WO2023188539A1 - 鋼板、部材およびそれらの製造方法 - Google Patents

鋼板、部材およびそれらの製造方法 Download PDF

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WO2023188539A1
WO2023188539A1 PCT/JP2022/044175 JP2022044175W WO2023188539A1 WO 2023188539 A1 WO2023188539 A1 WO 2023188539A1 JP 2022044175 W JP2022044175 W JP 2022044175W WO 2023188539 A1 WO2023188539 A1 WO 2023188539A1
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steel sheet
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由康 川崎
達也 中垣内
俊佑 山本
克弥 星野
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • 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
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    • C22C—ALLOYS
    • C22C18/00—Alloys based on zinc
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
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    • C23C26/00—Coating not provided for in groups C23C2/00 - C23C24/00

Definitions

  • the present invention relates to steel plates, members made from the steel plates, and methods of manufacturing them.
  • YS yield stress
  • impact absorption energy (hereinafter also simply referred to as impact absorption energy) at the time of a car collision increases.
  • a crash box has a bent portion. Therefore, from the viewpoint of press formability, it is preferable to use a steel plate having high bendability for such parts.
  • steel sheets used as materials for automobile parts are often galvanized. Therefore, it is desired to develop a hot-dip galvanized steel sheet that not only has high strength but also has excellent press formability and impact resistance.
  • Patent Document 1 as a steel plate that is a material for such automobile parts, C is 0.04 to 0.22%, Si is 1.0% or less, and Mn is 3.0%. % or less, P is 0.05% or less, S is 0.01% or less, Al is 0.01-0.1%, and N is 0.001-0.005%, with the balance being Fe and unavoidable impurities. It is composed of a ferrite phase as a main phase and a martensite phase as a second phase, and the maximum grain size of the martensite phase is 2 ⁇ m or less and its area ratio is 5% or more.
  • a high-strength steel plate with excellent stretch flangeability and collision resistance characteristics is disclosed.
  • Patent Document 2 describes a cold-rolled steel sheet whose surface layer has been polished to a thickness of 0.1 ⁇ m or more and which is pre-plated with Ni at 0.2 g/m2 or more and 2.0 g/m2 or less .
  • Containing two or more types of martensite [3] of three types of martensite [1], [2], and [3], 1% or more of bainite, and 0 to 10% of pearlite, and containing the three types of martensite [1], [2], and [3] are volume fractions, respectively: martensite [1]: 0% or more, 50% or less, martensite [2]: 0% or more, less than 20%, martensite [3] : 1% or more and 30% or less, and has a hot-dip galvanized layer containing less than 7% Fe, with the remainder consisting of Zn, Al and inevitable impurities, and has a tensile strength TS (MPa), Plating adhesion characterized by having a total elongation rate EL (%) and a hole expansion rate ⁇ (%) of TS x EL of 18000 MPa % or more, TS x ⁇ of 35000 MPa % or more, and a tensile strength of 980 MP
  • High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent formability (martensite [1]: C concentration (CM1) is less than 0.8%, hardness Hv1 is Hv1/(-982.1 ⁇ CM1 2 +1676 ⁇ CM1+189) ⁇ 0.60, martensite [2]: C concentration (CM2) is 0.8% or more, hardness Hv2 is Hv2/(-982.1 ⁇ CM2 2 +1676 ⁇ CM2+189) ⁇ 0.60, martensite [3]: It is disclosed that the C concentration (CM3) is 0.8% or more and the hardness Hv3 is Hv3/(-982.1 ⁇ CM3 2 +1676 ⁇ CM3+189) ⁇ 0.80.
  • Patent Document 3 in mass %, C: 0.15% or more and 0.25% or less, Si: 0.50% or more and 2.5% or less, Mn: 2.3% or more and 4.0% or less. , P: 0.100% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.01% or more and 2.5% or less, with the balance consisting of Fe and unavoidable impurities.
  • Martensite phase 30% or more and 73% or less, ferrite phase: 25% or more and 68% or less, retained austenite phase: 2% or more and 20% or less, other phases: 10% or less (including 0%), and The other phases include martensitic phase: 3% or less (including 0%), bainitic ferrite phase: less than 5% (including 0%), and the average grain size of the tempered martensitic phase is 8 ⁇ m.
  • Patent Document 4 discloses an alloyed hot-dip galvanized steel sheet having an alloyed hot-dip galvanized layer on the surface of the steel sheet, in which the steel sheet has a carbon content of 0.03% or more and 0.35% or less in mass %. , Si: 0.005% or more and 2.0% or less, Mn: 1.0% or more and 4.0% or less, P: 0.0004% or more and 0.1% or less, S: 0.02% or less, sol. It has a chemical composition consisting of Al: 0.0002% or more and 2.0% or less, N: 0.01% or less, and the balance is Fe and impurities, and is stretched in the rolling direction at a depth of 50 ⁇ m from the surface of the steel plate.
  • the average spacing in the direction perpendicular to the rolling direction of the enriched regions where Mn and/or Si are concentrated is 1000 ⁇ m or less, and the number density of cracks with a depth of 3 ⁇ m or more and 10 ⁇ m or less on the surface of the steel sheet is 3 pieces/mm or more and 1000 pieces/mm or less, and contains bainite: 60% or more, retained austenite: 1% or more, martensite: 1% or more, and ferrite: 2% or more and less than 20%, and
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet has a steel structure in which the average distance between the ultrahard phases, which is the average value of the closest distance between martensite and retained austenite, is 20 ⁇ m or less, and the alloyed hot-dip galvanized steel sheet has a tensile strength (TS) of 780 MPa or more.
  • TS tensile strength
  • TS tensile strength
  • YS yield stress YS
  • press formability particularly properties such as ductility, hole expandability, and bendability generally decrease. Therefore, if we assume that a steel plate with high TS and YS is to be applied to the above-mentioned impact energy absorbing member of an automobile, not only will it be difficult to press-form it, but the member will also be difficult to perform in an axial crush test that simulates a crash test. In other words, the actual impact absorption energy is not as high as expected from the value of YS. As described above, there is room for improvement in the conventional technology.
  • the steel sheets disclosed in Patent Documents 1 to 4 also have high YS and YR, excellent press formability (ductility, hole expandability, and bendability), and rupture resistance properties at the time of collision (bending rupture properties and axial crushability). It cannot be said that it has the following characteristics.
  • the present invention was developed in view of the above-mentioned current situation, and has a tensile strength TS of 590 MPa or more, a high yield stress YS, and excellent press formability (ductility, hole expandability, and bendability).
  • the object of the present invention is to provide a steel plate having fracture resistance properties (bending fracture properties and axial crush properties) at the time of collision, and a method for manufacturing the same.
  • Another object of the present invention is to provide a member made of the above-mentioned steel plate and a method for manufacturing the same.
  • the tensile strength TS is measured by a tensile test based on JIS Z 2241.
  • a high yield stress YS means that the yield stress (YS) measured in a tensile test based on JIS Z 2241 is one of the following (A) to (F) depending on the TS measured in the tensile test. It means that the formula is satisfied.
  • the total elongation (El) measured in a tensile test according to JIS Z 2241 is expressed by the following formulas (A) to (F) depending on the TS measured in the tensile test. It refers to satisfying the following.
  • D When 1180MPa ⁇ TS ⁇ 1320MPa, 8.0% ⁇ El
  • E When 1320MPa ⁇ TS ⁇ 1470MPa, 7.5% ⁇ El
  • F When 1470MPa ⁇ TS, 7.0% ⁇ El
  • excellent hole expansion property refers to a critical hole expansion rate ( ⁇ ) of 20% or more as measured by a hole expansion test based on JIS Z 2256.
  • R (limit bending radius)/t (plate thickness) measured in a V-bending test based on JIS Z 2248 is one of the following (A) to (F) depending on the TS. Indicates that the formula is satisfied.
  • having excellent bending rupture properties means that the stroke at maximum load (SFmax) measured in the V-bending + orthogonal VDA bending test satisfies the following formulas (A) to (F) depending on the TS. refers to (A) When 590MPa ⁇ TS ⁇ 780MPa, 29.0mm ⁇ SFmax (B) When 780MPa ⁇ TS ⁇ 980MPa, 27.5mm ⁇ SFmax (C) When 980MPa ⁇ TS ⁇ 1180MPa, 27.0mm ⁇ SFmax (D) When 1180MPa ⁇ TS ⁇ 1320MPa, 26.0mm ⁇ SFmax (E) When 1320MPa ⁇ TS ⁇ 1470MPa, 24.5mm ⁇ SFmax (F) If 1470MPa ⁇ TS, 24.0mm ⁇ SFmax
  • having excellent axial crushing properties means that there is no fracture (appearance cracking) in the sample after the axial crushing test, or that there is only one appearance crack in the sample after the axial crushing test. .
  • the above-mentioned El ductility
  • ⁇ stretch flangeability
  • R/t extendability
  • the V-bending + orthogonal VDA bending test is a test that simulates the deformation and fracture behavior of the bending ridge line part in a collision test
  • the stroke (SFmax) at the maximum load measured in the V-bending + orthogonal VDA bending test is the energy This is an index that shows how hard the absorbent member is to crack.
  • Nanohardness was measured at 300 points or more in an area of 50 ⁇ m x 50 ⁇ m on the steel sheet surface at a position 1/4 of the thickness direction depth of the surface soft layer from the steel sheet surface (substrate steel sheet surface) with the specified components.
  • the ratio of the nanohardness of 7.0 GPa or more is 0.10 or less, and the standard deviation of the nanohardness of the plate surface at a position 1/4 of the thickness direction depth of the surface soft layer from the base steel plate surface.
  • ⁇ is 1.8 GPa or less
  • the surface soft layer Since the standard deviation ⁇ of the nanohardness of the plate surface at the 1/2 depth position in the plate thickness direction is 2.2 GPa or less, R/t, which is an index of bendability, which is one mode of press formability, is and the maximum load measured in a V-bending + orthogonal VDA bending test, which simulates the deformation and fracture behavior of bending ridges in crash tests, which is an index of the impact resistance properties of steel plates and components of automobile bodies during collisions. It was found that the stroke (SFmax) of the stroke (SFmax) can be improved.
  • the present disclosure has been made based on the above findings. That is, the gist of the present disclosure is as follows. [1] In mass%, C: 0.030% or more and 0.500% or less, Si: 0.01% or more and 3.00% or less, Mn: 0.30% or more and less than 10.00%, P: 0.001% or more and 0.100% or less, S: 0.0200% or less, Al: 0.005% or more and 2.000% or less, N: 0.0100% or less, and has a base steel plate having a composition in which Ceq expressed by the following formula (1) satisfies 0.30% or more and 0.85% or less, and the remainder consists of Fe and inevitable impurities, A surface soft layer having a Vickers hardness of 85% or less with respect to the Vickers hardness at a position of 1/4 of the thickness of the base steel plate is formed in an area of 200 ⁇ m or less in the thickness direction from the base steel plate surface, Nanohardness of 300 points or more in a 50 ⁇ m x 50
  • the standard deviation ⁇ of the nano-hardness of the plate surface at a position 1/4 of the thickness direction depth of the surface soft layer from the base steel plate surface is 1.8 GPa or less
  • the steel plate has a nanohardness standard deviation ⁇ of 2.2 GPa or less at a position 1/2 the thickness direction depth of the superficial soft layer from the base steel plate surface.
  • the total area ratio of ferrite and bainite present in the surface soft layer is 20% or more, [1] The value obtained by dividing the area ratio of martensite present in the surface soft layer by the sum of the area ratio of martensite and tempered martensite present in the surface soft layer is 0.45 or less. Steel plate described in .
  • the component composition further includes, in mass%, Nb: 0.200% or less, Ti: 0.200% or less, V: 0.200% or less, B: 0.0100% or less, Cr: 1.000% or less, Ni: 1.000% or less, Mo: 1.000% or less, Sb: 0.200% or less, Sn: 0.200% or less, Cu: 1.000% or less, Ta: 0.100% or less, W: 0.500% or less, Mg: 0.0200% or less, Zn: 0.0200% or less, Co: 0.0200% or less, Zr: 0.1000% or less, Ca: 0.0200% or less, Se: 0.0200% or less, Te: 0.0200% or less, Ge: 0.0200% or less, As: 0.0500% or less, Sr: 0.0200% or less, Cs: 0.0200% or less, Hf: 0.0200% or less, Pb: 0.0200% or less, Bi: 0.0200% or less, REM: The steel plate according to [1
  • [7] A member made using the steel plate according to any one of [1] to [6] above.
  • [8] A hot rolling step of hot rolling a steel slab having the composition described in [1] or [3] above; An annealing step in which the obtained steel plate is annealed in an atmosphere with annealing temperature: Ac 1 point or more and 950°C or less, annealing time: 10 seconds or more, and dew point: -30°C or more; After the annealing step, the obtained steel plate is cooled at an average cooling rate of 8°C/sec or more in a temperature range from Ac 1 point to 450°C in an atmosphere with a dew point of -30°C or less.
  • a method for producing a steel plate [9] The method for producing a steel plate according to [8], including a cold rolling step of subjecting the steel plate after the hot rolling step and before the annealing step to cold rolling. [10] The above [8] or [9], which includes a first plating step of applying metal plating to one or both sides of the steel plate after the hot rolling step and before the annealing step to form a first plating layer. ] The method for manufacturing a steel plate according to.
