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WO2024053736A1 - 鋼板及びその製造方法 - Google Patents

鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Publication number
WO2024053736A1
WO2024053736A1 PCT/JP2023/032868 JP2023032868W WO2024053736A1 WO 2024053736 A1 WO2024053736 A1 WO 2024053736A1 JP 2023032868 W JP2023032868 W JP 2023032868W WO 2024053736 A1 WO2024053736 A1 WO 2024053736A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel plate
content
temperature
steel sheet
Prior art date
Application number
PCT/JP2023/032868
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
裕也 鈴木
正美 澤田
昌史 東
健悟 竹田
Original Assignee
日本製鉄株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日本製鉄株式会社 filed Critical 日本製鉄株式会社
Publication of WO2024053736A1 publication Critical patent/WO2024053736A1/ja

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Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate and a method for manufacturing the same.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2022-143631 filed in Japan on September 9, 2022, the contents of which are incorporated herein.
  • Patent Document 1 describes a hot-dip galvanized steel sheet and an alloyed hot-dip galvanized steel sheet with a strength of 980 MPa or more and excellent plating properties; balance between strength and ductility; workability in terms of bendability and hole expandability; and delayed fracture resistance; A manufacturing method thereof is disclosed.
  • resistance spot welding is mainly used in processes such as assembling automobile bodies and attaching parts. Resistance spot welding is resistance welding in which overlapping base materials are sandwiched between appropriately shaped electrode tips and localized heating is performed by concentrating current and pressure on a relatively small area.
  • resistance spot welding galvanized steel sheets hot-dip galvanized steel sheets, electrogalvanized steel sheets, or alloyed hot-dip galvanized steel sheets
  • LME metal embrittlement
  • LME cracking is a crack that occurs when the heat generated during resistance spot welding melts the zinc in the galvanized layer, and the molten zinc invades the grain boundaries of the steel plate structure at the welded area, and tensile stress acts on this state. be.
  • the requirements for cracking to occur are that molten zinc comes into contact with a solid steel plate during welding, and that tensile stress (strain) is applied to that area.
  • Patent Document 1 does not disclose a steel plate having a tensile strength of 1470 MPa or more, nor does it consider countermeasures against LME cracking.
  • Patent Document 2 in a cross-sectional structure cut in the width direction perpendicular to the rolling direction, the block diameter in a first depth region of 1 to 10 ⁇ m from the surface, and the block diameter in a second depth region of 10 to 60 ⁇ m from the surface.
  • a steel plate is disclosed in which the block diameter and the block diameter in a third depth region from 60 ⁇ m to 1/4 of the plate thickness from the surface are defined.
  • Patent Document 2 by creating a three-layer structure in which the block diameter is tilt-controlled from the surface layer to the center layer of the plate thickness, the block diameter is large when deformed even during spot welding, and the soft layer (Second layer) now bears strain, making it possible to suppress an excessive increase in strain in the outermost layer (First layer), making it possible to suppress the occurrence of spot weld LME cracking. It is shown.
  • an object of the present invention is to provide a steel plate having a high strength of 1470 MPa or more and excellent bendability and low-temperature LME resistance, and a method for manufacturing the same.
  • the present inventors studied methods for increasing strength, bendability, and low-temperature LME properties. As a result, after controlling the chemical composition, the metal structure at a position t/4, which is a position t/4 from the surface of the base steel plate, and a position 50 ⁇ m from the surface, where t is the thickness of the base steel plate. It has been found that it is effective to control the metallographic structure in the surface layer region.
  • a steel plate according to one aspect of the present invention includes a base steel plate and a galvanized layer formed on the surface of the base steel plate, and the base steel plate has a C: 0 by mass%.
  • the metal structure includes, in volume percentage, tempered martensite: 85% or more, retained austenite: 7% or more, one or more selected from ferrite, pearlite, bainite, fresh martensite: 0% or more and 8% or less,
  • the metal structure in the surface layer region of the cross section in the plate thickness direction which is within a range of 50 ⁇ m from the surface, contains 30% or more of bainite in terms of volume percentage, and the remainder is ferrite, pearlite, tempered martensite, and fresh martensite.
  • retained austenite, and in the surface layer region, the diameter of the prior austenite grains in the thickness direction is 10.0 ⁇ m or less, and the tensile strength is 1470 MPa or more.
  • the galvanized layer may be a hot-dip galvanized layer.
  • the galvanized layer may be an alloyed hot-dip galvanized layer.
  • the heating temperature T in unit K is: a heating step of heating the slab so as to satisfy formula (2), a hot rolling step of hot rolling the slab after the heating step to obtain a steel plate, and rolling the steel plate at 20° C./sec or more.
  • a cold rolling process in which the steel plate is cold rolled at the following cumulative reduction ratio, and the steel plate is heated to an annealing temperature of 3 Ac or more and 900°C or less in an atmosphere with an oxygen potential of -1.50 or more, and the annealing temperature is 10 an annealing step held for at least 20 seconds and no more than 600 seconds, and cooling the steel plate after the annealing step at an average cooling rate of 20° C./sec or more to a first temperature range of Ms point -100° C.
  • a steel plate according to an embodiment of the present invention (a steel plate according to the present embodiment) has a base steel plate having a predetermined chemical composition, a galvanized layer formed on the surface of the base steel plate, and has a plate thickness of
  • the surface layer has a predetermined metal structure in a t/4 position, which is a position t/4 from the surface of the direction cross section, and a surface layer region that is a range from the surface to a position of 50 ⁇ m in the plate thickness direction cross section, and the surface layer In the area, the diameter of the prior austenite grains in the plate thickness direction is 10.0 ⁇ m or less, and the tensile strength is 1470 MPa or more.
  • C 0.180% or more and 0.400% or less C (carbon) is an essential element for ensuring the strength of the steel plate. Desired high strength can be obtained by setting the C content to 0.180% or more.
  • the C content is preferably 0.200% or more, more preferably 0.220% or more.
  • the C content is set to 0.400% or less.
  • the C content is preferably 0.380% or less, more preferably 0.360% or less.
  • Si 0.050% or more, 1.000% or less Si (silicon) is an effective element for suppressing the formation of iron carbides in austenite with increased C concentration and for obtaining residual austenite that is stable even at room temperature. be.
  • the Si content is set to 0.050% or more.
  • the Si content is set to 1.000% or less.
  • the Si content is preferably 0.900% or less, more preferably 0.800% or less.
  • Mn 2.00% or more and 4.00% or less
  • Mn manganese
  • Mn is a strong austenite stabilizing element and is an effective element for increasing the strength of steel sheets.
  • the Mn content is set to 2.00% or more.
  • the Mn content is preferably 2.20% or more, more preferably 2.40% or more.
  • the Mn content is set to 4.00% or less.
  • the Mn content is preferably 3.60% or less, more preferably 3.20% or less.
  • Al 0.10% or more, 2.00% or less
  • Al is an element used for deoxidizing steel, and like Si, it suppresses the formation of iron carbides and obtains retained austenite. It is a valid element.
  • Al is an element that precipitates as AlN and contributes to refinement of the structure.
  • the Al content total Al content
  • the Al content is set to 0.10% or more.
  • the Al content is preferably within a range that satisfies formula (1) in terms of atomic % in relation to the Ti content and the N content.
  • the Al content is set to 2.00% or less.
  • the Al content is preferably 1.50% or less, more preferably 1.20% or less.
  • Ti 0.010% or more and 0.200% or less
  • Ti titanium
  • Ti is an effective element for securing solid solution B that contributes to improving hardenability by becoming TiN and fixing N.
  • the Ti content is set to 0.010% or more.
  • the Ti content exceeds 0.200%, coarse carbonitrides may precipitate and formability may deteriorate. Therefore, the Ti content is set to 0.200% or less.
  • the Ti content is preferably 0.180% or less, more preferably 0.160% or less.
  • the Ti content is higher than a predetermined ratio with respect to the Al content, the precipitation of AlN will be inhibited due to excessive precipitation of TiN. Therefore, as will be described later, it is preferable that the Ti content, expressed in atomic %, falls within a range that satisfies formula (1) in relation to the Al content and the N content.
  • B 0.0010% or more, 0.0100% or less
  • B is an element that segregates at austenite grain boundaries during welding, strengthens grain boundaries, and contributes to improving molten metal embrittlement cracking resistance. It is. It is also an element that improves the hardenability of steel and contributes to increasing the strength of steel sheets.
  • the B content is set to 0.0010% or more.
  • the B content is preferably 0.0015% or more, more preferably 0.0020% or more.
  • the B content exceeds 0.0100%, carbides and nitrides are generated, the above effects are saturated, and hot workability is reduced. Therefore, the B content is set to 0.0100% or less.
  • the B content is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0050% or less, even more preferably 0.0030% or less.
  • N is an element that combines with Al and precipitates as AlN, contributing to the refinement of the structure.
  • the N content is set to 0.0010% or more.
  • the N content is preferably 0.0020% or more.
  • the N content is set to 0.0100% or less.
  • the N content is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0060% or less.
  • P 0% or more, 0.0400% or less
  • P (phosphorus) is a solid solution strengthening element and is an effective element for increasing the strength of steel sheets, but excessive content deteriorates weldability and toughness. Therefore, the P content is set to 0.0400% or less.
  • the P content is preferably 0.0350% or less, 0.0300% or less, or 0.0200% or less.
  • the P content may be 0%, the cost of removing P increases if the P content is extremely reduced. Therefore, from the viewpoint of economic efficiency, the P content may be set to 0.0010% or more.
  • S 0% or more, 0.0100% or less
  • S (sulfur) is an element contained as an impurity, and is an element that forms MnS in steel and deteriorates toughness and hole expandability. Therefore, the S content is set to 0.0100% or less as a range in which the deterioration of toughness and hole expandability is not noticeable.
  • the S content is preferably 0.0050% or less, 0.0040% or less, or 0.0030% or less.
  • the S content may be 0%, but if the S content is to be extremely reduced, the desulfurization cost will be high. Therefore, from the viewpoint of economy, the S content may be set to 0.0001% or more or 0.0010% or more.
  • O 0% or more, 0.0060% or less
  • O (oxygen) is an element contained as an impurity, and if its content exceeds 0.0060%, coarse oxides are formed in the steel and the bendability deteriorates. This is an element that deteriorates hole expandability. Therefore, the O content is set to 0.0060% or less.
  • the O content is preferably 0.0050% or less, more preferably 0.0040% or less.
  • the O content may be 0%, but from the viewpoint of manufacturing cost, the O content may be 0.0001% or more.
  • the basic chemical composition of the steel plate according to this embodiment includes the above-mentioned elements (basic elements), and the remainder consists of Fe and impurities.
  • impurities are components that are mixed in during the industrial production of steel sheets due to raw materials such as ore and scrap, and various factors in the manufacturing process, and are allowed within the range that does not adversely affect the present invention. means something that However, the steel plate may contain the following elements (optional elements) in place of a part of Fe, if necessary. Since these elements do not necessarily need to be contained, the lower limit is 0%.
  • the following elements may be mixed in from raw material scraps, etc., but if the content is below the upper limit mentioned below, they may be intentionally contained in the steel sheet, or they may be unintentionally contained in the steel sheet. Good too.
  • the following elements may be contained in a steel plate by being contained in scraps of raw materials for the steel plate.
  • Cr 0% or more, 0.50% or less Ni: 0% or more, 1.00% or less Cu: 0% or more, 1.00% or less Cr (chromium), Ni (nickel), and Cu (copper) are is also an element that contributes to improving strength. Therefore, one or more selected from these elements may be contained as necessary.
  • the content of one or more selected from Cr, Ni and Cu is preferably 0.01% or more, more preferably 0.10% or more.
  • a content of more than 0.50% Cr, more than 1.00% Ni, or more than 1.00% Cu may reduce pickling properties, weldability, and hot workability.
  • the Cr content should be 0.50% or less
  • the Ni content should be 1.00% or less
  • the Cu content should be 1.00% or less.
  • the Cr content may be 0.40% or less, 0.30% or less, or 0.10% or less.
  • the Ni content may be 0.80% or less, 0.60% or less, or 0.20% or less.
  • the Cu content may be 0.80% or less, 0.60% or less, or 0.20% or less.
  • Mo 0% or more and 0.500% or less Mo (molybdenum), like Mn, is an element that improves the hardenability of steel and contributes to improving its strength. Therefore, Mo may be included if necessary.
  • the Mo content is preferably 0.010% or more, more preferably 0.100% or more.
