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WO2025178133A1 - 鋼板及びその製造方法 - Google Patents

鋼板及びその製造方法

Info

Publication number
WO2025178133A1
WO2025178133A1 PCT/JP2025/006133 JP2025006133W WO2025178133A1 WO 2025178133 A1 WO2025178133 A1 WO 2025178133A1 JP 2025006133 W JP2025006133 W JP 2025006133W WO 2025178133 A1 WO2025178133 A1 WO 2025178133A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel sheet
temperature
less
concentration
rolled
Prior art date
Legal status (The legal status 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 status listed.)
Pending
Application number
PCT/JP2025/006133
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
絵里子 塚本
卓史 横山
恭平 石川
健悟 竹田
真衣 永野
匠 小山内
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
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 Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Priority to JP2025537598A priority Critical patent/JP7776799B1/ja
Publication of WO2025178133A1 publication Critical patent/WO2025178133A1/ja
Pending legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

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Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/12—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ
    • B22D11/124—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ for cooling
    • 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 steel plates.
  • Steel plates used in automotive frame components such as side members must have enough material strength to suppress bending deformation even when subjected to energy during a collision, in order to protect the lives of those inside the vehicle. At the same time, the need for lighter automotive components is driving the trend toward thinner steel plates, which are therefore becoming even stronger.
  • Patent Document 1 discloses a high-strength cold-rolled steel sheet with excellent formability.
  • This high-strength cold-rolled steel sheet has an average Mn concentration in a specified range in the surface layer to a depth of 5 ⁇ m from the steel sheet surface, a tensile strength of 980 MPa or more, a yield strength of 690 MPa to 850 MPa, and a total elongation of 12% or more.
  • the minimum inner radius (mm) at which cracks do not occur divided by the sheet thickness (mm) is 1.0 or less.
  • Patent Document 2 discloses a steel sheet in which the local concentration distribution of Mn is controlled. This steel sheet aims to improve bake hardenability, and the ratio C1/C2 of the upper limit C1 of the Mn content to the lower limit C2 of the Mn content in mass% in the thickness direction cross section is 1.5 or less.
  • Patent Document 3 discloses a steel sheet that has excellent press formability and excellent toughness even after press forming and baking paint.
  • the technology disclosed for obtaining this steel sheet involves making the microstructure before final annealing primarily comprise lath-shaped bainite and martensite, thereby promoting the diffusion of Mn via dislocations during annealing heating and homogenizing the Mn concentration in the austenite.
  • JP 2014-051683 A International Publication No. 2019/093429 International Publication No. 2022/080497
  • Mn which is added in high concentrations to control the microstructure in order to increase the strength of automotive steel sheets, is known to embrittle the material.
  • the present invention focuses on Mn segregation and aims to provide steel sheets that have both higher bending load and absorbed energy than conventional steel sheets.
  • the inventors discovered that simply increasing the strength of the base material results in the formation of regions with locally high Mn concentrations, which embrittle the material in these regions, reducing resistance to the propagation of microscopic initial cracks and promoting the progression of the cracks, thereby reducing the absorbed energy until the plate finally breaks.
  • the decrease in absorbed energy is more pronounced when there is a large deviation in the Mn concentration distribution. From the above, they discovered that large deformation during a collision can be suppressed by not only increasing the strength of the steel plate but also by suppressing the deviation in the Mn concentration distribution in the surface layer, and they investigated methods to suppress the deviation in the Mn concentration distribution in the surface layer.
  • Mn concentration deviations in the in-plane direction in the surface region of steel sheet have a significant impact on bending properties, due in part to the concentration of strain in the surface region during bending deformation.
  • the inventors have conducted extensive research into methods for reducing the deviation in Mn concentration in the surface layer. As a result, they have discovered that by controlling the temperature of the slab when it is inserted into the hot rolling furnace after casting, the finishing temperature in hot rolling, and the time from the end of rolling to the start of cooling, it is possible to control the Mn concentration distribution in the surface layer to a form that is favorable for bending properties.
  • the present invention was made based on the above findings and through further investigation, and its gist is as follows:
  • the component composition is, in mass%, C: 0.14 to 0.35%, Si: 0.01 to 2.00%, Mn: 1.0 to 4.0%, Al: 0 to 0.30%, P: 0.100% or less, S: 0.0500% or less, N: 0.0100% or less, O: 0.0060% or less, Cu: 0 to 1.00%, Ni: 0 to 1.00%, Mo: 0 to 1.000%, Cr: 0 to 2.00%, Co: 0 to 0.50%, Ti: 0 to 0.300%, Nb: 0-0.30%, V: 0-0.50%, Ta: 0-0.100%, W: 0-1.00%, Ca: 0-0.0400%, Mg: 0-0.040%, REM: 0-0.0400%, Zr: 0-0.050%, B: 0-0.0100%, Sn: 0-0.05%, Sb: 0-0.05%, and As: 0-0.050%, with the balance being Fe and impurities,
  • the composition of the alloy is, in mass%, O: 0.0001 to 0.0060%, Cu: 0.01 to 1.00%, Ni: 0.01 to 1.00%, Mo: 0.001 to 1.000%, Cr: 0.01 to 2.00%, Co: 0.01 to 0.50%, Ti: 0.001 to 0.300%, Nb: 0.01 to 0.30%, V: 0.01 to 0.50%, Ta: 0.001 to 0.100%, W: 0.01 to 1.0
  • the steel sheet of [1] above characterized by containing one or more elements selected from the group consisting of: 0%, Ca: 0.0001-0.0400%, Mg: 0.001-0.040%, REM: 0.0001-0.0400%, Zr: 0.001-0.050%, B: 0.0001-0.0100%, Sn: 0.01-0.05%, Sb: 0.01-0.05%, and As: 0.001-0.050%.
  • the metal structure within a range of 50 ⁇ m from the surface in the thickness direction of the steel plate is, in terms of area ratio, ferrite: 50% or more, martensite, bainite, pearlite, and a total of one or more of retained austenite: 0 to 50%
  • [4] A method for producing the steel sheet according to [1] or [2] above, wherein the composition of the steel sheet is, in mass%, C: 0.14 to 0.35%, Si: 0.01 to 2.00%, Mn: 1.0 to 4.0%, Al: 0 to 0.30%, P: 0.100% or less, S: 0.0500% or less, N: 0.0100% or less, O: 0.0060% or less, Cu: 0 to 1.00%, Ni: 0 to 1.00%, Mo: 0 to 1.000%, Cr: 0 to 2.00%, Co: 0 to 0.50%, Ti: 0 to 0.300%, Nb: 0 to 0.30%, V: 0.
  • a casting step of casting molten steel containing Cr: 0.050%, Ta: 0-0.100%, W: 0-1.00%, Ca: 0-0.0400%, Mg: 0-0.040%, REM: 0-0.0400%, Zr: 0-0.050%, B: 0-0.0100%, Sn: 0-0.05%, Sb: 0-0.05%, and As: 0-0.050%, with the balance being Fe and impurities, under conditions in which the average cooling rate within a temperature range from the liquidus temperature to the solidus temperature at a depth of 10 mm from the surface of the slab is 10°C/sec or more; A hot rolling process in which the slab cast in the casting process is rolled at a finishing temperature FT of more than 750 ° C.
  • a coiling step in which the hot-rolled steel sheet rolled in the hot-rolling step is cooled from a finishing temperature FT to 750°C at a cooling rate of 40°C/s or more, and then cooled to a coiling temperature at a cooling rate of 15°C/s or more, and then coiled; a cold-rolling step in which the coiled hot-rolled steel sheet is cold-rolled; and an annealing step in which the cold-rolled steel sheet rolled in the cold-rolling step is heated to a temperature of at least A3 point ⁇ 30°C calculated by the following formula (5), and held at that temperature for 10 seconds or more.
  • A3 910-203 ⁇ C+44.7Si-30Mn+700P-20Cu -15.2Ni-11Cr+31.5Mo+400Ti+104V+120Al ...(5) where: and the element symbol in formula (5) represents the content (mass%) of the element.
  • [5] A method for producing the steel sheet according to [3], wherein the composition of the steel sheet is, in mass %, C: 0.14 to 0.35%, Si: 0.01 to 2.00%, Mn: 1.0 to 4.0%, Al: 0 to 0.30%, P: 0.100% or less, S: 0.0500% or less, N: 0.0100% or less, O: 0.0060% or less, Cu: 0 to 1.00%, Ni: 0 to 1.00%, Mo: 0 to 1.000%, Cr: 0 to 2.00%, Co: 0 to 0.50%, Ti: 0 to 0.300%, Nb: 0 to 0.30%, V: 0 to 0.
  • A3 910-203 ⁇ C+44.7Si-30Mn+700P-20Cu -15.2Ni-11Cr+31.5Mo+400Ti+104V+120Al ...(5) where: and the element symbol in formula (5) represents the content (mass%) of the element.
  • the present invention provides steel sheets that have a larger maximum bending angle than conventional steel sheets and that suppress the sudden drop in load after the maximum bending angle.
  • maximum bending angle refers to the bending angle at maximum load, based on the VDA standard (VDA238-100) established by the German Association of the Automotive Industry (hereinafter the same).
  • FIG. 2 is a diagram illustrating a procedure for determining a profile function, the maximum c(k), and the k that gives that c(k) in the steel sheet of the present invention.
  • FIG. 2 is a diagram illustrating measurement positions of the Mn concentration profile in the steel sheet of the present invention.
  • 1 shows an example of the Mn concentration distribution in a steel sheet according to the present invention, where (a) is an EPMA image, (b) is a binarized image of the EPMA image (profile image of Mn concentration), and (c) is an image obtained by two-dimensional discrete Fourier transform of the binarized image.
  • FIG. 10 is a diagram illustrating the y-axis along which the profile function of the Mn concentration should be obtained.
  • FIG. 10 is a diagram showing an example of a profile function of Mn concentration.
  • C is an element that improves the hardenability of steel sheet.
  • C is also an element that has the effect of increasing strength when contained in a hard structure such as a martensite structure.
  • C is also an element that has the effect of increasing bake hardenability.
  • the C content is set to 0.14 to 0.35%.
  • the lower limit of the C content may be 0.15%, 0.16%, 0.18%, or 0.20%.
  • the upper limit of the C content may be 0.32%, 0.30%, 0.28%, or 0.25%.
  • Si suppresses the formation of carbides and improves the formability of steel sheets.
  • the Si content is set to 0.01 to 2.00%.
  • the lower limit of Si may be 0.05%, 0.10%, 0.15%, or 0.20%. Since Si is an element that deteriorates weldability and chemical conversion treatability, promotes Mn concentration in iron-based carbides, and increases the deviation in alloy concentration, the upper limit of Si content may be 2.00%, 1.80%, 1.50%, or 1.20%.
  • Mn is an element that contributes to improving hardenability and is useful for increasing the strength of steel sheets. To effectively exert this effect, the Mn content is set to 1.0 to 4.0%. The lower limit of Mn may be 1.2%, 1.5%, 1.8%, or 3.0%. Mn is an element related to the control of Mn concentration distribution, which is a feature of the present invention, and the higher the Mn content, the more effectively the effects of the present invention are achieved in steel sheets. On the other hand, a high Mn content makes it easier for MnS to form and cracks to occur in the surface layer, so the upper limit of the Mn content may be 3.8%, 3.5%, 3.2%, or 3.0%.
  • Al is an element that is effective in deoxidizing and improving the yield of carbide-forming elements. Even when used for deoxidation, Al does not need to be contained in the steel sheet that is the final product, and the lower limit of the Al content is 0. Since Al strongly promotes ferrite formation, the Al content is set to 0.001 to 0.30%.
  • the lower limit of Al may be 0.01%, 0.05%, 0.01%, or 0.02%.
  • the upper limit of the Al content may be 0.25% or 0.20%.
  • P 0.100% or less
  • S is an element contained in steel as an impurity.
  • the S content is set to 0.0500% or less. Since reducing the S content is costly, the lower limit of the S content may be 0.0001%, 0.0005%, or 0.0010%.
  • the upper limit of the S content may be 0.0400%, 0.0300%, or 0.0200%.
  • N is an element contained in steel as an impurity.
  • the upper limit of the N content may be 0.0080%, 0.0060%, or 0.0050%.
  • O is an element contained as an impurity in steel.
  • the upper limit of the O content may be 0.0050%, 0.0040%, or 0.0030%.
  • Cu, Ni, Mo, Cr, and Co are elements that contribute to improving strength. Any combination of one or more of these elements may be contained as necessary. The inclusion of these elements is not essential, and the content of these elements may be 0.
  • the lower limits of the Cu and Ni contents may be 0.001%, 0.01%, 0.02%, or 0.05%
  • the lower limit of the Mo content may be 0.0001%, 0.001%, 0.005%, 0.10%, or 0.50%
  • the lower limit of the Cr content may be 0.001%, 0.01%, 0.05%, or 0.10%
  • the lower limit of the Co content may be 0.001%, 0.01%, or 0.02%.
  • the upper limits of the Cu and Ni contents may be 0.80%, 0.60%, 0.50%, or 0.40%
  • the upper limit of the Mo content may be 0.800%, 0.600%, 0.500%, 0.400%, or 0.300%
  • the upper limit of the Cr content may be 1.50%, 1.00%, 0.50%, or 0.30%
  • the upper limit of the Co content may be 0.40%, 0.30%, 0.20%, or 0.10%.
  • Ti, Nb, V, and Ta are elements that contribute to carbide morphology control and strength improvement. These elements may be contained in any combination of one or more as needed. The inclusion of these elements is not essential, and the content of these elements may be 0.
  • the lower limit of the Ti content may be 0.0001%, 0.001%, 0.005%, or 0.010%
  • the lower limit of the Nb content may be 0.001%, 0.01%, 0.02%, 0.03%, or 0.05%
  • the lower limit of the V content may be 0.001%, 0.01%, 0.03%, or 0.05%
  • the lower limit of the Ta content may be 0.0001%, 0.001%, or 0.002%.
  • the upper limit of the Ti content may be 0.200%, 0.150%, 0.100%, or 0.050%
  • the upper limit of the Nb content may be 0.25%, 0.20%, or 0.15%
  • the upper limit of the V content may be 0.40%, 0.30%, or 0.20%
  • the upper limit of the Ta content may be 0.080%, 0.050%, 0.030%, or 0.020%.
  • W, Ca, Mg, REM, and Zr are elements that contribute to the fine dispersion of inclusions and increase toughness.
  • REM refers to a total of 17 elements, including Sc, Y, and lanthanides
  • the REM content refers to the total content of these 17 elements. Any combination of one or more of these elements may be contained as necessary. The inclusion of these elements is not essential, and the content of these elements may be zero.
  • the lower limit of the W content may be 0.001%, 0.01%, or 0.02%
  • the lower limit of the Ca content may be 0.00001%, 0.0001%, 0.0005%, or 0.0010%
  • the lower limit of the Mg content may be 0.0001%, 0.001%, or 0.002%
  • the lower limit of the REM content may be 0.00001%, 0.0001%, or 0.005%
  • the lower limit of the Zr content may be 0.0001%, 0.001%, or 0.002%.
  • the upper limit of the W content may be 0.80%, 0.60%, 0.40%, or 0.20%
  • the upper limit of the Ca content may be 0.0200%, 0.0100%, 0.0080%, or 0.0050%
  • the upper limit of the Mg content may be 0.030%, 0.020%, or 0.010%
  • the upper limit of the REM content may be 0.0300%, 0.0200%, or 0.0100%
  • the upper limit of the Zr content may be 0.040%, 0.020%, or 0.010%.
