JP6524810B2 - 耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、衝突変形時のスポット溶接部の耐破断性に優れた鋼板とその製造方法に関するものである。

近年、地球環境保護のために自動車の燃費向上が求められ、車体の軽量化及び乗員の安全性確保の観点から、高強度鋼板のニーズが高まっている。自動車用部材に供される鋼板は、良好なプレス成形性と高強度が求められるとともに、部材同士を結合するスポット溶接部が衝突変形時に破断せず、十分な衝撃吸収能を持つことが、乗員の安全性を確保する観点で重要である。

衝撃吸収部位に使用する伸びが良好かつ高強度な鋼板として、残留オーステナイトのＴＲＩＰ効果を利用する鋼板が知られている。例えば、特許文献１には、強度及び延性の両方が優れた鋼板が開示されている。しかし、高強度化にした上で、耐スポット溶接部破断特性をどのように向上させるのかについては明らかでない。

特許文献２や特許文献３には、スポット溶接時の溶接条件を工夫し、スポット溶接の通電が終了して一定の時間が経過した後に、再度通電を行い、形成されたナゲット周囲の材料組織を改質することで、継手試験強度を向上させる手法が開示されている。しかし、衝突変形時のスポット溶接部の破断回避に直接関連するものではなく、また、鋼板に関する知見は記載されていない。

特許文献４には、スポット溶接時に形成されるナゲットの曲率を制御することにより、継手強度を向上させる方法が開示されている。しかし、衝突変形時のスポット溶接部破断回避に直接関係するものではなく、また、鋼板に関する知見は記載されていない。

特許文献５には、継手強度を、鋼板側の改良で向上させる方法が開示されている。これによると、溶接時に形成されるナゲット内の介在物密度と粒子径、及び、ナゲットのミクロ組織を適切に制御すると、十字引張強さに代表される継手強度が向上するとしている。しかし、特許文献５の方法も、衝突変形時のスポット溶接部破断回避に直接関係するものではない。

特許文献６には、ホットスタンプ用の鋼板について、０．７％以上のＳｉを含有させ、さらに、還元性雰囲気で焼鈍した後、めっきを施す製造方法が開示されている。Ｓｉの含有が継手強度を向上させるとしているが、衝突変形時のスポット溶接部破断回避については記載されていない。

特許文献７には、鋼板に脱炭焼鈍を施し、次いで、鋼板をＡc₁点以上に加熱する方法が開示されている。この方法によれば、鋼板表層は、Ｃ含有量が０．１％以下の軟質層となり、曲げ性が向上するが、特許文献７に、衝突変形時のスポット溶接部の破断回避については記載されていない。

特開平１１−２７９６９１号公報 特開２０１０−１１５７０６号公報 特開２０１０−１７２９４６号公報 特開２０１４−１８０６８６号公報 特開２０１４−１８０６９８号公報 特開２０１４−１８５３９５号公報 特開平０５−１９５１４９号公報

本発明は、鋼板に、乗員の安全性確保の観点から、高強度とともに、衝突変形時のスポット溶接部の耐破断特性が求められていることに鑑み、高強度を最大限に活かすために、衝突変形時に危惧されるスポット溶接部の耐破断性を向上させることを課題とし、該課題を解決する鋼板と、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、衝突変形時のスポット溶接部破断特性を向上させる方法について鋭意検討した。高強度材と低強度材を接合した場合、予想に反して、低強度材側でなく、高強度材側のナゲット周囲で破断が生じることが解った。さらに検討を進めたところ、高強度材の表層を軟質化すと、破断の発生を回避できることが解った。しかし、高強度材の表層の軟質化を進め過ぎると、再び破断が発生することが解った。

即ち、鋼板表層と鋼板中心部の硬度を適切に制御すれば、耐スポット溶接部破断特性が飛躍的に向上することが判明した。

本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。

（１）鋼板表層の硬度Ｈｓと鋼板中心部の硬度Ｈｍとの比（Ｈｓ／Ｈｍ）が０．４以上０．８以下であることを特徴とする耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板。

（２）前記（１）に記載の耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板において、
化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．７０％、Ｓｉ：０．２５〜３．００％、Ｍｎ：１．００〜５．００％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜１．５０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０〜０．３０％、Ｎｂ：０〜０．３０％、Ｖ：０〜０．３０％、Ｃｒ：０〜２．００％、Ｍｏ：０〜２．００％、Ｃｕ：０〜２．００％、Ｎｉ：０〜２．００％、Ｂ：０〜０．０２０％、Ｃａ：０〜０．０１０％、ＲＥＭ：０〜０．１０％、及び、Ｂｉ：０〜０．０５０％を含み、残部鉄及び不可避的不純物からなり、
鋼板表面から深さ５μｍ以上２００μｍ以下までの鋼板表層が、焼戻しマルテンサイトを１体積％以上含有し、残部が主に平均結晶粒径２０μｍ以下のフェライトからなる脱炭フェライト層からなり、
鋼板中心部が、３．０体積％以上の焼戻しマルテンサイトと５．０体積％以上の残留オーステナイトとを含有する組織からなり、
圧延直角方向の引張試験における引張強度が９８０ＭＰａ以上の機械特性を有する
ことを特徴とする耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板。

（３）前記化学組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００１％以上０．３０％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．３０％以下、及び、Ｖ：０．００１％以上０．３０％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（２）に記載の耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板。

（４）前記化学組成が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．００１％以上２．００％以下、及び、Ｍｏ：０．００１％以上２．００％以下の１種又は２種を含有することを特徴とする前記（２）又は（３）に記載の耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板。

（５）前記化学組成が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．００１％以上２．００％以下、及び、Ｎｉ：０．００１％以上２．００％以下の１種又は２種を含有することを特徴とする前記（２）〜（４）のいずれかに記載の耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板。

（６）前記化学組成が、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１％以上０．０２０％以下を含有することを特徴とする前記（２）〜（５）のいずれかに記載の耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板。

（７）前記（１）〜（６）のいずれかに記載の耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層が形成されていることを特徴とする耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板。

（８）化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．７０％、Ｓｉ：０．２５〜３．００％、Ｍｎ：１．００〜５．００％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜１．５０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０〜０．３０％、Ｎｂ：０〜０．３０％、Ｖ：０〜０．３０％、Ｃｒ：０〜２．００％、Ｍｏ：０〜２．００％、Ｃｕ：０〜２．００％、Ｎｉ：０〜２．００％、Ｂ：０〜０．０２０％、Ｃａ：０〜０．０１０％、ＲＥＭ：０〜０．１０％、及び、Ｂｉ：０〜０．０５０％を含み、残部鉄及び不純物からなる鋼板を、１００〜７２０℃の温度域における平均加熱速度を１〜５０℃／秒として加熱する加熱工程、
上記加熱工程の後、加熱した鋼板に、２〜２０体積％の水素と残部窒素及び不純物からなり、かつ、露点が−３０℃超２０℃以下の雰囲気中にて、７２０〜９５０℃の温度域で１０〜６００秒保持する焼鈍を施す焼鈍工程、
上記焼鈍工程の後、焼鈍した鋼板を、平均冷却速度２〜２００℃／秒で、４００℃以下の温度域まで冷却する冷却工程、
上記冷却工程の後、冷却した鋼板に、１００〜６００℃の温度域で１秒以上４８時間以下保持する焼戻し施す焼戻工程を備える
ことを特徴とする耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板の製造方法。

（９）前記化学組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００１％以上０．３０％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．３０％以下、及び、Ｖ：０．００１％以上０．３０％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（８）に記載の耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板の製造方法。

（１０）前記化学組成が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．００１％以上２．００％以下、及び、Ｍｏ：０．００１％以上２．００％以下の１種又は２種を含有することを特徴とする前記（８）又は（９）に記載の耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板の製造方法。

（１１）前記化学組成が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．００１％以上２．００％以下、及び、Ｎｉ：０．００１％以上２．００％以下の１種又は２種を含有することを特徴とする前記（８）〜（１０）のいずれかに記載の耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板の製造方法。

（１２）前記化学組成が、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１％以上０．０２０％以下を含有することを特徴とする前記（８）〜（１１）のいずれかに記載の耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板の製造方法。

