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JP7311808B2 - 鋼板及びその製造方法 - Google Patents

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JP7311808B2
JP7311808B2 JP2021565650A JP2021565650A JP7311808B2 JP 7311808 B2 JP7311808 B2 JP 7311808B2 JP 2021565650 A JP2021565650 A JP 2021565650A JP 2021565650 A JP2021565650 A JP 2021565650A JP 7311808 B2 JP7311808 B2 JP 7311808B2
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健悟 竹田
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Nippon Steel Corp
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Nippon Steel Corp
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    • C23C2/0222—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating in a reactive atmosphere, e.g. oxidising or reducing atmosphere
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
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    • 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
    • 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
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
    • C23C8/08—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases only one element being applied
    • C23C8/24—Nitriding
    • C23C8/26—Nitriding of ferrous surfaces
    • 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
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • 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
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Description

本発明は、鋼板及びその製造方法に関するものである。
本願は、２０１９年１２月１９日に、日本に出願された特願２０１９－２２９４０１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
近年、地球温暖化対策として温室効果ガスの排出量を規制する観点から、自動車の燃費向上が求められている。そこで、車体を軽量化するとともに衝突安全性を確保するために、高強度鋼板の適用がますます拡大しつつある。例えば、下記特許文献１には、９５０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度鋼板が開示されている。
また、防錆性が要求される部位には、溶融亜鉛めっきを施した超高強度鋼板が求められる。例えば、下記特許文献２には、１３００ＭＰａ以上の引張強度を有する溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。
日本国再公表ＷＯ２０１８／０２０６６０号公報 日本国再公表ＷＯ２０１８／０１１９７８号公報
関本靖裕、田中守通、沢田良三、古賀政義：鉄と鋼，ｖｏｌ．６１（１９７５），Ｎｏ．１０、ｐｐ．２３３７－２３４９
しかしながら、１３００ＭＰａ以上の引張強度を有する溶融亜鉛めっき鋼板に対してスポット溶接を行うと、スポット溶接時に液体金属脆化割れ（ＬＭＥ）が生じてしまう場合があった。この原因としては、スポット溶接時に溶融亜鉛が旧オーステナイト粒界に侵入することで鋼が脆化し、さらにその部分に引張応力がかかるため、ＬＭＥが生じると考えられる。
そこで、本発明は、高強度、優れた耐ＬＭＥ性および優れた曲げ性を有する鋼板及びその製造方法を提供することを課題とする。
本発明者らは、上述のようなＬＭＥの発生を抑制する方法について鋭意検討を行った。その結果、旧オーステナイト粒界にＮを偏析させて、スポット溶接時に溶融亜鉛の侵入を抑制することで、ＬＭＥの発生を抑制することができると考えた。
上述のようにして得られた本発明の要旨は以下のとおりである。
［１］本実施形態の一態様に係る鋼板は、化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１５％以上、０．４５％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上、２．５０％以下、
Ｍｎ＋Ｃｒ：１．２０％以上、４．００％以下、
Ａｌ：０．１０％以上、２．００％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｎ：０．００１０％以上、０．０１０％以下、
Ｏ：０．００６％以下、
Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下、
Ｔｉ：０％以上、０．２０％以下、
Ｎｂ：０％以上、０．２０％以下、
Ｂ：０％以上、０．０１０％以下、
Ｖ：０％以上、０．５０％以下、
Ｃｕ：０％以上、１．００％以下、
Ｗ：０％以上、０．１０％以下、
Ｔａ：０％以上、０．１０％以下、
Ｎｉ：０％以上、１．００％以下、
