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WO2025225612A1 - 鋼板およびその製造方法、並びに、部品 - Google Patents

鋼板およびその製造方法、並びに、部品

Info

Publication number
WO2025225612A1
WO2025225612A1 PCT/JP2025/015590 JP2025015590W WO2025225612A1 WO 2025225612 A1 WO2025225612 A1 WO 2025225612A1 JP 2025015590 W JP2025015590 W JP 2025015590W WO 2025225612 A1 WO2025225612 A1 WO 2025225612A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel sheet
hot
less
content
rolling
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/JP2025/015590
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
恭平 石川
卓史 横山
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 JP2025535903A priority Critical patent/JP7755223B1/ja
Publication of WO2025225612A1 publication Critical patent/WO2025225612A1/ja
Pending legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

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

Definitions

  • Patent Document 1 discloses hot-dip galvanized steel sheets and galvannealed steel sheets with a strength of 980 MPa or more that are excellent in terms of galvanizability, balance of strength and ductility, workability in bendability and hole expandability, and delayed fracture resistance, as well as methods for manufacturing the same.
  • LME cracking occurs when the heat generated during resistance spot welding melts the zinc in the galvanized layer, allowing the molten zinc to penetrate the grain boundaries of the steel sheet structure at the weld, resulting in tensile stress.
  • the conditions for cracking to occur are that molten zinc comes into contact with solid steel plate during welding and that tensile stress (strain) is applied to that area.
  • strain tensile stress
  • Patent Document 1 does not disclose a steel sheet with a tensile strength of 1470 MPa or more and excellent bendability, nor does it consider any measures to prevent LME cracking.
  • Patent Document 2 discloses a steel sheet in which, in a cross-sectional structure cut in the width direction perpendicular to the rolling direction, a block diameter in a first depth region of 1 to 10 ⁇ m from the surface, a block diameter in a second depth region of 10 to 60 ⁇ m from the surface, and a block diameter in a third depth region of 60 ⁇ m to 1 ⁇ 4 of the sheet thickness from the surface are specified.
  • Patent Document 2 shows that by using a three-layer structure in which the block diameter is controlled to be inclined from the surface layer toward the center layer of the plate thickness, even during spot welding, the block diameter is large when deformation occurs, and the softer layer (second layer) bears the strain, making it possible to suppress excessive increases in strain in the outermost layer (first layer), and thereby suppressing the occurrence of spot weld LME cracking.
  • Patent Document 2 does not take into consideration bendability, and it is believed that there is room for improvement in this area.
  • an object of the present invention is to provide a steel sheet that has high strength and excellent bendability and can suppress LME cracking during spot welding, a method for manufacturing the same, and a part that includes the steel sheet.
  • the present inventors have investigated methods for improving strength and bendability while simultaneously suppressing LME cracking during spot welding, and have obtained the following findings.
  • A In order to obtain high strength, it is effective to control the chemical composition and the microstructure at the 1/4 depth position.
  • B By providing a soft layer within a certain range from the surface, bendability is improved.
  • C The soft layer can be formed by decarburization.
  • D In the soft layer, the amount of decarburization is increased more than usual, and the average C concentration and the maximum C concentration are set within a predetermined range, thereby making it possible to suppress the occurrence of LME cracking.
  • E In order to obtain a soft layer having the above-mentioned effects, it is more effective to accelerate the diffusion of C in ⁇ and promote decarburization than under general conditions.
  • a steel sheet according to one embodiment of the present invention has a chemical composition, in mass%, of C: 0.18 to 0.30%, Si: 0.50 to 2.00%, Mn: 2.4 to 3.5%, Al: 0.001 to 0.100%, B: 0.0001 to 0.0050%, Nb: 0.035 to 0.100%, P: 0.015% or less, S: 0.0030% or less, N: 0.0200% or less, O: 0.0030% or less, Ti: 0 to 0.050%, Cr: 0 to 1.000%, Mo: 0 to 0.500%, W: 0 to 0.500%, Co: 0 to 0.500%, V: 0 to 0.100%, Ta: 0 to 0.100%, Sn: 0 to 0.050%, Sb: 0 to 0.050%, As: 0 to 0.050%, Ni: 0 to 1.000%, Cu: 0 to 1.000%, Ca: 0 to 0.050%, Zr: 0
  • the steel sheet may contain one or more of b: 0.001 to 0.050%, As: 0.001 to 0.050%, Ni: 0.010 to 1.000%, Cu: 0.001 to 1.000%, Ca: 0.001 to 0.050%, Zr: 0.001 to 0.050%, Mg: 0.0001 to 0.050%, and REM: 0.001 to 0.100%.
  • the steel sheet according to [1] or [2] may have a hot-dip galvanized layer on the surface.
  • the hot-dip galvanized layer may be an alloyed hot-dip galvanized layer.
  • a method for producing a steel sheet according to another aspect of the present invention includes a heating step of heating a slab having the chemical composition described in [1] to a heating temperature of 1180°C or more, a hot rolling step of hot rolling the slab after the heating step to obtain a hot rolled steel sheet, a coiling step of starting cooling of the hot rolled steel sheet at 800°C or more, cooling the hot rolled steel sheet to a coiling temperature at an average cooling rate of 50°C/s or more, and coiling the hot rolled steel sheet at the coiling temperature of 400°C or less, a cold rolling step of cold rolling the hot rolled steel sheet after the coiling step under conditions such that a thickness reduction rate is 5 to 50% to obtain a cold rolled steel sheet, and a rolling step of annealing the cold rolled steel sheet.
  • the hot rolling process includes rough rolling, which converts the slab into the hot-rolled steel sheet, and finish rolling, which further hot-rolls the hot-rolled steel sheet after the rough rolling by rolling it down in multiple passes.
  • finish rolling the surface temperature of the hot-rolled steel sheet before the start of the final three passes is 900 ° C. or less, and the rolling reduction in each of the final three passes is 30% or more.
  • the cold-rolled steel sheet is heated to 840 ° C. at an average heating rate of 5 ° C./s or more, and held in a temperature range of 840 to 900 ° C. for 60 seconds or more in an atmosphere having a dew point of -15 to 10 ° C.
  • a component according to another aspect of the present invention includes the steel plate according to [1] or [2]. [7] In the part according to [6], the steel sheet may have a hot-dip galvanized layer on the surface. [9] In the component according to [7], the hot-dip galvanized layer may be an alloyed hot-dip galvanized layer.
  • the above aspects of the present invention make it possible to provide a steel sheet that has high strength and excellent bendability and can suppress LME cracking during spot welding, a method for manufacturing the same, and a part that uses the steel sheet.
  • a steel plate according to one embodiment of the present invention (the steel plate according to the present embodiment), a part including the steel plate, and methods for manufacturing the same will be described.
  • the position of 1/4 of the plate thickness from the surface along the plate thickness direction is defined as the 1/4 depth position, and the range from the surface to 30 ⁇ m is defined as the surface layer.
  • the surface serving as the reference for the 1/4 depth position and the surface layer portion is the surface of the base steel sheet excluding the plating layer when the steel sheet has a plating layer (when the steel sheet is a plated steel sheet having a base steel sheet and a plating layer).
  • the steel sheet according to this embodiment has a predetermined chemical composition, and the microstructure at a 1/4 depth position contains, in area ratios, 80% or more of martensite, 0 to 15% of a total of ferrite, bainite, and pearlite, and 0 to 10% of retained austenite; the microstructure of a surface layer portion contains, in area ratios, 60% or more of a total of ferrite, bainite, and pearlite, and 0 to 40% of a total of martensite and retained austenite; the average C content in a range from a position 10 ⁇ m from the surface along the plate thickness direction to a position 20 ⁇ m from the surface along the plate thickness direction is 0.085 mass% or less; the maximum C content (maximum C concentration) in a range from the surface to a position 30 ⁇ m along the plate thickness direction is 0.130 mass% or less; the tensile strength is 1470 MPa or more; and the VDA bend angle is 75° or more.
  • C (C: 0.18-0.30%) C is an essential element for increasing the strength of steel sheets. If the C content is less than 0.18%, sufficient tensile strength cannot be obtained. Therefore, the C content is set to 0.18% or more. The C content is preferably 0.23% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.30%, the weldability and bendability deteriorate. Therefore, the C content is set to 0.30% or less. From the viewpoint of suppressing deterioration of press formability and weldability, the C content is preferably 0.25% or less.
  • Si 0.50-2.00%
  • Si is a solid solution strengthening element and is an element that is effective in increasing the strength of steel sheets.
  • the Si content is set to 0.50% or more, and preferably 0.65% or more.
  • excessive Si content may cause embrittlement of the steel sheet, resulting in reduced manufacturability and workability. Therefore, the Si content is set to 2.00% or less, and preferably 1.50% or less.
  • Mn has the effect of improving the hardenability of steel and is an effective element for obtaining a microstructure mainly composed of martensite. If the Mn content is less than 2.4%, it becomes difficult to obtain the above effect sufficiently. Therefore, the Mn content is set to 2.4% or more. The Mn content is preferably 2.6% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 3.5%, the formation of ⁇ (ferrite) in the surface layer of the steel sheet is suppressed, and the desired bendability cannot be obtained. Therefore, the Mn content is set to 3.5% or less, and preferably 3.0% or less.
  • Al 0.001-0.100%
  • Al is an element that has a deoxidizing effect on steel.
  • the Al content is set to 0.001% or more, and preferably 0.005% or more.
  • the Al content is set to 0.100% or less.
  • the Al content is preferably 0.090% or less.
  • B is an element that suppresses the formation of ferrite and pearlite during the cooling process from austenite and promotes the formation of low-temperature transformation structures such as martensite. B is also an element that is beneficial for increasing the strength of steel sheets. To achieve the above effects, the B content is set to 0.0001% or more. On the other hand, if the B content exceeds 0.0050%, coarse B oxides or borides that become the starting points for voids during press forming are formed in the steel, which may deteriorate the workability of the steel sheet. For this reason, the B content is set to 0.0050% or less.
  • Nb 0.035-0.100%
  • Nb is an element effective in suppressing recrystallization.
  • Nb suppresses recrystallization during rolling and the annealing process, thereby increasing the dislocation density of the structure before reverse transformation. This allows lattice defects to exist near the surface layer even after ⁇ (austenite) transformation, increases the diffusion rate of C in ⁇ during annealing, and promotes decarburization, thereby forming a decarburized layer that is less susceptible to LME cracking. Therefore, to achieve the above effects, the Nb content is set to 0.035% or more.
  • the Nb content exceeds 0.100%, a large number of coarse Nb carbides that become the starting points for void generation during press forming may precipitate, deteriorating the workability of the steel sheet. For this reason, the Nb content is set to 0.100% or less.
  • P 0.015% or less
  • P is an element that segregates at grain boundaries, embrittling steel and deteriorating bendability. Therefore, the lower the P content, the better, and 0% is acceptable. However, taking into consideration the time and cost required to remove P, the P content is set to 0.015% or less.
  • the P content is preferably 0.013% or less, and more preferably 0.010% or less.
  • S is an element that forms sulfide-based inclusions and deteriorates bendability. Therefore, the lower the S content, the better, and 0% is acceptable. However, taking into consideration the time and cost required for removing S, the S content is set to 0.0030% or less. The S content is preferably 0.0010% or less.
  • N is an element that forms coarse nitrides in steel sheets and deteriorates the bendability and hole expandability of the steel sheets. If the N content exceeds 0.0200%, the deterioration becomes significant, so the N content is set to 0.0200% or less.
  • the N content is preferably 0.0060% or less or 0.0050% or less.
  • the N content may be 0%, but if the N content is less than 0.0001%, the manufacturing cost increases significantly. Therefore, the N content may be set to 0.0001% or more, or 0.0005% or more.
  • O is an element that forms coarse oxides in steel and deteriorates bendability and hole expandability. If the O content exceeds 0.0030%, the deterioration of the above properties becomes significant. Therefore, the O content is set to 0.0030% or less.
  • the O content is preferably 0.0020% or less.