（１３）化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．７０％、Ｓｉ：０．２５〜３．０００％、Ｍｎ：１．００〜５．００％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜１．５０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０〜０．３０％、Ｎｂ：０〜０．３０％、Ｖ：０〜０．３０％、Ｃｒ：０〜２．００％、Ｍｏ：０〜２．００％、Ｃｕ：０〜２．００％、Ｎｉ：０〜２．００％、Ｂ：０〜０．０２０％、Ｃａ：０〜０．０１０％、ＲＥＭ：０〜０．１０％、及び、Ｂｉ：０〜０．０５０％を含み、残部鉄及び不純物からなる鋼板を、１００〜７２０℃の温度域における平均加熱速度を１〜５０℃／秒として加熱する加熱工程、
上記加熱工程の後、加熱した鋼板に、２〜２０体積％の水素と残部窒素及び不純物からなり、かつ、露点が−３０℃超２０℃以下の雰囲気中にて、７２０〜９５０℃の温度域で１０〜６００秒保持する焼鈍を施す焼鈍工程、
上記焼鈍工程の後、焼鈍した鋼板を、平均冷却速度２〜２００℃／秒で、４５０〜６００℃の温度域まで冷却する第１冷却工程、
上記第１冷却工程の後、冷却した鋼板に溶融亜鉛めっきを施すめっき工程、
上記めっき工程の後、めっきした鋼板を、平均冷却速度５℃／秒以上で、２００℃以下の温度域まで冷却する第２冷却工程、
上記第２冷却工程の後、冷却しためっき鋼板に、１００〜６００℃の温度域で１秒以上４８時間以下保持する焼戻しを施す焼戻工程を備える
ことを特徴とする耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板の製造方法。

（１４）前記化学組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００１％以上０．３０％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．３０％以下、及び、Ｖ：０．００１％以上０．３０％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１３）に記載の耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板の製造方法。

（１５）前記化学組成が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．００１％以上２．００％以下、及び、Ｍｏ：０．００１％以上２．００％以下の１種又は２種を含有することを特徴とする前記（１３）又は（１４）に記載の耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板の製造方法。

（１６）前記化学組成が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．００１％以上２．００％以下、及び、Ｎｉ：０．００１％以上２．００％以下の１種又は２種を含有することを特徴とする前記（１３）〜（１５）のいずれかに記載の耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板の製造方法。

（１７）前記化学組成が、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１％以上０．０２０％以下を含有することを特徴とする前記（１３）〜（１６）のいずれかに記載の耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板の製造方法。

本発明によれば、衝突変形時のスポット溶接部の耐破断性に優れた鋼板を製造し提供することができる。

ハット型成形部材において、スポット溶接部の破断態様を確認する衝突試験を模式的に示す図である。

本発明の耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板（以下「本発明鋼板」ということがある。）は、鋼板表層の硬度Ｈｓと鋼板中心部の硬度Ｈｍとの比（Ｈｓ／Ｈｍ）が０．４以上０．８以下であることを特徴とする。

また、本発明鋼板は、表面に溶融亜鉛めっき層が形成されていることを特徴とする。

本発明の耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板の製造方法（以下「本発明製造方法」ということがある。）は、
化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．７０％、Ｓｉ：０．２５〜３．００％、Ｍｎ：１．００〜５．００％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜１．５０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０〜０．３０％、Ｎｂ：０〜０．３０％、Ｖ：０〜０．３０％、Ｃｒ：０〜２．００％、Ｍｏ：０〜２．００％、Ｃｕ：０〜２．００％、Ｎｉ：０〜２．００％、Ｂ：０〜０．０２０％、Ｃａ：０〜０．０１０％、ＲＥＭ：０〜０．１０％、及び、Ｂｉ：０〜０．０５０％を含み、残部鉄及び不純物からなる鋼板を、１００〜７２０℃の温度域における平均加熱速度を１〜５０℃／秒として加熱する加熱工程、
上記加熱工程の後、加熱した鋼板に、２〜２０体積％の水素と残部窒素及び不純物からなり、かつ、露点が−３０℃超２０℃以下の雰囲気中にて、７２０〜９５０℃の温度域で１０〜６００秒保持する焼鈍を施す焼鈍工程、
上記焼鈍工程の後、焼鈍した鋼板を、平均冷却速度２〜２００℃／秒で、４００℃以下の温度域まで冷却する冷却工程、
上記冷却工程の後、冷却した鋼板に、１００〜６００℃の温度域で１秒以上４８時間以下保持する焼戻し施す焼戻工程を備える
ことを特徴とする。

また、本発明製造方法は
化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．７０％、Ｓｉ：０．２５〜３．０００％、Ｍｎ：１．００〜５．００％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜１．５０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０〜０．３０％、Ｎｂ：０〜０．３０％、Ｖ：０〜０．３０％、Ｃｒ：０〜２．００％、Ｍｏ：０〜２．００％、Ｃｕ：０〜２．００％、Ｎｉ：０〜２．００％、Ｂ：０〜０．０２０％、Ｃａ：０〜０．０１０％、ＲＥＭ：０〜０．１０％、及び、Ｂｉ：０〜０．０５０％を含み、残部鉄及び不純物からなる鋼板を、１００〜７２０℃の温度域における平均加熱速度を１〜５０℃／秒として加熱する加熱工程、
上記加熱工程の後、加熱した鋼板に、２〜２０体積％の水素と残部窒素及び不純物からなり、かつ、露点が−３０℃超２０℃以下の雰囲気中にて、７２０〜９５０℃の温度域で１０〜６００秒保持する焼鈍を施す焼鈍工程、
上記焼鈍工程の後、焼鈍した鋼板を、平均冷却速度２〜２００℃／秒で、４５０〜６００℃の温度域まで冷却する第１冷却工程、
上記第１冷却工程の後、冷却した鋼板に溶融亜鉛めっきを施すめっき工程、
上記めっき工程の後、めっきした鋼板を、平均冷却速度５℃／秒以上で、２００℃以下の温度域まで冷却する第２冷却工程、
上記第２冷却工程の後、冷却しためっき鋼板に、１００〜６００℃の温度域で１秒以上４８時間以下保持する焼戻しを施す焼戻工程を備える
ことを特徴とする。

以下、本発明鋼板と本発明製造方法について説明するが、最初に、本発明者らの、上記課題を解決する手法についての検討について説明する。

通常、スポット溶接部の衝突時の耐破断性は、せん断引張強さ（ＴＳＳ）や十字引張強さ（ＣＴＳ）などの、継手試験での破断荷重で評価されることが多い。これらの継手試験強度は、鋼板の高強度化とともに増加するが、せん断引張強さは、５９０ＭＰａ級の鋼板までは、鋼板強度の増加とともに増加し、鋼板強度が５９０ＭＰａを超えると、増加率が低くなる。

十字引張強さは、５９０ＭＰａ級の鋼板までは、鋼板の高強度化とともに増加するが、鋼板強度が５９０ＭＰａを超えると、減少していく。

従来、高強度鋼板のスポット溶接部の衝突時の破断は、鋼板の高強度化で減少する十字引張強さと関連した現象であると捉え、それを前提に、十字引張強さの向上を目指す取り組みがなされてきた（例えば、特許文献５、参照）。

しかし、本発明者らが衝突実験を行った結果によれば、１４７０ＭＰａ級（引張強さ）の鋼板と軟鋼板のスポット溶接部において、本来、高強度で変形が小さく、破断の危険性が小さいはずの１４７０ＭＰａ級鋼板の溶接部（ナゲット）周囲の母材に破断が生じた。

そこで、１４７０ＭＰａ級鋼板の表層を軟質化する処理を行い、再度、衝突実験を行った結果、鋼板表層の硬度Ｈｓと鋼板中心部の硬度Ｈｍとの比（Ｈｓ／Ｈｍ）が、所要の範囲内にあるときに、高強度材側の破断を回避することができ、優れた耐破断特性が発現することを知見した。