Ｓｎ：０％以上、０．０５０％以下、
Ｃｏ：０％以上、０．５０％以下、
Ｓｂ：０％以上、０．０５０％以下、
Ａｓ：０％以上、０．０５０％以下、
Ｍｇ：０％以上、０．０５０％以下、
Ｃａ：０％以上、０．０４０％以下、
Ｙ：０％以上、０．０５０％以下、
Ｚｒ：０％以上、０．０５０％以下、
Ｌａ：０％以上、０．０５０％以下、
Ｃｅ：０％以上、０．０５０％以下、
を含み、残部がＦｅ及び不純物からなり、
引張強度が１３００ＭＰａ以上であり、
限界曲げ半径と板厚の比（Ｒ／ｔ）が３．５未満であり、
表面から板厚方向に３０μｍの深さ位置を位置Ａ、前記表面から前記板厚方向に板厚の１／４の深さ位置を位置Ｂとしたとき、
前記位置Ａにおいて、ＡｌＮが３０００個/ｍｍ２以上６０００個/ｍｍ２以下の個数密度で存在し；
前記位置Ｂにおける金属組織が、体積率で９０％以上のマルテンサイトを含み；
前記位置Ａの硬さが、前記位置Ｂの硬さの１．２０倍以上である。
［２］［１］に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、
Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％以下、
Ｔｉ：０．００１％以上、０．２０％以下、
Ｎｂ：０．０００１％以上、０．２０％以下、
Ｂ：０．０００１％以上、０．０１０％以下、
Ｖ：０．００１％以上、０．５０％以下、
Ｃｕ：０．００１％以上、１．００％以下、
Ｗ：０．００１％以上、０．１０％以下、
Ｔａ：０．００１％以上、０．１０％以下、
Ｎｉ：０．００１％以上、１．００％以下、
Ｓｎ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
Ｃｏ：０．００１％以上、０．５０％以下、
Ｓｂ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
Ａｓ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０５０％以下、
Ｃａ：０．００１％以上、０．０４０％以下、
Ｙ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
Ｚｒ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
Ｌａ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
Ｃｅ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
［３］［１］又は［２］に記載の鋼板は、前記表面に、溶融亜鉛めっき層を有してもよい。
［４］［３］に記載の鋼板は、前記溶融亜鉛めっき層が合金化溶融亜鉛めっき層であってもよい。
［５］本発明の別の一態様に係る鋼板の製造方法は、［１］又は［２］に記載の鋼板を製造する方法であって、［１］又は［２］に記載の化学組成を有するスラブを１０５０℃以上に加熱した後に、直径が１００ｍｍ以上かつ温度が３００℃以下であるロールを用いて１０％以上の圧下率で粗圧延を施した後、仕上げ圧延を施す熱間圧延工程と；
前記熱間圧延工程後の前記スラブを冷却して巻き取ることで鋼帯とする巻き取り工程と；
前記巻き取り工程後の前記鋼帯を、Ｎ２濃度が８０％以上、露点が－３０℃以下の雰囲気において、Ａｃ３以上９００℃未満の温度域まで加熱し、前記温度域に５秒以上保持する加熱工程と；
前記加熱工程後の前記鋼帯を、平均冷却速度２０℃／ｓ以上の速度で、５５０℃未満の温度まで冷却する冷却工程と；
を有する。
［６］［５］に記載の鋼板の製造方法は、前記冷却工程後の前記鋼帯に溶融亜鉛めっきを施すことにより、前記鋼帯の表面に溶融亜鉛めっき層を形成してもよい。
［７］［６］に記載の鋼板の製造方法は、前記溶融亜鉛めっきを施した後に、加熱合金化処理を施してもよい。
本発明によれば、高強度、優れた耐ＬＭＥ性および優れた曲げ性を有する鋼板及びその製造方法を提供することができる。
２枚の鋼板をスポット溶接し、耐溶融金属脆化割れ性（耐ＬＭＥ）を評価する試験の様子を示した模式図である。
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、以下に例示する実施形態は、本発明の理解を容易にするためのものであり、本発明を限定して解釈するためのものではない。本発明は、その趣旨を逸脱することなく、以下の実施形態から変更、改良することができる。
［鋼板］
本実施形態に係る鋼板は、化学組成が、質量%で、
Ｃ：０．１５％以上、０．４５％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上、２．５０％以下、
Ｍｎ＋Ｃｒ：１．２０％以上、４．００％以下、
Ａｌ：０．１０％以上、２．００％以下、
Ｎ：０．００１０％以上、０．０１０％以下、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ｏ：０．００６％以下、
Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下、
Ｔｉ：０％以上、０．２０％以下、
Ｎｂ：０％以上、０．２０％以下、
Ｂ：０％以上、０．０１０％以下、
Ｖ：０％以上、０．５０％以下、
Ｃｕ：０％以上、１．００％以下、
Ｗ：０％以上、０．１０％以下、
Ｔａ：０％以上、０．１０％以下、
Ｎｉ：０％以上、１．００％以下、
Ｓｎ：０％以上、０．０５０％以下、
Ｃｏ：０％以上、０．５０％以下、
Ｓｂ：０％以上、０．０５０％以下、
Ａｓ：０％以上、０．０５０％以下、
Ｍｇ：０％以上、０．０５０％以下、
Ｃａ：０％以上、０．０４０％以下、
Ｙ：０％以上、０．０５０％以下、
Ｚｒ：０％以上、０．０５０％以下、
Ｌａ：０％以上、０．０５０％以下、
Ｃｅ：０％以上、０．０５０％以下、
を含み、残部がＦｅ及び不純物からなり、
引張強度が１３００ＭＰａ以上であり、
限界曲げ半径と板厚の比（Ｒ／ｔ）が３．５未満であり、
表面から板厚方向に３０μｍの深さ位置を位置Ａ、前記表面から前記板厚方向に板厚の１／４の深さ位置を位置Ｂとしたとき、
前記位置Ａにおいて、ＡｌＮが３０００個／ｍｍ２以上６０００個／ｍｍ２以下の個数密度で存在し；
前記位置Ｂにおける金属組織が、体積率で９０％以上のマルテンサイトおよび残部組織からなり；
前記位置Ａの硬さが、前記位置Ｂの硬さの１．２０倍以上である。
