JP7440799B2 - 鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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-
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-
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-
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Description
本発明は、高強度でかつ溶接性に優れる鋼板及びその製造方法に関するものである。
スポット溶接機により亜鉛めっき鋼板を溶接する際、溶融した亜鉛によって鋼板に割れが生じることがある。この割れはＬＭＥ割れ（液体金属脆化割れ）と呼ばれ、鋼の粒界に沿って溶融した亜鉛が鋼板の内側に侵入することで生じる。
これまで、ＤＰ鋼（複合組織鋼）や高強度鋼板に関する数多くの発明が開示されたものの、その中でスポット溶接ＬＭＥ割れの抑制に関する技術の開示例は少ない。（例えば、特許文献１～３、参照）
特許文献１では、表面層と、前記表面層の下層に配置される、窒素元素の濃度が０．２～１．０質量％である第１のマルテンサイト層とを備え、前記表面層は、リチウム鉄複合酸化物、ＦｅＯ、及びＦｅ3Ｏ4の少なくともいずれかを主成分とし、かつ、固溶ケイ素、ケイ素酸化物、及びケイ素窒化物からなる群より選択される少なくとも一種を含有し、前記第１のマルテンサイト層は、面積率３０％以下のγ相、及び面積率１０％以下のε相を含有する鉄鋼部材が開示されている。特許文献１では、高周波加熱焼き入れによる高強度化に有益な技術に開示範囲が限られており、溶接性を改善する技術は示されていない。
特許文献２では、質量％で、Ｃ：０．０５～０．２５％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０～４．０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：１．０％以下、Ｎ：０．００１～０．０１５％、且つＴｉ：０．００３～０．０３０％、Ｎｂ：０．０１０～０．０５０％、Ｍｏ：０．００５～０．１００％から選ばれる１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有するスラブに熱間圧延を施すにあたり、仕上げ圧延では、最終パスから数えて２番目のパスから最終パスまでの温度を８００～９５０℃、最終パスから数えて２番目のパスから最終パスまでの累計圧下率を１０～４０％、最終パスの圧下率を８～２５％とし、仕上げ圧延終了後０．５～３．０ｓで冷却を開始し、６００～７２０℃の温度域を３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、５９０℃以下で巻取ることを特徴とする熱延鋼板の製造方法が開示されている。しかしながら、特許文献２ではＬＭＥを抑制する技術は開示されていない。
特許文献３では、質量％で、Ｃ：０．０７５％～０．３５０％、Ｓｉ：０．３０％～２．５０％、Ｍｎ：１．２０％～３．５０％、Ｐ：０．００１％～０．１００％、Ｓ：０．０００１％～０．０１００％、Ａｌ：０．００５％～２．５００％、及びＮ：０．０００１％～０．０１００％、を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、粒子径が２０ｎｍ以上のＳｉ及び／又はＭｎを含む酸化物粒子が２．５μｍ以下の平均粒子間距離で分散した領域が表面から０．３μｍ～１５μｍの平均深さの範囲に存在し、その領域における該酸化物粒子の平均粒子径が０．３μｍ以下であり、その領域との界面からの深さが３０μｍの箇所における平均硬さがＨｖ２５０以上であることを特徴とする高強度鋼板が開示されている。しかしながら、特許文献３ではＬＭＥを抑制する技術は開示されていない。
本発明は、上記実情に鑑み、高強度でかつ溶接性に優れる鋼板及びその製造方法を提供することを課題とするものである。
本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意研究し、ＬＭＥ割れの発生には“歪”の影響が大きいことを明らかにした。例えば、同じ通電サイクル（熱履歴）であっても、鋼板の塑性変形量を大きくするようにスポット溶接を行うと、ＬＭＥ割れが顕著に起こる。ＬＭＥ割れが“歪”の増加に伴って生じやすくなる理由は、前述した「鋼板内部への溶融亜鉛の侵入」が起こりやすくなるため、と考えられる。したがって、鋼板表層における歪の増加を防ぐことで、スポット溶接ＬＭＥ割れの発生を抑えることが可能となる。本発明者らは、鋼板表層の歪増加を防ぐために、板厚方向に強度差を与える方法を見出した。具体的には、最表層（第１の深さ領域）を析出強化により硬く制御し、硬い最表層の板厚内側に炭素濃度を低減させた軟らかい層（第２の深さ領域）を与え、そして、更に板厚内部側には、この軟らかい層よりも硬い層（第３の深さ領域）を設ける。このように、板厚表層から板厚中心層に向かって特性が傾斜した３層の構造にすることにより、変形を受けた時に軟らかい層（第２の深さ領域）が歪を担うようになり、最表層（第１の深さ領域）における歪の過度な増加を抑えることが可能となる。
また、本発明者らは、上記のような板厚方向に適切な強度差を有する層構造の鋼板は、単に熱延条件や焼鈍条件などを単一にて工夫しても製造困難であり、熱延・焼鈍工程などのいわゆる一貫工程にて最適化を達成することでしか製造できないことも、種々の研究を積み重ねることで知見し、本発明を完成した。
本発明の要旨は、次の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．２０～０．４０％、
Ｓｉ：０．０１～２．００％、
Ｍｎ：０．１０％～４．００％、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：１．５００％以下、
Ｎ：０．０２００％以下、
Ｔｉ：０．００５～０．５００％、
Ｃｏ：０～０．５０００％、
Ｎｉ：０～１．００００％、
Ｍｏ：０～１．００００％、
Ｃｒ：０～２．００００％、
Ｏ：０～０．０２００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｎｂ：０～０．５０００％、
Ｖ：０～０．５０００％、
Ｃｕ：０～０．５０００％、
Ｗ：０～０．１０００％、
Ｔａ：０～０．１０００％、
Ｓｎ：０～０．０５００％、
Ｓｂ：０～０．０５００％、
Ａｓ：０～０．０５００％、
Ｍｇ：０～０．０５００％、
Ｃａ：０～０．０５００％、
Ｙ：０～０．０５００％、
Ｚｒ：０～０．０５００％、
Ｌａ：０～０．０５００％、及び
Ｃｅ：０～０．０５００％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
表面から１～１０μｍの深さ領域において直径０．１μｍ未満の析出物が１０～２００個／μｍ2の数密度で存在しており、
表面から１０～６０μｍの深さ領域における固溶Ｃ量が０．２０質量％未満であり、
引張強度が１２００ＭＰａ以上である、鋼板。
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｏ：０．０００１～０．５０００％、
Ｎｉ：０．０００１～１．００００％、
Ｍｏ：０．０００１～１．００００％、
Ｃｒ：０．０００１～２．００００％、
Ｏ：０．０００１～０．０２００％、
Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
Ｎｂ：０．０００１～０．５０００％、
Ｖ：０．０００１～０．５０００％、
Ｃｕ：０．０００１～０．５０００％、
Ｗ：０．０００１～０．１０００％、
Ｔａ：０．０００１～０．１０００％、
Ｓｎ：０．０００１～０．０５００％、
Ｓｂ：０．０００１～０．０５００％、
Ａｓ：０．０００１～０．０５００％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０５００％、
Ｃａ：０．０００１～０．０５００％、
Ｙ：０．０００１～０．０５００％、
Ｚｒ：０．０００１～０．０５００％、
Ｌａ：０．０００１～０．０５００％、及び
Ｃｅ：０．０００１～０．０５００％
からなる群より選択される１種又は２種以上を含有する、上記（１）に記載の鋼板。
（３）前記鋼板の少なくとも一方の表面に、亜鉛、アルミニウム、マグネシウム、それらの任意の組み合わせからなる合金、又はそれらの元素の少なくとも１種と鉄との合金を含有するめっき層が形成された、上記（１）又は（２）に記載の鋼板。
（４）上記（１）又は（２）に記載の化学組成を有する鋼片を熱間圧延し、次いで５８０℃以下で巻き取る工程、
得られた熱延鋼板を酸洗して前記熱延鋼板の表面上に存在する酸化スケールを除去するとともに前記熱延鋼板の表層を少なくとも５μｍ除去する工程、及び
前記熱延鋼板を冷間圧延し、次いで焼鈍する工程であって、前記焼鈍は、得られた冷延鋼板を露点が－２０～２０℃の雰囲気中２００～４００℃の温度域で２０～１８０秒間保持し、次いで露点が－２０～２０℃の雰囲気中７４０～９００℃の温度域で４５～３００秒間保持することを含む工程
を含む、鋼板の製造方法。
（５）前記焼鈍において、前記冷延鋼板の少なくとも一方の表面に、亜鉛、アルミニウム、マグネシウム、それらの任意の組み合わせからなる合金、又はそれらの元素の少なくとも１種と鉄との合金を含有するめっき層が形成される、上記（４）に記載の鋼板の製造方法。
Ｃ：０．２０～０．４０％、
Ｓｉ：０．０１～２．００％、
Ｍｎ：０．１０％～４．００％、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：１．５００％以下、
Ｎ：０．０２００％以下、
Ｔｉ：０．００５～０．５００％、
Ｃｏ：０～０．５０００％、
Ｎｉ：０～１．００００％、
Ｍｏ：０～１．００００％、
Ｃｒ：０～２．００００％、
Ｏ：０～０．０２００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｎｂ：０～０．５０００％、
Ｖ：０～０．５０００％、
Ｃｕ：０～０．５０００％、
Ｗ：０～０．１０００％、
Ｔａ：０～０．１０００％、
Ｓｎ：０～０．０５００％、
Ｓｂ：０～０．０５００％、
Ａｓ：０～０．０５００％、
Ｍｇ：０～０．０５００％、
Ｃａ：０～０．０５００％、
Ｙ：０～０．０５００％、
Ｚｒ：０～０．０５００％、
Ｌａ：０～０．０５００％、及び
Ｃｅ：０～０．０５００％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
表面から１～１０μｍの深さ領域において直径０．１μｍ未満の析出物が１０～２００個／μｍ2の数密度で存在しており、
表面から１０～６０μｍの深さ領域における固溶Ｃ量が０．２０質量％未満であり、
引張強度が１２００ＭＰａ以上である、鋼板。
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｏ：０．０００１～０．５０００％、
Ｎｉ：０．０００１～１．００００％、
Ｍｏ：０．０００１～１．００００％、
Ｃｒ：０．０００１～２．００００％、
Ｏ：０．０００１～０．０２００％、
Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
Ｎｂ：０．０００１～０．５０００％、
Ｖ：０．０００１～０．５０００％、
Ｃｕ：０．０００１～０．５０００％、
Ｗ：０．０００１～０．１０００％、
Ｔａ：０．０００１～０．１０００％、
Ｓｎ：０．０００１～０．０５００％、
Ｓｂ：０．０００１～０．０５００％、
Ａｓ：０．０００１～０．０５００％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０５００％、
Ｃａ：０．０００１～０．０５００％、
Ｙ：０．０００１～０．０５００％、
Ｚｒ：０．０００１～０．０５００％、
Ｌａ：０．０００１～０．０５００％、及び
Ｃｅ：０．０００１～０．０５００％
からなる群より選択される１種又は２種以上を含有する、上記（１）に記載の鋼板。
（３）前記鋼板の少なくとも一方の表面に、亜鉛、アルミニウム、マグネシウム、それらの任意の組み合わせからなる合金、又はそれらの元素の少なくとも１種と鉄との合金を含有するめっき層が形成された、上記（１）又は（２）に記載の鋼板。
（４）上記（１）又は（２）に記載の化学組成を有する鋼片を熱間圧延し、次いで５８０℃以下で巻き取る工程、
得られた熱延鋼板を酸洗して前記熱延鋼板の表面上に存在する酸化スケールを除去するとともに前記熱延鋼板の表層を少なくとも５μｍ除去する工程、及び
前記熱延鋼板を冷間圧延し、次いで焼鈍する工程であって、前記焼鈍は、得られた冷延鋼板を露点が－２０～２０℃の雰囲気中２００～４００℃の温度域で２０～１８０秒間保持し、次いで露点が－２０～２０℃の雰囲気中７４０～９００℃の温度域で４５～３００秒間保持することを含む工程
を含む、鋼板の製造方法。
（５）前記焼鈍において、前記冷延鋼板の少なくとも一方の表面に、亜鉛、アルミニウム、マグネシウム、それらの任意の組み合わせからなる合金、又はそれらの元素の少なくとも１種と鉄との合金を含有するめっき層が形成される、上記（４）に記載の鋼板の製造方法。
本発明によれば、高強度でかつ溶接性に優れる鋼板及びその製造方法を提供できる。
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、これらの説明は、本発明の実施形態の単なる例示を意図するものであって、本発明は以下の実施形態に限定されない。
＜鋼板＞
本発明の実施形態に係る鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．２０～０．４０％、
Ｓｉ：０．０１～２．００％、
Ｍｎ：０．１０％～４．００％、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：１．５００％以下、
Ｎ：０．０２００％以下、
Ｔｉ：０．００５～０．５００％、
Ｃｏ：０～０．５０００％、
Ｎｉ：０～１．００００％、
Ｍｏ：０～１．００００％、
Ｃｒ：０～２．００００％、
Ｏ：０～０．０２００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｎｂ：０～０．５０００％、
Ｖ：０～０．５０００％、
Ｃｕ：０～０．５０００％、
Ｗ：０～０．１０００％、
Ｔａ：０～０．１０００％、
Ｓｎ：０～０．０５００％、
Ｓｂ：０～０．０５００％、
Ａｓ：０～０．０５００％、
Ｍｇ：０～０．０５００％、
Ｃａ：０～０．０５００％、
Ｙ：０～０．０５００％、
Ｚｒ：０～０．０５００％、
Ｌａ：０～０．０５００％、及び
Ｃｅ：０～０．０５００％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
表面から１～１０μｍの深さ領域において直径０．１μｍ未満の析出物が１０～２００個／μｍ2の数密度で存在しており、
表面から１０～６０μｍの深さ領域における固溶Ｃ量が０．２０質量％未満であり、
引張強度が１２００ＭＰａ以上であることを特徴としている。
本発明の実施形態に係る鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．２０～０．４０％、
Ｓｉ：０．０１～２．００％、
Ｍｎ：０．１０％～４．００％、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：１．５００％以下、
Ｎ：０．０２００％以下、
Ｔｉ：０．００５～０．５００％、
Ｃｏ：０～０．５０００％、
Ｎｉ：０～１．００００％、
Ｍｏ：０～１．００００％、
Ｃｒ：０～２．００００％、
Ｏ：０～０．０２００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｎｂ：０～０．５０００％、
Ｖ：０～０．５０００％、
Ｃｕ：０～０．５０００％、
Ｗ：０～０．１０００％、
Ｔａ：０～０．１０００％、
Ｓｎ：０～０．０５００％、
Ｓｂ：０～０．０５００％、
Ａｓ：０～０．０５００％、
Ｍｇ：０～０．０５００％、
Ｃａ：０～０．０５００％、
Ｙ：０～０．０５００％、
Ｚｒ：０～０．０５００％、
Ｌａ：０～０．０５００％、及び
Ｃｅ：０～０．０５００％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
表面から１～１０μｍの深さ領域において直径０．１μｍ未満の析出物が１０～２００個／μｍ2の数密度で存在しており、
表面から１０～６０μｍの深さ領域における固溶Ｃ量が０．２０質量％未満であり、
引張強度が１２００ＭＰａ以上であることを特徴としている。