  • a low O content is preferable, and 0% is also acceptable, but setting the O content to less than 0.0001% leads to excessive cost increase and is not economically preferable. Therefore, the O content may be set to 0.0001% or more.
  • the O content may be set to 0.0010% or more.
  • the steel sheet according to this embodiment may contain the above elements with the balance being Fe and impurities.
  • the steel sheet according to this embodiment may further contain one or more elements (optional elements) selected from the following: Ti, Cr, Mo, W, Co, V, Ta, Sn, Sb, As, Ni, Cu, Ca, Zr, Mg, and REM. Since the optional elements do not need to be contained, the lower limit is 0%.
  • Ti is an element effective in controlling the morphology of carbides. Therefore, Ti may be contained. To obtain the above effect, the Ti content is preferably 0.001% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.050%, coarse Ti oxides or Ti carbonitrides may be present in the steel, which may reduce the workability of the steel sheet. Therefore, if Ti is contained, the Ti content is set to 0.050% or less.
  • Cr is an element that improves hardenability and contributes to increasing the strength of the steel sheet. Therefore, Cr may be contained. To obtain the above effects, the Cr content is preferably 0.001% or more. On the other hand, if the Cr content exceeds 1.000%, Cr segregates in the center of the steel sheet, forming coarse Cr carbides, which may reduce cold formability. Therefore, if Cr is contained, the Cr content is set to 1.000% or less. The Cr content is preferably 0.800% or less or 0.600% or less.
  • Mo is an element that is effective in increasing the strength of steel sheets. Therefore, Mo may be contained. To obtain the above effect, the Mo content is preferably 0.010% or more. On the other hand, if the Mo content exceeds 0.500%, the cost increases and coarse Mo carbides are formed, which may reduce the cold workability of the steel sheet. Therefore, if Mo is contained, the Mo content is set to 0.500% or less. The Mo content is preferably 0.400% or less or 0.300% or less.
  • W is a carbide-forming element and is an element effective in increasing the strength of steel sheets. Therefore, W may be contained.
  • the W content is preferably 0.001% or more.
  • the W content is more preferably 0.005% or more, and even more preferably 0.010% or more.
  • the W content is set to 0.500% or less.
  • the W content is preferably 0.400% or less, and more preferably 0.300% or less.
  • Co is an element that is effective in increasing the strength of steel sheets. Therefore, Co may be contained.
  • the Co content is preferably 0.010% or more, and more preferably 0.050% or more.
  • the Co content is set to 0.500% or less.
  • the Co content is preferably 0.400% or less or 0.300% or less.
  • V is an element effective in controlling the morphology of carbides and is also effective in improving the toughness of the steel sheet. Therefore, V may be contained.
  • the V content is preferably 0.001% or more.
  • the V content is set to 0.100% or less.
  • the V content is preferably 0.080% or less.
  • Ta is an element effective in controlling the morphology of carbides and improving the strength of the steel sheet. Therefore, Ta may be contained. To obtain the above effects, the Ta content is preferably 0.001% or more. On the other hand, if the Ta content is too high, a large number of fine Ta carbides are precipitated, which may reduce the ductility, hole expandability, and bendability of the steel sheet. Therefore, when Ta is contained, the Ta content is set to 0.100% or less. The Ta content is preferably 0.020% or less, and more preferably 0.011% or less.
  • Sn is an element that can be contained in steel sheets when scrap is used as a raw material for the steel sheets. Furthermore, Sn is an element that may cause a decrease in the hole expandability and bendability of the steel sheets due to the embrittlement of ferrite. Therefore, the lower the Sn content, the better.
  • the Sn content is set to 0.050% or less, and preferably 0.040% or less. The Sn content may be 0%, but reducing the Sn content to less than 0.001% results in an excessive increase in refining costs, so the Sn content may be set to 0.001% or more.
  • Sb is an element that can be contained in steel sheet when scrap is used as a raw material for the steel sheet.
  • Sb is an element that strongly segregates at grain boundaries and may cause embrittlement of the grain boundaries, a decrease in ductility, and even a decrease in hole expandability and bendability. Therefore, the lower the Sb content, the better.
  • the Sb content is 0.050% or less, and preferably 0.040% or less.
  • the Sb content may be 0%, but reducing the Sb content to less than 0.001% results in an excessive increase in refining costs, so the Sb content may be 0.001% or more.
  • As is an element that can be contained in steel sheet when scrap is used as a raw material for the steel sheet. As is an element that strongly segregates at grain boundaries and may cause a decrease in hole expandability and bendability. Therefore, the lower the As content, the better.
  • the As content is 0.050% or less, and preferably 0.040% or less.
  • the As content may be 0%, but reducing the As content to less than 0.001% results in an excessive increase in refining costs, so the As content may be 0.001% or more.
  • Ni is an element effective in improving the strength of steel sheets. Therefore, Ni may be contained. To obtain the above effect, the Ni content is preferably 0.001% or more, and more preferably 0.010% or more. On the other hand, if the Ni content is too high, the ductility of the steel sheet may decrease, resulting in a decrease in hole expandability and bendability. Therefore, when Ni is contained, the Ni content is set to 1.000% or less. The Ni content is preferably 0.600% or less, and more preferably 0.300% or less.
  • Cu is an element that contributes to improving the strength of the steel sheet. Therefore, Cu may be contained.
  • the Cu content is preferably 0.001% or more.
  • the Cu content is set to 1.000% or less.
  • the Cu content is preferably 0.700% or less or 0.600% or less, and more preferably 0.300% or less.
  • Ca is an element that is effective in controlling the morphology of sulfides even in small amounts. Therefore, Ca may be contained.
  • the Ca content is preferably 0.001% or more.
  • the Ca content is set to 0.050% or less.
  • the Ca content is preferably 0.030% or less.
  • Zr is an element that is effective in controlling the morphology of sulfides even in small amounts. Therefore, Zr may be contained. To obtain the above effects, the Zr content is preferably 0.001% or more. On the other hand, if the Zr content is too high, coarse Zr oxides may be generated, which may reduce the hole expandability and bendability. Therefore, if Zr is contained, the Zr content is set to 0.050% or less. The Zr content is preferably 0.040% or less.
  • Mg is an element that controls the morphology of sulfides and oxides and contributes to improving the bendability of the steel sheet. Therefore, Mg may be contained. To obtain the above effects, the Mg content is preferably 0.0001% or more. On the other hand, if the Mg content is too high, the hole expandability and bendability may be reduced due to the formation of coarse inclusions. Therefore, if Mg is contained, the Mg content is set to 0.050% or less, and preferably 0.040% or less.
  • REM 0-0.100% REM is an element that effectively controls the morphology of sulfides even when contained in a small amount. Therefore, REM may be contained in steel. To obtain the above effect, the REM content is preferably 0.001% or more. On the other hand, if the REM content is too high, coarse REM oxides are generated, which may reduce workability, fracture resistance, hole expandability, and bendability. Therefore, if REM is contained, the REM content is set to 0.100% or less. The REM content is preferably 0.080% or less or 0.060% or less.
  • REM Rare Earth Metal
  • Sc scandium
  • Y yttrium
  • Lu lutetium
  • the "REM content” refers to the total content of these rare earth elements.
  • the chemical composition of the steel plate according to this embodiment may include C, Si, Mn, Al, B, Nb, P, S, N, and O, with the balance being Fe and impurities, or may include C, Si, Mn, Al, B, Nb, P, S, N, and O, and one or more optional elements, with the balance being Fe and impurities.
  • impurities refers to elements that are mixed in during industrial steel production due to various factors in raw materials such as ores and scraps, and in the manufacturing process, and whose presence is permitted to the extent that they do not impair the properties of the steel sheet according to the present embodiment. Impurities also include elements that are not intentionally added to the steel sheet.
  • the chemical composition of the steel sheet according to this embodiment may be measured by a general method.
  • measurement can be performed using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry).
  • ICP-AES Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry
  • elements that are difficult to measure using ICP-AES can be measured using other methods.
  • C and S can be measured using the combustion-infrared absorption method
  • N can be measured using the inert gas fusion-thermal conductivity method
  • O can be measured using the inert gas fusion-non-dispersive infrared absorption method.
  • the sample for measurement is collected from around the 1/4 depth position.
  • the chemical composition of the slab may be used as the chemical composition of the steel sheet according to this embodiment.
  • microstructure at 1/4 depth position Next, the microstructure (metal structure) at a 1/4 depth position of the steel plate according to this embodiment will be described.
  • the structure fraction is expressed as an area fraction. Therefore, unless otherwise specified, "%" represents "area %”.
  • Martensite is a hard structure, which contributes to improving tensile strength.
  • the area fraction of martensite is set to 80% or more.
  • the area fraction of martensite is preferably 85% or more, and more preferably 90% or more.
  • the area fraction of martensite may be 100%.
  • “martensite” refers to fresh martensite and tempered martensite.
  • Fresh martensite is martensite that does not contain iron carbide.
  • tempered martensite is martensite that contains iron carbide.
  • Ferrite is a soft phase that forms during intercritical annealing or slow cooling after annealing. When ferrite is mixed with a hard phase such as martensite, it improves the ductility of steel sheets. However, to achieve a certain level of strength, the area fraction of ferrite must be limited.
  • bainite is a phase that is generated by holding at 400 to 550°C for a certain period of time during the cooling process after holding at the annealing temperature. Bainite is softer than martensite and has the effect of improving ductility, but in order to achieve a predetermined high strength, its area ratio must be limited, as with the above-mentioned ferrite.
  • Pearlite is a structure containing cementite within the structure and consumes carbon (C) in the steel, which contributes to improving strength, so if the area ratio of pearlite is excessive, the strength of the steel sheet decreases. Therefore, the total area ratio of ferrite, bainite, and pearlite is set to 15% or less. Since these structures (phases) do not necessarily need to be contained, the lower limit of the area ratio is 0%.
  • the retained austenite is a structure that contributes to improving elongation through transformation induced plasticity (TRIP).
  • the steel sheet according to this embodiment does not need to contain retained austenite (the area fraction may be 0%), but in order to obtain excellent elongation, it is preferable that the area fraction of retained austenite is 5% or more.
  • the area fraction of retained austenite is set to 10% or less.
  • the area fraction of retained austenite is preferably 5% or less.
  • each structure and calculation of its area ratio are carried out by first determining the region to be retained austenite in a specified observation area, and then identifying ferrite, bainite, martensite, or pearlite in the same observation area. It is desirable to collect samples from a range of 100 mm from the edge in the width direction, but if the original material is small and this is difficult, samples can be taken from the center of the material. Specifically, the area fraction of retained austenite is measured as follows. After mirror-finishing the observation surface, the observation surface is polished by colloidal silica polishing or electrolytic polishing.
  • Measurement points detected as FCC phase from the measurement data are defined as retained austenite, and the ratio of the number of measurement points detected as FCC phase to the total number of measurement points is defined as the area fraction of retained austenite.
  • the area ratios of ferrite, bainite, martensite, and pearlite can be measured by the following method. Specifically, the same square region 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 obtained secondary electron image of the structure, a point counting method at 2 ⁇ m intervals (grid arrangement) is used to measure the area ratio of each structure to the total number of measurement points.
  • the observation area is desirably 1200 ⁇ m 2 or more. If the area of one field is insufficient, multiple fields may be measured so that the area is 1200 ⁇ m 2 or more. There is no need to set an upper limit on the observation area, but the observation area may be, for example, 2500 ⁇ m 2 or less.
  • the rolling direction is determined by the following method.
  • the Z-plane of the sheet (a plane parallel to both the longitudinal and transverse directions of the sheet) is polished to a quarter depth and mirror-polished, after which a Mn concentration map of a 500 ⁇ m ⁇ 500 ⁇ m area is obtained using an EPMA.
  • the longitudinal direction of the streaks is determined to be the rolling direction.
  • the rolling direction of a steel sheet is known in advance, the rolling direction of the steel sheet may be determined without using the above-mentioned determination method.
  • the rolling direction can be determined using the above-mentioned method for a weakly processed part of the part (for example, a flat part that has received relatively little processing).
  • Ferrite has a granular or acicular 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 inside the lath structure and the carbides extend in the same direction.