以下に本実施形態に係る鋼板について説明する。
＜化学組成＞
続いて、本発明の効果を得るために望ましい鋼板の化学組成について述べる。鋼板の化学組成とは鋼板中心部および表層部の化学組成であり、表層部の化学組成とは、表層部のうちＡｌ酸化物粒子を除くマトリックスの化学組成を意味する。鋼板中心部の化学組成と表層部のマトリックスの化学組成とは、同様であってもよく、互いに異なりつつそれぞれが以下に説明する鋼板の化学組成の範囲内であってもよい。なお、元素の含有量に関する「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。
「Ｃ：０．１５％以上、０．４５％以下」
Ｃは、鋼板の強度を高める元素であり、鋼板の強度を高めるために添加される。Ｃの含有量が０．１５％以上であることによって、鋼板の強度が十分に高められ得る。また、Ｃの含有量が０．４５％以下であることによって、鋼板の弾性域での破断が抑制され得る。鋼板の弾性域での破断を効果的に抑制する場合には、Ｃの含有量は、０．４０％以下であることが好ましく、０．３５％以下であることがより好ましい。
「Ｓｉ：０．０１％以上、２．５０％以下」
Ｓｉは、固溶強化元素として、鋼板の高強度化に寄与するために添加される。この観点から、Ｓｉの含有量の下限値は、０．０１％以上であり、０．０２％以上であることが好ましい。Ｓｉの含有量が多くなると鋼板中心部が脆化して鋼板の成形性が劣化するので、Ｓｉの含有量は２．５０％以下であり、２．２０％以下であることが好ましい。
「Ｍｎ＋Ｃｒ：１．２０％以上、４．００％以下」
Ｍｎ及びＣｒは、鋼板の焼入性を高め、強度を高めるために添加される元素である。こうした効果を得るには、ＭｎとＣｒの合計含有量は１．２０％以上とされる。ＭｎとＣｒの合計含有量は、好ましくは１．５０％以上であり、好ましくは２．００％以上である。Ｍｎ及びＣｒの合計含有量が多すぎると、Ｍｎ及びＣｒの偏析に起因して鋼板の表層部の硬度分布が大きくなり過ぎるので、Ｍｎ及びＣｒの合計含有量は、４．００％以下とされ、３．５０％以下であることが好ましく、３．００％以下であることが更に好ましい。
「Ａｌ：０．１０％以上、２．００％以下」
本実施形態に係る鋼板では、旧オーステナイト粒界における固溶Ｎ濃度を高めるため、旧オーステナイト粒界にＡｌＮを偏析させる。そのため、鋼板のＡｌ含有量は重要である。
旧オーステナイト粒界にＡｌＮを好適に偏析させるために、Ａｌ含有量を０．１０％以上とする。Ａｌ含有量が０．１０％未満の場合、旧オーステナイト粒界におけるＡｌＮの偏析量が不十分であることに起因して、旧オーステナイト粒界における固溶Ｎ濃度が不十分となるため、スポット溶接時における溶融亜鉛の流入を好適に防ぐことができない（好適な耐ＬＭＥ性を得られない）。Ａｌ含有量は好ましくは０．２０％以上であり、より好ましくは０．３０％以上である。
一方、Ａｌの含有量が２．００％超の場合には、連続鋳造時にスラブ割れを発生させる危険性を高めるため好ましくない。そのため、Ａｌの含有量を２．００％以下とし、好ましくは１．７％以下、より好ましくは１．４％以下とする。
「Ｐ：０．０４０％以下」
Ｐは、鋼板の中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる虞がある。Ｐの含有量を０．０４０％以下とすることによって、溶接部の脆化を抑制できる。Ｐを含まない方が好ましいので、Ｐの含有量の下限は０％であるが、Ｐの含有量を０．００１％未満とすることは、経済的に不利であるため、Ｐの含有量の下限を０．００１％と定めてもよい。
「Ｓ：０．０１０％以下」
Ｓは、鋼板の溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす恐れがある元素である。このことから、Ｓの含有量は０．０１０％以下とされる。Ｓを含まない方が好ましいのでＳの含有量の下限は０％であるが、Ｓの含有量を０．００１％未満とすることは、経済的に不利であるため、Ｓの含有量の下限を０．００１％と定めてもよい。
「Ｎ：０．００１０％以上、０．０１０％以下」
Ｎは、固溶状態で旧オーステナイト粒界に存在させることで、スポット溶接時における溶融亜鉛の流入を抑制できる元素である。そのため、本実施形態におけるＮの含有量は、０．００１０％以上であり、好ましくは０．００３０％以上、より好ましくは０．００４０％以上とする。一方で、Ｎを過度に含有させる場合、連続鋳造時にスラブが割れる恐れがある。そのため、本実施形態におけるＮの含有量は０．０１０％以下であり、好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００７０％以下とする。
「Ｏ：０．００６％以下」
Ｏは、粗大な酸化物を形成し、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。Ｏが０．００６％を超えると、穴広げ性の低下や、ブローホールの発生が顕著となる。そのため、Ｏは０．００６％以下とする。Ｏを含まない方が好ましいので、Ｏの含有量の下限は０％である。
鋼板の化学組成の残部はＦｅおよび不純物である。本実施形態における不純物は、作用効果に影響を及ぼさない成分である。ただし、Ｆｅの一部に代えて以下の元素を含有してもよい。下記元素は、本実施形態における効果を得るための必須な元素ではないため、含有量の下限は０％である。
「Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下、Ｂ：０％以上、０．０１０％以下」
ＭｏおよびＢは、焼入性を高め、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。これらの元素の効果は少量の添加でも得られるが、効果を十分に得るためにはＭｏの含有量は０．０１％以上、Ｂの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、鋼板の酸洗性や溶接性、熱間加工性等の劣化を抑制する観点から、Ｍｏの含有量の上限は０．５０％以下、Ｂの含有量の上限は０．０１０％以下とすることが好ましい。
「Ｔｉ：０％以上、０．２０％以下、Ｎｂ：０％以上、０．２０％以下、Ｖ：０％以上、０．５０％以下」