まず、本発明の実施形態に係る鋼板の化学組成を限定した理由について説明する。ここで成分についての「％」は質量％を意味する。さらに、本明細書において、数値範囲を示す「～」とは、特に断りがない場合、その前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む意味で使用される。
（Ｃ：０．２０～０．４０％）
Ｃは、安価に引張強度を増加させる元素であり、鋼の強度を制御するために極めて重要な元素である。このような効果を十分に得るために、Ｃ含有量は０．２０％以上とする。Ｃ含有量は０．２２％以上、０．２５％以上又は０．２８％以上であってもよい。一方で、Ｃを過度に含有すると、伸びの低下とともに、ＬＭＥの発生を促す場合がある。このため、Ｃ含有量は０．４０％以下とする。Ｃ含有量は０．３８％以下、０．３６％以下又は０．３４％以下であってもよい。
Ｃは、安価に引張強度を増加させる元素であり、鋼の強度を制御するために極めて重要な元素である。このような効果を十分に得るために、Ｃ含有量は０．２０％以上とする。Ｃ含有量は０．２２％以上、０．２５％以上又は０．２８％以上であってもよい。一方で、Ｃを過度に含有すると、伸びの低下とともに、ＬＭＥの発生を促す場合がある。このため、Ｃ含有量は０．４０％以下とする。Ｃ含有量は０．３８％以下、０．３６％以下又は０．３４％以下であってもよい。
（Ｓｉ：０．０１～２．００％）
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、冷延板焼鈍中の冷却過程における炭化物の析出を抑制する元素である。このような効果を十分に得るために、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は０．１０％以上、０．３０％以上又は０．８０％以上であってもよい。一方で、Ｓｉを過度に含有すると、鋼強度の増加とともに伸びの低下を招き、更にスポット溶接時にＬＭＥによる鋼板の割れを招く場合がある。このため、Ｓｉ含有量は２．００％以下とする。Ｓｉ含有量は１．８０％以下、１．５０％以下又は１．２０％以下であってもよい。
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、冷延板焼鈍中の冷却過程における炭化物の析出を抑制する元素である。このような効果を十分に得るために、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は０．１０％以上、０．３０％以上又は０．８０％以上であってもよい。一方で、Ｓｉを過度に含有すると、鋼強度の増加とともに伸びの低下を招き、更にスポット溶接時にＬＭＥによる鋼板の割れを招く場合がある。このため、Ｓｉ含有量は２．００％以下とする。Ｓｉ含有量は１．８０％以下、１．５０％以下又は１．２０％以下であってもよい。
（Ｍｎ：０．１０～４．００％）
Ｍｎは、鋼のフェライト変態に影響を与える因子であり、強度上昇に有効な元素である。このような効果を十分に得るために、Ｍｎ含有量は０．１０％以上とする。Ｍｎ含有量は０．５０％以上、１．００％以上又は１．５０％以上であってもよい。一方で、Ｍｎを過度に含有すると、鋼強度の増加とともに伸びの低下を招き、更にスポット溶接時にＬＭＥによる鋼板の割れを招く場合がある。このため、Ｍｎ含有量は４．００％以下とする。Ｍｎ含有量は３．３０％以下、３．００％以下又は２．７０％以下であってもよい。
Ｍｎは、鋼のフェライト変態に影響を与える因子であり、強度上昇に有効な元素である。このような効果を十分に得るために、Ｍｎ含有量は０．１０％以上とする。Ｍｎ含有量は０．５０％以上、１．００％以上又は１．５０％以上であってもよい。一方で、Ｍｎを過度に含有すると、鋼強度の増加とともに伸びの低下を招き、更にスポット溶接時にＬＭＥによる鋼板の割れを招く場合がある。このため、Ｍｎ含有量は４．００％以下とする。Ｍｎ含有量は３．３０％以下、３．００％以下又は２．７０％以下であってもよい。
（Ｐ：０．０２００％以下）
Ｐは、フェライト粒界に強く偏析し粒界の脆化を促す元素である。Ｐ含有量は少ないほど好ましいため、理想的には０％である。しかしながら、Ｐ含有量の過度な低減はコストの大幅な増加を招くため、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよく、０．００１０％以上又は０．００５０％以上であってもよい。一方で、Ｐを過度に含有すると、鋼の脆化を招き、更にスポット溶接時にＬＭＥによる鋼板の割れを招く場合がある。このため、Ｐ含有量は０．０２００％以下とする。Ｐ含有量は０．０１８０％以下、０．０１５０％以下又は０．０１００％以下であってもよい。
Ｐは、フェライト粒界に強く偏析し粒界の脆化を促す元素である。Ｐ含有量は少ないほど好ましいため、理想的には０％である。しかしながら、Ｐ含有量の過度な低減はコストの大幅な増加を招くため、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよく、０．００１０％以上又は０．００５０％以上であってもよい。一方で、Ｐを過度に含有すると、鋼の脆化を招き、更にスポット溶接時にＬＭＥによる鋼板の割れを招く場合がある。このため、Ｐ含有量は０．０２００％以下とする。Ｐ含有量は０．０１８０％以下、０．０１５０％以下又は０．０１００％以下であってもよい。
（Ｓ：０．０２００％以下）
Ｓは、鋼中でＭｎＳ等の非金属介在物を生成し、鋼材部品の延性の低下を招く元素である。Ｓ含有量は少ないほど好ましいため、理想的には０％である。しかしながら、Ｓ含有量の過度な低減はコストの大幅な増加を招くため、Ｓ含有量は０．０００１％以上としてもよく、０．０００２％以上、０．００１０％以上又は０．００５０％以上であってもよい。一方で、Ｓを過度に含有すると、冷間成形時に非金属介在物を起点とした割れの発生を招くとともに、スポット溶接時にＬＭＥによる鋼板の割れを招く場合がある。このため、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする。Ｓ含有量は０．０１８０％以下、０．０１５０％以下又は０．０１００％以下であってもよい。
Ｓは、鋼中でＭｎＳ等の非金属介在物を生成し、鋼材部品の延性の低下を招く元素である。Ｓ含有量は少ないほど好ましいため、理想的には０％である。しかしながら、Ｓ含有量の過度な低減はコストの大幅な増加を招くため、Ｓ含有量は０．０００１％以上としてもよく、０．０００２％以上、０．００１０％以上又は０．００５０％以上であってもよい。一方で、Ｓを過度に含有すると、冷間成形時に非金属介在物を起点とした割れの発生を招くとともに、スポット溶接時にＬＭＥによる鋼板の割れを招く場合がある。このため、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする。Ｓ含有量は０．０１８０％以下、０．０１５０％以下又は０．０１００％以下であってもよい。
（Ａｌ：１．５００％以下）
Ａｌは、鋼の脱酸剤として作用しフェライトを安定化する元素であり、必要に応じて含有されてもよい。Ａｌは含有されていなくてもよいため、Ａｌ含有量の下限は０％である。その効果を十分に得るためには、Ａｌ含有量は０．００１％以上とすることが好ましく、０．０１０％以上、０．０５０％以上又は０．１００％以上であってもよい。一方で、Ａｌを過度に含有すると、冷延板焼鈍において冷却過程でのフェライト変態及びベイナイト変態が過度に促進するため鋼板の強度が低下する場合がある。このため、Ａｌ含有量は１．５００％以下とする。Ａｌ含有量は１．４００％以下、１．２００％以下又は１．０００％以下であってもよい。
Ａｌは、鋼の脱酸剤として作用しフェライトを安定化する元素であり、必要に応じて含有されてもよい。Ａｌは含有されていなくてもよいため、Ａｌ含有量の下限は０％である。その効果を十分に得るためには、Ａｌ含有量は０．００１％以上とすることが好ましく、０．０１０％以上、０．０５０％以上又は０．１００％以上であってもよい。一方で、Ａｌを過度に含有すると、冷延板焼鈍において冷却過程でのフェライト変態及びベイナイト変態が過度に促進するため鋼板の強度が低下する場合がある。このため、Ａｌ含有量は１．５００％以下とする。Ａｌ含有量は１．４００％以下、１．２００％以下又は１．０００％以下であってもよい。
（Ｎ：０．０２００％以下）
Ｎは、鋼板中で粗大な窒化物を形成し、鋼板の加工性を低下させる元素である。また、Ｎは、溶接時のブローホールの発生原因となる元素である。Ｎ含有量は少ないほど好ましいため、理想的には０％である。しかしながら、Ｎ含有量の過度な低減は製造コストの大幅な増加を招くため、Ｎ含有量は０．０００１％以上としてもよく、０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００５０％以上であってもよい。一方で、Ｎを過度に含有すると、Ｔｉと結合して多量のＴｉＮを生成させるため、鋼板中の固溶Ｔｉ量が少なくなり、鋼板表層における析出物（例えばＴｉ酸化物）の生成を制御できなくなる場合がある。このため、Ｎ含有量は０．０２００％以下とする。Ｎ含有量は０．０１５０％以下、０．０１００％以下又は０．００８０％以下であってもよい。
Ｎは、鋼板中で粗大な窒化物を形成し、鋼板の加工性を低下させる元素である。また、Ｎは、溶接時のブローホールの発生原因となる元素である。Ｎ含有量は少ないほど好ましいため、理想的には０％である。しかしながら、Ｎ含有量の過度な低減は製造コストの大幅な増加を招くため、Ｎ含有量は０．０００１％以上としてもよく、０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００５０％以上であってもよい。一方で、Ｎを過度に含有すると、Ｔｉと結合して多量のＴｉＮを生成させるため、鋼板中の固溶Ｔｉ量が少なくなり、鋼板表層における析出物（例えばＴｉ酸化物）の生成を制御できなくなる場合がある。このため、Ｎ含有量は０．０２００％以下とする。Ｎ含有量は０．０１５０％以下、０．０１００％以下又は０．００８０％以下であってもよい。
（Ｔｉ：０．００５～０．５００％）
Ｔｉは、冷延板焼鈍における加熱及び均熱の工程において、焼鈍雰囲気から鋼の表層に侵入する酸素と結び付いて鋼板表層に微細な析出物（例えばＴｉ酸化物）を形成するのに必要な元素である。このような析出物を十分に形成させるために、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とする。Ｔｉ含有量は０．０１０％以上、０．０５０％以上、０．１００％以上又は０．１５０％以上であってもよい。一方で、Ｔｉを過度に含有すると、過剰な析出物の形成を引き起こしたり、冷延板焼鈍中の冷却過程においてフェライト変態を促進して強度の低下を引き起こしたりする場合がある。このため、Ｔｉ含有量は０．５００％以下とする。Ｔｉ含有量は０．４５０％以下、０．４００％以下、０．３５０％以下又は０．３００％以下であってもよい。
Ｔｉは、冷延板焼鈍における加熱及び均熱の工程において、焼鈍雰囲気から鋼の表層に侵入する酸素と結び付いて鋼板表層に微細な析出物（例えばＴｉ酸化物）を形成するのに必要な元素である。このような析出物を十分に形成させるために、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とする。Ｔｉ含有量は０．０１０％以上、０．０５０％以上、０．１００％以上又は０．１５０％以上であってもよい。一方で、Ｔｉを過度に含有すると、過剰な析出物の形成を引き起こしたり、冷延板焼鈍中の冷却過程においてフェライト変態を促進して強度の低下を引き起こしたりする場合がある。このため、Ｔｉ含有量は０．５００％以下とする。Ｔｉ含有量は０．４５０％以下、０．４００％以下、０．３５０％以下又は０．３００％以下であってもよい。
本実施形態における鋼板の基本化学組成は上記のとおりである。さらに、本実施形態における鋼板は、必要に応じて、残部のＦｅの一部に代えて、以下の任意選択元素のうち少なくとも一種を含んでもよい。これらの元素は含まれなくてもよいため、その下限は０％である。
（Ｃｏ：０～０．５０００％）
Ｃｏは、炭化物の形態制御と強度の増加に有効な元素であり、固溶炭素の制御のために必要に応じて含有されてもよい。これらの効果を十分に得るためには、Ｃｏ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｃｏ含有量は０．００１０％以上、０．０１００％以上又は０．０４００％以上であってもよい。一方で、Ｃｏを過度に含有すると、微細なＣｏ炭化物が多数析出し、鋼材の過度な強度上昇及び／又は延性の低下を招く場合がある。このため、Ｃｏ含有量は０．５０００％以下であることが好ましい。Ｃｏ含有量は０．４０００％以下、０．３０００％以下又は０．２０００％以下であってもよい。
Ｃｏは、炭化物の形態制御と強度の増加に有効な元素であり、固溶炭素の制御のために必要に応じて含有されてもよい。これらの効果を十分に得るためには、Ｃｏ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｃｏ含有量は０．００１０％以上、０．０１００％以上又は０．０４００％以上であってもよい。一方で、Ｃｏを過度に含有すると、微細なＣｏ炭化物が多数析出し、鋼材の過度な強度上昇及び／又は延性の低下を招く場合がある。このため、Ｃｏ含有量は０．５０００％以下であることが好ましい。Ｃｏ含有量は０．４０００％以下、０．３０００％以下又は０．２０００％以下であってもよい。
（Ｎｉ：０～１．００００％）
Ｎｉは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に有効である。加えて、濡れ性の向上や合金化反応の促進をもたらすことから必要に応じて含有されてもよい。これらの効果を十分に得るためには、Ｎｉ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｎｉ含有量は０．００１０％以上、０．０１００％以上又は０．０５００％以上であってもよい。一方で、Ｎｉを過度に含有すると、製造時及び熱延時の製造性に悪影響を及ぼしたり、伸びの低下を引き起こしたりする場合がある。このため、Ｎｉ含有量は１．００００％以下であることが好ましい。Ｎｉ含有量は０．９０００％以下、０．５０００％以下又は０．２００％以下であってもよい。
Ｎｉは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に有効である。加えて、濡れ性の向上や合金化反応の促進をもたらすことから必要に応じて含有されてもよい。これらの効果を十分に得るためには、Ｎｉ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｎｉ含有量は０．００１０％以上、０．０１００％以上又は０．０５００％以上であってもよい。一方で、Ｎｉを過度に含有すると、製造時及び熱延時の製造性に悪影響を及ぼしたり、伸びの低下を引き起こしたりする場合がある。このため、Ｎｉ含有量は１．００００％以下であることが好ましい。Ｎｉ含有量は０．９０００％以下、０．５０００％以下又は０．２００％以下であってもよい。
（Ｍｏ：０～１．００００％）
Ｍｏは、鋼板の強度の向上に有効な元素である。また、Ｍｏは、連続焼鈍設備又は連続溶融亜鉛めっき設備での熱処理時に生じるフェライト変態を抑制する効果を有する元素である。これらの効果を十分に得るためには、Ｍｏ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｍｏ含有量は０．００１０％以上、０．０１００％以上又は０．０５００％以上であってもよい。一方で、Ｍｏを過度に含有すると、微細なＭｏ炭化物が多数析出し、鋼材の過度な強度上昇及び／又は延性の低下を招く場合がある。このため、Ｍｏ含有量は１．００００％以下であることが好ましい。Ｍｏ含有量は０．９０００％以下、０．８０００％以下又は０．７００％以下であってもよい。
Ｍｏは、鋼板の強度の向上に有効な元素である。また、Ｍｏは、連続焼鈍設備又は連続溶融亜鉛めっき設備での熱処理時に生じるフェライト変態を抑制する効果を有する元素である。これらの効果を十分に得るためには、Ｍｏ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｍｏ含有量は０．００１０％以上、０．０１００％以上又は０．０５００％以上であってもよい。一方で、Ｍｏを過度に含有すると、微細なＭｏ炭化物が多数析出し、鋼材の過度な強度上昇及び／又は延性の低下を招く場合がある。このため、Ｍｏ含有量は１．００００％以下であることが好ましい。Ｍｏ含有量は０．９０００％以下、０．８０００％以下又は０．７００％以下であってもよい。
（Ｃｒ：０～２．００００％）
Ｃｒは、Ｍｎと同様にパーライト変態を抑え、鋼の高強度化に有効な元素であり、必要に応じて含有されてもよい。このような効果を十分に得るためには、Ｃｒ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｃｒ含有量は０．００１０％以上、０．０１００％以上又は０．０５００％以上であってもよい。一方で、Ｃｒを過度に含有すると、鋼材の過度な強度上昇及び／又は延性の低下を招く場合がある。このため、Ｃｒ含有量は２．００００％以下であることが好ましい。Ｃｒ含有量は１．７０００％以下、１．５０００％以下又は１．０００％以下であってもよい。