  • B is an element that improves hardenability and is useful for increasing the strength of steel sheets for bake hardening.
  • the inclusion of B is not essential, and the B content may be 0.
  • the lower limit of the B content may be 0.00001%, 0.0001%, or 0.0005%.
  • the upper limit of the B content may be 0.0080%, 0.0050%, or 0.0030%.
  • Sn, Sb, and As are elements that can be contained in a steel sheet when scrap is used as a raw material.
  • the Sn and Sb contents are preferably 0.05% or less, and the As content is preferably 0.050% or less. Since reducing the Sn, Sb, and As contents is costly, the lower limits of the Sn and Sb contents may be 0.001% or 0.01%, and the lower limit of the As content may be 0.0001% or 0.001%.
  • the upper limits of the Sn and Sb contents may be 0.04% or less or 0.03% or less, and the upper limit of the As content may be 0.030%, 0.020%, or 0.010%.
  • the remainder other than the above-mentioned elements consists of Fe and impurities.
  • Impurities are components that are mixed in during the industrial production of steel plate due to various factors in the manufacturing process, including raw materials such as ore and scrap, and include components that are not intentionally added to the steel plate according to the embodiment of the present invention.
  • Impurities also include elements other than those described above that are present in the steel plate at a level where the specific action and effect of the element does not affect the properties of the steel plate according to the embodiment of the present invention.
  • the properties may be adjusted by appropriate heat treatment (tempering) after the martensite is formed.
  • tempering heat treatment
  • significant structural and property changes occur in the martensite.
  • the structures before and after this change are sometimes distinguished as “fresh martensite” and “tempered martensite,” but this distinction is unnecessary in this invention.
  • martensite will be used to include both “fresh martensite” and “tempered martensite.”
  • area fraction of martensite means “the total area fraction of fresh martensite and tempered martensite.”
  • the metallographic structure at a depth of 1/4 of the plate thickness from the surface has, in terms of area percentage, a total of ferrite and bainite of 0 to 40%, martensite of 50 to 100%, and a total of pearlite and retained austenite of 0 to 10%.
  • surface refers to the surface of the steel sheet excluding the coating layer (the surface of the steel sheet after the coating layer has been removed) when the steel sheet is a coated steel sheet having a coating layer, and refers to the outermost surface of the steel sheet when the steel sheet does not have a coating layer.
  • the area ratio of the metal structure at a depth of 1/4 of the plate thickness is measured using the following method.
  • the observation region for measuring the area fraction of the metallographic structure at a depth of 1/4 of the plate thickness.
  • the observation region is a cross section parallel to the rolling direction and plate thickness direction, and is a 100 ⁇ m x 100 ⁇ m square region with sides measuring 100 ⁇ m in the plate thickness direction and 100 ⁇ m in the rolling direction, centered at a position 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel plate.
  • the rolling direction is determined using the method described below. A wider region including this square region may be observed, and a 100 ⁇ m x 100 ⁇ m square region may be cut out from that wider region.
  • five different fields of view on the same cross section are observed, and the area fraction of each metallographic structure is calculated using the method defined below, with the arithmetic mean of these values being used as the fraction of each structure.
  • each metal structure and calculate its area ratio first determine the area that should be retained austenite in the specified observation area mentioned above, and then identify ferrite, bainite, martensite, or pearlite in the same area.
  • the area and area fraction of retained austenite are measured by the following method. That is, for the above-mentioned specified observation region, the observation surface is finished by colloidal silica polishing or electrolytic polishing, diffracted electrons are measured at intervals of 0.2 ⁇ m (lattice arrangement) using an EBSD attached to a scanning electron microscope, and the crystal orientation and crystal system are identified by analyzing the resulting pseudo-Kikuchi pattern.
  • sample preparation conditions are within the range of conditions recommended in the Japan Society for Materials Science standard "Crystal Orientation Misorientation Measurement Standard for Material Evaluation by Electron Backscatter Diffraction (EBSD) Method.”
  • EBSD Electron Backscatter Diffraction
  • the area and area ratio of ferrite, bainite, martensite, and pearlite can be measured using the following method. That is, the same square area as that used for the observation of retained austenite above is etched with nital solution, and photographed (magnification: 5000x) with a field emission scanning electron microscope (FE-SEM). From the resulting structural photograph, the ratio of each structure obtained using the point counting method at 2 ⁇ m intervals (grid arrangement) is taken as the area ratio.
  • Ferrite has a granular or needle-like shape and does not contain iron-based carbides inside.
  • Bainite has a lath-like shape (lath structure) and is a region in which iron-based carbides with a major axis of 20 nm or more are present and elongated in the same direction inside the lath structure.
  • Fresh martensite has a lath structure and is a region that does not contain iron-based carbides with a major axis of 20 nm or more.
  • Tempered martensite has a lath structure and is a region that contains iron-based carbides with a major axis of 20 nm or more, and the carbides are elongated in multiple different directions.
  • the above-mentioned visual identification will not be performed on areas that have been determined to be retained austenite in the previous identification of retained austenite.
  • the area ratio will be calculated as a ratio to the total area of the observation range, including the retained austenite area.
  • the area ratio of each texture shall be calculated by multiplying the area ratio of each texture by 100/(total area ratio of each texture).
  • the profile function of the Mn concentration at a predetermined position 50 ⁇ m from the surface in the sheet thickness direction satisfies the following formulas (1) and (2).
  • the profile function of the Mn concentration is a discrete function that indicates the change in the Mn concentration measured along a certain straight line, as will be described below.
  • the direction in which the anisotropy of Mn segregation is strongest is the y-axis in a coordinate system, with the unit of y being mm.
  • [Mn] is the Mn content of the base material expressed in mass%.
  • f'(y) is subjected to a two-dimensional discrete Fourier transform (2D-DFT, hereinafter also referred to simply as "Fourier transform”) to express it as a function F(k) of wave number k (unit: mm -1 ), and the real part of F(k) at wave number k is defined as a(k) and the imaginary part is defined as b(k), It is stipulated that:
  • the maximum value of c(k) is determined by the wave number k, and k at that time is expressed as follows: k>1.5... (1) (Maximum value of c(k)) ⁇ -0.0044[Mn] 2 +0.06[Mn] +0.012 ... (2) Meet the following.
  • the direction in which the anisotropy of Mn segregation is strongest i.e., the direction of the y-axis (y direction)
  • y direction the direction in which the anisotropy of Mn segregation is strongest.
  • a Mn concentration profile image showing the two-dimensional distribution of Mn concentration is obtained in a 2.0 mm x 2.0 mm region located 50 ⁇ m from the surface in the thickness direction.
  • This image is then binarized and Fourier transformed, and the straight line with the highest brightness in the resulting 2D-DFT image is determined.
  • the direction parallel to this straight line is defined as the y direction.
  • the y-direction profile function f(y) is a function that passes through the coordinates (measurement points) where the Mn concentration is maximum and minimum in the measurement region. Since there can be two or more points each that give the maximum and minimum values of Mn concentration, this function may be two or more.
  • c(k) is determined using the method described above. In the steel sheet of the present invention, the maximum c(k) and the k that gives that c(k) satisfy the above formulas (1) and (2). Equation (1) indicates that the wave number k is large, i.e., the period of f(y) is short.
  • c(k) corresponds to the amplitude of f(y)
  • the maximum value of c(k) being smaller than a certain threshold value means that the amplitude, i.e., the maximum deviation of the Mn concentration, is smaller than a certain threshold value.
  • the present invention was made based on the inventors' empirical discovery that a certain threshold value can be expressed as a function of the Mn concentration.
  • the profile function, the maximum c(k), and the k that gives that c(k) are determined according to the flowchart shown in Figure 1. Below, we will explain in more detail how to determine the profile function, the maximum c(k), and the k that gives that c(k), with reference to the drawings.
  • FIG 2 is a diagram explaining the measurement positions on the steel plate.
  • the Mn concentration profile image acquisition area 12 is a 2.0 mm x 2.0 mm area 50 ⁇ m from the surface of the steel plate 11 in the plate thickness direction (the direction of the x-axis in Figure 2) and perpendicular to the plate thickness direction (parallel to the rolling and plate width direction). Even if the rolling direction of the steel plate to be measured is unknown, the direction with the greatest Mn segregation will be determined as the y direction using the method described below, so there is no need to specify the y direction at this stage; the orientation of the 2.0 mm x 2.0 mm area does not matter as long as it is perpendicular to the plate thickness direction (parallel to the rolling and plate width direction).
  • Figure 3(a) is an example of the determined Mn concentration profile image (two-dimensional distribution of Mn concentration). This image is binarized and then Fourier transformed to determine the y-direction.
  • Figure 3(b) shows the binarized EPMA image of Figure 3(a).
  • Figure 3(c) shows the Fourier transformed image of Figure 3(b).
  • the extension direction of the white line 21 (the direction parallel to the straight line (shape) with the highest brightness) is defined as the y-direction.
  • the y-direction can be positive or negative.
  • the white line 21 is the direction in which Mn segregation is greatest.
  • contrast adjustment may be performed before binarization to further emphasize the segregation.
  • EPMA surface analysis is measured at a pitch of 10 ⁇ m or less.
  • the y direction determined in this way is generally the width direction of the steel plate, and the direction perpendicular to the width direction and thickness direction is the rolling direction.
  • the image analysis software ImageJ is used to convert the image obtained from EPMA surface analysis to grayscale (8-bit display). It is then binarized so that the concentration deviation is emphasized. The direction of the white lines does not change regardless of how the binarization threshold is set, so it can be adjusted appropriately to maximize the emphasis on the white lines.
  • the post-Fourier transform image can be obtained using ImageJ's two-dimensional discrete Fourier transform (FFT) function.
  • the Mn concentration profile function f(y) is determined.
  • f(y) is the function of a line drawn through the point with the highest Mn concentration in the Mn concentration distribution obtained by EPMA.
  • a second f(y) is determined as the Mn concentration profile function of a line drawn through the point with the lowest Mn concentration in the Mn concentration distribution obtained by EPMA. If there are multiple highest and lowest Mn concentration points, a line is drawn for each to determine the Mn concentration profile function. In other words, at least two Mn concentration profile functions are obtained, and three or more may be obtained.
  • Figure 4 shows an example in which two lines are drawn as the y-axis along which the Mn concentration profile function is to be obtained: line 31L passing through point 31 with the lowest Mn concentration, and line 32L passing through point 32 with the highest Mn concentration.
  • a new function f'(y) is calculated for each Mn concentration profile function f(y), as described above. Then, as described above, f'(y) is Fourier transformed to represent a function F(k) of wavenumber k (unit: mm ⁇ 1 ), and c(k) is calculated.
  • F(k) of wavenumber k unit: mm ⁇ 1
  • c(k) is calculated.
  • the largest value of c(k) calculated from each profile function is adopted as the maximum c(k) for the steel sheet. Then, this maximum c(k) and the k that gives this maximum c(k) are evaluated to see if they satisfy the above-mentioned formulas (1) and (2).
  • k is the wave number of the long-period fluctuations in Mn concentration, and c(k) indicates the amplitude at that time.
  • the period of the Mn concentration fluctuations is limited to long periods for the following reasons.
  • changes in Mn concentration are known to occur as a distribution in the temperature range where the liquid and solid phases coexist (enrichment in the liquid phase), and as a distribution in the temperature range where the austenite and ferrite phases coexist (enrichment in the austenite phase).
  • Concentration changes during solidification cause Mn to concentrate in the central layer where solidification is delayed, and between the dendritic structures during solidification.
  • Concentration changes related to transformation also cause Mn to concentrate in the martensite phase and retained austenite phase that existed as the austenite phase until the final stage of the heat treatment process, as well as in carbides that have a high affinity with Mn.
  • concentration changes related to solidification have a long fluctuation period (the size of the structure that causes distribution) of the order of 0.1 mm to several tens of mm, due to the high temperature and little effect of processing.
  • Concentration changes related to transformation have a short fluctuation period (the size of the structure that causes distribution) of a few ⁇ m to several tens of ⁇ m, due to the relatively low temperature range involved in transformation and the processing recrystallization that occurs when rolling is applied to ensure the various properties of the steel plate.
  • concentration changes related to transformation are relatively small because the steel plate manufacturing process is continuous (continuous hot rolling, continuous annealing), and the time over which element distribution occurs is short.
  • the inventors conducted a study focusing on the effect that such changes in Mn concentration have on the deformation behavior of steel sheets during bending. As a result, they found that bending properties can be significantly improved by appropriately specifying a concentration change on the order of mm, rather than a concentration change on the order of ⁇ m, within the ranges of formulas (1) and (2) above. The reason for this is not clear, but is thought to be as follows.
  • the key to deformation behavior during steel sheet processing is thought to be the difference in behavior between hard martensite and soft ferrite. Since deformation is thought to be concentrated in the soft ferrite, the key point is thought to be how to reduce the concentration of deformation in the soft ferrite. Furthermore, the bending process used in applications where the steel sheet of the present invention is used involves bending radii on the order of millimeters, and differences in deformation concentration in the millimeter range must also be considered.
  • the concentration changes on the order of ⁇ m which are primarily related to transformation, are small in magnitude and likely have little effect on bendability.
  • the sheet is elongated by at least approximately 100 times in the rolling direction, so long-term deviations in Mn concentration in the rolling direction do not affect the deformation behavior during bending.
  • the concentration distribution described above is generally a distribution in the sheet width direction, and the y direction defined above corresponds to this direction.
  • the present invention considers the above concentration distribution to be satisfied in the direction perpendicular to the sheet thickness direction, which is determined by the Mn concentration distribution in a cross section perpendicular to the sheet thickness direction.
  • the structure within the range of 50 ⁇ m from the surface is not particularly limited.
  • it may be the same as the metal structure at a depth of 1 ⁇ 4 of the sheet thickness described above.
  • the steel sheet of the present invention described above exhibits excellent bendability due to the controlled Mn concentration distribution in the surface layer.
  • the metal structure in a region 50 ⁇ m from the surface may be controlled.
  • the metal structure in a 100 ⁇ m square region of a cross section parallel to the rolling direction and the plate thickness direction may contain, in area ratio, 50% or more of ferrite and 0-50% total of one or more of martensite, bainite, pearlite, and retained austenite, and the ratio Hs/Hc of the Vickers hardness (Hs) in the region 50 ⁇ m from the surface to the Vickers hardness (Hc) at 1/4 the plate thickness may satisfy Hs/Hc ⁇ 0.65.
  • the metal structure within 50 ⁇ m from the surface can be identified in the same way as the metal structure at a depth of 1/4 of the plate thickness described above.
  • ⁇ Tensile strength> The tensile strength and uniform elongation are measured by taking a JIS No. 5 tensile test piece described in JIS Z 2241:2011 from the steel plate in a direction perpendicular to the rolling direction and conducting a tensile test in accordance with JIS Z 2241:2011.
  • the bending load and absorbed energy of the steel plate of the present invention are evaluated by the tensile strength, the maximum bending angle based on the VDA standard (VDA238-100) specified by the German Association of the Automotive Industry, and the bending angle at which the load becomes half of the maximum load in the load reduction behavior after the maximum load.
  • the maximum bending angle is measured under the following conditions.
  • the displacement at the maximum load obtained in the bending test is converted to an angle according to the VDA standard to determine the maximum bending angle ⁇ .