  • the obtained steel plate is cooled to a cooling stop temperature from 250°C or lower to room temperature, and reheated to a reheating temperature range from (the cooling stop temperature + 50°C) to 450°C.
  • a method for manufacturing a member comprising the step of subjecting the steel plate according to any one of [1] to [6] to at least one of forming and bonding to produce a member.
  • the tensile strength TS is 590 MPa or more, the high yield stress YS, the excellent press formability (ductility, hole expandability, and bendability), and the rupture resistance properties at the time of collision (axial crushing properties). ) is obtained.
  • the members made of the steel plate of the present invention have high strength and excellent press formability and impact resistance properties, so they can be extremely advantageously applied to automobile frame members, impact energy absorbing members, etc. Can be done.
  • (a) is a diagram for explaining the V-bending process (primary bending process) in the V-bending + orthogonal VDA bending test of the example.
  • (b) is a diagram for explaining the orthogonal VDA bending process (secondary bending process) in the V-bending + orthogonal VDA bending test of the example.
  • (a) is a front view of a test member manufactured for carrying out an axial crush test of an example, in which a hat-shaped member and a steel plate are spot-welded.
  • (b) is a perspective view of the test member shown in (a).
  • (c) is a schematic diagram for explaining the axial crush test of the example.
  • the steel sheet of the present invention has, in mass %, C: 0.030% or more and 0.500% or less, Si: 0.01% or more and 3.00% or less, Mn: 0.30% or more and less than 10.00%, P : 0.001% or more and 0.100% or less, S: 0.0200% or less, Al: 0.005% or more and 2.000% or less, N: 0.0100% or less, Ceq expressed by the following formula (1) satisfies 0.30% or more and 0.85% or less, and the remainder is Fe and inevitable impurities.
  • a surface soft layer having a Vickers hardness of 85% or less of the Vickers hardness at the 1/4 position of the base steel plate is formed in an area of 200 ⁇ m or less in the thickness direction from the surface of the base steel plate.
  • the ratio of the number of measurements where the nanohardness of the plate surface at 1/4 of the depth in the thickness direction of the surface soft layer from the surface of the base steel plate is 7.0 GPa or more is 0.10 or less to the total number of measurements.
  • the standard deviation ⁇ of the nano-hardness of the plate surface at a position 1/4 of the thickness direction depth of the superficial soft layer from the base steel plate surface is 1.8 GPa or less, and furthermore, The standard deviation ⁇ of the nanohardness of the plate surface at 1/2 the depth in the plate thickness direction is 2.2 GPa or less.
  • the composition of the base steel sheet of the steel sheet according to one embodiment of the present invention will be described. Note that the units in the component compositions are all "% by mass”, but hereinafter, unless otherwise specified, they will be simply expressed as "%”. In addition, in the present invention, it is specified that the steel sheet has a base steel plate, and the plating layer (metal plating layer (first plating layer), hot-dip galvanizing layer, alloyed hot-dip galvanizing layer, electrolytic galvanizing layer, etc.
  • the plating layer metal plating layer (first plating layer), hot-dip galvanizing layer, alloyed hot-dip galvanizing layer, electrolytic galvanizing layer, etc.
  • the galvanized layer (such as a plating layer) and the plating layer (second plating layer) such as a hot-dip aluminum plating layer will be described later, but this plating layer is a preferable component of the steel sheet, and the steel sheet does not necessarily include this plating layer. It is not necessary to have one.
  • C 0.030% or more and 0.500% or less C is an effective element for generating an appropriate amount of tempered martensite, bainite, etc., and ensuring high TS and high YS.
  • the C content is less than 0.030%, the area ratio of ferrite increases, making it difficult to secure the desired TS. It also causes a decrease in YS.
  • the C content exceeds 0.500%, the area ratio of martensite increases, TS becomes excessively high, and the desired El (press formability (ductility)) and R/t (press formability (ductility) bendability)) cannot be obtained.
  • the volume fraction (area fraction) of retained austenite increases, and when a steel plate is subjected to punching in a hole expansion test or V-bending in a V-bending + orthogonal VDA test, deformation-induced transformation of retained austenite occurs. A hard martensite is generated, and in subsequent tests, voids are formed and cracks grow, and the desired ⁇ (press formability (hole expandability)) and SFmax (fracture resistance at impact (bending rupture characteristics) )) is not obtained. Therefore, the C content is set to 0.030% or more and 0.500% or less. The C content is preferably 0.050% or more. Further, the C content is preferably 0.300% or less.
  • Si 0.01% or more and 3.00% or less Si promotes ferrite transformation during annealing and during the cooling process after annealing. That is, Si is an element that affects the area ratio of ferrite. Here, if the Si content is less than 0.01%, the area ratio of ferrite decreases and ductility decreases.
  • the Si content is set to 0.01% or more and 3.00% or less.
  • the Si content is preferably 0.10% or more. Further, the Si content is preferably 2.0% or less.
  • Mn 0.30% or more and less than 10.00%
  • Mn is an element that adjusts the area ratio of tempered martensite, bainite, etc.
  • the Mn content is 10.00% or more, ⁇ martensite, which is a brittle phase, is generated and increased, and the desired El (press formability (ductility)), R/t (press formability (ductility)), bendability)) and SFmax (rupture resistance properties at the time of collision (bending fracture properties)) cannot be obtained. Therefore, the Mn content is set to 0.30% or more and less than 10.00%.
  • the Mn content is preferably 1.00% or more. Further, the Mn content is preferably 3.50% or less.
  • P 0.001% or more and 0.100% or less
  • P is an element that has a solid solution strengthening effect and increases the TS and YS of the steel sheet.
  • the P content is set to 0.001% or more.
  • P segregates at prior austenite grain boundaries and embrittles the grain boundaries. Therefore, during the V-bending test, voids are generated and cracks grow along the prior austenite grain boundaries, making it impossible to obtain the desired R/t.
  • the P content is set to 0.001% or more and 0.100% or less.
  • the P content is preferably 0.030% or less.
  • S 0.0200% or less S exists as a sulfide in steel.
  • the S content exceeds 0.0200%, voids are generated and cracks propagate starting from the sulfides during the V-bending test, making it impossible to obtain the desired R/t.
  • the S content is set to 0.0200% or less.
  • the S content is preferably 0.0080% or less. Note that although the lower limit of the S content is not particularly specified, it is preferable that the S content is 0.0001% or more due to constraints on production technology.
  • Al 0.005% or more and 2.000% or less
  • Al promotes ferrite transformation during annealing and during the cooling process after annealing. That is, Al is an element that affects the area ratio of ferrite.
  • the Al content is set to 0.005% or more and 2.000% or less.
  • the Al content is preferably 0.010% or more, more preferably 0.015% or more. Further, the Al content is preferably 1.000% or less.
  • N 0.0100% or less N exists as a nitride in steel.
  • the N content exceeds 0.0100%, voids are generated and cracks propagate starting from the nitride during the V-bending test, making it impossible to obtain the desired R/t.
  • the N content is set to 0.0100% or less.
  • the N content is preferably 0.0050% or less. Note that, although the lower limit of the N content is not particularly specified, due to constraints on production technology, the N content is preferably 0.0005% or more.
  • Ceq 0.30% or more and 0.85% or less Ceq is an index for ensuring high TS and high YS in order to generate an appropriate amount of martensite, retained austenite, tempered martensite, etc.
  • Ceq is less than 0.30%, it becomes difficult to generate martensite, retained austenite, or tempered martensite at the 1/4 position of the plate thickness, making it difficult to secure the desired TS and YS.
  • Ceq exceeds 0.85%, the area ratio of martensite increases, TS becomes excessively high, and the desired El (press formability (ductility)) and R/t (press formability (bending property) )) will no longer be obtained.
  • Ceq is set to 0.30% or more and 0.85% or less. Ceq is preferably 0.35% or more. Moreover, Ceq is preferably 0.80% or less. Note that Ceq is calculated using the following equation (1).
  • the basic component composition of the base steel sheet of the steel sheet according to one embodiment of the present invention has been described above, but the base steel sheet of the hot-dip galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention contains the above-mentioned basic components and contains other components other than the above-mentioned basic components.
  • the remainder has a composition containing Fe (iron) and inevitable impurities.
  • the base steel sheet of the hot-dip galvanized steel sheet according to one embodiment of the present invention contains the above-mentioned basic components, with the remainder consisting of Fe and inevitable impurities.
  • the base steel sheet of the steel sheet according to an embodiment of the present invention may contain at least one selected from the following optional components.
  • the effects of the present invention can be obtained for the optional components shown below as long as they are contained in amounts below the upper limit shown below, so no lower limit is set in particular.
  • the following arbitrary elements are contained below the preferable lower limit value mentioned later, the said elements shall be contained as an unavoidable impurity.
  • Nb 0.200% or less
  • Ti 0.200% or less
  • V 0.200% or less
  • B 0.0100% or less
  • Cr 1.000% or less
  • Ni 1.000% or less
  • Mo 1.000% or less
  • Sb 0.200% or less
  • Sn 0.200% or less
  • Cu 1.000% or less
  • Ta 0.100% or less
  • W 0.500% or less
  • Mg 0.200% or less
  • Nb 0.200% or less Nb increases TS, YS, and YR by forming fine carbides, nitrides, or carbonitrides during hot rolling or annealing. In order to obtain such an effect, it is preferable that the Nb content is 0.001% or more. The Nb content is more preferably 0.005% or more. On the other hand, if the Nb content exceeds 0.200%, large amounts of coarse precipitates and inclusions may be generated. In such cases, coarse precipitates and inclusions become starting points for voids and cracks during the hole expansion test, V-bending test, and V-bending + orthogonal VDA bending test, making it difficult to obtain the desired ⁇ , R/t, and SFmax. may not be possible. Therefore, when Nb is contained, the Nb content is preferably 0.200% or less. The Nb content is more preferably 0.060% or less.
  • Ti 0.200% or less Like Nb, Ti increases TS and YS by forming fine carbides, nitrides, or carbonitrides during hot rolling or annealing. In order to obtain such an effect, it is preferable that the Ti content is 0.001% or more. The Ti content is more preferably 0.005% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.200%, large amounts of coarse precipitates and inclusions may be generated. In such cases, coarse precipitates and inclusions become starting points for voids and cracks during hole expansion tests, V-bending tests, and V-bending + orthogonal VDA bending tests, so the desired ⁇ , R/t, and SFmax are You may not be able to get it. Therefore, when containing Ti, the Ti content is preferably 0.200% or less. The Ti content is more preferably 0.060% or less.
  • V 0.200% or less
  • V increases TS and YS by forming fine carbides, nitrides, or carbonitrides during hot rolling or annealing.
  • the V content is 0.001% or more.
  • the V content is more preferably 0.005% or more.
  • the V content is more preferably 0.030% or more.
  • the V content exceeds 0.200%, large amounts of coarse precipitates and inclusions may be generated. In such cases, coarse precipitates and inclusions become starting points for voids and cracks during hole expansion tests, V-bending tests, and V-bending + orthogonal VDA bending tests, so the desired ⁇ , R/t, and SFmax are You may not get it. Therefore, when V is contained, the V content is preferably 0.200% or less.
  • the V content is more preferably 0.060% or less.
  • B 0.0100% or less
  • B is an element that improves hardenability by segregating at austenite grain boundaries. Further, B is an element that controls the generation and grain growth of ferrite during cooling after annealing. In order to obtain such an effect, it is preferable that the B content is 0.0001% or more. The B content is more preferably 0.0002% or more. The B content is more preferably 0.0010% or more. On the other hand, if the B content exceeds 0.0100%, cracks may occur inside the steel sheet during hot rolling. Further, during the hole expansion test, V-bending test, and V-bending + orthogonal VDA bending test, the internal crack becomes the starting point of a crack, so that desired ⁇ , R/t, and SFmax may not be obtained. Therefore, when B is included, the B content is preferably 0.0100% or less. The B content is more preferably 0.0050% or less.
  • the Cr content is preferably 0.0005% or more. Further, the Cr content is more preferably 0.010% or more. The Cr content is more preferably 0.030% or more, and even more preferably 0.200% or more. On the other hand, if the Cr content exceeds 1.000%, the area ratio of martensite increases, hole expandability and bendability in V-bending test decrease, and desired ⁇ and R/t may not be obtained. be. Therefore, when Cr is contained, the Cr content is preferably 1.000% or less. Further, the Cr content is more preferably 0.700% or less, still more preferably 0.600% or less.
  • Ni 1.000% or less Since Ni is an element that increases hardenability, addition of Ni generates a large amount of tempered martensite, thereby increasing TS and YS. In order to obtain such an effect, it is preferable that the Ni content be 0.005% or more.
  • the Ni content is more preferably 0.020% or more.
  • the Ni content is more preferably 0.080% or more, and even more preferably 0.100% or more.
  • the Ni content exceeds 1.000%, the area ratio of martensite increases, hole expandability and V-bending test bendability decrease, and the desired ⁇ and R/t may not be obtained. There is. Therefore, when Ni is contained, the Ni content is preferably 1.000% or less.
  • the Ni content is more preferably 0.800% or less.