  • Fresh martensite 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 inside the lath structure and the carbides extend in multiple different directions.
  • pearlite a region in which ferrite and cementite are in a lamellar shape.
  • the above-mentioned visual identification is not performed on areas that have been determined to be retained austenite in the preceding identification of retained austenite.
  • the area ratio is calculated as a ratio to the total number of measurement points in 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).
  • microstructure of the surface layer has a particularly large effect on bendability and LME resistance (suppression of LME cracking).
  • Total of ferrite, bainite, and pearlite 60% or more
  • Ferrite, bainite, and pearlite contribute to improving the bendability of the steel sheet. Therefore, the total area ratio of these is set to 60% or more.
  • the total area ratio of ferrite, bainite, and pearlite is preferably 80% or more.
  • the upper limit of these area ratios is not limited and may be 100%.
  • Total of martensite and retained austenite 0 to 40% If the total area ratio of one or both of martensite and retained austenite exceeds 40%, bendability deteriorates. Therefore, the total area ratio is set to 40% or less.
  • the identification and calculation of the area ratio of each structure (phase) in the surface layer can be done using the same method as for calculating the area ratio of each structure at a 1/4 depth position, except for the measurement position.
  • the measurement position is a square area from the surface of the steel plate to a depth of 30 ⁇ m (a square area 30 ⁇ m in the plate thickness direction x 30 ⁇ m in the rolling direction, with one side at the surface).
  • a soft layer (decarburized layer) is formed to reduce the C content near the surface.
  • the average C content in the range from a position 10 ⁇ m from the surface along the sheet thickness direction to a position 20 ⁇ m from the surface along the sheet thickness direction is set to 0.085 mass% or less. There is no need to set a lower limit for the average C content, but it may be 0.001 mass% or more.
  • the maximum C content near the surface is reduced.
  • the maximum C content in the range from the surface to a position 30 ⁇ m in the sheet thickness direction is set to 0.130 mass% or less. It is not necessary to set a lower limit for the maximum C content, but it may be 0.001 mass% or more.
  • the average C content in the range from the surface to a position 10 ⁇ m away from the surface along the thickness direction and the maximum C content in the range from the surface to a position 30 ⁇ m away from the surface along the thickness direction can be obtained by performing glow discharge optical emission spectroscopy (GDS) and measuring the element concentration profile of C from the surface to a predetermined position. During the measurement, a sample is taken from the same position as in the case of microstructure observation, and measurements are performed on this sample so that the depth of the measurement range in the plate thickness direction is 200 ⁇ m or more and the number of measurement points up to a depth of 200 ⁇ m is 10,000 or more.
  • GDS glow discharge optical emission spectroscopy
  • the surface position of the steel sheet is defined as follows. That is, the Mn concentration profile is measured by GDS from the surface of the steel sheet including the coating layer to a position 200 ⁇ m in the sheet thickness direction (a position at a depth of 200 ⁇ m), and the position where the Mn content is half the average value of the Mn content in the depth range of 190 to 200 ⁇ m is defined as the surface (most superficial layer position) of the steel sheet.
  • the C profile is determined by measuring the C element concentration profile from the data used for the Mn measurement, with the most superficial layer position defined above as the origin, and determining the average C content in the range from a position 10 ⁇ m from the surface along the sheet thickness direction to a position 20 ⁇ m from the surface along the sheet thickness direction, and the maximum C content in the range from the surface to a position 30 ⁇ m along the sheet thickness direction.
  • the entire measurement value is corrected so that the average C content in the depth range of 190 to 200 ⁇ m matches the C content at the 1/4 depth position.
  • the steel plate according to this embodiment has a tensile strength (TS) of 1470 MPa or more, which is a strength that contributes to reducing the weight of an automobile body and improving impact resistance. There is no upper limit to the tensile strength. In order to ensure sufficient bendability, the tensile strength may be 1650 MPa or less.
  • VDA bending angle In the steel plate according to this embodiment, the VDA bend angle is set to 75° or more to suppress fracture during a collision.
  • the VDA bend angle can be determined by a bending test in accordance with VDA (German Association of the Automotive Industry) standard 238-100. Due to the nature of the test, the VDA bend angle is set to 180° or less.
  • the thickness of the steel plate according to the present embodiment is not limited, if the thickness is too large, it becomes difficult to obtain the effect of reducing the vehicle body weight, so the thickness is preferably 2.3 mm or less, more preferably 1.6 mm or less, and even more preferably 1.2 mm or less. Furthermore, if the plate thickness is thin, it becomes difficult to control the plate thickness, so it may be 0.8 mm or more, or 1.0 mm or more.
  • the steel sheet according to this embodiment may have a zinc-plated layer on the surface. Providing a plated layer on the surface improves corrosion resistance. Even if automotive steel sheets are strengthened, they may not be able to be thinned below a certain thickness due to concerns about holes due to corrosion. One of the purposes of strengthening steel sheets is to reduce weight by thinning them, so even if a steel sheet is developed, its application areas will be limited if its corrosion resistance is low. One possible method for solving these problems is to apply a highly corrosion-resistant coating, such as hot-dip galvanizing, to the steel sheet.
  • the steel sheet according to this embodiment is capable of hot-dip galvanizing because the steel sheet composition is controlled as described above.
  • the hot-dip galvanized layer may be an alloyed hot-dip galvanized layer.
  • the part according to this embodiment can be obtained by cutting the steel plate according to this embodiment to a predetermined size as needed, processing it into a predetermined shape by pressing or the like as needed, and joining it to other members by welding or the like as needed. Therefore, the component according to this embodiment includes, at least in part, the steel plate according to this embodiment having the above-described characteristics.
  • Samples were taken from the steel material constituting the part according to this embodiment and measured in the same manner as for the steel plate according to this embodiment. If the chemical composition, microstructure at a 1/4 depth position, microstructure of the surface layer, average C content in the range from 10 ⁇ m from the surface along the thickness direction to 20 ⁇ m from the surface along the thickness direction, maximum C content in the range from the surface along the thickness direction to 30 ⁇ m, tensile strength, and VDA bending angle were equivalent to those of the steel plate according to this embodiment, then it can be said that the part according to this embodiment includes the steel plate according to this embodiment.
  • the steel sheet according to this embodiment can achieve the above-described effects regardless of the manufacturing method, but a manufacturing method including the following steps is preferred because it can be manufactured stably.
  • IV A cold rolling process in which the hot-rolled steel sheet after the coiling process is cold-rolled under conditions in which a sheet thickness reduction rate is 5 to 50% to obtain a cold-rolled steel sheet;
  • the part according to this embodiment can be manufactured by subjecting the steel sheet according to this embodiment obtained as described above to the following steps.
  • (VI) A processing step of forming the steel plate according to the present embodiment into a predetermined size and/or shape, as necessary;
  • (VII) A welding step of joining the steel plate according to this embodiment to another steel material by welding, as necessary.
  • the slab having a predetermined chemical composition obtained through the casting step is heated to a heating temperature of 1180°C or higher. If the heating temperature is less than 1180°C, the NbC formed in the casting process cannot be solutionized, and the effect of suppressing recrystallization by Nb cannot be obtained in the subsequent hot rolling process.
  • the heating temperature is preferably 1220°C or higher. There is no upper limit to the heating temperature, but the heating temperature may be 1350° C. or less in terms of fuel costs.
  • the chemical composition of the decarburized layer for the slab used in the heating process, the chemical composition of the decarburized layer, outside of a certain range from the surface, for example, at a depth of 1/4, does not substantially change during the manufacturing process. Therefore, the chemical composition of the slab should be the same as the chemical composition of the target steel plate at a depth of 1/4.
  • the slab after the heating process is hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the hot rolling process includes rough rolling, which converts the slab into a hot-rolled steel sheet, and finish rolling, which further hot-rolls the hot-rolled steel sheet after rough rolling by multiple passes.
  • finish rolling the surface temperature of the hot-rolled steel sheet before the start of the final three passes is set to 820°C or higher and 900°C or lower, and the reduction rate (sheet thickness reduction rate) of each of the final three passes (in the case of n-pass rolling, the three passes: the n-2th pass, the n-1th pass, and the nth pass) is set to 30% or higher.
  • the finish rolling be performed continuously using a rolling mill having multiple stands.
  • the rolling introduces dislocations into the austenite.
  • recrystallization is suppressed by Nb, so the introduced dislocations are carried over to subsequent processes.
  • the surface temperature of the steel sheet before the start of the final three passes of finish rolling exceeds 900°C, or if any of the reduction rates in the final three passes is less than 30%, sufficient dislocations cannot be introduced.
  • the rolling start temperature is preferably 820°C or higher in order to suppress the formation of a soft phase in the surface layer.
  • the surface temperature of the hot-rolled steel sheet before the start of the final three passes is 860°C or less.
  • the reduction ratio in each of the final three passes is 35% or more. There is no upper limit to the reduction ratio in the final three passes, but in terms of equipment load, the reduction ratio in each of the final three passes may be 50% or less.
  • the hot-rolled steel sheet after the hot rolling process is coiled at a coiling temperature of 400°C or less.
  • water cooling is performed after the end of rolling, and cooling is started at 800°C or higher, with the average cooling rate from the start of cooling to the coiling temperature (cooling stop temperature) being 50°C/s or more.
  • the cooling start temperature may be 850°C or less.
  • the average cooling rate from the start of cooling to the coiling temperature (cooling stop temperature) may be 200°C/s or less.
  • the coiling temperature is preferably 250°C or higher.
  • the hot rolled steel sheet after the coiling step is cold rolled under conditions where the sheet thickness reduction rate (rolling reduction rate) is 5 to 50% to obtain a cold rolled steel sheet. If the thickness reduction rate exceeds 50%, the dislocation density is reduced by recrystallization during the annealing process. In this case, the desired decarburized layer cannot be obtained. Therefore, the thickness reduction rate is set to 50% or less. From the viewpoint of suppressing fracture during cold rolling, the sheet may be reheated to 200°C or less before cold rolling. If the sheet is reheated to a temperature higher than 200°C, the dislocation density decreases, and the desired decarburized layer cannot be obtained. On the other hand, if the thickness reduction rate is too low, thickness variations during hot rolling become a problem, so the thickness reduction rate is set to 5% or more.
  • the cold-rolled steel sheet is heated to 840°C at an average heating rate of 5°C/s or more, and then annealed by holding the annealing temperature in the 840 to 900°C temperature range for 60 seconds or more in an atmosphere with a dew point of -15 to 10°C.
  • This annealing process results in a predetermined decarburized layer.
  • the steel will not be sufficiently decarburized. If the annealing temperature is less than 840°C, the strength may be insufficient. If the annealing temperature is more than 900°C, the austenite grains will become coarse, and the amount of soft ferrite produced in the surface layer will be insufficient. If the average heating rate up to 840°C is less than 5°C/s, recrystallization will proceed during heating, the amount of lattice defects introduced by hot rolling will decrease, and decarburization will not proceed sufficiently.
  • the average heating rate is not limited as long as it is 5°C/s or more, but it is preferably 50°C/s or less from the viewpoint of temperature controllability when the maximum temperature is reached. If the dew point exceeds 10°C, oxides of elements other than C are formed in the surface layer, inhibiting the decarburization reaction, forming a C-enriched layer in the surface layer, and increasing the maximum C content near the surface layer.
  • the upper limit of the holding time is not limited, but may be 200 seconds or less from the viewpoint of productivity. After the maximum temperature is reached, quenching and tempering are performed to obtain a martensite structure, and an isothermal holding process is performed to obtain ferrite, bainite, and pearlite structures.
  • a plating step may be further carried out.
  • the plating step may be carried out during the cooling after the above-mentioned holding in the annealing step, or may be carried out after once cooling to room temperature.
  • a hot-dip galvanized layer is formed on the surface as a plating layer to produce a cold-rolled steel sheet (hot-dip galvanized steel sheet) having a hot-dip galvanized layer
  • the steel sheet may be immersed in a plating bath at an equivalent temperature while the steel sheet temperature is higher than 425°C and lower than 600°C to perform hot-dip galvanization.
