JP7741441B2 - 鋼板、および鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、鋼板、および鋼板の製造方法に関する。
本願は、２０２２年０２月２５日に、日本に出願された特願２０２２－０２８１０９号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

自動車からの温室効果ガスの排出量を抑えるために、高強度鋼板を使用して、安全性を確保しながら自動車車体を軽量化する試みが進められている。

例えば、特許文献１には、伸び、穴広げ性、曲げ加工性および耐遅れ破壊特性に優れた鋼板として、質量％で、Ｃ：０．１５～０．２５％、Ｓｉ：１．００～２．２０％、Ｍｎ：２．００～３．５０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１～０．５０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｂ：０．０００３～０．００５０％を満たすと共に、Ｔｉ：０．００５～０．０５％、Ｃｕ：０．００３～０．５０％、Ｎｉ：０．００３～０．５０％、Ｓｎ：０．００３～０．５０％、Ｃｏ：０．００３～０．０５％、Ｍｏ：０．００３～０．５０％から選択される１種または２種以上を含有するとともに、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成であって、ミクロ組織は、平均結晶粒径が２μｍ以下のフェライトを体積分率で１５％以下（０％含む）、平均結晶粒径が２μｍ以下の残留オーステナイトを体積分率で２～１５％、平均結晶粒径が３μｍ以下のマルテンサイトを体積分率で１０％以下（０％含む）、残部は平均結晶粒径が６μｍ以下のベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトであり、かつ、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト粒内に粒径０．０４μｍ以上のセメンタイト粒子が平均で１０個以上含有することを特徴とする高強度ＴＲＩＰ鋼板が開示されている。

特許文献２には、引張強さ（ＴＳ）：９８０ＭＰａ以上の高強度と優れた曲げ性を兼ね備えた鋼板として、特定の成分組成と、フェライト相の面積率が３０％以上７０％以下、マルテンサイト相の面積率が３０％以上７０％以下であり、フェライト粒の平均粒径が３．５μｍ以下、フェライト粒の粒径の標準偏差が１．５μｍ以下、フェライト粒の平均アスペクト比が１．８以下、マルテンサイト粒の平均粒径が３．０μｍ以下、マルテンサイト粒の平均アスペクト比が２．５以下である等の特定の鋼組織とを有し、引張強さが９８０ＭＰａである高強度冷延鋼板が開示されている。

特許文献３には、降伏強度（ＹＳ）が７８０ＭＰａ以上、引張強さ（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上でスポット溶接性、延性および曲げ加工性に優れた鋼板として、Ｃ量を０．１５％以下とし、フェライトの面積率を８～４５％、マルテンサイトの面積率を５５～８５％、かつフェライトのみに隣接するマルテンサイトの全組織に占める割合を１５％以下とし、フェライトおよびマルテンサイトの平均結晶粒径を１０μｍ以下、鋼板表面から２０μｍの深さ～鋼板表面から１００μｍ深さの範囲に存在するフェライトのうち結晶粒径が１０μｍ以上のフェライトの面積率を５％未満とする、高強度鋼板が開示されている。

特許文献４には、機械的特性（特に強度と延性）のばらつきの少ない鋼板として、質量%で、Ｃ：０．１０～０．２５％、Ｓｉ：０．５～２．０％、Ｍｎ：１．０～３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１～０．０５％、Ｎ：０．０１％以下を各々含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、軟質第１相であるフェライトを面積率で２０～５０％含み、残部が硬質第２相である、焼戻しマルテンサイトおよび/または焼戻しベイナイトからなる組織を有し、前記フェライトの全粒子のうち、平均粒径１０～２５μｍの粒子の合計面積が、前記フェライトの全粒子の合計面積の８０％以上を占めるとともに、前記フェライトの全粒子内に存在する、円相当直径０．３μｍ以上のセメンタイト粒子の分散状態が、前記フェライト１μｍ^２当たり０．１５個超１．０個以下であり、引張強さが９８０ＭＰａ以上である高強度冷延鋼板が開示されている。

国際公開第２０１７／１７９３７２号 国際公開第２０１６／１９４２７２号 日本国特開２０１５－１１７４０４号公報 日本国特開２０１３－２４５３９７号公報

自動車用鋼板に対する高強度化の要求は、メンバー等の構造部材に加え、ドアやルーフ等の外板部材についても高まっている。このような要求に対しては、強度と曲げ性の両立を目的とした材料開発が行われてきた。

しかしながら、従来の技術では、鋼板（特に高強度鋼板）において、強度と曲げ性を高い水準で両立させることは困難であった。

本発明は、強度および曲げ性を高水準で両立しうる鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、比較的強度の高い鋼板において、曲げ性と金属組織との関係性について鋭意検討した。その結果、以下の新たな知見を得た。
高強度の鋼板を成形して変形させる際、加工硬化の途中で破断する、所謂、早期破断が生じることが判明した。この早期破断の原因についてさらに調査したところ、破断の起点は、変形の初期における鋼板表面の亀裂と、鋼板内部の欠陥の２種であることが明らかになった。したがって、高強度鋼板の曲げ性を向上させるには、鋼板表面の亀裂生成とともに、鋼板内部からの亀裂生成も抑制することが重要であることがわかった。また、これら亀裂の抑制のためには、鋼板表層の脱炭による軟質化と、介在物であるＭｎＳの寸法制御が有効であることを知見した。

本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下の通りである。

（１）本発明の一態様に係る鋼板は、成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．１５～０．５０％、
Ｓｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｎ：１．００～３．００％、
Ｐ：０～０．０２００％、
Ｓ：０．０００１～０．０２００％、
Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｎ：０～０．０２０％、
Ｃｏ：０～０．５０００％、
Ｎｉ：０～１．０００％、
Ｍｏ：０～１．０００％、
Ｃｒ：０～２．０００％、
Ｏ：０～０．０２００％、
Ｔｉ：０～０．５００％、
Ｂ：０～０．０１０％、
Ｎｂ：０～０．５００％、
Ｖ：０～０．５００％、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｗ：０～０．１００％、
Ｔａ：０～０．１００％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｓｂ：０～０．０５０％、
Ａｓ：０～０．０５０％、
Ｍｇ：０～０．０５００％、
Ｃａ：０～０．０５０％、
Ｚｒ：０～０．０５０％、及び、
ＲＥＭ：０～０．１００％
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
金属組織において、面積率で、
残留オーステナイトは、０％以上、１０．０％以下、
パーライト、フェライトおよびベイナイトは、合計で０％以上、５．０％以下であり、残部組織が、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトであり、
極値統計によるＭｎＳの最大直径が３０μｍ以下であり、
表面粗度Ｒａが５．０μｍ以下であり、
表層のビッカース硬さが、鋼板の引張強さＴＳ（ＭＰａ）×０．２５未満である。
（２）上記一態様に係る鋼板は、鋼板表面から板厚方向１０μｍ深さ位置の平均炭素濃度が、鋼板表面から板厚方向１／４深さの位置における平均炭素濃度の０．８００倍以下であってよい。
（３）上記一態様に係る鋼板は、前記成分組成が、質量％で、
Ｃｏ：０．０１００～０．５０００％、
Ｎｉ：０．０１０～１．０００％、
Ｍｏ：０．０１０～１．０００％、
Ｃｒ：０．００１～２．０００％、
Ｏ：０．０００１～０．０２００％、
Ｔｉ：０．００１～０．５００％、
Ｂ：０．０００１～０．０１０％、
Ｎｂ：０．００１～０．５００％、
Ｖ：０．００１～０．５００％、
Ｃｕ：０．００１～０．５００％、
Ｗ：０．００１～０．１００％、
Ｔａ：０．００１～０．１００％、
Ｓｎ：０．００１～０．０５０％、
Ｓｂ：０．００１～０．０５０％、
Ａｓ：０．００１～０．０５０％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０５００％、
Ｃａ：０．００１～０．０５０％、
Ｚｒ：０．００１～０．０５０％、及び、
ＲＥＭ：０．００１～０．１００％
のうち、１種または２種以上を含有してもよい。