  • Test piece dimensions 60 mm x 60 mm Bending ridge: Pressed with a punch so that the bending ridge was perpendicular to the rolling direction.
  • Test method Roll support, punch pressing.
  • Roll diameter ⁇ 30 mm.
  • Punch shape: Tip R 0.4 mm Distance between rolls: 2.0 x plate thickness (mm) + 0.5 mm
  • the bending angle is determined when the load reaches half of the maximum load.
  • the difference between the maximum bending angle and the bending angle at which the load reaches half the maximum load can be used to determine whether the fracture is a brittle fracture or not; if this difference is small, it can be determined to be a brittle fracture, and that the maximum bending angle and the subsequent rapid load reduction have not been suppressed.
  • the tensile strength is 1180 MPa or more
  • the maximum bending angle is more than (7.3t - 37.2t + 100) x 1470 x 1700/(TS x TS), where t is plate thickness (mm), TS is tensile strength (MPa), and the difference between the maximum bending angle and the bending angle at which the load is half the subsequent maximum load is 6° or more. If these are below the lower limit values, there is a risk of earlier fracture when subjected to bending deformation after part processing.
  • the tensile strength may be 1200 MPa or more, 1300 MPa or more, 1400 MPa or more, or 1500 MPa or more.
  • the difference between the maximum bending angle and the subsequent bending angle at which a load equals half the maximum load may be 7° or more, 8° or more, 9° or more, or 10° or more.
  • the thickness of the steel plate of the present invention is 0.6 mm or more and less than 2.2 mm. It may be 0.8 mm or more, 0.9 mm or more, or 1.0 mm or more. It may also be 2.0 mm or less, 1.9 mm or less, or 1.8 mm or less.
  • a steel slab is produced from molten steel having the same composition as that described above.
  • the steel slab is preferably cast by a continuous casting method.
  • the average cooling rate at a depth of 10 mm from the surface of the slab within the temperature range from the liquidus temperature to the solidus temperature is set to 10°C/s or more. This prevents long-period segregation of Mn in the surface layer. If the average cooling rate is less than 10°C/s, it becomes difficult to reduce the segregation of Mn in the surface layer of the final product even when the hot rolling conditions described below are applied.
  • the average cooling rate is preferably 15°C/s or more, and more preferably 20°C/s or more.
  • Hot rolling begins without cooling the cast slab below 500°C.
  • the cooling rate of slabs is slow due to their thick thickness.
  • transformation progresses at a transformation temperature corresponding to the alloy concentration in each location, causing alloy distribution and widening deviations in alloy concentration, which is undesirable. Therefore, the cast slab is inserted into a reheating furnace without reheating, maintaining a temperature of 500°C or above without lowering the temperature below 500°C, or without lowering the temperature below 500°C, and is then subjected to the next process of hot rolling.
  • a temperature of 550°C or above is preferred, and 600°C or above is even more preferred.
  • reheating before hot rolling is preferably at 1150°C or higher to fully dissolve borides, carbides, etc. Furthermore, to prevent excessive scale loss, it is preferable to keep it at 1350°C or lower. Holding the slab at around 1250-1350°C for 5-25 hours can also serve the purpose of homogenization. This promotes alloy diffusion, makes the distribution of Mn more uniform, and suppresses microsegregation.
  • the heating holding time is preferably 15 hours or less, and more preferably 10 hours or less, to prevent excessive scale loss.
  • the heated slab may be subjected to rough rolling before finish rolling in order to adjust the plate thickness or the like.
  • rolling may be performed not only in the thickness direction but also in the width direction one or more times. Rolling by 3% or more in the width direction per time is preferable because lattice defects are introduced into the steel sheet due to plastic deformation, promoting the diffusion of Mn. Rolling by 3% or more in the width direction may be performed at any time before finish rolling.
  • the width direction rolling per time is preferably 10% or more, more preferably 30% or more.
  • the width direction rolling deformation rate per time should be 50% or less, preferably 40% or less.
  • the temperature, reduction rate, and number of times of rough rolling are not limited. If multiple rough rolling passes are performed, the slab may be reheated in between.
  • point A3 is the temperature defined by the following formula. Each element symbol indicates the content (mass%) of that element.
  • the left side of equation (4) represents the time (seconds) from the final stage of hot rolling to the start of cooling.
  • "Cooling” here refers to cooling at a cooling rate of 40°C/s or more in the temperature range from the finishing temperature described below to 750°C. If this time exceeds 1.3 seconds, the steel plate will be slowly cooled during this time, which will promote alloy distribution and increase the deviation in Mn concentration.
  • Hot-rolled steel sheet is cooled from the finishing temperature to 750°C at a cooling rate of 40°C/s or more, and then cooled to the coiling temperature at a cooling rate of 15°C/s or more.
  • These cooling rates are the minimum cooling rates, meaning that cooling is always at 40°C/s or more from the finishing temperature to 750°C, and at 15°C/s or more to the coiling temperature.
  • a cooling rate of more than 200°C/s becomes difficult to control, so it is preferably 200°C/s or less.
  • the pearlite transformation start temperature can be lowered, alloy enrichment in cementite can be suppressed, and deviations in Mn concentration can be suppressed.
  • the cooling rate exceeds 200°C/s, control becomes difficult, so it is preferably 200°C/s or less.
  • the coiling temperature is preferably 650°C or lower. If the coiling temperature is too high, the surface property deteriorates due to surface oxidation, and the surface property of the final product tends to deteriorate.
  • the coiling temperature is more preferably 600°C or lower, and even more preferably 550°C or lower. On the other hand, if the coiling temperature is 500°C or lower, the hot-rolled steel sheet hardens, making cold rolling difficult, and therefore the coiling temperature is preferably 500°C or higher.
  • the steel sheet may be pickled after coiling.
  • Cold rolling process Thereafter, the steel sheet is subjected to cold rolling to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the cold rolling conditions are not particularly limited and may be performed according to conventional methods.
  • the rolling reduction may be, for example, 10 to 60%.
  • the steel sheet (cold-rolled steel sheet) after the cold rolling process is heated to a temperature range of at least A3 point -30°C and annealed by holding at that temperature for 10 seconds or more. It is preferable to raise the temperature from 400°C to the A1 point at a heating rate of 15°C/s or more. This suppresses the concentration of alloys in cementite and allows for a uniform distribution of Mn. By holding the temperature in this temperature range, austenite is generated during annealing, making it easier to obtain a predetermined amount of martensite as the final structure. This makes it easier for the steel sheet to achieve the desired tensile strength. Holding temperatures above 950°C decrease productivity.
  • a holding temperature of 950°C or less is preferable, and 900°C or less is more preferable. If the holding time is less than 10 seconds, the cementite precipitated in the previous process and up to the holding temperature is not sufficiently dissolved, resulting in a localized distribution of Mn in the surface layer.
  • the holding time may be 400 seconds or less.
  • the cold-rolled steel sheet may be cooled, held, quenched, or tempered. Furthermore, hot-dip galvanizing or alloying may be performed.
  • point A1 is the temperature defined by the following formula. Each element symbol indicates the content (mass%) of that element.
  • the dew point of the annealing atmosphere is not limited.
  • the cold-rolled steel sheet may be cooled, held, quenched, or tempered to form the desired structure at the quarter-depth position. It may also be hot-dip galvanized or alloyed.
  • the dew point of the atmosphere during heating from the temperature rise to the heating stage during the annealing process is set to -30°C or higher and 20°C or lower, and the holding time in the temperature range of -30°C or higher from the A3 point, is set to 60 seconds or longer, this will accelerate decarburization of the steel sheet surface during annealing and promote the formation of ferrite in the steel sheet surface at the maximum heating temperature and during subsequent cooling, making it possible to achieve a ferrite area ratio of 50% or higher in the surface layer and a combined area ratio of one or more of martensite, bainite, pearlite, and retained austenite of 0-50%, which is preferable because it allows the ratio Hs/Hc of the Vickers hardness (Hs) of the soft surface portion to the Vickers hardness (Hc) at the 1/4 depth position to be 0.65 or lower.
  • the above method reduces the deviation in Mn concentration in the surface layer, resulting in a steel plate with a large maximum bending angle and suppressed sudden load loss after the maximum bending angle.
  • the steel plate was manufactured using the following procedure.
  • the cast slab or the homogenized slab was then inserted into a heating furnace at the temperature shown in Table 2 and maintained at the temperature shown in Table 2.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was coiled at the coiling temperature shown in Table 2.
  • the coiling temperature is the temperature of the steel sheet surface.
  • the coiled steel sheet was cold-rolled at the reduction rate shown in Table 2 to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the resulting cold-rolled steel sheets were then annealed under the conditions listed in Table 2.
  • the "heating rate” for “annealing” refers to the average heating rate from 400°C to point A1.
  • reference holding temperature refers to point A3 - 30°C
  • the “holding temperature judgment” was rated as “ ⁇ ” if the holding temperature was point A3 - 30°C (reference holding temperature) or higher, and “ ⁇ ” if it was less than point A3 - 30°C.
  • Table 3 shows the properties of the obtained steel plate.
  • ⁇ + B,” “P + ⁇ ,” and “FM + TM” respectively represent the total area ratio of ferrite and bainite, the total area ratio of pearlite and retained austenite, and the total area ratio of fresh martensite and tempered martensite at a depth of 1/4 of the sheet thickness.
  • surface layer ⁇ represents the area ratio of ferrite in the surface layer
  • surface layer M + B + P + ⁇ represents the total area ratio of martensite, bainite, pearlite, and retained austenite in the surface layer.
  • the method for measuring the area ratios is as described above. Quantitative evaluation of the microstructure was performed in the sheet thickness direction, on the metallographic structure at a depth of 1/4 of the sheet thickness from the surface.
  • surface refers to the surface of the steel sheet excluding the coating layer if the steel sheet is a plated steel sheet with a coating layer, and to the outermost surface of the steel sheet if the steel sheet is not provided with a coating layer.
  • quantitative evaluation of the microstructure was performed after removing the coating layer.
  • the wavenumber k giving the maximum value of c(k),""the right side of equation (2),” and “the maximum value of c(k)” refer to the Mn concentration profile in the range of 50 ⁇ m from the surface in the thickness direction in a cross section perpendicular to the thickness direction, as described above.
  • the Mn concentration profile was measured using EPMA as described above.
  • Equation (2) judgment was marked with " ⁇ ” when equation (2): (maximum value of c(k)) ⁇ -0.0044[Mn] 2 + 0.06[Mn] + 0.012 was satisfied, and marked with " ⁇ " when it was not satisfied.
  • ⁇ Tensile strength> The tensile strength and uniform elongation were measured by taking a JIS No. 5 tensile test piece described in JIS Z 2241:2011 from the steel sheet in a direction perpendicular to the rolling direction and conducting a tensile test in accordance with JIS Z 2241:2011.
  • the maximum bending angle was evaluated under the following measurement conditions based on the VDA standard (VDA238-100) established by the German Association of the Automotive Industry.
  • VDA238-100 the displacement at maximum load obtained in the bending test was converted to an angle according to the VDA standard to determine the maximum bending angle ⁇ .
  • Test piece dimensions 60 mm x 60 mm Bending ridge: Pressed with a punch so that the bending ridge was perpendicular to the rolling direction.
  • Test method Roll support, punch pressing.
  • Roll diameter ⁇ 30 mm.
  • Punch shape: Tip R 0.4 mm Distance between rolls: 2.0 x plate thickness (mm) + 0.5 mm
  • the maximum bending angle was greater than (7.3t2 - 37.2t + 100) x 1470 x 1700/(TS x TS) (t: plate thickness (mm), TS: tensile strength (MPa)), and the difference between the maximum bending angle and the bending angle at which the load is half the subsequent maximum load was 6° or more, it was determined that the properties were good and the problem of the present invention was solved.
  • the "standard maximum bending angle" in Table 3 indicates the value of (7.3t2 - 37.2t + 100) x 1470 x 1700/(TS x TS).
  • the "maximum bending angle judgment" was rated as " ⁇ ” if the maximum bending angle was greater than the standard maximum bending angle, and " ⁇ " if it was equal to or less than the standard maximum bending angle.
  • Inventive examples Nos. 1 to 23, 36, and 37 exhibited favorable properties.
  • Nos. 36 and 37 had annealing atmosphere dew points within a favorable range, resulting in a larger maximum bending angle compared to steel sheets with comparable tensile strength.
  • No. 24 had a low average cooling rate within the temperature range from the liquidus temperature to the solidus temperature during casting.
  • Mn segregation in the surface layer was not reduced.
  • the value of the wave number k that gives the maximum value of c(k) was below 1.5. This means that the period of the Mn concentration is large, i.e., the interval between solidification segregations is large.
  • the above formula (2) was not satisfied, i.e., the maximum value of c(k) became large. This means that the deviation in Mn concentration became large.
  • the difference between the maximum bending angle and the bending angle at which the load was 1/2 of the subsequent maximum load became small. In other words, it was determined to have been a brittle fracture.
  • No. 26 does not satisfy the above formula (4).
  • the time from the final stage of hot rolling to the start of cooling was long.
  • alloy distribution progressed, and the above formula (2) was not satisfied; in other words, the deviation in Mn concentration increased.
  • the difference between the maximum bending angle and the subsequent bending angle at which the load was half the maximum load became smaller. In other words, it was determined to have been a brittle fracture.
  • No. 27 had a low hot rolling finishing temperature.
  • the transformation of ⁇ (austenite) into ferrite in the surface layer was not sufficiently suppressed, and the above formula (2) was not satisfied; in other words, the Mn concentration deviation was large.
  • the maximum bending angle was small.
  • the difference between the maximum bending angle and the subsequent bending angle at which the load was half the maximum load was small. In other words, it was determined to have been a brittle fracture.
  • No. 28 had a slow cooling rate from the hot rolling finishing temperature to 750°C.
  • the ferrite transformation start temperature was raised, alloy distribution could not be sufficiently suppressed, and the above formula (2) was not satisfied; in other words, the deviation in Mn concentration could not be suppressed.
  • the maximum bending angle was small.
  • the difference between the maximum bending angle and the subsequent bending angle at which the load was half the maximum load was small. In other words, it was determined to have been a brittle fracture.
  • No. 30 had a low holding temperature during annealing. As a result, the desired martensite was not obtained. As a result, the tensile strength was low and the maximum bending angle was small.
  • No. 31 had a short holding time during annealing.
  • the cementite that had precipitated in the previous process and up to the holding temperature did not dissolve sufficiently, and the above formula (2) was not satisfied; in other words, a deviation in the Mn concentration occurred in the surface layer.
  • the maximum bending angle was smaller.
  • the difference between the maximum bending angle and the bending angle at which the load was half the subsequent maximum load was also smaller. In other words, it was determined to have been a brittle fracture.
  • No. 32 had a high Si content. This promoted the enrichment of Mn in the iron-based carbides, and the above formula (2) was not satisfied; in other words, the deviation in alloy concentration increased. As a result, the difference between the maximum bending angle and the subsequent bending angle at which the load was half the maximum load became smaller. In other words, it was determined to have been a brittle fracture.
  • No. 33 had a high Al content.
  • ferrite formation was promoted in the surface layer before ROT cooling during hot rolling, and the above formula (2) was not satisfied; in other words, the Mn concentration deviation in the surface layer increased.
  • the difference between the maximum bending angle and the subsequent bending angle at which the load was half the maximum load became smaller. In other words, it was determined to have been a brittle fracture.