  • the hot-dip galvannealed layer may be converted into an galvannealed layer by, for example, performing an alloying heat treatment by heating to more than 450° C. and less than 600° C.
  • the thermal history associated with the plating step and the alloying step is included in the thermal history to be controlled in the annealing step when it is performed during cooling in the annealing step, and is not included in the thermal history to be controlled in the annealing step when it is performed after cooling to room temperature in the annealing step.
  • the steel plate according to the present embodiment is formed into a predetermined size and/or shape in the processing step.
  • the processing method may be a known method, for example, shearing, punching, drilling, bending, pressing, stretching, or the like to process into a predetermined size and/or shape.
  • the steel plate according to the present embodiment (including that which has undergone a processing step) and another steel material are joined by welding such as spot welding.
  • welding there are no limitations on the welding conditions, and known conditions may be applied.
  • Slabs having the chemical compositions shown in Tables 1-1 and 1-2 were obtained by continuous casting.
  • the slabs were heated to 1250°C and then subjected to hot rolling including rough rolling and finish rolling.
  • the finish rolling the surface temperature of the hot-rolled steel sheet before the start of the final three passes in a rolling mill having multiple stands and the rolling reduction ratios in each of the final three passes were as shown in Tables 2-1 and 2-2.
  • the hot-rolled steel sheet was water-cooled from a temperature of 800°C or higher at an average cooling rate of 50°C/s or higher from the start of cooling to the coiling temperature, and was coiled at the coiling temperatures shown in Tables 2-1 and 2-2.
  • the hot-rolled steel sheets after the coiling process were cold-rolled at the thickness reduction rates shown in Tables 2-1 and 2-2 to obtain cold-rolled steel sheets with thicknesses of 0.8 to 1.6 mm.
  • the cold-rolled steel sheets after cold rolling were annealed under the conditions shown in Tables 2-1 and 2-2.
  • hot-dip galvanization was performed during cooling after holding at the annealing temperature in the annealing step to form a hot-dip galvanized layer on the surface.
  • alloying was performed to form the hot-dip galvanized layer as an alloyed hot-dip galvanized layer.
  • the area ratio of the microstructure at the 1/4 depth position and in the surface layer, and the C concentration distribution in the surface layer of the obtained steel plates were evaluated using the methods described above.
  • the tensile strength, bendability, and LME resistance during spot welding were evaluated using the following methods.
  • the tensile strength was determined by taking a JIS No. 5 tensile test piece from the steel sheet in a direction perpendicular to the rolling direction and conducting a tensile test on this test piece in accordance with JIS Z 2241: 2022. The method for determining the rolling direction was as described above.
  • the steel plate of the present invention example which is manufactured by the manufacturing method of the present invention, has a predetermined chemical composition specified in the present invention, and contains a microstructure at a 1/4 depth position, in area ratios, martensite: 80% or more, a total of ferrite, bainite, and pearlite: 0 to 15%, and retained austenite: 0 to 10%.
  • the microstructure of the surface layer portion contains, in area ratios, a total of ferrite, bainite, and pearlite: 60% or more, and a total of martensite and retained austenite: 0 to 40%.
  • the average C content in the range from a position 10 ⁇ m from the surface along the plate thickness direction to a position 20 ⁇ m from the surface along the plate thickness direction is 0.085% or less, and the maximum C content in the range from the surface to a position 30 ⁇ m along the plate thickness direction is 0.130% or less.
  • the tensile strength is 1470 MPa or more, and the VDA bend angle is 75° or more.
  • the steel plate has high strength and excellent bendability, and LME cracking during spot welding is suppressed.
  • either the chemical composition or the manufacturing method was outside the scope of the present invention, and therefore at least one of the chemical composition, the microstructure at the 1/4 depth position, the microstructure of the surface layer, the average C content in the range from 10 ⁇ m from the surface along the thickness direction to 20 ⁇ m from the surface along the thickness direction, the maximum C content in the range from the surface along the thickness direction to 30 ⁇ m from the surface, the tensile strength, and the VDA bend angle was outside the scope of the present invention.
  • the strength or the bendability was poor, or LME cracking during spot welding was not sufficiently suppressed.
  • the present invention provides a steel plate and a manufacturing method thereof that has high strength and excellent bendability and can suppress LME cracking during spot welding. Therefore, it has high industrial applicability.

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Abstract

この鋼板は、所定の化学組成を有し、１／４深さ位置のミクロ組織が、面積率で、マルテンサイト：８０％以上、フェライト、ベイナイト、パーライトの合計：０～１５％、残留オーステナイト：０～１０％、を含有し、表層部のミクロ組織が、面積率で、フェライト、ベイナイト、パーライトの合計：６０％以上、マルテンサイト、残留オーステナイトの合計：０～４０％、を含み、前記表面から前記板厚方向に沿って１０μｍの位置～前記表面から前記板厚方向に沿って２０μｍの位置の間の範囲における、平均Ｃ含有量が、０．０８５質量％以下であり、前記表面から、前記板厚方向に沿って３０μｍの位置までの間の範囲における、最大Ｃ含有量が０．１３０質量％以下であり、引張強さが１４７０ＭＰａ以上であり、ＶＤＡ曲げ角が７５°以上である。

Description

鋼板およびその製造方法、並びに、部品
　本発明は、鋼板およびその製造方法、並びに、部品に関する
　本願は、２０２４年０４月２２日に、日本に出願された特願２０２４－０６９１４６号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　産業技術分野が高度に分業化した今日、各技術分野において用いられる材料には、特殊かつ高度な性能が要求されている。特に、自動車用鋼板に関しては、地球環境への配慮から、車体を軽量化して燃費を向上させるために、薄肉高成形性高張力鋼板の需要が著しく高まっている。また、自動車部材のうち、衝突部材については、衝突時のエネルギー吸収の観点から、高強度だけでなく、優れた曲げ性についても要求される。
　さらに、近年、車体および部品の耐食性を十分に確保するため、鋼板の表面に亜鉛めっき層を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板も適用されている。
　例えば特許文献１には、めっき性；強度と延性のバランス、曲げ性および穴拡げ性の加工性；並びに耐遅れ破壊特性に優れた９８０ＭＰａ以上の溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびその製造方法が開示されている。
　しかしながら、自動車部品への高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板には課題がある。すなわち、自動車の車体の組立、及び部品の取付けなどの工程では、主として抵抗スポット溶接が使われている。抵抗スポット溶接とは、重ね合わせた母材を、先端を適正に整形した電極の先端で挟み、比較的小さい部分に電流及び加圧力を集中して局部的に加熱して行う抵抗溶接である。しかしながら、車体および／または部品の組立てのため、亜鉛めっき鋼板（溶融亜鉛めっき鋼板、電気亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板）を抵抗スポット溶接すると、スポット溶接部において、溶融金属脆化（Ｌｉｑｕｉｄ　Ｍｅｔａｌ　Ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ：ＬＭＥ）割れと呼ばれる割れが発生することがある。ＬＭＥ割れは、抵抗スポット溶接時に発生する熱で亜鉛めっき層の亜鉛が溶融し、溶接部の鋼板組織の結晶粒界に溶融亜鉛が侵入し、その状態に引張応力が作用することで生じる割れである。割れが発生する要件は、溶接中に溶融した亜鉛が固体の鋼板と接触すること、及びその部位に引張応力（ひずみ）が働くことである。鋼板が高強度化するほどＬＭＥ割れの感受性は高まる傾向にある。ＬＭＥ割れが発生しているとスポット溶接部の強度が低下するため、ＬＭＥ割れの抑制（耐ＬＭＥ性の向上）が重要である。