  • the Ni content is more preferably 0.600% or less, even more preferably 0.400% or less.
  • Mo 1.000% or less
  • Mo is an element that improves hardenability, and the addition of Mo generates a large amount of tempered martensite, thereby increasing TS and YS.
  • the Mo content is 0.010% or more.
  • Mo content is more preferably 0.030% or more.
  • the Mo content exceeds 1.000%, the area ratio of martensite increases, the hole expandability and the bendability in the V-bending test decrease, and the desired ⁇ and R/t may not be obtained. be. Therefore, when Mo is contained, the Mo content is preferably 1.000% or less.
  • the Mo content is 0.500% or less.
  • the Mo content is more preferably 0.450% or less, even more preferably 0.400% or less.
  • Sb 0.200% or less
  • Sb is an effective element for suppressing the diffusion of C near the surface of the steel sheet during annealing and adjusting the thickness of the soft layer formed near the surface of the steel sheet.
  • the Sb content is preferably 0.002% or more, more preferably 0.004% or more.
  • the Sb content exceeds 0.200%, a soft layer is not formed near the surface of the steel sheet, which may lead to a decrease in ⁇ , R/t, and SFmax. Therefore, when Sb is contained, the Sb content is preferably 0.200% or less.
  • the Sb content is more preferably 0.020% or less.
  • Sn 0.200% or less
  • Sn is an effective element for suppressing the diffusion of C near the surface of the steel sheet during annealing and adjusting the thickness of the soft layer near the surface of the steel sheet.
  • the Sn content is preferably 0.002% or more, more preferably 0.004% or more.
  • the Sn content exceeds 0.200%, a soft layer will not be formed near the surface of the steel sheet, which may cause a decrease in ⁇ , R/t, and SFmax. Therefore, when Sn is contained, the Sn content is preferably 0.200% or less.
  • the Sn content is more preferably 0.020% or less.
  • Cu 1.000% or less
  • Cu is an element that improves hardenability, so adding Cu generates a large amount of tempered martensite, increasing TS and YS.
  • it is preferable that the Cu content is 0.005% or more.
  • the Cu content is more preferably 0.020% or more.
  • the Cu content is more preferably 0.080% or more, and even more preferably 0.150% or more.
  • the area ratio of martensite may increase excessively. Further, a large amount of coarse precipitates and inclusions may be generated.
  • the Cu content is preferably 1.000% or less.
  • the Cu content is more preferably 0.200% or less.
  • Ta 0.100% or less Like Ti, Nb, and V, Ta increases TS and YS by forming fine carbides, nitrides, or carbonitrides during hot rolling or annealing. In addition, Ta is partially dissolved in Nb carbides and Nb carbonitrides to form composite precipitates such as (Nb, Ta) (C, N). This suppresses coarsening of precipitates and stabilizes precipitation strengthening. This further improves TS and YS. In order to obtain such an effect, the Ta content is preferably 0.001% or more. On the other hand, if the Ta content exceeds 0.100%, large amounts of coarse precipitates and inclusions may be produced.
  • the Ta content is preferably 0.100% or less.
  • the Ta content is more preferably 0.080% or less, even more preferably 0.020% or less.
  • W 0.500% or less
  • W is an element that increases hardenability, and the addition of W generates a large amount of tempered martensite, thereby increasing TS and YS.
  • the W content is 0.001% or more.
  • the W content is more preferably 0.030% or more.
  • the W content is more preferably 0.450% or less, still more preferably 0.400% or less.
  • the W content is more preferably 0.150% or less, even more preferably 0.080% or less.
  • Mg 0.0200% or less
  • Mg is an effective element for spheroidizing the shape of inclusions such as sulfides and oxides and improving the hole expandability and bendability of the steel sheet.
  • the Mg content is 0.0001% or more.
  • the Mg content is more preferably 0.0005% or more, and even more preferably 0.0020% or more.
  • the Mg content exceeds 0.0200%, large amounts of coarse precipitates and inclusions may be formed. In such cases, excessively coarse precipitates and inclusions become starting points for voids and cracks during hole expansion tests, V-bending tests, and V-bending + orthogonal VDA bending tests. may not be obtained. Therefore, when Mg is contained, the Mg content is preferably 0.0200% or less.
  • the Mg content is more preferably 0.0150% or less, even more preferably 0.0100% or less.
  • Zn 0.0200% or less
  • Zn is an effective element for spheroidizing the shape of inclusions and improving the hole expandability and bendability of the steel sheet.
  • the Zn content is preferably 0.0010% or more.
  • the Zn content is more preferably 0.0005% or more, and even more preferably 0.0020% or more.
  • the Zn content exceeds 0.0200%, large amounts of coarse precipitates and inclusions may be formed. In such cases, excessively coarse precipitates and inclusions become starting points for voids and cracks during hole expansion tests, V-bending tests, and V-bending + orthogonal VDA bending tests. may not be obtained. Therefore, when Zn is contained, the Zn content is preferably 0.0200% or less.
  • the Zn content is more preferably 0.0150% or less, even more preferably 0.0100% or less.
  • Co 0.0200% or less
  • Co is an effective element for spheroidizing the shape of inclusions and improving the hole expandability and bendability of the steel sheet.
  • the Co content is preferably 0.0010% or more.
  • the Co content is more preferably 0.0010% or more, and even more preferably 0.0020% or more.
  • the Co content exceeds 0.0200%, a large amount of coarse precipitates and inclusions may be formed. In such cases, excessively coarse precipitates and inclusions become starting points for voids and cracks during hole expansion tests, V-bending tests, and V-bending + orthogonal VDA bending tests. may not be obtained. Therefore, when Co is contained, the Co content is preferably 0.0200% or less.
  • Zr 0.1000% or less
  • Zr is an effective element for making the shape of inclusions spherical and improving the hole expandability and bendability of the steel sheet.
  • the Zr content is preferably 0.0010% or more.
  • the Zr content exceeds 0.1000%, excessively coarse precipitates and inclusions may cause voids and cracks during hole expansion tests, V-bending tests, and V-bending + orthogonal VDA bending tests. Since this is the starting point, desired ⁇ , R/t and SFmax may not be obtained. Therefore, when Zr is contained, the Zr content is preferably 0.1000% or less.
  • the Zr content is more preferably 0.0150% or less, even more preferably 0.0100% or less.
  • Ca 0.0200% or less Ca exists as inclusions in steel.
  • the Ca content is preferably 0.0200% or less.
  • the Ca content is preferably 0.0080% or less. Note that the lower limit of the Ca content is not particularly limited, but the Ca content is preferably 0.0005% or more. Furthermore, due to production technology constraints, the Ca content is more preferably 0.0010% or more.
  • Se 0.0200% or less, Te: 0.0200% or less, Ge: 0.0200% or less, As: 0.0500% or less, Sr: 0.0200% or less, Cs: 0.0200% or less, Hf: 0.0200% or less, Pb: 0.0200% or less, Bi: 0.0200% or less, REM: 0.0200% or less Se, Te, Ge, As, Sr, Cs, Hf, Pb, Bi, and REM are all is also an effective element for improving the hole expandability and bendability of steel sheets. In order to obtain such effects, it is preferable that the contents of Se, Te, Ge, As, Sr, Cs, Hf, Pb, Bi, and REM are each 0.0001% or more.
  • the content of Se, Te, Ge, As, Sr, Cs, Hf, Pb, Bi, and REM is more preferably 0.0020% or more.
  • the content of Se, Te, Ge, Sr, Cs, Hf, Pb, Bi, and REM exceeds 0.0200% each, and when the content of As exceeds 0.0500%, coarse A large amount of precipitates and inclusions may be generated. In such cases, excessively coarse precipitates and inclusions become starting points for voids and cracks during hole expansion tests, V-bending tests, and V-bending + orthogonal VDA bending tests. may not be obtained.
  • the content of REM is preferably 0.0200% or less, and the content of As is preferably 0.0500% or less.
  • the content of Se, Te, Ge, As, Sr, Cs, Hf, Pb, Bi, and REM is more preferably 0.0120% or less.
  • REM as used in the present invention refers to scandium (Sc) with atomic number 21, yttrium (Y) with atomic number 39, and lanthanum (La) with atomic number 57 to lutetium (Lu) with atomic number 71.
  • the REM concentration in the present invention is the total content of one or more elements selected from the above-mentioned REMs.
  • REM is not particularly limited, but is preferably Sc, Y, Ce, or La.
  • a surface soft layer is formed on the surface of the base steel sheet (in the case of hot-dip galvanized steel sheet, alloyed hot-dip galvanized steel sheet, electrogalvanized steel sheet, and other metal-plated steel sheets, the base material of the various platings described above) (located on the base). Since the soft surface layer contributes to suppressing the propagation of bending cracks during press molding and during a vehicle body collision, the bending fracture resistance is further improved.
  • the surface soft layer means a decarburized layer, and is a surface layer with a Vickers hardness of 85% or less of the Vickers hardness of the cross section at 1/4 the thickness of the base steel plate (plane parallel to the steel plate surface). It refers to the area.
  • the surface soft layer is formed in an area of 200 ⁇ m or less in the thickness direction from the surface of the base steel sheet.
  • the area where the surface soft layer is formed is preferably 150 ⁇ m or less, more preferably 120 ⁇ m or less in the thickness direction from the base steel plate surface.
  • the area where the surface soft layer is formed is preferably 30 ⁇ m or more, more preferably 40 ⁇ m or more in the thickness direction from the base steel plate surface.
  • the position of 1/4 of the thickness of the base steel plate at which the Vickers hardness is measured is a non-surface soft layer (a layer that does not satisfy the hardness conditions of the surface soft layer defined in the present invention). Vickers hardness is measured based on JIS Z 2244-1 (2020) with a load of 10 gf.
  • Hardness of surface soft layer 300 points or more in an area of 50 ⁇ m x 50 ⁇ m on the plate surface at 1/4 of the depth in the thickness direction and 1/2 of the depth in the thickness direction of the surface soft layer from the surface of the base steel sheet.
  • the proportion of the number of measurements where the nano-hardness of the plate surface at 1/4 of the depth in the thickness direction of the surface soft layer from the surface of the base steel plate was 7.0 GPa or more was 0 to the total number of measurements.
  • the nanohardness of the plate surface at 1/4 of the thickness direction depth of the surface soft layer from the base steel plate surface is 7.0 GPa or more.
  • the ratio needs to be 0.10 or less to the total number of measurements (total number of measurements at 1/4 position of the depth in the plate thickness direction). If the ratio of nanohardness of 7.0 GPa or more is 0.10 or less, it means that the ratio of hard structures (martensite, etc.), inclusions, etc.
  • the ratio of nanohardness of the plate surface at 1/4 of the thickness direction depth of the surface soft layer from the base steel plate surface to 7.0 GPa or more is preferably 0.08 or less to the total number of measurements, and 0. More preferably, it is .07 or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but may be 0.01 or more.
  • the standard deviation ⁇ of the nano-hardness of the plate surface at a position 1/4 of the depth in the thickness direction of the surface soft layer from the steel plate surface is 1.8 GPa or less, and The standard deviation ⁇ of the nanohardness of the plate surface at the 1/2 position is 2.2 GPa or less.
  • the standard deviation ⁇ of the nano-hardness of the plate surface at 1/4 of the depth in the thickness direction of the soft layer is 1.8 GPa or less, and furthermore, the standard deviation ⁇ of the nanohardness of the plate surface at 1/4 of the depth in the thickness direction of the surface soft layer from the steel plate surface is 1/2 of the depth in the thickness direction of the surface soft layer.
  • the standard deviation ⁇ of the nanohardness of the plate surface must be 2.2 GPa or less.
  • the standard deviation ⁇ of the nano-hardness of the plate surface at a position 1/4 of the depth in the thickness direction of the surface soft layer from the steel plate surface is 1.8 GPa or less, and If the standard deviation ⁇ of the nanohardness of the plate surface at the 1/2 position is 2.2 GPa or less, it means that the difference in microstructure hardness in the micro region is small, and it is difficult to prevent the formation and connection of voids during press forming and collision. It becomes possible to further suppress the propagation of cracks, and excellent R/t and SFmax can be obtained.
  • a preferable range of the standard deviation ⁇ of the nanohardness of the plate surface at a position 1/4 of the thickness direction depth of the surface soft layer from the base steel plate surface is 1.7 GPa or less.
  • the standard deviation ⁇ of the nanohardness of the plate surface at a position of 1/4 of the thickness direction depth of the surface soft layer from the base steel plate surface is more preferably 1.3 GPa or less.
  • the lower limit is not particularly limited, the standard deviation ⁇ of the nanohardness of the plate surface at a position 1/4 of the thickness direction depth of the surface soft layer from the base steel plate surface may be 0.5 GPa or more.
  • a preferable range of the standard deviation ⁇ of the nanohardness of the plate surface at a position 1/2 the thickness direction depth of the surface soft layer from the base steel plate surface is 2.1 GPa or less.
  • the standard deviation ⁇ of the nanohardness of the plate surface at a position 1/2 the thickness direction depth of the surface soft layer from the base steel plate surface is more preferably 1.7 GPa or less.
  • the lower limit is not particularly limited, the standard deviation ⁇ of the nanohardness of the plate surface at 1/2 the thickness direction depth of the surface soft layer from the base steel plate surface may be 0.6 GPa or more.