  • the Mo content is set to 0.500% or less.
  • the Mo content is preferably 0.400% or less, more preferably 0.300% or less, even more preferably 0.100% or less.
  • Nb 0% or more, 0.200% or less
  • V 0% or more, 0.500% or less
  • Nb niobium
  • V vanadium
  • Both Nb (niobium) and V (vanadium) are used for precipitation strengthening, fine grain strengthening by suppressing the growth of crystal grains, and reinforcing. It is an element that contributes to improving the strength of steel sheets by strengthening dislocations through suppressing crystals. Therefore, one or more selected from these elements may be contained as necessary. In order to obtain the above effects, it is preferable that the steel sheet contains one or both of 0.001% or more of Nb and 0.001% or more of V. On the other hand, a Nb content exceeding 0.200% or a V content exceeding 0.500% may precipitate coarse carbonitrides and reduce formability.
  • the Nb content is set to 0.200% or less, and the V content is set to 0.500% or less.
  • the Nb content is preferably 0.180% or less, more preferably 0.150% or less, and still more preferably 0.100% or less.
  • the V content is preferably 0.400% or less, more preferably 0.300% or less, even more preferably 0.100% or less.
  • W 0% or more, 0.100% or less Ta: 0% or more, 0.100% or less Sn: 0% or more, 0.050% or less Co: 0% or more, 0.500% or less As: 0% or more, 0.050% or less W (tungsten), Ta (tantalum), Sn (tin), Co (cobalt), and As (arsenic) contribute to improving steel sheet strength by strengthening precipitation and suppressing coarsening of crystal grains. It is an element that Therefore, these elements may be contained.
  • the steel sheet contains one or more of these elements, with a W content of 0.001% or more, a Ta content of 0.001% or more, a Sn content of 0.001% or more, and a Co It is preferable that the content be 0.001% or more, and the As content be 0.001% or more.
  • the W content should be 0.100% or less
  • the Ta content should be 0.100% or less
  • the Sn content should be 0.050% or less
  • the Co content should be 0.500% or less
  • the As content should be 0.100% or less. It shall be 0.050% or less.
  • the W content is preferably 0.080% or less, more preferably 0.050% or less, even more preferably 0.030% or less.
  • the Ta content is preferably 0.080% or less, more preferably 0.050% or less, even more preferably 0.030% or less.
  • the Sn content is preferably 0.040% or less, more preferably 0.030% or less, even more preferably 0.010% or less.
  • the Co content is preferably 0.400% or less, more preferably 0.300% or less, even more preferably 0.100% or less.
  • the As content is preferably 0.040% or less, more preferably 0.030% or less, even more preferably 0.010% or less.
  • Sb 0% or more, 0.050% or less Mg: 0% or more, 0.050% or less Ca: 0% or more, 0.040% or less REM: 0% or more, 0.050% or less Zr: 0% or more, 0.050% or less Bi: 0% or more, 0.050% or less Sr: 0% or more, 0.050% or less Sb (antimony), Mg (magnesium), Ca (calcium), REM (Rare Earth Metal) ), Zr (zirconium), Bi (bismuth), and Sr (strontium) are all elements that contribute to improving formability. Therefore, one or more selected from these elements may be contained as necessary.
  • each content should be 0.001% or more. It is preferable.
  • the content of each element is more preferably 0.002% or more.
  • Sb, Mg, REM, Zr, Bi, or Sr in a content exceeding 0.050% or Ca in a content exceeding 0.040% deteriorates pickling property, weldability, and hot workability. There is a risk. Therefore, the contents of Sb, Mg, REM, Zr, Bi, and Sr are all 0.050% or less, and the Ca content is 0.040% or less.
  • each of Sb, Mg, Ca, REM, Zr, Bi, and Sr is preferably 0.035% or less, 0.030% or less, or 0.010% or less.
  • REM means a rare earth element, and is a general term for a total of 17 elements including Sc, Y, and lanthanoids, and the REM content is the total content of these elements.
  • the chemical composition of the base steel plate of the steel plate according to the present embodiment includes basic elements and the remainder consists of Fe and impurities, or includes basic elements and further includes one or more arbitrary elements, The remainder consists of Fe and impurities.
  • the crystal grain size is made fine by AlN precipitated by continuous annealing. If the Al content is small compared to the N content that remains without being consumed as TiN, AlN may not be sufficiently formed. Therefore, it is preferable that formula (1) is satisfied, where Al content is expressed as ⁇ Al>>, N content is expressed as ⁇ N>>, and Ti content is expressed as ⁇ Ti>> in atomic %. ⁇ Al ⁇ N ⁇ -0.5 ⁇ Ti ⁇ (1)
  • the chemical composition of the base steel plate of the steel plate according to this embodiment may be measured by a general method. For example, it may be measured using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry) for chips according to JIS G 1201:2014. In this case, the chemical composition is the average content over the entire plate thickness.
  • C and S which cannot be measured with ICP-AES, can be measured using the combustion-infrared absorption method, N can be measured using the inert gas melting-thermal conductivity method, and O can be measured using the inert gas melting-non-dispersive infrared absorption method. It can be measured using the method.
  • the analysis sample is collected so as to obtain an average chemical composition over the entire thickness of the base steel plate. Specifically, an analysis sample is taken from a position 1/4 of the thickness in the thickness direction from the surface, avoiding the widthwise ends of the base steel plate.
  • the content of the element in mass % is determined.
  • the content in atomic % is determined by converting the content in mass % using the following conversion formula.
  • the surface of the base steel plate i.e., if it has a plating layer, the plating layer of the steel plate according to this embodiment is The metal structure at the t/4 position, which is a position t/4 from the surface), and the metal structure in the surface layer region, which is a range from the surface to a position 50 ⁇ m away, are limited.
  • all the fractions of each phase of the metal structure are volume fractions.
  • Tempered martensite 85% or more
  • the volume percentage of tempered martensite is set to 85% or more in order to ensure a tensile strength of 1470 MPa or more. If the volume fraction of tempered martensite is less than 85%, sufficient tensile strength cannot be ensured. If the volume fraction of tempered martensite exceeds 93%, a sufficient volume fraction of retained austenite cannot be ensured, so the volume fraction of tempered martensite is 93% or less.
  • Fresh martensite is also effective in contributing to high strength, but since fresh martensite has a brittle structure and poor formability, the steel sheet according to this embodiment has a structure mainly composed of tempered martensite. do.
  • Retained austenite 7% or more Retained austenite is a structure that improves the elongation of a steel plate due to the TRIP effect, which transforms into martensite through work-induced transformation during deformation of the steel plate. Therefore, the volume fraction of retained austenite is set to 7% or more.
  • the elongation of the steel sheet increases as the volume fraction of retained austenite increases, but in order to obtain a large amount of retained austenite, it is necessary to contain a large amount of alloying elements such as C. Therefore, the volume percentage of retained austenite is set to 15% or less.
  • One or more types selected from ferrite, pearlite, bainite, and fresh martensite 0% to 8%
  • One type selected from ferrite, pearlite, bainite, and fresh martensite as the remainder other than tempered martensite and retained austenite It may include the above.
  • the volume fraction of the remainder is 8% or less in order to ensure a predetermined volume fraction of tempered martensite and retained austenite.
  • the volume fraction of the remainder is preferably 5% or less, more preferably 3% or less.
  • the volume fraction of the remainder may be 0%.
  • the volume fraction of each tissue (each phase) at the t/4 position is determined by the following procedure.
  • the volume fraction of ferrite, pearlite, bainite, fresh martensite, and tempered martensite is determined by taking a test piece from any position in the rolling direction of the steel plate and at the center in the width direction, and measuring the volume fraction parallel to the rolling direction.
  • the vertical cross section (that is, the cross section parallel to the rolling direction and parallel to the thickness direction) was polished, and the metal structure revealed by nital etching at a position of 1/4 of the plate thickness t from the surface in the plate thickness direction was SEM Observe using.
  • the area where the underlying structure does not appear and where the brightness is low is defined as ferrite.
  • a region having a layered structure of ferrite and cementite is defined as pearlite.
  • a region where no underlying structure appears and where the brightness is high is defined as fresh martensite or retained austenite.
  • the region where the underlying structure appears is defined as tempered martensite or bainite.
  • Bainite and tempered martensite can be further distinguished by carefully observing the carbides within the grains.
  • tempered martensite is composed of martensite laths and cementite generated inside the laths.
  • the cementite constituting the tempered martensite has a plurality of variants.
  • bainite is classified into upper bainite and lower bainite.
  • Upper bainite is composed of lath-shaped bainitic ferrite and cementite generated at the lath interface, and is therefore easily distinguished from tempered martensite.
  • the lower bainite is composed of lath-shaped bainitic ferrite and cementite formed inside the lath.
  • the crystal orientation relationship of bainitic ferrite and cementite is of one type, unlike tempered martensite, and the cementite constituting the lower bainite has the same variant. Therefore, lower bainite and tempered martensite are differentiated based on the cementite variant.
  • fresh martensite and retained austenite cannot be clearly distinguished by SEM observation. Therefore, the volume fraction of martensite is calculated by subtracting the volume fraction of retained austenite calculated by the method described below from the volume fraction of the structure determined to be martensite or retained austenite.
  • the volume fraction of retained austenite can be determined by taking a test piece from any position in the rolling direction of the steel plate and at the center in the width direction, and chemically polishing the rolled surface from the steel plate surface to a position 1/4 of the plate thickness. It is quantified from the (200), (210) area integrated intensity of ferrite and the (200), (220), and (311) area integrated intensity of austenite due to MoK ⁇ rays.
  • Bainite 30% by volume or more By making the surface layer region soft, bendability is improved. However, if the difference between the hardness of the surface layer region and the hardness of the interior of the steel plate (for example, at the t/4 position) is too large, strain may concentrate in the surface layer region, and the bendability may actually decrease. Therefore, in the surface layer region, the volume fraction of bainite is set to 30% or more. The volume fraction of bainite is preferably 50% or more, more preferably 70% or more. Bainite may be 100%.
  • Remainder One or more types selected from ferrite, pearlite, tempered martensite, fresh martensite, and retained austenite
  • the remainder other than bainite is one or more types selected from ferrite, pearlite, tempered martensite, fresh martensite, and retained austenite. It is. Among these, ferrite contributes to improving bendability and LME resistance. Therefore, it is preferable that ferrite and bainite be contained so that the total volume fraction is 50% or more.
  • Diameter of prior austenite grains in the sheet thickness direction 10.0 ⁇ m or less
  • the present inventors studied LME cracking of a steel sheet in which the metal structure at the t/4 position and the surface layer region was controlled as described above. As a result, it was found that since the diffusion path of molten zinc that causes LME cracking is the prior austenite grain boundary, LME cracking can be suppressed by reducing the diameter of the prior austenite grain in the plate thickness direction. Therefore, in the steel sheet according to the present embodiment, the diameter of the prior austenite grains in the sheet thickness direction is set to 10.0 ⁇ m or less in the surface layer region.
  • the diameter of the prior austenite grains in the thickness direction is preferably 9.0 ⁇ m or less, more preferably 7.0 ⁇ m or less.
  • the volume fraction of each structure in the metal structure of the surface layer region can be measured in the same manner as the measurement at the t/4 position described above.
  • the observation range by SEM is 3 fields of view of 30 ⁇ m in the thickness direction and 50 ⁇ m in the rolling direction, with the center located 15 ⁇ m from the surface, and 3 fields of view of 50 ⁇ m in the rolling direction.
  • Three fields of view are 30 ⁇ m in the thickness direction and 50 ⁇ m in the rolling direction.
  • the diameter of the prior austenite grains in the thickness direction is determined by the following method. Using SEM and crystal orientation analysis using backscattered electrons (SEM-EBSD), a cross-section in the plate thickness direction is imaged in a range of 30 ⁇ m to 50 ⁇ m from the surface. A straight line is drawn from a position of 30 ⁇ m to a position of 50 ⁇ m from the surface, and the number of prior austenite grains included in the straight line is counted. By dividing the obtained number of prior austenite grains by 20 ⁇ m (measurement distance), the diameter of the prior austenite grains in the plate thickness direction is calculated.
  • the diameter of the prior austenite grains in the surface layer region in the thickness direction can be determined. shall be.
  • the prior austenite grains were determined to have B.I. by SEM-EBSD.
  • a region in which the GAM value (Grain Average Misorientation) within the grain is larger than 0.5 degrees is determined to be tempered martensite, fresh martensite, or bainite.