　しかしながら、特許文献１では、１４７０ＭＰａ以上の引張強さでかつ曲げ性に優れる鋼板は開示されておらず、また、ＬＭＥ割れに対する対策も検討されていない。
　上記の課題に対し、亜鉛めっき鋼板のスポット溶接時の耐ＬＭＥ性を高める技術が提案されている。
　例えば、特許文献２では、圧延方向に直交する幅方向に切断した断面組織において、表面から１～１０μｍの第１の深さ領域におけるブロック径、表面から１０～６０μｍの第２の深さ領域におけるブロック径、表面から６０μｍ～板厚１／４の第３の深さ領域におけるブロック径のそれぞれを規定した鋼板が開示されている。
　特許文献２では、板厚表層から板厚中心層に向かってブロック径が傾斜制御された３層の構造にすることにより、スポット溶接時においても、変形を受けた時にブロック径が大きく、軟らかい層（第２層）が歪を担うようになり、最表層（第１層）における歪の過度な増加を抑えることが可能となることで、スポット溶接ＬＭＥ割れの発生を抑えることが可能となることが示されている。
　しかしながら、特許文献２では、曲げ性について考慮されておらず、曲げ性については改善の余地があると考えられる。
国際公開第２０１６／１１１２７５号 国際公開第２０２１／２５１２７６号
　上述の通り、従来、高強度、かつ優れた曲げ性を有し、さらに、スポット溶接時のＬＭＥ割れを抑制できる鋼板については提案されていなかった。
　そのため、本発明は、高強度、かつ優れた曲げ性を有し、スポット溶接時のＬＭＥ割れを抑制できる鋼板及びその製造方法、並びに、この鋼板を含む部品を提供することを課題とする。
　本発明者らは、強度、曲げ性の向上と同時にスポット溶接時のＬＭＥ割れを抑制する方法について検討を行った。その結果、以下の知見を得た。
（Ａ）高強度を得るためには、化学組成及び１／４深さ位置のミクロ組織を制御することが有効である。
（Ｂ）表面から一定の範囲に軟質層を設けることで、曲げ性が向上する。
（Ｃ）軟質層は脱炭により形成することができる。
（Ｄ）軟質層において、通常よりも脱炭量を多くし、平均Ｃ濃度及び最大Ｃ濃度を所定の範囲とすることで、ＬＭＥ割れの発生を抑制することができる。
（Ｅ）上記の効果を有する軟質層を得る場合、一般的な条件よりも、γ中のＣの拡散を速め、脱炭を促進することが有効である。
　本発明は、上記の知見に鑑みてなされた。本発明の要旨は以下の通りである。
［１］本発明の一態様に係る鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１８～０．３０％、Ｓｉ：０．５０～２．００％、Ｍｎ：２．４～３．５％、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｎｂ：０．０３５～０．１００％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ｎ：０．０２００％以下、Ｏ：０．００３０％以下、Ｔｉ：０～０．０５０％、Ｃｒ：０～１．０００％、Ｍｏ：０～０．５００％、Ｗ：０～０．５００％、Ｃｏ：０～０．５００％、Ｖ：０～０．１００％、Ｔａ：０～０．１００％、Ｓｎ：０～０．０５０％、Ｓｂ：０～０．０５０％、Ａｓ：０～０．０５０％、Ｎｉ：０～１．０００％、Ｃｕ：０～１．０００％、Ｃａ：０～０．０５０％、Ｚｒ：０～０．０５０％、Ｍｇ：０～０．０５０％、ＲＥＭ：０～０．１００％、及び、残部：Ｆｅおよび不純物、であり、板厚方向に沿って、表面から板厚の１／４の位置を１／４深さ位置とし、前記表面から３０μｍまでの範囲を表層部としたとき、前記１／４深さ位置のミクロ組織が、面積率で、マルテンサイト：８０％以上、フェライト、ベイナイト、パーライトの合計：０～１５％、残留オーステナイト：０～１０％、を含有し、前記表層部のミクロ組織が、面積率で、フェライト、ベイナイト、パーライトの合計：６０％以上、マルテンサイト、残留オーステナイトの合計：０～４０％、を含み、前記表面から前記板厚方向に沿って１０μｍの位置～前記表面から前記板厚方向に沿って２０μｍの位置の間の範囲における、平均Ｃ含有量が、０．０８５質量％以下であり、前記表面から、前記板厚方向に沿って３０μｍの位置までの間の範囲における、最大Ｃ含有量が０．１３０質量％以下であり、引張強さが１４７０ＭＰａ以上であり、ＶＤＡ曲げ角が７５°以上である。
［２］［１］に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｔｉ：０．００１～０．０５０％、Ｃｒ：０．００１～１．０００％、Ｍｏ：０．０１０～０．５００％、Ｗ：０．００１～０．５００％、Ｃｏ：０．０１０～０．５００％、Ｖ：０．００１～０．１００％、Ｔａ：０．００１～０．１００％、Ｓｎ：０．００１～０．０５０％、Ｓｂ：０．００１～０．０５０％、Ａｓ：０．００１～０．０５０％、Ｎｉ：０．０１０～１．０００％、Ｃｕ：０．００１～１．０００％、Ｃａ：０．００１～０．０５０％、Ｚｒ：０．００１～０．０５０％、Ｍｇ：０．０００１～０．０５０％、および、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。
［３］［１］または［２］に記載の鋼板は、前記表面に溶融亜鉛めっき層を有してもよい。
［４］［３］に記載の鋼板は、前記溶融亜鉛めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であってもよい。
［５］本発明の別の態様に係る鋼板の製造方法は、［１］に記載の前記化学組成を有するスラブを、１１８０℃以上の加熱温度に加熱する加熱工程と、前記加熱工程後の前記スラブを、熱間圧延して熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、前記熱延鋼板を、８００℃以上で冷却を開始し、巻取温度までの平均冷却速度が５０℃／ｓ以上とるように冷却し、４００℃以下の前記巻取温度で巻き取る、巻取工程と、前記巻取工程後の前記熱延鋼板を、板厚減少率が５～５０％となる条件で冷間圧延して冷延鋼板とする、冷間圧延工程と、前記冷延鋼板を、焼鈍する焼鈍工程と、を含み、前記熱間圧延工程は、前記スラブを前記熱延鋼板とする粗圧延と、前記粗圧延後の前記熱延鋼板をさらに複数パスの圧下によって熱間圧延する仕上げ圧延とを含み、前記仕上げ圧延では、最終３パスの開始前の前記熱延鋼板の表面温度を９００℃以下とし、かつ、前記最終３パスでの圧下率を、それぞれ３０％以上とし、前記焼鈍工程では、前記焼鈍として、前記冷延鋼板を、８４０℃まで５℃／ｓ以上の平均昇温速度で加熱し、露点が－１５～１０℃の雰囲気の中で、８４０～９００℃の温度域で６０秒以上保持する。
［６］本発明の別の態様に係る部品は、［１］または［２］に記載の鋼板を含む。
［７］［６］に記載の部品は、前記鋼板が、表面に溶融亜鉛めっき層を有していてもよい。
［９］［７］に記載の部品は、前記溶融亜鉛めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であってもよい。
　本発明の上記態様によれば、高強度かつ優れた曲げ性を有し、スポット溶接時のＬＭＥ割れを抑制できる鋼板及びその製造方法、並びにその鋼板を有する部品を提供することができる。
　本発明の一実施形態に係る鋼板（本実施形態に係る鋼板）およびその鋼板を含む部品、並びに、それらの製造方法について説明する。
　本実施形態において、板厚方向に沿って、表面から板厚の１／４の位置を１／４深さ位置とし、前記表面から３０μｍまでの範囲を表層部として説明する。
　ここで、１／４深さ位置および表層部の基準となる表面は、鋼板が、めっき層を有している場合（母材鋼板とめっき層とを有するめっき鋼板である場合）には、めっき層を除く母材鋼板の表面である。
＜鋼板＞
　本実施形態に係る鋼板は、所定の化学組成を有し、１／４深さ位置のミクロ組織が、面積率で、マルテンサイト：８０％以上、フェライト、ベイナイト、パーライトの合計：０～１５％、残留オーステナイト：０～１０％を含有し、表層部のミクロ組織が、面積率で、フェライト、ベイナイト、パーライトの合計：６０％以上、マルテンサイト、残留オーステナイトの合計：０～４０％、を含み、前記表面から前記板厚方向に沿って１０μｍの位置～前記表面から前記板厚方向に沿って２０μｍの位置の間の範囲における、平均Ｃ含有量が、０．０８５質量％以下であり、前記表面から、前記板厚方向に沿って３０μｍの位置までの間の範囲における、最大Ｃ含有量（最大Ｃ濃度）が０．１３０質量％以下であり、引張強さが１４７０ＭＰａ以上であり、ＶＤＡ曲げ角が７５°以上である。
　以下、それぞれについて説明する。
［化学組成］
　本実施形態に係る鋼板の化学組成について説明する。化学組成における各元素の含有量を示す「％」とは、断りがない限り、すべて質量％を意味する。
（Ｃ：０．１８～０．３０％）
　Ｃは、鋼板の高強度化のために必須の元素である。Ｃ含有量が０．１８％未満では十分な引張強さを得ることができない。そのため、Ｃ含有量を０．１８％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．２３％以上である。
　一方、Ｃ含有量が０．３０％を超えると溶接性が低下するとともに曲げ性が劣化する。そのため、Ｃ含有量は０．３０％以下とする。プレス成形性および溶接性の劣化を抑制する観点から、Ｃ含有量は好ましくは０．２５％以下である。
（Ｓｉ：０．５０～２．００％）
　Ｓｉは固溶強化元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素である。上記効果を得るため、Ｓｉ含有量を０．５０％以上とする。Ｓｉ含有量は好ましくは０．６５％以上である。
　一方、Ｓｉを過度に含有させると鋼板の脆化を招いて製造性や加工性が低下する場合がある。そのため、Ｓｉ含有量を２．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．５０％以下である。
（Ｍｎ：２．４～３．５％）
　Ｍｎは、鋼の焼入性を向上させる作用を有し、マルテンサイト主体のミクロ組織を得るのに有効な元素である。Ｍｎ含有量が２．４％未満では上記の効果を十分に得ることが困難となる。したがって、Ｍｎ含有量は２．４％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．６％以上である。
　一方、Ｍｎ含有量が３．５％超では、鋼板の表層においてα（フェライト）の生成が抑制され、所望の曲げ性が得られない。したがって、Ｍｎ含有量は３．５％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは３．０％以下である。
（Ａｌ：０．００１～０．１００％）
　Ａｌは、鋼の脱酸作用を有する元素である。上記効果を得るため、Ａｌ含有量を０．００１％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．００５％以上である。
　一方、Ａｌを過剰に含有させても効果が飽和してコスト上昇を招くばかりか、鋼の変態温度が上昇して、熱間圧延時の負荷が増大するとともに、熱延鋼板の平坦度が大きく損なわれ、後工程の冷間圧延の実施が難しくなる。そのため、Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０９０％以下である。
（Ｂ　：０．０００１～０．００５０％）
　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、マルテンサイト等の低温変態組織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ある。上記効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００１％以上とする。
　一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超える場合、鋼中にプレス成形時のボイドの発生起点となる粗大なＢ酸化物やホウ化物が生成し、鋼板の加工性が劣化する場合がある。このため、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。
（Ｎｂ：０．０３５～０．１００％）
　Ｎｂは、再結晶の抑制に有効な元素である。本実施形態に係る鋼板では、Ｎｂにより圧延中および焼鈍工程の再結晶を抑制することで逆変態前の組織の転位密度を上昇させる。これにより、γ（オーステナイト）変態後にも表層近傍に格子欠陥を存在させることが可能になり、焼鈍中のγ中でのＣの拡散速度を高め、脱炭を促進することで、ＬＭＥ割れが生じにくい脱炭層を形成させる。そのため、上記効果を得るため、Ｎｂ含有量を０．０３５％以上とする。
　一方、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えると、プレス成形時のボイドの発生起点となる粗大なＮｂ炭化物が多数析出し、鋼板の加工性が劣化する場合がある。このため、Ｎｂ含有量は０．１００％以下とする。
（Ｐ　：０．０１５％以下）
　Ｐは、粒界に偏析して鋼を脆化させるとともに曲げ性を劣化させる元素である。このため、Ｐ含有量は少ないほど好ましく、０％でもよいが、Ｐの除去時間、コストも考慮してＰ含有量は０．０１５％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０１３％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。
（Ｓ　：０．００３０％以下）
　Ｓは、硫化物系介在物を形成して曲げ性を劣化させる元素である。このため、Ｓ含有量は少ないほど好ましく、０％でもよいが、Ｓの除去時間、コストも考慮してＳ含有量は０．００３０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００１０％以下である。
（Ｎ　：０．０２００％以下）
　Ｎは、鋼板中で粗大な窒化物を形成し、鋼板の曲げ性や穴広げ性を劣化させる元素である。Ｎ含有量が０．０２００％超では、上記の劣化が著しくなるので、Ｎ含有量を０．０２００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００６０％以下または０．００５０％以下である。