  • the nanohardness of the plate surface at the 1/4 position and 1/2 position of the depth in the thickness direction is the hardness measured by the following method.
  • Nanohardness is measured using Hysitron's tribo-950 with a Berkovich-shaped diamond indenter under the conditions of load: 500 ⁇ N, measurement area: 50 ⁇ m ⁇ 50 ⁇ m, and dot spacing: 2 ⁇ m. Further, mechanical polishing is performed to 1/2 the depth in the thickness direction of the surface soft layer, buff polishing with diamond and alumina, and further colloidal silica polishing. Then, the nanohardness is measured using Hysitron's tribo-950 with a Berkovich-shaped diamond indenter under the conditions of load: 500 ⁇ N, measurement area: 50 ⁇ m ⁇ 50 ⁇ m, and dot spacing: 2 ⁇ m.
  • Nanohardness is measured at 300 or more points at a position of 1/4 of the depth in the thickness direction, and nanohardness at 300 or more points is also measured at a position of 1/2 of the depth in the thickness direction. For example, when the soft surface layer thickness is 100 ⁇ m, the 1/4 position is 25 ⁇ m from the surface of the soft surface layer, and the 1/2 position is 50 ⁇ m from the surface of the soft surface layer. Nanohardness is measured at 300 or more points at this 25 ⁇ m position, and nanohardness at 300 or more points is also measured at the 50 ⁇ m position.
  • Depth of surface unevenness of the test piece after 90° V bending such that R/t, which is the limit bending radius R divided by the plate thickness t, is 4.5 or more and 5.0 or less: 20.0 ⁇ m or less.
  • the method for evaluating the unevenness on the surface of this steel sheet is as follows. Since concavities and convexities on the surface of the steel plate are likely to become the starting point of bending cracks, the test piece after 90° V bending is such that R/t, which is the limit bending radius R divided by the plate thickness t, is 4.5 or more and 5.0 or less.
  • the metal plating layer mainly containing Fe or Ni removes the internal oxide present in the outermost layer.
  • R / t which is calculated by dividing the limit bending radius R by the plate thickness t, is 4.5 or more and 5.0 or less, it is better to R/t and SFmax are obtained.
  • the depth of this surface unevenness is preferably 12.0 ⁇ m or less, more preferably 9.0 ⁇ m or less. Further, the lower limit is not particularly limited, but may be set to 0.1 ⁇ m or more, or may be set to 0.3 ⁇ m or more.
  • the depth of the surface unevenness of the bent cross section was determined by taking five SEM images of the bent cross section at a magnification of 1500 times as shown in Fig. 1, and measuring the maximum height position of the surface convexity and micro cracks within a range of 83 ⁇ m in the horizontal direction of the photograph. Each reference line is drawn at the maximum depth position of the concave part, the shortest distance between them is determined, and the average of the five fields of view of the SEM image is determined.
  • the average value of the shortest distances thus determined is defined as the surface unevenness depth.
  • the above-mentioned evaluation conditions for evaluating the depth of surface unevenness are the conditions measured in accordance with JIS Z 2248 when evaluating bendability, that is, judgment is made based on the presence or absence of cracks after bending. This is different from the evaluation criteria used.
  • Total area ratio of ferrite and bainite present in the surface soft layer 20% or more, and (area ratio of martensite present in the surface soft layer)/(martensite present in the surface soft layer and tempered martensite) total area ratio): 0.45 or less If a soft surface layer is present, the origin of void formation and connection during press forming and collision, as well as the propagation of cracks, is the soft phase in the soft surface layer. It is the boundary between certain ferrite and bainite and the hard phases martensite and tempered martensite.
  • the total area ratio of ferrite and bainite existing in the surface soft layer is increased, and the area ratio of martensite existing in the surface soft layer is increased, and the area of martensite existing in the surface soft layer and tempered martensite is increased. If the value divided by the total ratio is small, cracking during press molding and collision can be suppressed, and excellent R/t and SFmax can be obtained. If the total area ratio of ferrite and bainite present in the surface soft layer is less than 20%, and/or the area ratio of martensite present in the surface soft layer is reduced to martensite present in the surface soft layer.
  • the total area ratio of ferrite and bainite present in the surface soft layer is 20% or more, and the area ratio of martensite present in the surface soft layer is equal to the martensite present in the surface soft layer and the tempered martensite present in the surface soft layer. It is preferable that the value divided by the total area ratio of the sites is 0.45 or less. More preferably it is 0.40 or less.
  • the lower limit of the value obtained by dividing the area ratio of martensite present in the surface soft layer by the sum of the area ratios of martensite and tempered martensite existing in the surface soft layer is not particularly limited, and is 0. It may be 00.
  • the upper limit of the total area ratio of ferrite and bainite present in the surface soft layer is not particularly limited, and may be 100%.
  • the area ratio of martensite in the steel structure at the 1/4 plate thickness position is preferably 50.0% or less. If the area ratio of martensite increases excessively, it will become a starting point for void formation during hole expansion in the hole expansion test or during bending in the V-bending test, so there is a possibility that the desired ⁇ and R/t may not be obtained. be. Therefore, the area ratio of martensite is preferably 50.0% or less. Further, the area ratio of martensite is more preferably 45.0% or less. Note that the lower limit of the area ratio of martensite is not particularly limited, and may be 0.0%.
  • the martensite referred to here is as-quenched martensite (not tempered).
  • the volume fraction of retained austenite is preferably 20.0% or less.
  • the volume fraction of retained austenite increases excessively, the residual austenite is formed by deformation-induced transformation when the steel plate is subjected to punching in the hole expansion test and when subjected to V-bending in the V-bending + orthogonal VDA test. Hard martensite is produced, and subsequent tests may result in void formation and crack propagation, and the desired ⁇ and SFmax may not be obtained. Therefore, the volume fraction of retained austenite is preferably 20.0% or less.
  • tempered martensite since it is a metal phase that can impart strength and workability to the steel sheet targeted by the present invention, the area ratio of tempered martensite can be appropriately contained at 100% or less. .
  • residual structures other than martensite, retained austenite, and tempered martensite are not particularly limited, and examples thereof include ferrite, unrecrystallized ferrite, pearlite, bainite, and ⁇ -martensite.
  • the type of residual tissue can be confirmed, for example, by observation using a SEM.
  • the area ratio of ferrite, bainite, tempered martensite, and hard second phase (martensite + retained austenite) is measured as follows at the 1/4 thickness position of the base steel plate.
  • the sample is cut out so that the plate thickness cross section (L cross section) parallel to the rolling direction of the steel plate serves as the observation surface.
  • the observation surface of the sample is polished with diamond paste, and then final polished with alumina.
  • the observation surface of the sample was exposed to 3 vol. % nital to reveal the tissue.
  • the observation position is set at 1/4 of the thickness of the base steel plate, and 5 fields of view are observed using an SEM at a magnification of 3000 times. From the obtained structure image, the area of each constituent structure (ferrite, bainite, tempered martensite, and hard second phase (martensite + retained austenite)) was divided by the measured area using Adobe Photoshop from Adobe Systems.
  • the area ratio of each tissue is calculated by calculating the ratio for 5 fields and averaging the values.
  • Ferrite A black region with a block-like shape. Furthermore, it contains almost no carbide. Furthermore, isolated island-like martensite and isolated island-like retained austenite within the ferrite grains are not included in the area ratio of ferrite.
  • Bainite A black to dark gray area, with a lumpy or irregular shape. It also contains carbide, and contains a relatively small number of carbides. Tempered martensite: A gray area with an amorphous shape. It also contains a relatively large number of carbides. Hard second phase (retained austenite + martensite): This is a white to light gray region with an amorphous shape. Also, it does not contain carbide.
  • Carbide A white region with a dotted or linear shape. It is included in bainite and tempered martensite. Residual structure: In addition to the above-mentioned ferrite and bainite, examples include pearlite, cementite, unrecrystallized ferrite, and ⁇ -martensite, and their forms are known.
  • the volume fraction of retained austenite is measured as follows. That is, a base steel plate is mechanically ground in the thickness direction (depth direction) to a position of 1/4 of the plate thickness, and then chemically polished with oxalic acid to form an observation surface. Then, the observation surface is observed by X-ray diffraction. MoK ⁇ rays were used for the incident X-rays, and the diffraction intensity of the (200), (211) and (220) planes of BCC iron was compared with the (200), (220) and (311) planes of FCC iron (austenite). The volume fraction of retained austenite is calculated from the ratio of the diffraction intensities of each surface.
  • the volume fraction of the retained austenite is defined as the area fraction of the retained austenite.
  • the area ratio of the residual structure is determined by subtracting the area ratio of ferrite, bainite, tempered martensite, and hard second phase from 100.0%. .
  • the observation position is set to 1/4 of the thickness of the base steel sheet, but instead of 1/4 of the thickness of the base steel sheet.
  • the structure is measured in the same manner as the structure at the 1/4th thickness position of the base steel plate described above, except that the structure is set at the /4 position.
  • Tensile strength (TS) 590 MPa or more
  • the tensile strength TS of the steel plate according to one embodiment of the present invention is 590 MPa or more.
  • the yield stress (YS), total elongation (El), critical hole expansion rate ( ⁇ ), critical bending radius/plate thickness (R/t), V-bending + orthogonal VDA bending test of the steel plate according to an embodiment of the present invention The stroke at maximum load (SFmax) and the presence or absence of fracture (appearance cracking) in the axial crush test are as described above.
  • tensile strength (TS), yield stress (YS), and total elongation (El) are measured by a tensile test according to JIS Z 2241, which will be described later in Examples.
  • the critical hole expansion rate ( ⁇ ) is measured by a hole expansion test based on JIS Z 2256, which will be described later in Examples.
  • the limit bending radius/plate thickness (R/t) is measured by a V-bending test based on JIS Z 2248, which will be described later in Examples.
  • the stroke (SFmax) at maximum load in the V-bending + orthogonal VDA bending test is measured by the V-bending + orthogonal VDA bending test described later in the Examples.
  • the presence or absence of fracture (appearance cracking) in the axial crushing test is determined by the axial crushing test described later in Examples.
  • the steel sheet according to an embodiment of the present invention has a metal plating layer (first plating layer, pre-plating layer) (in addition, a metal plating layer (first plating layer) on one or both surfaces of the base steel sheet. ) preferably has a hot-dip galvanized layer, an alloyed hot-dip galvanized layer, a galvanized layer such as an electrogalvanized layer, and a hot-dip aluminum plated layer).
  • the metal plating layer is preferably a metal electroplating layer, and below, the metal electroplating layer will be explained as an example.
  • the metal electroplating layer on the outermost layer contributes to suppressing the occurrence of bending cracks during press forming and when a vehicle body collides, so that the bending rupture resistance is further improved.
  • the metal species of the metal electroplating layer include Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Cu, Ga, Ge, As, Ru, Rh, Pd, Ag, Cd, In, Sn, Sb, Os, Ir, Rt, Any of Au, Hg, Ti, Pb, and Bi may be used, but Fe is more preferable.
  • an Fe-based electroplated layer will be explained as an example, but the following conditions for Fe can be similarly adopted for other metal types.
  • the amount of the Fe-based electroplated layer deposited is more than 0 g/m 2 , preferably 2.0 g/m 2 or more.
  • the upper limit of the amount of the Fe-based electroplated layer per side is not particularly limited, but from the viewpoint of cost, it is preferable that the amount of the Fe-based electroplated layer applied per side is 60 g/m 2 or less.
  • the amount of the Fe-based electroplated layer deposited is preferably 50 g/m 2 or less, more preferably 40 g/m 2 or less, and still more preferably 30 g/m 2 or less.
  • the adhesion amount of the Fe-based electroplating layer is measured as follows. A sample with a size of 10 x 15 mm is taken from a Fe-based electroplated steel plate and embedded in resin to form a cross-sectional embedded sample. Three arbitrary points on the same cross section were observed using a scanning electron microscope (SEM) at an accelerating voltage of 15 kV and a magnification of 2,000 to 10,000 times depending on the thickness of the Fe-based plating layer. By multiplying the average value by the density of iron, it is converted into the amount of adhesion per one side of the Fe-based plating layer.
  • SEM scanning electron microscope
  • Fe-based electroplating layers include Fe-B alloy, Fe-C alloy, Fe-P alloy, Fe-N alloy, Fe-O alloy, Fe-Ni alloy, Fe-Mn alloy, Fe- An alloy plating layer such as Mo alloy or Fe-W alloy can be used.
  • the composition of the Fe-based electroplated layer is not particularly limited, but 1 selected from the group consisting of B, C, P, N, O, Ni, Mn, Mo, Zn, W, Pb, Sn, Cr, V, and Co.
  • the composition contains two or more elements in a total of 10% by mass or less, with the remainder consisting of Fe and unavoidable impurities.
  • the C content is preferably 0.08% by mass or less.
  • the steel sheet according to an embodiment of the present invention may have a plating layer (a second plating layer such as a zinc plating layer or an aluminum plating layer) on the outermost layer of one or both sides of the steel sheet, and this plating layer may include a second plating layer such as a zinc plating layer or an aluminum plating layer.