  • the measurement interval (STEP) is 0.01 ⁇ m or more and 0.10 ⁇ m or less, and 0.05 ⁇ m may be selected.
  • the steel sheet according to this embodiment has a galvanized layer. Corrosion resistance is improved by having a galvanized layer. Automotive steel plates may not be thinner than a certain thickness even if they are made to have high strength due to concerns about pitting due to corrosion. One of the purposes of increasing the strength of steel plates is to reduce weight by making them thinner, so even if high-strength steel plates are developed, their application will be limited if their corrosion resistance is low. As a method to solve these problems, a galvanized layer with high corrosion resistance is formed on the surface of the steel sheet.
  • the galvanized layer may be a hot-dip galvanized layer or an alloyed hot-dip galvanized layer.
  • the hot-dip galvanized layer is preferable from the point of view of cost, and the alloyed hot-dip galvanized layer has excellent weldability and paintability because Fe is incorporated into the hot-dip galvanized layer through alloying treatment. It is preferable. Moreover, upper layer plating may be applied on the galvanized layer for the purpose of improving paintability and weldability. Further, in the cold rolled steel sheet according to the present embodiment, various treatments such as chromate treatment, phosphate treatment, lubricity improvement treatment, weldability improvement treatment, etc. may be performed on the hot dip galvanized layer.
  • the steel plate according to the present embodiment has a tensile strength (TS) of 1470 MPa or more, which is a strength that contributes to reducing the weight of an automobile body.
  • TS tensile strength
  • the tensile strength (TS) is determined by taking a JIS No. 5 tensile test piece from a steel plate in a direction perpendicular to the rolling direction and performing a tensile test in accordance with JIS Z 2241:2011.
  • the steel plate according to this embodiment has the chemical composition and metal structure limited as described above, it has excellent bendability and low-temperature LME resistance.
  • the maximum bending angle evaluated by the VDA standard bending test is 90 degrees or more.
  • the plate thickness of the steel plate according to the present embodiment is not limited, it is preferably 1.0 mm or more and 3.0 mm or less from the viewpoint of achieving both weight reduction of the automobile body and improvement of collision safety.
  • the steel plate according to this embodiment is obtained by a manufacturing method including the following steps.
  • the metal structure is made into an acicular structure in the hot rolling process and the winding process, and the steel plate having the acicular structure is annealed under the conditions described below. It is necessary to increase the aspect ratio of austenite grains, reduce the diameter of prior austenite grains in the thickness direction, and control the metal structure at the t/4 position and the metal structure in the surface layer region. These are obtained by a combination of multiple steps. In other words, not only a single process but also each condition from the chemical composition and heating process to the second cooling process affects the conditions of other processes, so in each process, the conditions must be controlled in consideration of the conditions of other processes. It is important to carry out this process and to perform overall control over the series of processes.
  • the Ac3 point is determined by the following formula.
  • Ac3 (°C) 910-203 ⁇ [C] 1/2 +44.7 ⁇ [Si]-30 ⁇ [Mn]+700 ⁇ [P]-20 ⁇ [Cu]-15.2 ⁇ [Ni]-11 ⁇ [Cr]+31.5 ⁇ [Mo]+400 ⁇ [Ti]+104 ⁇ [V]+120 ⁇ [Al]
  • the Ms point is the temperature at which martensite begins to form during cooling after quenching. In the manufacturing method according to this embodiment, the value calculated by the following formula is regarded as the Ms point.
  • the Bs point is the temperature at which bainite transformation begins during cooling after quenching.
  • the value calculated by the following formula is regarded as the Bs point.
  • Bs (°C) 820-290 ⁇ [C]/(1-S ⁇ )-37 ⁇ [Si]-90 ⁇ [Mn]-65 ⁇ [Cr]-50 ⁇ [Ni]+70 ⁇ [Al]
  • the [element symbol] included in the formula for calculating the Ac3 point, Ms point, and Bs point indicates the amount (unit mass %) of each element contained in the steel sheet.
  • the symbol S ⁇ included in the formula is the ferrite fraction (unit volume %) of the steel plate at the time when heating for hardening is completed. However, it is difficult to determine the area ratio of ferrite in the steel sheet being manufactured.
  • a steel plate that has undergone a temperature history similar to that of the actual steel plate manufacturing process is prepared in advance, the area ratio of ferrite in the center of the steel plate is determined, and the area ratio of ferrite is used to calculate Ms and Bs. .
  • the ferrite fraction of a steel sheet generally depends on the heating temperature for hardening. Therefore, when considering cooling conditions, S ⁇ can be determined by first determining the manufacturing conditions for the process before cooling, manufacturing a steel plate under those manufacturing conditions, and measuring the ferrite fraction of this. can.
  • the slab is heated so that the heating temperature T in unit K satisfies formula (2), where the Al content is [Al] and the N content is [N] in mass %. . log 10 ([Al] ⁇ [N]) ⁇ -9730/T+3.36 (2)
  • the heating step Al and N in the slab are brought into a solid solution state. Therefore, it is necessary to heat to a temperature that satisfies Equation (2), which takes into account the solubility product of Al and N. If formula (2) is not satisfied, coarse AlN precipitated during casting remains, and fine AlN cannot be precipitated during annealing. Coarse AlN precipitated during casting hardly contributes to refinement of the structure.
  • the upper limit of the heating temperature in the heating step is not particularly limited, but from the viewpoint of the capacity of the heating equipment and productivity, the heating temperature is, for example, 1350° C. or lower.
  • the method of manufacturing the slab to be subjected to the heating process is not limited.
  • a steel billet having the above-mentioned chemical composition may be produced by melting, refining, or casting. For example, it can be manufactured by continuous casting, thin slab casters, etc.
  • the slab after the heating process is hot rolled into a steel plate.
  • the finish rolling end temperature is 850° C. or higher.
  • the metal structure is made into an acicular structure, but if the finish rolling end temperature is less than 850°C, ferrite and/or pearlite with a small aspect ratio is generated, and the metal structure becomes an acicular structure (bainite). and martensite) in the steel sheet decreases.
  • the upper limit of the finishing temperature of finish rolling is, for example, 1350° C. or lower from the viewpoint of productivity and the like.
  • the steel plate after the hot rolling step is cooled to a winding temperature of 500° C. or lower at an average cooling rate of 20° C./second or higher, and then wound at that winding temperature.
  • the structure of the steel sheet after the winding process is made into an acicular structure.
  • the average cooling rate to the coiling temperature is less than 20°C/second, or if the coiling temperature is higher than 500°C, ferrite and/or pearlite with a small aspect ratio will be generated, and an acicular structure will occupy the steel sheet. The percentage decreases.
  • the average cooling rate to the coiling temperature is, for example, 200° C./second or less.
  • the winding temperature is, for example, 20° C. or higher from the viewpoint of productivity and the like.
  • Cold rolling process In the cold rolling process, the steel plate after the winding process is pickled, if necessary, and then cold rolled.
  • the cold rolling rate (cumulative reduction rate) is set to 20% or less.
  • the steel sheet after the cold rolling process contains a large amount of dislocations, and when heated for annealing, the dislocations promote recrystallization of the steel sheet structure, forming an acicular structure. This is not preferable because the proportion of the steel plate occupied by the steel plate decreases. Therefore, in order to prevent an excessive amount of dislocations from being introduced into the steel sheet and increase the aspect ratio of prior austenite grains in the steel sheet after annealing, the rolling ratio is limited to 20% or less.
  • cold rolling that is, setting the cold rolling rate to 0%
  • cold rolling may be performed as long as the rolling reduction is 20% or less.
  • pickling is performed before cold rolling, a known method may be used.
  • annealing process In the annealing process, the steel plate after the coiling process or the cold rolling process is heated to an annealing temperature of 3 Ac or more and 900°C or less in an atmosphere with an oxygen potential of -1.50 or more, and at the annealing temperature for 10 seconds or more. Hold for 600 seconds or less. If the annealing temperature is less than the Ac3 point, or if the holding time at the annealing temperature is less than 10 seconds, the ⁇ transformation will be insufficient, and a preferable metal structure will not be obtained in the end. Further, the precipitation of AlN for refining the metal structure becomes insufficient. On the other hand, when the annealing temperature exceeds 900°C, austenite grains become coarse.
  • the holding time at the annealing temperature exceeds 600 seconds, the austenite grains will become coarse and the productivity will decrease. Further, in the annealing step, decarburization in the surface layer region is promoted, and the metal structure in the surface layer region in the finally obtained steel sheet is made softer than that at the t/4 position. If the oxygen potential of the heating atmosphere is less than -1.50, decarburization of the surface layer region will be insufficient.
  • the oxygen potential of the atmosphere in which the steel plate is heated is the common logarithm of the value obtained by dividing the water vapor partial pressure P H2O in the atmosphere by the hydrogen partial pressure P H2 , that is, log 10 (P H2O /P H2 ).
  • the oxygen potential in the annealing step is, for example, ⁇ 0.01 or less.
  • the metal structure in the surface layer region tends to become coarse, but by precipitating AlN, the metal structure in the surface layer region becomes finer, and as mentioned above, the diameter of the prior austenite grains in the thickness direction is reduced.
  • the thickness can be reduced to 10.0 ⁇ m or less.
  • the steel plate after the annealing step is cooled at an average cooling rate of 20° C./sec or more to a first temperature range of (Ms point ⁇ 100° C.) or more and Bs point or less. If the average cooling rate is less than 20° C./sec or the cooling stop temperature is above the Bs point, ferrite, pearlite, etc. will be excessively produced during or after cooling, making it impossible to obtain the desired metal structure.
  • the average cooling rate in the first cooling step is, for example, 200° C./second or less.
  • the steel plate temperature is held in a first temperature range from (Ms point -100°C) to Bs point for 60 seconds to 600 seconds.
  • This temperature range is the temperature range in which bainite occurs, so by maintaining it in this temperature range, bainite transformation occurs in the surface layer region. If the holding time is less than 60 seconds, a sufficient bainite volume fraction cannot be obtained. On the other hand, if the holding time exceeds 600 seconds, bainite transformation occurs even at the t/4 position, making it impossible to obtain the desired metal structure.
  • Holding in this embodiment means that the steel plate temperature only needs to be above (Ms point -100° C.) and below Bs point, and there may be a temperature change as long as it is within this temperature range.
  • the steel plate When performing plating (forming a plating layer), the steel plate is immersed in a hot-dip galvanizing bath.
  • a hot-dip galvanized steel sheet may be alloyed to produce an alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • the above-mentioned temperature of the steel plate can be maintained using the heat applied to the steel plate during hot-dip galvanizing and alloying. In both cases, known conditions can be applied.
  • the steel plate after the holding step is cooled to a second temperature range of 250° C. or lower and 150° C. or higher at an average cooling rate of 20° C./second or higher.
  • This cooling transforms untransformed austenite (partially stable austenite remains as retained austenite). If the average cooling rate is less than 20°C/sec or the cooling stop temperature is over 250°C, the volume fraction of materials other than tempered martensite will be excessive in the metallographic structure at the t/4 position, making it impossible to obtain the desired metallographic structure. do not have.
  • the average cooling rate in the second cooling step is, for example, 200° C./second or less.
  • the hot-rolled steel sheet was unwound, and some of it was pickled and then cold-rolled at the cumulative reduction rate shown in Tables 2-1 and 2-2 to a thickness of 2.2 to 2.8 mm.
  • Cold-rolled steel sheet (Examples where the cumulative rolling reduction is “-” are not cold rolled.)
  • the steel plate (if cold rolling was performed, the cold rolled steel plate, if not, the hot rolled steel plate after hot rolling) was annealed under the conditions shown in Tables 2-1 and 2-2. Ta.
  • the holding time at the heating temperature (annealing temperature) was 10 seconds or more and 600 seconds or less.
  • first cooling, holding, and second cooling were performed under the conditions shown in Tables 3-1 and 3-2.
  • the holding time in the table includes the time during which the sample is at a predetermined temperature due to immersion in a hot-dip galvanizing bath and alloying treatment.
  • the cooling stop temperature of the second cooling was set to 150°C or more and 250°C or less.
  • the Ms point (°C) and the Bs point (°C) were determined using the following formula based on the chemical composition of the slab.
  • Tensile strength (TS) It was determined by taking a JIS No. 5 tensile test piece from a steel plate in a direction perpendicular to the rolling direction and performing a tensile test in accordance with JIS Z 2241:2011. If the tensile strength was 1470 MPa or more, it was determined that the material had the desired strength.