鋼板表層の硬度Ｈｓは、鋼板表面から深さ５μｍ以上１００μｍ以下までの鋼板表層の平均硬度であり、鋼板中心部の硬度Ｈｍは、板厚中心部の平均硬度である。

鋼板表層の硬度Ｈｓと鋼板中心部の硬度Ｈｍの比（Ｈｓ／Ｈｍ）の上限は０．８とする。これは、上記比（Ｈｓ／Ｈｍ）が０．８を超えると、表層軟質化効果が発現しなかったためである。硬度比（Ｈｓ／Ｈｍ）の下限は０．４とする。これは、硬度比（Ｈｓ／Ｈｍ）が０．４未満では、再び、破断が生じ始めたためである。

鋼板表層を軟質化することにより、高強度材側のスポット溶接部の破断を回避できる理由は明確でないが、次の二つの機構が想定される。

一つは、破断が局所的な曲げ変形によるものであると考える機構である。即ち、鋼板表層を軟質化することにより曲げ性が向上し、破断を回避できたと考える機構である。硬度比（Ｈｓ／Ｈｍ）の上限は、十分な曲げ性を確保できる臨界値であり、硬度比（Ｈｓ／Ｈｍ）の下限は、鋼板表層が軟らかくなり過ぎて、鋼板表層の拘束効果が消失する臨界値であると捉えることができる。

他の一つは、応力三軸度の高い領域での破断限界の向上効果である。スポット溶接部の周囲の母材は、溶接部により複雑な応力関係の下で拘束されているため、単軸引張よりも、応力三軸度の高い状態にあると考えられる。応力三軸度の高い領域において、鋼板表層の軟質化が、破断限界を飛躍的に向上させる可能性がある。

この場合も、硬度比（Ｈs／Ｈｍ）の範囲（０．４以上０．８以下）は、破断限界の飛躍的向上効果が発現する領域として考えることができる。

本発明鋼板において、最も重要な点は、鋼板表層の硬度Ｈｓと鋼板中心部の硬度Ｈｍの比（Ｈｓ／Ｈｍ）を適切な範囲（０．４以上０．８以下）に制御することで、衝突変形時のスポット溶接部の破断を回避できることにある。

鋼板表層の硬度Ｈｓと鋼板中心部の硬度Ｈｍの比（Ｈｓ／Ｈｍ）は、鋼板の化学組成や機械特性に、直接、依存する指標でないから、本発明鋼板において、化学組成と機械特性は、特に限定する必要はないが、本発明者らの試験結果によれば、引張強さ９８０ＭＰａ級以上の鋼板において、上記比（Ｈｓ／Ｈｍ）の効果が大きく発現する。さらに、引張強さが１３００ＭＰａ級以上の鋼板において、上記比（Ｈｓ／Ｈｍ）の効果がより大きく発現する。

その理由は、前述のように、曲げ性又は高い応力三軸度の下での耐破断特性が、９８０ＭＰａ級以上、さらには、１３００ＭＰａ級以上の鋼板で大きく劣化するのに対し、上記比（Ｈｓ／Ｈｍ）の適切な制御により、上記比（Ｈｓ／Ｈｍ）の効果が顕著に発現するためであると考えられる。

前述したように、本発明鋼板の化学組成は、特に限定する必要はないが、上記比（Ｈｓ／Ｈｍ）の効果が確実に大きく発現する好ましい化学組成の限定理由について説明する。以下、化学組成に係る％は質量％を意味する。

（Ａ）化学組成
Ｃ：０．０３％以上０．７０％以下
Ｃは、高い引張強さを得るために有効な元素である。０．０３％未満では、必要な引張強さが得られないので、Ｃは０．０３％以上とする。好ましくは０．０５％以上である。一方、０．７０％を超えると、鋼板の溶接性が低下するので、Ｃは０．７０％以下とする。好ましくは０．４５％以下である。

Ｓｉ：０．２５％以上３．００％以下
Ｓｉは、セメンタイトの析出を抑制し、オーステナイトの残留を促進し、伸びを高めるために必須の元素である。また、Ｓｉは、フェライトを強化し、組織を均一化して、高強度化に寄与する元素である。

０．２５％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｓｉは０．２５％以上とする。好ましくは０．４０％である。脱炭フェライト層の成長とオーステナイトの生成が容易になる点で、０．６０％以上が、より好ましい。一方、３．００％を超えると、めっき工程で不具合が生じるので、Ｓｉは３．００％以下とする。好ましくは２．５０％以下である。

Ｍｎ：１．００％以上５．００％以下
Ｍｎは、脱炭層のフェライトにマルテンサイトを分散させるために必須の元素である。また、Ｍｎは、セメンタイトの析出を抑えながらＭ−Ａを生成させ、強度と伸びの向上に寄与する元素である。

１．００％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｍｎは１．００％以上とする。好ましくは１．９０％以上である。一方、５．００％を超えると、鋼板の溶接性が低下するので、Ｍｎは５．００％以下とする。好ましくは４．２０％以下、より好ましくは３．５０％以下である。

Ｐ：０．１０％以下
Ｐは、不純物元素で、溶接性を阻害する元素である。０．１０％を超えると、溶接性が著しく低下するので、Ｐは０．１０％以下とする。好ましくは０．０２％以下である。下限は０％を含むが、Ｐを０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。

Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、不純物元素で、鋼中にＭｎＳを形成して、穴広げ性を阻害する元素である。０．０１０％を超えると、穴広げ性が著しく低下するので、Ｓは０．０１０％以下とする。好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００２％以下である。

下限は０％を含むが、Ｓを０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上１．５０％以下
Ａｌは、脱酸元素で、鋼材を健全化する元素である。０．００１％未満では、添加効果が十分に発現しないので、ｓｏｌ．Ａｌは０．００１％以上とする。好ましくは０．２００％以上である。

一方、１．５０％を超えると、介在物が増加し、成形性が劣化するので、ｓｏｌ．Ａｌは１．５０％以下とする。また、Ａｌは、Ｓｉと同様に、セメンタイトの析出を抑えて、残留オーステナイト量を増加させるのにも有効であるので、この点で、ｓｏｌ．Ａｌは１．００％以下が好ましい。

Ｎ：０．０２０％以下
Ｎは、不純物元素で、連続鋳造中に窒化物を形成して、スラブのひび割れの原因となるので、少ない方が好ましい元素である。０．０２０％を超えると、スラブのひび割れが頻発するので、Ｎは０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１０％以下である。

下限は０％を含むが、Ｎを０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。

本発明鋼板の化学組成は、上記元素の他、本発明鋼板の特性の向上を図るため、Ｔｉ：０〜０．３０％、Ｎｂ：０〜０．３０％、Ｖ：０〜０．３０％、Ｃｒ：０〜２．００％、Ｍｏ：０〜２．００％、Ｃｕ：０〜２．００％、Ｎｉ：０〜２．００％、Ｂ：０〜０．０２０％、Ｃａ：０〜０．０１０％、ＲＥＭ：０〜０．１０％、及び、Ｂｉ：０〜０．０５０％の１種又は２種以上を含んでもよい。

Ｔｉ：０〜０．３０％
Ｎｂ：０〜０．３０％
Ｖ ：０〜０．３０％
Ｔｉ、Ｎｂ、及び、Ｖは、結晶粒の核として作用する析出物を形成し、結晶粒の微細化し、強度と靱性の向上に寄与する元素である。

しかし、Ｔｉ、Ｎｂ、及び、Ｖのそれぞれが０．３０％を超えると、添加効果が飽和し、製造コストが上昇するので、Ｔｉ、Ｎｂ、及び、Ｖのいずれの元素も０．３０％以下とする。好ましくは、いずれの元素も０．２０％以下である。

Ｔｉ、Ｎｂ、及び、Ｖのいずれの元素も下限は０％であるが、いずれの元素も０．００１％未満であると、添加効果が十分に発現しないので、Ｔｉ、Ｎｂ、及び、Ｖのいずれの元素も０．００１％以上が好ましい。より好ましくは、いずれの元素も０．００７％以上である。