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、それぞれ鋼板の強度の向上に寄与する元素である。これらの元素は、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化によって、鋼板の強度上昇に寄与する。これらの元素の効果は少量の添加でも得られるが、効果を十分に得るためにはＴｉは０．００１％以上、Ｎｂは０．０００１％以上、Ｖは０．００１％以上添加することが好ましい。ただし、炭窒化物の析出が多くなることによって鋼板の成形性が劣化することを抑制する観点から、Ｔｉ及びＮｂの含有量は０．２０％以下、Ｖの含有量は０．５０％以下であることが好ましい。
「Ｃｕ：０％以上、１．００％以下、Ｎｉ：０％以上、１．００％以下」
ＣｕおよびＮｉはそれぞれ鋼板の強度の向上に寄与する元素である。これらの元素の効果は少量の添加でも得られるが、効果を十分に得るためにはＣｕおよびＮｉの含有量は、それぞれ０．００１％以上であることが好ましい。一方、鋼板の酸洗性や溶接性、熱間加工性などの劣化を抑制する観点から、ＣｕおよびＮｉの含有量はそれぞれ１．００％以下であることが好ましい。
さらに、鋼板中心部および表層部には、本発明の効果を得られる範囲で以下の元素がＦｅの一部に代えて意図的または不可避的に添加されてもよい。すなわち、Ｗ：０％以上、０．１０％以下または０．００１％以上、０．１０％以下、Ｔａ：０％以上、０．１０％以下または０．００１％以上、０．１０％以下、Ｓｎ：０％以上、０．０５０％以下または０．００１％以上、０．０５０％以下、Ｓｂ：０％以上、０．０５０％以下または０．００１％以上、０．０５０％以下、Ａｓ：０％以上、０．０５０％以下または０．００１％以上、０．０５０％以下、Ｍｇ：０％以上、０．０５０％以下または０．０００１％以上、０．０５０％以下、Ｃａ：０％以上、０．０４０％以下または０．００１％以上０．０４０％以下、Ｚｒ：０％以上、０．０５０％以下または０．００１％以上、０．０５０％以下、Ｃｏ：０％以上、０．５０％以下または０．００１％以上、０．０５０％以下、ならびにＹ：０％以上、０．０５０％以下または０．００１％以上、０．０５０％以下、Ｌａ：０％以上、０．０５０％以下または０．００１％以上０．０５０％以下、およびＣｅ：０％以上、０．０５０％以下または０．００１％以上、０．０５０％以下等のＲＥＭ（希土類金属：Ｒａｒｅ－Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）が鋼板中心部および表層部の一方又は両方に添加されてもよい。
＜金属組織＞
次に、本実施形態に係る鋼板の金属組織について説明する。金属組織の割合は、体積率で表す。画像処理により面積率を測定した場合は、その面積率を体積率と見なす。以下の体積率の測定手順の説明において、“体積率”と“面積率”が混在する場合がある。
本実施形態に係る鋼板では、鋼板の表面から板厚１／４の位置（位置Ｂ）における金属組織が、体積率で９０％以上のマルテンサイトを含む。
（マルテンサイト）
マルテンサイトは、転位密度が高く硬質な組織であるので、引張強度の向上に寄与する。引張強度を１３００ＭＰａ以上とする観点から、板厚１／４の位置におけるマルテンサイトの体積率を９０％以上とし、好ましくは９５％以上である。また、マルテンサイトの体積率の上限は特に限定されず、１００％と定めてもよい。
（残部組織）
マルテンサイト以外の残部組織は特に限定されず、フェライト、残留オーステナイト、パーライト、ベイナイト等が挙げられる。
次に、マルテンサイトの体積率の測定方法について説明する。
マルテンサイトの体積率は、以下の手順で求める。試料の観察面をレペラ液でエッチングし、板厚１／４を中心とする板厚１／８～３／８の範囲内で１００μｍ×１００μｍの領域を、ＦＥ－ＳＥＭを用いて３０００倍の倍率で観察する。レペラ腐食では、マルテンサイトおよび残留オーステナイトは腐食されないため、腐食されていない領域の面積率は、マルテンサイト及び残留オーステナイトの合計面積率である。この腐食されていない領域の面積率から、Ｘ線で測定した残留オーステナイトの体積率を引算して、マルテンサイトの体積率を算出する。
残留オーステナイトの体積率は、Ｘ線回折装置を用いた測定によって算出することができる。Ｘ線回折装置を用いた測定では、まず試料の板面（圧延面）から板厚の１／４の深さの面までの領域を機械研磨および化学研磨により除去する。次に、板厚ｔの１／４の深さの面において、特性Ｘ線としてＭｏＫα線を用いて、ｂｃｃ相の（２００）、（２１１）およびｆｃｃ相の（２００）、（２２０）、（３１１）の回折ピークの積分強度比を求め、これら積分強度比に基づいて残留オーステナイトの体積率を算出することが可能である。
また、マルテンサイトは、走査型電子顕微鏡による電子チャネリングコントラスト像において、他の組織と区別することができる。上記像において、転位密度が高く、かつ、結晶粒内にブロックやパケットなどの下部組織を有する領域がマルテンサイトである。
＜鋼板の表面から板厚方向に３０μｍの深さ位置（位置Ａ）におけるＡｌＮの個数密度：３０００個／ｍｍ２以上６０００個／ｍｍ２以下＞
本実施形態では、鋼板の表層において旧オーステナイト粒界に固溶Ｎを偏析させることで、スポット溶接時に旧オーステナイト粒界への溶融亜鉛の侵入を抑制し、ＬＭＥの発生を抑制する。ＮはＡｌと親和性が高いため、旧オーステナイト粒界に一定量のＡｌＮを析出させておくことで、固溶Ｎを旧オーステナイト粒界に効果的に偏析させることができる。
本実施形態に係る鋼板では、位置ＡにおけるＡｌＮの個数密度が３０００個／ｍｍ２以上６０００個／ｍｍ２以下である。位置Ａに代表される鋼板表層でのＡｌＮの個数密度を３０００個／ｍｍ２以上とすることで、旧オーステナイト粒界における固溶Ｎを十分に偏析させることができる。旧オーステナイト粒界に偏析した固溶Ｎが、スポット溶接時に溶融亜鉛が旧オーステナイト粒界へ侵入することを抑制する。好ましくは、位置ＡにおけるＡｌＮの個数密度は、３５００個／ｍｍ２以上である。鋼板の内部にＡｌＮが多数存在すると、靭性が低下する。そのため、鋼板の板厚方向の中心において、ＡｌＮの個数密度が、２０００個／ｍｍ２以下であることが好ましい。なお、本実施形態に係る鋼板において、Ａｌ濃度が高いので、ＳｉＭｎ複合酸化物等の弱脱酸生成物が生成しない。また、溶存酸素が低いので二次脱酸生成物も減少するので、酸化物は通常よりも少なくなる。一方、位置ＡにおけるＡｌＮの個数密度を６０００個／ｍｍ２以下とすることで、ＡｌＮが破壊の起点となり、低歪みで破断して所望の強度が得られないことを抑制できる。好ましくは、位置ＡにおけるＡｌＮの個数密度は、５０００個／ｍｍ２以下である。