　一方、Ｎ含有量は０％でもよいが、Ｎ含有量を０．０００１％未満とする場合、製造コストが大幅に増加する。そのため、Ｎ含有量を０．０００１％以上としてもよく、０．０００５％以上としてもよい。
（Ｏ　：０．００３０％以下）
　Ｏは、鋼中に粗大な酸化物を形成して曲げ性や穴広げ性を劣化させる元素である。Ｏ含有量が０．００３０％超では、上記特性の劣化が顕著となる。このためＯ含有量を０．００３０％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは０．００２０％以下である。Ｏ含有量は少ない方が好ましく、０％でもよいが、Ｏ含有量を０．０００１％未満とすることは、過度のコスト高を招き経済的に好ましくない。このためＯ含有量を０．０００１％以上としてもよい。Ｏ含有量を０．００１０％以上としてもよい。
　本実施形態に係る鋼板は、上記の元素を含有し、残部がＦｅ及び不純物であってもよい。
　一方、本実施形態に係る鋼板は、さらに、以下に示すＴｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｏ、Ｖ、Ｔａ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃａ、Ｚｒ、ＭｇおよびＲＥＭのうち、１種または２種以上の元素（任意元素）を含有してもよい。任意元素は含有しなくてもよいので、下限は０％である。
（Ｔｉ：０～０．０５０％）
　Ｔｉは、炭化物の形態制御に有効な元素である。したがって、Ｔｉを含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｔｉ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。
　一方、Ｔｉ含有量が０．０５０％を超えると、粗大なＴｉ酸化物又はＴｉ炭窒化物が鋼中に存在して鋼板の加工性が低下する場合がある。このため、含有させる場合、Ｔｉ含有量は０．０５０％以下とする。
（Ｃｒ：０～１．０００％）
　Ｃｒは、焼入れ性を高めて鋼板の高強度化に寄与する元素である。したがって、Ｃｒを含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｃｒ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。
　一方、Ｃｒ含有量が１．０００％を超えると、Ｃｒが鋼板の中心部に偏析して粗大なＣｒ炭化物が形成され、冷間成形性が低下する場合がある。このため、含有させる場合、Ｃｒ含有量は１．０００％以下とする。Ｃｒ含有量は好ましくは０．８００％以下または０．６００％以下である。
（Ｍｏ：０～０．５００％）
　Ｍｏは、鋼板の高強度化に有効な元素である。したがって、Ｍｏを含有させてもよい。上記効果を得る場合、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０．５００％を超えると、コストが上昇するとともに粗大なＭｏ炭化物が形成されて鋼板の冷間加工性が低下する場合がある。このため、含有させる場合、Ｍｏ含有量は０．５００％以下とする。Ｍｏ含有量は好ましくは０．４００％以下または０．３００％以下である。
（Ｗ：０～０．５００％）
　Ｗは炭化物形成元素であり、鋼板の高強度化に有効な元素である。したがって、Ｗを含有させてもよい。上記の効果を得る場合、Ｗ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｗ含有量は、０．００５％以上であることがより好ましく、０．０１０％以上であることがさらに好ましい。
　一方、Ｗ含有量が多すぎると、効果が飽和するだけでなく、コストが上昇する。このため、含有させる場合、Ｗ含有量を０．５００％以下とする。Ｗ含有量は、０．４００％以下であることが好ましく、０．３００％以下であることがより好ましい。
（Ｃｏ：０～０．５００％）
　Ｃｏは、鋼板の高強度化に有効な元素である。したがって、Ｃｏを含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｃｏ含有量が０．０１０％以上であることが好ましく、０．０５０％以上であることがより好ましい。
　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が低下するおそれがある。このため、含有させる場合、Ｃｏ含有量は０．５００％以下とする。Ｃｏ含有量は、０．４００％以下または０．３００％以下であることが好ましい。
（Ｖ　：０～０．１００％）
　Ｖは、炭化物の形態制御に有効な元素であり、鋼板の靭性の向上にも効果的な元素である。したがって、Ｖを含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｖ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。
　一方、Ｖ含有量が０．１００％を超えると、微細なＶ炭化物が多数析出し、鋼板の強度が上昇するものの延性が顕著に劣化し、加工性が低下する場合がある。このため、含有させる場合、Ｖ含有量は０．１００％以下とする。Ｖ含有量は０．０８０％以下であることが好ましい。
（Ｔａ：０～０．１００％）
　Ｔａは、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。したがって、Ｔａを含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｔａ含有量は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、微細なＴａ炭化物が多数析出し、鋼板の延性、鋼板の穴広げ性、曲げ性を低下させるおそれがある。このため、含有させる場合、Ｔａ含有量は０．１００％以下とする。Ｔａ含有量は、０．０２０％以下であることが好ましく、０．０１１％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元素である。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％であってもよいが、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ので、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元素である。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％であってもよいが、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ので、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元素である。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％であってもよいが、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ので、Ａｓ含有量を０．００１％以上としてもよい。
（Ｎｉ：０～１．０００％）
　Ｎｉは、鋼板の強度の向上に有効な元素である。したがって、Ｎｉを含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｎｉ含有量は０．００１％以上であることが好ましく、０．０１０％以上であることがより好ましい。
　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が低下するおそれがある。このため、含有させる場合、Ｎｉ含有量は１．０００％以下とする。Ｎｉ含有量は、０．６００％以下であることが好ましく、０．３００％以下であることがより好ましい。
（Ｃｕ：０～１．０００％）
　Ｃｕは、鋼板の強度の向上に寄与する元素である。したがって、Ｃｕを含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｃｕ含有量が０．００１％以上であることが好ましい。
　一方、Ｃｕ含有量が多すぎると、赤熱脆性が生じ、熱間圧延での生産性が低下するおそれがある。また、粗大な介在物の形成による穴広げ性および曲げ性が低下するおそれもある。このため、含有させる場合、Ｃｕ含有量は１．０００％以下とする。Ｃｕ含有量は、０．７００％以下または０．６００％以下であることが好ましく、０．３００％以下であることがより好ましい。
（Ｃａ：０～０．０５０％）
　Ｃａは、微量で硫化物の形態の制御に有効な元素である。したがって、Ｃａを含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｃａ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。
　一方、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る。このＣａ酸化物は、冷間成形時に割れ発生の起点となるので、Ｃａ含有量が多すぎると、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、含有させる場合、Ｃａ含有量は、０．０５０％以下とする。Ｃａ含有量は、０．０３０％以下であることが好ましい。
（Ｚｒ：０～０．０５０％）
　Ｚｒは、微量で硫化物の形態の制御に有効な元素である。したがって、Ｚｒを含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｚｒ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。
　一方、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、含有させる場合、Ｚｒ含有量は、０．０５０％以下とする。Ｚｒ含有量は、０．０４０％以下であることが好ましい。
（Ｍｇ：０～０．０５０％）
　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元素である。したがって、Ｍｇを含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｍｇ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。
　一方、Ｍｇ含有量が多すぎると、粗大な介在物の形成によって、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、含有させる場合、Ｍｇ含有量は、０．０５０％以下とする。Ｍｇ含有量は、０．０４０％以下であることが好ましい。
（ＲＥＭ：０～０．１００％）
　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。したがって、ＲＥＭを鋼中に含有させてもよい。上記効果を得る場合、ＲＥＭ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。
　一方、ＲＥＭ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、含有させる場合、ＲＥＭ含有量は、０．１００％以下とする。ＲＥＭ含有量は、０．０８０％以下または０．０６０％以下であることが好ましい。
　ここで、ＲＥＭとは、ＲａｒｅＥａｒｔｈＭｅｔａｌ（希土類元素）であり、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。「ＲＥＭ含有量」とは、これら希土類元素の合計含有量である。
（残部：Ｆｅおよび不純物）
　上述の通り、本実施形態に係る鋼板の化学組成は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｂ、Ｎｂ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏを含み、残部がＦｅ及び不純物であってもよいし、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｂ、Ｎｂ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏを含み、任意元素の１種以上を含み、残部がＦｅ及び不純物であってもよい。
　ここで、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化学組成は、一般的な方法によって測定すればよい。
　例えば、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。ただし、ＩＣＰ－ＡＥＳでの測定が難しい元素についてはその他の方法で測定すればよい。例えば、ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。測定用の試料は１／４深さ位置付近から採取する。
　スラブの化学組成が明らかな場合、スラブの化学組成を本実施形態に係る鋼板の化学組成としてもよい。
［１／４深さ位置のミクロ組織］
　次に、本実施形態に係る鋼板の１／４深さ位置のミクロ組織（金属組織）について説明する。本実施形態に係る鋼板のミクロ組織の説明において、組織分率は面積率で表す。従って、特に断りがなければ「％」は「面積％」を表す。
（マルテンサイト：８０％以上）
　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。１４７０ＭＰａ以上の引張強さを得るため、マルテンサイトの面積率は、８０％以上とする。マルテンサイトの面積率は、好ましくは８５％以上であり、より好ましくは、９０％以上である。マルテンサイトの面積率は１００％であってもよい。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および焼戻しマルテンサイトを指す。フレッシュマルテンサイトとは鉄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」とは鉄炭化物を含むマルテンサイトである。
（フェライト、ベイナイト、パーライトの合計：０～１５％）
　フェライトは、二相域焼鈍、もしくは焼鈍工程の保持後の緩冷却で生成する軟質な相である。フェライトは、マルテンサイトのような硬質相と混在する場合には鋼板の延性を向上させるが、所定の高強度を達成するためには、フェライトの面積率を制限する必要がある。
　また、一般的にベイナイトは焼鈍温度での保持後の冷却過程で、４００～５５０℃に一定時間保持することで生成する相である。ベイナイトは、マルテンサイトに対して軟質であるので延性を向上させる効果があるが、所定の高強度を達成するためには、上記のフェライト同様にその面積率を制限する必要がある。
　パーライトは、組織内にセメンタイトを有する組織であり強度の向上に寄与する鋼中のＣ（炭素）を消費する。そのため、パーライトの面積率が過剰であると、鋼板の強度が低下する。