Ｃｒは、Ｍｎと同様にパーライト変態を抑え、鋼の高強度化に有効な元素であり、必要に応じて含有されてもよい。このような効果を十分に得るためには、Ｃｒ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｃｒ含有量は０．００１０％以上、０．０１００％以上又は０．０５００％以上であってもよい。一方で、Ｃｒを過度に含有すると、鋼材の過度な強度上昇及び／又は延性の低下を招く場合がある。このため、Ｃｒ含有量は２．００００％以下であることが好ましい。Ｃｒ含有量は１．７０００％以下、１．５０００％以下又は１．０００％以下であってもよい。
（Ｏ：０～０．０２００％）
Ｏは、酸化物を形成し、加工性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。特に、酸化物は介在物として存在する場合が多く、打抜き端面、あるいは、切断面に存在すると、端面に切り欠き状の傷や粗大なディンプルを形成することから、張出成形時や強加工時に、応力集中を招き、亀裂形成の起点となり大幅な加工性の劣化をもたらす。このため、Ｏ含有量は０％であってもよいが、過度の低減は大幅なコスト高を招き経済的に好ましくない。このため、Ｏ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｏ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。一方で、Ｏを過度に含有すると、上記の傾向が顕著となることに加え、過剰な析出物の形成を引き起こす場合がある。このため、Ｏ含有量は０．０２００％以下であることが好ましい。Ｏ含有量は０．０１５０％以下、０．０１００％以下又は０．００５０％以下であってもよい。
Ｏは、酸化物を形成し、加工性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。特に、酸化物は介在物として存在する場合が多く、打抜き端面、あるいは、切断面に存在すると、端面に切り欠き状の傷や粗大なディンプルを形成することから、張出成形時や強加工時に、応力集中を招き、亀裂形成の起点となり大幅な加工性の劣化をもたらす。このため、Ｏ含有量は０％であってもよいが、過度の低減は大幅なコスト高を招き経済的に好ましくない。このため、Ｏ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｏ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。一方で、Ｏを過度に含有すると、上記の傾向が顕著となることに加え、過剰な析出物の形成を引き起こす場合がある。このため、Ｏ含有量は０．０２００％以下であることが好ましい。Ｏ含有量は０．０１５０％以下、０．０１００％以下又は０．００５０％以下であってもよい。
（Ｂ：０～０．０１００％）
Ｂは、オーステナイトからの冷却過程においてフェライト及びパーライトの生成を抑え、ベイナイト又はマルテンサイト等の低温変態組織の生成を促す元素である。また、Ｂは、鋼の高強度化に有益な元素であり、必要に応じて含有されてもよい。しかしながら、Ｂ含有量が低すぎると、高強度化等の向上効果が十分には得られない場合がある。更に、０．０００１％未満の同定には分析に細心の注意を払う必要があるとともに、分析装置によっては検出下限に至る。このため、Ｂ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｂ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。一方で、Ｂを過度に含有すると、鋼中に粗大なＢ酸化物の生成を招き、冷間成形時のボイドの発生起点となり、穴広げ性等の冷間加工性が劣化する場合がある。このため、Ｂ含有量は０．０１００％以下であることが好ましい。Ｂ含有量は０．００８０％以下、０．００６０％以下又は０．００４０％以下であってもよい。
Ｂは、オーステナイトからの冷却過程においてフェライト及びパーライトの生成を抑え、ベイナイト又はマルテンサイト等の低温変態組織の生成を促す元素である。また、Ｂは、鋼の高強度化に有益な元素であり、必要に応じて含有されてもよい。しかしながら、Ｂ含有量が低すぎると、高強度化等の向上効果が十分には得られない場合がある。更に、０．０００１％未満の同定には分析に細心の注意を払う必要があるとともに、分析装置によっては検出下限に至る。このため、Ｂ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｂ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。一方で、Ｂを過度に含有すると、鋼中に粗大なＢ酸化物の生成を招き、冷間成形時のボイドの発生起点となり、穴広げ性等の冷間加工性が劣化する場合がある。このため、Ｂ含有量は０．０１００％以下であることが好ましい。Ｂ含有量は０．００８０％以下、０．００６０％以下又は０．００４０％以下であってもよい。
（Ｎｂ：０～０．５０００％）
Ｎｂは、炭化物の形態制御に有効な元素であり、その添加により組織を微細化するため靭性の向上にも効果的な元素である。これらの効果を十分に得るためには、Ｎｂ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｎｂ含有量は０．００１０％以上、０．０１００％以上又は０．０２００％以上であってもよい。一方で、Ｎｂを過度に含有すると、微細で硬質なＮｂ炭化物が多数析出し、延性の顕著な劣化を招き、冷間加工性を低下させる場合がある。このため、Ｎｂ含有量は０．５０００％以下であることが好ましい。Ｎｂ含有量は０．４０００％以下、０．２０００％以下又は０．１０００％以下であってもよい。
Ｎｂは、炭化物の形態制御に有効な元素であり、その添加により組織を微細化するため靭性の向上にも効果的な元素である。これらの効果を十分に得るためには、Ｎｂ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｎｂ含有量は０．００１０％以上、０．０１００％以上又は０．０２００％以上であってもよい。一方で、Ｎｂを過度に含有すると、微細で硬質なＮｂ炭化物が多数析出し、延性の顕著な劣化を招き、冷間加工性を低下させる場合がある。このため、Ｎｂ含有量は０．５０００％以下であることが好ましい。Ｎｂ含有量は０．４０００％以下、０．２０００％以下又は０．１０００％以下であってもよい。
（Ｖ：０～０．５０００％）
Ｖは、強化元素であり、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化及び再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。このような効果を十分に得るためには、Ｖ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｖ含有量は０．００１０％以上、０．０１００％以上又は０．０２００％以上であってもよい。一方で、Ｖを過度に含有すると、炭窒化物の析出が多くなり穴広げ性等の成形性が劣化する場合がある。このため、Ｖ含有量は０．５０００％以下であることが好ましい。Ｖ含有量は０．４０００％以下、０．２０００％以下又は０．１０００％以下であってもよい。
Ｖは、強化元素であり、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化及び再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。このような効果を十分に得るためには、Ｖ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｖ含有量は０．００１０％以上、０．０１００％以上又は０．０２００％以上であってもよい。一方で、Ｖを過度に含有すると、炭窒化物の析出が多くなり穴広げ性等の成形性が劣化する場合がある。このため、Ｖ含有量は０．５０００％以下であることが好ましい。Ｖ含有量は０．４０００％以下、０．２０００％以下又は０．１０００％以下であってもよい。
（Ｃｕ：０～０．５０００％）
Ｃｕは、鋼板の強度の向上に有効な元素である。このような効果を十分に得るためには、Ｃｕ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｃｕ含有量は０．００１０％以上、０．０１００％以上又は０．０２００％以上であってもよい。一方で、Ｃｕを過度に含有すると、熱間圧延中に鋼材が脆化し、熱間圧延が不可能となる場合がある。更に、鋼の強度が著しく高まり、穴広げ性等の冷間加工性が劣化する場合がある。このため、Ｃｕ含有量は０．５０００％以下であることが好ましい。Ｃｕ含有量は０．４０００％以下、０．２０００％以下又は０．１０００％以下であってもよい。
Ｃｕは、鋼板の強度の向上に有効な元素である。このような効果を十分に得るためには、Ｃｕ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｃｕ含有量は０．００１０％以上、０．０１００％以上又は０．０２００％以上であってもよい。一方で、Ｃｕを過度に含有すると、熱間圧延中に鋼材が脆化し、熱間圧延が不可能となる場合がある。更に、鋼の強度が著しく高まり、穴広げ性等の冷間加工性が劣化する場合がある。このため、Ｃｕ含有量は０．５０００％以下であることが好ましい。Ｃｕ含有量は０．４０００％以下、０．２０００％以下又は０．１０００％以下であってもよい。
（Ｗ：０～０．１０００％）
Ｗは、鋼板の強度上昇に有効である上、Ｗを含有する析出物及び晶出物は水素トラップサイトとなるため非常に重要な元素である。これらの効果を十分に得るためには、Ｗ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｗ含有量は０．００１０％以上、０．００５０％以上又は０．０１００％以上であってもよい。一方で、Ｗを過度に含有すると、冷間加工性が低下する場合がある。このため、Ｗ含有量は０．１０００％以下であることが好ましい。Ｗ含有量は０．０８００％以下、０．０６００％以下又は０．０４００％以下であってもよい。
Ｗは、鋼板の強度上昇に有効である上、Ｗを含有する析出物及び晶出物は水素トラップサイトとなるため非常に重要な元素である。これらの効果を十分に得るためには、Ｗ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｗ含有量は０．００１０％以上、０．００５０％以上又は０．０１００％以上であってもよい。一方で、Ｗを過度に含有すると、冷間加工性が低下する場合がある。このため、Ｗ含有量は０．１０００％以下であることが好ましい。Ｗ含有量は０．０８００％以下、０．０６００％以下又は０．０４００％以下であってもよい。
（Ｔａ：０～０．１０００％）
Ｔａは、Ｃｏと同様に、炭化物の形態制御と強度の増加に有効な元素であり、必要に応じて含有されてもよい。これらの効果を十分に得るためには、Ｔａ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｔａ含有量は０．００１０％以上、０．００５０％以上又は０．０１００％以上であってもよい。一方で、Ｔａを過度に含有すると、微細なＴａ炭化物が多数析出し、鋼板の強度上昇と延性の低下を招き、穴広げ性等の冷間加工性を低下させる場合がある。このため、Ｔａ含有量は０．１０００％以下であることが好ましい。Ｔａ含有量は０．０８００％以下、０．０６００％以下又は０．０４００％以下であってもよい。
Ｔａは、Ｃｏと同様に、炭化物の形態制御と強度の増加に有効な元素であり、必要に応じて含有されてもよい。これらの効果を十分に得るためには、Ｔａ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｔａ含有量は０．００１０％以上、０．００５０％以上又は０．０１００％以上であってもよい。一方で、Ｔａを過度に含有すると、微細なＴａ炭化物が多数析出し、鋼板の強度上昇と延性の低下を招き、穴広げ性等の冷間加工性を低下させる場合がある。このため、Ｔａ含有量は０．１０００％以下であることが好ましい。Ｔａ含有量は０．０８００％以下、０．０６００％以下又は０．０４００％以下であってもよい。
（Ｓｎ：０～０．０５００％）
Ｓｎは、原料としてスクラップを用いた場合に鋼中に含有される元素であり、少ないほど好ましい。したがって、Ｓｎ含有量は０％であってもよいが、過度の低減は精錬コストの増加を招く。このため、Ｓｎ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｓｎ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方で、Ｓｎを過度に含有すると、フェライトの脆化による穴広げ性等の冷間加工性の低下を引き起こす場合がある。このため、Ｓｎ含有量は０．０５００％以下であることが好ましい。Ｓｎ含有量は０．０４００％以下、０．０２００％以下又は０．０１００％以下であってもよい。
Ｓｎは、原料としてスクラップを用いた場合に鋼中に含有される元素であり、少ないほど好ましい。したがって、Ｓｎ含有量は０％であってもよいが、過度の低減は精錬コストの増加を招く。このため、Ｓｎ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｓｎ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方で、Ｓｎを過度に含有すると、フェライトの脆化による穴広げ性等の冷間加工性の低下を引き起こす場合がある。このため、Ｓｎ含有量は０．０５００％以下であることが好ましい。Ｓｎ含有量は０．０４００％以下、０．０２００％以下又は０．０１００％以下であってもよい。
（Ｓｂ：０～０．０５００％）
Ｓｂは、Ｓｎと同様に鋼原料としてスクラップを用いた場合に含有される元素である。Ｓｂは、粒界に強く偏析し粒界の脆化及び延性の低下を招くため、少ないほど好ましく、０％であってもよい。しかしながら、過度の低減は精錬コストの増加を招く。このため、Ｓｂ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｓｂ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方で、Ｓｂを過度に含有すると、穴広げ性等の冷間加工性の低下を引き起こす場合がある。このため、Ｓｂ含有量は０．０５００％以下であることが好ましい。Ｓｂ含有量は０．０４００％以下、０．０２００％以下又は０．０１００％以下であってもよい。
Ｓｂは、Ｓｎと同様に鋼原料としてスクラップを用いた場合に含有される元素である。Ｓｂは、粒界に強く偏析し粒界の脆化及び延性の低下を招くため、少ないほど好ましく、０％であってもよい。しかしながら、過度の低減は精錬コストの増加を招く。このため、Ｓｂ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｓｂ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方で、Ｓｂを過度に含有すると、穴広げ性等の冷間加工性の低下を引き起こす場合がある。このため、Ｓｂ含有量は０．０５００％以下であることが好ましい。Ｓｂ含有量は０．０４００％以下、０．０２００％以下又は０．０１００％以下であってもよい。
（Ａｓ：０～０．０５００％）
Ａｓは、Ｓｎ及びＳｂと同様に鋼原料としてスクラップを用いた場合に含有され、粒界に強く偏析する元素であり、少ないほど好ましい。したがって、Ａｓ含有量は０％であってもよいが、過度の低減は精錬コストの増加を招く。このため、Ａｓ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ａｓ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方で、Ａｓを過度に含有すると、冷間加工性の低下を招く場合がある。このため、Ａｓ含有量は０．０５００％以下であることが好ましい。Ａｓ含有量は０．０４００％以下、０．０３００％以下又は０．０２００％以下であってもよい。
Ａｓは、Ｓｎ及びＳｂと同様に鋼原料としてスクラップを用いた場合に含有され、粒界に強く偏析する元素であり、少ないほど好ましい。したがって、Ａｓ含有量は０％であってもよいが、過度の低減は精錬コストの増加を招く。このため、Ａｓ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ａｓ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方で、Ａｓを過度に含有すると、冷間加工性の低下を招く場合がある。このため、Ａｓ含有量は０．０５００％以下であることが好ましい。Ａｓ含有量は０．０４００％以下、０．０３００％以下又は０．０２００％以下であってもよい。