次に、位置ＡにおけるＡｌＮの個数密度の測定方法について説明する。
まず、圧延方向に沿うように、鋼板の表面に対して垂直に切断する。次に、鋼板の表面から３０μｍの深さ位置Ａから、ＦＩＢ加工により１０μｍ×１０μｍの領域を観察できるサンプルを採取し、厚さ１００ｎｍ以上３００ｎｍ以下の薄膜試料を作成する。その後、深さ位置Ａの試料を、電界放出形透過電子顕微鏡とその中のＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分析）とを用いて、薄膜試料のＡｌおよびＮの元素マッピングを１０μｍ×１０μｍの範囲にて９０００倍の倍率で２０視野作成する。ＡｌＮが析出している場所では、析出していない場所と比較してＡｌおよびＮの検出数が顕著に高くなるので、ＡｌおよびＮの検出数が高い領域をＡｌＮと判断し、ＡｌＮの個数を計数し、この個数を観察面積で割ることで、位置ＡでのＡｌＮの個数密度を求めることができる。
ここで、位置Ａでの鋼板の表面とは、めっき鋼板の場合には、めっきと鋼板界面からの深さ位置、冷延鋼板の場合には、鋼板表面からの位置、熱延鋼板の場合には、鋼板とスケールの界面からの深さ位置を言う。
また、位置Ａのサンプリング位置は、鋼板の幅方向中央位置とする。
＜引張強度：１３００ＭＰａ以上＞
本実施形態に係る鋼板では、自動車の車体軽量化に寄与する強度として、引張強度（ＴＳ）を１３００ＭＰａ以上とする。
なお、引張強度は、鋼板から圧延方向に対し垂直方向にＪＩＳ Ｚ ２２０１：１９９８に記載のＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に沿って引張試験を行うことで測定する。
＜位置Ａの硬さが位置Ｂの硬さの１．２０倍以上＞
本実施形態に係る鋼板では、位置Ａにおける硬さが位置Ｂにおける硬さの１．２０倍以上である。つまり、本実施形態に係る鋼板は、表層部の方が内部よりも硬い構成となっている。これは、後述するようにＮ２雰囲気下で焼鈍を行うことにより、表層部に固溶Ｎが多く存在するためである。
次に、位置Ａ及び位置Ｂにおける硬さの測定方法について説明する。
硬さの測定は、ビッカース硬さ試験 ＪＩＳＺ２２４４：２００９に準拠し行う。荷重は、圧痕が、数μｍになる程度に設定し、４００μｍ×４００μｍの領域を０．２μｍピッチで測定する。そして、位置Ａの硬さの平均と、位置Ｂの硬さの平均とを算出する。
尚、位置Ｂは、鋼板の表層から板厚１／４の位置中心とする板厚１／８～３／８の範囲であり、幅方向は中央とする。
＜限界曲げ半径と板厚の比（Ｒ／ｔ）：３．５未満＞
本実施形態に係る鋼板では、自動車部品の成形性に寄与する曲げ性として、限界曲げ半径と板厚の比（Ｒ／ｔ）が３．５未満とする。限界曲げ半径Ｒは、ＪＩＳ Ｚ ２２４８：２００６に沿って曲げ試験を行うことで測定する。
＜板厚＞
本実施形態に係る鋼板の板厚は特に限定されないが、０．５ｍｍ～４．０ｍｍとすることができる。
なお、本実施形態の鋼板は、鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、または電気亜鉛めっき層を有してもよい。このようにめっき層が形成される場合でも、本実施形態の鋼板は所望の特性を発揮する。
［鋼板の製造方法］
次に、本実施形態の鋼板を得るための製法の一例について説明する。
本実施形態に係る鋼板の製造方法は、上述の化学組成を有するスラブを１０５０℃以上に加熱した後に、直径が１００ｍｍ以上かつ温度が３００℃以下であるロールを用いて１０％以上の圧下率で粗圧延を施した後、仕上げ圧延を施す熱間圧延工程と；
前記熱間圧延工程後の前記スラブを冷却して巻き取ることで鋼帯とする巻き取り工程と；
前記巻き取り工程後の前記鋼帯をＮ２濃度が８０％以上の雰囲気において、Ａｃ３以上９００℃未満の温度域まで加熱し、前記温度域に５秒以上保持する加熱工程と；
前記加熱工程後の前記鋼帯を、平均冷却速度２０℃／ｓ以上の速度で、５５０℃未満の温度まで冷却する冷却工程と；
を有する。
（熱間圧延工程）
熱間圧延工程では、上述の化学組成を有するスラブを１０５０℃以上に加熱した状態で、直径（以下、単に“径”と表す場合がある）が１００ｍｍ以上かつ温度が３００℃以下であるロールを用いて１０％以上の圧下率で粗圧延を施した後、仕上げ圧延を施す。
スラブ加熱温度：１０５０℃以上
本実施形態に係る鋼板の製造方法では、熱間圧延工程でのスラブ加熱温度を１０５０℃以上とする。スラブ加熱温度を１０５０℃以上とすることで、スラブに存在するＡｌＮを十分に溶体化することができ、最終製品において、旧オーステナイト粒界にＡｌＮを十分に存在させることができる。スラブ加熱温度は好ましくは１１００℃以上である。加熱温度の上限値は特に規定しないが、一般的には、１３００℃以下である。
粗圧延におけるロール直径：１００ｍｍ以上、ロール温度：３００℃以下、圧下率：１０％以上
本実施形態に係る鋼板の製造方法では、各パスにおいて、粗圧延におけるロール直径を１００ｍｍ以上とし、ロール温度を３００℃以下とし、圧下率を１０％以上とする。
ロール直径を１００ｍｍ以上とすることで、粗圧延時にロールによる抜熱で鋼板を好適に冷却することができ、ＡｌＮを十分に析出させることができる。ロール直径の上限は特に定めないが、設備費用の観点から５００ｍｍ以下と定めてもよい。
ロール温度を３００℃以下とすることで、粗圧延時にロールによる抜熱で鋼板を好適に冷却することができ、ＡｌＮを十分に析出させることができる。ロール温度は、ロールの表面温度であり、ロールの出側においてロールと鋼板との接触面から、ロールの軸を中心にロールを回転したときの回転角度が９０度の位置で、ロールの幅中央部の表面温度を放射温度計を用いて測定し、その測定位置の温度からロールと鋼板が接触する間の平均となるロールの表面温度の計算値である。計算方法は非特許文献１を参考にした。通常のロールの表面温度は４００℃以上になる。そこで、ロール温度を測定しながら、例えば、ロール入側からロールへ噴射する水量を調節することで、ロール温度が３００℃以下となるように制御する。ロール温度の下限は特に定めないが、製造性の観点から１００℃以上と定めてもよい。
粗圧延での圧下率を１０％以上とすることで、十分に歪みを加えることができＡｌＮの析出サイトを増加させることができる。圧下率は、好ましくは１５％以上とする。圧下率の上限は特に定めないが、製造性の観点から５０％以下と定めてもよい。
本実施形態に係る鋼板の製造方法では、仕上げ圧延の条件は特に定められず、常法に従って行えばよい。
