋼板から採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行うことにより実施した。引張強さ（ＴＳ）が１３００ＭＰａ以上である鋼板を、引張強さに関して合格と判断した。
　鋼板の伸び（Ｅｌ）の評価も、長手方向が鋼板の圧延方向に直角となるように、ＪＩＳ５号試験片を鋼板から採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行うことにより実施した。なお、成形性を確保する観点では伸び（Ｅｌ）は、７．０％以上であることが好ましい。
　穴広げ率（λ）は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１の５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６：２０１０に準拠して測定した。穴広げ試験片の採取位置は、鋼板の板幅方向の端部から１／４部分とした。穴広げ率（λ）が２５．０％以上である鋼板を、穴広げ性に関して合格と判断した。
　曲げ性の評価は、ドイツ自動車工業会で規定されたＶＤＡ基準（ＶＤＡ２３８－１００）に準拠した曲げ試験により最大曲げ角度を求めて評価した。本実施例では、曲げ試験で得られる最大荷重時の変位をＶＤＡ基準で角度に変換し、最大曲げ角度α（°）を求めた。最大曲げ角度αが６０．０°以上の場合を曲げ性に優れるとして合格と判定した。なお曲げ試験における試験片は、寸法：３０ｍｍ×６０ｍｍ（圧延方向に平行な辺を３０ｍｍとする）、板厚：１．４ｍｍ（１．４ｍｍ以下はＶＤＡ規格で決められている）とし、曲げ試験の測定条件は、曲げ稜線：圧延方向と平行な方向、ロール径：φ３０ｍｍ、ポンチ形状：先端Ｒ＝０．４ｍｍ、ロール間距離：３．３ｍｍ（なお規格では板厚×２＋０．５ｍｍ）、押し込み速度：２０ｍｍ／ｍｉｎとした。
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
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　成分組成、製造条件ともに満足する発明例は、金属組織の組織比率、組織の特徴および特性のいずれも発明の範囲内となり、強度および曲げ性を高水準で両立しうる鋼板を得られることが分かった。
　一方、成分組成、製造条件のいずれか一方でも発明の範囲を満たさなかった比較例は、組織比率、組織の特徴の少なくともいずれかが発明の範囲を外れてしまい、結果、いずれかの特性が劣化してしまった。
　本発明によれば、強度および曲げ性を高水準で両立しうる鋼板を得ることができる。

Claims (6)