（４）本発明の一態様に係る鋼板の製造方法は、上記一態様に係る鋼板の製造方法であって、溶鋼に対して真空脱ガス処理を行い、前記溶鋼の成分組成について、Ａｌ濃度を０．０５質量％以下に調整するとともに、質量％で、
Ｃ：０．１５～０．５０％、
Ｓｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｎ：１．００～３．００％、
Ｐ：０～０．０２００％、
Ｓ：０．０００１～０．０２００％、
Ｎ：０～０．０２０％、
Ｃｏ：０～０．５０００％、
Ｎｉ：０～１．０００％、
Ｍｏ：０～１．０００％、
Ｃｒ：０～２．０００％、
Ｏ：０～０．０２００％、
Ｔｉ：０～０．５００％、
Ｂ：０～０．０１０％、
Ｎｂ：０～０．５００％、
Ｖ：０～０．５００％、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｗ：０～０．１００％、
Ｔａ：０～０．１００％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｓｂ：０～０．０５０％、
Ａｓ：０～０．０５０％、
Ｍｇ：０～０．０５００％、
Ｃａ：０～０．０５０％、
Ｚｒ：０～０．０５０％、及び、
ＲＥＭ：０～０．１００％
を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる成分組成に調整する精錬工程と、
前記精錬工程後の前記溶鋼を用いてスラブを製造する鋳造工程と、
前記スラブを、直接、または一旦冷却した後に加熱し、熱間圧延して熱延鋼板を得る熱延工程と、
前記熱延鋼板を、７００℃以下の温度域で巻き取る巻き取り工程と、
前記巻き取り工程後の前記熱延鋼板を酸洗する酸洗工程と、
前記酸洗工程後の前記熱延鋼板を、３０～９０％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得る冷延工程と、
前記冷延鋼板を、露点が－１５℃超、１５℃以下の雰囲気下で、８２０℃～９００℃の温度域で焼鈍を行う焼鈍工程と、
を有する。
（５）上記一態様に係る鋼板の製造方法は、前記精錬工程において、脱酸時間を５分未満としてもよい。
（６）上記一態様に係る鋼板の製造方法は、前記焼鈍工程において、前記冷延鋼板の片面または両面に、亜鉛、アルミニウム、マグネシウムおよびそれらの合金の少なくとも１種を含む被膜層を形成する被膜層形成工程を有してもよい。

本発明によれば、強度および曲げ性を高水準で両立しうる鋼板およびその製造方法を提供することができる。また本発明によれば、自動車用鋼板として好適な曲げ性を有するとともに、高い引張強さを有する鋼板を提供することができる。

本発明の１つの実施形態では、鋼板において、金属組織の面積率に加え、介在物（ＭｎＳ）の最大粒径、鋼板表面の表面粗度Ｒａおよび鋼板表層のビッカース硬さを制御することで、曲げ性に優れた高強度の鋼板を得ることができる。

以下、本発明の一実施形態に係る鋼板について説明する。

まず、本実施形態に係る鋼板の金属組織について説明する。以下、組織分率は面積率で表示するので、組織分率の単位「％」は面積％を意味する。

＜金属組織＞
（残留オーステナイトの面積率：０％以上、１０．０％以下）
残留オーステナイトは、加工誘起変態（ＴＲＩＰ：Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）によって伸びの向上に寄与する組織である。しかし、残留オーステナイトが加工誘起変態することで生成するマルテンサイトは、非常に硬質であるため、ボイドの発生の起点となり、穴広げ性を劣化させる場合がある。そのため、残留オーステナイトの面積率は１０．０％以下とする。好ましくは５．０％以下である。なお本実施形態では、残留オーステナイトは生成されていなくともよく、残留オーステナイトの面積率が０％であってもよい。

（フェライト、ベイナイトおよびパーライトの面積率の合計：０％以上、５．０％以下）
フェライトおよびベイナイトは、比較的に軟質な組織である。そのため、フェライトおよびベイナイトの面積分率が過剰であると所望の引張強さを得ることができない場合がある。また、パーライトも強度が低く、また延性を低下させる組織でもある。よって、強度確保の観点からは、これらフェライト、ベイナイトおよびパーライトの面積率はいずれも少ないほど好ましい。フェライト、ベイナイトおよびパーライトの面積率の合計は０％であってもよい。すなわち、本実施形態に係る鋼板には、フェライト、ベイナイトおよびパーライトは含まれないことが好ましい。また、フェライト、ベイナイトおよびパーライトを含む場合でも、強度確保の観点から、フェライト、ベイナイトおよびパーライトの面積率は合計で、５．０％以下とする。好ましくは４．０％以下、より好ましくは３．０％以下である。

（残部組織：マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイト）
本実施形態に係る鋼板の金属組織において、上記の残留オーステナイト、フェライト、ベイナイトおよびパーライト以外の残部組織は、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトである。すなわち、本実施形態に係る鋼板の組織は、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトを主たる組織とするものである。
マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトは、硬質な組織であるので、引張強さの向上に寄与する。そのため、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率の合計は、９０．０％以上であることが好ましく、より好ましくは９５．０％以上である。これにより、高い引張強さ（例えば１３００ＭＰａ以上の引張強さ）を確保し易くなる。強度の観点から、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率の合計は、１００％であってもよい。
なお、靭性確保の観点から、マルテンサイトは０．０％以上、７５．０％以下とすることが好ましく、焼戻しマルテンサイトは２０．０％以上、９９．９％以下とすることが好ましい。

なお、本実施形態において「マルテンサイト」とは、フレッシュマルテンサイトを指す。フレッシュマルテンサイトとは炭化物を含まないマルテンサイトである。また、「焼戻しマルテンサイト」とは炭化物を含むマルテンサイトである。

次に、各金属組織の同定と面積率の算出方法について説明する。

各金属組織の同定と面積および面積率の算出は、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）、Ｘ線測定、ナイタール試薬又はレペラ液を用いる腐食、及び、走査型電子顕微鏡により、圧延方向に平行且つ板面に垂直な鋼板断面の１００μｍ×１００μｍ領域を、１０００～５００００倍の倍率で観察して行うことができる。なお、いずれの組織の面積率の測定に当たっても、測定箇所を３か所とし、その平均値を算出することとする。

フェライトの面積および面積率は、以下の方法で測定することができる。すなわち、走査型電子顕微鏡に付属のＥＢＳＤにより、板厚の１／４の位置を中心とする１／８～３／８厚の範囲を、０．２μｍの間隔（ピッチ）で測定する。測定データから局所方位差平均（Ｇｒａｉｎ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ：ＧＡＭ）の値を計算する。そして、局所方位差平均の値が０．５°未満の領域をフェライトと定義し、その面積と面積率を測定する。ここで、局所方位差平均とは、結晶方位差が５°以上の粒界に囲まれた領域において、隣り合う測定点間の方位差を計算し、それを結晶粒内の測定点すべてについて平均化した値である。

ベイナイトの面積および面積率については、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取し、観察面を研磨し、ナイタール液でエッチングし、板厚の１／４を中心とする１／８～３／８厚の範囲を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：FieldEmission Scanning Electron Microscope）で観察して、公知の画像解析ソフトを用いて算出する。なお画像解析ソフトとしては例えば「ＩｍａｇｅＪ」を用いて面積率を算出できる。ここで「ＩｍａｇｅＪ」とは、オープンソースでパブリックドメインの画像処理ソフトウェアであり、当業者の間で広く利用されているものである。
なお、ＦＥ－ＳＥＭでの観察においては、例えば、一辺が３０μｍの正方形とした観察面における組織を以下のように区別する。ベイナイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含まないもの、又は、内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含み、その炭化物が、単一のバリアント、即ち、同一方向に伸張した鉄系炭化物群に属するものである。ここで、同一方向に伸長した鉄系炭化物群とは、鉄系炭化物群の伸長方向の差異が５°以内であるものをいう。ベイナイトは、方位差１５°以上の粒界によって囲まれたベイナイトを１個のベイナイト粒として数える。

マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率はレペラ液でエッチングし、板厚の１／４を中心とする１／８～３／８厚の範囲をＦＥ－ＳＥＭにより観察及び撮影し、腐食されていない領域の面積率から、Ｘ線を用いて測定した残留オーステナイトの面積率（詳細は後述）を差し引くことにより、算出できる。

残留オーステナイトの面積率は、電解研磨あるいは化学研磨により表面から板厚方向に１００μｍの領域を除去したサンプルを用いて、特性Ｘ線としてＭｏＫα線を用いて、ｂｃｃ相の（２００）、（２１１）及びｆｃｃ相の（２００）、（２２０）、（３１１）の回折ピークの積分強度比から、残留オーステナイトの面積率を算出することが可能である。

パーライトの面積率は、ナイタール試薬により腐食し、鋼板の表面から板厚の１／４の位置を中心とする１／８～３／８厚の範囲を、走査型電子顕微鏡による２次電子像を用いて観察することにより行うことができる。２次電子像で明るいコントラストで撮影された領域をパーライトとし、上述の画像解析ソフト「ＩｍａｇｅＪ」を用いて面積率を算出する。