  • the chemical composition, the metal structure at the t/4 position and the surface layer region, and the diameter of the prior austenite grains in the plate thickness direction were changed according to the preferred manufacturing conditions. As a result, it has a high strength of 1470 MPa or more, and has excellent bendability and low-temperature LME resistance.
  • the comparative example one or more of the chemical composition, the metal structure at the t/4 position and the surface layer region, and the diameter of the prior austenite grains in the thickness direction are out of the range of the present invention, and the tensile strength, bendability, and One or more of the low temperature LME properties does not meet the target.
  • a steel plate having sufficient ductility, bendability, and LME property that can be applied to processing such as press forming, and a method for manufacturing the steel plate can be obtained.
  • the present invention greatly contributes to the development of industry by contributing to solving global environmental problems by reducing the weight of automobile bodies.

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Abstract

この鋼板は、所定の化学組成を有する母材鋼板と、前記母材鋼板の表面に形成された亜鉛めっき層と、を有し、前記母材鋼板の板厚をｔとしたとき、前記母材鋼板の板厚方向断面の、表面からｔ／４の位置であるｔ／４位置における金属組織が、体積率で、焼戻しマルテンサイト：８５％以上、残留オーステナイト：７％以上、フェライト、パーライト、ベイナイト、フレッシュマルテンサイトから選択される１種以上：０％以上８％以下、を含み、前記板厚方向断面の、表面から５０μｍの位置までの範囲である表層領域における金属組織が、体積率で、ベイナイトを３０％以上含み、残部が、フェライト、パーライト、焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトから選択される１種以上であり、前記表層領域において、旧オーステナイト粒の、板厚方向の径が１０．０μｍ以下であり、引張強さが１４７０ＭＰａ以上である。

Description

鋼板及びその製造方法
　本発明は、鋼板及びその製造方法に関する。
　本願は、２０２２年０９月０９日に、日本に出願された特願２０２２－１４３６３１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　産業技術分野が高度に分業化した今日、各技術分野において用いられる材料には、特殊かつ高度な性能が要求されている。特に、自動車用鋼板に関しては、地球環境への配慮から、車体を軽量化して燃費を向上させるために、薄肉高成形性高張力冷延鋼板の需要が著しく高まっている。自動車用鋼板の中でも特に車体骨格部品に使用される冷延鋼板については、高い強度が要求されるようになり、さらに適用拡大に向けた高い成形性が要求されている。自動車用鋼板として必要とされる特性を例示すると、引張強さ（ＴＳ）が１４７０ＭＰａ以上でかつ、曲げ性に優れることである。
　さらに、近年、車体および部品の耐食性を十分に確保するため、鋼板の表面に亜鉛めっき層を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板も適用されている。
　例えば特許文献１には、めっき性；強度と延性のバランス、曲げ性および穴拡げ性の加工性；並びに耐遅れ破壊特性に優れた９８０ＭＰａ以上の溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびその製造方法が開示されている。
　しかしながら、自動車部品への高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板には課題がある。すなわち、自動車の車体の組立、及び部品の取付けなどの工程では、主として抵抗スポット溶接が使われている。抵抗スポット溶接とは、重ね合わせた母材を、先端を適正に整形した電極の先端で挟み、比較的小さい部分に電流及び加圧力を集中して局部的に加熱して行う抵抗溶接である。しかしながら、車体および／または部品の組立てのため、亜鉛めっき鋼板（溶融亜鉛めっき鋼板、電気亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板）を抵抗スポット溶接すると、スポット溶接部において、溶融金属脆化（Ｌｉｑｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ：ＬＭＥ）割れと呼ばれる割れが発生することがある。ＬＭＥ割れは、抵抗スポット溶接時に発生する熱で亜鉛めっき層の亜鉛が溶融し、溶接部の鋼板組織の結晶粒界に溶融亜鉛が侵入し、その状態に引張応力が作用することで生じる割れである。割れが発生する要件は、溶接中に溶融した亜鉛が固体の鋼板と接触すること、及びその部位に引張応力（ひずみ）が働くことである。鋼板が高強度化するほどＬＭＥ割れの感受性は高まる傾向にある。
　特許文献１では、１４７０ＭＰａ以上の引張強さの鋼板は開示されておらず、ＬＭＥ割れに対する対策も検討されていない。
　上記の課題に対し、亜鉛めっき鋼板のスポット溶接時の耐ＬＭＥ性を高める技術が提案されている。
　例えば、特許文献２では、圧延方向に直交する幅方向に切断した断面組織において、表面から１～１０μｍの第１の深さ領域におけるブロック径、表面から１０～６０μｍの第２の深さ領域におけるブロック径、表面から６０μｍ～板厚１／４の第３の深さ領域におけるブロック径のそれぞれを規定した鋼板が開示されている。
　特許文献２では、板厚表層から板厚中心層に向かってブロック径が傾斜制御された３層の構造にすることにより、スポット溶接時においても、変形を受けた時にブロック径が大きく、軟らかい層（第２層）が歪を担うようになり、最表層（第１層）における歪の過度な増加を抑えることが可能となることで、スポット溶接ＬＭＥ割れの発生を抑えることが可能となることが示されている。
　特許文献２では、重ね合わされた鋼板の接触面などの高温に加熱される位置で生じるＬＭＥ割れ（高温ＬＭＥ割れという場合がある）については、一定の耐ＬＭＥ性向上効果が得られると考えられる。しかしながら、本発明者らの検討の結果、近年のスポット溶接条件の多様化に伴い、従来対策が検討されていた高温ＬＭＥ割れだけでなく、通電電極と接触する鋼板の最表面の肩部では、Ａ１点以下の温度までしか加熱されないにも関わらず、ＬＭＥ割れ（低温ＬＭＥ割れという場合がある）が生じる場合があることが分かった。低温ＬＭＥ割れ対策として、高温ＬＭＥ割れ対策以上の対策が必要となることがわかった。特許文献２では、このような低温ＬＭＥ割れへの対策は検討されていない。
国際公開第２０１６／１１１２７５号 国際公開第２０２１／２５１２７６号
　上述の通り、従来、１４７０ＭＰａ以上の高強度を有し、かつ、曲げ性と耐低温ＬＭＥ性とに優れる鋼板については開示されていない。
　そのため、本発明は、１４７０ＭＰａ以上の高強度を有し、かつ、曲げ性と耐低温ＬＭＥ性とに優れる鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、強度、曲げ性及び低温ＬＭＥ性を高める方法について検討した。その結果、化学組成を制御した上で、母材鋼板の板厚をｔとしたときに母材鋼板の表面からｔ／４の位置であるｔ／４位置における金属組織及び、表面から５０μｍの位置までの範囲である表層領域における金属組織をそれぞれ制御することが有効であることを見出した。
　本発明は、上記の知見に基づいてなされた。本発明の要旨は以下の通りである。
［１］本発明の一態様に係る鋼板は、母材鋼板と、前記母材鋼板の表面に形成された亜鉛めっき層と、を有し、前記母材鋼板が、質量％で、Ｃ：　０．１８０％以上、０．４００％以下、Ｓｉ：　０．０５０％以上、１．０００％以下、Ｍｎ：　２．００％以上、４．００％以下、Ａｌ：　０．１０％以上、２．００％以下、Ｔｉ：　０．０１０％以上、０．２００％以下、Ｂ：　０．００１０％以上、０．０１００％以下、Ｎ：　０．００１０％以上、０．０１００％以下、Ｐ：　０％以上、０．０４００％以下、Ｓ：　０％以上、０．０１００％以下、Ｏ：　０％以上、０．００６０％以下、Ｃｒ：　０％以上、０．５０％以下、Ｎｉ：　０％以上、１．００％以下、Ｃｕ：　０％以上、１．００％以下、Ｍｏ：　０％以上、０．５００％以下、Ｎｂ：　０％以上、０．２００％以下、Ｖ：　０％以上、０．５００％以下、Ｗ：　０％以上、０．１００％以下、Ｔａ：　０％以上、０．１００％以下、Ｓｎ：　０％以上、０．０５０％以下、Ｃｏ：　０％以上、０．５００％以下、Ａｓ：　０％以上、０．０５０％以下、Ｓｂ：　０％以上、０．０５０％以下、Ｍｇ：　０％以上、０．０５０％以下、Ｃａ：　０％以上、０．０４０％以下、ＲＥＭ：０％以上、０．０５０％以下、Ｚｒ：　０％以上、０．０５０％以下、Ｂｉ：　０％以上、０．０５０％以下、Ｓｒ：　０％以上、０．０５０％以下、及び残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、前記母材鋼板の板厚をｔとしたとき、前記母材鋼板の板厚方向断面の、前記表面からｔ／４の位置であるｔ／４位置における金属組織が、体積率で、焼戻しマルテンサイト：８５％以上、残留オーステナイト：７％以上、フェライト、パーライト、ベイナイト、フレッシュマルテンサイトから選択される１種以上：０％以上８％以下、を含み、前記板厚方向断面の、前記表面から５０μｍの位置までの範囲である表層領域における金属組織が、体積率で、ベイナイトを３０％以上含み、残部が、フェライト、パーライト、焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトから選択される１種以上であり、前記表層領域において、旧オーステナイト粒の、板厚方向の径が１０．０μｍ以下であり、引張強さが１４７０ＭＰａ以上である。
［２］[１]に記載の鋼板は、原子％での、Ａｌ含有量を《Ａｌ》、Ｎ含有量を《Ｎ》、Ｔｉ含有量を《Ｔｉ》としたとき、式（１）を満たしてもよい。
　　《Ａｌ》≧《Ｎ》－０．５×《Ｔｉ》　　（１）
［３］［１］または［２］に記載の鋼板は、前記亜鉛めっき層が溶融亜鉛めっき層であってもよい。
［４］［１］または［２］に記載の鋼板は、前記亜鉛めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であってもよい。
［５］本発明の別の態様に係る鋼板の製造方法は、質量％での、Ａｌ含有量を［Ａｌ］、Ｎ含有量を［Ｎ］としたとき、単位Ｋでの加熱温度Ｔが、式（２）を満たすように、スラブを加熱する加熱工程と、前記加熱工程後の前記スラブを、熱間圧延して鋼板を得る、熱間圧延工程と、前記鋼板を、２０℃／秒以上の平均冷却速度で５００℃以下の巻取温度まで冷却し、前記巻取温度で巻き取る、巻取工程と、前記巻取工程後の前記鋼板を、必要に応じて酸洗した後、２０％以下の累積圧下率で冷間圧延する、冷間圧延工程と、前記鋼板を、酸素ポテンシャルが－１．５０以上の雰囲気でＡｃ３点以上９００℃以下の焼鈍温度に加熱し、前記焼鈍温度で１０秒以上６００秒以下保持する、焼鈍工程と、前記焼鈍工程後の前記鋼板を、２０℃／秒以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点－１００℃以上Ｂｓ点以下の第１温度域まで冷却する、第１冷却工程と、前記第１温度域で６０秒以上６００秒以下保持する保持工程と、前記保持工程後の前記鋼板を、２０℃／秒以上の平均冷却速度で、２５０℃以下１５０℃以上の第２温度域まで冷却する、第２冷却工程と、を有する。