（巻き取り工程）
本実施形態に係る鋼板の製造方法では、熱間圧延工程後、スラブを冷却して巻き取ることで鋼帯とする巻き取り工程を施す。巻き取り工程の条件は特に定められず、常法に従って行えばよい。
（冷間圧延工程）
巻取り後、必要に応じて、さらに冷間圧延を行ってもよい。冷間圧延における累積圧下率は特に限定しないが、鋼板の形状安定性の観点から、３０～７０％とすることが好ましい。
（加熱工程）
次に加熱工程では、巻き取り工程後の鋼帯を、オーステナイト単相域まで加熱する。加熱工程において、前記熱間圧延工程で析出させたＡｌＮは、オーステナイトの粒成長に対するピン止め粒子として機能し、オーステナイト粒界に存在することになる。このため、オーステナイト粒界に存在するＡｌＮは、冷却後の鋼板における旧オーステナイト粒界に配置されることになる。さらに、Ｎ２雰囲気下で加熱することにより、鋼板表層に固溶Ｎが侵入する。固溶ＮとＡｌＮに存在するＡｌとの親和力が高いため、固溶Ｎは、旧オーステナイト粒界に偏析する。
本実施形態に係る鋼板の製造方法では、巻き取り工程後の鋼帯に対して、Ｎ２濃度が８０％以上の雰囲気中においてＡｃ３以上９００℃未満の温度域まで加熱し、該温度域に５秒以上保持する（加熱工程）。
加熱工程の雰囲気におけるＮ２濃度を８０％以上とすることで、表層のＡｌＮの個数密度および旧オーステナイト粒界に存在する固溶Ｎ濃度が十分な値となる。加熱工程におけるＮ２濃度は、好ましくは８５％以上である。加熱工程の雰囲気におけるＮ２濃度の上限は特に定めないが、製造コストの観点から９５％以下と定めてもよい。
加熱工程において、露点は－３０℃以下とすることで、鋼板表層での内部酸化物の成長を抑制することができる。露点が－３０℃超であると、Ａｃ３点が高い高Ａｌ鋼板（０．１０％以上のＡｌを含む）では、加熱工程中に酸化物が粗大になりやすく、曲げ性が低下する。加熱工程における露点は、好ましくは－４０℃以下である。加熱工程における露点の下限は特に定めないが、製造コストの観点から－５０℃以上としてもよい。
加熱工程における加熱温度をＡｃ３以上とすることで、所望の金属組織（マルテンサイトが９０％以上）を得ることができる。
加熱工程における加熱温度が９００℃以上の場合、製造コストが高まるため好ましくない。そのため、加熱工程における加熱温度は９００℃未満とする。
加熱工程におけるＡｃ３以上９００℃未満の温度域での保持時間が５秒以上とすることで、所望の金属組織を得ることができる。当該温度域での保持時間は、好ましくは１０秒以上である。
該温度域での保持時間の上限は特に定めないが、生産性の観点から５００秒以下と定めてもよい。当該温度保持において、鋼帯の温度は一定である必要は無い。
（冷却工程）
次に、加熱工程後の鋼帯を、平均冷却速度２０℃／ｓ以上の速度で、５５０℃未満の温度まで冷却する（冷却工程）。冷却工程で、マルテンサイト９０％以上の金属組織に作り込む。
５５０℃未満の温度までの平均冷却速度を２０℃／ｓ以上とすることで、十分な量のマルテンサイト組織を得ることができる。
本実施形態において、焼鈍時のＮ２雰囲気を制御することで、鋼板の表層に固溶Ｎを導入し、その後の冷却条件を制御することで硬質組織を生成する。これは、金属組織の制御後にＮを鋼板表層に導入する窒化処理とは異なる。硬質組織を生成した後に窒化処理を行う場合、マルテンサイトの焼き戻しが過度に進行するため、十分な引張強度を確保することができない。
冷却工程後の鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施してもよい。これによって、鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層が形成された溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。溶融亜鉛めっきを施す場合、鋼板を浸漬する溶融亜鉛めっき浴の温度は従来から適用されている条件でよい。すなわち、溶融亜鉛めっき浴の温度は、例えば４４０℃以上５５０℃以下とされる。
また、上記のように溶融亜鉛めっきを施した後、加熱合金化処理を施してもよい。これによって、鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層が形成された合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。加熱合金化処理する場合の合金化の加熱温度としては従来から適用されている条件でよい。すなわち、合金化の加熱温度は、例えば４００℃以上６００℃以下とされる。合金化の加熱方式は特に限定されるものではなく、燃焼ガスによる直接加熱や、誘導加熱、直接通電加熱等、従来からの溶融めっき設備に応じた加熱方式を用いることができる。合金化処理の後、鋼板は２００℃以下に冷却され、必要により調質圧延を施される。
また、電気亜鉛めっき鋼板を製造する方法としては、次の例が挙げられる。例えば、上記の鋼板に対し、めっきの前処理として、アルカリ脱脂、水洗、酸洗、並びに水洗を実施する。その後、前処理後の鋼板に対し、例えば、液循環式の電気めっき装置を用い、めっき浴として硫酸亜鉛、硫酸ナトリウム、硫酸からなるものを用い、電流密度１００Ａ／ｄｍ２程度で所定のめっき厚みになるまで電解処理する。
本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。
＜製造方法＞
表１－１，１－２に示される化学組成を有するスラブを鋳造した。なお、表１－１，１－２に示される化学組成の残部は鉄および不純物である。鋳造後のスラブに対して、表２－１に記載の条件で熱間圧延工程を施した。また、一部の熱延鋼板については、熱間圧延工程後表２－１に記載の冷延率で冷間圧延工程を施した。表２－１中の冷間圧延工程の欄において、「－」となっているのは、冷間圧延工程を施していないことを示す。なお、表に記載されている値は、ロール直径の最小値、ロール温度の最高値、圧下率の最小値を表す。次に、熱間圧延工程後のスラブを冷却して巻き取ることで鋼帯とした（巻き取り工程）。巻き取り工程後の鋼帯に対して、表２－２に記載の条件で加熱工程及び冷却工程を施した。
一部の例については、冷却工程後に溶融亜鉛めっき及び合金化処理を行った。
Figure 0007311808000001
Figure 0007311808000002
Figure 0007311808000003
Figure 0007311808000004