（ＭｎＳの最大直径：３０μｍ以下）
介在物であるＭｎＳの中でも、粗大なＭｎＳは、鋳造後の鋳片の微割れの起点となる。
さらに、この鋳片の微割れは、熱間圧延時にき裂となり、その結果、鋼板の表面性状の劣化（表面粗度Ｒａの増大）を招く原因となる。さらに、本発明者らの調査の結果、最終製品である鋼板を成形して変形させる場合、鋼板の内部のうち、一定以上のサイズのＭｎＳが存在する箇所を起点とする亀裂が生じ、当該亀裂の生成によって、加工硬化の途中で破断する、所謂、早期破断を引き起こすことが分かった。これらのことから、本実施形態では、鋼中のＭｎＳの最大直径を３０μｍ以下とする。具体的には、本実施形態では、鋼板の圧延方向断面において、検査基準面積：９．５８ｍｍ^２、検査数：４０視野、予測を行う面積：３８３．３９ｍｍ^２の条件で測定された極値統計によるＭｎＳの最大直径の予測値を３０μｍ以下とする。鋼板中に粗大なＭｎＳが存在すると、上記のとおり、成形時、加工硬化の途中で早期破断を招くおそれがある。上記条件で極値統計により予測されるＭｎＳの最大直径が３０μｍを超えると、特に、当該早期破断が顕著になる。以上の理由から、上記条件で極値統計によって予測されるＭｎＳの最大直径を３０μｍ以下とする。好ましくは、２５μｍ以下である。上記条件で極値統計によって予測されるＭｎＳの最大直径は小さいほど好ましいため、当該ＭｎＳの最大直径の下限値は特に限定しない。実質的に当該ＭｎＳの最大直径の下限値は１．０μｍ以上としてもよい。

本実施形態では、極値統計による析出物の最大直径の測定・予測方法は、１９９３年３月８日に養賢堂から発行された「金属疲労 微小欠陥と介在物の影響」２３３頁～２３９頁に記載の方法を用いる。本実施形態で用いるのは、二次元的検査により一定面積内（予測を行う面積：３８３．３９ｍｍ^２）で観察される最大析出物を推定する、という二次元的検査方法である。予測を行う面積は、一般的な部品の危険体積を考慮して設定してよい。

次に、鋼中におけるＭｎＳの特定方法と、極値統計法によるＭｎＳの最大直径の具体的な予測方法について説明する。

（ＭｎＳの特定方法）
ＭｎＳは鋼板の断面（全厚）における組織観察により評価可能である。鋼板の断面を機械研磨により鏡面に仕上げた試料に対し、光学顕微鏡を用いて研磨面を観察する際、ＭｎＳは鏡面に仕上げた地鉄に対して僅かに黒いコントラスト（灰色）で認められる。なお、光学顕微鏡による観察に替わる観察方法としてエネルギー分散型Ｘ線検出器（ＥＤＸ：ＥｎｅｒｇｙＤｉｓｐｅｒｓｉｖｅＸ－ｒａｙＳｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）による組成分析を行う方法が挙げられ、前述の検査基準面積を０．１μｍの間隔で面分析し、ＭｎとＳの濃度がともに高い領域を求め、その領域をＭｎＳと見なしてもよい。

（極値統計法によるＭｎＳの最大直径の予測）
まず、鋼板から試験片を採取し、当該試験片の圧延方向断面において、検査基準面積９．５８ｍｍ^２（３．５７ｍｍ×２．６８ｍｍの領域、板厚（ｔ）が２．６８ｍｍに満たない場合、ｔ（ｍｍ）×９．５８／ｔ（ｍｍ）の領域とする）の領域をあらかじめ４０視野分準備する。そして各検査基準面積９．５８ｍｍ^２において、面積が最大であるＭｎＳ（最大ＭｎＳ）を検出し、これを光学顕微鏡にて４００倍で写真撮影する。このような写真撮影を、各検査基準面積９．５８ｍｍ^２の視野について、４０回繰り返し行う（つまり検査数４０視野）。得られた写真から各検査基準面積におけるＭｎＳの直径を計測する。なおＭｎＳの多くは楕円形であるため、ＭｎＳの直径を計測する際は、長径と短径の相乗平均を求め、それをＭｎＳの直径とする。得られた最大ＭｎＳの直径の４０個のデータを、「金属疲労 微小欠陥と介在物の影響」（養賢堂）の２３３頁～２３９頁に記載の方法により、極値確率用紙にプロットし、最大ＭｎＳ分布直線（最大ＭｎＳ直径と極値統計基準化変数の一次関数）を求める。そして、最大ＭｎＳ分布直線を外挿することにより、予測を行う面積：３８３．３９ｍｍ^２におけるＭｎＳの最大直径を予測する。

＜表面粗度Ｒａ＞
本実施形態の鋼板の表面粗度Ｒａは、５．０μｍ以下である。
上記のとおり、粗大なＭｎＳは、鋳造後の鋳片の微割れの起点となる。さらに、この鋳片の微割れは、熱間圧延時にき裂となり、その結果、表面粗度Ｒａの増大を招く原因となる。鋼板の表面粗度Ｒａが増大すると、鋼板の外観（意匠性）を損なうほか、曲げ変形時の起点となることから曲げ性の劣化や、疲労特性の劣化を招くおそれがある。これらのことから、本実施形態では、鋼板の表面粗度Ｒａは、５．０μｍ以下とする。好ましくは、４．５μｍ以下、より好ましくは４．０μｍ以下である。鋼板の表面粗度Ｒａは小さいほど好ましいため、表面粗度Ｒａの下限値は特に限定しない。実質的に表面粗度の下限値０．５μｍ以上としてもよい。本実施形態の鋼板の表面粗度Ｒａは、具体的には、ＪＩＳ Ｂ ０６０１：２０１３に準拠して測定されるものである。
表面粗度の測定方法は、ダイヤモンド製触針を鋼板表面に押し当てて鋼板表面の高さ変化を測定する接触式の測定装置を用いてよい。あるいはレーザーによって鋼板表面の高さを測定する非接触式の測定装置を用いてもよい。測定面積は少なくとも９ｍｍ^２以上とし、１６ｍｍ^２以上であることが好ましく、２５ｍｍ^２以上であることがさらに好ましい。

＜表層硬さ＞
本実施形態では、鋼板の表層に脱炭層を設けることで、表層の硬さを比較的軟化させる。すなわち、本実施形態では、鋼板の表層硬さを、（鋼板の引張強さＴＳ）×０．２５未満とする。これにより、鋼板の曲げ性を向上させることができ、結果、成形による変形時の早期破断を抑制できる。このような効果をより発揮するには、鋼板の表層硬さを、ＴＳ×０．２０未満とすることが好ましく、ＴＳ×０．１８未満とすることがより好ましい。鋼板の曲げ性の観点から、鋼板の表層硬さは小さいほど好ましいため、鋼板の表層硬さの下限値は特に限定しないが、１００Ｈｖ以下に軟質化することは困難である。そのため、鋼板の表層硬さの事実上の下限は１００Ｈｖ以上である。

鋼板の表層硬さは、以下の手順で測定することができる。まず、鋼板の板厚断面を、機械研磨により鏡面に仕上げる。この研磨面のうち、板表面から板厚内部に向かって５０μｍの距離（深さ）であって、圧延方向に平行な直線上の１２箇所において、ＪＩＳ Ｚ ２２４４－１（２０２０）に準拠し、押し込み荷重２０ｇｆでビッカース硬さ（ＨＶ）を測定する。これら測定した１２点のビッカース硬さのうち、最も低い値と最も高い値を除いた１０点のビッカース硬さの平均値を、鋼板の表層硬さとする。なお、各測定点の間隔は、圧痕の４倍以上の距離とすることが好ましい。ここで述べる圧痕の４倍以上の距離とは、ビッカース硬さの測定の際に、ダイヤモンド圧子によって生じた圧痕の対角線の長さに対して４倍以上の数値を乗じた距離である。