（Ｍｇ：０～０．０５００％）
Ｍｇは、微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて含有されてもよい。このような効果を十分に得るためには、Ｍｇ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｍｇ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方で、Ｍｇを過度に含有すると、粗大な介在物の形成による穴広げ性等の冷間加工性の低下を引き起こす場合がある。このため、Ｍｇ含有量は０．０５００％以下であることが好ましい。Ｍｇ含有量は０．０４００％以下、０．０３００％以下又は０．０２００％以下であってもよい。
Ｍｇは、微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて含有されてもよい。このような効果を十分に得るためには、Ｍｇ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｍｇ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方で、Ｍｇを過度に含有すると、粗大な介在物の形成による穴広げ性等の冷間加工性の低下を引き起こす場合がある。このため、Ｍｇ含有量は０．０５００％以下であることが好ましい。Ｍｇ含有量は０．０４００％以下、０．０３００％以下又は０．０２００％以下であってもよい。
（Ｃａ：０～０．０５００％）
Ｃａは、脱酸元素として有用であるほか、硫化物の形態制御にも効果を奏する。これらの効果を十分に得るためには、Ｃａ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｃａ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方で、Ｃａを過度に含有すると、穴広げ性等の冷間加工性が劣化する場合がある。このため、Ｃａ含有量は０．０５００％以下であることが好ましい。Ｃａ含有量は０．０４００％以下、０．０３００％以下又は０．０２００％以下であってもよい。
Ｃａは、脱酸元素として有用であるほか、硫化物の形態制御にも効果を奏する。これらの効果を十分に得るためには、Ｃａ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｃａ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方で、Ｃａを過度に含有すると、穴広げ性等の冷間加工性が劣化する場合がある。このため、Ｃａ含有量は０．０５００％以下であることが好ましい。Ｃａ含有量は０．０４００％以下、０．０３００％以下又は０．０２００％以下であってもよい。
（Ｙ：０～０．０５００％）
Ｙは、Ｍｇ及びＣａと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて含有されてもよい。このような効果を十分に得るためには、Ｙ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｙ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方で、Ｙを過度に含有すると、粗大なＹ酸化物が生成し、穴広げ性等の冷間加工性は低下する場合がある。このため、Ｙ含有量は０．０５００％以下であることが好ましい。Ｙ含有量は０．０４００％以下、０．０３００％以下又は０．０２００％以下であってもよい。
Ｙは、Ｍｇ及びＣａと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて含有されてもよい。このような効果を十分に得るためには、Ｙ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｙ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方で、Ｙを過度に含有すると、粗大なＹ酸化物が生成し、穴広げ性等の冷間加工性は低下する場合がある。このため、Ｙ含有量は０．０５００％以下であることが好ましい。Ｙ含有量は０．０４００％以下、０．０３００％以下又は０．０２００％以下であってもよい。
（Ｚｒ：０～０．０５００％）
Ｚｒは、Ｍｇ、Ｃａ及びＹと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて含有されてもよい。このような効果を十分に得るためには、Ｚｒ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｚｒ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方で、Ｚｒを過度に含有すると、粗大なＺｒ酸化物が生成し、穴広げ性等の冷間加工性は低下する場合がある。このため、Ｚｒ含有量は０．０５００％以下であることが好ましい。Ｚｒ含有量は０．０４００％以下、０．０３００％以下又は０．０２００％以下であってもよい。
Ｚｒは、Ｍｇ、Ｃａ及びＹと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて含有されてもよい。このような効果を十分に得るためには、Ｚｒ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｚｒ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方で、Ｚｒを過度に含有すると、粗大なＺｒ酸化物が生成し、穴広げ性等の冷間加工性は低下する場合がある。このため、Ｚｒ含有量は０．０５００％以下であることが好ましい。Ｚｒ含有量は０．０４００％以下、０．０３００％以下又は０．０２００％以下であってもよい。
（Ｌａ：０～０．０５００％）
Ｌａは、微量添加で硫化物の形態制御に有効な元素であり、必要に応じて含有されてもよい。このような効果を十分に得るためには、Ｌａ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｌａ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方で、Ｌａを過度に含有すると、Ｌａ酸化物が生成し、穴広げ性等の冷間加工性の低下を招く場合がある。このため、Ｌａ含有量は０．０５００％以下であることが好ましい。Ｌａ含有量は０．０４００％以下、０．０３００％以下又は０．０２００％以下であってもよい。
Ｌａは、微量添加で硫化物の形態制御に有効な元素であり、必要に応じて含有されてもよい。このような効果を十分に得るためには、Ｌａ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｌａ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方で、Ｌａを過度に含有すると、Ｌａ酸化物が生成し、穴広げ性等の冷間加工性の低下を招く場合がある。このため、Ｌａ含有量は０．０５００％以下であることが好ましい。Ｌａ含有量は０．０４００％以下、０．０３００％以下又は０．０２００％以下であってもよい。
（Ｃｅ：０～０．０５００％）
Ｃｅは、Ｌａと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて含有されてもよい。このような効果を十分に得るためには、Ｃｅ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｃｅ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方で、Ｃｅを過度に含有すると、Ｃｅ酸化物が生成し、穴広げ性等の冷間加工性の低下を招く場合がある。このため、Ｃｅ含有量は０．０５００％以下であることが好ましい。Ｃｅ含有量は０．０４００％以下、０．０３００％以下又は０．０２００％以下であってもよい。
Ｃｅは、Ｌａと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて含有されてもよい。このような効果を十分に得るためには、Ｃｅ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｃｅ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。一方で、Ｃｅを過度に含有すると、Ｃｅ酸化物が生成し、穴広げ性等の冷間加工性の低下を招く場合がある。このため、Ｃｅ含有量は０．０５００％以下であることが好ましい。Ｃｅ含有量は０．０４００％以下、０．０３００％以下又は０．０２００％以下であってもよい。
なお、本実施形態における鋼板では、上記に述べた成分の残部はＦｅ及び不純物である。不純物とは、本実施形態に係る鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分等である。
続いて、本発明の実施形態に係る鋼板の組織及び特性の特徴を述べる。
（鋼板表面から１～１０μｍの第１の深さ領域における直径０．１μｍ未満の析出物の数密度が１０～２００個／μｍ2）
本実施形態における鋼板は、鋼板表面から１～１０μｍの第１の深さ領域において直径０．１μｍ未満の析出物を１０～２００個／μｍ2の数密度で存在させる。このように微細な析出物が多数存在することにより、第１の深さ領域の鋼板組織が微細化し、その結果、鋼板の第１の深さ領域における強度及び硬さは、後述する第２の深さ領域の強度及び硬さよりも高くなる。このため、スポット溶接時に高温まで加熱された段階での第１の深さ領域における鋼板の変形抵抗を増加させることができる。したがって、スポット溶接時に電極を鋼板に押し付けて通電させ、高温保持中に荷重を加える際、鋼板の表層領域（第１の深さ領域）における塑性ひずみの増加を抑えることができる。当該析出物の数密度が低いと、溶接時の変形抵抗を高めることができず、ＬＭＥ割れを抑制することは難しくなる。このため、第１の深さ領域における直径０．１μｍ未満の析出物の数密度下限値を１０個／μｍ2以上とし、１５個／μｍ2以上又は３０個／μｍ2以上であってもよい。一方で、当該析出物の数密度が多すぎると、高密度に酸化物が存在することにより、鋼板表面の電気抵抗が増加し、鋼板表層における発熱量が高くなる。このため、溶接性の低下が引き起こされる場合がある。このため、第１の深さ領域における直径０．１μｍ未満の析出物の数密度上限値を２００個／μｍ2以下とし、１５０個／μｍ2以下又は１２０／μｍ2以下であってもよい。上記の析出物は、任意の析出物であってよく特に限定されないが、例えばＴｉ析出物、Ｗ析出物を含み、より具体的にはＴｉ酸化物、Ｔｉ炭化物を含む。本発明における析出物とは、例えば酸化物や炭化物の粒子であり、ＴｉＯ、ＴｉＯ2、Ｔｉ2Ｏ3、Ｔｉ3Ｏ5、ＴｉＣである。
本実施形態における鋼板は、鋼板表面から１～１０μｍの第１の深さ領域において直径０．１μｍ未満の析出物を１０～２００個／μｍ2の数密度で存在させる。このように微細な析出物が多数存在することにより、第１の深さ領域の鋼板組織が微細化し、その結果、鋼板の第１の深さ領域における強度及び硬さは、後述する第２の深さ領域の強度及び硬さよりも高くなる。このため、スポット溶接時に高温まで加熱された段階での第１の深さ領域における鋼板の変形抵抗を増加させることができる。したがって、スポット溶接時に電極を鋼板に押し付けて通電させ、高温保持中に荷重を加える際、鋼板の表層領域（第１の深さ領域）における塑性ひずみの増加を抑えることができる。当該析出物の数密度が低いと、溶接時の変形抵抗を高めることができず、ＬＭＥ割れを抑制することは難しくなる。このため、第１の深さ領域における直径０．１μｍ未満の析出物の数密度下限値を１０個／μｍ2以上とし、１５個／μｍ2以上又は３０個／μｍ2以上であってもよい。一方で、当該析出物の数密度が多すぎると、高密度に酸化物が存在することにより、鋼板表面の電気抵抗が増加し、鋼板表層における発熱量が高くなる。このため、溶接性の低下が引き起こされる場合がある。このため、第１の深さ領域における直径０．１μｍ未満の析出物の数密度上限値を２００個／μｍ2以下とし、１５０個／μｍ2以下又は１２０／μｍ2以下であってもよい。上記の析出物は、任意の析出物であってよく特に限定されないが、例えばＴｉ析出物、Ｗ析出物を含み、より具体的にはＴｉ酸化物、Ｔｉ炭化物を含む。本発明における析出物とは、例えば酸化物や炭化物の粒子であり、ＴｉＯ、ＴｉＯ2、Ｔｉ2Ｏ3、Ｔｉ3Ｏ5、ＴｉＣである。
（鋼板表面から１０～６０μｍの第２の深さ領域における固溶Ｃ量が０．２０質量％未満）
一般的に、固溶Ｃ量は鋼の強度に影響を与え、固溶Ｃ量が多いほど変形抵抗が増加する。一方で固溶Ｃ量が少ないほど鋼の強度が低下し、すなわち鋼が比較的軟らかくなる。先に述べたとおり、スポット溶接時にＬＭＥ割れが発生するのを抑えるためには、鋼板表層における歪の増加を防ぐことが重要である。したがって、本発明の実施形態に係る鋼板では、鋼板表面から１０～６０μｍの第２の深さ領域における固溶Ｃ量を鋼板全体のＣ含有量と比較して少なくすることで、当該深さ領域の強度を低下させる。このため第２の深さ領域の強度は第１の深さ領域よりも低くなる。その結果として第２の深さ領域が、スポット溶接時の熱間変形により鋼板に導入される歪を、第１の深さ領域よりも多く吸収することが可能となり、ＬＭＥ割れを抑えることが可能となる。第２の深さ領域における固溶Ｃ量が０．２０質量％又はそれよりも多いと、第２の深さ領域における鋼の強度が増す。このため、第１の深さ領域に生じる歪の増加を第２の深さ領域が十分に抑制することができず、ＬＭＥ割れを抑えることが難しくなる。このため、上記深さ領域における固溶Ｃ量は０．２０質量％未満とし、好ましくは０．１５質量％以下、より好ましくは０．１０質量％以下である。固溶Ｃ量の下限値は、特に限定されず０質量％であってもよいが、一般的には０．０１質量％であり、０．０２質量％又は０．０３質量％であってもよい。
一般的に、固溶Ｃ量は鋼の強度に影響を与え、固溶Ｃ量が多いほど変形抵抗が増加する。一方で固溶Ｃ量が少ないほど鋼の強度が低下し、すなわち鋼が比較的軟らかくなる。先に述べたとおり、スポット溶接時にＬＭＥ割れが発生するのを抑えるためには、鋼板表層における歪の増加を防ぐことが重要である。したがって、本発明の実施形態に係る鋼板では、鋼板表面から１０～６０μｍの第２の深さ領域における固溶Ｃ量を鋼板全体のＣ含有量と比較して少なくすることで、当該深さ領域の強度を低下させる。このため第２の深さ領域の強度は第１の深さ領域よりも低くなる。その結果として第２の深さ領域が、スポット溶接時の熱間変形により鋼板に導入される歪を、第１の深さ領域よりも多く吸収することが可能となり、ＬＭＥ割れを抑えることが可能となる。第２の深さ領域における固溶Ｃ量が０．２０質量％又はそれよりも多いと、第２の深さ領域における鋼の強度が増す。このため、第１の深さ領域に生じる歪の増加を第２の深さ領域が十分に抑制することができず、ＬＭＥ割れを抑えることが難しくなる。このため、上記深さ領域における固溶Ｃ量は０．２０質量％未満とし、好ましくは０．１５質量％以下、より好ましくは０．１０質量％以下である。固溶Ｃ量の下限値は、特に限定されず０質量％であってもよいが、一般的には０．０１質量％であり、０．０２質量％又は０．０３質量％であってもよい。
本発明の実施形態に係る鋼板においては、鋼板表面から１０～６０μｍの第２の深さ領域よりも内部（鋼板の深さ方向中心）側では、平均炭素濃度が母材の炭素濃度とほぼ同じか又は完全に同じとなる。このため、鋼板表面から１０～６０μｍの第２の深さ領域と比較して、より硬い層が鋼板表面から６０μｍ以上深い領域に存在することになる。より具体的には、鋼板表面から６０μｍ～板厚１／４の深さ領域（以下、第３の深さ領域とする）における固溶Ｃ量は、鋼板表面から１０～６０μｍの第２の深さ領域における固溶Ｃ量よりも高い。第３の深さ領域における固溶Ｃ量は、第２の深さ領域における硬さに対して第３の深さ領域における硬さが十分に高くなる効果を得る目的では、例えば、第２の深さ領域における固溶Ｃ量の１．１０倍以上、１．１５倍以上若しくは１．２０倍以上であってもよく、及び／又は０．４０質量％以下、０．３８質量％以下、０．３６質量％以下若しくは０．３４質量％以下であってもよい。
（めっき層）
本発明の実施形態に係る鋼板は、耐食性の向上等を目的として、少なくとも一方の表面、好ましくは両方の表面にめっき層を含んでいてもよい。当該めっき層は、当業者に公知の任意の組成を有するめっき層であってよく、特に限定されないが、例えば、亜鉛、アルミニウム、マグネシウム、又はそれらの任意の組み合わせからなる合金を含んでいてもよい。また、めっき層は、合金化処理を施していてもよいし又は合金化処理を施していなくてもよい。合金化処理を施した場合には、めっき層は、上記元素の少なくとも１種と鋼板から拡散してきた鉄との合金を含有していてもよい。また、めっき層の付着量は、特に制限されず一般的な付着量であってよい。