＜引張強度の測定＞
鋼板から圧延方向に対し垂直方向にＪＩＳ Ｚ ２２０１：１９９８に記載のＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に沿って引張試験を行うことで引張強度を測定した。結果を表３に示した。
＜金属組織の測定＞
得られた鋼板を試料として用い、試料の観察面をレペラ液でエッチングした。板厚１／４を中心とする板厚１／８～３／８の範囲内で１００μｍ×１００μｍの領域を、ＦＥ－ＳＥＭを用いて３０００倍の倍率で観察し、腐食されていない領域の面積率を求めた。この面積率が、マルテンサイトと残留オーステナイトとの合計面積率であり、この面積率を体積率とみなしＡとした。
また、Ｘ線回折装置を用いて次のようにして残留オーステナイトの体積率を求めた。まず、試料の板面（圧延面）から板厚の１／４の深さの面までの領域を機械研磨および化学研磨により除去した。次に、板厚の１／４の深さの面において、特性Ｘ線としてＭｏＫα線を用いて、ｂｃｃ相の（２００）、（２１１）およびｆｃｃ相の（２００）、（２２０）、（３１１）の回折ピークの積分強度比を求めた。これら積分強度比に基づいて残留オーステナイトの体積率を算出し、この体積率をＢとした。
上述の２つの方法によって求めた体積率であるＡとＢとの差分、つまり、（Ａ－Ｂ）をマルテンサイトの体積率とした。
このようにして求めたマルテンサイトの体積率を表３に示した。
＜ＡｌＮの個数密度の測定＞
サンプルは板幅中央部から採取した。圧延方向に沿うように、鋼板の表面に対して垂直に切断し、次に、鋼板の表面から３０μｍの深さ位置から、ＦＩＢ加工により１０μｍ×１０μｍの領域を観察できるサンプルを採取し、厚さ１００ｎｍ以上３００ｎｍ以下の薄膜試料を作成した。
その後、深さ位置Ａの試料を、電界放出形透過電子顕微鏡とその中のＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分析）とを用いて、薄膜試料のＡｌおよびＮの元素マッピングを１０μｍ×１０μｍの範囲で９０００倍の倍率で作成した。ＡｌＮが析出している場所では、析出していない場所と比較してＡｌおよびＮの検出数が顕著に高くなるので、ＡｌおよびＮの検出数が高い領域をＡｌＮと判断し、ＡｌＮの個数を計数し、この個数を観察面積で割ることで、位置ＡでのＡｌＮの個数密度を求めた。
結果を表３に示した。
＜位置Ａ及び位置Ｂでの硬さの測定＞
硬さの測定は、ビッカース硬さ試験 ＪＩＳＺ２２４４：２００９に準拠し行った。荷重は、圧痕が、数μｍになる程度に設定し、４００μｍ×４００μｍの領域を０．２μｍピッチで測定した。そして、位置Ａの硬さ（表層硬さ）の平均と、位置Ｂの硬さ（中心硬さ）の平均とを算出した。
結果を表３に示した。
＜耐ＬＭＥ性の評価＞
実施例Ｎｏ．１～３４、３６および３８～４６の鋼板の板幅中央部から、５０ｍｍ×８０ｍｍの試験片を採取した。また、実施例Ｎｏ．１～３４，３６および３８～４６の鋼板を製造した後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっき鋼板を製造し、５０ｍｍ×８０ｍｍの試験片を採取した。実施例番号が一致する冷延鋼板または熱延鋼板と溶融亜鉛めっき鋼板から採取した試験片とを重ね、以下のスポット溶接を行い、耐溶融金属脆化割れ性（耐ＬＭＥ性）を評価する試験を行った。
図１に、当該試験の様子を示す。溶融亜鉛めっき鋼板を図１の鋼板１ｄに用い、評価対象の鋼板を鋼板１ｅとして２枚を重ねて、一対の電極４ａ、４ｂでスポット溶接した。溶接条件は、次のとおりである。
サーボモータ加圧式単相交流スポット溶接機（電源周波数５０Ｈｚ）を用いて、圧力４５０ｋｇｆ（４４１３ｋｇ・ｍ／ｓ２）にて加圧しながら、電流値を６．５ｋＡ、電極の傾斜角θ（線５と線６とのなす角）を３°として、アップスロープなし、通電時間０．４秒、通電終了後の保持時間を０．１秒とし、めっき鋼板を溶接した。その後、当該鋼板のナゲット中心部の領域を、光学顕微鏡を用いて観察し、ＬＭＥ割れの有無を評価した。
＜曲げ性の評価＞
鋼板から５０ｍｍ×１００ｍｍの曲げ試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４８：２００６に沿って曲げ試験を行うことで、「割れの発生しない最小曲げＲ／板厚ｔ」により曲げ性を評価した。今回Ｒ／ｔが３．５未満の鋼板を合格とした。結果を表３に示した。
Figure 0007311808000005
表１－１～表３に示したように、本発明の要件を充足する実施例では、所望の特性が得られていた。一方、本発明の要件を少なくとも一つでも充足しない比較例では、所望の特性が得られていなかった。具体的には以下の通りであった。
Ｎｏ．３１は、Ｃ量が少なかったため、引張強度が１０７０ＭＰａであり、１３００ＭＰａに達しなかった。
Ｎｏ．３２は、Ｃ量が超過していたため、引張試験において弾性域で破断した。
Ｎｏ．３３は、ＭｎとＣｒの合計量が少なかったため、マルテンサイト分率が低く、引張強度が１２３０ＭＰａであり、１３００ＭＰａに達しなかった。
Ｎｏ．３４は、Ａｌ量が少なかったため、ＡｌＮの個数密度が１９００個／ｍｍ２と少なく、かつ、表層硬さ（位置Ａ）／中心硬さ（位置Ｂ）が１．０５と小さかったため、ＬＭＥ割れが生じた。
Ｎｏ．３５は、Ａｌ量が超過していたため、Ａｌによる脆化が顕著でスラブが割れ、その後の試験を中止した。
Ｎｏ．３６は、Ｎ量が少なかったため、ＡｌＮの個数密度が１８００個／ｍｍ２と少なく、かつ、表層硬さ（位置Ａ）／中心硬さ（位置Ｂ）が１．０４と小さかったため、ＬＭＥ割れが生じた。
Ｎｏ．３７は、Ｎ量が超過していたため、ＡｌＮによる脆化が顕著でスラブが割れ、その後の試験を中止した。
Ｎｏ．３８は、スラブの加熱温度が不十分であり、ＡｌＮの個数密度が２９００個／ｍｍ２と少なく、かつ、表層硬さ（位置Ａ）／中心硬さ（位置Ｂ）が１．１８と小さかったため、ＬＭＥ割れが生じた。
Ｎｏ．３９は、熱間圧延工程で用いたロール直径が１００ｍｍ未満であり、ＡｌＮの個数密度が２２００個／ｍｍ２と少なく、かつ、表層硬さ（位置Ａ）／中心硬さ（位置Ｂ）が１．１１と小さかったため、ＬＭＥ割れが生じた。
Ｎｏ．４０は、熱間圧延工程でのロール温度が３００℃超であり、ＡｌＮの個数密度が２２００個／ｍｍ２と少なく、かつ、表層硬さ（位置Ａ）／中心硬さ（位置Ｂ）が１．１５と小さかったため、ＬＭＥ割れが生じた。