  • No. 34 had a high Mn content. This accelerated Mn concentration in the iron-based carbides, and the above formula (2) was not satisfied; in other words, the deviation in alloy concentration increased. Furthermore, the number of MnS particles in the surface layer was high, accelerating crack initiation. As a result, the difference between the maximum bending angle and the subsequent bending angle at which the load was half the maximum load became smaller. In other words, it was determined to have been a brittle fracture.
  • No. 35 has a low Mn content. As a result, the desired martensite fraction was not obtained due to insufficient quenching after annealing, resulting in low tensile strength.

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Abstract

本発明は、最大曲げ角の大きい鋼板を提供することを課題とする。本発明の鋼板は、所定の成分組成、金属組織を有し、板厚方向に垂直な断面において、表面から板厚方向に５０μｍの範囲のＭｎ濃度のプロファイルに関し、板厚方向に垂直な方向をであってＭｎ偏析の異方性が最も強い方向ｙ軸とした座標系で、ｙ方向のＭｎ濃度のプロファイル関数を、f(y)とおき、新たに関数f'(y)をf'(y)＝f(y)－[Mn]（[Mn]は母材のＭｎの含有量を質量％で表した値）と定め、さらに、f'(y)を、２次元離散フーリエ変換し、波数k（単位：ｍｍ-1）の関数F(k)と表し、F(k)の波数ｋにおける実部をa(k)、虚部をb(k)とおき、 と定めるとき、波数ｋと、波数ｋで定められるc(k)のうち、最大の値を与えるk、そのときのc(k)について、k＞1.5、(c(k)の最大値)＜－0.0044[Mn]2＋0.06[Mn]＋0.012を満たす。

Description

鋼板及びその製造方法
　本発明は鋼板に関する。
　サイドメンバーなど自動車の骨格部材に用いられる鋼板は、車内の人命保護の観点から、衝突時にエネルギーを受けても曲げ変形を抑制できるだけの材料強度が求められる。一方で、自動車用部材の軽量化のニーズから、鋼板の薄手化に伴う鋼板のさらなる高強度化が進んでいる。
　特許文献１は、成形性に優れた高強度冷延鋼板を開示している。この高強度冷延鋼板は、鋼板表面から５μｍ深さまでの表層部における平均Ｍｎ濃度が所定の範囲であり、引張強さが９８０ＭＰａ以上、降伏強度が６９０ＭＰａ以上８５０ＭＰａ以下、全伸びが１２％以上であり、曲げ角度を９０°としたＶブロック法による曲げ試験において割れの発生しない最小の内側半径（ｍｍ）を板厚（ｍｍ）で除した値が１．０以下である。
　特許文献２は、Ｍｎの局所的な濃度分布を制御した鋼板を開示している。この鋼板は、焼付硬化性向上を目的とし、厚さ方向断面における質量％での、Ｍｎ含有量の上限値Ｃ１と、Ｍｎ含有量の下限値Ｃ２との比Ｃ１／Ｃ２が１．５以下である。
　特許文献３は、プレス成形性に優れ、かつ、プレス成形及び焼き付け塗装を行った後でも靭性に優れる鋼板を開示している。この鋼板を得るための技術として、最終焼鈍前のミクロ組織をラス状であるベイナイトやマルテンサイトを主体とすることで、焼鈍加熱時に転位を介したＭｎの拡散を促進し、オーステナイト中のＭｎ濃度を均質化する技術が開示されている。
特開２０１４－０５１６８３号公報 国際公開第２０１９／０９３４２９号 国際公開第２０２２／０８０４９７号
　鋼板強度の上昇に伴い脆性破断のリスクが上昇する。特に、自動車用鋼板の高強度化のためのミクロ組織制御のために高濃度で添加されるＭｎは、材料を脆化させることが知られている。
　本発明は、Ｍｎ偏析に注目し、従来に比べ、曲げ荷重と吸収エネルギーの双方を高めた鋼板を提供することを課題とする。
　本発明者らは、単に母材を高強度化した場合、Ｍｎ濃度が局所的に高い領域が存在し、この領域で材料が脆化し、ミクロな初期亀裂の伝播に対する抵抗が下がり、亀裂の進展を促進することで、最終的な板破断までの吸収エネルギーが低下することを知見した。特に、曲げ変形時に与えられるひずみ量が内部に比べ相対的に大きい表層において、Ｍｎ濃度分布の偏差が大きい場合、より吸収エネルギーの低下が顕著だった。以上から、鋼板の高強度化に加えて、表層のＭｎ濃度分布の偏差を抑制することによって、衝突時の大変形を抑制できると知見し、表層のＭｎ濃度分布の偏差を抑制する手法を検討した。
　鋳造時の偏析等によってＭｎの濃度の偏差が生じると、それにより、焼鈍時に、Ｍｎ濃度の高いところはマルテンサイト、Ｍｎ濃度の低いところはフェライトとなるため、局所的な硬度差が発生し、曲げた際に割れの起点になりやすい。また、硬質相は靭性が低いが、これに加えてＭｎ濃度が高い場合、粒界が脆化するためミクロな亀裂の伝播がより促進されやすくなる。特に、鋼板の表層領域における板面内方向でのＭｎの濃度偏差は、曲げ変形における歪が表層領域に集中することも相まって、曲げ特性に大きな影響を及ぼす。具体的には、Ｍｎの濃度偏差が大きいほど、曲げ変形時に最大荷重に到達した後、脆化組織内で亀裂の開口・伝播が急速に進行し、これが周囲の組織に伝播することによって荷重低下が急激に進行し脆性的に破断する傾向にある。したがって、マルテンサイトを主体とする鋼板の製造において表層での板面内方向でのＭｎの濃度偏差を小さくすることが、曲げ性の改善に重要となる。
　本発明者らは表層のＭｎの濃度偏差を小さくする方法を鋭意検討した。その結果、鋳造後熱間圧延の加熱炉に挿入される時のスラブの温度と、熱間圧延における仕上げ温度と、圧延終了後から冷却開始までの時間を制御することによって、表層のＭｎの濃度分布を、曲げ特性に好ましい形態に制御できることを見出した。
　本発明は上記の知見に基づき、さらに検討を進めることでなされたものであって、その要旨は以下のとおりである。
　［１］成分組成が、質量％で、Ｃ：０．１４～０．３５％、Ｓｉ：０．０１～２．００％、Ｍｎ：１．０～４．０％、Ａｌ：０～０．３０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０５００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００６０％以下、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｍｏ：０～１．０００％、Ｃｒ：０～２．００％、Ｃｏ：０～０．５０％、Ｔｉ：０～０．３００％、Ｎｂ：０～０．３０％、Ｖ：０～０．５０％、Ｔａ：０～０．１００％、Ｗ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０４００％、Ｍｇ：０～０．０４０％、ＲＥＭ：０～０．０４００％、Ｚｒ：０～０．０５０％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｓｎ：０～０．０５％、Ｓｂ：０～０．０５％、及びＡｓ：０～０．０５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物である鋼板であって、
　前記鋼板の板厚１／４の深さにおける金属組織が、面積率で、フェライト及びベイナイトの合計：０～４０％、フレッシュマルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトの合計：５０～１００％、パーライト及び残留オーステナイトの合計：０～１０％であり、
　前記鋼板の表面から板厚方向に５０μｍの位置で板厚方向に垂直な断面で、Ｍｎ偏析の異方性が最も強い方向をｙ軸とした座標系で、
　ｙの単位をｍｍとし、ｙ方向のＭｎ濃度（単位：質量％）のプロファイル関数を、f(y)とおき、新たに関数f’(y)を
　　　f’(y)＝f(y)－[Mn]
　　（[Mn]は母材のＭｎの含有量を質量％で表した値である）
と定め、
　さらに、f’(y)を、２次元離散フーリエ変換し、波数k（単位：ｍｍ-1）の関数F(k)と表し、
　F(k)の波数ｋにおける実部をa(k)、虚部をb(k)とおき、
と定めるとき、
　波数ｋと、波数ｋで定められるc(k)の最大値、及びそのときのkについて、
　　k＞1.5 　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　…　 (1)
　　(c(k)の最大値)＜－0.0044[Mn]2＋0.06[Mn]＋0.012　　…　 (2)
を満たす
ことを特徴とする鋼板。
　［２］前記成分組成が、質量％で、Ｏ：０．０００１～０．００６０％、Ｃｕ：０．０１～１．００％、Ｎｉ：０．０１～１．００％、Ｍｏ：０．００１～１．０００％、Ｃｒ：０．０１～２．００％、Ｃｏ：０．０１～０．５０％、Ｔｉ：０．００１～０．３００％、Ｎｂ：０．０１～０．３０％、Ｖ：０．０１～０．５０％、Ｔａ：０．００１～０．１００％、Ｗ：０．０１～１．００％、Ｃａ：０．０００１～０．０４００％、Ｍｇ：０．００１～０．０４０％、ＲＥＭ：０．０００１～０．０４００％、Ｚｒ：０．００１～０．０５０％、Ｂ：０．０００１～０．０１００％、Ｓｎ：０．０１～０．０５％、Ｓｂ：０．０１～０．０５％、及びＡｓ：０．００１～０．０５０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記［１］の鋼板。
　［３］　前記鋼板の板厚方向に平行な断面において、表面から板厚方向に５０μｍの範囲における金属組織が、面積率で、フェライト：５０％以上、マルテンサイト、ベイナイト、パーライト、残留オーステナイトの１種又は２種以上の合計：０～５０％
を含有し、表面から板厚方向に５０μｍの範囲のビッカース硬さ（Ｈｓ）、及び板厚１／４位置のビッカース硬さ（Ｈｃ）の比Ｈｓ／ＨｃがＨｓ／Ｈｃ≦０．６５を満足する前記［１］又は［２］の鋼板。
　［４］前記［１］又は［２］の鋼板を製造する方法であって、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．１４～０．３５％、Ｓｉ：０．０１～２．００％、Ｍｎ：１．０～４．０％、Ａｌ：０～０．３０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０５００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００６０％以下、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｍｏ：０～１．０００％、Ｃｒ：０～２．００％、Ｃｏ：０～０．５０％、Ｔｉ：０～０．３００％、Ｎｂ：０～０．３０％、Ｖ：０～０．５０％、Ｔａ：０～０．１００％、Ｗ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０４００％、Ｍｇ：０～０．０４０％、ＲＥＭ：０～０．０４００％、Ｚｒ：０～０．０５０％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｓｎ：０～０．０５％、Ｓｂ：０～０．０５％、及びＡｓ：０～０．０５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物である溶鋼を、鋳片表面から１０ｍｍの深さ位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度が１０℃／秒以上となる条件で鋳造する鋳造工程と、
　前記鋳造工程で鋳造したスラブを、５００℃未満に冷却することなく、仕上げ温度ＦＴを７５０℃超、さらに下記式（３）、式（４）を満たす条件で圧延する熱間圧延工程と、
　前記熱間圧延工程で圧延した熱延鋼板を、仕上げ温度ＦＴから７５０℃までを４０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、巻取温度までを１５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却したのち巻取る巻取工程と、巻取り後の熱延鋼板を冷間圧延する冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程で圧延した冷延鋼板を、下記式（５）で求められるＡ３点－３０℃以上の温度まで加熱し、１０秒以上保持する焼鈍工程とを含むことを特徴とする鋼板の製造方法。
　Ａ３＝９１０－２０３√Ｃ＋４４．７Ｓｉ－３０Ｍｎ＋７００Ｐ－２０Ｃｕ
　　　　－１５．２Ｎｉ－１１Ｃｒ＋３１．５Ｍｏ＋４００Ｔｉ＋１０４Ｖ＋１２０Ａｌ
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　…（５）
　ここで、
であり、式（５）の元素記号は、当該元素の含有量（質量％）である。
　［５］前記［３］の鋼板を製造する方法であって、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．１４～０．３５％、Ｓｉ：０．０１～２．００％、Ｍｎ：１．０～４．０％、Ａｌ：０～０．３０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０５００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００６０％以下、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｍｏ：０～１．０００％、Ｃｒ：０～２．００％、Ｃｏ：０～０．５０％、Ｔｉ：０～０．３００％、Ｎｂ：０～０．３０％、Ｖ：０～０．５０％、Ｔａ：０～０．１００％、Ｗ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０４００％、Ｍｇ：０～０．０４０％、ＲＥＭ：０～０．０４００％、Ｚｒ：０～０．０５０％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｓｎ：０～０．０５％、Ｓｂ：０～０．０５％、及びＡｓ：０～０．０５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物である溶鋼を、鋳片表面から１０ｍｍの深さ位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度が１０℃／秒以上となる条件で鋳造する鋳造工程と、
　前記鋳造工程で鋳造したスラブを、５００℃以上まで冷却後に熱間圧延の加熱炉に挿入し、下記式（３）、式（４）を満たす条件で圧延する熱間圧延工程と、
　前記熱間圧延工程で圧延した熱延鋼板を、仕上げ温度ＦＴから７５０℃までを４０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、巻取温度までを１５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却したのち巻取る巻取工程と、巻取り後の熱延鋼板を冷間圧延する冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程で圧延した冷延鋼板を、露点が－３０℃以上、２０℃以下の雰囲気の中で、下記式（５）で求められるＡ３点－３０℃以上の温度まで加熱し、６０秒以上保持する焼鈍工程を含むことを特徴とする鋼板の製造方法。