ＴｉとＮｂは、熱処理によって組織を部分的又は完全にオーステナイト化された鋼において、フェライトの生成によるオーステナイトへのＣ濃化を促進し、Ｍ−Ａの生成に寄与するので、ＴｉとＮｂの一方又は両方は０．０１０％以上が好ましく、０．０３０％以上がより好ましい。

Ｃｒ：０〜２．００％
Ｍｏ：０〜２．００％
Ｃｒ及びＭｏは、Ｍｎと同様に、オ−ステナイトを安定化して、変態強化を促進する作用をなし、鋼板の高強度化に寄与する元素である。

しかし、Ｃｒ及びＭｏそれぞれが２．００％を超えると、添加効果が飽和し、製造コストが上昇するので、Ｃｒ及びＭｏのいずれの元素も２．００％以下とする。好ましくは、Ｃｒは１．００％以下、Ｍｏは０．５０％以下である。

Ｃｒ及びＭｏのいずれの元素も下限は０％であるが、いずれの元素も０．００１％未満であると、添加効果が十分に発現しないので、Ｃｒ及びＭｏのいずれの元素も０．００１％以上が好ましい。より好ましくは、Ｃｒは０．１００％以上、Ｍｏは０．０５０％以上である。

Ｃｕ：０〜２．００％
Ｎｉ：０〜２．００％
Ｃｕ及びＮｉは、腐食抑制効果を奏する元素であり、また、鋼板の表面に濃化して、水素の鋼板内への侵入を抑制し、鋼板の遅れ破壊を抑制する作用をなす元素である。

しかし、Ｃｕ及びＮｉのいずれの元素も２．００％を超えると、添加効果が飽和し、製造コストが上昇するので、Ｃｕ及びＮｉのいずれの元素も２．００％以下とする。好ましくは、いずれの元素も０．０８％以下である。

Ｃｕ及びＮｉのいずれの元素も下限は０％であるが、いずれの元素も０．００１％未満であると、添加効果が十分に得られないので、Ｃｕ及びＮｉのいずれの元素も０．００１％以上が好ましい。より好ましくは、いずれの元素も０．０１０％以上である。

Ｂ：０〜０．０２０％
Ｂは、粒界からの核生成を抑制し、鋼板の焼入れ性を高めて、鋼板の高強度化に寄与する元素である。また、Ｂは、Ｍ−Ａを効果的に生成させて、鋼板の伸びの向上に寄与する元素である。

しかし、０．０２０％を超えると、添加効果が飽和し、製造コストが上昇するので、Ｂは０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１０％以下である。下限は０％であるが、０．０００１％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｂは０．０００１％以上が好ましい。より好ましくは０．００１０％以上である。

Ｃａ：０〜０．０１０％
Ｃａは、ＭｎＳなどの介在物を球状化し、鋼の変形能の向上に寄与する元素である。しかし、０．０１０％を超えると、添加効果が飽和し、製造コストが上昇するので、Ｃａは０．０１０％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。

下限は０％であるが、０．０００５％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｃａは０．０００５％以上が好ましい。より好ましくは０．００１０％以上である。

ＲＥＭ：０〜０．１０％
ＲＥＭは、Ｃａと同様に、ＭｎＳなどの介在物を球状化し、鋼の変形能の向上に寄与する元素である。しかし、０．１０％を超えると、添加効果が飽和し、製造コストが上昇するので、ＲＥＭは０．１０％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。

下限は０％であるが、０．０００５％未満では、添加効果が十分に得られないので、ＲＥＭは０．０００５％以上が好まし。より好ましくは０．００１０％以上である。

なお、ＲＥＭは、ランタノイド元素（ＬａからＬｎまでの１５元素）及びＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味である。なかでも、Ｌａ、Ｃｅ、及び、Ｙの１種以上の元素を含有することが好ましい。より好ましくは、Ｌａ及び／又はＣｅである。

Ｂｉ：０〜０．０５０％
Ｂｉは、打抜き加工性と被削性の向上に有効な元素である。しかし、０．００５０％を超えると、添加効果が飽和し、製造コストが上昇するので、Ｂｉは０．０５０％以下とする。好ましくは０．０２０％以下である。

下限は０％であるが、０．００５％未満では、添加効果が十分に得られないので、Ｂｉは０．００５％以上が好ましい。より好ましくは０．０１０％以上である。

残部：鉄及び不可避的不純物
本発明鋼板の化学組成の残部は鉄及び不可避的不純物からなる。不可避的不純物は、鋼原料（鉱石、スクラップ等）から、又は、製造工程の種々の要因で不可避的に混入する元素である。不可避的不純物は、本発明鋼板の特性を阻害しない範囲の量で許容される。

次に、上記比（Ｈｓ／Ｈｍ）を確保し得る鋼板の組織構造について説明する。本発明鋼板の組織構造は、基本的には、鋼板表層が、焼戻しマルテンサイトが分散したフェライトからなる軟質な脱炭フェライト層であり、鋼板中心部が、焼戻しマルテンサイトと残留４オーステナイトを含む組織である。

（Ｂ）鋼板の組織構造
鋼板表層：脱炭フェライト層
本発明鋼板の表層は、脱炭フェライト層である。本発明鋼板では、鋼板表層を脱炭フェライト層とすることで、硬度Ｈｓと鋼板中心部の硬度Ｈｍの比（Ｈｓ／Ｈｍ）を０．４以上０．８以下とし、衝突変形時のスポット溶接部の破断を回避する。

鋼板表層を脱炭すると、鋼板表層が軟質化することは公知であるが、本発明鋼板の表層を、通常の方法で脱炭すると、脱炭層のフェライト粒径が２０μｍを超えて大きくなって、フェライト粒界の総面積が減少する。変形はフェライト粒界に集中するので、引張強さが９８０ＭＰａ以上の鋼板では、表層の硬度Ｈｓと中心部の硬度Ｈｍの比（Ｈｓ／Ｈｍ）を適切な範囲に制御することができないことが解った。

本発明者らは、上記問題を解決する手法について検討した結果、脱炭フェライト層のフェライトの平均粒径を小さくすること、脱炭フェライト層のフェライトの中にマルテンサイトを分散させること、さらに、分散したマルテンサイトを焼戻すことが、表層の硬度Ｈｓと中心部の硬度Ｈｍの比（Ｈｓ／Ｈｍ）を適切な範囲に制御するうえで、有効であることを知見した。この知見に基づいて得られた脱炭フェライト層の態様は、以下の通りである。

脱炭フェライト層のフェライトの平均結晶粒径：２０μｍ以下
脱炭フェライト層は、主にフェライトからなり、このフェライトの平均結晶粒径は２０μｍ以下とする。脱炭フェライト層のフェライトの平均粒径が２０μｍを超えると、フェライト粒界の総面積が減少する。変形は狭い領域に集中するので、脱炭フェライト層のフェライトの平均粒径が２０μｍを超えると、表層硬度を適切な範囲に制御することが困難となるので、脱炭フェライト層のフェライトの平均粒径は２０μｍ以下とする。

フェライトの平均粒径は小さい方が好ましく、下限は特に限定しないが、現在の技術水準では、フェライトの平均粒径を０．５μｍ以下にすることは難しい。

脱炭フェライト層の組織
焼戻しマルテンサイト：１体積％以上
残部組織：主にフェライト
脱炭フェライト層は、焼戻しマルテンサイトを合計で１体積％以上含有する。焼戻しマルテンサイトが１体積％未満であると、鋼板に不均一な変形が生じ、硬度を適切な範囲に制御することが困難である。

脱炭フェライト層における焼戻しマルテンサイトの量の上限は、鋼板の母材（即ち、脱炭フェライト層を除く部分）に含まれる焼戻しマルテンサイトの量に等しい。

脱炭フェライト層は、鋼板表層が脱炭されたことにより形成されたものであるので、脱炭フェライト層中の焼戻しマルテンサイトの量が、母材中の焼戻しマルテンサイトの量を上回ることはない。脱炭フェライト層中の焼戻しマルテンサイトの量が、母材中の焼戻しマルテンサイトの量を上回る場合、脱炭フェライト層において脱炭が生じていないことになる。