本発明の実施形態に係る鋼板は、耐食性の向上等を目的として、少なくとも一方の表面、好ましくは両方の表面にめっき層を含んでいてもよい。当該めっき層は、当業者に公知の任意の組成を有するめっき層であってよく、特に限定されないが、例えば、亜鉛、アルミニウム、マグネシウム、又はそれらの任意の組み合わせからなる合金を含んでいてもよい。また、めっき層は、合金化処理を施していてもよいし又は合金化処理を施していなくてもよい。合金化処理を施した場合には、めっき層は、上記元素の少なくとも１種と鋼板から拡散してきた鉄との合金を含有していてもよい。また、めっき層の付着量は、特に制限されず一般的な付着量であってよい。
（引張強度：ＴＳ）
鋼を素材として用いる構造体の軽量化及び塑性変形における構造体の抵抗力の向上のためには、鋼素材が大きな加工硬化能をもち最大強度を示すことが好ましく、具体的には１２００ＭＰａ以上の引張強度を持つことが好ましい。引張強度が低いと、鋼を素材とする構造体の軽量化及び変形抵抗の向上に対する効果が小さくなる。このため、鋼板の引張強度は１２００ＭＰａ以上とし、１２８０ＭＰａ以上、１４００ＭＰａ以上又は１５００ＭＰａ以上であってもよい。一方で、引張強度が高すぎると、塑性変形中に材料が脆性破壊を起こしやすくなり、成形性が低下する。このため、鋼板の引張強度は一般的には２３００ＭＰａ以下であり、２１００ＭＰａ以下、２０００ＭＰａ以下又は１９００ＭＰａ以下であってもよい。引張強度は、試験片の長手方向が鋼板の圧延直角方向と平行になる向きからＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠して引張試験を行うことで測定される。
鋼を素材として用いる構造体の軽量化及び塑性変形における構造体の抵抗力の向上のためには、鋼素材が大きな加工硬化能をもち最大強度を示すことが好ましく、具体的には１２００ＭＰａ以上の引張強度を持つことが好ましい。引張強度が低いと、鋼を素材とする構造体の軽量化及び変形抵抗の向上に対する効果が小さくなる。このため、鋼板の引張強度は１２００ＭＰａ以上とし、１２８０ＭＰａ以上、１４００ＭＰａ以上又は１５００ＭＰａ以上であってもよい。一方で、引張強度が高すぎると、塑性変形中に材料が脆性破壊を起こしやすくなり、成形性が低下する。このため、鋼板の引張強度は一般的には２３００ＭＰａ以下であり、２１００ＭＰａ以下、２０００ＭＰａ以下又は１９００ＭＰａ以下であってもよい。引張強度は、試験片の長手方向が鋼板の圧延直角方向と平行になる向きからＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠して引張試験を行うことで測定される。
（全伸び：ｔ－Ｅｌ）
本発明の特定の実施形態によれば、高強度及び優れた溶接性に加えて、全伸びを改善することも可能であり、例えば５．０％以上、７．０％以上又は１０．０％以上の全伸びを達成することが可能である。上限値については特に限定されないが、例えば、全伸びは２５．０％以下又は２０．０％以下であってよい。素材である鋼板を冷間で成形して構造体を製造するときに、複雑な形状に仕上げるためには伸びが必要となる。したがって、このような高い全伸びを達成し得る鋼板は構造体を製造する上で非常に有用である。全伸びは、試験片の長手方向が鋼板の圧延直角方向と平行になる向きからＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠して引張試験を行うことで測定される。
本発明の特定の実施形態によれば、高強度及び優れた溶接性に加えて、全伸びを改善することも可能であり、例えば５．０％以上、７．０％以上又は１０．０％以上の全伸びを達成することが可能である。上限値については特に限定されないが、例えば、全伸びは２５．０％以下又は２０．０％以下であってよい。素材である鋼板を冷間で成形して構造体を製造するときに、複雑な形状に仕上げるためには伸びが必要となる。したがって、このような高い全伸びを達成し得る鋼板は構造体を製造する上で非常に有用である。全伸びは、試験片の長手方向が鋼板の圧延直角方向と平行になる向きからＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠して引張試験を行うことで測定される。
（穴広げ値：λ）
本発明の特定の実施形態によれば、高強度及び優れた溶接性に加えて、穴広げ性を改善することも可能であり、例えば１０．０％以上、１５．０％以上又は２０．０％以上の穴広げ値を達成することが可能である。上限値については特に限定されないが、例えば、穴広げ値は９０．０％以下又は８０．０％以下であってよい。素材である鋼板を冷間で成形して構造体を製造するときに、複雑な形状に仕上げるためには伸びとともに穴広げ性も必要となる。したがって、このような高い穴広げ値を達成し得る鋼板は構造体を製造する上で非常に有用である。穴拡げ値は以下のようにして決定される。まず、試験片に直径１０ｍｍの円形穴（初期穴：穴径ｄ０＝１０ｍｍ）を、クリアランスが１２．５％となる条件で打ち抜き、かえり（バリ）がダイ側となるようにし、頂角６０°の円錐ポンチにて板厚を貫通する割れが発生するまで初期穴を押し広げ、割れ発生時の穴径ｄ１ｍｍを測定して、下記式にて各試験片の穴広げ値λ（％）を求める。この穴拡げ試験を５回実施し、それらの平均値を穴広げ値λとして決定する。
λ＝１００×（ｄ１－ｄ０）/ｄ０
本発明の特定の実施形態によれば、高強度及び優れた溶接性に加えて、穴広げ性を改善することも可能であり、例えば１０．０％以上、１５．０％以上又は２０．０％以上の穴広げ値を達成することが可能である。上限値については特に限定されないが、例えば、穴広げ値は９０．０％以下又は８０．０％以下であってよい。素材である鋼板を冷間で成形して構造体を製造するときに、複雑な形状に仕上げるためには伸びとともに穴広げ性も必要となる。したがって、このような高い穴広げ値を達成し得る鋼板は構造体を製造する上で非常に有用である。穴拡げ値は以下のようにして決定される。まず、試験片に直径１０ｍｍの円形穴（初期穴：穴径ｄ０＝１０ｍｍ）を、クリアランスが１２．５％となる条件で打ち抜き、かえり（バリ）がダイ側となるようにし、頂角６０°の円錐ポンチにて板厚を貫通する割れが発生するまで初期穴を押し広げ、割れ発生時の穴径ｄ１ｍｍを測定して、下記式にて各試験片の穴広げ値λ（％）を求める。この穴拡げ試験を５回実施し、それらの平均値を穴広げ値λとして決定する。
λ＝１００×（ｄ１－ｄ０）/ｄ０
（板厚）
鋼板の板厚は成形後の鋼部材の剛性に影響を与える因子であり、板厚が大きいほど部材の剛性は高くなる。したがって、剛性を高める観点からは、０．２ｍｍ以上の板厚が好ましい。板厚は０．３ｍｍ以上、０．６ｍｍ以上、１．０ｍｍ以上又は２．０ｍｍ以上であってもよい。一方で、板厚が厚すぎると、張出成形時の成形荷重が増加し、金型の損耗や生産性の低下を招く場合がある。このため、６．０ｍｍ以下の板厚が好ましい。板厚は５．０ｍｍ以下又は４．０ｍｍ以下であってもよい。
鋼板の板厚は成形後の鋼部材の剛性に影響を与える因子であり、板厚が大きいほど部材の剛性は高くなる。したがって、剛性を高める観点からは、０．２ｍｍ以上の板厚が好ましい。板厚は０．３ｍｍ以上、０．６ｍｍ以上、１．０ｍｍ以上又は２．０ｍｍ以上であってもよい。一方で、板厚が厚すぎると、張出成形時の成形荷重が増加し、金型の損耗や生産性の低下を招く場合がある。このため、６．０ｍｍ以下の板厚が好ましい。板厚は５．０ｍｍ以下又は４．０ｍｍ以下であってもよい。
次に、上記で規定する組織の観察及び測定方法を述べる。
（鋼板表面から１～１０μｍの深さ領域における直径０．１μｍ未満の析出物の数密度の測定方法）
鋼板表面から１～１０μｍの深さ領域における析出物の直径と数密度の測定は、鋼の断面における組織観察を行うことで決定される。析出物の分散状態はＲＤ方向（鋼板の圧延方向）あるいはＴＤ方向（鋼板の幅方向）のそれぞれの観察の方向で変わらないため、ＮＤ面（鋼板表面）に対して垂直な面において組織観察を行えばよい。機械研磨により研磨面を鏡面に仕上げる予備処理を施した素材の表層部分から、集束イオンビーム（ＦＩＢ：Ｆｏｃｕｓ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ）加工装置により、観察用の試料を切り出し、電界放出型透過型電子顕微鏡（ＦＥ－ＴＥＭ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）による倍率が５万倍での観察と、エネルギー分散型Ｘ線検出器（ＥＤＸ：Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ－ｒａｙＳｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）による組成分析を併用し、析出物の特定とともに個々の析出物粒子の直径を求める。なお、観察の視野は、板厚方向に１０μｍであり、かつ、板厚方向を２次元図である観察像における高さ方向とする時に、この高さ方向に直交する横方向の長さが５μｍである領域、即ち５０μｍ2とし、観察及び組成分析で得た直径０．１μｍ未満の析出物の総数を、この面積で除すことにより、単位面積あたりの析出物の個数（数密度）を求める。また、この領域が含まれる寸法であれば観察に供する試料の面積に制限は無いものの、後述する表層部の固溶Ｃ量を測定するために試料の高さは６０μｍ超であることが望ましい。更に、試料の膜厚が変わると測定される炭化物の総数は変化しうるため、試料の膜厚は１０～３０ｎｍとし、１５～２５ｎｍの膜厚で試料を作製することが好ましい。
鋼板表面から１～１０μｍの深さ領域における析出物の直径と数密度の測定は、鋼の断面における組織観察を行うことで決定される。析出物の分散状態はＲＤ方向（鋼板の圧延方向）あるいはＴＤ方向（鋼板の幅方向）のそれぞれの観察の方向で変わらないため、ＮＤ面（鋼板表面）に対して垂直な面において組織観察を行えばよい。機械研磨により研磨面を鏡面に仕上げる予備処理を施した素材の表層部分から、集束イオンビーム（ＦＩＢ：Ｆｏｃｕｓ Ｉｏｎ Ｂｅａｍ）加工装置により、観察用の試料を切り出し、電界放出型透過型電子顕微鏡（ＦＥ－ＴＥＭ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）による倍率が５万倍での観察と、エネルギー分散型Ｘ線検出器（ＥＤＸ：Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ－ｒａｙＳｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）による組成分析を併用し、析出物の特定とともに個々の析出物粒子の直径を求める。なお、観察の視野は、板厚方向に１０μｍであり、かつ、板厚方向を２次元図である観察像における高さ方向とする時に、この高さ方向に直交する横方向の長さが５μｍである領域、即ち５０μｍ2とし、観察及び組成分析で得た直径０．１μｍ未満の析出物の総数を、この面積で除すことにより、単位面積あたりの析出物の個数（数密度）を求める。また、この領域が含まれる寸法であれば観察に供する試料の面積に制限は無いものの、後述する表層部の固溶Ｃ量を測定するために試料の高さは６０μｍ超であることが望ましい。更に、試料の膜厚が変わると測定される炭化物の総数は変化しうるため、試料の膜厚は１０～３０ｎｍとし、１５～２５ｎｍの膜厚で試料を作製することが好ましい。
（鋼板表面から１０～６０μｍの深さ領域における固溶Ｃ量の測定方法）
上記深さ領域における固溶Ｃ量は、前述に記載する手順と同様に評価用の試料を切り出し、ＦＥ－ＴＥＭによる観察及びＥＤＸによる分析から求める。なお、鋼板表面から１０～６０μｍの深さ領域における組成を求めるため、試料の高さは少なくとも６０μｍ超である必要がある。Ｃが固溶Ｃではなく析出物として存在する場合、その存在形態は酸化物を含む非金属介在物と炭化物の２種に限定される。酸化物を含む非金属介在物や炭化物におけるＣの濃度は、鋼板の平均成分値の２倍を超える値を持つ。このため、鋼板表面から１０～６０μｍの深さ領域におけるＦＥ－ＴＥＭ及びＥＤＸによるマップ分析値において、鋼板の平均組成の２倍以下の領域を鋼母相とみなし、その領域の平均Ｃ量を固溶Ｃ量とする。第３の深さ領域の固溶Ｃ量を測定する場合には、試料の高さは少なくとも９０μｍ超とし、６０～９０μｍの深さ領域におけるＦＥ－ＴＥＭ及びＥＤＸによるマップ分析値において、鋼板の平均組成の２倍以下の領域を鋼母相とみなし、その領域の平均Ｃ量を第３の深さ領域（鋼板表面から６０μｍ～板厚１／４の深さ領域）における固溶Ｃ量とする。
上記深さ領域における固溶Ｃ量は、前述に記載する手順と同様に評価用の試料を切り出し、ＦＥ－ＴＥＭによる観察及びＥＤＸによる分析から求める。なお、鋼板表面から１０～６０μｍの深さ領域における組成を求めるため、試料の高さは少なくとも６０μｍ超である必要がある。Ｃが固溶Ｃではなく析出物として存在する場合、その存在形態は酸化物を含む非金属介在物と炭化物の２種に限定される。酸化物を含む非金属介在物や炭化物におけるＣの濃度は、鋼板の平均成分値の２倍を超える値を持つ。このため、鋼板表面から１０～６０μｍの深さ領域におけるＦＥ－ＴＥＭ及びＥＤＸによるマップ分析値において、鋼板の平均組成の２倍以下の領域を鋼母相とみなし、その領域の平均Ｃ量を固溶Ｃ量とする。第３の深さ領域の固溶Ｃ量を測定する場合には、試料の高さは少なくとも９０μｍ超とし、６０～９０μｍの深さ領域におけるＦＥ－ＴＥＭ及びＥＤＸによるマップ分析値において、鋼板の平均組成の２倍以下の領域を鋼母相とみなし、その領域の平均Ｃ量を第３の深さ領域（鋼板表面から６０μｍ～板厚１／４の深さ領域）における固溶Ｃ量とする。
＜鋼板の製造方法＞
本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法は上述した成分範囲の材料を用いて、熱間圧延と冷延及び焼鈍条件の一貫した管理を特徴としている。具体的には、本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法は、鋼板に関して上で説明した化学組成と同じ化学組成を有する鋼片を熱間圧延し、次いで５８０℃以下で巻き取る工程、
得られた熱延鋼板を酸洗して前記熱延鋼板の表面上に存在する酸化スケールを除去するとともに前記熱延鋼板の表層を少なくとも５μｍ除去する工程、及び
前記熱延鋼板を冷間圧延し、次いで焼鈍する工程であって、前記焼鈍は、得られた冷延鋼板を露点が－２０～２０℃の雰囲気中２００～４００℃の温度域で２０～１８０秒間保持し、次いで露点が－２０～２０℃の雰囲気中７４０～９００℃の温度域で４５～３００秒間保持することを含む工程
を含むことを特徴としている。以下、各工程について詳しく説明する。
本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法は上述した成分範囲の材料を用いて、熱間圧延と冷延及び焼鈍条件の一貫した管理を特徴としている。具体的には、本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法は、鋼板に関して上で説明した化学組成と同じ化学組成を有する鋼片を熱間圧延し、次いで５８０℃以下で巻き取る工程、
得られた熱延鋼板を酸洗して前記熱延鋼板の表面上に存在する酸化スケールを除去するとともに前記熱延鋼板の表層を少なくとも５μｍ除去する工程、及び
前記熱延鋼板を冷間圧延し、次いで焼鈍する工程であって、前記焼鈍は、得られた冷延鋼板を露点が－２０～２０℃の雰囲気中２００～４００℃の温度域で２０～１８０秒間保持し、次いで露点が－２０～２０℃の雰囲気中７４０～９００℃の温度域で４５～３００秒間保持することを含む工程
を含むことを特徴としている。以下、各工程について詳しく説明する。
（熱間圧延及び巻き取り工程）
本工程では、鋼板に関して上で説明した化学組成と同じ化学組成を有する鋼片が熱間圧延に供される。使用する鋼片は、生産性の観点から連続鋳造法によって鋳造することが好ましいが、造塊法又は薄スラブ鋳造法によって製造してもよい。また、鋳造された鋼片に対し、板厚調整等のために、任意選択で仕上げ圧延の前に粗圧延を施してもよい。このような粗圧延は、所望のシートバー寸法が確保できればよく、その条件は特に限定されない。熱間圧延は、特に限定されないが、一般的には仕上げ圧延の完了温度が６５０℃以上となるような条件下で行われる。仕上げ圧延の完了温度が低すぎると、圧延反力が高まり、所望の板厚を安定して得ることが困難となるからである。上限は特に限定されないが、一般的には仕上げ圧延の完了温度は９５０℃以下である。
本工程では、鋼板に関して上で説明した化学組成と同じ化学組成を有する鋼片が熱間圧延に供される。使用する鋼片は、生産性の観点から連続鋳造法によって鋳造することが好ましいが、造塊法又は薄スラブ鋳造法によって製造してもよい。また、鋳造された鋼片に対し、板厚調整等のために、任意選択で仕上げ圧延の前に粗圧延を施してもよい。このような粗圧延は、所望のシートバー寸法が確保できればよく、その条件は特に限定されない。熱間圧延は、特に限定されないが、一般的には仕上げ圧延の完了温度が６５０℃以上となるような条件下で行われる。仕上げ圧延の完了温度が低すぎると、圧延反力が高まり、所望の板厚を安定して得ることが困難となるからである。上限は特に限定されないが、一般的には仕上げ圧延の完了温度は９５０℃以下である。