  • the layer may be a hot dip galvanized layer, an alloyed hot dip galvanized layer, an electrogalvanized layer, a hot dip aluminum plated layer, etc.
  • the plating layer of a plated steel sheet on which a plating layer (aluminum plating layer, etc.) is formed is only on one surface of the base steel sheet (on the surface of the base steel sheet or on the surface of the metal plating layer if a metal plating layer is formed). It may be provided or may be provided on both sides.
  • the steel sheet of the present invention has a base steel plate, and a second plating layer (a galvanized layer, an aluminum plating layer, etc.) may be formed on the base steel plate.
  • a metal plating layer (a first plating layer (excluding a second plating layer such as a galvanized layer or an aluminum plating layer)) and a second plating layer (a zinc plating layer, an aluminum plating layer, etc.) are formed in order on a base steel sheet. You can leave it there.
  • the plating layer of the hot-dip galvanized steel sheet, alloyed hot-dip galvanized steel sheet, and electrogalvanized steel sheet herein refers to a plating layer whose main component is Zn (zinc) (Zn content is 50.0% by mass or more). Point. Further, the plating layer of the aluminum-plated steel sheet refers to a plating layer containing Al (aluminum) as a main component (Al content is 50.0% by mass or more).
  • the hot-dip galvanized layer is preferably composed of, for example, Zn, 20.0% by mass or less of Fe, and 0.001% by mass or more and 1.0% by mass or less of Al.
  • the hot-dip galvanized layer may optionally include one selected from the group consisting of Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, and REM.
  • the total content of a species or two or more elements may be 0.0% by mass or more and 3.5% by mass or less.
  • the Fe content of the hot-dip galvanized layer is more preferably less than 7.0% by mass. Note that the remainder other than the above-mentioned elements are unavoidable impurities.
  • the alloyed hot-dip galvanized layer is preferably composed of, for example, 20% by mass or less of Fe and 0.001% by mass or more and 1.0% by mass or less of Al. Additionally, the alloyed hot-dip galvanized layer may optionally be selected from the group consisting of Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, and REM. One or more types of elements may be contained in a total amount of 0.0% by mass or more and 3.5% by mass or less.
  • the Fe content of the alloyed hot-dip galvanized layer is more preferably 7.0% by mass or more, and still more preferably 8.0% by mass or more. Further, the Fe content of the alloyed hot-dip galvanized layer is more preferably 15.0% by mass or less, still more preferably 12.0% by mass or less. Note that the remainder other than the above-mentioned elements are unavoidable impurities.
  • the amount of plating deposited on one side of the galvanized layer is not particularly limited, but is preferably 20 g/m 2 or more. Further, the amount of plating deposited on one side of the galvanized layer is preferably 80 g/m 2 or less.
  • the coating weight of the galvanized layer of the hot-dip galvanized steel sheet and the alloyed hot-dip galvanized steel sheet is measured as follows. That is, a treatment solution is prepared by adding 0.6 g of a corrosion inhibitor for Fe (Ivit 700BK (registered trademark) manufactured by Asahi Chemical Co., Ltd.) to 1 L of a 10% by mass hydrochloric acid aqueous solution. Next, a hot-dip galvanized steel sheet serving as a test material is immersed in the treatment liquid to dissolve the galvanized layer. Then, by measuring the amount of mass loss of the test material before and after melting, and dividing that value by the surface area of the base steel sheet (the surface area of the part covered with plating), the amount of plating coating (g/m 2 ) is calculated.
  • a corrosion inhibitor for Fe Ivit 700BK (registered trademark) manufactured by Asahi Chemical Co., Ltd.
  • the thickness of the steel plate according to an embodiment of the present invention is not particularly limited, but is preferably 0.5 mm or more. Further, the plate thickness is preferably 3.5 mm or less. The plate thickness is more preferably 2.3 mm or less. The plate thickness is more preferably 0.8 mm or more. The plate thickness is more preferably 1.0 mm or more. The plate thickness is even more preferably 1.2 mm or more.
  • the method for producing a steel plate of the present invention includes a hot rolling process in which a steel slab having the above-mentioned composition is hot rolled, and the obtained steel plate is annealed at a temperature of Ac 1 to 950°C and annealing time: An annealing process of annealing in an atmosphere with a dew point of -30°C or higher for 10 seconds or more, and annealing the obtained steel plate after the annealing process in a temperature range from Ac 1 point to 450°C with a dew point of -30°C or lower.
  • the obtained steel plate is cooled at an average cooling rate of 8°C/sec or more under the conditions of an atmosphere of 8°C in the temperature range from less than 450°C to 300°C. and a second cooling step of cooling at an average cooling rate of less than /second.
  • the method of melting the steel material is not particularly limited, and any known melting method such as a converter or an electric furnace is suitable.
  • the steel slab (slab) is preferably manufactured by a continuous casting method, but it is also possible to manufacture it by an ingot method, a thin slab casting method, or the like.
  • the steel slab is charged into a heating furnace as a hot piece without being cooled to room temperature, or it is slightly heat-retained. Energy-saving processes such as direct rolling and direct rolling, which involve rolling immediately after rolling, can also be applied without problems.
  • the slab heating temperature is preferably 1300° C. or lower.
  • the slab heating temperature is the temperature of the slab surface.
  • slabs are roughly rolled into sheet bars under normal conditions, but if the heating temperature is lower, from the perspective of preventing trouble during hot rolling, a bar heater etc. is used to roll the slabs into sheets before finishing rolling.
  • the bar is heated.
  • the finish rolling temperature is preferably 820°C or higher.
  • the coiling temperature after hot rolling is preferably 300° C. or higher, since there is a concern that the ductility, hole expandability, and bendability of the final material may be reduced.
  • the winding temperature is 700° C. or less. Further, during hot-rolling and winding, it is preferable to set the winding temperature to 400° C.
  • the winding temperature is 650° C. or lower. If the winding temperature is less than 400° C., it may be difficult to form the soft surface layer stably within the range specified by the present invention. Furthermore, if the winding temperature exceeds 650°C, the formation of the surface soft layer, which is a feature of the present invention, may increase too much, making it difficult to stably obtain the strength, which is a feature of the present invention. . Therefore, it is more preferable to set the winding temperature to 400° C. or higher. Moreover, it is preferable that the winding temperature is 650° C. or lower.
  • the rough rolled plates may be joined together during hot rolling and finish rolling may be performed continuously. Alternatively, the rough rolled plate may be wound up once. Further, in order to reduce the rolling load during hot rolling, part or all of the finish rolling may be performed as lubricated rolling. Performing lubricated rolling is also effective from the viewpoint of uniformity of the shape of the steel sheet and uniformity of material quality.
  • the friction coefficient during lubricated rolling is preferably 0.10 or more. Further, the friction coefficient during lubricated rolling is preferably 0.25 or less.
  • pickling process The hot rolled steel sheet produced in this way may be pickled. Since pickling can remove oxides on the surface of the steel sheet, it can be carried out to ensure good chemical conversion treatment properties and plating quality in the final product of high-strength steel sheet. Further, the pickling may be carried out once or may be carried out in multiple steps.
  • the hot-rolled pickled plate or hot-rolled steel plate obtained as described above is subjected to cold rolling, if necessary.
  • the pickled plate may be cold rolled after hot rolling, or cold rolling may be performed after heat treatment. Further, optionally, the cold rolled steel sheet obtained after cold rolling may be pickled.
  • Cold rolling is performed, for example, by multi-pass rolling that requires two or more passes, such as tandem multi-stand rolling or reverse rolling.
  • Cold rolling reduction ratio 20% or more and 80% or less
  • the cold rolling reduction ratio (cumulative reduction ratio) is not particularly limited, but is preferably 20% or more.
  • the reduction ratio of cold rolling is 80% or less. If the rolling reduction ratio in cold rolling is less than 20%, the steel structure tends to become coarse and non-uniform in the annealing process, and there is a risk that the TS and bendability of the final product will deteriorate. On the other hand, if the rolling reduction ratio in cold rolling exceeds 80%, the steel sheet tends to be defective in shape, and the amount of plating such as zinc plating may become uneven.
  • Metal plating metal electroplating, first plating process
  • metal plating is applied to one or both sides of the steel plate after the hot rolling process (or after the cold rolling process if cold rolling is performed) and before the annealing process.
  • the method may include a first plating step of forming a plating layer.
  • first plating treatment such as metal electroplating treatment
  • the metal plating referred to herein excludes secondary plating such as zinc plating and aluminum plating.
  • the metal electroplating method is not particularly limited, but as described above, it is preferable that the metal electroplating layer be formed on the base steel sheet, so it is preferable to perform the metal electroplating process.
  • a sulfuric acid bath, a hydrochloric acid bath, or a mixture of both can be used.
  • the amount of deposited metal electroplating layer before annealing can be adjusted by adjusting the current application time and the like.
  • the metal electroplated steel sheet before annealing means that the metal electroplating layer has not undergone an annealing process, and refers to a hot rolled steel sheet before metal electroplating treatment, a pickling treated sheet after hot rolling, or a cold rolled steel sheet that has been annealed in advance. This does not exclude such aspects.
  • the metal species of the electroplating layer include Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Cu, Ga, Ge, As, Ru, Rh, Pd, Ag, Cd, In, Sn, Sb, Os, Ir, Any of Rt, Au, Hg, Ti, Pb, and Bi may be used, but Fe is more preferable, so a method for producing Fe-based electroplating will be described below.
  • the Fe ion content in the Fe-based electroplating bath before the start of current application is preferably 0.5 mol/L or more as Fe 2+ . If the Fe ion content in the Fe-based electroplating bath is 0.5 mol/L or more as Fe 2+ , a sufficient amount of Fe deposition can be obtained. Further, in order to obtain a sufficient amount of Fe deposited, it is preferable that the Fe ion content in the Fe-based electroplating bath before the start of current application is 2.0 mol/L or less.
  • the Fe-based electroplating bath contains Fe ions and at least one selected from the group consisting of B, C, P, N, O, Ni, Mn, Mo, Zn, W, Pb, Sn, Cr, V, and Co. It can contain one type of element.
  • the total content of these elements in the Fe-based electroplating bath is preferably such that the total content of these elements in the Fe-based electroplated layer before annealing is 10% by mass or less.
  • the metal element may be contained as a metal ion, and the non-metal element may be contained as a part of boric acid, phosphoric acid, nitric acid, organic acid, or the like.
  • the iron sulfate plating solution may contain a conductivity aid such as sodium sulfate or potassium sulfate, a chelating agent, or a pH buffer.
  • the temperature of the Fe-based electroplating solution is preferably 30°C or higher, and preferably 85°C or lower, in view of constant temperature retention.
  • the pH of the Fe-based electroplating bath is not particularly specified, it is preferably 1.0 or higher from the viewpoint of preventing a decrease in current efficiency due to hydrogen generation. .0 or less is preferable.
  • the current density is preferably 10 A/dm 2 or more from the viewpoint of productivity, and preferably 150 A/dm 2 or less from the viewpoint of facilitating control of the amount of Fe-based electroplated layer deposited.
  • the plate passing speed is preferably 5 mpm or more from the viewpoint of productivity, and preferably 150 mpm or less from the viewpoint of stably controlling the amount of adhesion.
  • degreasing treatment and water washing can be performed to clean the steel sheet surface, and furthermore, pickling treatment and water washing can be performed to activate the steel sheet surface.
  • pickling treatment can be performed to activate the steel sheet surface.
  • Fe-based electroplating treatment is performed.
  • the method of degreasing and washing with water is not particularly limited, and ordinary methods can be used.
  • various acids such as sulfuric acid, hydrochloric acid, nitric acid, and mixtures thereof can be used. Among these, sulfuric acid, hydrochloric acid, or a mixture thereof is preferred.
  • the concentration of acid is not particularly defined, it is preferably 1 to 20 mass% in consideration of the ability to remove oxide films and prevention of rough skin (surface defects) due to overacid washing.
  • the pickling treatment liquid may contain an antifoaming agent, a pickling accelerator, a pickling inhibitor, and the like.
  • the hot rolling process in the case of cold rolling, after the cold rolling process, and in the case of performing the first plating treatment for forming the first plating layer, after the first plating process
  • Annealing temperature Ac 1 point (°C) or more and 950°C or less If the annealing temperature is less than Ac 1 point (°C), the proportion of austenite produced during annealing becomes insufficient. Therefore, the area ratio of ferrite at the 1/4 position of the plate thickness after annealing increases excessively, making it impossible to obtain the desired TS and YS. On the other hand, when the annealing temperature exceeds 950° C., it becomes difficult to form a soft surface layer due to the austenite single phase region. Therefore, the annealing temperature is set to be at least Ac 1 point (°C) and at most 950°C. The annealing temperature is preferably at least Ac 1 point +10°C. Further, the temperature is preferably 900°C or lower. More preferably it is 840°C or lower. Note that the annealing temperature is the highest temperature reached in the annealing step.
  • Annealing time 10 seconds or more When the annealing time is less than 10 seconds, it becomes difficult to form a soft surface layer. Therefore, the annealing time is set to 10 seconds or more.
  • the upper limit of the annealing time is not particularly limited, but is preferably 900 seconds or less.