　ｌｏｇ１０(［Ａｌ］×［Ｎ］)≦－９７３０／Ｔ＋３．３６　　（２）
　本発明の上記態様によれば、１４７０ＭＰａ以上の高強度を有し、かつ、曲げ性と耐低温ＬＭＥ性とに優れる鋼板及びその製造方法を提供することできる。
　本発明の一実施形態に係る鋼板（本実施形態に係る鋼板）は、所定の化学組成を有する母材鋼板と、母材鋼板の表面に形成された亜鉛めっき層と、を有し、板厚方向断面の、表面からｔ／４の位置であるｔ／４位置、及び、前記板厚方向断面の、表面から５０μｍの位置までの範囲である表層領域において、所定金属組織を有し、前記表層領域において、旧オーステナイト粒の、板厚方向の径が１０．０μｍ以下であり、引張強さが１４７０ＭＰａ以上である。
　以下、それぞれについて説明する。
［母材鋼板］
＜化学組成＞
　本実施形態に係る鋼板の母材鋼板の化学組成について説明する。各元素の含有量の％は、断りがない限りいずれも質量％を示す。
Ｃ：０．１８０％以上、０．４００％以下
　Ｃ（炭素）は、鋼板の強度確保のために必須の元素である。Ｃ含有量を０．１８０％以上とすることで所望の高強度を得ることができる。Ｃ含有量は、好ましくは０．２００％以上、より好ましくは０．２２０％以上である。
　一方、加工性や溶接性を確保するために、Ｃ含有量は０．４００％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．３８０％以下、より好ましくは０．３６０％以下である。
Ｓｉ：０．０５０％以上、１．０００％以下
　Ｓｉ（珪素）は、Ｃ濃度の上昇したオーステナイト中での鉄炭化物の生成を抑制し、室温でも安定な残留オーステナイトを得るために有効な元素である。この効果を得るため、Ｓｉ含有量は０．０５０％以上とする。
　一方、鋼板の溶接性を確保するために、Ｓｉ含有量は１．０００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．９００％以下、より好ましくは０．８００％以下である。
Ｍｎ：２．００％以上、４．００％以下
　Ｍｎ（マンガン）は強力なオーステナイト安定化元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素である。これらの効果を得るために、Ｍｎ含有量は２．００％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．２０％以上、より好ましくは２．４０％以上である。
　一方、Ｍｎ含有量が高いと、溶接性や低温靭性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は４．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは３．６０％以下、より好ましくは３．２０％以下である。
Ａｌ：０．１０％以上、２．００％以下
　Ａｌ（アルミニウム）は、鋼の脱酸のために用いられる元素であり、Ｓｉと同様に鉄炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトを得るために有効な元素である。
　また、本実施形態に係る鋼板においては、Ａｌは、ＡｌＮとして析出し、組織の微細化に寄与する元素である。上記の効果を得るため、Ａｌ含有量（ｔｏｔａｌＡｌ含有量）は０．１０％以上とする。また、Ａｌ含有量は、後述するように、原子％で、Ｔｉ含有量、Ｎ含有量との関係で式（１）を満たす範囲とすることが好ましい。
　一方、Ａｌを過剰に含有させても効果が飽和し徒にコスト上昇を招くばかりか、鋼の変態温度が上昇して熱間圧延時の負荷が増大する。そのため、Ａｌ含有量は２．００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは１．５０％以下、より好ましくは１．２０％以下である。
Ｔｉ：０．０１０％以上、０．２００％以下
　Ｔｉ（チタン）は、ＴｉＮとなってＮを固定することで、焼入れ性向上に寄与する固溶Ｂを確保するために有効な元素である。この効果を得るため、Ｔｉ含有量を０．０１０％以上とする。
　一方、Ｔｉ含有量が０．２００％を超えると、粗大な炭窒化物が析出して、成形性が低下するおそれがある。そのため、Ｔｉ含有量は０．２００％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．１８０％以下、より好ましくは０．１６０％以下である。
　また、Ａｌ含有量に対してＴｉ含有量が所定の割合より多いと、ＴｉＮの過剰な析出によってＡｌＮの析出が阻害される。そのため、後述するように、Ｔｉ含有量は、原子％で、Ａｌ含有量、Ｎ含有量との関係で式（１）を満たす範囲とすることが好ましい。
Ｂ：０．００１０％以上、０．０１００％以下
　Ｂ（ホウ素）は、溶接時に、オーステナイト粒界に偏析して、結晶粒界を強化し、耐溶融金属脆化割れ性の向上に寄与する元素である。また、鋼の焼入れ性を高め、鋼板の高強度化に寄与する元素である。
　上記効果を得るため、Ｂ含有量は０．００１０％以上とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００１５％以上、より好ましくは０．００２０％以上である。
　一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、炭化物および窒化物が生成し、上記の効果が飽和するとともに、熱間加工性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は好ましくは０．００８０％以下、より好ましくは０．００５０％以下、さらに好ましくは０．００３０％以下である。
Ｎ：０．００１０％以上、０．０１００％以下
　Ｎ（窒素）はＡｌと結合してＡｌＮとして析出し、組織の微細化に寄与する元素である。この効果を得るため、Ｎ含有量を０．００１０％以上とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００２０％以上である。
　一方、Ｎ含有量が０．０１００％を超えると鋼中に粗大な窒化物が形成され、曲げ性や穴広げ性が劣化する。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下、より好ましくは０．００６０％以下である。
Ｐ：０％以上、０．０４００％以下
　Ｐ（リン）は固溶強化元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素であるが、過度の含有は溶接性および靱性を劣化させる。従って、Ｐ含有量は、０．０４００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３５０％以下、０．０３００％以下または０．０２００％以下である。Ｐ含有量は０％でもよいが、Ｐ含有量を極度に低減させるには、脱Ｐコストが高くなる。そのため、経済性の観点からＰ含有量を０．００１０％以上としてもよい。
Ｓ：０％以上、０．０１００％以下
　Ｓ（硫黄）は不純物として含有される元素であり、鋼中でＭｎＳを形成して靱性や穴広げ性を劣化させる元素である。したがって、靱性や穴広げ性の劣化が顕著でない範囲として、Ｓ含有量を０．０１００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００５０％以下、０．００４０％以下または０．００３０％以下である。Ｓ含有量は０％でもよいが、Ｓ含有量を極度に低減させるには、脱硫コストが高くなる。そのため、経済性の観点からＳ含有量を０．０００１％以上または０．００１０％以上としてもよい。
Ｏ：０％以上、０．００６０％以下
　Ｏ（酸素）は不純物として含有される元素であり、その含有量が０．００６０％を超えると鋼中に粗大な酸化物を形成して曲げ性や穴広げ性を劣化させる元素である。従って、Ｏ含有量は０．００６０％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは０．００５０％以下、より好ましくは０．００４０％以下である。Ｏ含有量は０％でもよいが、製造コストの観点から、Ｏ含有量を０．０００１％以上としてもよい。
　本実施形態に係る鋼板の基本化学組成は上記の元素（基本元素）を含み、残部がＦｅ及び不純物からなる。ここで「不純物」とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　しかしながら、当該鋼板は、必要に応じてＦｅの一部に代えて以下の元素（任意元素）を含有してもよい。これらの元素は必ずしも含有されなくてもよいので、下限は０％である。また、以下の元素は、原料のスクラップ等から混入する場合もあるが、後述する上限値以下の含有量であれば、意図的に鋼板に含有されてもよく、意図せず鋼板に含有されてもよい。例えば、以下の元素は、鋼板の原料のスクラップ等に含有されることで鋼板に含有される場合がある。
Ｃｒ：０％以上、０．５０％以下
Ｎｉ：０％以上、１．００％以下
Ｃｕ：０％以上、１．００％以下
　Ｃｒ（クロム）、Ｎｉ（ニッケル）およびＣｕ（銅）は、いずれも、強度の向上に寄与する元素である。そのため、これらの元素から選択される１種以上を必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得たい場合には、Ｃｒ、ＮｉおよびＣｕから選択される１種以上の含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．１０％以上であるのがより好ましい。
　一方、含有量が０．５０％超のＣｒ、１．００％超のＮｉ、又は１．００％超のＣｕは、酸洗性、溶接性および熱間加工性を低下させるおそれがある。したがって、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とし、Ｎｉ含有量は１．００％以下とし、Ｃｕ含有量は１．００％以下とする。Ｃｒ含有量は０．４０％以下、０．３０％以下、又は０．１０％以下であってもよい。Ｎｉ含有量は０．８０％以下、０．６０％以下、又は０．２０％以下であってもよい。Ｃｕ含有量は０．８０％以下、０．６０％以下、又は０．２０％以下であってもよい。
Ｍｏ：０％以上、０．５００％以下
　Ｍｏ（モリブデン）は、Ｍｎと同様に、鋼の焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する元素である。そのため、Ｍｏを必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得たい場合には、Ｍｏ含有量は、好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．１００％以上である。
　一方、Ｍｏ含有量が０．５００％を超えると、熱間加工性が低下し、生産性が低下するおそれがある。したがって、Ｍｏ含有量は０．５００％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．４００％以下、より好ましくは０．３００％以下、さらに好ましくは０．１００％以下である。
Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下
Ｖ　：０％以上、０．５００％以下
　Ｎｂ（ニオブ）およびＶ（バナジウム）は、いずれも、析出強化、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り、鋼板強度の向上に寄与する元素である。そのため、これらの元素から選択される１種以上を必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得たい場合には、０．００１％以上のＮｂ、及び０．００１％以上のＶの１種または２種を鋼板に含有させるのが好ましい。
　一方、含有量が０．２００％超のＮｂ、又は０．５００％超のＶは、粗大な炭窒化物を析出させて、成形性を低下させるおそれがある。したがって、Ｎｂ含有量を０．２００％以下とし、Ｖ含有量を０．５００％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．１８０％以下、より好ましくは０．１５０％以下、さらに好ましくは０．１００％以下である。Ｖ含有量は、好ましくは０．４００％以下、より好ましくは０．３００％以下、さらに好ましくは０．１００％以下である。
Ｗ　：０％以上、０．１００％以下
Ｔａ：０％以上、０．１００％以下
Ｓｎ：０％以上、０．０５０％以下
Ｃｏ：０％以上、０．５００％以下
Ａｓ：０％以上、０．０５０％以下