ここで、本実施形態では上記のとおり、鋼板表層に脱炭層を設けることで、表層硬さを軟化させるが、具体的には、鋼板表面から板厚方向１０μｍ深さ位置の平均炭素濃度が、鋼板表面から板厚方向１／４深さの位置における平均炭素濃度の０．８００倍以下であることが好ましい。
鋼板表層に形成されている脱炭層の硬さは、曲げ性を表す指標である。表層に形成される脱炭層のうち、板厚方向１０μｍ深さ位置の平均炭素濃度を、脱炭の影響を受けていない鋼板内部、すなわち鋼板表面から板厚方向１／４深さの位置における平均炭素濃度の０．８００倍以下とすることで、鋼板の曲げ性をより向上させることができる。鋼板表面から１０μｍ深さ位置の平均炭素濃度が、１／４深さの位置の平均炭素濃度の０．８００倍超であることは、脱炭が十分に生じていないことを意味する。脱炭が十分に生じていない場合、曲げ特性の向上効果を十分に享受できないおそれがある。そのため、鋼板表面から１０μｍ深さ位置の平均炭素濃度は、１／４深さの位置の平均炭素濃度の０．８００倍以下とすることが好ましく、より好ましくは０．６００倍以下、さらに好ましくは０．４００倍以下とする。

なお、鋼板が表面に被膜層（例えばめっき層）を有する場合、「鋼板表面から板厚方向１０μｍ深さ位置」における「表面」とは地鉄表面のことである。また、鋼板表面から板厚方向１０μｍ深さ位置の平均炭素濃度を基準としたのは、当該深さ位置の炭素濃度が曲げ性に大きく寄与するからである。

各位置における平均炭素濃度は、グロー放電発光分析（ＧＤＳ）で測定することができる。
鋼板の表面から深さ方向（板厚方向）に向かって、ＧＤＳにより各元素の濃度プロファイルを測定し、鋼板表面から１０μｍ位置の平均炭素濃度を求める。１／４深さ位置の平均炭素濃度は、板厚１／４部まで研削した後、研削面をＧＤＳで測定することで求める。

次に、本実施形態に係る鋼板の成分組成の限定理由について説明する。以下、成分組成に係る％は質量％を意味する。

（Ｃ：０．１５％以上、０．５０％以下）
Ｃは、十分なマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトを確保し、鋼板の強度を向上させる元素である。Ｃが０．１５％未満であると、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率が不十分となり、高い引張強さ（例えば１３００ＭＰａ以上の引張強さ）を確保することが困難となる。したがって、Ｃ含有量は０．１５％以上とする。Ｃ含有量は好ましくは０．２０％以上、より好ましくは０．２５％以上である。一方、Ｃ含有量が０．５０％を超えると、成形性が極めて劣化するおそれがあるので、Ｃ含有量は０．５０％以下とする。Ｃ含有量は好ましくは０．４０％以下、より好ましくは０．３５％以下である。

（Ｓｉ：０．０１％以上、１．００％以下）
Ｓｉは固溶強化元素として強度を増加させる働きを有する。また、Ｓｉは、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトを含む組織を得るためにも有効な元素である。これらのことから、Ｓｉの含有量は、目標とする強度水準に応じて調整される。しかし、Ｓｉ含有量が１．００％超となるとプレス成形性および化成処理性の低下を招くおそれがある。さらに、Ｓｉ含有量が過剰となると、残留オーステナイトの面積率が過度に増大し、穴広げ性が劣化する場合がある。また、Ｓｉ含有量が過剰となると、介在物が多く生成してしまい、穴広げ性および曲げ性の劣化を招くおそれがある。このため、Ｓｉ含有量の上限を１．００％以下とする。Ｓｉ含有量は好ましくは０．９５％以下、より好ましくは０．９０％以下である。一方、Ｓｉ含有量を過度に低減させると、製造コストが高くなるので、Ｓｉ含有量は、０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上である。

（Ｍｎ：１．００％以上、３．００％以下）
Ｍｎは、強度の向上に寄与する元素であり、また、連続焼鈍設備又は連続溶融亜鉛めっき設備での熱処理時に生じるフェライト変態を抑制する作用を有する元素でもある。Ｍｎが１．００％未満であると、これらの効果が十分に発現せず、フェライト変態を招き、その結果、高い引張強さ（例えば１３００ＭＰａ以上の引張強さ）を得ることが困難となる。そのため、Ｍｎ含有量は１．００％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．７０％以上であり、より好ましくは１．９０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が３．００％を超えると、成形性が劣化するおそれがある。また、Ｍｎ含有量が過剰な場合、ＭｎＳの粗大化を招くおそれがある。さらに、Ｍｎ含有量が過剰な場合、介在物が多く生成してしまい、穴広げ性および曲げ性の劣化を招くおそれがある。そのため、Ｍｎ含有量は３．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．７０％以下であり、より好ましくは２．６５％以下である。

（Ｐ：０％以上、０．０２００％以下）
Ｐは、不純物元素で、鋼板の板厚中央部に偏析して靭性を阻害する元素である。またＰは、鋼板に溶接を施した場合には、その溶接部を脆化させる元素である。Ｐ含有量が０．０２００％を超えると、溶接部強度、ならびに曲げ性および穴広げ性の延性が著しく低下する。そのため、Ｐ含有量は０．０２００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０１００％以下である。一方、Ｐ含有量は、少ないほど好ましく、下限は特に限定しない。
Ｐ含有量が０％であってもよい。一方、実用鋼板でＰ含有量を０．０００１％未満に低減することは、製造コストが大幅に上昇するため、経済的に好ましくない。そのため、Ｐ含有量の下限値を０．０００１％以上としてもよい。

（Ｓ：０．０００１％以上、０．０２００％以下）
Ｓは、不純物元素で、溶接性を阻害し、また、鋳造時と熱延時の製造性を阻害する元素である。また、Ｓは、粗大なＭｎＳを形成して、穴広げ性を阻害する上、成形時に、ＭｎＳを起点とする亀裂を生じさせる元素でもある。Ｓ含有量が０．０２００％を超えると、これらの影響が顕著になる。そのため、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００５０％以下である。一方、実用鋼板でＳ含有量を０．０００１％未満に低減することは、製造コストが大幅に上昇するため、経済的に好ましくない。そのため、Ｓ含有量の下限値を０．０００１％以上とする。

（Ａｌ：０．００１％以上、０．１００％以下）
Ａｌは、鋼の脱酸剤として作用する元素である。Ａｌ含有量が０．００１％未満では、この効果が十分に得られないので、下限を０．００１％以上とする。好ましくは０．００５％以上とする。一方、本実施形態では、真空脱ガス処理時の溶鋼中のＡｌ濃度を低減することで、粗大なＭｎＳの生成を抑制させる。すなわち、本実施形態では、Ａｌ含有量を低減することで、ＭｎＯやＴｉ_２Ｏ_３の生成を促し、これにより、粗大なＭｎＳの生成を抑制し、成形時の早期破断を防止する。しかし、鋼板中のＡｌ含有量が０．１００％を超えると、粗大なＭｎＳの生成を十分に抑制できない。さらには、粗大なＡｌ酸化物が生成し、延性の低下を引き起こすおそれもある。このため、Ａｌ含有量を０．１００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０８０％以下、より好ましくは０．０６０％以下である。
なお、後述するが、本実施形態に係る鋼板の製造方法では、溶鋼中のＡｌ濃度は０．０５質量％以下に調整される。つまり、製品板である鋼板中のＡｌ濃度も基本的には０．０５質量％以下となるが、例えばＡｌを積極的に含有させたい場合には、精錬工程においてＡｌを追加添加する工程（真空脱ガス処理完了からタンディッシュへの溶鋼注入の間）を別途設けてもよい。ただしそのような場合であっても、最終製品として得られる鋼中のＡｌ含有量は０．１００％以下とする。

（Ｎ：０％以上、０．０２０％以下）
Ｎは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴広げ性を阻害し、また、溶接時のブローホールの発生原因となる元素である。Ｎ含有量が０．０２０％を超えると、粗大な窒化物を形成し成形性の低下や、ブローホールの発生が顕著となる。そのため、Ｎ含有量は０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１７％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。Ｎ含有量は、少ないほど好ましく、下限は特に限定しない。Ｎ含有量が０％であってもよい。一方、実用鋼板でＮ含有量を０．０００５％未満に低減することは、製造コストが大幅に上昇するため、経済的に好ましくない。そのため、Ｎ含有量の下限値を０．０００５％以上としてもよい。

（Ｃｏ：０～０．５０００％）
Ｃｏは、鋼板の強度の向上に有効な元素である。Ｃｏの含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｃｏ含有量が０．００１０％以上であることが好ましく、０．０１００％以上がより好ましい。一方、Ｃｏ含有量が多すぎると、鋼板の延性が低下して、穴広げ性および曲げ性の低下を招くおそれがある。このため、Ｃｏ含有量は０．５０００％以下とし、０．３０００％以下が好ましい。