  • the annealing time is the holding time in a temperature range of (annealing temperature -30° C.) or higher and lower than the annealing temperature. That is, in addition to the holding time at the annealing temperature, the annealing time also includes the residence time in the temperature range from (annealing temperature -30°C) to below the annealing temperature during heating and cooling before and after reaching the annealing temperature.
  • the number of times of annealing may be two or more times, but from the viewpoint of energy efficiency, one time is preferable.
  • Dew point of annealing process atmosphere -30°C or higher
  • the dew point of the annealing process atmosphere needs to be -30°C or higher.
  • the decarburization reaction is promoted and a deeper soft surface layer is formed.
  • the nanohardness is 7.0 GPa or more.
  • the ratio is 0.10 or less.
  • the annealing atmosphere in the annealing step is preferably -15°C or higher, more preferably -5°C or higher.
  • the annealing atmosphere in the annealing process should be set.
  • the dew point is preferably 30°C or lower.
  • the thickness of the surface soft layer from the base steel plate surface By increasing the area ratio of ferrite at a position of 1/4 of the thickness direction depth and at a position of 1/2 of the thickness direction depth of the surface soft layer from the base steel plate surface, the thickness direction depth of the surface soft layer from the base steel plate surface is increased.
  • the standard deviation ⁇ of the nano-hardness of the plate surface at 1/4 of the thickness is 1.8 GPa or less, and the nano-hardness of the plate surface at 1/2 of the thickness direction depth of the surface soft layer from the base steel plate surface.
  • the standard deviation ⁇ is 2.2 GPa or less.
  • the average cooling rate in the temperature range from Ac 1 point to 450° C. is set to 8° C./sec or more. It is also necessary to carry out cooling in the temperature range from Ac 1 point to 450°C in an atmosphere with a dew point of -30°C or less.
  • the surface soft layer on the steel plate surface is formed non-uniformly within the steel plate surface.
  • the standard deviation ⁇ of nano-hardness on the plate surface at position 4 is 1.8 GPa or less, and the standard deviation ⁇ of nano-hardness on the plate surface at 1/2 the depth in the thickness direction of the surface soft layer from the base steel plate surface is 2. Cases where the condition of .2 GPa or less is not satisfied are likely to occur. Note that the lower limit of the dew point is not particularly determined, but it is preferably ⁇ 55° C. or higher due to equipment constraints.
  • cooling in the temperature range from the AC1 point to 450°C is preferably performed under conditions of an atmosphere with a dew point of -32°C or lower.
  • the first average cooling rate (° C./sec) can be calculated as cooling start temperature (Ac 1 point) ⁇ cooling end temperature (450° C.)/cooling time (seconds) in the first cooling step.
  • [%C] C content
  • [%Si] Si content
  • [%Mn] Mn content.
  • the average cooling rate in the temperature range from less than 450° C. to 300° C. is 8° C./sec or more, the nanohardness cannot be adjusted to the above range. Therefore, in the present invention, in the second cooling step after the annealing step, the average cooling rate in the temperature range from less than 450° C. to 300° C. is set to less than 8° C./sec.
  • the second average cooling rate (° C./sec) can be calculated as cooling start temperature (less than 450° C.) ⁇ cooling end temperature (300° C.)/cooling time (seconds) in the second cooling step.
  • An embodiment of the present invention may include a second plating step in which the steel plate after the second cooling step is subjected to plating treatment to form a second plating layer.
  • the plating process (second plating process) is preferably a galvanizing process or a hot-dip aluminum plating process, and the galvanizing process in the galvanizing process includes, for example, hot-dip galvanizing process, alloyed galvanizing process, electrogalvanizing process can be mentioned.
  • hot-dip galvanizing it is preferable to immerse the steel sheet in a galvanizing bath at 440° C. or higher, and then adjust the coating amount by gas wiping or the like. In the above treatment, it is preferable to immerse it in a galvanizing bath at a temperature of 500° C. or lower.
  • the hot-dip galvanizing bath is not particularly limited as long as it has the composition of the galvanized layer described above, but for example, the bath has an Al content of 0.10% by mass or more, and the remainder consists of Zn and inevitable impurities. It is preferable to use a plating bath having the same composition.
  • the above Al content is preferably 0.23% by mass or less.
  • the steel sheet having a hot-dip galvanized layer is heated to an alloying temperature of 450°C or higher to form an alloy. It is preferable to perform treatment.
  • the above alloying temperature is preferably 600°C or less. If the alloying temperature is less than 450°C, the Zn--Fe alloying rate will be slow and alloying may become difficult. On the other hand, when the alloying temperature exceeds 600°C, untransformed austenite transforms into pearlite, making it difficult to make the TS 590 MPa or higher.
  • the alloying temperature is more preferably 510°C or higher. Further, the alloying temperature is more preferably 570°C or lower.
  • the coating weight of both the steel sheet with a hot-dip galvanized layer (hot-dip galvanized steel sheet) (GI) and the steel sheet with an alloyed hot-dip galvanized layer (alloyed hot-dip galvanized steel sheet) (GA) is 20 g per side. /m 2 or more is preferable. Further, the amount of plating deposited on one side of the galvanized layer is preferably 80 g/m 2 or less. Note that the amount of plating deposited can be adjusted by gas wiping or the like.
  • the cold-rolled sheet obtained by performing the cold-rolled sheet annealing is immersed in an aluminum plating bath at 660°C or higher, and the hot-dip aluminum plating is After treatment, the amount of plating deposited is adjusted by gas wiping or the like.
  • the temperature of the aluminum plating bath is preferably 730°C or lower.
  • the film thickness is preferably 2 ⁇ m or more, although it is not particularly limited. Further, the film thickness is preferably 15 ⁇ m or less.
  • the obtained steel plate is cooled from below 250°C to room temperature in a reheating and holding process, if necessary. May be cooled to stop temperature.
  • the material may be reheated to a reheating temperature range from (cooling stop temperature +50°C) to 450°C, and may be held in the reheating temperature range for 10 seconds or more.
  • the steel structure at the 1/4th position of the plate thickness of the base steel plate is also tempered by reheating and holding, and YS and ⁇ increase.
  • the room temperature is preferably 1° C. or higher. Further, the room temperature is preferably 50°C or lower, and more preferably 29°C or lower.
  • cooling method after the second cooling step or after the reheating and holding step for example, gas jet cooling, mist cooling, roll cooling, water cooling, air cooling, etc. can be applied.
  • gas jet cooling mist cooling
  • roll cooling water cooling
  • air cooling etc.
  • the average cooling rate is preferably, for example, 1° C./second or more and 50° C./second or less.
  • the steel plate obtained as described above may be further subjected to temper rolling. If the reduction ratio in temper rolling exceeds 2.00%, the yield stress will increase, and there is a risk that the dimensional accuracy when forming the steel plate into a member will decrease. Therefore, the reduction ratio in temper rolling is preferably 2.00% or less.
  • the lower limit of the rolling reduction in skin pass rolling is not particularly limited, but from the viewpoint of productivity, it is preferably 0.05% or more.
  • skin pass rolling may be performed on a device that is continuous with the annealing device for performing each process mentioned above (online), or on a device that is discontinuous with the annealing device for performing each process (offline). You may go. Further, the number of times of temper rolling may be one, or two or more times. Note that rolling with a leveler or the like may be used as long as it can provide an elongation rate equivalent to that of temper rolling.
  • Conditions for other manufacturing methods are not particularly limited, but from the viewpoint of productivity, a series of treatments such as annealing, hot-dip galvanizing, and alloying treatment of galvanizing are performed on a CGL (Continuous Galvanizing Line), which is a hot-dip galvanizing line. It is preferable to carry out the process using Line). After hot-dip galvanizing, wiping can be performed to adjust the coating weight. Note that the conditions for plating and the like other than the above-mentioned conditions can be based on a conventional method for hot-dip galvanizing.
  • a member according to an embodiment of the present invention is a member made (made of) the above-mentioned steel plate.
  • a steel plate as a raw material is subjected to at least one of a forming process and a bonding process to produce a member.
  • the above-mentioned steel plate has a TS of 590 MPa or more, and has a high YS, excellent press formability (ductility, hole expandability, and bendability), and rupture resistance at the time of collision (axial crushing characteristics). have Therefore, the member according to one embodiment of the present invention has high strength, excellent press formability, and excellent impact resistance. Therefore, a member according to an embodiment of the present invention is particularly suitable for application as an impact energy absorbing member used in the automotive field.
  • a method for manufacturing a member according to an embodiment of the present invention includes the step of subjecting the steel plate to at least one of forming and joining to produce a member.
  • the molding method is not particularly limited, and for example, a general processing method such as press working can be used.
  • the joining method is not particularly limited, and for example, common welding such as spot welding, laser welding, arc welding, riveting joining, caulking joining, etc. can be used.
  • the molding conditions and bonding conditions are not particularly limited, and conventional methods may be followed.
  • a steel material having the component composition shown in Table 1 (the remainder being Fe and unavoidable impurities) was melted in a converter and made into a steel slab by continuous casting.
  • Table 1 - indicates the content at the inevitable impurity level.
  • [%C] C content
  • [%Si] Si content
  • [%Mn] Mn content.
  • the obtained steel slab was heated to 1200°C, and after heating, the steel slab was subjected to rough rolling and hot rolling, and the hot rolling winding temperature was set at 500°C to obtain a hot rolled steel plate. Then, the obtained hot rolled steel sheet No. 1 to 96 and No. Nos. 107 to 146 were pickled and cold rolled to produce cold rolled steel sheets having the thicknesses shown in Tables 2 to 4. Moreover, No. of the obtained hot-rolled steel sheet. No. 97 to No. 106 were pickled to obtain hot rolled steel sheets (white skin) having the thickness shown in Table 3.
  • the obtained cold-rolled steel sheet or hot-rolled steel sheet was subjected to a first plating step (metal plating step), an annealing step, a first cooling step, a second cooling step, and the like under the conditions shown in Tables 2 to 4.
  • the treatment in the plating process was performed to obtain a steel plate. Note that some of the steel plates were not subjected to the treatment in the first plating step (metal plating step) and/or the treatment in the plating step (second plating step). Also, No. Regarding Nos.
  • steel plates were obtained by performing the treatment in the reheating and holding step after the second plating step.
  • some of the hot-rolled steel sheets (white skin) or cold-rolled steel sheets are subjected to hot-dip galvanizing treatment or alloyed galvanizing treatment to form hot-dip galvanized steel sheets (hereinafter also referred to as GI). ) or alloyed hot-dip galvanized steel sheet (hereinafter also referred to as GA) was obtained.
  • GI hot-dip galvanizing treatment
  • GA alloyed hot-dip galvanized steel sheet
  • hot-rolled steel sheets white skin
  • cold-rolled steel sheets were subjected to electrogalvanizing treatment (bath temperature: room temperature) to obtain electro-galvanized steel sheets (hereinafter also referred to as EG).
  • hot-dip aluminum plating treatment bath temperature: 680° C. was performed on some hot-rolled steel sheets (white skin) or cold-rolled steel sheets to obtain hot-dip aluminum-plated steel sheets (hereinafter also referred to as Al).
  • the type of the second plating step is also indicated as "GI”, "GA”, "EG”, or "Al”. Those that were not subjected to the second plating process are indicated as "CR".
  • the zinc plating bath temperature was 460° C. in both GI and GA production.
  • the amount of zinc plating deposited was 45 to 75 g/m 2 per one side (double-sided plating) when producing GI, and 40 to 65 g/m 2 per one side (double-sided plating) when producing GA.
  • the composition of the galvanized layer of the finally obtained steel sheet is GI: Fe: 0.1 to 1.0% by mass, Al: 0.20 to 0.33% by mass, and the balance is Zn. and unavoidable impurities.
  • GA contained Fe: 7.0 to 12.0% by mass, Al: 0.10 to 0.23% by mass, and the remainder was Zn and inevitable impurities.
  • a hot-dip galvanized layer, an alloyed hot-dip galvanized layer, an electrogalvanized layer, and other metal plated layers were all formed on both sides of the base steel sheet.
  • tensile tests were conducted according to the following procedures, and tensile strength (TS), yield stress (YS), Total elongation (El), critical hole expansion rate ( ⁇ ), R/t in V-bending test, stroke at maximum load (SFmax) measured in V-bending + orthogonal VDA bending test, and stroke in axial crushing test. The presence or absence of breakage (appearance cracking) was evaluated.
  • ⁇ R/t ⁇ (Passed) (A) When 590MPa ⁇ TS ⁇ 780MPa, 1.0 ⁇ R/t (B) When 780MPa ⁇ TS ⁇ 980MPa, 2.0 ⁇ R/t (C) When 980MPa ⁇ TS ⁇ 1180MPa, 2.5 ⁇ R/t (D) If 1180MPa ⁇ TS ⁇ 1320MPa, 3.0 ⁇ R/t (E) If 1320MPa ⁇ TS ⁇ 1470MPa, 3.5 ⁇ R/t (F) If 1470MPa ⁇ TS, 4.0 ⁇ R/t ⁇ (fail): If 590MPa ⁇ TS ⁇ 780MPa, 1.0 ⁇ R/t If 780MPa ⁇ TS ⁇ 980MPa, 2.0 ⁇ R/t If 980MPa ⁇ TS ⁇ 1180MPa, 2.5 ⁇ R/t If 1180MPa ⁇ TS ⁇ 1320MPa, 3.0 ⁇ R/t If 1320MPa ⁇ TS ⁇ 1470MPa, 3.5 ⁇ R/t If 1470MPa ⁇ TS, 4.0 ⁇ R/t ⁇
  • Tensile test The tensile test was conducted in accordance with JIS Z 2241. That is, a JIS No. 5 test piece was taken from the obtained steel plate so that the longitudinal direction was perpendicular to the rolling direction of the base steel plate. Using the sampled test piece, a tensile test was conducted at a crosshead speed of 10 mm/min, and TS, YS, and El were measured. The results are also listed in Tables 2 to 4.