　Ｗ（タングステン）、Ｔａ（タンタル）、Ｓｎ（スズ）、Ｃｏ（コバルト）、及びＡｓ（ヒ素）は、析出強化や結晶粒の粗大化の抑制によって、鋼板強度の向上に寄与する元素である。そのため、これらの元素を含有してもよい。効果を得る場合、これらの元素の１種または２種以上を含有し、Ｗ含有量を０．００１％以上、Ｔａ含有量を０．００１％以上、Ｓｎ含有量を０．００１％以上、Ｃｏ含有量を０．００１％以上、Ａｓ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。
　一方、これらの元素が多量に含有させると、鋼板の諸特性が損なわれる虞がある。そのため、Ｗ含有量を０．１００％以下とし、Ｔａ含有量を０．１００％以下とし、Ｓｎ含有量を０．０５０％以下とし、Ｃｏ含有量を０．５００％以下とし、Ａｓ含有量を０．０５０％以下とする。Ｗ含有量は好ましくは０．０８０％以下、より好ましくは０．０５０％以下、さらに好ましくは０．０３０％以下である。Ｔａ含有量は、好ましくは０．０８０％以下、より好ましくは０．０５０％以下、さらに好ましくは０．０３０％以下である。Ｓｎ含有量は、好ましくは０．０４０％以下、より好ましくは０．０３０％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下である。Ｃｏ含有量は、好ましくは０．４００％以下、より好ましくは０．３００％以下、さらに好ましくは０．１００％以下である。Ａｓ含有量は、好ましくは０．０４０％以下、より好ましくは０．０３０％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下である。
Ｓｂ　：０％以上、０．０５０％以下
Ｍｇ　：０％以上、０．０５０％以下
Ｃａ　：０％以上、０．０４０％以下
ＲＥＭ：０％以上、０．０５０％以下
Ｚｒ　：０％以上、０．０５０％以下
Ｂｉ　：０％以上、０．０５０％以下
Ｓｒ　：０％以上、０．０５０％以下
　Ｓｂ（アンチモン）、Ｍｇ（マグネシウム）、Ｃａ（カルシウム）、ＲＥＭ（Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ：希土類元素）、Ｚｒ（ジルコニウム）、Ｂｉ（ビスマス）、及びＳｒ（ストロンチウム）は、いずれも、成形性の向上に寄与する元素である。そのため、これらの元素から選択される１種以上を必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得たい場合には、Ｓｂ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｂｉ、およびＳｒから選択される１種または２種以上を含有し、それぞれの含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。それぞれの元素の含有量は、より好ましくは０．００２％以上である。
　一方、０．０５０％を超える含有量のＳｂ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｂｉ、又はＳｒもしくは０．０４０％を超える含有量のＣａは、酸洗性、溶接性および熱間加工性を低下させるおそれがある。したがって、Ｓｂ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｂｉ、およびＳｒの含有量はいずれも０．０５０％以下とし、Ｃａ含有量は０．０４０％以下とする。Ｓｂ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｂｉ、及びＳｒのそれぞれの含有量は０．０３５％以下、０．０３０％以下、又は０．０１０％以下であるのが好ましい。
　本実施形態において、ＲＥＭとは希土類元素を意味し、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭ含有量はこれらの元素の合計含有量である。
　上述の通り、本実施形態に係る鋼板の母材鋼板の化学組成は、基本元素を含み、残部がＦｅ及び不純物からなる、または、基本元素を含み、さらに、任意元素の１種以上を含み、残部がＦｅ及び不純物からなる。
　本実施形態に係る鋼板では、連続焼鈍で析出するＡｌＮによって、結晶粒径を微細にする。ＴｉＮとして消費されずに残存するＮ含有量に対し、Ａｌ含有量が少ないとＡｌＮが十分に形成されない場合がある。そのため、原子％での、Ａｌ含有量を《Ａｌ》、Ｎ含有量を《Ｎ》、Ｔｉ含有量を《Ｔｉ》としたとき、式（１）を満たすことが好ましい。
　　《Ａｌ》≧《Ｎ》－０．５×《Ｔｉ》　　（１）
　本実施形態に係る鋼板の母材鋼板の化学組成は、一般的な方法によって測定すればよい。例えば、ＪＩＳ　Ｇ　１２０１：２０１４に準じて切粉に対するＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。この場合、化学組成は、全板厚での平均含有量である。ＩＣＰ－ＡＥＳで測定できない、ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定すればよく、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。
　分析試料は、ＪＩＳ　Ｇ　０４１７：１９９９に記載されているように、母材鋼板の板厚全体の平均的な化学組成が得られるように採取する。具体的には、母材鋼板の幅方向端部を避け、表面から板厚方向に板厚の１／４の位置から、分析試料を採取する。
　上記の方法では、質量％での元素の含有量が測定される。原子％での含有量については質量％での含有量から、以下の換算式を用いて換算することで求められる。
《Ａｌ》＝（［Ａｌ］／２７）／Ａ
《Ｎ》＝（［Ｎ］／１４）／Ａ
《Ｔｉ》＝（［Ｔｉ］／４７．９）／Ａ
　ここで、上記式に含まれる［元素記号］は、鋼板に含まれる各元素の量（単位質量％）を示し、Ａは各元素の含有量から以下の式で求められる値である。
Ａ＝［Ｆｅ］／５５．８＋［Ｃ］／１２＋［Ｓｉ］／２８．１＋［Ｍｎ］／５４．９＋［Ａｌ］／２７＋［Ｔｉ］／４７．９＋［Ｂ］／１０．８＋［Ｎ］／１４＋［Ｐ］／３１＋［Ｓ］／３２．１＋［Ｏ］／１６＋［Ｃｒ］／５２＋［Ｎｉ］／５８．７＋［Ｃｕ］／６３．５＋［Ｍｏ］／９５．９＋［Ｎｂ］／９２．９＋［Ｖ］／５０．９＋［Ｗ］／１８３．８＋［Ｔａ］／１８０．９＋［Ｓｎ］／１１８．７＋［Ｃｏ］／６３．６＋［Ａｓ］／７４．９＋［Ｓｂ］／１２１．８＋［Ｍｇ］／２４．３＋［Ｃａ］／４０．１＋［Ｙ］／８８．９＋［Ｌａ］／１３８．９＋［Ｃｅ］／１４０．１＋［Ｚｒ］／９１．２＋［Ｂｉ］／２０９＋［Ｓｒ］／８７．６
である。
＜金属組織＞
　本実施形態に係る鋼板では、母材鋼板の板厚をｔとしたときの板厚方向断面の、母材鋼板の、表面（すなわち、めっき層を有する場合、本実施形態に係る鋼板のめっき層を除いた表面）からｔ／４の位置であるｔ／４位置における金属組織、及び、表面から５０μｍの位置までの範囲である表層領域における金属組織を限定する。
　以下、金属組織の各相の分率は、いずれも体積率である。
（ｔ／４位置における金属組織）
　まず、ｔ／４位置における金属組織について説明する。
焼戻しマルテンサイト：８５％以上
　本実施形態に係る鋼板では、１４７０ＭＰａ以上の引張強さを確保するため、焼戻しマルテンサイトの体積率を８５％以上とする。焼戻しマルテンサイトの体積率が８５％未満では、十分な引張強さが確保できない。焼戻しマルテンサイトの体積率が９３％超では、十分な残留オーステナイトの体積率を確保できないので、焼戻しマルテンサイトの体積率は９３％以下である。
　高強度化に寄与するという点ではフレッシュマルテンサイトも有効であるが、フレッシュマルテンサイトは、脆い組織であり、成形性に劣るので、本実施形態に係る鋼板では、焼戻しマルテンサイトを主体の組織とする。
残留オーステナイト：７％以上
　残留オーステナイトは、鋼板の変形中に加工誘起変態によりマルテンサイトへと変態するＴＲＩＰ効果により鋼板の伸びを改善する組織である。そのため、残留オーステナイトの体積率を７％以上とする。
　残留オーステナイトは、その体積率が多いほど鋼板の伸びが上昇するが、多量の残留オーステナイトを得るにはＣ等の合金元素を多量に含有させる必要がある。そのため、残留オーステナイトは体積率で１５％以下とする。
フェライト、パーライト、ベイナイト、フレッシュマルテンサイトから選択される１種以上：０％以上８％以下
　焼戻しマルテンサイト及び残留オーステナイト以外の残部として、フェライト、パーライト、ベイナイト、及びフレッシュマルテンサイトから選択される１種以上を含んでもよい。残部の体積率は、所定の体積率の焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトとを確保するため、８％以下である。残部の体積率は、好ましくは５％以下、より好ましくは３％以下である。残部の体積率は０％であってもよい。
　ｔ／４位置における各組織（各相）の体積率は、以下の手順で求める。
　すなわち、フェライト、パーライト、ベイナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトの体積率は、鋼板の圧延方向に対し任意の位置、かつ幅方向に対し中央の位置から試験片を採取し、圧延方向に平行な縦断面（つまり圧延方向に平行かつ厚さ方向に平行な断面）を研磨し、表面から板厚方向に板厚ｔの１／４の位置において、ナイタールエッチングにより現出した金属組織を、ＳＥＭを用いて観察する。ＳＥＭ観察では３０００倍の倍率で、表面から板厚方向に板厚ｔの１／４の位置が中央にくるように、板厚方向に３０μｍ、圧延方向に５０μｍの視野を５視野観察し、観察された画像から、各組織の面積率を測定し、その平均値を算出する。圧延方向に対して垂直方向（鋼板幅方向）には組織変化がなく、圧延方向に平行な縦断面の面積率は体積率と等しいので、組織観察で得られた面積率を、それぞれの体積率とする。
　各組織の面積率の測定に際し、下部組織が現出せず、かつ、輝度の低い領域をフェライトとする。また、フェライトおよびセメンタイトの層状組織である領域をパーライトとする。また、下部組織が現出せず、かつ、輝度の高い領域をフレッシュマルテンサイトまたは残留オーステナイトとする。また、下部組織が現出した領域を、焼戻しマルテンサイトまたはベイナイトとする。
　ベイナイトと焼戻しマルテンサイトとは、さらに粒内の炭化物を注意深く観察することにより区別される。
　具体的には、焼戻しマルテンサイトは、マルテンサイトラスと、ラス内部に生成したセメンタイトとから構成される。このとき、マルテンサイトラス及びセメンタイトの結晶方位関係は２種類以上存在するので、焼戻しマルテンサイトを構成するセメンタイトは複数のバリアントを持つ。一方で、ベイナイトは、上部ベイナイトと下部ベイナイトとに分類される。上部ベイナイトは、ラス状のベイニティックフェライトと、ラス界面に生成したセメンタイトから構成されるため、焼戻しマルテンサイトとは容易に区別される。下部ベイナイトは、ラス状のベイニティックフェライトと、ラス内部に生成したセメンタイトから構成される。このとき、ベイニティックフェライト及びセメンタイトの結晶方位関係は、焼戻しマルテンサイトとは異なり１種類であり、下部ベイナイトを構成するセメンタイトは同一のバリアントを持つ。従って、下部ベイナイトと焼戻しマルテンサイトとは、セメンタイトのバリアントに基づいて区別される。
　一方、フレッシュマルテンサイトと残留オーステナイトとは、ＳＥＭ観察では明確には区別されない。そのため、マルテンサイトの体積率は、マルテンサイトまたは残留オーステナイトであると判断された組織の体積率から、後述する方法で算出した残留オーステナイトの体積率を減じることで算出される。
　残留オーステナイトの体積率は、鋼板の圧延方向に対し任意の位置かつ幅方向に対し中央の位置から試験片を採取し、鋼板表面から板厚の１／４の位置まで圧延面を化学研磨し、ＭｏＫα線によるフェライトの（２００）、（２１０）面積分強度とオーステナイトの（２００）、（２２０）、および（３１１）面積分強度から定量化される。
（表層領域における金属組織）
　次に、表層領域における金属組織について説明する。
ベイナイト：３０体積％以上
　表層領域を軟質な組織とすることで、曲げ性が向上する。しかしながら、表層領域の硬さと鋼板の内部（例えばｔ／４位置）の硬さとの差が大きすぎると表層領域に歪が集中し、むしろ曲げ性が低下する場合がある。そのため、表層領域において、ベイナイトの体積率を３０％以上とする。ベイナイトの体積率は、好ましくは５０％以上、より好ましくは７０％以上である。ベイナイトが１００％であってもよい。
残部：フェライト、パーライト、焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトから選択される１種以上
　ベイナイト以外の残部は、フェライト、パーライト、焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトから選択される１種以上である。