　したがって、フェライト、ベイナイト、パーライトの面積率の合計を１５％以下とする。これらの組織（相）は含まれなくてもよいので、面積率の下限は０％である。
（残留オーステナイト：０～１０％）
　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。本実施形態に係る鋼板では、残留オーステナイトは含まなくてもよい（面積率が０％でもよい）が、優れた伸びを得る場合、残留オーステナイトの面積率を５％以上とすることが好ましい。
　一方、残留オーステナイトの面積率が過剰になると、残留オーステナイトの粒径が大きくなる。このような粒径の大きな残留オーステナイトは、変形後に粗大かつ硬質なマルテンサイトとなる。この場合、割れの起点が発生しやすくなり、曲げ性が劣化する。そのため、残留オーステナイトの面積率は１０％以下とする。残留オーステナイトの面積率は、好ましくは５％以下である。
　各組織の同定とその面積率の算定は、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、同じ観察領域について、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、またはパーライトの同定を行うことで行う。サンプルは幅方向エッジから１００ｍｍまでの範囲を避けて採取することが望ましいが、元の素材が小さくそれが困難な場合は、素材の中央から採取する。
　具体的には、残留オーステナイトの面積率は、以下の方法で測定する。すなわち、観察面を鏡面に仕上げた後、コロイダルシリカ研磨また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、鋼板の１／４深さ位置を中心とする板厚方向に沿った１００μｍ、圧延方向に沿った１００μｍである１００μｍ×１００μｍの正方形領域において、板厚方向と圧延方向のそれぞれについて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。入射電子の加速電圧は１５ｋＶとする。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測定点を残留オーステナイトとし、全測定点数に対するＦＣＣ相として検出された測定点数の割合を残留オーステナイトの面積率とする。
　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、得られた二次電子像の組織写真から、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全測定点数に対する比率を面積率とする。観察場所によるばらつきを小さくするため観察面積は１２００μｍ２以上とすることが望ましい。１視野の面積では不足する場合は１２００μｍ２以上となるように複数の視野を測定すればよい。観察面積の上限を設ける必要はないが、観察面積は例えば２５００μｍ２以下としてもよい。
　ここで、本実施形態において、圧延方向は以下の方法により判別する。
　板のＺ面（板の長手方向及び幅方向のいずれに対しても平行な面）を１／４深さ位置まで研磨し、鏡面研磨で仕上げたのち、ＥＰＭＡにて５００μｍ×５００μｍの領域のＭｎ濃度マップを取得する。Ｍｎの凝固偏析が筋状に測定される場合、筋模様の長手方向を圧延方向と判別する。
　鋼板の圧延方向が予め判明している場合には、上記の判別方法によらず、鋼板の圧延方向を決定してもよい。また、鋼板が部品に加工された場合であっても、部品の弱加工部（例えば、比較的加工を受けていない平坦部）について上記方法を用いて圧延方向を判別することができる。
　各組織は以下のように判定する。フェライトは粒状また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が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が２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含まない領域である。焼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が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。また、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。
　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測定点数に対する比率として算定する。
　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。
［表層部のミクロ組織］
　表層部のミクロ組織は、特に曲げ性や耐ＬＭＥ性（ＬＭＥ割れの抑制）への影響が大きい。
（フェライト、ベイナイト、パーライトの合計：６０％以上）
　フェライト、ベイナイト、パーライトは、鋼板の曲げ性の向上に寄与する。そのため、これらの面積率の合計を６０％以上とする。フェライト、ベイナイト、パーライトの面積率の合計は、好ましくは８０％以上である。これらの面積率の上限は限定されず１００％でもよい。
（マルテンサイト、残留オーステナイトの合計：０～４０％）
　マルテンサイト、残留オーステナイトの１種又は２種の合計面積率が４０％超であると曲げ性が劣化する。そのため、これらの合計面積率を４０％以下とする。
　表層部の各組織（相）の同定と面積率の算出は、測定位置以外は、１／４深さ位置における各組織の面積率の算出方法と同じ方法を用いることができる。表層部の場合、測定位置は、鋼板の表面から深さ３０μｍまでの正方形領域（表面を一辺とする板厚方向３０μｍ×圧延方向３０μｍの正方形の領域）とする。
［表面から板厚方向に沿って１０μｍの位置～表面から板厚方向に沿って２０μｍの位置の間の範囲における、平均Ｃ含有量］
［表面から、板厚方向に沿って３０μｍの位置までの間の範囲における、最大Ｃ含有量］
　Ｃ含有量が多いと、ＬＭＥ割れが生じやすくなる。そのため、本実施形態に係る鋼板では、軟質層（脱炭層）を形成し、表面に近い位置でのＣ含有量を少なくする。具体的には、表面から板厚方向に沿って１０μｍの位置～表面から板厚方向に沿って２０μｍの位置の間の範囲における、平均Ｃ含有量を０．０８５質量％以下とする。平均Ｃ含有量は、その下限を定める必要はないが、０．００１質量％以上であってもよい。
　また、平均Ｃ含有量が一定以下であっても、表層近傍にＣ含有量（濃度）の高い位置が存在すると、溶接などの鋼板が高温にさらされる工程において、表層近傍のＣの濃化点から表層側に拡散するＣの影響により、ＬＭＥ割れが生じやすくなる。そのため、表層近傍の最大Ｃ含有量を小さくする。具体的には、表面から板厚方向に沿って３０μｍの位置までの間の範囲における、最大Ｃ含有量を０．１３０質量％以下とする。最大Ｃ含有量の下限を定める必要はないが、０．００１質量％以上であってもよい。
　高露点焼鈍によって、表層付近に脱炭層を形成することができることは知られているが、１／４深さ位置のＣ含有量が０．１８質量％以上の鋼板においては、通常の高露点焼鈍だけでは、上記のような平均Ｃ含有量、最大Ｃ含有量を有する脱炭層を形成することはできない。そのため、本実施形態に係る鋼板を製造する場合には、圧延時の再結晶を抑制するＮｂの含有量を高めるとともに、後述するように、製造条件、特に熱間圧延工程と焼鈍工程とにおける条件を制御する。
　表面から板厚方向に沿って１０μｍの位置～表面から板厚方向に沿って２０μｍの位置の間の範囲における、平均Ｃ含有量、表面から板厚方向に沿って３０μｍの位置までの間の範囲における、最大Ｃ含有量は、グロー放電発光分光分析法(ＧＤＳ)を実施し、表面から所定の位置までのＣの元素濃度プロファイルを測定することで得られる。
　測定に際しては、ミクロ組織観察の場合と同様の位置からサンプルを採取し、このサンプルについて、測定範囲の板厚方向への深さが２００μｍ以上となるように、かつ、深さ２００μｍまでの間の測定点が１００００点以上となるように測定を実施する。
　鋼板が表面のめっき層（溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層等）を有している場合、めっき鋼板の場合、鋼板の表面位置は、以下のように定義する。
　すなわち、めっき層を含む鋼板の表面から板厚方向に２００μｍの位置（深さ２００μｍの位置）までＧＤＳによってＭｎの濃度プロファイルを測定し、Ｍｎ含有量が、深さ１９０～２００μｍの範囲のＭｎ含有量の平均値の半分の値になる位置を、鋼板の表面（最表層位置）と定義する。ＣのプロファイルはＭｎ測定に用いたデータから、上記のように定義した再表層位置を原点として、Ｃの元素濃度プロファイルを測定して、表面から板厚方向に沿って１０μｍの位置～表面から板厚方向に沿って２０μｍの位置の間の範囲における、平均Ｃ含有量、表面から板厚方向に沿って３０μｍの位置のまで間の範囲における、最大Ｃ含有量を求める。ただし、深さ１９０～２００μｍの範囲のＣ含有量の平均値が、１／４深さ位置のＣ含有量に一致するように測定値全体を補正する。
［引張強さ］
　本実施形態に係る鋼板では、自動車の車体軽量化、耐衝撃性に寄与する強度として、引張強さ（ＴＳ）は１４７０ＭＰａ以上とする。
　引張強さの上限は限定されない。十分な曲げ性を担保する点で、引張強さは１６５０ＭＰａ以下であってもよい。
［ＶＤＡ曲げ角］
　本実施形態に係る鋼板では、衝突時の破断抑制のために、ＶＤＡ曲げ角は７５°以上とする。ＶＤＡ曲げ角は、ＶＤＡ（ドイツ自動車工業会規格）２３８－１００に準拠した曲げ試験により求めることができる。ＶＤＡ曲げ角は、試験の性質上、１８０°以下となる。
［板厚］
　本実施形態に係る鋼板の板厚は限定されないが、厚いと車体軽量化効果が得にくくなるので、２．３ｍｍ以下が好ましい。１．６ｍｍ以下であることがより好ましく、１．２ｍｍ以下であることがさらに好ましい。
　また、板厚が薄いと、板厚制御が難しくなるので、０．８ｍｍ以上としてもよく、１．０ｍｍ以上としてもよい。
［めっき層］
　本実施形態に係る鋼板では、表面に亜鉛めっき層を備えてもよい。表面にめっき層を備えることで、耐食性が向上する。自動車用鋼板は、腐食による穴あきの懸念があると、高強度化してもある一定板厚以下に薄手化できない場合がある。鋼板の高強度化の目的の一つは、薄手化による軽量化であることから、鋼板を開発しても、耐食性が低いと適用部位が限られる。これら課題を解決する手法として、耐食性の高い溶融亜鉛めっき等のめっきを鋼板に施すことが考えられる。本実施形態に係る鋼板は、鋼板成分を上述のように制御しているので、溶融亜鉛めっきが可能である。溶融亜鉛めっき層は、合金化溶融亜鉛めっき層であってもよい。
＜部品＞
　本実施形態に係る部品は、本実施形態に係る鋼板を、必要に応じて所定のサイズに切断し、必要に応じてプレス等によって所定の形状に加工し、必要に応じて溶接等によって他の部材と接合されることで得られる。
　そのため、本実施形態に係る部品は、少なくとも一部に、上述した特徴を有する本実施形態に係る鋼板を含む。
　本実施形態に係る部品を構成する鋼材からサンプルを採取し、本実施形態に係る鋼板の場合と同様の要領で測定した結果、化学組成、１／４深さ位置のミクロ組織、表層部のミクロ組織、表面から厚さ方向に沿って１０μｍの位置～表面から厚さ方向に沿って２０μｍの位置の間の範囲における、平均Ｃ含有量、表面から厚さ方向に沿って３０μｍの位置までの間の範囲における最大Ｃ含有量、引張強さ、ＶＤＡ曲げ角が、本実施形態に係る鋼板と同等であれば、本実施形態に係る部品は、本実施形態に係る鋼板を含むと言える。
＜製造方法＞
　本実施形態に係る鋼板は、製造方法によらず、上記の特徴を有していれば、その効果が得られるが、以下の工程を含む製造方法によれば、安定して製造できるので好ましい。
（Ｉ）所定の化学組成を有するスラブを、１１８０℃以上の加熱温度に加熱する加熱工程、
（ＩＩ）前記加熱工程後の前記スラブを、熱間圧延して熱延鋼板を得る熱間圧延工程、
（ＩＩＩ）前記熱延鋼板を、冷却し、４００℃以下の巻取温度で巻き取る、巻取工程、
（ＩＶ）前記巻取工程後の前記熱延鋼板を、板厚減少率が５～５０％となる条件で冷間圧延して冷延鋼板とする、冷間圧延工程、
（Ｖ）前記冷延鋼板を、焼鈍する焼鈍工程。
　また、本実施形態に係る部品は、上記で得られる本実施形態に係る鋼板を、さらに以下の工程に供することで製造できる。
（ＶＩ）必要に応じて、本実施形態に係る鋼板を所定のサイズおよび／または形状とする、加工工程、
（ＶＩＩ）必要に応じて、本実施形態に係る鋼板と、別の鋼材とを溶接によって接合する溶接工程。
　以下、それぞれについて説明する。
　説明しない条件、工程については公知の条件を適用できる。
［加熱工程］
　加熱工程では、鋳造工程を経て得られた、所定の化学組成を有するスラブを、１１８０℃以上の加熱温度に加熱する。
　加熱温度が１１８０℃未満では、鋳造工程で形成されたＮｂＣを溶体化することができず、続く熱間圧延工程において、Ｎｂによる再結晶の抑制効果を得ることができない。加熱温度は、好ましくは１２２０℃以上である。
　加熱温度の上限は限定されないが、燃料コストの点で加熱温度は１３５０℃以下であってもよい。
　加熱工程に供するスラブについて、脱炭層となる表面から一定の範囲以外、例えば１／４深さ位置の化学組成は、製造工程において実質的に変化しない。そのため、スラブの化学組成は、目標とする鋼板の１／４深さ位置の化学組成と同等とすればよい。
［熱間圧延工程］
　熱間圧延工程では、加熱工程後のスラブを、熱間圧延して熱延鋼板を得る。熱間圧延工程は、スラブを熱延鋼板とする粗圧延と、粗圧延後の熱延鋼板をさらに複数パスの圧下によって熱間圧延する仕上げ圧延とを含む。また、熱間圧延工程において、仕上げ圧延では、最終３パスの開始前の熱延鋼板の表面温度を８２０℃以上９００℃以下とし、かつ、最終３パス（ｎパスの圧延であれば、第ｎ－２パス、第ｎ－１パス、第ｎパスの３パス）のそれぞれの圧下率（板厚減少率）を、いずれも３０％以上とする。仕上げ圧延は、複数のスタンドを有する圧延機で連続圧延を行うことが好ましい。
　上記の圧延によって、オーステナイト中に転位を導入する。本実施形態に係る鋼板では、Ｎｂによって再結晶が抑制されるので、導入された転位は、後の工程まで引き継がれる。
　仕上げ圧延の最終３パスの開始前（例えば７パス行う場合であれば、５パス目の開始前）の鋼板の表面温度が９００℃超である、または、最終３パスの圧下率のいずれかが３０％未満であると、十分な転位を導入することができない。圧延開始温度の下限は限定しないが、表層の軟質相の生成を抑制するために８２０℃以上が好ましい。
　好ましくは、最終３パスの開始前の熱延鋼板の表面温度は、８６０℃以下である。また、好ましくは、最終３パスでの圧下率は、それぞれ３５％以上である。最終３パスの圧下率の上限は限定されないが、設備負荷の点で、最終３パスの圧下率をそれぞれ５０％以下としてもよい。
［巻取工程］