  • ⁇ is an index for evaluating stretch flangeability.
  • the results are also listed in Tables 2 to 4.
  • ⁇ (%) ⁇ (D f - D 0 )/D 0 ⁇ 100 here, D f : Diameter of hole in test piece at the time of crack occurrence (mm) D 0 : Diameter of hole in initial test piece (mm) It is.
  • V bending test The V (90°) bending test is conducted in accordance with JIS Z 2248. A 100 mm x 35 mm test piece was taken from the obtained steel plate by shearing and end face grinding. Here, the 100 mm side is parallel to the width (C) direction.
  • Bending radius R Changes at 0.5mm pitch
  • Test method Die support, punch press molding load: 10 tons
  • Test speed 30mm/min Holding time: 5s
  • Bending direction Evaluation was performed three times in the direction perpendicular to rolling (C), and R/t was calculated by dividing the minimum bending radius (limit bending radius) R without cracking by the plate thickness t.
  • V-bending + orthogonal VDA bending test is performed as follows.
  • a test piece of 60 mm x 65 mm was taken from the obtained steel plate by shearing and end face grinding. Here, the 60 mm side is parallel to the rolling (L) direction.
  • a test piece was prepared by performing 90° bending (primary bending) in the rolling (L) direction with the width (C) direction as the axis at a radius of curvature/plate thickness of 4.2.
  • a punch B1 was pressed into a steel plate placed on a die A1 having a V-groove to obtain a test piece T1.
  • the punch B2 is pushed into the test piece T1 placed on the support roll A2 so that the bending direction is perpendicular to the rolling direction (secondary bending). bending process).
  • D1 indicates the width (C) direction
  • D2 indicates the rolling (L) direction.
  • V-bending conditions in the V-bending + orthogonal VDA bending test are as follows. Test method: die support, punch press molding load: 10 tons Test speed: 30mm/min Holding time: 5s Bending direction: rolling (L) direction
  • VDA bending conditions in the V-bending + orthogonal VDA bending test are as follows. Test method: Roll support, punch pushing Roll diameter: ⁇ 30mm Punch tip R: 0.4mm Distance between rolls: (plate thickness x 2) + 0.5mm Stroke speed: 20mm/min Test piece size: 60mm x 60mm Bending direction: rolling right angle (C) direction
  • SFmax is an index for evaluating the fracture resistance at the time of a collision (the fracture resistance of a bending ridgeline portion in an axial crush test). The results are also listed in Tables 2 to 4.
  • Axial crush test A 150 mm x 100 mm test piece was taken from the obtained steel plate by shearing. Here, the 150 mm side is parallel to the rolling (L) direction. Using a mold with a punch shoulder radius of 5.0 mm and a die shoulder radius of 5.0 mm, the molding process (bending process) was performed to a depth of 40 mm. A hat-shaped member 10 shown in 3-1(b) was produced. Further, a steel plate used as a material for the hat-shaped member was separately cut into a size of 80 mm x 100 mm. Next, the cut steel plate 20 and the hat-shaped member 10 were spot welded to produce a test member 30 as shown in FIGS. 3-1(a) and 3-1(b). FIG.
  • FIG. 3-1(a) is a front view of a test member 30 produced by spot welding the hat-shaped member 10 and the steel plate 20.
  • FIG. 3-1(b) is a perspective view of the test member 30.
  • the spot welds 40 were positioned so that the distance between the end of the steel plate and the weld was 10 mm, and the distance between the welds was 20 mm.
  • the test member 30 was joined to the base plate 50 by TIG welding to prepare a sample for the axial crush test.
  • the impactor 60 was made to collide with the produced sample for the axial crush test at a constant velocity of 10 mm/min, and the sample for the axial crush test was crushed by 70 mm. As shown in FIG. 3-2(c), the crushing direction D3 was parallel to the longitudinal direction of the test member 30. The results are also listed in Tables 2 to 4.
  • the V-bending test, the V-bending + orthogonal VDA bending test, and the axial crushing test on steel plates with a thickness of more than 1.2 mm were all conducted on steel plates with a plate thickness of 1.2 mm, taking into consideration the influence of the plate thickness.
  • Steel plates with a thickness of more than 1.2 mm were ground on one side to a thickness of 1.2 mm. Because grinding may affect the bendability of the steel plate surface, in the V-bending test, the ground surface is set to the inside of the bend (valley side), and in the V-bending + orthogonal VDA bend test, the ground surface is set to the outside of the bend (peak side) during the V-bending test. ), and the ground surface was set to the inside of the bend (trough side) during the subsequent VDA bending test.
  • ⁇ Nano hardness measurement> In order to obtain excellent bendability during press forming and excellent bending rupture properties during collision, a 50 ⁇ m x 50 ⁇ m area on the plate surface at 1/4 of the depth in the thickness direction of the surface soft layer from the base steel plate surface.
  • the nanohardness of the plate surface at 1/4 of the thickness direction depth of the surface soft layer from the base steel plate surface was 7.0 GPa or more for all measurements.
  • the ratio is 0.10 or less.
  • the ratio of nanohardness of 7.0 GPa or more it means that the ratio of hard structures (such as martensite), inclusions, etc. is small; It became possible to further suppress the generation and connection of voids and the propagation of cracks during press molding of objects and collisions, and excellent R/t and SFmax were obtained.
  • the method for measuring the surface soft layer is as follows. After smoothing the plate thickness cross section (L cross section) parallel to the rolling direction of the steel plate by wet polishing, the plate thickness was measured from the steel plate surface using a Vickers hardness tester at a load of 10gf based on JIS Z 2244-1 (2020). Measurements were performed at 1 ⁇ m intervals from a position of 1 ⁇ m in the direction to a position of 100 ⁇ m in the plate thickness direction. Thereafter, measurements were taken at intervals of 20 ⁇ m up to the center of the plate thickness. The area where the hardness has decreased to 85% or less compared to the hardness at 1/4 of the plate thickness is defined as a soft layer (surface soft layer), and the thickness of this area in the plate thickness direction is defined as the thickness of the soft layer. .
  • tensile strength (TS), yield stress (YS), total elongation (El), critical hole expansion ratio ( ⁇ ), and R/ t and the stroke at maximum load (SFmax) measured in the V-bending + orthogonal VDA bending test were all passed, and there was no breakage (appearance cracking) in the axial crushing test.
  • tensile strength (TS), yield stress (YS), total elongation (El), critical hole expansion rate ( ⁇ ), R/t in V-bending test, V-bending + orthogonal VDA bending test At least one of the measured stroke at maximum load (SFmax) and the presence or absence of fracture (appearance cracking) in the axial crush test were insufficient.
  • the steel sheet of the present invention has high strength and excellent press formability and impact resistance properties.
  • members obtained by forming, joining, and forming and joining the steel sheets of the invention examples have a high quality. It is strong and has excellent press formability and impact resistance properties, so it has high strength and excellent press formability and impact resistance properties, similar to the steel plate of the invention example. I understand.
  • TS 590 MPa or more, high YS, excellent press formability (ductility, hole expandability, and bendability), and rupture resistance properties at the time of collision (bending rupture properties and axial crushing properties).
  • YS high YS
  • excellent press formability ductility, hole expandability, and bendability
  • rupture resistance properties at the time of collision bending rupture properties and axial crushing properties.

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Abstract

ＴＳ：５９０ＭＰａ以上であり、かつ、高いＹＳと、優れたプレス成形性（延性、穴広げ性および曲げ性）と、衝突時の耐破断特性（曲げ破断特性および軸圧壊特性）を有する鋼板、部材およびそれらの製造方法を提供する。　素地鋼板を所定の成分組成とし、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、ナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の割合が０．１０以下であり、さらに、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、さらに、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下であるようにする。

Description

鋼板、部材およびそれらの製造方法
　本発明は、鋼板、該鋼板を素材とする部材およびそれらの製造方法に関する。
　自動車車体に使用される鋼板の薄肉軽量化での燃費向上によるＣＯ２排出量の削減と、衝突安全性向上の両立を目的に、自動車用鋼板の高強度化が進められている。また、新たな法規制の導入も相次いでいる。そのため、車体強度の増加を目的として、自動車キャビンの骨格に組み付ける主要な構造部材や補強部材（以下、自動車の骨格構造部材などともいう）に対する高強度鋼板の適用事例が増加している。また、自動車の骨格構造部材などに用いられる高強度鋼板には、プレス成形した際に、高い部材強度を有することが要求される。部品強度の上昇については、例えば、鋼板の降伏応力（以下、単にＹＳともいう）を高めることが有効である。これにより、自動車衝突時の衝撃吸収エネルギー（以下、単に衝撃吸収エネルギーともいう）が上昇する。さらに、自動車の骨格構造部材などのうち、例えば、クラッシュボックスなどは、曲げ加工部を有する。そのため、このような部品には、プレス成形性の観点から、高い曲げ性を有する鋼板を適用することが好ましい。また、車体防錆性能の観点から、自動車部材の素材となる鋼板には、亜鉛めっきが施されることが多い。そのため、高い強度を有することに加え、プレス成形性と耐衝撃特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の開発が望まれている。