　Ａ３＝９１０－２０３√Ｃ＋４４．７Ｓｉ－３０Ｍｎ＋７００Ｐ－２０Ｃｕ
　　　　－１５．２Ｎｉ－１１Ｃｒ＋３１．５Ｍｏ＋４００Ｔｉ＋１０４Ｖ＋１２０Ａｌ
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　…（５）
　ここで、
であり、式（５）の元素記号は、当該元素の含有量（質量％）である。
　本発明によれば、従来に比べ、最大曲げ角が大きく、最大曲げ角とその後の急激な荷重低下を抑制した鋼板を提供することができる。ここで、「最大曲げ角」とは、ドイツ自動車工業会で規定されたＶＤＡ基準（ＶＤＡ２３８－１００）に基づいた、最大荷重時の曲げ角度をいうものとする（以下、同じ）。
本発明の鋼板において、プロファイル関数、最大のc(k)とそのc(k)を与えるｋを求める手順を説明する図である。 本発明の鋼板におけるＭｎ濃度プロファイルの測定位置を説明する図である。 本発明の鋼板におけるＭｎ濃度分布の例であり、（ａ）はＥＰＭＡ画像、（ｂ）はＥＰＭＡ画像を二値化した画像（Ｍｎ濃度のプロファイル画像）、（ｃ）は二値化した画像を２次元離散フーリエ変換した画像である。 Ｍｎ濃度のプロファイル関数を取得すべきｙ軸を説明する図である。 Ｍｎ濃度のプロファイル関数の例を示す図である。
　以下、本発明について詳細に説明する。
　＜成分組成＞
　はじめに、本発明の鋼板の成分組成について説明する。以下、成分に関する「％」は「質量％」を意味する。
　（Ｃ：０．１４～０．３５％）
　Ｃは、鋼板の焼き入れ性を高める元素である。また、Ｃはマルテンサイト組織等の硬質組織に含有させることにより強度を高める作用を有する元素である。また、焼付硬化性を高める作用を有する元素でもある。以上のような作用を有効に発揮させるため、Ｃの含有量は０．１４～０．３５％とする。Ｃの含有量の下限は０．１５％、０．１６％、０．１８％、０．２０％であってよい。Ｃの含有量の上限は０．３２％、０．３０％、０．２８％、０．２５％であってよい。
　（Ｓｉ：０．０１～２．００％）
　Ｓｉは、炭化物の生成を抑え、鋼板の成形性を高める。Ｓｉの含有量は０．０１～２．００％とする。Ｓｉの下限は０．０５％、０．１０％、０．１５％、０．２０％であってよい。Ｓｉは溶接性や化成処理性を劣化させるほか、鉄系炭化物中のＭｎ濃化を促進し、合金濃度の偏差を拡大させる元素であるので、Ｓｉの含有量の上限は２．００％、１．８０％、１．５０％、１．２０％であってよい。
　（Ｍｎ：１．０～４．０％）
　Ｍｎは焼き入れ性向上に寄与する元素であり、鋼板の高強度化に有用な元素である。このような作用を有効に発揮するために、Ｍｎの含有量は１．０～４．０％とする。Ｍｎの下限は１．２％、１．５％、１．８％、３．０％であってよい。Ｍｎは本発明の特徴であるＭｎ濃度分布の制御そのものに関係する元素であり、含有量が高い鋼板ほど本発明効果が有効に作用する。一方でＭｎの含有量が高いとＭｎＳが生成しやすくなり、表層で亀裂が発生しやすくなるため、Ｍｎの含有量の上限は３．８％、３．５％、３．２％、３．０％であってよい。
　（Ａｌ：０～０．３０％）
　Ａｌは、脱酸及び炭化物形成元素の歩留まり向上に対して効果を有する元素である。脱酸に用いた場合であっても、最終製造物である鋼板にＡｌが含有される必要はなく、Ａｌの含有量の下限は０である。Ａｌは強力にフェライト生成を促進するので、Ａｌの含有量は０．００１～０．３０％とする。Ａｌの下限は０．０１％、０．０５％、０．０１％、０．０２％であってよい。Ａｌの含有量の上限は０．２５％、０．２０％であってよい。
　（Ｐ：０．１００％以下）
　Ｐは、鋼中に不純物として含有される元素である。Ｐの含有量は低ければ低いほどよく、０でもよい。溶接性の観点から、Ｐの含有量は０．１００％以下とする。Ｐの含有量の低減にはコストがかかるので、Ｐの含有量の下限は０．０００１％、０．００１％、０．００５％であってよい。Ｐの含有量の上限は０．０８０％、０．０６０％、０．０５０％であってよい。
　（Ｓ：０．０５００％以下）
　Ｓは、鋼中に不純物として含有される元素である。Ｓの含有量は低ければ低いほどよく、０でもよい。ＭｎＳの析出量が増加による低温靭性の低下、溶接性の観点から、Ｓの含有量は０．０５００％以下とする。Ｓの含有量の低減にはコストがかかるので、Ｓの含有量の下限は０．０００１％、０．０００５％、０．００１０％であってよい。Ｓの含有量の上限は０．０４００％、０．０３００％、０．０２００％であってよい。
　（Ｎ：０．０１００％以下）
　Ｎは、鋼中に不純物として含有される元素である。Ｎの含有量は低ければ低いほどよく、０でもよい。溶接性の観点から、Ｎの含有量は０．０１００％以下とする。Ｎの含有量の低減にはコストがかかるので、Ｎの含有量の下限は、０．０００１％、０．０００５％、０．００１０％であってよい。Ｎの含有量の上限は、０．００８０％、０．００６０％、０．００５０％であってよい。
　（Ｏ：０．００６０％以下）
　Ｏは、鋼中に不純物として含有される元素である。Ｏの含有量は低ければ低いほどよく、０でもよい。均一伸び特性の観点から、Ｏの含有量は０．００６０％以下とする。Ｏの含有量の低減にはコストがかかるので、Ｏの含有量の下限は、０．０００１％、０．０００３％、０．０００５％であってよい。Ｏの含有量の上限は、０．００５０％、０．００４０％、０．００３０％であってよい。
　（Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｍｏ：０～１．０００％、Ｃｒ：０～２．００％、Ｃｏ：０～０．５０％）
　Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ及びＣｏは、強度の向上に寄与する元素である。これらの元素は、必要に応じて、１種以上の任意の組み合わせが含有されていてもよい。これらの元素の含有は必須ではなく、これらの元素の含有量は０でもよい。含有の効果を十分に得るために、Ｃｕ及びＮｉの含有量の下限は０．００１％、０．０１％、０．０２％、０．０５％であってよく、Ｍｏの含有量の下限は０．０００１％、０．００１％、０．００５％、０．１０％、０．５０％であってよく、Ｃｒの含有量の下限は０．００１％、０．０１％、０．０５％、０．１０％であってよく、Ｃｏの含有量の下限は０．００１％、０．０１％、０．０２％であってよい。また、Ｃｕ及びＮｉの含有量の上限は０．８０％、０．６０％、０．５０％、０．４０％であってよく、Ｍｏの含有量の上限は０．８００％、０．６００％、０．５００％、０．４００％、０．３００％であってよく、Ｃｒの含有量の上限は１．５０％、１．００％、０．５０％、０．３０％であってよく、Ｃｏの含有量の上限は０．４０％、０．３０％、０．２０％、０．１０％であってよい。
　（Ｔｉ：０～０．３００％、Ｎｂ：０～０．３０％、Ｖ：０～０．５０％、Ｔａ：０～０．１００％）
　Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、及びＴａは炭化物の形態制御と強度の向上に寄与する元素である。これらの元素は、必要に応じて、１種以上の任意の組み合わせが含有されていてもよい。これらの元素の含有は必須ではなく、これらの元素の含有量は０でもよい。含有の効果を十分に得るために、Ｔｉの含有量の下限は０．０００１％、０．００１％、０．００５％、０．０１０％であってよく、Ｎｂの含有量の下限は０．００１％、０．０１％、０．０２％、０．０３％、０．０５％であってよく、Ｖの含有量の下限は０．００１％、０．０１％、０．０３％、０．０５％であってよく、Ｔａの含有量の下限は０．０００１％、０．００１％、０．００２％であってよい。また、Ｔｉの含有量の上限は０．２００％、０．１５０％、０．１００％、０．０５０％であってよく、Ｎｂの含有量の上限は０．２５％、０．２０％、０．１５％であってよく、Ｖの含有量の上限は０．４０％、０．３０％、０．２０％であってよく、Ｔａの含有量の上限は０．０８０％、０．０５０％、０．０３０％、０．０２０％であってよい。
　（Ｗ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０４００％、Ｍｇ：０～０．０４０％、ＲＥＭ：０～０．０４００％、Ｚｒ：０～０．０５０％）
　Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、及びＺｒは介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める元素である。ここで、ＲＥＭはＳｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７種類の元素を指し、ＲＥＭの含有量は、これら１７種類の元素の合計の含有量を意味する。これらの元素は、必要に応じて、１種以上の任意の組み合わせが含有されていてもよい。これらの元素の含有は必須ではなく、これらの元素の含有量は０でもよい。含有の効果を十分に得るために、Ｗの含有量の下限は０．００１％、０．０１％、０．０２％であってよく、Ｃａの含有量の下限は０．００００１％、０．０００１％、０．０００５％、０．００１０％であってよく、Ｍｇの含有量の下限は０．０００１％、０．００１％、０．００２％であってよく、ＲＥＭの含有量の下限は０．００００１％、０．０００１％、０．００５％であってよく、Ｚｒの含有量の下限は０．０００１％、０．００１％、０．００２％とであってよい。また、Ｗの含有量の上限は０．８０％、０．６０％、０．４０％、０．２０％であってよく、Ｃａの含有量の上限は０．０２００％、０．０１００％、０．００８０％、０．００５０％であってよく、Ｍｇの含有量の上限は０．０３０％、０．０２０％、０．０１０％であってよく、ＲＥＭの含有量の上限は０．０３００％、０．０２００％、０．０１００％であってよく、Ｚｒの含有量の上限は０．０４０％、０．０２０％、０．０１０％であってよい。
　（Ｂ：０～０．０１００％）
　Ｂは焼き入れ性向上元素であり、焼付硬化用鋼板の高強度化に有用な元素である。Ｂの含有は必須ではなく、Ｂの含有量は０でもよい。含有の効果を十分に得るために、Ｂの含有量の下限は、０．００００１％、０．０００１％、０．０００５％であってよい。Ｂの含有量の上限は、０．００８０％、０．００５０％、０．００３０％であってよい。
　（Ｓｎ：０～０．０５％、Ｓｂ：０～０．０５％、Ａｓ：０～０．０５０％）
　Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓは、原料としてスクラップを用いた場合に鋼板に含有し得る元素である。Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓは少ないほど好ましく、これらの元素の含有量は０％であってもよい。冷間成形性の低下を抑制する観点から、Ｓｎ、Ｓｂの含有量は０．０５％以下、Ａｓの含有量は０．０５０％以下であることが好ましい。Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓの含有量の低減にはコストがかかるので、Ｓｎ、Ｓｂの含有量の下限は０．００１％、０．０１％であってよく、Ａｓ含有量の下限は０．０００１％、０．００１％であってよい。また、Ｓｎ、Ｓｂの含有量の上限は０．０４％以下、０．０３％以下であってよく、Ａｓの含有量の上限は０．０３０％、０．０２０％、０．０１０％であってよい。
　本発明の実施形態に係る鋼板において、上述の元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。不純物とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料をはじめとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明の実施形態に係る鋼板に対して意図的に添加した成分でないものを包含するものである。また、不純物とは、上で説明した成分以外の元素であって、当該元素特有の作用効果が本発明の実施形態に係る鋼板の特性に影響しないレベルで鋼板中に含まれる元素も包含するものである。
　次に、本発明の鋼板の組織について説明する。
　本発明が対象とするようなマルテンサイトを含有する高強度鋼板においては、マルテンサイトを形成した後、適度な熱処理（焼き戻し）により特性を調整する場合がある。この際、マルテンサイトでは有意な組織変化及び特性変化が起きる。この変化前後の組織を「フレッシュマルテンサイト」、「焼き戻しマルテンサイト」と区別する場合があるが、本発明ではこのような区別は不要である。以降、「マルテンサイト」とは、「フレッシュマルテンサイト」、「焼き戻しマルテンサイト」を含めた語として用いる。例えば面積率においては、「マルテンサイトの面積率」とは、「フレッシュマルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトの合計の面積率」を意味する。
　＜板厚１／４の深さにおける金属組織＞
　本発明は、板厚方向に、表面からの深さが板厚の１／４の深さにおける金属組織が、面積率で、フェライト及びベイナイトの合計：０～４０％、マルテンサイト：５０～１００％、パーライト及び残留オーステナイトの合計で０～１０％である。このような組織とすることにより、本発明効果を最大限に活用した高強度を実現した鋼板を得ることができる。ここで、「表面」は、鋼板がめっき層を備えるめっき鋼板である場合は、めっき層を除く鋼板の表面（めっき層を除去した後の鋼板の表面）を、めっき層を備えない鋼板の場合は、鋼板の最表面をいうものとする。
　板厚１／４の深さにおける金属組織の面積率の測定は、以下の方法によって行う。
　まず、板厚１／４の深さにおける金属組織の面積率を測定する観察領域について説明する。該観察領域は、圧延方向と板厚方向に平行な断面であって、鋼板の表面から板厚の１／４の位置を中心とする板厚方向の１００μｍと、圧延方向に１００μｍをそれぞれ１辺とする１００μｍ×１００μｍの正方形領域とする。圧延方向は後述の方法で定める。この正方形領域を含むより広い領域を観察し、その広い領域から１００μｍ×１００μｍの正方形領域を切り取ってもよい。測定誤差を低減するため、同じ断面における異なる５つの視野を観察し、以下に定める方法で各金属組織の面積率を算出しその相加平均値を各組織分率とする。
　各金属組織の同定と面積率の算定は、上記所定の観察領域について、最初に残留オーステナイトとすべき領域を確定し、その後、同じ領域について、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、又はパーライトの同定を行う。
　（残留オーステナイト）
　残留オーステナイトの面積及び面積率は、以下の方法で測定する。すなわち、上記所定の観察領域について、コロイダルシリカ研磨又は電解研磨により観察面を仕上げ、走査型電子顕微鏡に付属のＥＢＳＤにより、０．２μｍの間隔（格子状配置）で回折電子を測定し、得られる擬菊池パターンを解析することで、結晶方位や結晶系を同定する。なお、試料作製条件などは日本材料学会標準「電子後方散乱回折（ＥＢＳＤ）法による材料評価のための結晶方位差測定標準」で推奨されている条件の範囲とする。測定データからＦＣＣ相として検出される領域を残留オーステナイトとし、その面積と面積率を測定する。
　フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、パーライトの面積及び面積率は、以下の方法で測定することができる。すなわち、上記で残留オーステナイトの観察を実施したのと同じ正方形領域をナイタール液でエッチングし、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Field Emission Scanning Electron Microscope）で撮影（倍率：５０００倍）し、得られた組織写真から、２μｍの間隔（格子状配置）でのポイントカウンティング法によって得られる各組織の比率を面積率とする。