脱炭フェライト層に含まれるマルテンサイトをフレッシュマルテンサイト（焼戻しされていないフェライト）ではなく、焼戻しマルテンサイトとすることにより、硬度を適切な範囲に制御することができる。脱炭フェライト層の組織の残部は主としてフェライトである。

なお、脱炭フェライト層の組織の残部は、例えば、ベイナイト、残留オーステナイト、及び、パーライト等の組織を、硬度の制御に影響を与えない範囲内で（例えば、５体積％以下）含んでもよい。

脱炭フェライト層の領域：鋼板表面から深さ５μｍ以上２００μｍ以下
脱炭フェライト層は、鋼板表面から深さ５μｍ以上２００μｍ以下までの領域の層である。つまり、脱炭フェライト層の厚さが５μｍ以上２００μｍ以下である。脱炭フェライト層の厚さが５μｍ未満であると、表層軟質化効果が十分に発現しないので、脱炭フェライト層の厚さは５μｍ以上とする。

一方、脱炭フェライト層の厚さが２００μｍを超えると、鋼板全体としての引張強さを確保することが難しくなるので、脱炭フェライト層の厚さは２００μｍ以下とする。

鋼板中心部の組織
焼戻しマルテンサイト：３．０体積％以上
残留オーステナイト：５．０体積％以上
加工性が良好な鋼板を得るためには、鋼板の母材の組織において、Ｍ−Ａを含む組織を、残留オーステナイトが残る比較的低温で焼戻した組織とすることが有効である。それにより、Ｍ−Ａによる良好な全伸びを維持しながら、局部伸びを向上させることができる。

そのため、本発明鋼板の中心部の組織は、体積率で、焼戻しマルテンサイトを３．０体積％以上含有する必要がある。好ましくは５．０体積％以上である。より高強度化を図る点で、焼戻しマルテンサイトは２０．０体積％以上が好ましい。

また、本発明鋼板の中心部の組織は、残留オーステナイトを５．０体積％以上含有する必要がある。好ましくは８．０体積％以上である。

本発明鋼板の焼戻しマルテンサイト及び残留オーステナイトの一部又は全部は、Ｍ−Ａを形成している必要がある。

なお、板厚１／４位置で測定した組織の面積率を、組織の体積率とする。

組織の残部は、フェライト及び／又はベイナイトであることが好ましい。フェライト粒及びマルテンサイト粒の内部に、５μｍ以上のセメンタイトを含まないことが、Ｍ−Ａの生成促進のために好ましい。Ｍ−Ａを、残留オーステナイトが残るような比較的低温で焼き戻すことで、伸びが向上する。曲げ性を向上させるためには、マルテンサイトは、全て焼戻しマルテンサイトであることが好ましい。

鋼板表面の処理
本発明鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を形成してもよい。溶融亜鉛めっき層は、通常の溶融亜鉛めっき法で形成すればよい。溶融亜鉛めっき層を形成することにより、鋼板表面の耐食性が向上する。溶融亜鉛めっきの付着量は、片面当り２０〜１２０ｇ／ｍ²が好ましい。

次に、本発明製造方法について説明する。

金属組織中にＭ−Ａを生成させるためには、オーステナイトにおいてＣの濃度勾配を存在させることが必要である。Ｃ濃度が高いオーステナイトは残留オーステナイトとして残留し、Ｃ濃度が低いオーステナイトはマルテンサイトへ変態する。

その結果、Ｍ−Ａ組織が得られる。Ｍ−Ａ組織は、残留オーステナイトを含み、マルテンサイトが硬質であるので、歪みは相対的に軟質な母相に集中する。その結果、Ｍ−Ａ組織においては、高強度と良好な伸びが得られる。

しかし、過度に硬質なマルテンサイトは伸びを阻害するので、残留オーステナイトが残るように、適度に焼き戻す。この焼戻しにより、伸びが優れ、かつ、鋼板表層の脱炭層に焼戻しマルテンサイトが生成して適切な表層硬度を有する鋼板を製造することが可能となる。

脱炭フェライト層を形成するためには、鋼板を適切な平均加熱速度の下で加熱し、適切な雰囲気下で焼鈍する必要がある。

本発明製造方法（方法Ａ）は
本発明鋼板の化学組成の鋼板を、１００〜７２０℃の温度域における平均加熱速度を１〜５０℃／秒として加熱する加熱工程、
上記加熱工程の後、加熱した鋼板に、２〜２０体積％の水素と残部窒素及び不純物からなり、かつ、露点が−３０℃超２０℃以下の雰囲気中にて、７２０〜９５０℃の温度域で１０〜６００秒保持する焼鈍を施す焼鈍工程、
上記焼鈍工程の後、焼鈍した鋼板を、平均冷却速度２〜２００℃／秒で、４００℃以下の温度域まで冷却する冷却工程、
上記冷却工程の後、冷却した鋼板に、１００〜６００℃の温度域で１秒以上４８時間以下保持する焼戻しを施す焼戻工程を備える
ことを特徴とする。

また、本発明製造方法（方法Ｂ）は、
本発明鋼板の化学組成の鋼板を、１００〜７２０℃の温度域における平均加熱速度を１〜５０℃／秒として加熱する加熱工程、
上記加熱工程の後、加熱した鋼板に、２〜２０体積％の水素と残部窒素及び不純物からなり、かつ、露点が−３０℃超２０℃以下の雰囲気中にて、７２０〜９５０℃の温度域で１０〜６００秒保持する焼鈍を施す焼鈍工程、
上記焼鈍工程の後、焼鈍した鋼板を、平均冷却速度２〜２００℃／秒で、４５０〜６００℃の温度域まで冷却する第１冷却工程、
上記第１冷却工程の後、冷却した鋼板に溶融亜鉛めっきを施すめっき工程、
上記めっき工程の後、めっきした鋼板を、平均冷却速度５℃／秒以上で、２００℃以下まで冷却する第２冷却工程、
上記第２冷却工程の後、冷却しためっき鋼板に、１００〜６００℃の温度域で１秒以上４８時間以下保持する焼戻しを施す焼戻工程を備える
ことを特徴とする。

以下に、本発明製造方法の工程条件について説明する。

加熱工程（方法Ａと方法Ｂ）
加熱温度域：１００〜７２０℃
上記温度域における平均加熱速度：１〜５０℃／秒
本発明鋼板の化学組成の鋼板を、１００〜７２０℃の温度域における平均加熱速度を１〜５０℃／秒として加熱する。

上記鋼板は、熱延鋼板及び冷延鋼板のいずれでもよい。なお、熱延鋼板は、仕上げ温度８００℃以上１１００℃以下で仕上げ熱延を終了し、巻取温度３５０℃以上７５０℃以下で巻き取った熱延鋼板が好ましい。冷延鋼板と、特定の条件で製造した冷延鋼板に限定されない。

加熱温度域の下限が１００℃未満であると、加熱温度域が広がり、平均加熱速度の調整が難しくなるので、加熱温度域の下限は１００℃とする。加熱温度域の上限は、次の焼鈍工程における焼鈍温度の下限が７２０℃であることから、７２０℃とする。

１００〜７２０℃の温度域における平均加熱速度が１℃／秒未満であると、加熱中に、セメンタイトが溶解せず、最終的に得られる鋼板の引張強さが低下するとともに、脱炭層のフェライトにマルテンサイトを分散させること困難になるので、平均加熱速度は１℃／秒以上とする。好ましくは１０℃／秒以上である。

一方、平均加熱速度が５０℃／秒を超えると、加熱中に、粗大なフェライトが生成し、引張強さが低下するとともに、脱炭層のフェライトにマルテンサイトを分散させること困難になるので、平均加熱速度は、５０℃／秒以下とする。好ましくは４０℃／秒以下である。

焼鈍工程（方法Ａと方法Ｂ）
雰囲気成分：２〜２０体積％の水素と残部窒素及び不純物
雰囲気露点：−３０℃超２０℃以下
焼鈍温度：７２０〜９５０℃
保持時間：１０〜６００秒
加熱工程の後、素材鋼板を上記条件下で焼鈍する。