（巻き取り温度）
熱間圧延後、得られた熱延鋼板は５８０℃以下の巻き取り温度で巻き取られる。巻き取り温度は、オーステナイトからフェライト、パーライト、ベイナイト及びマルテンサイトへの鋼組織の変態挙動を制御するとともに、Ｔｉの析出挙動を制御する重要な因子である。比較的高い温度で巻き取ると、巻き取り後に鋼組織中で粗大なＴｉ析出物が生成する場合がある。このような場合には、後で詳しく説明される冷延板焼鈍の後に鋼板の表層組織に特性（強度、硬さ等）の十分な傾斜を付与することができなくなる。したがって、このような粗大なＴｉ析出物の生成を抑えるために、巻き取り温度はできるだけ低いほうが好ましく、具体的には５８０℃以下とする。巻き取り温度は好ましくは５５０℃以下である。例えば、巻き取り温度は室温以下であってもよいが、室温以下の温度で巻き取るためには鋼板を冷却する水の温度を室温以下に下げる必要があり、製造コストの増加を引き起こす。また、急冷により鋼板内の残留応力が高まるため、例えば、１０℃未満の温度で鋼板を巻き取ると、後工程の酸洗においてコイルをほどく際に、鋼板の割れを招き、生産性が低下する。このため、特に限定されないが、巻き取り温度の下限値は一般的には１０℃以上であり、好ましくは５０℃以上である。
熱間圧延後、得られた熱延鋼板は５８０℃以下の巻き取り温度で巻き取られる。巻き取り温度は、オーステナイトからフェライト、パーライト、ベイナイト及びマルテンサイトへの鋼組織の変態挙動を制御するとともに、Ｔｉの析出挙動を制御する重要な因子である。比較的高い温度で巻き取ると、巻き取り後に鋼組織中で粗大なＴｉ析出物が生成する場合がある。このような場合には、後で詳しく説明される冷延板焼鈍の後に鋼板の表層組織に特性（強度、硬さ等）の十分な傾斜を付与することができなくなる。したがって、このような粗大なＴｉ析出物の生成を抑えるために、巻き取り温度はできるだけ低いほうが好ましく、具体的には５８０℃以下とする。巻き取り温度は好ましくは５５０℃以下である。例えば、巻き取り温度は室温以下であってもよいが、室温以下の温度で巻き取るためには鋼板を冷却する水の温度を室温以下に下げる必要があり、製造コストの増加を引き起こす。また、急冷により鋼板内の残留応力が高まるため、例えば、１０℃未満の温度で鋼板を巻き取ると、後工程の酸洗においてコイルをほどく際に、鋼板の割れを招き、生産性が低下する。このため、特に限定されないが、巻き取り温度の下限値は一般的には１０℃以上であり、好ましくは５０℃以上である。
（酸洗工程）
巻取った熱延鋼板を巻き戻し、酸洗に供する。酸洗を行うことで、熱延鋼板の表面上に存在する酸化スケールを除去して、冷延鋼板の化成処理性や、めっき性の向上を図ることができる。酸化スケールとは、鋼板の表面に形成された酸化物の層（外部酸化層）をいうものであり、鋼板との界面に生成するＦｅＯとＳｉＯ2の複合酸化物であるファイアライト（Ｆｅ2ＳｉＯ4）等を含む。加えて、酸洗では鋼板の表層の溶解を促進させ、熱延鋼板の表層において酸化スケールの下すなわち鋼板内部に生成した酸化物（内部酸化物）も完全に取り除かれる。鋼板内部に生成した酸化物を完全に取り除くこと、すなわち鋼板内部に生成した内部酸化層の厚さを０μｍとすることで、鋼中のＴｉが酸素と結びつくのを抑制してＴｉを固溶状態で存在させることが可能となる。ここで、内部酸化層の厚さは、鋼板の表面から鋼板の板厚方向（鋼板の表面に垂直な方向）に進んだ場合における鋼板の表面から内部酸化物が存在する最も遠い位置までの距離をいうものである。酸洗後に現れた新生面から板厚内部において固溶Ｔｉを残すことにより、冷延板焼鈍後に鋼板の最表層に微細なＴｉ析出物を多く生成することができ、その結果として表層組織に特性の十分な傾斜を付与することができる。酸洗は一回でもよいが、熱延鋼板の酸化スケールの下に生成した鋼中の酸化物をより確実に取り除くために、複数回に分けて行ってもよく、酸洗の前後に研削ブラシなどによる機械研磨を施してもよい。また、酸洗前後での板厚の変化の測定に代替して、酸洗前後のコイル重量の変化から鋼板表層の除去量を求めてもよい。鋼板表層の除去量が５μｍ未満では、酸化スケール下の酸化物は完全には除去されず、すなわち内部酸化層の厚さが０μｍ超となり、冷延板焼鈍時の加熱工程において、鋼板表層に残存する内部酸化物から酸素の供給を受けて、鋼板表層においてＴｉ酸化物が析出及び粗大化し、冷延板焼鈍後に鋼板の表層組織に特性の十分な傾斜を付与することができなくなる。このため、鋼板表層の除去量は５μｍ以上、より具体的には片面で５μｍ以上とし、好ましくは７μｍ以上、より好ましくは１０μｍ以上である。酸洗による鋼板表層の除去量は多いほど好ましいものの、過度な鋼の溶損は、酸洗速度の低下及び歩留まり低下による生産性の低下を引き起こす。このため、上限値は一般的には１５０μｍ以下であり、１２０μｍ以下、１００μｍ以下、７０μｍ以下、５０μｍ以下又は３０μｍ以下であってもよい。
巻取った熱延鋼板を巻き戻し、酸洗に供する。酸洗を行うことで、熱延鋼板の表面上に存在する酸化スケールを除去して、冷延鋼板の化成処理性や、めっき性の向上を図ることができる。酸化スケールとは、鋼板の表面に形成された酸化物の層（外部酸化層）をいうものであり、鋼板との界面に生成するＦｅＯとＳｉＯ2の複合酸化物であるファイアライト（Ｆｅ2ＳｉＯ4）等を含む。加えて、酸洗では鋼板の表層の溶解を促進させ、熱延鋼板の表層において酸化スケールの下すなわち鋼板内部に生成した酸化物（内部酸化物）も完全に取り除かれる。鋼板内部に生成した酸化物を完全に取り除くこと、すなわち鋼板内部に生成した内部酸化層の厚さを０μｍとすることで、鋼中のＴｉが酸素と結びつくのを抑制してＴｉを固溶状態で存在させることが可能となる。ここで、内部酸化層の厚さは、鋼板の表面から鋼板の板厚方向（鋼板の表面に垂直な方向）に進んだ場合における鋼板の表面から内部酸化物が存在する最も遠い位置までの距離をいうものである。酸洗後に現れた新生面から板厚内部において固溶Ｔｉを残すことにより、冷延板焼鈍後に鋼板の最表層に微細なＴｉ析出物を多く生成することができ、その結果として表層組織に特性の十分な傾斜を付与することができる。酸洗は一回でもよいが、熱延鋼板の酸化スケールの下に生成した鋼中の酸化物をより確実に取り除くために、複数回に分けて行ってもよく、酸洗の前後に研削ブラシなどによる機械研磨を施してもよい。また、酸洗前後での板厚の変化の測定に代替して、酸洗前後のコイル重量の変化から鋼板表層の除去量を求めてもよい。鋼板表層の除去量が５μｍ未満では、酸化スケール下の酸化物は完全には除去されず、すなわち内部酸化層の厚さが０μｍ超となり、冷延板焼鈍時の加熱工程において、鋼板表層に残存する内部酸化物から酸素の供給を受けて、鋼板表層においてＴｉ酸化物が析出及び粗大化し、冷延板焼鈍後に鋼板の表層組織に特性の十分な傾斜を付与することができなくなる。このため、鋼板表層の除去量は５μｍ以上、より具体的には片面で５μｍ以上とし、好ましくは７μｍ以上、より好ましくは１０μｍ以上である。酸洗による鋼板表層の除去量は多いほど好ましいものの、過度な鋼の溶損は、酸洗速度の低下及び歩留まり低下による生産性の低下を引き起こす。このため、上限値は一般的には１５０μｍ以下であり、１２０μｍ以下、１００μｍ以下、７０μｍ以下、５０μｍ以下又は３０μｍ以下であってもよい。
（冷間圧延及び焼鈍工程）
最後に、得られた熱延鋼板は、冷間圧延、次いで所定の焼鈍（以下、「冷延板焼鈍」ともいう）を施され、本発明の実施形態に係る鋼板が得られる。冷間圧延における圧下率は、特に限定されず、任意の適切な値であってよい。例えば、当該圧下率は５％以上、１０％以上若しくは３０％以上であってよく、及び／又は９０％以下、７５％以下若しくは５０％以下であってもよい。以下、冷延板焼鈍について詳しく説明する。
最後に、得られた熱延鋼板は、冷間圧延、次いで所定の焼鈍（以下、「冷延板焼鈍」ともいう）を施され、本発明の実施形態に係る鋼板が得られる。冷間圧延における圧下率は、特に限定されず、任意の適切な値であってよい。例えば、当該圧下率は５％以上、１０％以上若しくは３０％以上であってよく、及び／又は９０％以下、７５％以下若しくは５０％以下であってもよい。以下、冷延板焼鈍について詳しく説明する。
（冷延板焼鈍）
（２００～４００℃の温度域での露点）
冷延板焼鈍中の加熱工程において、炉内におけるガス雰囲気の露点を高めること、具体的には露点を－２０～２０℃の範囲内に制御することにより鋼板内部への酸素の侵入を促し、鋼板の最表層部に微細なＴｉ析出物を生むことができる。これらの微細なＴｉ析出物を核として、加熱処理に続く均熱処理において鋼板表面から１～１０μｍの深さ領域に直径０．１μｍ未満の析出物を１０個／μｍ2以上生成させ、冷延板焼鈍後の鋼板における最表層の硬さを増加させることができる。露点が低すぎると、鋼板内に侵入する酸素の量が足りず、微細なＴｉ析出物の核が少なくなるため、冷延板焼鈍後の鋼板の最表層において析出物を十分な量で析出させることができなくなる。このため、露点の下限値は－２０℃以上とし、好ましくは－１５°以上である。一方で、露点が高いと、鋼板内に侵入する酸素の量が過剰となり、粗大なＴｉ析出物が低い数密度で生成することとなる。このため、露点の上限値は２０℃以下とし、好ましくは１５℃以下である。
（２００～４００℃の温度域での露点）
冷延板焼鈍中の加熱工程において、炉内におけるガス雰囲気の露点を高めること、具体的には露点を－２０～２０℃の範囲内に制御することにより鋼板内部への酸素の侵入を促し、鋼板の最表層部に微細なＴｉ析出物を生むことができる。これらの微細なＴｉ析出物を核として、加熱処理に続く均熱処理において鋼板表面から１～１０μｍの深さ領域に直径０．１μｍ未満の析出物を１０個／μｍ2以上生成させ、冷延板焼鈍後の鋼板における最表層の硬さを増加させることができる。露点が低すぎると、鋼板内に侵入する酸素の量が足りず、微細なＴｉ析出物の核が少なくなるため、冷延板焼鈍後の鋼板の最表層において析出物を十分な量で析出させることができなくなる。このため、露点の下限値は－２０℃以上とし、好ましくは－１５°以上である。一方で、露点が高いと、鋼板内に侵入する酸素の量が過剰となり、粗大なＴｉ析出物が低い数密度で生成することとなる。このため、露点の上限値は２０℃以下とし、好ましくは１５℃以下である。
（２００～４００℃の温度域での保持時間）
冷延板焼鈍中の加熱工程において、鋼板の最表層部に微細なＴｉ析出物を生むためには、露点とともに、２００～４００℃の温度域での保持時間を制御することが効果的である。ここで、保持時間とは、２００～４００℃の温度域に滞在している時間をいうものであり、よって２００～４００℃の間で徐々に昇温されている場合の時間を包含するものである。保持時間が短いと、鋼板内に侵入する酸素の量が足りず、微細なＴｉ析出物の核が少なくなるため、冷延板焼鈍後の鋼板の最表層において析出物を十分な量で析出させることができなくなる。このため、保持時間の下限値は２０秒以上とし、好ましくは３０秒以上である。一方で、保持時間が長いと、鋼板内に侵入する酸素の量が過剰となり、粗大なＴｉ析出物が低い数密度で生成することとなる。このため、保持時間の上限値は１８０秒以下とし、好ましくは１５０秒以下である。
冷延板焼鈍中の加熱工程において、鋼板の最表層部に微細なＴｉ析出物を生むためには、露点とともに、２００～４００℃の温度域での保持時間を制御することが効果的である。ここで、保持時間とは、２００～４００℃の温度域に滞在している時間をいうものであり、よって２００～４００℃の間で徐々に昇温されている場合の時間を包含するものである。保持時間が短いと、鋼板内に侵入する酸素の量が足りず、微細なＴｉ析出物の核が少なくなるため、冷延板焼鈍後の鋼板の最表層において析出物を十分な量で析出させることができなくなる。このため、保持時間の下限値は２０秒以上とし、好ましくは３０秒以上である。一方で、保持時間が長いと、鋼板内に侵入する酸素の量が過剰となり、粗大なＴｉ析出物が低い数密度で生成することとなる。このため、保持時間の上限値は１８０秒以下とし、好ましくは１５０秒以下である。
（７４０～９００℃の温度域での露点）
冷延板焼鈍において、２００～４００℃の温度域における露点と保持時間を最適化して鋼板の最表層部に微細なＴｉ析出物を生成させた後、これらの微細なＴｉ析出物を核として、７４０～９００℃における露点を制御することにより、鋼板の最表層において析出物を十分な量で析出させることができる。さらに、７４０～９００℃での保持では、２００～４００℃での保持に比べて鋼中の合金元素の拡散が促進されるため、鋼中に固溶していたＣが酸素と結びつき、雰囲気中に脱離（脱炭反応）して固溶Ｃ量が低下する。この効果により鋼板表面から１０～６０μｍの深さ領域における固溶Ｃ量を０．２０質量％未満に低減でき、この領域に軟質層を新たに作ることが可能となる。露点が低すぎると、鋼板内に侵入する酸素の量が足りないため、Ｔｉ析出物並びに当該Ｔｉ析出物を核としたＳｉ及びＭｎ酸化物の粗大化が足りず、冷延板焼鈍後の鋼板の最表層において析出物を十分な量で析出させることができず、加えて、鋼板表面から１０～６０μｍの深さ領域における固溶Ｃ量を低減できなくなる。このため、露点の下限値は－２０℃以上とし、好ましくは－１５℃以上である。一方で、露点が高いと、鋼板内に侵入する酸素の量が過剰となり、Ｔｉ析出物並びに当該Ｔｉ析出物を核としたＳｉ及びＭｎ酸化物の粗大化及び合体を抑えることができなくなり、析出物の数密度が低下する。このため、露点の上限値は２０℃以下とし、好ましくは１５℃以下である。
冷延板焼鈍において、２００～４００℃の温度域における露点と保持時間を最適化して鋼板の最表層部に微細なＴｉ析出物を生成させた後、これらの微細なＴｉ析出物を核として、７４０～９００℃における露点を制御することにより、鋼板の最表層において析出物を十分な量で析出させることができる。さらに、７４０～９００℃での保持では、２００～４００℃での保持に比べて鋼中の合金元素の拡散が促進されるため、鋼中に固溶していたＣが酸素と結びつき、雰囲気中に脱離（脱炭反応）して固溶Ｃ量が低下する。この効果により鋼板表面から１０～６０μｍの深さ領域における固溶Ｃ量を０．２０質量％未満に低減でき、この領域に軟質層を新たに作ることが可能となる。露点が低すぎると、鋼板内に侵入する酸素の量が足りないため、Ｔｉ析出物並びに当該Ｔｉ析出物を核としたＳｉ及びＭｎ酸化物の粗大化が足りず、冷延板焼鈍後の鋼板の最表層において析出物を十分な量で析出させることができず、加えて、鋼板表面から１０～６０μｍの深さ領域における固溶Ｃ量を低減できなくなる。このため、露点の下限値は－２０℃以上とし、好ましくは－１５℃以上である。一方で、露点が高いと、鋼板内に侵入する酸素の量が過剰となり、Ｔｉ析出物並びに当該Ｔｉ析出物を核としたＳｉ及びＭｎ酸化物の粗大化及び合体を抑えることができなくなり、析出物の数密度が低下する。このため、露点の上限値は２０℃以下とし、好ましくは１５℃以下である。
（７４０～９００℃の温度域での保持時間）
冷延板焼鈍において、２００～４００℃の温度域における露点と保持時間を最適化して鋼板の最表層部に微細なＴｉ析出物を生成させた後、これらの微細なＴｉ析出物を核として、７４０～９００℃における保持時間を制御することにより、鋼板の最表層において析出物を十分な量で析出させることができる。さらに、７４０～９００℃での保持では、２００～４００℃での保持に比べて鋼中の合金元素の拡散が促進されるため、鋼中に固溶していたＣが酸素と結びつき、雰囲気中に脱離（脱炭反応）して固溶Ｃ量が低下する。この効果により鋼板表面から１０～６０μｍの深さ領域における固溶Ｃ量を０．２０質量％未満に低減でき、この領域に軟質層を新たに作ることが可能となる。ここで、保持時間とは、７４０～９００℃の温度域に滞在している時間をいうものであり、よって７４０～９００℃の間で徐々に昇温されている場合の時間を包含するものである。保持時間が短いと、鋼板内に侵入する酸素の量が足りないため、Ｔｉ析出物並びに当該Ｔｉ析出物を核としたＳｉ及びＭｎ酸化物の粗大化が足りず、冷延板焼鈍後の鋼板の最表層において析出物を十分な量で析出させることができず、加えて、鋼板表面から１０～６０μｍの深さ領域における固溶Ｃ量を低減できなくなる。このため、保持時間の下限値は４５秒以上とし、好ましくは４８秒以上又は６０秒以上である。一方で、保持時間が長いと、鋼板内に侵入する酸素の量が過剰となり、Ｔｉ析出物並びに当該Ｔｉ析出物を核としたＳｉ及びＭｎ酸化物の粗大化及び合体を抑えることができなくなり、析出物の数密度が低下する。このため、保持時間の上限値は３００秒以下とし、好ましくは２５０秒以下である。