　各組織は以下のように判定する。
　（フェライト及びベイナイト）
　フェライトは粒状又は針状の形態をしており、内部に鉄系炭化物を含まない。ベイナイトは、ラス状の形態（ラス組織）であり、ラス組織内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物が存在し、その炭化物が同一方向に伸張した領域である。
　（フレッシュマルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイト）
　フレッシュマルテンサイトは、ラス状の形態（ラス組織）であり、そのラス組織の内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含まない領域である。焼き戻しマルテンサイトは、ラス状の形態（ラス組織）であり、ラス組織の内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物が存在し、その炭化物が複数の異なる方向に伸長した領域である。
　（パーライト）
　フェライトとセメンタイトがラメラ状である領域をパーライトとする。
　なお、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、パーライトの同定においては、それに先立つ残留オーステナイトの同定において残留オーステナイトと判断された領域については上記の目視での同定は行わない。ただし、面積率は残留オーステナイト領域を含めた観察範囲の全面積に対する比率として算定する。
　これら金属組織の判断は、一般的に当業者が通常業務として実施しているものであり、当業者であれば容易に判定可能なものである。
　上記の評価方法で得られた各組織の合計の面積率が１００％と異なった場合、各組織の面積率に１００／（各組織の合計の面積率）を乗じて得られる値を各組織の面積率とする。
　（表面から５０μｍの位置のＭｎ濃度のプロファイル）
　本発明の鋼板においては、板厚方向に垂直な断面において、ある定められた、表面から板厚方向に５０μｍの位置のＭｎ濃度のプロファイル関数が、以下の式（１）及び式（２）を満たす。Ｍｎ濃度のプロファイル関数とは、以下に説明するように、ある直線に沿って測定されたＭｎ濃度の変化を示す離散的な関数である。
具体的には、鋼板の表面から５０μｍの位置で板厚方向に垂直な断面において、Ｍｎ偏析の異方性が最も強い方向をｙ軸とした座標系で、ｙの単位をｍｍとし、ｙ方向のＭｎ濃度（単位：質量％）のプロファイル関数を、f(y)とおき、新たに関数f’(y)を
　　f’(y)＝f(y)－[Mn]
　　（[Mn]は母材のＭｎの含有量を質量％で表した値である）
と定める。
　さらに、f’(y)を２次元離散フーリエ変換（２Ｄ－ＤＦＴ。以下、単に「フーリエ変換」ともいう）し、波数k（単位：ｍｍ-1）の関数F(k)と表し、F(k)の波数ｋにおける実部をa(k)、虚部をb(k)とおき、
と定める。
　このとき、波数ｋで定められる、c(k)の最大値、及びそのときのｋについて、
　　k＞1.5　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　…　（１）
　　(c(k)の最大値)＜－0.0044[Mn]2＋0.06[Mn]＋0.012　　　…　（２）
を満たす。
　ここで、Ｍｎ偏析の異方性が最も強い方向、すなわちｙ軸の方向（ｙ方向）は、次のように定める。板厚方向に垂直な断面において、表面から板厚方向に５０μｍの位置の２．０ｍｍ×２．０ｍｍの領域の、Ｍｎ濃度の２次元分布を示すＭｎ濃度のプロファイル画像を取得し、この画像を二値化後にフーリエ変換し、得られた２Ｄ－ＤＦＴ後の画像で最も輝度の高い直線状を定める。Ｍｎ濃度の測定領域において、この直線状と平行な方向をｙ方向とする。ｙ方向のプロファイル関数f(y)は、測定領域の中でＭｎ濃度が最大及び最小となる座標（測定点）を通る関数とする。Ｍｎ濃度の最大値及び最小値を与える点はそれぞれ２つ以上になり得るので、この関数は２つ以上となってよい。これら複数のプロファイル関数について、前述の方法によってc(k)をそれぞれ求める。本発明の鋼板においては、その中で最大のc(k)とそのc(k)を与えるｋが、上記の式（１）及び式（２）を満たす。式（１）は波数ｋが大きい、すなわち、f(y)の周期が短いことを意味する。また、c(k)はf(y)の振幅に相当し、c(k)の最大値がある閾値よりも小さいことは、振幅、すなわちＭｎ濃度の偏差の最大値がある閾値よりも小さいことを意味する。本発明は、本発明者らが、ある閾値がＭｎ濃度の関数として表現できることを経験的に見出したことによりなされたものである。
　プロファイル関数、最大のc(k)とそのc(k)を与えるｋは、図１に示すフローチャートにそって決定される。以下、図面を参照して、プロファイル関数の求め方、最大のc(k)とそのc(k)を与えるｋの求め方をより詳細に説明する。
　図２は、鋼板における測定位置を説明する図である。鋼板１１の表面から板厚方向（図２のｘ軸の方向）に５０μｍの位置で、板厚方向に垂直（圧延、板幅方向に平行）な、２．０ｍｍ×２．０ｍｍの領域を、Ｍｎ濃度のプロファイル画像取得領域１２とする。なお、測定対象となる鋼板の圧延方向が不明であったとしても、後述の方法により、Ｍｎ偏析が最も大きい方向がｙ方向として定まるので、この段階でｙ方向が特定される必要はなく、２．０ｍｍ×２．０ｍｍの領域は、板厚方向に垂直（圧延、板幅方向に平行）であれば、向きは問わない。
　次に、プロファイル画像取得領域１２におけるＭｎ濃度の２次元分布を、ＥＰＭＡ（電子プローブマイクロアナライザ）を用いて面分析により求める。図３（ａ）は、求めたＭｎ濃度のプロファイル画像（Ｍｎ濃度の２次元分布）の例である。この画像を二値化し、さらにフーリエ変換してｙ方向を決定する。図３（ｂ）は、図３（ａ）のＥＰＭＡ画像を二値化したものである。図３（ｃ）は、図３（ｂ）の画像をフーリエ変換したものである。図３（ｃ）において、白線２１の延伸方向（輝度の最も高い直線（状）と平行な方向）をｙ方向とする。ｙ方向のプラス・マイナスの向きは問わない。なお、白線２１はＭｎ偏析が最も大きい方向となる。ここではｙ方向が定まればよいので、偏析をより強調するために、二値化の前にコントラストの調整を行ってもよい。ＥＰＭＡの面分析においては、１０μｍ以下のピッチで測定する。なお、このようにして求められたｙ方向は一般的には鋼板の板幅方向であり、板幅方向及び板厚方向に垂直な方向が圧延方向である。
　ＥＰＭＡ画像からフーリエ変換後の画像を得る方法は、白線の方向が分かればよいので、特に限定されない。例えば、画像解析ソフトＩｍａｇｅＪを使用し、ＥＰＭＡの面分析で得られた画像をグレースケール（８ｂｉｔ表示）に変換する。その後、濃度偏差が強調されるように二値化する。二値化の閾値はどのように設定しても白線の方向は変わらないので、最も白線が強調されるように、適宜調整してよい。次に、Ｉｍａｇｅ　Ｊの二次元離散フーリエ変換（ＦＦＴ）機能を利用して、フーリエ変換後の画像を得ることができる。
　次にＭｎ濃度のプロファイル関数f(y)を決定する。f(y)はＥＰＭＡで求めたＭｎ濃度分布において、Ｍｎ濃度が最も高い点を通るように引いた直線における関数とする。さらに、２つめのf(y)を、ＥＰＭＡで求めたＭｎ濃度分布において、Ｍｎ濃度が最も低い点を通るように直線を引き、この直線におけるＭｎ濃度のプロファイル関数とする。Ｍｎ濃度が最も高い点、最も低い点が複数ある場合は、それぞれについて直線を引き、Ｍｎ濃度のプロファイル関数を求める。すなわち、Ｍｎ濃度のプロファイル関数は、少なくとも２つ求められ、３つ以上となる場合もある。図４は、Ｍｎ濃度のプロファイル関数を取得すべきｙ軸として、Ｍｎ濃度が最も低い点３１を通る直線３１Ｌ、及びＭｎ濃度が最も高い点３２を通る直線の３２Ｌ、２本の直線を引いた例である。なお、ｙの範囲は、プロファイル画像取得領域内でとり得る範囲であり、ｙの原点（ｙ＝０）となる位置は任意に定めてよい。
　次いで、図５に概略を示すように、それぞれのＭｎ濃度のプロファイル関数f(y)に対して、上述のとおり、新たに関数f’(y)を求める。次いで、上述のとおり、f’(y)をフーリエ変換し、波数k（単位：ｍｍ-1）の関数F(k)と表し、c(k)を求める。ここで、f’(y)は２つ以上存在することとなるが、各プロファイル関数から求められたc(k)のうち、最も大きな値を、鋼板における最大のc(k)として採用する。そして、この最大のc(k)と、この最大のc(k)を与えるｋについて、上述の式（１）、式（２）を満足するか、評価する。
　ｋはＭｎ濃度の長周期での変動の波数であり、c(k)はそのときの振幅を示す。ここでＭｎ濃度の変動の周期を長周期に限定するのは以下のような理由による。
　一般的に、Ｍｎ濃度の変化は、液相と固相が共存する温度域における分配（液相への濃化）、オーステナイト相とフェライト相が共存する温度域における分配（オーステナイト相への濃化）が知られている。凝固時の濃度変化は、凝固が遅れる中心層へのＭｎ濃化や、凝固時のデンドライト組織間へのＭｎ濃化を引き起こす。また、変態に関する濃度変化は熱処理過程で最終段階までオーステナイト相として存在していたマルテンサイト相や残留オーステナイト相、さらにはＭｎとの親和性が高い炭化物へのＭｎ濃化を引き起こす。
　このうち、凝固に関する濃度変化は、温度が高いことや加工などの影響がほとんどないことから、変動の周期（分配の原因となる組織の大きさ）は、０．１ｍｍオーダー～数十ｍｍ程度の長周期なものとなる。一方、変態に関する濃度変化は変態に関わる温度域が比較的低いことや鋼板の様々な特性を確保するため圧延が適用されることに伴う加工再結晶のため、変動の周期（分配の原因となる組織の大きさ）は、数μｍ～数十μｍ程度の短周期なものとなる。また、変態に関する濃度変化は、鋼板の製造工程が連続工程（連続熱間圧延、連続焼鈍）で行われ、元素分配が生じる時間が短いため、濃度の変化の大きさ自体が比較的小さなものとなる。
　本発明者らは、このようなＭｎ濃度の変化が鋼板の曲げ加工時の変形挙動に及ぼす影響について着目して検討した。その結果、μｍオーダーの濃度変化ではなくｍｍオーダーの濃度変化を適切に、すなわち上記式（１）及び式（２）の範囲に規定することで曲げ特性を顕著に改善できることが判明した。この理由は明確ではないが以下のように考えられる。
　鋼板の加工における変形挙動で重要となるのは、代表的には硬質なマルテンサイトと軟質なフェライトとの挙動の違いであると考えられる。変形は軟質なフェライトに集中することが考えられるため、軟質なフェライトへの変形集中をいかに軽減するかが要点になると考えられる。さらに本発明鋼板が用いられるような用途における曲げ加工は曲げ半径がｍｍオーダーの変形であり、変形の集中についてもｍｍオーダーの領域での変形の違いを考える必要がある。
　このような形態的な大きさの要因に加え、上述のように、主として変態に関連するμｍオーダーの濃度変化は濃度の変化の大きさ自体が小さく、曲げ性への影響も小さくなっていることが考えられる。
　そして、曲げ加工においては鋼板表層でのひずみ量が大きくなるが、上述のデンドライト組織間へのＭｎ濃化は凝固核が間欠的に形成される表層部（スラブ表層部）でｍｍオーダーのＭｎ偏析を起こしやすい。
　これらの要因が重畳することで、本発明が規定する表層領域（表面から板厚方向に５０μｍ）における長周期のＭｎ濃度の変化の規定が重要な意味を持つことになったと考えられる。しかし、本発明者らは、凝固によって決まる長周期変動について、凝固以降の工程の条件を制御することにより、程度を抑制できることを知見した。
　また、通常の熱延から冷延を含む製造工程を考えると、圧延方向に最低約１００倍程度は板が延ばされるため、圧延方向のＭｎ濃度の長周期な偏差は、曲げ加工時の変形挙動に影響を及ぼさない。一方、圧延方向と垂直な方向すなわち板幅方向では、圧延時のサイズ変化が小さいため、凝固偏析を反映したＭｎ濃度の偏差が残りやすい。したがって、上記濃度分布は概ねこの板幅方向の分布であって、上述のとおり定めるｙ方向はその方向に対応したものとなる。ｙ方向に沿って、かつＭｎ濃度の最大値を与える座標を通る直線上及び、Ｍｎ濃度の最小値を与える座標を通る直線上のＭｎ濃度のプロファイル関数が式（１）及び式（２）を満足すことが確認できれば、良好な曲げ性を得るための条件を満たしていることが確認できたこととなる。
　ここで上記濃度分布が形成されるべき板厚方向に垂直な方向（ｙ軸の方向）について説明しておく。本発明効果が上述のような凝固時の表層領域でのＭｎ濃度変化を原因として起きていると考えると、ｍｍオーダーの濃度変化は、熱間圧延、冷間圧延を経た鋼板（最終製品）ではコイルの幅方向（圧延直角方向）で確認されるはずである。凝固時の濃度変化の痕跡は圧延方向には１００倍程度以上に引き伸ばされるため、圧延方向の濃度変化が最終製品で確認できるとしてもｍ（メートル）オーダーの変化となるはずだからである。このような超長周期の濃度変化を検知することは容易ではない。また、圧延方向を確実に認識できる状況で製造した鋼板においても、圧延方向と直角方向である板幅方向における濃度変化と発明効果の相関を確認している。このような状況を考慮し、市中で入手した鋼板片において圧延方向が確認できない状況でも本発明技術の適用有無を確認できるよう、本発明では、上記濃度分布は板厚方向に垂直な断面でのＭｎ濃度分布により決定される、板厚方向に垂直な方向で満足するものとしている。
　表層でＭｎ濃度の最大最小の差が大きく、変動周期が長い場合、冷間圧延後の焼鈍時に、そのＭｎ濃度の偏差に影響して硬度の偏差が生じる。すなわち、Ｍｎ濃度が高いところは硬質相に、Ｍｎ濃度の低いところは軟質相となるため、硬度の偏差が発生し、鋼板を曲げた際に割れの起点になりやすくなる。上記の式（１）及び式（２）を満足することにより、Ｍｎ濃度の偏差が抑えられ、その結果、硬度の偏差が小さくなり、良好な曲げ性が得られる。
　（表面から５０μｍの範囲における金属組織）
　本発明の鋼板において、表面から５０μｍの範囲における組織は、特に限定されない。例えば、前述した、板厚１／４の深さにおける金属組織と同じであってもよい。
　上述した本発明の鋼板は表層のＭｎの濃度分布を制御することにより得られる曲げ性に優れたものであるが、曲げ性をさらに高めるため、表面から５０μｍの領域における金属組織を制御してもよい。具体的には、表面から５０μｍの範囲について、圧延方向と板厚方向に平行な断面の１００μｍ四方の領域における金属組織を、面積率で、フェライト：５０％以上、マルテンサイト、ベイナイト、パーライト、残留オーステナイトの１種又は２種以上の合計：０～５０％を含有するものとし、表面から５０μｍの範囲のビッカース硬さ（Ｈｓ）、及び板厚１／４位置のビッカース硬さ（Ｈｃ）の比Ｈｓ／ＨｃがＨｓ／Ｈｃ≦０．６５を満足するようにしてもよい。このような表面の金属組織とすることにより、引張強さが同程度の鋼板と比較して、鋼板の曲げ性をさらに高めることが可能となる。
　表面から５０μｍの範囲における金属組織は、上述した板厚１／４の深さにおける金属組織と同様に同定することが可能である。
　＜引張強さ＞
　引張強さは、及び均一伸びは、鋼板から圧延方向に対し垂直方向にＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に記載のＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に沿って引張試験を行うことで測定する。
　＜曲げ荷重と吸収エネルギー＞
　本発明の鋼板の曲げ荷重と吸収エネルギーは、引張強さ、ドイツ自動車工業会で規定されたＶＤＡ基準（ＶＤＡ２３８－１００）に基づいた最大曲げ角、及び最大荷重後の荷重低下挙動において、荷重が最大荷重の１／２の値となったときの曲げ角で評価する。
　最大曲げ角は以下の条件で測定する。本発明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αを求める。