（Ｎｉ：０～１．０００％）
Ｎｉは、Ｃｏと同様に、鋼板の強度の向上に有効な元素である。Ｎｉの含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｎｉ含有量が０．００１％以上であることが好ましく、０．０１０％以上がより好ましい。一方、Ｎｉ含有量が多すぎると、鋼板の延性が低下して、穴広げ性および曲げ性の低下を招くおそれがある。このため、Ｎｉ含有量は１．０００％以下とし、０．８００％以下が好ましい。

（Ｍｏ：０～１．０００％）
Ｍｏは、Ｍｎと同様に、鋼板の高強度化に寄与する元素である。この効果は、Ｍｎ含有量が微量であっても得ることができる。Ｍｏ含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｍｏ含有量は、０．０１０％以上であることが好ましい。一方、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると、粗大なＭｏ炭化物が形成され、鋼板の穴広げ性および曲げ性が低下するおそれがある。このため、Ｍｏ含有量は１．０００％以下とし、０．８００％以下が好ましい。

（Ｃｒ：０～２．０００％）
Ｃｒは、ＭｎやＭｏと同様に、鋼板の高強度化に寄与する元素である。この効果は、Ｃｒ含有量が微量であっても得ることができる。Ｃｒ含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｃｒ含有量は、０．００１％以上であることが好ましく、０．１００％以上であることがより好ましい。一方、Ｃｒ含有量が２．０００％を超えると、鋼中にＣｒ炭化物が形成され、鋼板の穴広げ性および曲げ性が低下するおそれがある。このため、Ｃｒ含有量は２．０００％以下とし、１．５００％以下が好ましい。

（Ｏ：０％以上、０．０２００％以下）
Ｏは、粗大な酸化物を形成し、穴広げ性、曲げ性および耐破断特性を劣化させ、また、溶接時のブローホールの発生原因となる元素である。Ｏ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な酸化物による穴広げ性、曲げ性および打ち抜き端面の延性の劣化や、ブローホールの発生が顕著となる。そのため、Ｏ含有量は０．０２００％以下とする。Ｏ含有量は、少ないほど好ましく、下限は特に限定しない。Ｏ含有量が０％であってもよい。一方、実用鋼板でＯを０．０００１％未満に低減することは、製造コストが大幅に上昇するため、経済的に好ましくない。そのため、Ｏ含有量の下限値を０．０００１％以上としてもよい。

（Ｔｉ：０～０．５００％）
Ｔｉは、粗大なＴｉ酸化物又はＴｉＮを形成して鋼板の穴広げ性および曲げ性を低下させるおそれがある元素である。よって、鋼板の成形性を確保する観点からは、Ｔｉ含有量は、少ないほど好ましく、０．５００％以下とする。Ｔｉ含有量は、０％であってもよい。ただし、Ｔｉ含有量を０．００１％未満に低減することは、精錬コストの過度な増加を招くため、経済的に好ましくない。そのため、Ｔｉ含有量の下限を０．００１％以上としてもよい。

（Ｂ：０～０．０１０％）
Ｂは、オーステナイトからの冷却過程においてフェライト及びパーライトの生成を抑え、マルテンサイトの生成を促す元素である。また、Ｂは、鋼板の高強度化に有益な元素でもある。これらの効果は、Ｂ含有量が微量であっても得ることができる。Ｂ含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｂの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。ただし、Ｂ含有量が多すぎると、粗大なＢ酸化物が生成される場合がある。このＢ酸化物は、プレス成型時にボイドの発生起点となり、このようなボイドが発生すると、鋼板の穴広げ性および曲げ性が低下するおそれがある。このため、Ｂ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは、０．００９％以下とする。なお、０．０００１％未満のＢを同定するような場合には、分析に細心の注意を払う必要がある。Ｂ含有量が分析装置の検出下限を下回る場合、Ｂ含有量が０％とみなされる場合もある。

（Ｎｂ：０～０．５００％）
Ｎｂは、炭化物の形態制御に有効な元素であり、組織を微細化して鋼板の靭性の向上にも効果的な元素である。この効果はＮｂ含有量が微量であっても得ることができる。Ｎｂ含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｎｂ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましく、０．００１％以上がより好ましい。ただし、Ｎｂ含有量が多すぎると、硬質なＮｂ炭化物が多数析出し、鋼板の延性の顕著な劣化を招き、鋼板の穴広げ性および曲げ性が低下するおそれがある。このため、Ｎｂ含有量は０．５００％以下とする。好ましくは、０．４５０％以下とする。

（Ｖ：０～０．５００％）
Ｖは、Ｎｂと同様に、炭化物の形態制御に有効な元素であり、組織を微細化して鋼板の靭性の向上にも効果的な元素である。Ｖ含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｖ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。ただし、Ｖ含有量が多すぎると、Ｖ炭化物が多数析出し、鋼板の延性の顕著な劣化を招き、鋼板の穴広げ性および曲げ性が低下するおそれがある。このため、Ｖ含有量は０．５００％以下とする。好ましくは、０．４５０％以下とする。

（Ｃｕ：０～０．５００％）
Ｃｕは、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。この効果はＣｕ含有量が微量であっても得ることができる。Ｃｕ含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｃｕ含有量が０．００１％以上であることが好ましい。ただし、Ｃｕ含有量が多すぎると、赤熱脆性を招き、熱間圧延での生産性を低下させるおそれがある。さらに、Ｃｕ含有量が多すぎると、粗大な介在物の形成による穴広げ性および曲げ性の低下を引き起こすおそれがある。このため、Ｃｕ含有量は０．５００％以下とする。好ましくは、０．４５０％以下とする。

（Ｗ：０～０．１００％）
Ｗも、Ｎｂ、Ｖと同様に、炭化物の形態制御と鋼板の強度の向上に有効な元素である。
Ｗ含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｗ含有量が０．００１％以上であることが好ましい。一方、Ｗ含有量が多すぎると、Ｗ炭化物が多数析出し、鋼板の延性の低下を招き、鋼板の穴広げ性および曲げ性を低下させるおそれがある。このため、Ｗ含有量は０．１００％以下とする。好ましくは、０．０９０％以下とする。

（Ｔａ：０～０．１００％）
Ｔａも、Ｎｂ、Ｖ、Ｗと同様に、炭化物の形態制御と鋼板の強度の向上に有効な元素である。Ｔａ含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｔａ含有量が０．００１％以上であることが好ましい。一方、Ｔａ含有量が多すぎると、Ｔａ炭化物が多数析出し、鋼板の延性の低下を招き、鋼板の穴広げ性および曲げ性を低下させるおそれがある。このため、Ｔａ含有量は０．１００％以下とし、０．０２０％以下であることが好ましく、０．０１０％以下であることがより好ましい。

（Ｓｎ：０～０．０５０％）
Ｓｎは、鋼板の原料としてスクラップを用いた場合に、鋼板に含有され得る元素である。また、Ｓｎは、フェライトの脆化による鋼板の穴広げ性および曲げ性の低下を引き起こす虞がある。このため、Ｓｎ含有量は少ないほど好ましい。Ｓｎ含有量は、０．０５０％以下とし、０．０４０％以下であることが好ましい。Ｓｎ含有量は０％であってもよい。
しかし、Ｓｎ含有量を０．００１％未満へ低減することは、精錬コストの過度な増加を招くため、好ましくない。そのため、Ｓｎ含有量を０．００１％以上としてもよい。

（Ｓｂ：０～０．０５０％）
Ｓｂは、Ｓｎと同様に、鋼板の原料としてスクラップを用いた場合に鋼板に含有され得る元素である。Ｓｂは、粒界に強く偏析し、粒界の脆化、延性の低下、さらには穴広げ性および曲げ性の低下を招くおそれがある。このため、Ｓｂ含有量は少ないほど好ましい。
Ｓｂ含有量は、０．０５０％以下とし、０．０４０％以下であることが好ましい。Ｓｂ含有量は０％であってもよい。しかし、Ｓｂ含有量を０．００１％未満へ低減することは、精錬コストの過度な増加を招くため、好ましくない。そのため、Ｓｂ含有量を０．００１％以上としてもよい。

（Ａｓ：０～０．０５０％）
Ａｓは、Ｓｎ、Ｓｂと同様に、鋼板の原料としてスクラップを用いた場合に鋼板に含有され得る元素である。Ａｓは、粒界に強く偏析し、穴広げ性および曲げ性の低下を招くおそれがある。このため、Ａｓ含有量は少ないほど好ましい。Ａｓ含有量は、０．０５０％以下とし、０．０４０％以下であることが好ましい。Ａｓ含有量は０％であってもよい。
しかし、Ａｓ含有量を０．００１％未満へ低減することは、精錬コストの過度な増加を招くため、好ましくない。そのため、Ａｓの含有量を０．００１％以上としてもよい。