　巻取工程では、熱間圧延工程後の熱延鋼板を、４００℃以下の巻取温度で巻き取る。表層に軟質な組織を生成させないために、圧延終了後には水冷を実施し、８００℃以上で冷却を開始し、冷却開始～巻取温度（冷却停止温度）までの平均冷却速度を５０℃／ｓ以上とする。冷却開始温度は、８５０℃以下であってもよい。また、設備能力の点で、冷却開始～巻取温度（冷却停止温度）までの平均冷却速度を２００℃／ｓ以下としてもよい。
　上記の冷却を行い、低温で巻き取ることで、逆変態後のオーステナイトに大量の格子欠陥を導入することができる。平均冷却速度が遅い、または巻取温度が４００℃超では、十分な格子欠陥（転位や結晶粒界）が残らない。
　格子欠陥の点では、巻取温度が低い方が好ましいが、巻取温度が２５０℃未満であると、過度に硬質化し、冷間圧延において鋼板が破断するおそれがあるので、巻取温度は２５０℃以上であることが好ましい。
［冷間圧延工程］
　冷間圧延工程では、巻取工程後の熱延鋼板を、板厚減少率（圧下率）が５～５０％となる条件で冷間圧延して冷延鋼板とする。
　板厚減少率が５０％超では、焼鈍工程で再結晶による転位密度の減少が促進される。この場合、所定の脱炭層を得ることができない。そのため、板厚減少率は５０％以下とする。冷延時の破断抑制の観点で、冷延前に２００℃以下に再加熱してもよい。２００℃超への再加熱では、転位密度が減少し、所定の脱炭層を得ることができない。
　一方、板厚減少率が低すぎると、熱間圧延での板厚ばらつきが問題となるため、板厚減少率は５％以上とする。
［焼鈍工程］
　焼鈍工程では、冷延鋼板を、８４０℃まで５℃／ｓ以上の平均昇温速度で加熱し、露点が－１５～１０℃の雰囲気の中で、８４０～９００℃の温度域の焼鈍温度で６０秒以上保持する、焼鈍を行う。この焼鈍で、所定の脱炭層を得る。前工程までの制御によって格子欠陥を一定以上含んだ鋼板に上記の条件で焼鈍を行うことで、通常よりも脱炭が促進され、目標とする脱炭層が得られる。
　露点が－１５℃未満、または保持時間が６０秒未満では、十分に脱炭しない。また、焼鈍温度が８４０℃未満では強度が不足する場合がある。焼鈍温度が９００℃超であると、オーステナイトの結晶粒が粗大化し、表層の軟質なフェライトの生成量が不十分となる。
　８４０℃までの平均昇温速度が５℃／ｓ未満では、昇温中に再結晶が進行し、熱間圧延で導入した格子欠陥量が減少し、脱炭の進行が不十分となる。平均昇温速度は、５℃／ｓ以上であれば限定されないが、最高到達温度到達時の温度制御性から５０℃／ｓ以下とすることが好ましい。
　露点が１０℃超では、Ｃ以外の元素の酸化物が表層に生成し、脱炭反応が阻害され、表層にＣの濃化層が生じ、表層近傍の最大Ｃ含有量が上昇する。
　保持時間の上限は限定されないが、生産性の点で２００秒以下としてもよい。最高到達温度以降はマルテンサイト組織を得るための焼入れおよび焼戻し、フェライト、ベイナイト、パーライト組織を得るための等温保持工程などを付与する。
［めっき工程］
　鋼板の表面にめっき層を形成する場合、さらにめっき工程を行ってもよい。めっき工程は、焼鈍工程の上記保持後の冷却の途中で行ってもよく、一旦室温まで冷却した後に、行ってもよい。
　表面にめっき層として溶融亜鉛めっき層を形成し、溶融亜鉛めっき層を備える冷延鋼板（溶融亜鉛めっき鋼板）を製造する場合には、鋼板温度が４２５℃超、６００℃未満の状態で、同等の温度のめっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施せばよい。
［合金化工程］
　表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える冷延鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板）を製造する場合には、上記のめっき工程で鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を形成した後、例えば、４５０℃超、６００℃未満に加熱する合金化熱処理を施して、溶融亜鉛めっき層を合金化溶融亜鉛めっき層としてもよい。めっき工程、合金化工程に伴う熱履歴は、焼鈍工程の冷却の途中で行う場合は、焼鈍工程で制御すべき熱履歴に算入し、焼鈍工程で一旦室温まで冷却した後に行う場合は、焼鈍工程で制御すべき熱履歴には算入しないものとする。
　［加工工程］
　加工を行う場合、加工工程では、本実施形態に係る鋼板を所定のサイズおよび／または形状とする。
　加工の方法は公知の方法でよく、例えば、せん断、打ち抜き、穴あけ、曲げ、プレス、張り出し加工等によって所定のサイズおよび／または形状に加工すればよい。
　［溶接工程］
　溶接工程を行う場合、溶接工程では、本実施形態に係る鋼板（加工工程を経たものを含む）と、別の鋼材とをスポット溶接などの溶接によって接合する。
　溶接条件については限定されず、公知の条件を適用すればよい。
　連続鋳造によって、表１－１、表１－２に記載の化学組成を有するスラブを得た。このスラブを、１２５０℃まで加熱した後、粗圧延と仕上げ圧延と含む熱間圧延に供した。仕上げ圧延では、複数のスタンドを有する圧延機で最終３パスの開始前の熱延鋼板の表面温度、最終３パスでのそれぞれの圧下率を表２－１、表２－２の通りとした。
　熱間圧延終了後の熱延鋼板は、８００℃以上の温度から水冷を開始し、冷却開始～巻取温度までの平均冷却速度を５０℃／ｓ以上とし、表２－１、表２－２の巻取温度で巻き取った。
　巻取工程後の熱延鋼板を、表２－１、表２－２の板厚減少率で冷間圧延を行って、板厚が０．８～１．６ｍｍの冷延鋼板を得た。
　冷間圧延後の冷延鋼板を、表２－１、表２－２の条件で焼鈍した。
　一部の例については、焼鈍工程の、焼鈍温度での保持以降の冷却の途中で、溶融亜鉛めっきを行い、表面に溶融亜鉛めっき層を形成した。さらにその一部の例については、合金化を行い、溶融亜鉛めっき層を合金化溶融亜鉛めっき層とした。
　得られた鋼板について、１／４深さ位置および表層部のミクロ組織の面積率、表層部のＣ濃度分布を上述の要領で評価した。また、引張強さ、曲げ性、スポット溶接時の耐ＬＭＥ性を、以下の要領で評価した。
［引張強さ］
　引張強さ（ＴＳ）は、鋼板から圧延方向に対し垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を採取し、この試験片に対し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０２２に沿って引張試験を行うことにより求めた。圧延方向の判別方法は前述の通りとした。
［曲げ性］
　ＶＤＡ（ドイツ自動車工業会規格）２３８－１００に準拠した曲げ試験を行い、ＶＤＡ曲げ角度を評価した。その際、圧延方向に沿った方向に平行な方向を曲げ稜線とした場合の限界曲げ角度を評価した。ＶＤＡ曲げ角が７５°以上であれば、優れた曲げ性を有すると判断した。
［耐ＬＭＥ性］
　得られた鋼板と、市販の引張強さが９８０ＭＰａ級のＧＡ鋼板とを２枚重ね、ナゲット径が５ｍｍとなる電流値、通電時間でスポット溶接を実施した。
　このとき、スポット溶接の電極と板の角度（打角）は５度、クリアランスは０．３ｍｍとした。
　スポット溶接後の鋼板のナゲット中央部の断面観察を行い、ＨＡＺ部の割れの有無、割れがある場合にはＨＡＺ部の割れの長さを測定した。ＨＡＺ部の割れ長さは板表面のき裂始点から観察断面におけるそのき裂の終点を直線で結んだ長さとした。
　試験Ｎｏ毎に５サンプルにて上記のスポット溶接及び断面観察を行い、５サンプルの最大割れ長さが３０μｍ以上である場合を耐ＬＭＥ性に劣る（ＮＧ）、いずれにも割れがないまたは最大割れ長さが３０μｍ未満の場合を耐ＬＭＥ性に優れる（ＯＫ）とした。
　表１－１～表４－２によれば、本発明の製造方法で製造され、本発明に規定された所定の化学組成を有し、１／４深さ位置のミクロ組織が、面積率で、マルテンサイト：８０％以上、フェライト、ベイナイト、パーライトの合計：０～１５％、残留オーステナイト：０～１０％、を含有し、表層部のミクロ組織が、面積率で、フェライト、ベイナイト、パーライトの合計：６０％以上、マルテンサイト、残留オーステナイトの合計：０～４０％、を含み、表面から板厚方向に沿って１０μｍの位置～表面から板厚方向に沿って２０μｍの位置の間の範囲における、平均Ｃ含有量が、０．０８５％以下であり、表面から、板厚方向に沿って３０μｍの位置までの間の範囲における、最大Ｃ含有量が０．１３０％以下であり、引張強さが１４７０ＭＰａ以上であり、ＶＤＡ曲げ角が７５°以上である、本発明例の鋼板は、高強度、かつ優れた曲げ性を有し、スポット溶接時のＬＭＥ割れが抑制されている。
　これに対し、比較例では、化学組成、製造方法のいずれかが本発明範囲外であり、これに伴い、化学組成、１／４深さ位置のミクロ組織、表層部のミクロ組織、表面から板厚方向に沿って１０μｍの位置～表面から板厚方向に沿って２０μｍの位置の間の範囲における、平均Ｃ含有量、表面から、板厚方向に沿って３０μｍの位置までの間の範囲における、最大Ｃ含有量、引張強さ、ＶＤＡ曲げ角の少なくとも１つが本発明範囲外であった。その結果、強度、曲げ性のいずれかに劣るか、スポット溶接時のＬＭＥ割れが十分に抑制されていなかった。
　本発明によれば、高強度かつ優れた曲げ性を有し、スポット溶接時のＬＭＥ割れを抑制できる鋼板及びその製造方法を提供することができる。そのため、産業上の利用可能性が高い。

Claims (8)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　　Ｃ　：０．１８～０．３０％、
    　　Ｓｉ：０．５０～２．００％、
    　　Ｍｎ：２．４～３．５％、
    　　Ａｌ：０．００１～０．１００％、
    　　Ｂ　：０．０００１～０．００５０％、
    　　Ｎｂ：０．０３５～０．１００％、
    　　Ｐ　：０．０１５％以下、
    　　Ｓ　：０．００３０％以下、
    　　Ｎ　：０．０２００％以下、
    　　Ｏ　：０．００３０％以下、
    　　Ｔｉ：０～０．０５０％、
    　　Ｃｒ：０～１．０００％、
    　　Ｍｏ：０～０．５００％、
    　　Ｗ：０～０．５００％、
    　　Ｃｏ：０～０．５００％、
    　　Ｖ　：０～０．１００％、
    　　Ｔａ：０～０．１００％、
    　　Ｓｎ：０～０．０５０％、
    　　Ｓｂ：０～０．０５０％、
    　　Ａｓ：０～０．０５０％、
    　　Ｎｉ：０～１．０００％、
    　　Ｃｕ：０～１．０００％、
    　　Ｃａ：０～０．０５０％、
    　　Ｚｒ：０～０．０５０％、
    　　Ｍｇ：０～０．０５０％、
    　　ＲＥＭ：０～０．１００％、及び、
    　　残部：Ｆｅおよび不純物、
    であり、
    　板厚方向に沿って、表面から板厚の１／４の位置を１／４深さ位置とし、前記表面から３０μｍまでの範囲を表層部としたとき、
    　前記１／４深さ位置のミクロ組織が、面積率で、
    　　マルテンサイト：８０％以上、
    　　フェライト、ベイナイト、パーライトの合計：０～１５％、
    　　残留オーステナイト：０～１０％、
    　を含有し、
    　前記表層部のミクロ組織が、面積率で、
    　　フェライト、ベイナイト、パーライトの合計：６０％以上、
    　　マルテンサイト、残留オーステナイトの合計：０～４０％、
    　を含み、
    　前記表面から前記板厚方向に沿って１０μｍの位置～前記表面から前記板厚方向に沿って２０μｍの位置の間の範囲における、平均Ｃ含有量が、０．０８５質量％以下であり、
    　前記表面から、前記板厚方向に沿って３０μｍの位置までの間の範囲における、最大Ｃ含有量が０．１３０質量％以下であり、
    　引張強さが１４７０ＭＰａ以上であり、
    　ＶＤＡ曲げ角が７５°以上である、
    鋼板。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    　　Ｔｉ：０．００１～０．０５０％、
    　　Ｃｒ：０．００１～１．０００％、
    　　Ｍｏ：０．０１０～０．５００％、
    　　Ｗ：０．００１～０．５００％、
    　　Ｃｏ：０．０１０～０．５００％、
    　　Ｖ：０．００１～０．１００％、
    　　Ｔａ：０．００１～０．１００％、
    　　Ｓｎ：０．００１～０．０５０％、
    　　Ｓｂ：０．００１～０．０５０％、
    　　Ａｓ：０．００１～０．０５０％、
    　　Ｎｉ：０．０１０～１．０００％、
    　　Ｃｕ：０．００１～１．０００％、
    　　Ｃａ：０．００１～０．０５０％、
    　　Ｚｒ：０．００１～０．０５０％、
    　　Ｍｇ：０．０００１～０．０５０％、および、
    　　ＲＥＭ：０．００１～０．１００％
    のうち、１種または２種以上を含有する、
    請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記表面に溶融亜鉛めっき層を有する、
    請求項１または２に記載の鋼板。
  4. 　前記溶融亜鉛めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層である、
    請求項３に記載の鋼板。
  5. 　請求項１に記載の前記化学組成を有するスラブを、１１８０℃以上の加熱温度に加熱する加熱工程と、
    　前記加熱工程後の前記スラブを、熱間圧延して熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
    　前記熱延鋼板を、８００℃以上で冷却を開始し、巻取温度までの平均冷却速度が５０℃／ｓ以上となるように冷却し、４００℃以下の前記巻取温度で巻き取る、巻取工程と、
    　前記巻取工程後の前記熱延鋼板を、板厚減少率が５～５０％となる条件で冷間圧延して冷延鋼板とする、冷間圧延工程と、
    　前記冷延鋼板を、焼鈍する焼鈍工程と、
    を含み、
    　前記熱間圧延工程は、前記スラブを前記熱延鋼板とする粗圧延と、前記粗圧延後の前記熱延鋼板をさらに複数パスの圧下によって熱間圧延する仕上げ圧延とを含み、
    　前記仕上げ圧延では、最終３パスの開始前の前記熱延鋼板の表面温度を９００℃以下とし、かつ、前記最終３パスでの圧下率を、それぞれ３０％以上とし、
    　前記焼鈍工程では、
    　前記焼鈍として、前記冷延鋼板を、８４０℃まで５℃／ｓ以上の平均昇温速度で加熱し、露点が－１５～１０℃の雰囲気の中で、８４０～９００℃の温度域で６０秒以上保持する、鋼板の製造方法。
  6. 　請求項１または２に記載の鋼板を含む、
    部品。
  7. 　前記鋼板が、表面に溶融亜鉛めっき層を有する、
    請求項６に記載の部品。
  8. 　前記溶融亜鉛めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層である、
    請求項７に記載の部品。
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