　　試験片寸法：６０ｍｍ×６０ｍｍ
　　曲げ稜線：曲げ稜線が圧延直角方向になるようにポンチで押し込み
　　試験方法：ロール支持、ポンチ押し込み
　　ロール径：φ３０ｍｍ
　　ポンチ形状：先端Ｒ＝０．４ｍｍ
　　ロール間距離：２．０×板厚（ｍｍ）＋０．５ｍｍ
　　押し込み速度：２０ｍｍ／ｍｉｎ
　　試験機：ＳＩＭＡＤＺＵ　ＡＵＴＯＧＲＡＰＨ　２０ｋＮ
　さらに、最大荷重後の荷重低下挙動において、荷重が最大荷重の１／２の値となったときの曲げ角を求める。最大曲げ角と、最大荷重の１／２の値の荷重となる曲げ角の差によって、破断が脆性破断か否かの判断ができ、この差が小さければ脆性破断であると判断でき、最大曲げ角とその後の急激な荷重低下が抑制されていないと判断できる。
　本発明の鋼板においては、引張強さが１１８０ＭＰａ以上、最大曲げ角が、（７．３ｔ2－３７．２ｔ＋１００）×１４７０×１７００／（ＴＳ×ＴＳ）超であり（ｔ：板厚（ｍｍ）、ＴＳ：引張強さ（ＭＰａ））、最大曲げ角と、その後の最大荷重の１／２の値の荷重となる曲げ角の差が６°以上であることが好ましい。これらが下限値を下回ると、部品加工後に曲げ変形を受けた際により早期に破断するおそれがある。
　引張強さは１２００ＭＰａ以上、１３００ＭＰａ以上、１４００ＭＰａ以上、１５００ＭＰａ以上であってよい。最大曲げ角と、その後の最大荷重の１／２の値の荷重となる曲げ角の差は、７°以上、８°以上、９°以上、１０°以上であってよい。
　本発明の鋼板の板厚は、０．６ｍｍ以上、２．２ｍｍ未満とする。０．８ｍｍ以上、０．９ｍｍ以上、又は１．０ｍｍ以上であってよい。また、２．０ｍｍ以下、１．９ｍｍ以下、又は１．８ｍｍ以下であってよい。
　＜製造方法＞
　次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
　『鋳造工程』
　はじめに、上で説明した成分組成と同じ成分組成を有する溶鋼から鋼スラブを製造する。鋼スラブは、製造性の観点から連続鋳造法にて鋳造することが好ましい。鋳造の際には、液相線温度から固相線温度までの温度域内の、鋳片表面から１０ｍｍの深さ位置における平均冷却速度を１０℃／秒以上とする。これにより、表層でＭｎの長周期の偏析が生じないようにする。平均冷却速度が１０℃／秒未満となると後述の熱間圧延条件を適用しても最終製品の表層でのＭｎの偏析を低減することが困難となる。平均冷却速度は好ましくは１５℃／秒以上、さらに好ましくは平均冷却速度を２０℃／秒以上である。
　鋳造されたスラブを５００℃未満に冷却することなく熱間圧延を開始する。スラブはその板厚が厚いことから冷却速度が小さい。冷却の間に、それぞれの箇所の合金濃度に応じた変態温度で変態が進み、合金の分配が起こり合金濃度の偏差が広がるため好ましくない。そのため、鋳造されたスラブは、５００℃未満まで温度を低下させず５００℃以上の温度を維持したまま再加熱することなく、又は、５００℃未満まで温度を低下させず再加熱炉に挿入し、次工程の熱間圧延に供する。好ましくは５５０℃以上、より好ましくは６００℃以上である。
　鋳造後、熱間圧延の前の再加熱は、ホウ化物や炭化物などを十分溶解するため、１１５０℃以上とすることが好ましい。また、過度のスケールロスを抑制するため、１３５０℃以下とすることが好ましい。また、スラブを１２５０～１３５０℃程度で５～２５ｈ程度保持することで均質化処理の目的を兼ねることができる。これにより、合金の拡散を促し、Ｍｎの分布をより均一にし、ミクロ偏析を抑えることができる。加熱保持時間は、過度のスケールロスを抑制するため、１５時間以下が好ましく、１０時間以下がより好ましい。
　『熱間圧延工程』
　［粗圧延］
　本方法では、加熱されたスラブに対し、板厚調整等のために、仕上げ圧延の前に粗圧延を施してもよい。
　粗圧延の際には、板厚方向のみではなく、板幅方向にも一回以上の圧延を施してよい。板幅方向に一回あたり３％以上圧延すると、塑性変形に伴い鋼板に格子欠陥が導入され、Ｍｎの拡散が促進されるので好ましい。板幅方向に３％以上の圧延は、仕上げ圧延の前であれば、どのタイミングで行ってもよい。一回あたりの板幅方向の圧延は、好ましくは１０％以上、さらに好ましくは３０％以上である。一方、一回あたりの板幅方向の圧延の変形率が５０％を超えると、スラブ割れが生じたり、スラブの形状が不均一となって熱間圧延で得られる熱延鋼板の寸法精度が低下したりする。したがって、一回あたりの板幅方向の圧延の変形率は５０％以下とし、好ましくは４０％以下とする。粗圧延の温度や圧下率、回数は限定されない。複数回の粗圧延がある場合、その間にスラブを再加熱してもよい。
　［仕上げ圧延］
　仕上げ圧延は、最終仕上げ温度ＦＴが７５０℃超で、かつ、下記式（３）を満たすようにする。
　ここで、
である。
　熱間圧延のひずみは、表層に近いほど入りやすく、また、上記の式で定義される形状比η（ロール径と圧下前後の板厚の関数）が大きいとひずみが入りやすい。ひずみが大きく、仕上げ温度が低い条件では、フェライト変態が促進されるため、高温でのフェライト変態によりＭｎがオーステナイト中に濃化し、濃度の偏差が生じやすくなる。そのためηに応じて最終仕上げ温度ＦＴが、下記式（３）を満たすように制御することが重要である。
　具体的には上記の条件とすることにより、表層でγ（オーステナイト）がフェライト変態することを抑えた状態で、十分に再結晶させ、Ａ３点以上の温度域（γ単相域）で十分な時間保持した直後に、ＲＯＴ冷却で、表層を急速冷却するため、後述の機構によりＭｎの濃度偏差が小さくなり、前述の式（１）、式（２）を満たすようになる。
　ここでＡ３点については次式で定義する温度とする。各元素記号は、当該元素の含有量（質量％）を示す。
　Ａ３＝９１０－２０３√Ｃ＋４４．７Ｓｉ－３０Ｍｎ＋７００Ｐ－２０Ｃｕ
　　　　－１５．２Ｎｉ－１１Ｃｒ＋３１．５Ｍｏ＋４００Ｔｉ＋１０４Ｖ＋１２０Ａｌ
　熱間圧延時には、ロール冷却水に１０％程度の油脂を添加し、潤滑圧延を施してもよい。これにより、表層のひずみをより抑制し、表層のＭｎ分布をより均一にすることができる。
　式（４）の左辺は、熱延最終段から冷却開始までの時間（秒）を意味する。ここでの「冷却」とは、後述する仕上げ温度から７５０℃までの温度域で実施する４０℃／ｓ以上の冷却速度での冷却を指す。この時間が１．３秒を超えると、その間に鋼板が徐冷されることとなり、合金分配が進み、Ｍｎ濃度の偏差が大きくなる。
　熱延鋼板は、仕上げ温度以降７５０℃までを４０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却したのち、巻取温度までを１５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する。これらの冷却速度は最低冷却速度であり、仕上げ温度以降７５０℃までは、常に、４０℃／ｓ以上、巻取温度までは、常に、１５℃／ｓ以上で冷却することを意味する。７５０℃までの温度域で４０℃／ｓの冷却速度とすることで、フェライト変態開始温度を低温化でき、合金分配を抑制でき、Ｍｎ濃度の偏差を抑制できる。冷却速度が大きいほど、フェライト変態開始温度は低温化できるので、好ましくは４５℃／ｓ以上、より好ましくは５０℃／ｓ以上である。一方、冷却速度が２００℃／ｓを超えると制御が困難となるため、好ましくは２００℃／ｓ以下である。
　７５０℃から巻取温度までの冷却速度を１５℃／ｓ以上とすることで、パーライト変態開始温度を低温化でき、セメンタイトへの合金濃化を抑制でき、Ｍｎ濃度の偏差を抑制できる。冷却速度が大きいほど、パーライト変態開始温度が低温化できるので、好ましくは２０℃／ｓ以上、より好ましくは３０℃／ｓ以上である。一方、冷却速度が２００℃／ｓを超えると制御が困難となるため、好ましくは２００℃／ｓ以下である。
　『巻取工程』
　巻取工程においては、熱間圧延され得られた熱延鋼板をコイル状に巻取る。巻取温度は、６５０℃以下であるのが好ましい。巻取温度が高温であると、表層酸化に伴い表面性状が劣化し、最終製品の表面性状が劣化しやすくなる。巻取温度は、より好ましくは６００℃以下、さらに好ましくは５５０℃以下である。一方、巻取温度が５００℃以下であると、熱延鋼板が硬質化し冷間圧延が困難になることから、巻取温度は好ましくは５００℃以上である。
　巻取後の鋼板には、必要に応じて、酸洗を施してもよい。
　『冷間圧延工程』
　その後、冷間圧延を施し、冷延鋼板とする。冷間圧延の条件は特に限定されず、常法によればよい。圧下率は、例えば、１０～６０％であってよい。
　『焼鈍工程』
　焼鈍工程では、冷延工程後の鋼板（冷延鋼板）を、Ａ３点－３０℃以上の温度域まで加熱し、当該温度で１０秒以上保持して焼鈍する。４００℃からＡ１点までは１５℃／ｓ以上の加熱速度で昇温することが好ましい。これにより、セメンタイトへの合金の濃化を抑制し、Ｍｎを均一に分布させることができる。保持温度を当該温度域とすることで、焼鈍中にオーステナイトが生成、最終組織として所定量のマルテンサイトを得やすくなる。このため、鋼板が所望の引張強さを満たしやすくなる。保持温度を９５０℃超とすると生産性が低下する。このため、９５０℃以下が好ましく、９００℃以下がより好ましい。保持時間が１０秒未満であると、前工程及び保持温度までに析出したセメンタイトの溶解が十分に起こらず、表層でＭｎの局所的な分布が生じる。保持時間は４００秒以下であってよい。焼鈍工程の加熱に続いて、冷延鋼板に対して冷却や保持、焼き入れ、焼き戻しを実施してもよい。また、溶融亜鉛めっきや合金化を施してもよい。
　ここでＡ１点については次式で定義する温度とする。各元素記号は、当該元素の含有量（質量％）を示す。
　Ａ１＝７２３－１０．７Ｍｎ－１６．９Ｎｉ＋２９．１Ｓｉ＋１６．９Ｃｒ
　　　　＋２９０Ａｓ＋６．３８Ｗ
　焼鈍工程において、焼鈍雰囲気の露点は限定されない。焼鈍工程の加熱に続いて、１／４深さ位置において所望の組織を形成するために、冷延鋼板に対して冷却や保持、焼き入れ、焼き戻しを実施してもよい。また、溶融亜鉛めっきや合金化を施してもよい。
　焼鈍工程の昇温から加熱時の雰囲気の露点を－３０℃以上、２０℃以下、Ａ３点－３０℃以上の温度域での保持時間を６０秒以上とすると、焼鈍中の鋼板表層の脱炭を進行させ、最高加熱温度及びその後の冷却時に鋼板表層にフェライトの生成を促進させることができ、表層部のフェライトの面積率を５０％以上、マルテンサイト、ベイナイト、パーライト、残留オーステナイトの１種又は２種以上の合計の面積率を０～５０％とすることができ、これにより、表層軟質部のビッカース硬さ（Ｈｓ）と１／４深さ位置のビッカース硬さ（Ｈｃ）の比Ｈｓ／Ｈｃを０．６５以下とすることができるので好ましい。
　これらの熱処理による組織制御は、一般的に知られている技術の範囲内で行えば良く、通常業務として鋼材の組織制御を実行している当業者であれば容易な作業であり、これまでに蓄積されたデータに加え、必要に応じて事前試験を行えば、高精度な組織制御が可能である。
　以上の方法により、表層のＭｎ濃度の偏差が小さくなり、その結果、最大曲げ角が大きく、最大曲げ角とその後の急激な荷重低下を抑制した鋼板を得ることができる。
　以下の手順により、鋼板を作製した。
　はじめに、表１に記載の成分組成を有する溶鋼から、連続鋳造法で鋼スラブを製造した。表２中、「鋳造」の「冷却速度」は、鋳造における液相線温度から固相線温度までの温度域内の、鋳片表面から１０ｍｍの深さ位置における平均冷却速度を意味する。
　次に、一部の鋼板に対して、表２に記載の条件で均質化処理を行った。
　次に、鋳造されたスラブ、又は均質化処理を施したスラブを、表２に記載の温度で加熱炉に挿入し、表２に記載の温度で保持した。
　次に、一部のスラブに対して、板幅方向に、表２に記載の条件で粗圧延を施した。
　次に、表２に記載の条件で、仕上げ圧延を施し、熱延鋼板を得た。表２中、「熱延」の「x/v×60」、「η平均」、「式(3)の右辺」は、前述の（３）、（４）式、及び各パラメタの説明に記載したものを意味する。ＦＴは最終仕上げ温度を意味し、「式（３）判定」は、式（３）を満足する場合を「○」、満たさない場合を「×」とした。「熱延」の「７５０℃までの冷却速度」は、最終仕上げ温度ＦＴから７５０℃までの冷却速度を意味し、「巻取温度までの冷却速度」は７５０℃から巻取温度までの冷却速度を意味する。
　次に、得られた熱延鋼板を、表２に記載の巻取温度で、コイル状に巻取った。巻取温度は、鋼板表面の温度である。その後、巻取後の鋼板に、表２に記載の圧下率で冷間圧延を施し、冷延鋼板を得た。
　次に、得られた冷延鋼板に、表２に記載の条件で、焼鈍を施した。表２中、「焼鈍」の「加熱速度」は、４００℃からＡ１点までの平均加熱速度を意味する。また「基準保持温度」はＡ３点－３０℃を意味し、「保持温度判定」は、保持温度がＡ３点－３０℃（基準保持温度）以上の場合を「○」、Ａ３点－３０℃未満の場合を「×」とした。
　次に、一部の鋼板に対して、めっき処理、及び合金化処理を施した。
　表３に得られた鋼板の特性を示す。
　表３中、「α＋Ｂ」、「Ｐ＋γ」、「ＦＭ＋ＴＭ」は、それぞれ、板厚１／４の深さにおける、フェライト及びベイナイトの合計の面積率、パーライト及び残留オーステナイトの合計の面積率、フレッシュマルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトの合計の面積率を示す。また、「表層α」は、表層部におけるフェライトの面積率、「表層Ｍ＋Ｂ＋Ｐ＋γ」は、表層部におけるマルテンサイト、ベイナイト、パーライト、残留オーステナイトの合計の面積率を示す。面積率の測定方法は、前述のとおりである。組織の定量評価は板厚方向に、表面からの深さが板厚の１／４の深さにおける金属組織について行った。ここで、「表面」は、鋼板がめっき層を備えるめっき鋼板である場合は、めっき層を除いた鋼板表面を、めっき層を備えない鋼板の場合は、鋼板の最表面を意味する。本実施例においては、めっき処理、及び合金化処理を施した鋼板については、めっき層を除去した後、組織の定量評価を行った。
　表３中、「c(k)の最大値を与える波数ｋ」、「式（２）の右辺」、「c(k)の最大値」は、板厚方向に垂直な断面において、表面から板厚方向に５０μｍの範囲のＭｎ濃度のプロファイルに関し、詳細は、前述のとおりである。Ｍｎ濃度のプロファイルは、前述のとおり、ＥＰＭＡで測定する。また、「式（２）判定」は、式（２）：(c(k)の最大値)＜－0.0044[Mn]2＋0.06[Mn]＋0.012を満たしている場合は「○」、満たしていない倍は「×」とした。
　表３中、「１／２荷重との曲げ各の差」は、最大曲げ角と、その後の最大荷重の１／２の値の荷重となる曲げ角の差を意味する。
　＜引張強さ＞
　引張強さは、及び均一伸びは、鋼板から圧延方向に対し垂直方向にＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に記載のＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に沿って引張試験を行うことで測定した。
　最大曲げ角は、ドイツ自動車工業会で規定されたＶＤＡ基準（ＶＤＡ２３８－１００）に基づいて以下の測定条件で評価を行った。本発明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αを求めた。
　　試験片寸法：６０ｍｍ×６０ｍｍ
　　曲げ稜線：曲げ稜線が圧延直角方向になるようにポンチで押し込み
　　試験方法：ロール支持、ポンチ押し込み
　　ロール径：φ３０ｍｍ
　　ポンチ形状：先端Ｒ＝０．４ｍｍ
　　ロール間距離：２．０×板厚（ｍｍ）＋０．５ｍｍ
　　押し込み速度：２０ｍｍ／ｍｉｎ
　　試験機：ＳＩＭＡＤＺＵ　ＡＵＴＯＧＲＡＰＨ　２０ｋＮ
　さらに、最大荷重後の荷重低下挙動において、荷重が最大荷重の１／２の値となったときの曲げ角を求めた。