  1. 　成分組成が、質量％で、
    Ｃ：０．１５～０．５０％、
    Ｓｉ：０．０１～１．００％、
    Ｍｎ：１．００～３．００％、
    Ｐ：０～０．０２００％、
    Ｓ：０．０００１～０．０２００％、
    Ａｌ：０．００１～０．１００％、
    Ｎ：０～０．０２０％、
    Ｃｏ：０～０．５０００％、
    Ｎｉ：０～１．０００％、
    Ｍｏ：０～１．０００％、
    Ｃｒ：０～２．０００％、
    Ｏ：０～０．０２００％、
    Ｔｉ：０～０．５００％、
    Ｂ：０～０．０１０％、
    Ｎｂ：０～０．５００％、
    Ｖ：０～０．５００％、
    Ｃｕ：０～０．５００％、
    Ｗ：０～０．１００％、
    Ｔａ：０～０．１００％、
    Ｓｎ：０～０．０５０％、
    Ｓｂ：０～０．０５０％、
    Ａｓ：０～０．０５０％、
    Ｍｇ：０～０．０５００％、
    Ｃａ：０～０．０５０％、
    Ｚｒ：０～０．０５０％、及び、
    ＲＥＭ：０～０．１００％
    を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
    　金属組織において、面積率で、
    残留オーステナイトは、０％以上、１０．０％以下、
    パーライト、フェライトおよびベイナイトは、合計で０％以上、５．０％以下であり、残部組織が、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトであり、
    　極値統計によるＭｎＳの最大直径が３０μｍ以下であり、
    　表面粗度Ｒａが５．０μｍ以下であり、
    　表層のビッカース硬さが、鋼板の引張強さＴＳ（ＭＰａ）×０．２５未満であることを特徴とする鋼板。
  2. 　鋼板表面から板厚方向１０μｍ深さ位置の平均炭素濃度が、鋼板表面から板厚方向１／４深さの位置における平均炭素濃度の０．８００倍以下であることを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記成分組成が、質量％で、
    Ｃｏ：０．０１００～０．５０００％、
    Ｎｉ：０．０１０～１．０００％、
    Ｍｏ：０．０１０～１．０００％、
    Ｃｒ：０．００１～２．０００％、
    Ｏ：０．０００１～０．０２００％、
    Ｔｉ：０．００１～０．５００％、
    Ｂ：０．０００１～０．０１０％、
    Ｎｂ：０．００１～０．５００％、
    Ｖ：０．００１～０．５００％、
    Ｃｕ：０．００１～０．５００％、
    Ｗ：０．００１～０．１００％、
    Ｔａ：０．００１～０．１００％、
    Ｓｎ：０．００１～０．０５０％、
    Ｓｂ：０．００１～０．０５０％、
    Ａｓ：０．００１～０．０５０％、
    Ｍｇ：０．０００１～０．０５００％、
    Ｃａ：０．００１～０．０５０％、
    Ｚｒ：０．００１～０．０５０％、及び、
    ＲＥＭ：０．００１～０．１００％
    のうち、１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の鋼板。
  4. 　請求項１～３の何れか一項に記載の鋼板の製造方法であって、
    　溶鋼に対して真空脱ガス処理を行い、前記溶鋼の成分組成について、Ａｌ濃度を０．０５質量％以下に調整するとともに、質量％で、
    Ｃ：０．１５～０．５０％、
    Ｓｉ：０．０１～１．００％、
    Ｍｎ：１．００～３．００％、
    Ｐ：０～０．０２００％、
    Ｓ：０．０００１～０．０２００％、
    Ｎ：０～０．０２０％、
    Ｃｏ：０～０．５０００％、
    Ｎｉ：０～１．０００％、
    Ｍｏ：０～１．０００％、
    Ｃｒ：０～２．０００％、
    Ｏ：０～０．０２００％、
    Ｔｉ：０～０．５００％、
    Ｂ：０～０．０１０％、
    Ｎｂ：０～０．５００％、
    Ｖ：０～０．５００％、
    Ｃｕ：０～０．５００％、
    Ｗ：０～０．１００％、
    Ｔａ：０～０．１００％、
    Ｓｎ：０～０．０５０％、
    Ｓｂ：０～０．０５０％、
    Ａｓ：０～０．０５０％、
    Ｍｇ：０～０．０５００％、
    Ｃａ：０～０．０５０％、
    Ｚｒ：０～０．０５０％、及び、
    ＲＥＭ：０～０．１００％
    を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる成分組成に調整する精錬工程と、
    　前記精錬工程後の前記溶鋼を用いてスラブを製造する鋳造工程と、
    　前記スラブを、直接、または一旦冷却した後に加熱し、熱間圧延して熱延鋼板を得る熱延工程と、
    　前記熱延鋼板を、７００℃以下の温度域で巻き取る巻き取り工程と、
    　前記巻き取り工程後の前記熱延鋼板を酸洗する酸洗工程と、
    　前記酸洗工程後の前記熱延鋼板を、３０～９０％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る冷延工程と、
    　前記冷延鋼板を、露点が－１５℃超、１５℃以下の雰囲気下で、８２０℃～９００℃の温度域で焼鈍を行う焼鈍工程と、
    を有することを特徴とする、鋼板の製造方法。
  5. 　前記精錬工程において、
    　脱酸時間を５分未満とする、請求項４に記載の鋼板の製造方法。
  6. 　前記焼鈍工程において、
    　前記冷延鋼板の片面または両面に、亜鉛、アルミニウム、マグネシウムおよびそれらの合金の少なくとも１種を含む被膜層を形成する被膜層形成工程を有する、ことを特徴とする、請求項４または５に記載の鋼板の製造方法。
PCT/JP2023/005815 2022-02-25 2023-02-17 鋼板、および鋼板の製造方法 WO2023162891A1 (ja)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2024503112A JPWO2023162891A1 (ja) 2022-02-25 2023-02-17
CN202380022359.6A CN118715332A (zh) 2022-02-25 2023-02-17 钢板及钢板的制造方法
KR1020247027519A KR20240139064A (ko) 2022-02-25 2023-02-17 강판, 및 강판의 제조 방법
MX2024010164A MX2024010164A (es) 2022-02-25 2023-02-17 Lamina de acero y metodo para fabricar lamina de acero.