　このうち、フェライトは、曲げ性の向上に寄与するとともに、耐ＬＭＥ性の向上にも寄与する。そのため、フェライトとベイナイトは体積率の合計が５０％以上となるように含有されることが好ましい。
旧オーステナイト粒の、板厚方向の径：１０．０μｍ以下
　本発明者らは、上述の通りｔ／４位置と表層領域の金属組織が制御された鋼板のＬＭＥ割れについて検討した。その結果、ＬＭＥ割れの原因となる溶融亜鉛の拡散パスは、旧オーステナイト粒界であることから、旧オーステナイト粒の板厚方向の径を小さくすることで、ＬＭＥ割れを抑制できることを見出した。
　そのため、本実施形態に係る鋼板では、表層領域において、旧オーステナイト粒の板厚方向の径を１０．０μｍ以下とする。このように旧オーステナイト粒の径を小さくすることにより、高温ＬＭＥ割れに加えて低温ＬＭＥ割れも抑制される。旧オーステナイト粒の板厚方向の径が１０．０μｍ超であると溶融亜鉛の拡散が大きく、低温ＬＭＥ割れが生じやすくなる。
　旧オーステナイト粒の板厚方向の径は、好ましくは９．０μｍ以下であり、より好ましくは７．０μｍ以下である。
　表層領域の金属組織における各組織の体積率は、上述したｔ／４位置での測定と同様の方法で行うことができる。ただし、ＳＥＭによる観察範囲は、表面から１５μｍの位置が中央にくるように、板厚方向に３０μｍ、圧延方向に５０μｍの視野を３視野、および表面から３５μｍの位置が中央にくるように、板厚方向に３０μｍ、圧延方向に５０μｍの視野を３視野とする。
　また、旧オーステナイト粒の板厚方向の径は、以下の方法で求める。
　板厚方向断面の、ＳＥＭおよび後方散乱電子による結晶方位解析（ＳＥＭ－ＥＢＳＤ）を用いて表面から３０μｍ以上５０μｍ以下の範囲を含む範囲を撮像し、得られた像において、板厚方向に表面から３０μｍの位置から表面から５０μｍの位置まで直線をひき、その直線に含まれる旧オーステナイト粒の数を数える。得られた旧オーステナイト粒の数を２０μｍ（測定距離）で除することで、旧オーステナイト粒の板厚方向の径を算出する。上記の測定を、板厚方向と垂直な方向に５ヶ所以上において行い、各位置での旧オーステナイト粒の板厚方向の径を平均することで、表層領域における旧オーステナイト粒の板厚方向の径とする。
　ここで、旧オーステナイト粒は、ＳＥＭ－ＥＢＳＤによりＢ．Ｃ．Ｃ．－鉄の結晶方位データを測定し、得られたＢ．Ｃ．Ｃ．－鉄の結晶方位ＭＡＰデータにおいて、結晶方位差が１５度以上である境界を結晶粒界とし、焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト及びベイナイトの結晶粒界によって判断する。その際、上記粒界に囲まれた領域のうち、粒内のＧＡＭ値（Ｇｒａｉｎ　Ａｖｅｒａｇｅ　Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）が０．５度より大きい領域を焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイトまたはベイナイトと判断する。測定の間隔（ＳＴＥＰ）は０．０１μｍ以上０．１０μｍ以下とし、０．０５μｍを選択してもよい。
［めっき層］
　本実施形態に係る鋼板は、亜鉛めっき層を有する。亜鉛めっき層を有することで耐食性が向上する。自動車用鋼板は、腐食による穴あきの懸念があると、高強度化してもある一定板厚以下に薄手化できない場合がある。鋼板の高強度化の目的の一つは、薄手化による軽量化であることから、高強度鋼板を開発しても、耐食性が低いと適用部位が限られる。これら課題を解決する手法として、耐食性の高い亜鉛めっき層を鋼板の表面に形成する。
　亜鉛めっき層は、溶融亜鉛めっき層であってもよいし、合金化された合金化溶融亜鉛めっき層であってもよい。溶融亜鉛めっき層はコストの点で好ましく、合金化された溶融亜鉛めっき層は、合金化処理によって溶融亜鉛めっき層中にＦｅが取り込まれているため、優れた溶接性および塗装性が得られる点で好ましい。
　また、亜鉛めっき層上に、塗装性および溶接性を改善する目的で、上層めっきを施してもよい。また、本実施形態に係る冷延鋼板では、溶融亜鉛めっき層上に、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してもよい。
［特性］
引張強さ：１４７０ＭＰａ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、引張強さ（ＴＳ）は１４７０ＭＰａ以上である。
　引張強さの上限は限定されないが、引張強さが高くなると、成形性が低下するおそれがあるので、引張強さを１６００ＭＰａ以下としてもよい。
　引張強さ（ＴＳ）は、鋼板から、圧延方向に垂直方向に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により求める。
　また、本実施形態に係る鋼板は、化学組成、金属組織を上述のように限定しているので、曲げ性及び耐低温ＬＭＥ性に優れる。
　曲げ特性としては、好ましくは、ＶＤＡ規格の曲げ試験で評価した最大曲げ角が９０度以上である。
［板厚］
　本実施形態に係る鋼板の板厚は限定されないが、自動車車体の軽量化と衝突安全性向上とを両立させる観点から、１．０ｍｍ以上３．０ｍｍ以下が好ましい。
［製造方法］
　次に、本実施形態に係る鋼板の製造方法の好適な一例について説明する。この製造方法によれば、本実施形態に係る鋼板を得ることができる。ただし、以下に説明する製造方法は、本実施形態に係る鋼板の範囲を限定するものではない。上述の要件を満たす鋼板は、その製造方法に関わらず、本実施形態に係る鋼板とみなされる。
　具体的には、本実施形態に係る鋼板は、以下の工程を有する製造方法によって得られる。
（Ｉ）質量％での、Ａｌ含有量を［Ａｌ］、Ｎ含有量を［Ｎ］、としたとき、単位Ｋでの加熱温度Ｔが、ｌｏｇ１０(［Ａｌ］×［Ｎ］)≦－９７３０／Ｔ＋３．３６を満たすように、スラブを加熱する加熱工程と、
（ＩＩ）前記加熱工程後の前記スラブを、熱間圧延して鋼板を得る熱間圧延工程と、
（ＩＩＩ）前記鋼板を、２０℃／秒以上の平均冷却速度で５００℃以下の巻取温度まで冷却し、前記巻取温度で巻き取る、巻取工程と、
（ＩＶ）前記巻取工程後の前記鋼板を、必要に応じて、酸洗した後、２０％以下の累積圧下率で冷間圧延する冷間圧延工程と、
（Ｖ）前記鋼板を、酸素ポテンシャルが－１．５０以上の雰囲気でＡｃ３点以上９００℃以下の焼鈍温度に加熱し、前記焼鈍温度で１０秒以上６００秒以下保持する焼鈍工程と、
（ＶＩ）前記焼鈍工程後の前記鋼板を、２０℃／秒以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点－１００℃以上Ｂｓ点以下の第１温度域まで冷却する第１冷却工程と、
（ＶＩＩ）前記第１温度域で６０秒以上６００秒以下保持する保持工程と、
（ＶＩＩＩ）前記保持工程後の前記鋼板を、２０℃／秒以上の平均冷却速度で、２５０℃以下１５０℃以上の第２温度域まで冷却する第２冷却工程。
　本実施形態に係る鋼板を得る場合、熱間圧延工程及び巻取工程で金属組織を針状組織とし、その針状組織を有する鋼板を後述する条件で焼鈍することで、焼鈍後の鋼板の旧オーステナイト粒のアスペクト比を増大させ、旧オーステナイト粒の板厚方向の径を小さくするとともに、ｔ／４位置の金属組織かつ表層領域の金属組織を制御する必要がある。これらは、複数の工程の組み合わせによって得られるものである。すなわち、単独の工程だけでなく、化学組成や加熱工程から第２冷却工程までの各条件がその他の工程の条件に影響するので、各工程においては、他の工程の条件も考慮した条件の制御を行い、かつ、一連の工程における全体的な制御を行うことが重要となる。
　Ａｃ３点は下記式によって求められる。
　Ａｃ３（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ］１／２＋４４．７×［Ｓｉ］－３０×［Ｍｎ］＋７００×［Ｐ］－２０×［Ｃｕ］－１５．２×［Ｎｉ］－１１×［Ｃｒ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋４００×［Ｔｉ］＋１０４×［Ｖ］＋１２０×［Ａｌ］
　Ｍｓ点とは、焼き入れ後の冷却中にマルテンサイトが生成し始める温度である。本実施形態に係る製造方法では、以下の数式によって算出される値を、Ｍｓ点とみなす。
　Ｍｓ（℃）＝５４１－４７４×［Ｃ］／（１－Ｓα／１００）－１５×［Ｓｉ］－３５×［Ｍｎ］－１７×［Ｃｒ］－１７×［Ｎｉ］＋１９×［Ａｌ］
　Ｂｓ点とは、焼き入れ後の冷却中にベイナイト変態が開始する温度である。本実施形態に係る製造方法では、以下の数式によって算出される値を、Ｂｓ点とみなす。
　Ｂｓ（℃）＝８２０－２９０×［Ｃ］／（１－Ｓα）－３７×［Ｓｉ］－９０×［Ｍｎ］－６５×［Ｃｒ］－５０×［Ｎｉ］＋７０×［Ａｌ］
　ここで、Ａｃ３点、Ｍｓ点、Ｂｓ点の算出式に含まれる［元素記号］は、鋼板に含まれる各元素の量（単位質量％）を示す。また、式に含まれる記号Ｓαは、焼き入れのための加熱が終了した時点での鋼板のフェライト分率（単位体積％）である。
　ただし、製造中の鋼板のフェライトの面積率を求めることは困難である。このため、実際の鋼板の製造過程と同様の温度履歴を経た鋼板を事前に用意して当該鋼板の鋼板中心部のフェライトの面積率を求め、そのフェライトの面積率をＭｓ及びＢｓの算出に用いる。鋼板のフェライト分率は、焼き入れのための加熱温度におおむね依存する。そのため、冷却条件を検討する際には、冷却以前の工程の製造条件をまず確定し、その製造条件で鋼板を製造して、これのフェライト分率を測定することにより、Ｓαを特定することができる。
＜加熱工程＞
　加熱工程では、質量％での、Ａｌ含有量を［Ａｌ］、Ｎ含有量を［Ｎ］としたとき、単位Ｋでの加熱温度Ｔが、式（２）を満たすように、スラブを加熱する。
　　ｌｏｇ１０(［Ａｌ］×［Ｎ］)≦－９７３０／Ｔ＋３．３６　　（２）
　加熱工程では、スラブ中のＡｌ、Ｎを固溶状態とする。そのため、Ａｌ及びＮの溶解度積を考慮した式（２）を満足する温度まで加熱する必要がある。式（２）を満足しない場合、鋳造の際に析出した粗大なＡｌＮが残存し、焼鈍時に微細なＡｌＮを析出させることができない。鋳造の際に析出した粗大なＡｌＮは組織の微細化にはほとんど寄与しない。加熱工程における加熱温度の上限は特に限定されないが、加熱設備の能力や生産性の観点から、加熱温度は例えば１３５０℃以下である。
　加熱工程に供するスラブの製造方法は限定されない。溶解、精錬、鋳造によって上述した化学組成を有する鋼片を製造すればよく。例えば、連続鋳造や、薄スラブキャスターなどで製造することができる。
＜熱間圧延工程＞
　熱間圧延工程では、加熱工程後のスラブを、熱間圧延して鋼板とする。
　熱間圧延条件は、仕上げ圧延終了温度を８５０℃以上とすることが好ましい。熱間圧延工程及び巻取工程では、金属組織を針状組織とするが、仕上げ圧延終了温度が８５０℃未満であると、アスペクト比が小さいフェライト及び／又はパーライトが生成し、針状組織（ベイナイトやマルテンサイト）が鋼板に占める割合が減少する。仕上げ圧延の終了温度の上限は、生産性等の観点から例えば１３５０℃以下である。
＜巻取工程＞
　巻取工程では、熱間圧延工程後の鋼板を、２０℃／秒以上の平均冷却速度で５００℃以下の巻取温度まで冷却し、その巻取温度で巻き取る。これにより、巻取工程後の鋼板の組織を針状組織とする。針状組織を有する鋼板を後述する条件で焼鈍することで、焼鈍後の鋼板の旧オーステナイト粒のアスペクト比を増大させ、旧オーステナイト粒の板厚方向の径を小さくすることができる。
　巻取温度までの平均冷却速度が２０℃／秒未満である、または、巻取温度が５００℃超であると、アスペクト比が小さいフェライト及び／又はパーライトが生成し、針状組織が鋼板に占める割合が減少する。巻取温度までの平均冷却速度は、例えば２００℃／秒以下である。巻取温度は、生産性等の観点から例えば２０℃以上である。
＜冷間圧延工程＞
　冷間圧延工程では、巻取工程後の前記鋼板を、必要に応じて、酸洗した後冷間圧延する。鋼板に冷間圧延を行う場合には、冷間圧延率（累積圧下率）を２０％以下とする。冷間圧延率を２０％超とすると、冷間圧延工程後の鋼板には多量の転位が含まれ、焼鈍のために加熱することで、転位が鋼板の組織の再結晶を促し、針状組織が鋼板に占める割合が減少するので、好ましくない。従って、過剰な量の転位が鋼板に導入されることを防ぎ、焼鈍後の鋼板の旧オーステナイト粒のアスペクト比を増大させるため、圧延率を２０％以下に制限する。
　冷間圧延を省略すること、即ち、冷間圧延率を０％にすることも、本実施形態に係る鋼板の製造方法において許容される。ただし、冷間圧延によって旧オーステナイト粒径の微細化に寄与するＡｌＮの析出を促進することができるので、２０％以下の圧下率であれば、冷間圧延を行ってもよい。
　冷間圧延前に酸洗を行う場合、公知の方法で行えばよい。
＜焼鈍工程＞
　焼鈍工程では、巻取工程後、または冷間圧延工程後の鋼板を、酸素ポテンシャルが－１．５０以上の雰囲気でＡｃ３点以上９００℃以下の焼鈍温度に加熱し、前記焼鈍温度で１０秒以上６００秒以下保持する。