　本実施例においては、引張強さが１１８０ＭＰａ以上、最大曲げ角が、（７．３ｔ2－３７．２ｔ＋１００）×１４７０×１７００／（ＴＳ×ＴＳ）超（ｔ：板厚（ｍｍ）、ＴＳ：引張強さ（ＭＰａ））であり、かつ、最大曲げ角と、その後の最大荷重の１／２の値の荷重となる曲げ角の差が６°以上であれば、特性が良好であり、本発明の課題を解決していると判断した。表３の「基準最大曲げ角」は、（７．３ｔ2－３７．２ｔ＋１００）×１４７０×１７００／（ＴＳ×ＴＳ）の値を示す。また、「最大曲げ角判定」は、最大曲げ角が基準最大曲げ角超の場合は「○」、基準最大曲げ角以下の場合は「×」とした。
　発明例であるＮｏ．１～２３、３６、３７は、良好な特性が得られた。特に、Ｎｏ．３６、３７は、焼鈍雰囲気の露点が好ましい範囲にあり、同程度の引張強さの鋼板と比較して、最大曲げ角が大きくなった。
　Ｎｏ．２４は、鋳造時の液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度が低い。そのため、表層でのＭｎ偏析が低減されなかった。具体的には、c(k)の最大値を与える波数ｋの値が１．５を下回った。これは、Ｍｎ濃度の周期が大きい、すなわち、凝固偏析の間隔が大きいことを意味する。また、上記の式（２）を満足しなかった、すなわち、（c(k)の最大値）が大きくなった。これはＭｎ濃度の偏差が大きくなったことを意味する。その結果、最大曲げ角と、その後の最大荷重の１／２の値の荷重となる曲げ角の差が小さくなった。すなわち、脆性破断であると判断された。
　Ｎｏ．２５は、熱間圧延における加熱炉への挿入温度が低い。そのため、上記の式（２）を満足しない、すなわち、Ｍｎ濃度の偏差が大きくなった。その結果、最大曲げ角が小さくなった。また、最大曲げ角と、その後の最大荷重の１／２の値の荷重となる曲げ角の差が小さくなった。すなわち、脆性破断であると判断された。
　Ｎｏ．２６は、上記の式（４）を満足しない。すなわち、熱延最終段から冷却開始までの時間が長い。そのため、合金分配が進み、上記の式（２）を満足しない、すなわち、Ｍｎ濃度の偏差が大きくなった。その結果、最大曲げ角と、その後の最大荷重の１／２の値の荷重となる曲げ角の差が小さくなった。すなわち、脆性破断であると判断された。
　Ｎｏ．２７は、熱間圧延の仕上げ温度が低い。そのため、表層でγ（オーステナイト）がフェライト変態することを十分に抑制されず、上記の式（２）を満足しない、すなわち、Ｍｎの濃度偏差が大きくなった。その結果、最大曲げ角が小さくなった。また、最大曲げ角と、その後の最大荷重の１／２の値の荷重となる曲げ角の差が小さくなった。すなわち、脆性破断であると判断された。
　Ｎｏ．２８は、熱間圧延の仕上げ温度から７５０℃までの冷却速度が低い。そのため、フェライト変態開始温度が高温化され、合金分配が十分に抑制できず、上記の式（２）を満足しない、すなわち、Ｍｎ濃度の偏差を抑制できなかった。その結果、最大曲げ角が小さくなった。また、最大曲げ角と、その後の最大荷重の１／２の値の荷重となる曲げ角の差が小さくなった。すなわち、脆性破断であると判断された。
　Ｎｏ．２９は、７５０℃から巻取温度までの冷却速度が低い。そのため、パーライト変態開始温度が高温化し、セメンタイトへの合金濃化が抑制できず、上記の式（２）を満足しない、すなわち、Ｍｎ濃度の偏差が抑制されなかった。その結果、最大曲げ角と、その後の最大荷重の１／２の値の荷重となる曲げ角の差が小さくなった。すなわち、脆性破断であると判断された。
　Ｎｏ．３０は、焼鈍における保持温度が低い。そのため、所望のマルテンサイトが得られなかった。その結果、引張強さが低くなり、また、最大曲げ角が小さくなった。
　Ｎｏ．３１は、焼鈍における保持時間が短い。そのため、前工程及び保持温度までに析出したセメンタイトの溶解が十分に起こらず、上記の式（２）を満足しない、すなわち、表層でＭｎ濃度の偏差が生じた。その結果、最大曲げ角が小さくなった。また、最大曲げ角と、その後の最大荷重の１／２の値の荷重となる曲げ角の差が小さくなった。すなわち、脆性破断であると判断された。
　Ｎｏ．３２はＳｉの含有量が多い。そのため、鉄系炭化物中のＭｎ濃化が促進され、上記の式（２）を満足しない、すなわち、合金濃度の偏差が拡大した。その結果、最大曲げ角と、その後の最大荷重の１／２の値の荷重となる曲げ角の差が小さくなった。すなわち、脆性破断であると判断された。
　Ｎｏ．３３はＡｌの含有量が多い。そのため、熱間圧延のＲＯＴ冷却前に表層でフェライト生成が促進され、上記の式（２）を満足しない、すなわち、表層のＭｎの濃度偏差が拡大した。その結果、最大曲げ角と、その後の最大荷重の１／２の値の荷重となる曲げ角の差が小さくなった。すなわち、脆性破断であると判断された。
　Ｎｏ．３４はＭｎの含有量が多い。そのため、鉄系炭化物中のＭｎ濃化が促進され、上記の式（２）を満足しない、すなわち、合金濃度の偏差が拡大した。また、表層のＭｎＳの個数が多く亀裂発生が促進された。その結果、最大曲げ角と、その後の最大荷重の１／２の値の荷重となる曲げ角の差が小さくなった。すなわち、脆性破断であると判断された。
　Ｎｏ．３５はＭｎの含有量が少ない。その結果、焼鈍後の焼き入れが不十分のため所望のマルテンサイト分率が得られず、引張強さが低くなった。
　　１１　　鋼板
　　１２　　プロファイル画像取得領域
　　２１　　白線
　　３１　　Ｍｎ濃度が最も低い点
　　３１Ｌ　Ｍｎ濃度が最も低い点を通る直線
　　３２　　Ｍｎ濃度が最も高い点
　　３２Ｌ　Ｍｎ濃度が最も高い点を通る直線

Claims (5)

  1. 　成分組成が、質量％で、
    　　Ｃ　：０．１４～０．３５％、
    　　Ｓｉ：０．０１～２．００％、
    　　Ｍｎ：１．０～４．０％、
    　　Ａｌ：０～０．３０％、
    　　Ｐ　：０．１００％以下、
    　　Ｓ　：０．０５００％以下、
    　　Ｎ　：０．０１００％以下、
    　　Ｏ　：０．００６０％以下、
    　　Ｃｕ：０～１．００％、
    　　Ｎｉ：０～１．００％、
    　　Ｍｏ：０～１．０００％、
    　　Ｃｒ：０～２．００％、
    　　Ｃｏ：０～０．５０％、
    　　Ｔｉ：０～０．３００％、
    　　Ｎｂ：０～０．３０％、
    　　Ｖ　：０～０．５０％、
    　　Ｔａ：０～０．１００％、
    　　Ｗ　：０～１．００％、
    　　Ｃａ：０～０．０４００％、
    　　Ｍｇ：０～０．０４０％、
    　　ＲＥＭ：０～０．０４００％、
    　　Ｚｒ：０～０．０５０％、
    　　Ｂ　：０～０．０１００％、
    　　Ｓｎ：０～０．０５％、
    　　Ｓｂ：０～０．０５％、及び
    　　Ａｓ：０～０．０５０％
    を含有し、残部がＦｅ及び不純物である鋼板であって、
    　前記鋼板の板厚１／４の深さにおける金属組織が、面積率で、
    　　フェライト及びベイナイトの合計：０～４０％、
    　　フレッシュマルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトの合計：５０～１００％、
    　　パーライト及び残留オーステナイトの合計：０～１０％
    であり、
    　前記鋼板の表面から板厚方向に５０μｍの位置で板厚方向に垂直な断面で、Ｍｎ偏析の異方性が最も強い方向をｙ軸とした座標系で、
    　ｙの単位をｍｍとし、ｙ方向のＭｎ濃度（単位：質量％）のプロファイル関数を、f(y)とおき、新たに関数f’(y)を
    　　　f’(y)＝f(y)－[Mn]
    　　（[Mn]は母材のＭｎの含有量を質量％で表した値である）
    と定め、
    　さらに、f’(y)を、２次元離散フーリエ変換し、波数k（単位：ｍｍ-1）の関数F(k)と表し、
    　F(k)の波数ｋにおける実部をa(k)、虚部をb(k)とおき、
    と定めるとき、
    　波数ｋと、波数ｋで定められるc(k)の最大値、及びそのときkについて、
    　　k＞1.5 　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　…　 (1)
    　　(c(k)の最大値)＜－0.0044[Mn]2＋0.06[Mn]＋0.012　　…　 (2)
    を満たす
    ことを特徴とする鋼板。
  2. 　前記成分組成が、質量％で、
    　　Ｏ　：０．０００１～０．００６０％、
    　　Ｃｕ：０．０１～１．００％、
    　　Ｎｉ：０．０１～１．００％、
    　　Ｍｏ：０．００１～１．０００％、
    　　Ｃｒ：０．０１～２．００％、
    　　Ｃｏ：０．０１～０．５０％、
    　　Ｔｉ：０．００１～０．３００％、
    　　Ｎｂ：０．０１～０．３０％、
    　　Ｖ　：０．０１～０．５０％、
    　　Ｔａ：０．００１～０．１００％、
    　　Ｗ　：０．０１～１．００％、
    　　Ｃａ：０．０００１～０．０４００％、
    　　Ｍｇ：０．００１～０．０４０％、
    　　ＲＥＭ：０．０００１～０．０４００％、
    　　Ｚｒ：０．００１～０．０５０％、
    　　Ｂ　：０．０００１～０．０１００％、
    　　Ｓｎ：０．０１～０．０５％、
    　　Ｓｂ：０．０１～０．０５％、及び
    　　Ａｓ：０．００１～０．０５０％
    からなる群から選択される１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記鋼板の板厚方向に平行な断面において、表面から板厚方向に５０μｍの範囲における金属組織が、面積率で、
    　　フェライト：５０％以上、
    　　マルテンサイト、ベイナイト、パーライト、残留オーステナイトの１種又は２種以上の合計：０～５０％
    を含有し、
    　表面から板厚方向に５０μｍの範囲のビッカース硬さ（Ｈｓ）、及び前記板厚１／４位置のビッカース硬さ（Ｈｃ）の比Ｈｓ／ＨｃがＨｓ／Ｈｃ≦０．６５を満足する
    ことを特徴とする請求項１又は２に記載の鋼板。
  4. 　請求項１又は２に記載の鋼板を製造する方法であって、
    　成分組成が、質量％で、Ｃ：０．１４～０．３５％、Ｓｉ：０．０１～２．００％、Ｍｎ：１．０～４．０％、Ａｌ：０～０．３０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０５００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００６０％以下、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｍｏ：０～１．０００％、Ｃｒ：０～２．００％、Ｃｏ：０～０．５０％、Ｔｉ：０～０．３００％、Ｎｂ：０～０．３０％、Ｖ：０～０．５０％、Ｔａ：０～０．１００％、Ｗ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０４００％、Ｍｇ：０～０．０４０％、ＲＥＭ：０～０．０４００％、Ｚｒ：０～０．０５０％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｓｎ：０～０．０５％、Ｓｂ：０～０．０５％、及びＡｓ：０～０．０５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物である溶鋼を、鋳片表面から１０ｍｍの深さ位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度が１０℃／秒以上となる条件で鋳造する鋳造工程と、
    　前記鋳造工程で鋳造したスラブを、５００℃未満に冷却することなく、仕上げ温度ＦＴを７５０℃超、さらに下記式（３）、式（４）を満たす条件で圧延する熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程で圧延した熱延鋼板を、仕上げ温度ＦＴから７５０℃までを４０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、巻取温度までを１５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却したのち巻取る巻取工程と、
    　巻取り後の熱延鋼板を冷間圧延する冷間圧延工程と、
    　前記冷間圧延工程で圧延した冷延鋼板を、下記式（５）で求められるＡ３点－３０℃以上の温度まで加熱し、１０秒以上保持する焼鈍工程と
    を含むことを特徴とする鋼板の製造方法。
    　Ａ３＝９１０－２０３√Ｃ＋４４．７Ｓｉ－３０Ｍｎ＋７００Ｐ－２０Ｃｕ
    　　　　－１５．２Ｎｉ－１１Ｃｒ＋３１．５Ｍｏ＋４００Ｔｉ＋１０４Ｖ＋１２０Ａｌ
    　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　…（５）
    　ここで、
    であり、式（５）の元素記号は、当該元素の含有量（質量％）である。
  5. 　請求項３に記載の鋼板を製造する方法であって、
    　成分組成が、質量％で、Ｃ：０．１４～０．３５％、Ｓｉ：０．０１～２．００％、Ｍｎ：１．０～４．０％、Ａｌ：０～０．３０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０５００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００６０％以下、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｍｏ：０～１．０００％、Ｃｒ：０～２．００％、Ｃｏ：０～０．５０％、Ｔｉ：０～０．３００％、Ｎｂ：０～０．３０％、Ｖ：０～０．５０％、Ｔａ：０～０．１００％、Ｗ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．０４００％、Ｍｇ：０～０．０４０％、ＲＥＭ：０～０．０４００％、Ｚｒ：０～０．０５０％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｓｎ：０～０．０５％、Ｓｂ：０～０．０５％、及びＡｓ：０～０．０５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物である溶鋼を、鋳片表面から１０ｍｍの深さ位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度が１０℃／秒以上となる条件で鋳造する鋳造工程と、
    　前記鋳造工程で鋳造したスラブを、５００℃以上まで冷却後に熱間圧延の加熱炉に挿入し、下記式（３）、式（４）を満たす条件で圧延する熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程で圧延した熱延鋼板を、仕上げ温度ＦＴから７５０℃までを４０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、巻取温度までを１５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却したのち巻取る巻取工程と、
    　巻取り後の熱延鋼板を冷間圧延する冷間圧延工程と、
    　前記冷間圧延工程で圧延した冷延鋼板を、露点が－３０℃以上、２０℃以下の雰囲気の中で、下記式（５）で求められるＡ３点－３０℃以上の温度まで加熱し、６０秒以上保持する焼鈍工程と
    を含むことを特徴とする鋼板の製造方法。
    　Ａ３＝９１０－２０３√Ｃ＋４４．７Ｓｉ－３０Ｍｎ＋７００Ｐ－２０Ｃｕ
    　　　　－１５．２Ｎｉ－１１Ｃｒ＋３１．５Ｍｏ＋４００Ｔｉ＋１０４Ｖ＋１２０Ａｌ
    　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　…（５）
    　ここで、
    であり、式（５）の元素記号は、当該元素の含有量（質量％）である。
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