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2022-028109 2022-02-25
JP2022028109 2022-02-25

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2023162891A1 true WO2023162891A1 (ja) 2023-08-31

Family

ID=87765790

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2023/005815 WO2023162891A1 (ja) 2022-02-25 2023-02-17 鋼板、および鋼板の製造方法

Country Status (5)

Country Link
JP (1) JPWO2023162891A1 (ja)
KR (1) KR20240139064A (ja)
CN (1) CN118715332A (ja)
MX (1) MX2024010164A (ja)
WO (1) WO2023162891A1 (ja)

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2014201765A (ja) * 2013-04-02 2014-10-27 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板及び冷延鋼板の製造方法
WO2020045219A1 (ja) * 2018-08-31 2020-03-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
WO2020045220A1 (ja) * 2018-08-31 2020-03-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
WO2021106936A1 (ja) * 2019-11-26 2021-06-03 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形品及びホットスタンプ用鋼板

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5860343B2 (ja) 2012-05-29 2016-02-16 株式会社神戸製鋼所 強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5858032B2 (ja) 2013-12-18 2016-02-10 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
KR102004077B1 (ko) 2015-05-29 2019-07-25 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 냉연 강판, 고강도 도금 강판 및 이것들의 제조 방법
CN109072381B (zh) 2016-04-14 2020-12-15 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2014201765A (ja) * 2013-04-02 2014-10-27 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板及び冷延鋼板の製造方法
WO2020045219A1 (ja) * 2018-08-31 2020-03-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
WO2020045220A1 (ja) * 2018-08-31 2020-03-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
WO2021106936A1 (ja) * 2019-11-26 2021-06-03 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ成形品及びホットスタンプ用鋼板

Also Published As

Publication number Publication date
KR20240139064A (ko) 2024-09-20
CN118715332A (zh) 2024-09-27
JPWO2023162891A1 (ja) 2023-08-31
MX2024010164A (es) 2024-08-27

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN112996938B (zh) 高强度钢板
US12077831B2 (en) Steel sheet, member, and methods for producing them
US11066716B2 (en) Steel sheet and method for producing the same
US20110036465A1 (en) High-strength galvanized steel sheet with excellent formability and method for manufacturing the same
WO2022210396A1 (ja) 鋼板、鋼板の製造方法、および中間鋼板の製造方法
JP6897882B2 (ja) 熱延鋼板およびその製造方法
JP2015175061A (ja) 引張最大強度７８０ＭＰａを有する衝突特性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とそれらの製造方法。
US12071682B2 (en) Steel sheet, member, and methods for producing them
KR20220002471A (ko) 강판
JP7216933B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
CN114981457A (zh) 高强度镀锌钢板及其制造方法
CN114555845B (zh) 高强度钢板及其制造方法
WO2023008516A1 (ja) 鋼板及びその製造方法
WO2023095920A1 (ja) 鋼部材及び鋼板
JP7311808B2 (ja) 鋼板及びその製造方法
CN117062928A (zh) 镀锌钢板、部件以及它们的制造方法
JP4506380B2 (ja) 高強度鋼板の製造方法
CN114585759A (zh) 高强度钢板和碰撞吸收构件以及高强度钢板的制造方法
CN114585758A (zh) 高强度钢板和碰撞吸收构件以及高强度钢板的制造方法
WO2023162891A1 (ja) 鋼板、および鋼板の製造方法
WO2023162893A1 (ja) 鋼板、および鋼板の製造方法
JP7311069B1 (ja) 鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
JP7303460B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
WO2023199776A1 (ja) ホットスタンプ成形体
WO2024203605A1 (ja) めっき鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 23759892

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2024503112

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20247027519

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2401005370

Country of ref document: TH