　焼鈍温度がＡｃ３点未満であると、または、焼鈍温度での保持時間が１０秒未満であると、γ変態が不十分となり、最終的に好ましい金属組織が得られない。また、金属組織を微細化するためのＡｌＮの析出も不十分となる。一方、焼鈍温度が９００℃超では、オーステナイト粒が粗大化する。また、焼鈍温度での保持時間が、６００秒超では、オーステナイト粒が粗大化する上、生産性が低下する。
　また、焼鈍工程では、表層領域における脱炭を促進し、最終的に得られる鋼板において表層領域の金属組織を、ｔ／４位置よりも軟質な組織とする。
　加熱する雰囲気の酸素ポテンシャルが－１．５０未満では、表層領域の脱炭が不十分となる。鋼板を加熱する雰囲気の酸素ポテンシャルとは、雰囲気における水蒸気分圧ＰＨ２Ｏを水素分圧ＰＨ２で割った値の常用対数、即ちｌｏｇ１０（ＰＨ２Ｏ／ＰＨ２）のことである。焼鈍工程における酸素ポテンシャルは、例えば－０．０１以下である。
　脱炭を促すことで表層領域の金属組織が粗大になる傾向があるが、ＡｌＮを析出させることで表層領域の金属組織を細粒化し、上記のように旧オーステナイト粒の板厚方向の径を１０．０μｍ以下にすることができる。
＜第１冷却工程＞
　第１冷却工程では、焼鈍工程後の鋼板を、２０℃／秒以上の平均冷却速度で、（Ｍｓ点－１００℃）以上Ｂｓ点以下の第１温度域まで冷却する。
　平均冷却速度が２０℃／秒未満である、または冷却停止温度がＢｓ点超であると、冷却途中または冷却後にフェライトやパーライトなどが過剰に生成し、目的の金属組織を得られない。第１冷却工程における平均冷却速度は、例えば２００℃／秒以下である。
　また、冷却停止温度がＭｓ点－１００℃未満であると、次工程の保持工程を行うことが出来ない、または復熱して第１温度域で保持できたとしても、冷却停止時にマルテンサイトが過剰に形成され、最終的に残留オーステナイトを所定量確保できない。
＜保持工程＞
　保持工程では、（Ｍｓ点－１００℃）以上Ｂｓ点以下の第１温度域で６０秒以上６００秒以下、鋼板温度を保持する。
　この温度域は、ベイナイトが生じる温度域である、そのため、この温度域で保持することで、表層領域において、ベイナイト変態を生じさせる。
　保持時間が６０秒未満では、十分なベイナイト体積率が得られない。一方、保持時間が６００秒超では、ｔ／４位置でもベイナイト変態が生じ、目的の金属組織が得られない。
　本実施形態で言う保持は、鋼板温度が（Ｍｓ点－１００℃）以上Ｂｓ点以下にあればよく、この温度範囲内であれば、温度変化があってもよいことを意味する。
　めっきを行う（めっき層を形成する）場合、溶融亜鉛めっき浴に鋼板を浸漬する。また、溶融亜鉛めっき鋼板に合金化処理をして、合金化溶融亜鉛めっき鋼板としても良い。この場合、溶融亜鉛めっき及び合金化の際に鋼板に加えられる熱を利用して、上述した鋼板の温度保持を行うことができる。いずれも条件は公知の条件を適用できる。
＜第２冷却工程＞
　第２冷却工程では、保持工程後の鋼板を、２０℃／秒以上の平均冷却速度で、２５０℃以下、１５０℃以上の第２温度域まで冷却する。
　この冷却によって未変態のオーステナイトを変態させる（一部安定なオーステナイトは残留オーステナイトとして残存する）。平均冷却速度が２０℃／秒未満である、または冷却停止温度が２５０℃超であると、ｔ／４位置の金属組織において焼戻しマルテンサイト以外の体積率が過剰となり、目的の金属組織が得られない。第２冷却工程における平均冷却速度は、例えば２００℃／秒以下である。
　連続鋳造によって、表１－１～表１－４に示す化学組成を有するスラブを作製した。
　このスラブを、表２－１～表２－２に示す加熱温度に加熱し、仕上げ圧延終了温度が表２－１～表２－２の温度となるように熱間圧延を行って２．８ｍｍの熱延鋼板とした。ただし、Ｎｏ．３８、Ｎｏ．４２についてはスラブ割れが発生したため、以降の試験を行わなかった。
　熱間圧延後の熱延鋼板を、表２－１～表２－２に示す平均冷却速度で巻取温度まで冷却し、巻取温度で巻き取り、常温まで冷却した。
　その後、巻き取った熱延鋼板を巻き戻し、一部については、酸洗後、表２－１～表２－２に示す累積圧下率で冷間圧延を行って、２．２～２．８ｍｍの冷延鋼板とした。（累積圧下率が“－”の例は冷間圧延を行っていない。）
　その後、鋼板（冷間圧延を行った場合には冷延鋼板、行わなかった場合には熱間圧延後の熱延鋼板）に対し、表２－１～表２－２の条件で焼鈍を行った。その際、加熱温度（焼鈍温度）での保持時間は、１０秒以上６００秒以下とした。
　その後、表３－１～表３－２の条件で第１冷却、保持、第２冷却を行った。その際、一部の鋼板については、保持の途中で、溶融亜鉛浴に浸漬し溶融亜鉛めっき鋼板とした。また、溶融亜鉛めっき鋼板としたうちの一部については、合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。表中の保持時間は、溶融亜鉛めっき浴への浸漬、合金化処理によって所定の温度となっている時間も含めた時間である。また、第２冷却の冷却停止温度は１５０℃以上２５０℃以下とした。
　Ｍｓ点（℃）、Ｂｓ点（℃）は、スラブの化学組成に基づいて、以下の式を用いて求めた。その際、Ｓαは、同様の温度履歴を経た鋼板を事前に用意して当該鋼板の鋼板中心部のフェライトの面積率を求め、これを採用した。
　Ｍｓ＝５４１－４７４×［Ｃ］／（１－Ｓα／１００）－１５×［Ｓｉ］－３５×［Ｍｎ］－１７×［Ｃｒ］－１７×［Ｎｉ］＋１９×［Ａｌ］
　Ｂｓ＝８２０－２９０×［Ｃ］／（１－Ｓα）－３７×［Ｓｉ］－９０×［Ｍｎ］－６５×［Ｃｒ］－５０×［Ｎｉ］＋７０×［Ａｌ］
　得られた鋼板（熱延鋼板、冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板）の母材鋼板のｔ／４位置の組織、及び表層領域の組織について、各相の分率（体積率）、板厚方向の旧オーステナイト粒の板厚方向の径を、上述した方法で測定した。
　結果を表４－１～表４－２に示す。
　また、得られた鋼板の引張強さ（ＴＳ）、曲げ性、耐低温ＬＭＥ性を、以下の要領で評価した。結果を表５－１、表５－２に示す。
［引張強さ（ＴＳ）］
　鋼板から、圧延方向に垂直方向に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により求めた。
　引張強さが１４７０ＭＰａ以上であれば、所望の強度を有すると判断した。
［曲げ性］
　ＶＤＡ規格のＶＤＡ２３８－１００に準拠して曲げ試験を行い、最大曲げ角を求めた。
　最大曲げ角が９０度以上である場合に、曲げ性に優れると判断した。
［耐低温ＬＭＥ性］
　サーボモータ加圧式単相交流スポット溶接機（電流周波数５０Ｈｚ）を用いて、加圧を４００ｋｇｆとし、電流値を１１ｋＡ、９ｋＡまたは１３ｋＡとなるように変えた溶接を連続して与え、ナゲット中央を通る断面を、光学顕微鏡を用いて倍率５０倍で観察した。
　観察の結果、肩部に割れが認められないものを、優れた耐低温ＬＭＥ性を有すると判断した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　表１－１～表５－２から分かるように、発明例では、好ましい製造条件によって、化学組成、ｔ／４位置及び表層領域における金属組織、旧オーステナイト粒の板厚方向の径が、本発明範囲内にあり、その結果、１４７０ＭＰａ以上の高強度を有し、かつ、曲げ性と耐低温ＬＭＥ性とに優れる。
　これに対し、比較例では、化学組成、ｔ／４位置及び表層領域における金属組織、旧オーステナイト粒の板厚方向の径の１つ以上が本発明範囲から外れ、引張強さ、曲げ性、耐低温ＬＭＥ性の１つ以上が目標を満足しない。
　本発明によれば、プレス成形などの加工に適用できる十分な延性、曲げ性と、ＬＭＥ性とを有する鋼板および当該鋼板の製造方法が得られる。本発明は自動車の車体軽量化を通じて地球環境問題の解決に寄与できるなど産業の発展に寄与するところ大である。

Claims (5)

  1. 　母材鋼板と、
    　前記母材鋼板の表面に形成された亜鉛めっき層と、
    を有し、
    　前記母材鋼板が、質量％で、
    　　Ｃ：０．１８０％以上、０．４００％以下、
    　　Ｓｉ：０．０５０％以上、１．０００％以下、
    　　Ｍｎ：２．００％以上、４．００％以下、
    　　Ａｌ：０．１０％以上、２．００％以下、
    　　Ｔｉ：０．０１０％以上、０．２００％以下、
    　　Ｂ：０．００１０％以上、０．０１００％以下、
    　　Ｎ：０．００１０％以上、０．０１００％以下、
    　　Ｐ：０％以上、０．０４００％以下、
    　　Ｓ：０％以上、０．０１００％以下、
    　　Ｏ：０％以上、０．００６０％以下、
    　　Ｃｒ：０％以上、０．５０％以下、
    　　Ｎｉ：０％以上、１．００％以下、
    　　Ｃｕ：０％以上、１．００％以下、
    　　Ｍｏ：０％以上、０．５００％以下、
    　　Ｎｂ：０％以上、０．２００％以下、
    　　Ｖ：０％以上、０．５００％以下、
    　　Ｗ：０％以上、０．１００％以下、
    　　Ｔａ：０％以上、０．１００％以下、
    　　Ｓｎ：０％以上、０．０５０％以下、
    　　Ｃｏ：０％以上、０．５００％以下、
    　　Ａｓ：０％以上、０．０５０％以下、
    　　Ｓｂ：０％以上、０．０５０％以下、
    　　Ｍｇ：０％以上、０．０５０％以下、
    　　Ｃａ：０％以上、０．０４０％以下、
    　　ＲＥＭ：０％以上、０．０５０％以下、
    　　Ｚｒ：０％以上、０．０５０％以下、
    　　Ｂｉ：０％以上、０．０５０％以下、
    　　Ｓｒ：０％以上、０．０５０％以下、及び
    　　残部：Ｆｅ及び不純物
    からなる化学組成を有し、
    　前記母材鋼板の板厚をｔとしたとき、前記母材鋼板の板厚方向断面の、前記表面からｔ／４の位置であるｔ／４位置における金属組織が、体積率で、
    　　焼戻しマルテンサイト：８５％以上、
    　　残留オーステナイト：７％以上、
    　　フェライト、パーライト、ベイナイト、フレッシュマルテンサイトから選択される１種以上：０％以上８％以下、を含み、
    　前記板厚方向断面の、前記表面から５０μｍの位置までの範囲である表層領域における金属組織が、体積率で、
    　　ベイナイトを３０％以上含み、
    　　残部が、フェライト、パーライト、焼戻しマルテンサイト、フレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトから選択される１種以上であり、
    　前記表層領域において、旧オーステナイト粒の、板厚方向の径が１０．０μｍ以下であり、
    　引張強さが１４７０ＭＰａ以上である、
    ことを特徴とする、鋼板。
  2. 　原子％での、Ａｌ含有量を《Ａｌ》、Ｎ含有量を《Ｎ》、Ｔｉ含有量を《Ｔｉ》としたとき、式（１）を満たす、
    ことを特徴とする、請求項１に記載の鋼板。
    　　《Ａｌ》≧《Ｎ》－０．５×《Ｔｉ》　　（１）
  3. 　前記亜鉛めっき層が溶融亜鉛めっき層である、
    ことを特徴とする、請求項１または２に記載の鋼板。
  4. 　前記亜鉛めっき層が、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１または２に記載の鋼板。
  5. 　質量％での、Ａｌ含有量を［Ａｌ］、Ｎ含有量を［Ｎ］としたとき、単位Ｋでの加熱温度Ｔが、式（２）を満たすように、スラブを加熱する加熱工程と、
    　前記加熱工程後の前記スラブを、熱間圧延して鋼板を得る、熱間圧延工程と、
    　前記鋼板を、２０℃／秒以上の平均冷却速度で５００℃以下の巻取温度まで冷却し、前記巻取温度で巻き取る、巻取工程と、
    　前記巻取工程後の前記鋼板を、必要に応じて、酸洗した後、２０％以下の累積圧下率で冷間圧延する、冷間圧延工程と、
    　前記鋼板を、酸素ポテンシャルが－１．５０以上の雰囲気でＡｃ３点以上９００℃以下の焼鈍温度に加熱し、前記焼鈍温度で１０秒以上６００秒以下保持する、焼鈍工程と、
    　前記焼鈍工程後の前記鋼板を、２０℃／秒以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点－１００℃以上Ｂｓ点以下の第１温度域まで冷却する、第１冷却工程と、
    　前記第１温度域で６０秒以上６００秒以下保持する保持工程と、
    　前記保持工程後の前記鋼板を、２０℃／秒以上の平均冷却速度で、２５０℃以下１５０℃以上の第２温度域まで冷却する、第２冷却工程と、
    を有する、
    ことを特徴とする、鋼板の製造方法。
    　ｌｏｇ１０(［Ａｌ］×［Ｎ］)≦－９７３０／Ｔ＋３．３６　　（２）
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