冷延板焼鈍において、２００～４００℃の温度域における露点と保持時間を最適化して鋼板の最表層部に微細なＴｉ析出物を生成させた後、これらの微細なＴｉ析出物を核として、７４０～９００℃における保持時間を制御することにより、鋼板の最表層において析出物を十分な量で析出させることができる。さらに、７４０～９００℃での保持では、２００～４００℃での保持に比べて鋼中の合金元素の拡散が促進されるため、鋼中に固溶していたＣが酸素と結びつき、雰囲気中に脱離（脱炭反応）して固溶Ｃ量が低下する。この効果により鋼板表面から１０～６０μｍの深さ領域における固溶Ｃ量を０．２０質量％未満に低減でき、この領域に軟質層を新たに作ることが可能となる。ここで、保持時間とは、７４０～９００℃の温度域に滞在している時間をいうものであり、よって７４０～９００℃の間で徐々に昇温されている場合の時間を包含するものである。保持時間が短いと、鋼板内に侵入する酸素の量が足りないため、Ｔｉ析出物並びに当該Ｔｉ析出物を核としたＳｉ及びＭｎ酸化物の粗大化が足りず、冷延板焼鈍後の鋼板の最表層において析出物を十分な量で析出させることができず、加えて、鋼板表面から１０～６０μｍの深さ領域における固溶Ｃ量を低減できなくなる。このため、保持時間の下限値は４５秒以上とし、好ましくは４８秒以上又は６０秒以上である。一方で、保持時間が長いと、鋼板内に侵入する酸素の量が過剰となり、Ｔｉ析出物並びに当該Ｔｉ析出物を核としたＳｉ及びＭｎ酸化物の粗大化及び合体を抑えることができなくなり、析出物の数密度が低下する。このため、保持時間の上限値は３００秒以下とし、好ましくは２５０秒以下である。
本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法では、上記のとおり、鋼板表層に微細な析出物（例えばＴｉ酸化物）を形成させるためにＴｉを含有させており、より具体的には、Ｔｉを含有する熱延鋼板を巻き取り工程において５８０℃以下の比較的低い巻き取り温度で巻き取ることで、鋼組織中の粗大なＴｉ析出物の生成が抑制され、次の酸洗工程において熱延鋼板表層の除去量を５μｍ以上とすることで外部酸化物に加えて内部酸化物も完全に取り除かれ、鋼中のＴｉが酸素と結びつくのを抑制してＴｉを固溶状態で存在させることを可能とする。次に、焼鈍工程において２００～４００℃での制御された焼鈍（露点：－２０～２０℃、保持時間：２０～１８０秒）により微細なＴｉ析出物を生成し、次いで７４０～９００℃での制御された焼鈍（露点：－２０～２０℃、保持時間：４０～３００秒）により、上記の微細なＴｉ析出物を核として鋼板の最表層に析出物を十分な量で析出させることができる。このような析出物に起因する析出強化によって最表層の硬さを増加させることができる。さらに、このような高温下で鋼中の合金元素の拡散が促進され、鋼中に固溶していたＣが酸素と結びついて雰囲気中に脱離し、鋼板表面から１０～６０μｍの深さ領域における固溶Ｃ量を０．２０質量％未満に低減することができる。その結果として、この領域に最表層に比べて軟らかい層を形成することができる。すなわち、本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法では、Ｔｉの存在を前提として、これを含有する鋼を特に巻き取り工程、酸洗工程、及び焼鈍工程の製造条件を適切に制御することにより、鋼板の表層組織に硬さ等の特性の十分な傾斜を付与することを可能としている。Ｔｉの存在を前提としたこのような特定の製造条件の組み合わせにより、鋼板の表層組織に特性の傾斜を付与することができるという事実は従来知られておらず、今回、本発明者らによって初めて明らかにされたことである。
（平均冷却速度）
以下、焼鈍後の冷却、焼戻し及びめっき処理の好ましい実施形態について詳しく説明する。下記の記載は、焼鈍後の冷却、焼戻し及びめっき処理の好ましい実施形態の単なる例示であって、鋼板の製造方法を何ら限定するものではない。上記焼鈍後の冷却は、７５０℃から５５０℃まで平均冷却速度１００℃／秒以下で実施することが好ましい。１００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却することで硬さのばらつきを抑制することが可能となる。平均冷却速度は８０℃／秒以下又は６０℃／秒以下であってもよい。平均冷却速度の下限値は、特に限定されないが、十分な強度を確保するとの観点から、例えば２．５℃／秒であってよく、好ましくは５℃／秒以上、より好ましくは１０℃／秒以上、最も好ましくは２０℃／秒以上である。
以下、焼鈍後の冷却、焼戻し及びめっき処理の好ましい実施形態について詳しく説明する。下記の記載は、焼鈍後の冷却、焼戻し及びめっき処理の好ましい実施形態の単なる例示であって、鋼板の製造方法を何ら限定するものではない。上記焼鈍後の冷却は、７５０℃から５５０℃まで平均冷却速度１００℃／秒以下で実施することが好ましい。１００℃／秒以下の平均冷却速度で冷却することで硬さのばらつきを抑制することが可能となる。平均冷却速度は８０℃／秒以下又は６０℃／秒以下であってもよい。平均冷却速度の下限値は、特に限定されないが、十分な強度を確保するとの観点から、例えば２．５℃／秒であってよく、好ましくは５℃／秒以上、より好ましくは１０℃／秒以上、最も好ましくは２０℃／秒以上である。
（冷却停止温度）
上記の冷却は、２５～５５０℃の温度で停止し（冷却停止温度）、続いて、この冷却停止温度がめっき浴温度よりも低い場合には３５０～５５０℃の温度域に再加熱して滞留させてもよい。上述の温度範囲で冷却を行うと冷却中に未変態のオーステナイトからマルテンサイトが生成する。その後、再加熱を行うことで、マルテンサイトは焼き戻され、硬質相内での炭化物析出や転位の回復・再配列が起こり、耐水素脆性が改善する。
上記の冷却は、２５～５５０℃の温度で停止し（冷却停止温度）、続いて、この冷却停止温度がめっき浴温度よりも低い場合には３５０～５５０℃の温度域に再加熱して滞留させてもよい。上述の温度範囲で冷却を行うと冷却中に未変態のオーステナイトからマルテンサイトが生成する。その後、再加熱を行うことで、マルテンサイトは焼き戻され、硬質相内での炭化物析出や転位の回復・再配列が起こり、耐水素脆性が改善する。
（滞留温度及び滞留時間）
再加熱後かつめっき浴浸漬前に、３５０～５５０℃の温度域で鋼板を滞留させてもよい。この温度域での滞留は、マルテンサイトの焼き戻しに寄与するばかりでなく、板の幅方向の温度ムラをなくし、めっき後の外観を向上させる。なお、冷却停止温度が３５０～５５０℃であった場合には、再加熱を行わずに滞留を行えばよい。滞留を行う場合、滞留時間は１０～６００秒であることが好ましい。
再加熱後かつめっき浴浸漬前に、３５０～５５０℃の温度域で鋼板を滞留させてもよい。この温度域での滞留は、マルテンサイトの焼き戻しに寄与するばかりでなく、板の幅方向の温度ムラをなくし、めっき後の外観を向上させる。なお、冷却停止温度が３５０～５５０℃であった場合には、再加熱を行わずに滞留を行えばよい。滞留を行う場合、滞留時間は１０～６００秒であることが好ましい。
（焼戻し）
焼戻しは、一連の焼鈍工程において、冷延板又は冷延板にめっき処理を施した鋼板を、室温まで冷却した後、あるいは、室温まで冷却する途中（ただしマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）以下）において再加熱を開始し、１５０～４００℃の温度域で２秒以上保持することで実施してもよい。このような処理によれば、再加熱後の冷却中に生成したマルテンサイトを焼戻して、焼戻しマルテンサイトとすることにより、耐水素脆性を改善することができる。焼戻しは、連続焼鈍設備内で行ってもよいし、連続焼鈍後にオフラインで別設備にて実施してもよい。この際、焼戻し時間は、焼戻し温度により異なる。すなわち、低温ほど長時間となり、高温ほど短時間となる。
焼戻しは、一連の焼鈍工程において、冷延板又は冷延板にめっき処理を施した鋼板を、室温まで冷却した後、あるいは、室温まで冷却する途中（ただしマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ）以下）において再加熱を開始し、１５０～４００℃の温度域で２秒以上保持することで実施してもよい。このような処理によれば、再加熱後の冷却中に生成したマルテンサイトを焼戻して、焼戻しマルテンサイトとすることにより、耐水素脆性を改善することができる。焼戻しは、連続焼鈍設備内で行ってもよいし、連続焼鈍後にオフラインで別設備にて実施してもよい。この際、焼戻し時間は、焼戻し温度により異なる。すなわち、低温ほど長時間となり、高温ほど短時間となる。
（めっき）
焼鈍工程中又は焼鈍工程後の冷延鋼板に対して、必要に応じて、（亜鉛めっき浴温度－４０）℃～（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に加熱又は冷却して、溶融亜鉛めっきを施してもよい。溶融亜鉛めっき工程によって、冷延鋼板の少なくとも一方の表面、好ましくは両方の表面には、溶融亜鉛めっき層が形成される。この場合、冷延鋼板の耐食性が向上するので好ましい。溶融亜鉛めっきを施しても、鋼板の耐ＬＭＥ性を十分に維持することができる。
焼鈍工程中又は焼鈍工程後の冷延鋼板に対して、必要に応じて、（亜鉛めっき浴温度－４０）℃～（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に加熱又は冷却して、溶融亜鉛めっきを施してもよい。溶融亜鉛めっき工程によって、冷延鋼板の少なくとも一方の表面、好ましくは両方の表面には、溶融亜鉛めっき層が形成される。この場合、冷延鋼板の耐食性が向上するので好ましい。溶融亜鉛めっきを施しても、鋼板の耐ＬＭＥ性を十分に維持することができる。
（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％未満であると、めっき層中へのＦｅの侵入が過度に進み、めっき密着性が低下するおそれがある。一方、めっき浴中の有効Ａｌ量が０．２５０質量％を超えると、鋼板とめっき層との境界に、Ｆｅ原子及びＺｎ原子の移動を阻害するＡｌ系酸化物が生成し、めっき密着性が低下するおそれがある。めっき浴中の有効Ａｌ量は０．０６５質量％以上であるのがより好ましく、０．１８０質量％以下であるのがより好ましい。めっき浴は、ＺｎやＡｌ以外にもＭｇ等の元素を含有していてもよい。
めっき浴の組成は、Ｚｎを主体とし、有効Ａｌ量（めっき浴中の全Ａｌ量から全Ｆｅ量を引いた値）が０．０５０～０．２５０質量％であることが好ましい。めっき浴中の有効Ａｌ量が０．０５０質量％未満であると、めっき層中へのＦｅの侵入が過度に進み、めっき密着性が低下するおそれがある。一方、めっき浴中の有効Ａｌ量が０．２５０質量％を超えると、鋼板とめっき層との境界に、Ｆｅ原子及びＺｎ原子の移動を阻害するＡｌ系酸化物が生成し、めっき密着性が低下するおそれがある。めっき浴中の有効Ａｌ量は０．０６５質量％以上であるのがより好ましく、０．１８０質量％以下であるのがより好ましい。めっき浴は、ＺｎやＡｌ以外にもＭｇ等の元素を含有していてもよい。
（めっき浴浸漬板温度）
めっき浴浸漬板温度（溶融亜鉛めっき浴に浸漬する際の鋼板の温度）は、溶融亜鉛めっき浴温度より４０℃低い温度（溶融亜鉛めっき浴温度－４０℃）から溶融亜鉛めっき浴温度より５０℃高い温度（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０℃）までの温度範囲が好ましい。めっき浴浸漬板温度が溶融亜鉛めっき浴温度－４０℃を下回ると、めっき浴浸漬時の抜熱が大きく、溶融亜鉛の一部が凝固してしまいめっき外観を劣化させる場合があるため望ましくない。浸漬前の板温度が溶融亜鉛めっき浴温度－４０℃を下回っていた場合、任意の方法でめっき浴浸漬前にさらに加熱を行い、板温度を溶融亜鉛めっき浴温度－４０℃以上に制御してからめっき浴に浸漬させてもよい。また、めっき浴浸漬板温度が溶融亜鉛めっき浴温度＋５０℃を超えると、めっき浴温度上昇に伴う操業上の問題を誘発する。
めっき浴浸漬板温度（溶融亜鉛めっき浴に浸漬する際の鋼板の温度）は、溶融亜鉛めっき浴温度より４０℃低い温度（溶融亜鉛めっき浴温度－４０℃）から溶融亜鉛めっき浴温度より５０℃高い温度（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０℃）までの温度範囲が好ましい。めっき浴浸漬板温度が溶融亜鉛めっき浴温度－４０℃を下回ると、めっき浴浸漬時の抜熱が大きく、溶融亜鉛の一部が凝固してしまいめっき外観を劣化させる場合があるため望ましくない。浸漬前の板温度が溶融亜鉛めっき浴温度－４０℃を下回っていた場合、任意の方法でめっき浴浸漬前にさらに加熱を行い、板温度を溶融亜鉛めっき浴温度－４０℃以上に制御してからめっき浴に浸漬させてもよい。また、めっき浴浸漬板温度が溶融亜鉛めっき浴温度＋５０℃を超えると、めっき浴温度上昇に伴う操業上の問題を誘発する。
（めっき浴浸漬後の保持温度）
溶融亜鉛めっき層に合金化処理を施す場合は、溶融亜鉛めっき層を形成した鋼板を４７０～５５０℃の温度範囲に加熱することが好ましい。合金化温度が４７０℃未満であると、合金化が十分に進行しないおそれある。一方、合金化温度が５５０℃を超えると、合金化が進行しすぎて、Γ相の生成により、めっき層中のＦｅ濃度が１５％を超えることで耐食性が劣化する恐れがある。合金化温度は４８０℃以上であるのがより好ましく、５４０℃以下であるのがさらにより好ましい。合金化温度は、鋼板の成分組成及び内部酸化層の形成度合いにより変える必要があるので、めっき層中のＦｅ濃度を確認しながら設定すればよい。一方、溶融亜鉛めっき層に合金化処理を施さない場合は、めっき浴浸漬後の保持温度は４７０℃未満であってよく、例えば４５０～４７０℃未満であってよい。
溶融亜鉛めっき層に合金化処理を施す場合は、溶融亜鉛めっき層を形成した鋼板を４７０～５５０℃の温度範囲に加熱することが好ましい。合金化温度が４７０℃未満であると、合金化が十分に進行しないおそれある。一方、合金化温度が５５０℃を超えると、合金化が進行しすぎて、Γ相の生成により、めっき層中のＦｅ濃度が１５％を超えることで耐食性が劣化する恐れがある。合金化温度は４８０℃以上であるのがより好ましく、５４０℃以下であるのがさらにより好ましい。合金化温度は、鋼板の成分組成及び内部酸化層の形成度合いにより変える必要があるので、めっき層中のＦｅ濃度を確認しながら設定すればよい。一方、溶融亜鉛めっき層に合金化処理を施さない場合は、めっき浴浸漬後の保持温度は４７０℃未満であってよく、例えば４５０～４７０℃未満であってよい。
（めっきプレ処理）
めっき密着性をさらに向上させるために、連続溶融亜鉛めっきラインにおける焼鈍前に、母材鋼板に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独あるいは複数から成るめっきを施してもよい。
めっき密着性をさらに向上させるために、連続溶融亜鉛めっきラインにおける焼鈍前に、母材鋼板に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独あるいは複数から成るめっきを施してもよい。
（めっき後処理）
溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面に、塗装性、溶接性を改善する目的で、上層めっきを施すことや、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施すこともできる。
溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面に、塗装性、溶接性を改善する目的で、上層めっきを施すことや、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施すこともできる。
（スキンパス圧下率）
さらに、鋼板形状の矯正や可動転位導入により延性の向上を図ることを目的として、スキンパス圧延を施してもよい。熱処理後のスキンパス圧延の圧下率は、０．１～１．５％の範囲が好ましい。０．１％未満では効果が小さく、制御も困難であることから、０．１％を下限とする。１．５％を超えると生産性が著しく低下するので１．５％を上限とする。スキンパスは、インラインで行ってもよいし、オフラインで行ってもよい。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行ってもよいし、数回に分けて行っても構わない。
さらに、鋼板形状の矯正や可動転位導入により延性の向上を図ることを目的として、スキンパス圧延を施してもよい。熱処理後のスキンパス圧延の圧下率は、０．１～１．５％の範囲が好ましい。０．１％未満では効果が小さく、制御も困難であることから、０．１％を下限とする。１．５％を超えると生産性が著しく低下するので１．５％を上限とする。スキンパスは、インラインで行ってもよいし、オフラインで行ってもよい。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行ってもよいし、数回に分けて行っても構わない。
上記の製造方法によれば、本発明の実施形態に係る鋼板を得ることができる。
以下に本発明に係る実施例を示す。本発明はこの一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明要旨を逸脱せず、本発明目的を達する限りにおいては、種々の条件を採用可能とするものである。