（Ｍｇ：０～０．０５００％）
Ｍｇは、硫化物や酸化物の形態を制御し、鋼板の曲げ性の向上に寄与する。この効果はＭｇ含有量が微量であっても得ることができる。Ｍｇ含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｍｇ含有量が０．０００１％以上であることが好ましい。しかし、Ｍｇ含有量が多すぎると、粗大な介在物の形成による穴広げ性および曲げ性の低下を引き起こすおそれがある。このため、Ｍｇ含有量は、０．０５００％以下とし、０．０４００％以下であることが好ましい。

（Ｃａ：０～０．０５０％）
Ｃａは、Ｍｇと同様に、微量で硫化物の形態を制御できる元素である。Ｃａ含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｃａ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。しかし、Ｃａ含有量が多すぎると、粗大なＣａ酸化物が生成される場合があり、当該Ｃａ酸化物は、冷間成形時に割れ発生の起点となり、その結果、穴広げ性および曲げ性が劣化するおそれがある。このため、Ｃａ含有量は、０．０５０％以下とし、０．０３０％以下であることが好ましい。

（Ｚｒ：０～０．０５０％）
Ｚｒは、Ｍｇ、Ｃａと同様に、微量で硫化物の形態を制御できる元素である。Ｚｒ含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、Ｚｒ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。しかし、Ｚｒ含有量が多すぎると、粗大なＺｒ酸化物が生成され、穴広げ性および曲げ性が低下するおそれがある。このため、Ｚｒ含有量は、０．０５０％以下とし、０．０４０％以下であることが好ましい。

（ＲＥＭ：０～０．１００％）
ＲＥＭとは、ＲａｒｅＥａｒｔｈＭｅｔａｌ（希土類元素）である。ＲＥＭは、含有量が微量であっても、硫化物の形態制御に有効に作用する元素である。ＲＥＭの含有量は０％でもよいが、上記効果を得るためには、ＲＥＭの含有量は０．００１％以上であることが好ましい。しかし、ＲＥＭの含有量が多すぎると、粗大なＲＥＭ酸化物が生成され、加工性や耐破断特性、穴広げ性、曲げ性が低下するおそれがある。このため、ＲＥＭの含有量は、０．１００％以下とし、０．０５０％以下であることが好ましい。
ここで、ＲＥＭとは、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）の２元素と、ランタン（Ｌａ）からルテチウム（Ｌｕ）までの１５元素（ランタノイド）の総称を指す。また本実施形態でいう「ＲＥＭ」とは、これら希土類元素から選択される１種以上で構成されるものであり、「ＲＥＭの含有量」とは、希土類元素の合計量である。

本実施形態に係る鋼板の成分組成において、上記元素を除く残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物は、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する元素であって、本実施形態に係る鋼板の特性を阻害しない範囲で、存在が許容される元素である。また当該鋼板に対して意図的に添加した成分でないものを意味する元素も含む。

本実施形態に係る鋼板の板厚は、特定の範囲に限定されないが、強度や汎用性、製造性を考慮すると、０．３～６．０ｍｍが好ましい。

次に、本実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。本実施形態の鋼板の製造方法は、精錬工程－鋳造工程－熱延工程－巻き取り工程－酸洗工程－冷延工程－焼鈍工程（連続焼鈍工程）の各工程を含む。各工程の製造条件については、本発明の効果を損なわない範囲で適宜決定してよいが、粗大なＭｎＳの生成抑制、および表層の硬さの制御の観点から、特に、精錬工程および連続焼鈍工程それぞれの条件を適切に制御することが重要である。
以下、製造方法の各工程および条件について詳述する。

（ａ）溶鋼に対して真空脱ガス処理を行い、前記溶鋼のＡｌ濃度を０．０５質量％以下に調整するとともに、前記溶鋼の成分組成を、上記で説明した成分組成（ただしＡｌを除く）に調整し（精錬工程）、
（ｂ）精錬工程後の溶鋼を用いてスラブを製造し（鋳造工程）、（ｃ）スラブを、直接、または一旦冷却した後に加熱し、熱間圧延して熱延鋼板を得て（熱延工程）、
（ｄ）熱延鋼板を、７００℃以下の温度域で巻き取り（巻き取り工程）、（ｅ）巻き取り工程後の熱延鋼板を酸洗し（酸洗工程）、（ｆ）酸洗工程後の熱延鋼板を、３０～９０％の圧下率で冷間圧延して冷延鋼板を得て（冷延工程）、
（ｇ）冷延鋼板を、露点が－１５℃超、１５℃以下の雰囲気下で、８２０℃～９００℃の温度域で焼鈍する（焼鈍工程）。

なお、上記（ｇ）に記載する焼鈍工程において、冷延鋼板の片面または両面（表面または／および裏面）に、亜鉛、アルミニウム、マグネシウムおよびそれらの合金の少なくとも１種を含む被膜層を形成する被膜層形成工程を施してもよい。

本実施形態に係る鋼板は、鋼板の表面性状（表面粗度Ｒａ）の劣化を抑制するとともに、成形時の早期破断を抑制するために、粗大なＭｎＳの生成を低減させる。粗大なＭｎＳは、鋳造後の鋳片の微割れの起点となり、この鋳片の微割れは、熱間圧延時にき裂を招く。さらには、この粗大なＭｎＳが存在する部位は、成形時に、亀裂の起点となるおそれがある。したがって、本実施形態では、鋳造工程前の精錬工程において、粗大なＭｎＳの生成が抑制されるよう、溶鋼の成分調整を行う。具体的には、後述するように、精錬工程において、溶鋼のＡｌ濃度を一定以下となるよう制御する。

（ａ）精錬工程
精錬工程ではまず、周知の方法で製造された溶銑に対し、転炉での精錬（一次精錬）を実施する。転炉から出鋼した溶鋼に対して、二次精錬、すなわち真空脱ガス装置（例えば、ＲＨ）による真空脱ガス処理を施す。本実施形態では、この真空脱ガス処理において、溶鋼中のＡｌ濃度を０．０５％質量％以下に調整するとともに、Ａｌを除く成分を上記で説明した成分組成となるよう、成分調整を行う。具体的には、真空脱ガス処理中における溶鋼中のＡｌ濃度を監視し、ＭｎＯまたはＴｉ_２Ｏ_３を核としたＭｎＳの生成とその微細分散化を促す必要がある。しかしながら、溶鋼中のＡｌ濃度が高い場合、溶鋼中の溶存酸素量は低くなるため、ＭｎＯやＴｉ_２Ｏ_３などの酸化物の生成は抑制される。その結果、微細なＭｎＳの生成および分散を促進させることが困難となる。また、溶鋼中のＡｌ濃度が高い場合は、Ａｌ_２Ｏ_３の酸化物が生成するものの、Ａｌ_２Ｏ_３を核としてＭｎＳは生成しがたい。その結果、凝固後にスラブとなって、さらに熱延および冷延の工程を経て得られる鋼板において３０μｍを超えるような粗大なＭｎＳが生成するおそれがある。さらに、粗大なＭｎＳの生成にともない、表面性状（表面粗度Ｒａ）が劣化し、その結果、曲げ性が劣化するおそれもある。これらのことから、本実施形態では、この真空脱ガス処理において、溶鋼中のＡｌ濃度を０．０５質量％以下に調整する。好ましくは、０．０４質量％以下、さらに好ましくは、０．０３５質量％以下である。

また、本実施形態では、真空脱ガス処理において、脱酸時間は５分未満とすることが好ましい。脱酸時間が過度に長いと、溶鋼中の溶存酸素量が低くなり、ＭｎＳの核となるＭｎＯ、Ｔｉ_２Ｏ_３の生成量が減少してしまい、その結果、ＭｎＳが粗大化するおそれがある。よって、脱酸時間は５分未満とすることが好ましい。より好ましくは、脱酸時間は４分以下である。なお、ここでいう「脱酸時間」とは脱酸開始、つまり脱酸剤としてＡｌを添加した後から二次精錬完了までの所要時間を指す。

また、本実施形態では、真空脱ガス処理においてＡｌを除く成分を上記で説明した成分組成となるよう、成分調整を行う際、ＭｎＯやＴｉ_２Ｏ_３の凝集や粗大化による個数密度の減少を防ぐため、二次精錬完了から鋳造工程開始までの所要時間を３分未満とすることが好ましい。