雰囲気の水素濃度が２％未満であると、鋼板表面の酸化膜を還元することができず、鋼板の化成性やめっき濡れ性が悪化するので、雰囲気の水素濃度は２体積％以上とする。好ましくは５体積％以上である。一方、雰囲気の水素濃度が２０体積％を超えると、露点を２０℃以下に保つこができないので、雰囲気の水素濃度は２０体積％以下とする。好ましくは１５体積％以下である。

雰囲気の露点が−３０℃以下であると、脱炭フェライト層の厚さを５μｍ以上に成長させることができないので、雰囲気の露点は−３０℃超とする。好ましくは−２０℃以上である。一方、雰囲気の露点が２０℃を超えると、設備に結露が生じ、設備の運用が妨げられるので、雰囲気の露点は２０℃以下とする。好ましくは１０℃以下である。

焼鈍温度（保持温度）が７２０℃未満では、所要量のオーステナイトを確保できず、冷却後、所要量のマルテンサイトが生成しないので、焼鈍温度（保持温度）は７２０℃以上とする。曲げ性の向上に寄与する均一組織を得るには、焼鈍温度を、オーステナイト単相域（Ａｃ₃点以上）の温度域に保持することが好ましい。

焼鈍温度を、オーステナイト単相域の温度域に保持する場合、７２０℃からＡｃ₃点まで３０秒以上かけて加熱することが、鋼板表面に所望の脱炭フェライト層を形成するうえで好ましい。一方、焼鈍温度が９５０℃を超えると、脱炭層のフェライトにマルテンサイトを分散させること困難になるので、焼鈍温度は９５０℃以下とする。好ましくは９２０℃以下である。

保持時間が１０秒未満であると、脱炭フェライト層の厚さを５μｍ以上に成長させることが困難であるので、保持時間は１０秒以上とする。好ましくは２０秒以上である。一方、保持時間が６００秒を超えると、焼鈍効果が飽和して、生産性が低下するだけでなく、脱炭層が過度に成長し、引張強さが低下するので、保持時間は６００秒以下とする。好ましくは５４０秒以下である。

冷却工程（方法Ａ）
冷却温度域：４００℃以下
平均冷却速度：２〜２００℃／秒
焼鈍工程の後、鋼板を、平均冷却速度２〜２００℃／秒で、４００℃以下の温度域に冷却する。

冷却温度域の上限が４００℃を超えると、冷却効果が十分に得られないので、冷却温度域の上限は４００℃とする。平均冷却速度が２℃／秒未満であると、セメンタイトが析出し、マルテンサイトが脱炭層に生成しなくなるので、平均冷却速度は２℃／秒以上とする。好ましくは５℃／秒以上である。

一方、平均冷却速度が２００℃／秒を超えると、オーステナイト内でのＣの濃度勾配が不十分となり、Ｍ−Ａ組織が生じないので、平均冷却速度は２００℃／秒以下とする。好ましくは１００℃／秒以下である。

焼戻鈍工程（方法Ａ）
温度域：１００〜６００℃
保持時間：１秒以上４８時間以下
冷却工程（方法Ａ）の後、冷却した鋼板に、１００〜６００℃の温度域で１秒以上４８時間以下保持する焼戻しを施す。

焼戻しは、Ｍ−Ａ組織のマルテンサイトを適正に焼き戻すために行う。この焼戻しにより、マルテンサイトが軟化するので、鋼板の伸びが向上する。また、焼戻しにより、未変態の残留オーステナイト中にＣが濃化し、残留オーステナイトが硬質化するので、鋼板の均一伸びＵＥｌが向上する。

温度域の下限が１００℃未満、又は、保持時間が１秒未満であると、鋼板及び脱炭フェライト層のマルテンサイトが硬質となり、鋼板表層の硬度を適正な範囲に制御することができないので、温度域の下限は１００℃とし、保持時間は１秒以上とする。保持時間は２０秒以上が好ましい。

一方、温度域の上限が６００℃を超えるか、又は、保持時間が４８時間を超えると、鋼板及び脱炭フェライト層の残留オーステナイトが分解したり、マルテンサイトが軟質になりすぎたりして、伸びが劣化するので、温度域の上限は６００℃とし、保持時間は４８時間以下とする。保持時間は４０時間以下が好ましい。

ただし、鋼板の特性のばらつきを抑制する点で、最高到達温度での等温保持が好ましい。最高到達温度は２５０〜５００℃が好ましい。なお、Ｍ−Ａ組織のマルテンサイトは、全て焼戻されていることが好ましい。

焼戻工程の後、レベラーで鋼板の平坦度を矯正してもよい。また、鋼板に、塗油や潤滑作用のある皮膜を施してもよい。

第１冷却工程（方法Ｂ）
冷却温度域：４５０〜６００℃
平均冷却速度：２〜２００℃／秒
後のめっき工程で、鋼板に、溶融亜鉛めっきを施す場合、焼鈍工程の後、鋼板を、平均冷却速度２〜２００℃／秒で、４５０〜６００℃の温度域に冷却する。

冷却温度域の上限が６００℃を超えると、冷却効果が十分に得られないので、冷却温度域の上限は６００℃とする。一方、冷却温度域の下限が４５０℃未満であると、冷却温度域が広くなり、平均冷却速度の制御が難しくなるので、冷却温度域の下限は４５０℃とする。平均冷却速度２〜２００℃／秒については、前述のとおりである。

めっき工程（方法Ｂ）
第１冷却工程の後、鋼板に、必要に応じ、等温保持や冷却を行った後、鋼板に溶融亜鉛めっきを施す。なお、必要に応じて、溶融亜鉛めっきに合金化処理を施し、めっきを合金化してもよい。溶融亜鉛めっきの浴温度や浴組成は、通常の浴温度、通常の浴組成でよく、特に制限はない。めっき付着量も特に制限されず、通常の範囲内でよい。例えば、鋼板の片面当りの付着量は２０〜１２０ｇ／ｍ²の範囲内である。

合金化処理は、めっき層中のＦｅ濃度が７質量％以上となるような条件で行うことが好ましい。合金化処理は、例えば、４９０〜５６０℃で５〜６０秒の加熱で行う。合金化処理をしない場合、溶融亜鉛めっきのＦｅ濃度は７質量％未満でもよい。溶融亜鉛めっき鋼板の溶接性は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の溶接性より低いが、溶融亜鉛めっき鋼板の耐食性は良好である。

第２冷却工程（方法Ｂ）
冷却温度域：２００℃以下
平均冷却速度：５℃／秒以上
めっき工程の後、平均冷却速度５℃／秒以上で、溶融亜鉛めっき鋼板を、めっき温度（浴温度）から２００℃以下に冷却する。この冷却によって、安定なオーステナイトが生成し、安定なオーステナイトのほとんどは、焼戻し後も、オーステナイトのまま残存する。

なお、第２冷却工程では、安定なオーステナイトと同時に硬質なマルテンサイトが生成するが、硬質なマルテンサイトは、後の焼戻しによって、延性のあるマルテンサイトになる。

冷却温度域の上限が２００℃を超えると、安定なオーステナイトが生成し難いので、冷却温度域の上限は２００℃とする。冷却温度域の上限は１００℃が好ましい。

平均冷却速度（冷却開始温度と冷却終了温度の差を冷却時間で除した値）が５℃／秒未満であると、安定なオーステナイトが生成し難いので、平均冷却速度は５℃／秒以上とする。好ましくは１０℃／秒以上である。冷却速度の上限は特に規定しないが、経済性の観点から、５００℃／秒以下が好ましい。

焼戻鈍工程（方法Ｂ）
温度域：１００〜６００℃
保持時間：１秒以上４８時間以下
第２冷却工程（方法Ｂ）の後、冷却しためっき鋼板に、１００〜６００℃の温度域で１秒以上４８時間以下保持する焼戻しを施す。焼戻工程（方法Ｂ）における工程条件は、焼戻工程（方法Ａ）の工程条件と同じである。