（例１）
種々の化学組成を有する鋼を溶製して鋼片を製造した。これらの鋼片を１２２０℃に加熱した炉内に挿入し、６０分間保持する均一化処理を与えた後に大気中に取出し、熱間圧延して板厚２．６ｍｍの鋼板を得た。熱間圧延における仕上げ圧延の完了温度は９１０℃であり、５５０℃まで冷却して巻き取った。続いて、この熱延鋼板の酸化スケールを酸洗により片面１０μｍの厚みを鋼板の両面の表層から除去し（酸洗後冷間圧延前の内部酸化層の厚さは表２に示すとおり）、圧下率４５％の冷間圧延を施し、板厚を１．４ｍｍに仕上げた。さらに、この冷延鋼板を焼鈍し、具体的には８６０℃まで昇温する際、２００～４００℃の温度範囲を露点－５℃の雰囲気に制御し、その温度範囲における保持時間を３０秒とし、加えて、７４０～９００℃の温度範囲を露点５℃の雰囲気に制御し、その温度範囲における保持時間を１２０秒とした。次に、冷延鋼板を表２に示す条件下で冷却及び滞留させ、次いでスキンパス圧延を実施した。得られた各鋼板から採取した試料を分析した化学組成は、表１に示すとおりである。なお、表１に示す成分以外の残部はＦｅ及び不純物である。また、表２は上記の加工熱処理を与えた鋼板の特性の評価結果である。
種々の化学組成を有する鋼を溶製して鋼片を製造した。これらの鋼片を１２２０℃に加熱した炉内に挿入し、６０分間保持する均一化処理を与えた後に大気中に取出し、熱間圧延して板厚２．６ｍｍの鋼板を得た。熱間圧延における仕上げ圧延の完了温度は９１０℃であり、５５０℃まで冷却して巻き取った。続いて、この熱延鋼板の酸化スケールを酸洗により片面１０μｍの厚みを鋼板の両面の表層から除去し（酸洗後冷間圧延前の内部酸化層の厚さは表２に示すとおり）、圧下率４５％の冷間圧延を施し、板厚を１．４ｍｍに仕上げた。さらに、この冷延鋼板を焼鈍し、具体的には８６０℃まで昇温する際、２００～４００℃の温度範囲を露点－５℃の雰囲気に制御し、その温度範囲における保持時間を３０秒とし、加えて、７４０～９００℃の温度範囲を露点５℃の雰囲気に制御し、その温度範囲における保持時間を１２０秒とした。次に、冷延鋼板を表２に示す条件下で冷却及び滞留させ、次いでスキンパス圧延を実施した。得られた各鋼板から採取した試料を分析した化学組成は、表１に示すとおりである。なお、表１に示す成分以外の残部はＦｅ及び不純物である。また、表２は上記の加工熱処理を与えた鋼板の特性の評価結果である。
（引張強度、全伸び及び穴広げ値の評価）
引張強度（ＴＳ）及び全伸び（ｔ－Ｅｌ）は、試験片の長手方向が鋼板の圧延直角方向と平行になる向きからＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠して引張試験を行うことで測定した。また、穴広げ値は以下のようにして決定した。まず、試験片に直径１０ｍｍの円形穴（初期穴：穴径ｄ０＝１０ｍｍ）を、クリアランスが１２．５％となる条件で打ち抜き、かえり（バリ）がダイ側となるようにし、頂角６０°の円錐ポンチにて板厚を貫通する割れが発生するまで初期穴を押し広げ、割れ発生時の穴径ｄ１ｍｍを測定して、下記式にて各試験片の穴広げ値λ（％）を求めた。この穴拡げ試験を５回実施し、それらの平均値を穴広げ値λとして決定した。
λ＝１００×（ｄ１－ｄ０）/ｄ０
引張強度（ＴＳ）及び全伸び（ｔ－Ｅｌ）は、試験片の長手方向が鋼板の圧延直角方向と平行になる向きからＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠して引張試験を行うことで測定した。また、穴広げ値は以下のようにして決定した。まず、試験片に直径１０ｍｍの円形穴（初期穴：穴径ｄ０＝１０ｍｍ）を、クリアランスが１２．５％となる条件で打ち抜き、かえり（バリ）がダイ側となるようにし、頂角６０°の円錐ポンチにて板厚を貫通する割れが発生するまで初期穴を押し広げ、割れ発生時の穴径ｄ１ｍｍを測定して、下記式にて各試験片の穴広げ値λ（％）を求めた。この穴拡げ試験を５回実施し、それらの平均値を穴広げ値λとして決定した。
λ＝１００×（ｄ１－ｄ０）/ｄ０
（耐ＬＭＥ性の評価）
耐ＬＭＥ性は、以下のようにして評価した。ＧＡ軟鋼（合金化溶融亜鉛めっき鋼板）と表２に示す鋼板とで下記条件にて溶接試験を行い、４．０ｋＡから１０．０ｋＡまで電流量を変えて溶接した試験片を作製し、その後、断面組織を観察して、ナゲット径と割れの長さを確認し、ナゲット径が５．５ｍｍ以下の領域において割れ長さが０．１ｍｍ未満であった場合に合格（ＯＫ）とし、ナゲット径が５．５ｍｍ以下の領域において割れ長さが０．１ｍｍ以上であった場合に不合格（ＮＧ）とした。
電極：Ｃｒ－Ｃｕ製のＤＲ型電極（先端外径：８ｍｍ、Ｒ：４０ｍｍ）
加圧力Ｐ：４５０ｋｇ
電極の傾斜角θ：５°
アップスロープ：なし
第１通電時間ｔ１：０．２秒
無通電間ｔｃ：０．０４秒
第２通電時間ｔ２：０．４秒
電流比Ｉ１／Ｉ２：０．７
通電終了後の保持時間：０．１秒
耐ＬＭＥ性は、以下のようにして評価した。ＧＡ軟鋼（合金化溶融亜鉛めっき鋼板）と表２に示す鋼板とで下記条件にて溶接試験を行い、４．０ｋＡから１０．０ｋＡまで電流量を変えて溶接した試験片を作製し、その後、断面組織を観察して、ナゲット径と割れの長さを確認し、ナゲット径が５．５ｍｍ以下の領域において割れ長さが０．１ｍｍ未満であった場合に合格（ＯＫ）とし、ナゲット径が５．５ｍｍ以下の領域において割れ長さが０．１ｍｍ以上であった場合に不合格（ＮＧ）とした。
電極：Ｃｒ－Ｃｕ製のＤＲ型電極（先端外径：８ｍｍ、Ｒ：４０ｍｍ）
加圧力Ｐ：４５０ｋｇ
電極の傾斜角θ：５°
アップスロープ：なし
第１通電時間ｔ１：０．２秒
無通電間ｔｃ：０．０４秒
第２通電時間ｔ２：０．４秒
電流比Ｉ１／Ｉ２：０．７
通電終了後の保持時間：０．１秒
引張強度が１２００ＭＰａ以上であり、耐ＬＭＥ性の評価がＯＫである場合を、高強度でかつ溶接性に優れた鋼板として評価した。
表２を参照すると、例Ｕ－１はＣ含有量が低かったため、引張強度が１２００ＭＰａ未満であった。例Ｖ－１はＣ含有量が高かったため、伸びの低下とともに耐ＬＭＥ性が低下した。例Ｗ－１はＳｉ含有量が高かったため、引張強度の増加とともに伸びが低下し、さらに耐ＬＭＥ性が低下した。例Ｘ－１はＭｎ含有量が低かったため、引張強度が１２００ＭＰａ未満であった。例Ｙ－１はＭｎ含有量が高かったため、引張強度の増加とともに伸びが低下し、さらに耐ＬＭＥ性が低下した。例Ｚ－１はＰ含有量が高かったため、鋼板が脆化してしまい、耐ＬＭＥが低下した。例ＡＡ－１はＳ含有量が高かったため、耐ＬＭＥが低下した。例ＡＢ－１はＡｌ含有量が高かったため、フェライト変態等が過度に促進されて十分な引張強度が得られなかった。例ＡＣ－１はＮ含有量が高かったため、鋼板表層における析出物の生成を制御できず、耐ＬＭＥ性が低下した。例ＡＨ－１はＴｉ含有量が低かったため、鋼板表層に析出物を十分に生成させることができず、耐ＬＭＥ性が低下した。例ＡＩ－１はＴｉ含有量が高かったため、析出物が過剰に生成し、引張強度が低下した。一方で、例ＡＤ－１～ＡＧ－１は、引張強度及び耐ＬＭＥ性は良好であったものの、それぞれＣｏ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｒ含有量が高かったために、十分な伸びを達成することができなかった。同様に、例ＡＪ－１～ＡＵ－１は、引張強度及び耐ＬＭＥ性は良好であったものの、それぞれＢ、Ｖ、Ｃｕ、Ｔａ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｚｒ、Ｌａ及びＣｅ含有量が高かったために、十分な穴広げ性を達成することができなかった。これらの例は、「高強度でかつ溶接性に優れる鋼板を提供する」という本発明の課題を解決するものであるが、上記元素の含有量が本発明の範囲外であることから参考例としている。
これとは対照的に、例Ａ－１～Ｔ－１では、鋼板の化学組成及び組織を適切に制御することにより、高強度でかつ優れた耐ＬＭＥ性を有するとともに、全伸び及び穴広げ性も改善された鋼板を得ることができた。また、表２には特に示していないが、例Ａ－１～Ｔ－１の鋼板表面から６０μｍ～板厚１／４の深さ領域における固溶Ｃ量は、鋼板表面から１０～６０μｍの深さ領域における固溶Ｃ量よりも高く、より具体的には鋼板表面から１０～６０μｍの深さ領域における固溶Ｃ量の１．２０倍以上であった。
（例２）
さらに、製造条件の影響を調べるために、表２において優れた特性が認められた鋼種Ａ～Ｔを対象として、表３に記載する製造条件の加工熱処理を与えて、板厚１．４ｍｍの冷延鋼板を作製し、冷延焼鈍後の鋼板の特性を評価した。ここで、めっきを施した鋼板は溶融亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬した後に表３に示す温度で保持しており、保持温度が４５０～４７０℃未満では溶融亜鉛めっき鋼板であり、保持温度が４７０℃以上では鋼板の表面に鉄と亜鉛の合金めっき層を与えた合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。また、冷延板焼鈍においてそれぞれの滞留温度で保持した後の鋼板を室温まで冷却するまでの間に、一旦１５０℃まで冷却した鋼板を再加熱して２秒以上保持する焼戻し処理を与えた。得られた結果を表３に示す。なお、特性の評価方法は例１の場合と同様である。
さらに、製造条件の影響を調べるために、表２において優れた特性が認められた鋼種Ａ～Ｔを対象として、表３に記載する製造条件の加工熱処理を与えて、板厚１．４ｍｍの冷延鋼板を作製し、冷延焼鈍後の鋼板の特性を評価した。ここで、めっきを施した鋼板は溶融亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬した後に表３に示す温度で保持しており、保持温度が４５０～４７０℃未満では溶融亜鉛めっき鋼板であり、保持温度が４７０℃以上では鋼板の表面に鉄と亜鉛の合金めっき層を与えた合金化溶融亜鉛めっき鋼板である。また、冷延板焼鈍においてそれぞれの滞留温度で保持した後の鋼板を室温まで冷却するまでの間に、一旦１５０℃まで冷却した鋼板を再加熱して２秒以上保持する焼戻し処理を与えた。得られた結果を表３に示す。なお、特性の評価方法は例１の場合と同様である。
表３を参照すると、例Ｂ－２及びＮ－２は冷延板焼鈍における７４０～９００℃の温度域での露点が低かったため、鋼板表層に析出物を十分に生成させることができず、また鋼板表面から１０～６０μｍの深さ領域における固溶Ｃ量を十分に低減することができなかった。その結果として耐ＬＭＥ性が低下した。例Ｄ－２及びＴ－４は冷延板焼鈍における７４０～９００℃の温度域での保持時間が短かったため、同様に鋼板表層に析出物を十分に生成させることができず、また鋼板表面から１０～６０μｍの深さ領域における固溶Ｃ量を十分に低減することができなかった。その結果として耐ＬＭＥ性が低下した。例Ｆ－２及びＭ－４は冷延板焼鈍における２００～４００℃の温度域での露点が低かったため、鋼板表層に析出物を十分に生成させることができず、耐ＬＭＥ性が低下した。例Ｉ－２及びＰ－４は冷延板焼鈍における７４０～９００℃の温度域での露点が高かったため、鋼板表層の析出物が粗大化して数密度が小さくなり、耐ＬＭＥ性が低下した。例Ｋ－２及びＡ－４は冷延板焼鈍における７４０～９００℃の温度域での保持時間が長かったため、同様に鋼板表層の析出物が粗大化して数密度が小さくなり、耐ＬＭＥ性が低下した。
例Ｑ－２及びＣ－４は巻き取り温度が高かったため、鋼板の表層組織に特性の十分な傾斜を付与することができず、耐ＬＭＥ性が低下した。例Ｓ－２及びＩ－３は冷延板焼鈍における２００～４００℃の温度域での露点が高かったため、鋼板表層の析出物が粗大化して数密度が小さくなり、耐ＬＭＥ性が低下した。例Ｇ－３及びＳ－４は冷延板焼鈍における２００～４００℃の温度域での保持時間が長かったため、同様に鋼板表層の析出物が粗大化して数密度が小さくなり、耐ＬＭＥ性が低下した。例Ｏ－３及びＪ－４は酸洗による鋼板表層の除去量が少なかったため、鋼板表層の析出物が粗大化して鋼板の表層組織に特性の十分な傾斜を付与することができず、耐ＬＭＥ性が低下した。このような析出物の粗大化は、鋼板表層の除去量が少なかったために完全に除去されずに鋼板表層に残った内部酸化物からの酸素の供給に起因するものと考えられる。例Ｒ－３及びＨ－４は冷延板焼鈍における２００～４００℃の温度域での保持時間が短かったため、鋼板表層に析出物を十分に生成させることができず、耐ＬＭＥ性が低下した。
これとは対照的に、本発明に係る全ての実施例において、とりわけ巻き取り温度、酸洗による鋼板表層の除去量、冷延板焼鈍の所定の温度域における露点及び保持時間を適切に制御することにより、高強度でかつ優れた耐ＬＭＥ性に加えて、全伸び及び穴広げ性も改善された鋼板を得ることができた。また、表３には特に示していないが、全ての実施例の鋼板表面から６０μｍ～板厚１／４の深さ領域における固溶Ｃ量は、鋼板表面から１０～６０μｍの深さ領域における固溶Ｃ量よりも高く、より具体的には鋼板表面から１０～６０μｍの深さ領域における固溶Ｃ量の１．２０倍以上であった。
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ：０．２０～０．４０％、
Ｓｉ：０．０１～２．００％、
Ｍｎ：０．１０％～４．００％、
Ｐ：０．０２００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：１．５００％以下、
Ｎ：０．０２００％以下、
Ｔｉ：０．００５～０．５００％、
Ｃｏ：０～０．５０００％、
Ｎｉ：０～１．００００％、
Ｍｏ：０～１．００００％、
Ｃｒ：０～２．００００％、
Ｏ：０～０．０２００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｎｂ：０～０．５０００％、
Ｖ：０～０．５０００％、
Ｃｕ：０～０．５０００％、
Ｗ：０～０．１０００％、
Ｔａ：０～０．１０００％、
Ｓｎ：０～０．０５００％、
Ｓｂ：０～０．０５００％、
Ａｓ：０～０．０５００％、
Ｍｇ：０～０．０５００％、
Ｃａ：０～０．０５００％、
Ｙ：０～０．０５００％、
Ｚｒ：０～０．０５００％、
Ｌａ：０～０．０５００％、及び
Ｃｅ：０～０．０５００％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
表面から１～１０μｍの深さ領域において直径０．１μｍ未満の析出物が１０～２００個／μｍ2の数密度で存在しており、
表面から１０～６０μｍの深さ領域における固溶Ｃ量が０．２０質量％未満であり、
引張強度が１２００ＭＰａ以上である、鋼板。 - 前記化学組成が、質量％で、
Ｃｏ：０．０００１～０．５０００％、
Ｎｉ：０．０００１～１．００００％、
Ｍｏ：０．０００１～１．００００％、
Ｃｒ：０．０００１～２．００００％、
Ｏ：０．０００１～０．０２００％、
Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
Ｎｂ：０．０００１～０．５０００％、
Ｖ：０．０００１～０．５０００％、
Ｃｕ：０．０００１～０．５０００％、
Ｗ：０．０００１～０．１０００％、
Ｔａ：０．０００１～０．１０００％、
Ｓｎ：０．０００１～０．０５００％、
Ｓｂ：０．０００１～０．０５００％、
Ａｓ：０．０００１～０．０５００％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０５００％、
Ｃａ：０．０００１～０．０５００％、
Ｙ：０．０００１～０．０５００％、
Ｚｒ：０．０００１～０．０５００％、
Ｌａ：０．０００１～０．０５００％、及び
Ｃｅ：０．０００１～０．０５００％
からなる群より選択される１種又は２種以上を含有する、請求項１に記載の鋼板。 - 前記鋼板の少なくとも一方の表面に、亜鉛、アルミニウム、マグネシウム、それらの任意の組み合わせからなる合金、又はそれらの元素の少なくとも１種と鉄との合金を含有するめっき層が形成された、請求項１又は２に記載の鋼板。
- 請求項１又は２に記載の鋼板の製造方法であって、
請求項１又は２に記載の化学組成を有する鋼片を熱間圧延し、次いで５８０℃以下で巻き取る工程、
得られた熱延鋼板を酸洗して前記熱延鋼板の表面上に存在する酸化スケールを除去するとともに前記熱延鋼板の表層を少なくとも５μｍ除去する工程、及び
前記熱延鋼板を冷間圧延し、次いで焼鈍する工程であって、前記焼鈍は、得られた冷延鋼板を露点が－２０～２０℃の雰囲気中２００～４００℃の温度域で２０～１８０秒間保持し、次いで露点が－２０～２０℃の雰囲気中７４０～９００℃の温度域で４５～３００秒間保持することを含む工程
を含む、鋼板の製造方法。 - 前記焼鈍において、前記冷延鋼板の少なくとも一方の表面に、亜鉛、アルミニウム、マグネシウム、それらの任意の組み合わせからなる合金、又はそれらの元素の少なくとも１種と鉄との合金を含有するめっき層が形成される、請求項４に記載の鋼板の製造方法。
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