（ｂ）鋳造工程
次に、上記精錬工程によってＡｌ濃度が調整された溶鋼を用いてスラブを製造する（鋳造工程）。具体的には、上記溶鋼を用いて、例えば、連続鋳造法によりスラブを製造することができる。

（ｃ）熱延工程
次に、製造したスラブを、直接、または一旦冷却した後に加熱し、熱間圧延して熱延鋼板を得る（熱延工程）。本実施形態において、熱延工程の各条件は特に限定しないが、製品板の形状確保の観点から、仕上げ温度：８００～１０００℃、仕上げスタンドの最終段の圧下率：１０～８０％としてもよい。

（ｄ）巻き取り工程
次に、熱延後の鋼板（熱延鋼板）を、７００℃以下の温度域で巻き取る。巻取温度が７００℃を超えると、熱延鋼板の表面に、比較的厚い酸化物の皮膜（酸化スケール）が形成され、この酸化物が、鋼中の結晶粒界に楔状に生成されてしまう。そしてその後、酸洗工程にてこの酸化スケールを除去すると、鋼板表面に微き裂が生じたような性状となり、焼鈍工程後の鋼板表面に凹凸が多数発現し、最終鋼板の表面性状（表面粗度Ｒａ）が劣化するおそれがある。よって、巻き取り温度は、７００℃以下とし、好ましくは、６８０℃以下である。一方、巻き取り温度が過度に低くならない範囲で制御することで、熱延板の強度が過大となることが抑制され、冷延負荷の高まりを抑制でき、生産性を高められる。よって、巻取温度は、好ましくは５００℃以上である。

（ｅ）酸洗工程
巻き取り工程後の熱延鋼板を酸洗する（酸洗工程）。酸洗工程の条件に特に制約はない。例えば、酸洗は、一回でもよいし、必要に応じ複数回に分けて行ってもよい。

（ｆ）冷延工程
酸洗工程後の熱延鋼板を、３０～９０％の圧下率で冷間圧延に供して冷延鋼板を製造する（冷延工程）。圧下率が３０％未満では、板形状が悪化するおそれがある。一方、冷延工程の圧下率が９０％超では、冷延荷重が過大となり、生産性が劣化し、さらに冷延できなくなる場合もある。したがって、冷延工程の圧下率は３０％以上、９０％以下とする。
好ましくは、４０％以上８０％以下である。冷間圧延の方法には制約がなく、適宜、圧延パスの回数、パス毎の圧下率を設定すればよい。

（ｇ）焼鈍工程（連続焼鈍工程）
冷延鋼板を、露点が－１５℃超、１５℃以下の雰囲気下で、８２０～９００℃の温度域にて焼鈍する（連続焼鈍）。
連続焼鈍時の炉内露点は、表層の炭素濃度の制御に寄与する。露点温度が－１５℃超では、脱炭が進行しやすく、表層の炭素濃度は低下する。これにより、曲げ性は向上する。
露点温度が１５℃超では、脱炭が過度に進行し、強度の低下を招く。したがって、露点は－１５℃超、１５℃以下とする。好ましい露点は、－１０℃以上であり、５℃以下である。

焼鈍工程における加熱温度（保持温度）は、金属組織の面積率に影響する。加熱温度が８２０℃未満では、加熱時のオーステナイト量が少なく、焼鈍後のフェライト、ベイナイトおよびパーライトの面積率の合計が高くなり、高い引張強さ（例えば１３００ＭＰａ以上の引張強さ）を達成することが困難となる。加熱温度が９００℃超では、高温で保持される間にサーマルグルーブと呼ばれる結晶粒界に凹みを生じる形状変化が進行し、表面性状（表面粗度Ｒａ）が劣化する。したがって、連続焼鈍における加熱温度は、８２０℃以上、９００℃以下とする。好ましくは、８３０℃以上、８８０℃以下である。

連続焼鈍時の保持時間（停留時間）は、特に限定しないが、焼鈍後のマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの面積率を十分に確保し、強度を向上させる観点から、保持時間は、１０秒以上とすることが好ましく、１００秒以上がより好ましい。

なお、本実施形態の焼鈍工程では、冷延鋼板の片面または両面（表面または／および裏面）に、亜鉛、アルミニウム、マグネシウムおよびそれらの合金の少なくとも１種を含む被膜層（例えば、めっき層、合金化めっき層）を形成する被膜層形成工程を施してもよい。また、焼鈍工程以降も電気めっきなどの方法で、被膜層を形成してもよい。

（焼鈍工程後の冷却速度）
上記焼鈍工程後の冷却では、７５０℃から５５０℃以下まで平均冷却速度１００℃／ｓ以下で冷却することが好ましい。平均冷却速度の下限値は、特に限定されないが、例えば２．５℃／ｓであってもよい。平均冷却速度の下限値を２．５℃／ｓとする理由は、オーステナイトからフェライト変態が生じ、母材鋼板が軟化することを抑制するためである。
平均冷却速度が遅過ぎないことで、強度の低下が抑制できる。より好ましくは５℃／ｓ以上、さらに好ましくは１０℃／ｓ以上、さらに好ましくは２０℃／ｓ以上である。尚、７５０℃超の温度ではフェライト変態が著しく生じにくいため、冷却速度は制限しない。また、５５０℃未満の温度では、低温変態組織が得られるため、冷却速度を制限しない。７５０℃から５５０℃以下までの平均冷却速度は、１００℃／ｓ以下であることが好ましく、より好ましくは５０℃／ｓ以下であり、さらに好ましくは２０℃／ｓ以下である。なお、本実施形態では、上記のとおり、焼鈍工程後の冷却で速度を制御した方がよい温度範囲は、少なくとも７５０℃から５５０℃までの範囲であり、当該温度範囲以外の範囲でも、平均冷却速度１００℃／ｓ以下で冷却してもよい。

（焼鈍工程後の冷却停止温度及び再加熱）
また、上記の冷却の後、２５℃～５５０℃未満の温度まで更に冷却して停止し、続いて、１５０℃～５５０℃の温度域に再加熱して滞留させてもよい。上述の温度範囲（冷却停止温度）まで冷却を行うと冷却中に未変態のオーステナイトからマルテンサイトが生成する。その後、再加熱を行うことで、マルテンサイトが焼き戻され、鋼板の強度延性バランスが改善する。冷却停止温度の下限を２５℃としたのは、過度の冷却は大幅な設備投資を必要とするばかりでなく、その効果が飽和するためである。

（滞留温度）
上記のとおり、冷却停止後、１５０℃～５５０℃まで再加熱した後に、当該温度域内に鋼板を滞留させてもよい。この再加熱の温度（滞留温度）はさらに３５０℃～５５０℃としてもよい。この温度域での滞留は、マルテンサイトの焼戻しに寄与する。なお、前記冷却停止温度が１５０℃～５５０℃であった場合には、再加熱を行わずにそのまま滞留を行ってもよい。

（滞留時間）
１５０～５５０℃の温度域で滞留を行う時間は、その効果を得るために３０秒以上５００秒以下であってもよく、３０秒以上３００秒以下とすることが望ましい。

（焼戻し）
一連の焼鈍工程において、鋼板を前記滞留温度で滞留させ、さらに室温まで冷却した後、あるいは、室温まで冷却する途中（ただしＭｓ以下）において再加熱を開始し、１５０℃以上、４００℃以下の温度域で２秒以上保持してもよい（焼戻し工程）。この焼戻し工程によれば、再加熱後の冷却中に生成したマルテンサイトを焼戻して、焼戻しマルテンサイトとすることにより、更に強度延性バランスを改善することができる。焼戻し工程を行う場合、保持温度が１５０℃以上であり、かつ、保持時間が２秒以上であることで、マルテンサイトが十分に焼き戻され、ミクロ組織および機械特性の変化が生じる。一方、保持温度が４００℃以下であることで、焼戻しマルテンサイト中の転位密度の低下が抑制され、引張強さを高められる。そのため、焼戻しを行う場合には、１５０℃以上、４００℃以下の温度域で２秒以上保持することが好ましい。焼戻しは、連続焼鈍設備内で行ってもよいし、連続焼鈍後にオフラインで、別設備で実施しても構わない。この際、焼戻し時間は、焼戻し温度により異なる。すなわち、低温ほど長時間となり、高温ほど短時間となる。