次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。

（実施例１）
表１に示す種々の条件で表層軟質化処理を施した板厚１．４ｍｍの引張強さ１４７０ＭＰａ級鋼板をハット型（フランジ幅２０ｍｍ、３０ｍｍ高さ、部材幅５０ｍｍ、部材長さ５００ｍｍ）に成形し、板厚１．４ｍｍの矩形（幅９０ｍｍ、長さ５００ｍｍ）の軟鋼板（０．２％耐力２２０ＭＰａ、引張強さ３１０ＭＰａ、全伸び４１％）と溶接部間距離４０ｍｍ、ナゲット径３．５√ｔ狙いでスポット溶接してハット型成形部材を作製した。

図１に示すように、ハット型成形部材１の両端１００ｍｍを、１４７０ＭＰａ級材を上方に位置させた状態で上下から固定冶具２で拘束し、中央部に、先端部半径５０ｍｍの球状の質量１００ｋｇの落錘３を３ｍ／秒で衝突させた。衝突後、ハット型成形部材１を回収し、スポット溶接部の破断の態様（有無）を調べた。

１４７０ＭＰａ級鋼の表層の硬度Ｈｓと中心部の硬度Ｈｍは、押付け荷重５００ｇｆのビッカース硬度試験を鋼板断面に対して行うことにより測定した。表層部の硬度Ｈｓは押付け荷重５００ｇｆのビッカース硬度測定を、表層軟化層で１０点行い、その平均値を算出して評価した。また、中心部の硬度Ｈｍは、中心部から＋１００μｍと−１００μｍの領域で押付け荷重５００ｇｆのビッカース硬度測定を１０点行い、その平均値を算出して評価した。

鋼ａは軟質化処理を施していないものであるが、落錘が衝突した部位近傍のスポット溶接部において、１４７０ＭＰａ級鋼の母材部で溶接部の破断が生じていた。鋼ｂ及びｃは、軟質化処理を施したものであるが、軟質化を施していない鋼ａとほぼ同等の箇所で溶接部の破断が生じていた。

しかし、硬度比（Ｈs／Ｈｍ）が０．４から０．８の範囲内にある鋼ｄ、ｅ、ｆ、ｇ、及び、ｈについては、スポット溶接部の破断が生じなかった。これは、前述のように、曲げ性又は高い応力三軸度下での耐破断特性のいずれか又は両方が、表層軟質化により改善されたためであると考えられる。

一方、硬度比（Ｈｓ／Ｈｍ）が０．４未満の鋼ｉ及びｊについては、スポット溶接部の破断が生じていた。これは、詳細は不明であるが、中心部の硬度が高いまま表層部を軟質化すると、表層部と中心部で応力分布が不均一となり、結果として、破断が生じたと考えられる。

（実施例２）
表２に示す化学組成を有する鋼を溶製し、厚みが４０ｍｍのスラブを作製した。このスラブを、表３に示す圧延完了温度で、表３に示す厚さになるように熱間圧延した。熱間圧延後、約３０℃／秒の水スプレー冷却を施し、表３に示す巻取温度で、熱延鋼板を製造した。

巻取は、巻取温度まで水スプレー冷却し、その後、炉に装入し、巻取温度で６０分保持し、次いで、２０℃／時の冷却速度で１００℃以下まで炉冷することによってシミュレートした。得られた熱延鋼板を酸洗によりスケール除去し、表４に示す厚さになるように冷間圧延を施した。

得られた鋼板に、表３に示す条件で熱処理を施した。即ち、まず、試験材を表示の平均加熱速度で焼鈍温度に加熱し、表示の時間その温度で保持して焼鈍を行い、次に、表示の平均冷却速度で４００℃以下まで冷却した。その後、冷却停止温度に達したのを確認した後、速度２０℃／秒で、表３に示す熱処理温度（最高到達温度）まで加熱し、熱処理時間として示す時間保持した。

この最後の熱処理によって、これ以前に生成したマルテンサイトは全て焼き戻しを受ける。マルテンサイトが焼き戻されたことは、ナイタール腐食後のＳＥＭ観察において、マルテンサイト中の炭化物の存在を確認することにより確認した。

得られた試験材に対して下記の測定を実施した。これらの測定結果を、表４にまとめて示す。

脱炭層厚は、圧延方向に直交する断面及び板幅方向（圧延方向に直交する方向）に直交する断面の２断面の電子顕微鏡観察画像の画像解析を行って算出した値の平均値である。表層から１μｍ毎にマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの面積率を測定し、その値が一定になる位置を脱炭層端とし、表面から脱炭層端までの距離を脱炭層厚とした。

脱炭層の組織、脱炭層フェライト粒径、及び、脱炭層の焼戻しマルテンサイト面積率は、脱炭層の電子顕微鏡観察画像の画像解析を行って算出した。

表層部におけるフェライトの面積率、中心部における残留オーステナイト面積率、及び、焼戻しマルテンサイト面積率を求めた。これらの面積率は、圧延方向に直交する断面及び板幅方向（圧延方向に直交する方向）に直交する断面の２断面の電子顕微鏡観察画像の画像解析を行って算出した値の平均値である。

引張試験：各種熱処理材から、圧延方向に対して直角方向が引張方向となるようにＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験を行い、降伏強さ（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、及び、全伸び（Ｅｌ）を測定した。測定結果を表４に併せて示す。

硬度測定：Ｈｍは、押付け荷重５００ｇｆのビッカース硬度試験を鋼板断面に対して行うことにより測定した。表層部の硬度Ｈｓは、押付け荷重５００ｇｆのビッカース硬度測定を表層脱炭層で１０点測定し、その平均値を算出して評価した。また、中心部の硬度Ｈｍは、中心部から＋１００μｍと−１００μｍの領域で押付け荷重５００ｇｆのビッカース硬度測定を１０点測定し、その平均値を算出して評価した。評価結果を表４に併せて示す。

スポット溶接部破断評価：実施例１と同様に評価した。各種熱処理材をハット型（フランジ幅２０ｍｍ、３０ｍｍ高さ、部材幅５０ｍｍ、部材長さ５００ｍｍ）に成形し、板厚１．４ｍｍの矩形（幅９０ｍｍ、長さ５００ｍｍ）の軟鋼板（０．２％耐力２２０ＭＰａ、引張強さ３１０ＭＰａ、全伸び４１％）と溶接部間距離４０ｍｍ、ナゲット径３．５√ｔ狙いでスポット溶接してハット型成形部材を作製した。

このハット型成形部材について、熱処理材を上方に位置させた状態で両端１００ｍｍを上下から拘束し、中央部に先端部半径５０ｍｍの球状である質量１００ｋｇの落錘を３ｍ／秒で衝突させた（図１参照）。衝突後ハット型成形部材を回収し、スポット溶接部の破断の態様（有無）を調べた。スポット溶接部に破断がないものを良好、あるものを不良として評価した。評価結果を表４に併せて示す。

本発明に従う例として表４に示す鋼板は、硬度の比Ｈｓ／Ｈｍが０．４から０．８の間にあり、スポット溶接部の破断がなく良好な特性を示した。Ｎｏ．５及び３１は、硬度の比Ｈｓ／Ｈｍが所定の範囲にあり、優れた耐スポット溶接部破断特性を示すが、その化学成分と製造条件の特徴から強度が低いことが解った。

（実施例３）
表２に示す化学組成を有する鋼を溶製し、厚みが４０ｍｍのスラブを作製した。このスラブを、表５に示す圧延完了温度で表示の厚さになるように熱間圧延した。熱間圧延後、約３０℃／秒の水スプレー冷却を施し、表示の巻取温度で、熱延鋼板を製造した。巻取は、巻取温度まで水スプレー冷却し、その後、炉に装入し、巻取温度で６０分保持し、次いで、２０℃／時間の冷却速度で１００℃以下まで炉冷することによってシミュレートした。

得られた熱延鋼板を酸洗によりスケール除去し、表６に示す鋼板の厚さになるように冷間圧延を施した。得られた鋼板に、表５に示す合金化溶融亜鉛めっき処理における熱処理条件により、溶融亜鉛めっきと合金化処理とを行った。即ち、まず、試験材を表示の平均加熱速度で焼鈍温度に加熱し、表示の時間、その温度で保持して焼鈍を行い、次に、表示の冷却速度で５００℃まで冷却した。