Ｎｏ．４１は、熱間圧延工程における圧下率が小さく、ＡｌＮの個数密度が２１００個／ｍｍ２と少なかったため、ＬＭＥ割れが生じた。
Ｎｏ．４２は、加熱工程における加熱温度がＡｃ３未満のため、マルテンサイト分率が低く、引張強度が１１９０ＭＰａであり、１３００ＭＰａに達しなかった。
Ｎｏ．４３は、加熱工程における雰囲気中のＮ２濃度が低かったため、表層硬さ／中心硬さが１．１６と小さく、ＬＭＥ割れが生じた。
Ｎｏ．４４は、加熱工程でＡｃ３以上９００℃未満の温度域における保持時間が短かったため、マルテンサイト分率が低くなり、引張強度が１２５０ＭＰａであり、１３００ＭＰａに達しなかった。
Ｎｏ．４５は、冷却工程での冷却速度が小さかったため、マルテンサイト分率が低くなり、引張強度が１２７０ＭＰａであり、１３００ＭＰａに達しなかった。
Ｎｏ．４６は、露点が高かったので、Ｒ／ｔが３．５未満とならなかった。

Claims (7)

  1. 化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．１５％以上、０．４５％以下、
    Ｓｉ：０．０１％以上、２．５０％以下、
    Ｍｎ＋Ｃｒ：１．２０％以上、４．００％以下、
    Ａｌ：０．１０％以上、２．００％以下、
    Ｐ：０．０４０％以下、
    Ｓ：０．０１０％以下、
    Ｎ：０．００１０％以上、０．０１０％以下、
    Ｏ：０．００６％以下、
    Ｍｏ：０％以上、０．５０％以下、
    Ｔｉ：０％以上、０．２０％以下、
    Ｎｂ：０％以上、０．２０％以下、
    Ｂ：０％以上、０．０１０％以下、
    Ｖ：０％以上、０．５０％以下、
    Ｃｕ：０％以上、１．００％以下、
    Ｗ：０％以上、０．１０％以下、
    Ｔａ：０％以上、０．１０％以下、
    Ｎｉ：０％以上、１．００％以下、
    Ｓｎ：０％以上、０．０５０％以下、
    Ｃｏ：０％以上、０．５０％以下、
    Ｓｂ：０％以上、０．０５０％以下、
    Ａｓ：０％以上、０．０５０％以下、
    Ｍｇ：０％以上、０．０５０％以下、
    Ｃａ：０％以上、０．０４０％以下、
    Ｙ：０％以上、０．０５０％以下、
    Ｚｒ：０％以上、０．０５０％以下、
    Ｌａ：０％以上、０．０５０％以下、
    Ｃｅ：０％以上、０．０５０％以下、
    を含み、残部がＦｅ及び不純物からなり、
    引張強度が１３００ＭＰａ以上であり、
    限界曲げ半径と板厚の比（Ｒ／ｔ）が３．５未満であり、
    表面から板厚方向に３０μｍの深さ位置を位置Ａ、前記表面から前記板厚方向に板厚の１／４の深さ位置を位置Ｂとしたとき、
    前記位置Ａにおいて、ＡｌＮが３０００個／ｍｍ２以上６０００個／ｍｍ２以下の個数密度で存在し；
    前記位置Ｂにおける金属組織が、体積率で９０％以上のマルテンサイトを含み；
    前記位置Ａの硬さが、前記位置Ｂの硬さの１．２０倍以上である；
    ことを特徴とする鋼板。
  2. 前記化学組成が、質量％で、
    Ｍｏ：０．０１％以上、０．５０％以下、
    Ｔｉ：０．００１％以上、０．２０％以下、
    Ｎｂ：０．０００１％以上、０．２０％以下、
    Ｂ：０．０００１％以上、０．０１０％以下、
    Ｖ：０．００１％以上、０．５０％以下、
    Ｃｕ：０．００１％以上、１．００％以下、
    Ｗ：０．００１％以上、０．１０％以下、
    Ｔａ：０．００１％以上、０．１０％以下、
    Ｎｉ：０．００１％以上、１．００％以下、
    Ｓｎ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
    Ｃｏ：０．００１％以上、０．５０％以下、
    Ｓｂ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
    Ａｓ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
    Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０５０％以下、
    Ｃａ：０．００１％以上、０．０４０％以下、
    Ｙ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
    Ｚｒ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
    Ｌａ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
    Ｃｅ：０．００１％以上、０．０５０％以下、
    からなる群から選択される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に記載の鋼板。
  3. 前記表面に、溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする請求項１又は２に記載の鋼板。
  4. 前記溶融亜鉛めっき層が合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項３に記載の鋼板。
  5. 請求項１又は２に記載の鋼板を製造する方法であって、
    請求項１又は２に記載の化学組成を有するスラブを１０５０℃以上に加熱した後に、直径が１００ｍｍ以上かつ温度が３００℃以下であるロールを用いて１０％以上の圧下率で粗圧延を施した後、仕上げ圧延を施す熱間圧延工程と；
    前記熱間圧延工程後の前記スラブを冷却して巻き取ることで鋼帯とする巻き取り工程と；
    前記巻き取り工程後の前記鋼帯を、Ｎ２濃度が８０％以上、露点が－３０℃以下の雰囲気において、Ａｃ３以上９００℃未満の温度域まで加熱し、前記温度域に５秒以上保持する加熱工程と；
    前記加熱工程後の前記鋼帯を、平均冷却速度２０℃／ｓ以上の速度で、５５０℃未満の温度まで冷却する冷却工程と；
    を有する鋼板の製造方法。
  6. 前記冷却工程後の前記鋼帯に溶融亜鉛めっきを施すことにより、前記鋼帯の表面に溶融亜鉛めっき層を形成する
    ことを特徴とする請求項５に記載の鋼板の製造方法。
  7. 前記溶融亜鉛めっきを施した後に、加熱合金化処理を施す
    ことを特徴とする請求項６に記載の鋼板の製造方法。
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