（めっき）
鋼板に対して、必要に応じて、溶融亜鉛めっきを施してもよい。その場合、前記滞留（つまり前記再加熱）の工程の前後で、（亜鉛めっき浴温度－４０）℃～（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に加熱又は冷却して、溶融亜鉛めっきを施してもよい。溶融亜鉛めっき工程によって、鋼板の表面には、溶融亜鉛めっき層が形成される。この場合、冷延鋼板の耐食性が向上するので好ましい。本実施形態において、めっき層の種類は溶融亜鉛めっき層に限定されず、各種の被膜層を採用可能である。また、鋼板の表面にめっきを施すタイミングも特に限定されない。例えば、本実施形態に係る製造方法においては、焼鈍においてオーステナイト単相域で保持した後、室温まで冷却する過程で、板の表裏面に亜鉛、アルミニウム、マグネシウム又はこれらの合金からなる被膜層を形成させてもよい。或いは、焼鈍後の板の表裏面に当該被膜層を形成させてもよい。

（めっき浴への浸漬時の鋼板温度）
溶融亜鉛めっき浴に浸漬する際の鋼板の温度は、溶融亜鉛めっき浴温度より４０℃低い温度（溶融亜鉛めっき浴温度－４０℃）から溶融亜鉛めっき浴温度より５０℃高い温度（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０℃）までの温度範囲が好ましい。この温度が溶融亜鉛めっき浴温度－４０℃以上であることで、めっき浴浸漬時の抜熱が大きくなり過ぎず、溶融亜鉛の一部の凝固が抑制されめっき外観の劣化が抑制できる。浸漬前の板温度が溶融亜鉛めっき浴温度－４０℃を下回っていた場合、任意の方法でめっき浴浸漬前にさらに加熱を行い、板温度を溶融亜鉛めっき浴温度－４０℃以上に制御してからめっき浴に浸漬させてもよい。また、めっき浴への浸漬時の鋼板温度が溶融亜鉛めっき浴温度＋５０℃以下であることで、めっき浴温度上昇に伴う操業上の問題を抑制できる。

（めっき浴の組成）
めっき浴の組成は、Ｚｎを主体とし、有効Ａｌ量（めっき浴中の全Ａｌ量から全Ｆｅ量を引いた値）が０．０５０～０．２５０質量％であることが好ましい。めっき浴中の有効Ａｌ量が０．０５０質量％以上であることで、めっき層中へのＦｅの侵入が抑制され、めっき密着性が高められる。一方、めっき浴中の有効Ａｌ量が０．２５０質量％以下であることで、鋼板とめっき層との境界に、Ｆｅ原子およびＺｎ原子の移動を阻害するＡｌ系酸化物が生成することが抑制でき、めっき密着性が高められる。めっき浴中の有効Ａｌ量は０．０６５質量％以上がより好ましく、０．１８０質量％以下がより好ましい。

（めっき浴への浸漬後の鋼板温度）
溶融亜鉛めっき層に合金化処理を施す場合は、溶融亜鉛めっき層を形成した鋼板を４５０～６００℃の温度範囲（合金化温度）に加熱することが好ましい。合金化温度が４５０℃以上であることで、合金化が十分に進行する。一方、合金化温度が６００℃以下であることで、合金化が進行しすぎず、Γ相の生成が抑制され、めっき層中のＦｅ濃度が高まる（例えば１５％を超える）ことが抑制されて、耐食性が高められる。合金化温度は４７０℃以上がより好ましく、５５０℃以下がより好ましい。合金化温度は、鋼板の成分組成および内部酸化層の形成度合いにより変える必要があるので、めっき層中のＦｅ濃度を確認しながら設定すればよい。

（プレ処理）
めっき密着性をさらに向上させるために、連続溶融亜鉛めっきラインにおける焼鈍前等に、母材鋼板に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独あるいは複数から成るめっきを施してもよい。

（後処理）
溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面に、塗装性、溶接性を改善する目的で、上層めっきを施すことや、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施すこともできる。

（スキンパス圧延）
さらに、鋼板形状の矯正や可動転位導入により延性の向上を図ることを目的として、スキンパス圧延を施してもよい。熱処理後のスキンパス圧延の圧下率は、０．１～１．５％の範囲が好ましい。０．１％以上であることで十分な効果が得られ、制御も用意である。
１．５％以下であることで生産性が高められる。スキンパス圧延は、インラインで行ってもよいし、オフラインで行ってもよい。

以下、実施例によって本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に何ら限定されるものではない。

（実施例１）
表１Ａ～Ｄに記載の成分組成を有する種々のスラブを材料とし、表２Ａ～Ｄに記載の種々の製造条件に従って、種々の鋼板（板厚：１．４ｍｍ）を製造した。なお、巻き取り工程と冷間圧延工程との間に酸洗を行った。また、精錬工程における脱酸時間は４分とし、２次精錬完了から鋳造開始までの所要時間は２分とした。
表１Ａ～Ｄにおいて、空欄は、対応する元素含有量が、本実施形態に規定の有効数字（最小桁までの数値）において、０％であることを意味する。また、各スラブの成分の単位は質量％であり、その残部は鉄及び不純物であった。表１Ａ～Ｄ、表２Ａ～Ｄ、表３Ａ～Ｄにおいて、発明範囲外の値、及び合否基準に満たなかった値には下線を付した。

これら鋼板の表面から板厚の１／４の位置を中心とする１／８～３／８厚の範囲（板厚１／４部）における金属組織（フェライト、パーライト、ベイナイト、残留オーステナイト（残留γ）、マルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）、焼戻しマルテンサイト）、ＭｎＳの最大直径（μｍ）、表面粗度Ｒａ、鋼板表面から板厚方向１０μｍ深さ位置の平均炭素濃度Ｃｓ（質量％）、鋼板表面から板厚方向１／４深さの位置における平均炭素濃度Ｃ４ｔ（質量％）、Ｃｓ／Ｃ４ｔ、ならびに表層のビッカース硬さ（ＨＶ）を評価した。評価結果を表３Ａ～Ｄに示す。なお、これらの評価は、上述した方法に準じて実施した。

さらに、これら鋼板の引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）、穴広げ率（λ）および曲げ性を評価し表３Ｃ、Ｄに記載した。これらの評価方法は以下の通りである。

鋼板の引張強さ（ＴＳ）の評価は、長手方向が鋼板の圧延方向に直角となるように、ＪＩＳ５号試験片を鋼板から採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行うことにより実施した。引張強さ（ＴＳ）が１３００ＭＰａ以上である鋼板を、引張強さに関して合格と判断した。

鋼板の伸び（Ｅｌ）の評価も、長手方向が鋼板の圧延方向に直角となるように、ＪＩＳ５号試験片を鋼板から採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠して引張試験を行うことにより実施した。なお、成形性を確保する観点では伸び（Ｅｌ）は、７．０％以上であることが好ましい。

穴広げ率（λ）は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１の５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２５６：２０１０に準拠して測定した。穴広げ試験片の採取位置は、鋼板の板幅方向の端部から１／４部分とした。穴広げ率（λ）が２５．０％以上である鋼板を、穴広げ性に関して合格と判断した。

曲げ性の評価は、ドイツ自動車工業会で規定されたＶＤＡ基準（ＶＤＡ２３８－１００）に準拠した曲げ試験により最大曲げ角度を求めて評価した。本実施例では、曲げ試験で得られる最大荷重時の変位をＶＤＡ基準で角度に変換し、最大曲げ角度α（°）を求めた。最大曲げ角度αが６０．０°以上の場合を曲げ性に優れるとして合格と判定した。なお曲げ試験における試験片は、寸法：３０ｍｍ×６０ｍｍ（圧延方向に平行な辺を３０ｍｍとする）、板厚：１．４ｍｍ（１．４ｍｍ以下はＶＤＡ規格で決められている）とし、曲げ試験の測定条件は、曲げ稜線：圧延方向と平行な方向、ロール径：φ３０ｍｍ、ポンチ形状：先端Ｒ＝０．４ｍｍ、ロール間距離：３．３ｍｍ（なお規格では板厚×２＋０．５ｍｍ）、押し込み速度：２０ｍｍ／ｍｉｎとした。

成分組成、製造条件ともに満足する発明例は、金属組織の組織比率、組織の特徴および特性のいずれも発明の範囲内となり、強度および曲げ性を高水準で両立しうる鋼板を得られることが分かった。
一方、成分組成、製造条件のいずれか一方でも発明の範囲を満たさなかった比較例は、組織比率、組織の特徴の少なくともいずれかが発明の範囲を外れてしまい、結果、いずれかの特性が劣化してしまった。

本発明によれば、強度および曲げ性を高水準で両立しうる鋼板を得ることができる。

Claims (6)

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