その後、表示の条件で、５００〜４６０℃の温度域に保持してから、４６０℃で、溶融亜鉛めっきを模擬する熱処理を施し、その後、一部の試験材については、５１０℃で合金化熱処理を模擬する熱処理を施し、表示の冷却速度で、冷却を開始した。

こうして冷却された試験材に対して、一部除き、冷却後、直ちに、表５に示す焼戻し条件（温度は最高到達温度）で温度保持する焼戻しを行った。この焼戻し温度への昇温速度は２０℃／秒とした。この焼戻しによって、焼戻し前までに生成したマルテンサイトは全て焼き戻しを受ける。マルテンサイトが焼戻されたことは、ナイタール腐食後のＳＥＭ観察において、マルテンサイト中の炭化物の存在を確認することにより確認した。

得られた試験材に対する測定は実施例２と同様である。これらの測定結果を表６にまとめて示す。

本発明に従う例として、表６に示した鋼板は硬度の比Ｈｓ／Ｈｍが０．４から０．８の間にあり、スポット溶接部の破断がなく良好な特性を示した。

前述したように、本発明によれば、衝突変形時のスポット溶接部の耐破断性に優れた鋼板を製造し提供することができる。本発明の鋼板は、衝突変形時にエネルギーを吸収する自動車の構造部品用鋼板として最適な鋼板であるので、本発明は鋼板製造産業及び自動車産業において利用可能性が高いものである。

１ ハット型成形部材
２ 固定冶具
３ 落錘

Claims (16)

1. 鋼板表層の押付け荷重５００ｇｆのビッカース硬度Ｈｓと鋼板中心部の押付け荷重５００ｇｆのビッカース硬度Ｈｍとの比（Ｈｓ／Ｈｍ）が０．４以上０．８以下であり、
   化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．７０％、Ｓｉ：０．２５〜３．００％、Ｍｎ：１．００〜５．００％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜１．５０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０〜０．３０％、Ｎｂ：０〜０．３０％、Ｖ：０〜０．３０％、Ｃｒ：０〜２．００％、Ｍｏ：０〜２．００％、Ｃｕ：０〜２．００％、Ｎｉ：０〜２．００％、Ｂ：０〜０．０２０％、Ｃａ：０〜０．０１０％、ＲＥＭ：０〜０．１０％、及び、Ｂｉ：０〜０．０５０％を含み、残部鉄及び不可避的不純物からなり、
   鋼板表面から深さ５μｍ以上２００μｍ以下までの鋼板表層が、焼戻しマルテンサイトを１体積％以上含有し、残部組織が平均結晶粒径２０μｍ以下のフェライト及び５体積％以下のその他の組織からなる脱炭フェライト層からなり、
   鋼板中心部が、３．０体積％以上の焼戻しマルテンサイトと５．０体積％以上の残留オーステナイトとを含有する組織からなり、
   圧延直角方向の引張試験における引張強度が９８０ＭＰａ以上の機械特性を有することを特徴とする耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板。
2. 前記化学組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００１％以上０．３０％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．３０％以下、及び、Ｖ：０．００１％以上０．３０％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板。
3. 前記化学組成が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．００１％以上２．００％以下、及び、Ｍｏ：０．００１％以上２．００％以下の１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板。
4. 前記化学組成が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．００１％以上２．００％以下、及び、Ｎｉ：０．００１％以上２．００％以下の１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板。
5. 前記化学組成が、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１％以上０．０２０％以下を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板。
6. 請求項１〜５のいずれか１項に記載の耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層が形成されていることを特徴とする耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板。
7. 請求項１〜５のいずれか１項に記載の耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板を製造する製造方法であって、
   化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．７０％、Ｓｉ：０．２５〜３．００％、Ｍｎ：１．００〜５．００％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜１．５０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０〜０．３０％、Ｎｂ：０〜０．３０％、Ｖ：０〜０．３０％、Ｃｒ：０〜２．００％、Ｍｏ：０〜２．００％、Ｃｕ：０〜２．００％、Ｎｉ：０〜２．００％、Ｂ：０〜０．０２０％、Ｃａ：０〜０．０１０％、ＲＥＭ：０〜０．１０％、及び、Ｂｉ：０〜０．０５０％を含み、残部鉄及び不純物からなる鋼板を、１００〜７２０℃の温度域における平均加熱速度を１〜５０℃／秒として加熱する加熱工程、
   上記加熱工程の後、加熱した鋼板に、２〜２０体積％の水素と残部窒素及び不純物からなり、かつ、露点が−３０℃超２０℃以下の雰囲気中にて、７２０〜９５０℃の温度域で１０〜６００秒保持する焼鈍を施す焼鈍工程、
   上記焼鈍工程の後、焼鈍した鋼板を、平均冷却速度２〜２００℃／秒で、４００℃以下の温度域まで冷却する冷却工程、
   上記冷却工程の後、冷却した鋼板に、１００〜６００℃の温度域で１秒以上４８時間以下保持する焼戻しを施す焼戻工程を備える
   ことを特徴とする耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板の製造方法。
8. 前記化学組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００１％以上０．３０％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．３０％以下、及び、Ｖ：０．００１％以上０．３０％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項７に記載の耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板の製造方法。
9. 前記化学組成が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．００１％以上２．００％以下、及び、Ｍｏ：０．００１％以上２．００％以下の１種又は２種を含有することを特徴とする請求項７又は８に記載の耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板の製造方法。
10. 前記化学組成が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．００１％以上２．００％以下、及び、Ｎｉ：０．００１％以上２．００％以下の１種又は２種を含有することを特徴とする請求項７〜９のいずれか１項に記載の耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板の製造方法。
11. 前記化学組成が、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１％以上０．０２０％以下を含有することを特徴とする請求項７〜１０のいずれか１項に記載の耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板の製造方法。
12. 請求項６に記載の耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板を製造する製造方法であって、
    化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．７０％、Ｓｉ：０．２５〜３．００％、Ｍｎ：１．００〜５．００％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜１．５０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０〜０．３０％、Ｎｂ：０〜０．３０％、Ｖ：０〜０．３０％、Ｃｒ：０〜２．００％、Ｍｏ：０〜２．００％、Ｃｕ：０〜２．００％、Ｎｉ：０〜２．００％、Ｂ：０〜０．０２０％、Ｃａ：０〜０．０１０％、ＲＥＭ：０〜０．１０％、及び、Ｂｉ：０〜０．０５０％を含み、残部鉄及び不純物からなる鋼板を、１００〜７２０℃の温度域における平均加熱速度を１〜５０℃／秒として加熱する加熱工程、
    上記加熱工程の後、加熱した鋼板に、２〜２０体積％の水素と残部窒素及び不純物からなり、かつ、露点が−３０℃超２０℃以下の雰囲気中にて、７２０〜９５０℃の温度域で１０〜６００秒保持する焼鈍を施す焼鈍工程、
    上記焼鈍工程の後、焼鈍した鋼板を、平均冷却速度２〜２００℃／秒で、４５０〜６００℃の温度域まで冷却する第１冷却工程、
    上記第１冷却工程の後、冷却した鋼板に溶融亜鉛めっきを施すめっき工程、
    上記めっき工程の後、めっきした鋼板を、平均冷却速度５℃／秒以上で、２００℃以下まで冷却する第２冷却工程、
    上記第２冷却工程の後、冷却しためっき鋼板に、１００〜６００℃の温度域で１秒以上４８時間以下保持する焼戻しを施す焼戻工程を備える
    ことを特徴とする耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板の製造方法。
13. 前記化学組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００１％以上０．３０％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．３０％以下、及び、Ｖ：０．００１％以上０．３０％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１２に記載の耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板の製造方法。
14. 前記化学組成が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．００１％以上２．００％以下、及び、Ｍｏ：０．００１％以上２．００％以下の１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１２又は１３に記載の耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板の製造方法。
15. 前記化学組成が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．００１％以上２．００％以下、及び、Ｎｉ：０．００１％以上２．００％以下の１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１２〜１４のいずれか１項に記載の耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板の製造方法。
16. 前記化学組成が、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１％以上０．０２０％以下を含有することを特徴とする請求項１２〜１５のいずれか１項に記載の耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板の製造方法。

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