　このような自動車部材の素材となる鋼板として、例えば、特許文献１には、質量％で表して、Ｃを０．０４～０．２２％、Ｓｉを１．０％以下、Ｍｎを３．０％以下、Ｐを０．０５％以下、Ｓを０．０１％以下、Ａｌを０．０１～０．１％及びＮを０．００１～０．００５％含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有するとともに、主相であるフェライト相と、第二相であるマルテンサイト相から構成され、かつマルテンサイト相の最大粒径が２μｍ以下で、その面積率が５％以上であることを特徴とする伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板が開示されている。
　また、特許文献２には、表面層を厚さ０．１μｍ以上研削除去された冷延鋼板上にＮｉを０．２ｇ／ｍ２以上２．０ｇ／ｍ２以下プレめっきされた冷延鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、質量％で、Ｃ：０．０５％以上、０．４％以下、Ｓｉ：０．０１％以上、３．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上、３．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１％以上、２．０％以下、Ｓｉ＋Ａｌ＞０．５％、を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、体積分率で主相としてフェライトを４０％以上含有し、残留オーステナイトを８％以上、下記に規定する３種類のマルテンサイト［１］［２］［３］のマルテンサイト［３］を含む２種以上と１％以上のベイナイト及び０～１０％のパーライトを含有し、且つ、前記３種類のマルテンサイト［１］［２］［３］がそれぞれ、体積分率で、マルテンサイト［１］：０％以上、５０％以下、マルテンサイト［２］：０％以上、２０％未満、マルテンサイト［３］：１％以上、３０％以下、である鋼板の表面に、Ｆｅを７％未満含有し、残部がＺｎ、Ａｌおよび不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき層を有し、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、全伸び率ＥＬ（％）、穴拡げ率λ（％）としてＴＳ×ＥＬが１８０００ＭＰａ・％以上、ＴＳ×λが３５０００ＭＰａ・％以上であり、引張強度９８０ＭＰａ以上有することを特徴とするめっき密着性と成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板（マルテンサイト［１］：Ｃ濃度（ＣＭ１）が０．８％未満で、硬さＨｖ１が、Ｈｖ１／（－９８２．１×ＣＭ１２＋１６７６×ＣＭ１＋１８９）≦０．６０、マルテンサイト［２］：Ｃ濃度（ＣＭ２）が０．８％以上で、硬さＨｖ２が、Ｈｖ２/（－９８２．１×ＣＭ２２＋１６７６×ＣＭ２＋１８９）≦０．６０、マルテンサイト［３］：Ｃ濃度（ＣＭ３）が０．８％以上で、硬さＨｖ３が、Ｈｖ３／（－９８２．１×ＣＭ３２＋１６７６×ＣＭ３＋１８９）≧０．８０が開示されている。
　また、特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．１５％以上０．２５％以下、Ｓｉ：０．５０％以上２．５％以下、Ｍｎ：２．３％以上４．０％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１％以上２．５％以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、面積率で、焼戻しマルテンサイト相：３０％以上７３％以下、フェライト相：２５％以上６８％以下、残留オーステナイト相：２％以上２０％以下、他の相：１０％以下（０％を含む）であり、かつ、該他の相としてマルテンサイト相：３％以下（０％を含む）、ベイニティックフェライト相：５％未満（０％を含む）を有し、前記焼戻しマルテンサイト相の平均結晶粒径が８μｍ以下、前記残留オーステナイト相中のＣ量が０．７質量％未満である鋼板組織を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。
　また、特許文献４には、鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備える合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板は、質量％で、Ｃ：０.０３％以上０.３５％以下、Ｓｉ：０.００５％以上２.０％以下、Ｍｎ：１.０％以上４.０％以下、Ｐ：０.０００４％以上０.１％以下、Ｓ：０.０２％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０.０００２％以上２.０％以下、Ｎ：０.０１％以下、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、鋼板の表面から５０μｍの深さの位置における、圧延方向に展伸したＭｎおよび/またはＳｉが濃化した濃化部の圧延直角方向の平均間隔である濃化部平均間隔が１０００μｍ以下であり、鋼板の表面における深さ３μｍ以上１０μｍ以下のクラックの数密度が３個／ｍｍ以上１０００個／ｍｍ以下であり、面積％で、ベイナイト：６０％以上、残留オーステナイト：１％以上、マルテンサイト：１％以上、およびフェライト：２％以上２０％未満を含有するとともに、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの最近接距離の平均値である超硬質相平均間隔が２０μｍ以下である鋼組織を有し、前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強さ（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上である機械特性を有することを特徴とする、合金化溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。
特許第３８８７２３５号公報 特許第５９５３６９３号公報 特許第６０５２４７２号公報 特許第５６９９７６４号公報
　ところで、センターピラーに代表される自動車の骨格部材では、引張強度ＴＳ（以下単にＴＳとだけ記すこともある。）が５９０ＭＰａを超える鋼板の適用が進んでいるが、フロントサイドメンバーやリアサイドメンバーに代表される自動車の衝撃エネルギー吸収部材は、ＴＳが５９０ＭＰａ級の鋼板の適用に留まっているのが現状である。
　すなわち、衝突時の吸収エネルギー（以下、衝撃吸収エネルギーともいう。）を高めるには、降伏応力ＹＳ（以下単にＹＳとだけ記すこともある。）の向上が有効である。しかしながら、鋼板のＹＳを高めると、一般的に、プレス成形性、特には、延性や穴広げ性、曲げ性といった特性が低下する。そのため、このようなＴＳおよびＹＳを高めた鋼板の前記した自動車の衝撃エネルギー吸収部材への適用を想定すると、単にプレス成形が難しくなるのみならず、衝突試験を模擬した軸圧壊試験で当該部材が割れてしまう、換言すれば、ＹＳの値から想定されるほどには実際の衝撃吸収エネルギーが高くならない。このように、従来の技術には改良の余地があった。
　実際、特許文献１～４に開示される鋼板も、高いＹＳおよびＹＲと、優れたプレス成形性（延性、穴広げ性および曲げ性）と、衝突時の耐破断特性（曲げ破断特性および軸圧壊特性）を有するものとは言えない。
　本発明は、前記の現状に鑑み開発されたものであって、引張強度ＴＳが５９０ＭＰａ以上であり、かつ、高い降伏応力ＹＳと、優れたプレス成形性（延性、穴広げ性および曲げ性）と、衝突時の耐破断特性（曲げ破断特性および軸圧壊特性）を有する鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　また、本発明は、前記の鋼板を素材とする部材およびその製造方法を提供することを目的とする。
　なお、ここで、引張強度ＴＳは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠する引張試験で測定される。
　また、降伏応力ＹＳが高いとは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠する引張試験で測定される降伏応力（ＹＳ）が、当該引張試験で測定されるＴＳに応じて、以下の（Ａ）～（Ｆ）の式を満足することを指す。
（Ａ）５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、３５０ＭＰａ≦ＹＳ
（Ｂ）７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、４００ＭＰａ≦ＹＳ
（Ｃ）９８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１１８０ＭＰａの場合、５５０ＭＰａ≦ＹＳ
（Ｄ）１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１３２０ＭＰａの場合、７５０ＭＰａ≦ＹＳ
（Ｅ）１３２０ＭＰａ≦ＴＳ＜１４７０ＭＰａの場合、９００ＭＰａ≦ＹＳ
（Ｆ）１４７０ＭＰａ≦ＴＳの場合、１０５０ＭＰａ≦ＹＳ
　また、延性に優れるとは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠する引張試験で測定される全伸び（Ｅｌ）が、当該引張試験で測定されるＴＳに応じて、以下の（Ａ）～（Ｆ）の式を満足することを指す。
（Ａ）５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、２４．０％≦Ｅｌ
（Ｂ）７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、１８．０％≦Ｅｌ
（Ｃ）９８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１１８０ＭＰａの場合、１１．０％≦Ｅｌ
（Ｄ）１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１３２０ＭＰａの場合、８．０％≦Ｅｌ
（Ｅ）１３２０ＭＰａ≦ＴＳ＜１４７０ＭＰａの場合、７．５％≦Ｅｌ
（Ｆ）１４７０ＭＰａ≦ＴＳの場合、７．０％≦Ｅｌ
　また、穴広げ性に優れるとは、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６に準拠する穴広げ試験で測定される限界穴広げ率（λ）が２０％以上であることを指す。
　また、曲げ性に優れるとは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８に準拠するＶ曲げ試験で測定されるＲ（限界曲げ半径）／ｔ（板厚）がＴＳに応じて、以下の（Ａ）～（Ｆ）の式を満足することを指す。
（Ａ）５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、１．０≧Ｒ／ｔ
（Ｂ）７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、２．０≧Ｒ／ｔ
（Ｃ）９８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１１８０ＭＰａの場合、２．５≧Ｒ／ｔ
（Ｄ）１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１３２０ＭＰａの場合、３．０≧Ｒ／ｔ
（Ｅ）１３２０ＭＰａ≦ＴＳ＜１４７０ＭＰａの場合、３．５≧Ｒ／ｔ
（Ｆ）１４７０ＭＰａ≦ＴＳの場合、４．０≧Ｒ／ｔ
　また、曲げ破断特性に優れるとは、Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験で測定される荷重最大時のストローク（ＳＦｍａｘ）がＴＳに応じて、以下の（Ａ）～（Ｆ）の式を満足することを指す。
（Ａ）５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、２９．０ｍｍ≦ＳＦｍａｘ
（Ｂ）７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、２７．５ｍｍ≦ＳＦｍａｘ
（Ｃ）９８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１１８０ＭＰａの場合、２７．０ｍｍ≦ＳＦｍａｘ
（Ｄ）１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１３２０ＭＰａの場合、２６．０ｍｍ≦ＳＦｍａｘ
（Ｅ）１３２０ＭＰａ≦ＴＳ＜１４７０ＭＰａの場合、２４．５ｍｍ≦ＳＦｍａｘ
（Ｆ）１４７０ＭＰａ≦ＴＳの場合、２４．０ｍｍ≦ＳＦｍａｘ
　また、軸圧壊特性に優れるとは、軸圧壊試験での軸圧壊試験後のサンプルに破断（外観割れ）が無い、もしくは、軸圧壊試験後のサンプルに外観割れが１箇所のみであることを指す。
　前記のＥｌ（延性）、λ（伸びフランジ性）およびＲ／ｔ（曲げ性）はプレス成形時の鋼板の成形のしやすさ（割れずにプレス成形するための成形の自由度）を示す特性である。一方、Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験は衝突試験での曲げ稜線部の変形および破断挙動を模擬した試験であり、Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験で測定される荷重最大時のストローク（ＳＦｍａｘ）はエネルギー吸収部材の割れにくさを示す指標である。
　本発明者らは、上記した課題を達成するために、鋭意検討を重ねた結果、以下の知見を得た。
　所定の成分で、鋼板表面（素地（下地）鋼板表面）から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、前記ナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の割合が０．１０以下であり、さらに、素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、さらに、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度を１／４位置と同様に測定したとき、表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下であることにより、プレス成形性の一つのモードである曲げ性の指標であるＲ／ｔの向上と、衝突時の自動車車体の鋼板および部材の耐衝撃特性の指標である、衝突試験での曲げ稜線部の変形および破断挙動を模擬したＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験で測定される荷重最大時のストローク（ＳＦｍａｘ）の向上が実現できることを知見した。
　本開示は、上記知見に基づいてなされたものである。すなわち、本開示の要旨構成は以下のとおりである。
［１］質量％で、
Ｃ：０．０３０％以上０．５００％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上３．００％以下、
Ｍｎ：０．３０％以上１０．００％未満、
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｓ：０．０２００％以下、
Ａｌ：０．００５％以上２．０００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
を含有し、以下の式（１）で表されるＣｅｑが０．３０％以上０．８５％以下を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する素地鋼板を有し、
前記素地鋼板の板厚１／４位置のビッカース硬さに対して、ビッカース硬さが８５％以下である表層軟質層が、素地鋼板表面から板厚方向に２００μｍ以下の領域に形成されており、
前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置及び板厚方向深さの１／２位置の夫々における板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、
前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の測定数割合が、全測定数に対して０．１０以下であり、
さらに、前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、
さらに、前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下である、鋼板。
Ｃｅｑ＝[％Ｃ]＋[％Ｍｎ]／６＋[％Ｓｉ]／２４＋[％Ｎｉ]／４０＋[％Ｃｒ]／５＋[％Ｍｏ]／４＋[％Ｖ]／１４　・・・式（１）
ここで、[％Ｃ]：Ｃ含有量、[％Ｍｎ]：Ｍｎ含有量、[％Ｓｉ]：Ｓｉ含有量、[％Ｎｉ]：Ｎｉ含有量、[％Ｃｒ]：Ｃｒ含有量、[％Ｍｏ]：Ｍｏ含有量、[％Ｖ]：Ｖ含有量であり、含有しない場合は０（零）である。
［２］前記表層軟質層中に存在するフェライトとベイナイトの面積率の合計が２０％以上であり、
前記表層軟質層中に存在するマルテンサイトの面積率を、前記表層軟質層中に存在するマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの面積率の合計で除した値が０．４５以下である、前記［１］に記載の鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、
　　Ｎｂ：０．２００％以下、
　　Ｔｉ：０．２００％以下、
　　Ｖ：０．２００％以下、
　　Ｂ：０．０１００％以下、
　　Ｃｒ：１．０００％以下、
　　Ｎｉ：１．０００％以下、
　　Ｍｏ：１．０００％以下、
　　Ｓｂ：０．２００％以下、
　　Ｓｎ：０．２００％以下、
　　Ｃｕ：１．０００％以下、
　　Ｔａ：０．１００％以下、
　　Ｗ：０．５００％以下、
　　Ｍｇ：０．０２００％以下、
　　Ｚｎ：０．０２００％以下、
　　Ｃｏ：０．０２００％以下、
　　Ｚｒ：０．１０００％以下、
　　Ｃａ：０．０２００％以下、
　　Ｓｅ：０．０２００％以下、
　　Ｔｅ：０．０２００％以下、
　　Ｇｅ：０．０２００％以下、
　　Ａｓ：０．０５００％以下、
　　Ｓｒ：０．０２００％以下、
　　Ｃｓ：０．０２００％以下、
　　Ｈｆ：０．０２００％以下、
　　Ｐｂ：０．０２００％以下、
　　Ｂｉ：０．０２００％以下、
　　ＲＥＭ：０．０２００％以下
のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、前記［１］または［２］に記載の鋼板。
［４］前記素地鋼板の片面もしくは両面の表面上において、第一めっき層として金属めっき層を有する、前記［１］～［３］のいずれか１項に記載の鋼板。
［５］前記鋼板の片面もしくは両面の最表層に第二めっき層として金属めっき層を有する、前記［１］～［４］のいずれか１項に記載の鋼板。
［６］限界曲げ半径Ｒを板厚ｔで除したＲ／ｔが４．５以上５．０以下となる９０°Ｖ曲げ加工後の試験片の表面凹凸深さが、２０．０μｍ以下である、前記［１］～［５］のいずれか１項に記載の鋼板。
［７］前記［１］～［６］のいずれか１項に記載の鋼板を用いてなる、部材。
［８］前記［１］または［３］に記載の成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延を施す熱間圧延工程と、
得られた鋼板を、焼鈍温度：Ａｃ１点以上９５０℃以下、焼鈍時間：１０秒以上、露点：－３０℃以上の雰囲気下の条件で焼鈍する、焼鈍工程と、
前記焼鈍工程後、得られた鋼板を、Ａｃ１点から４５０℃までの温度域で、露点：－３０℃以下の雰囲気下の条件で、８℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する第一冷却工程と、
前記第一冷却工程後、得られた鋼板を、４５０℃未満から３００℃までの温度域では８℃／秒未満の平均冷却速度で冷却する第二冷却工程と、を含む、鋼板の製造方法。
［９］前記熱間圧延工程後、かつ前記焼鈍工程前の鋼板に冷間圧延を施す冷間圧延工程を含む、前記［８］に記載の鋼板の製造方法。
［１０］前記熱間圧延工程後、かつ前記焼鈍工程の前の鋼板の片面もしくは両面において、金属めっきを施し、第一めっき層を形成する第一めっき工程を含む、前記［８］または［９］に記載の鋼板の製造方法。
［１１］前記第二冷却工程後の鋼板にめっき処理を施す第二めっき工程を含む、前記［８］～［１０］のいずれか１項に記載の鋼板の製造方法。
［１２］前記第二冷却工程後、得られた鋼板を、２５０℃以下から室温までの冷却停止温度まで冷却し、（前記冷却停止温度＋５０℃）から４５０℃までの再加熱温度域まで再加熱し、前記再加熱温度域で１０秒以上保持する再加熱保持工程と含む、前記［８］～［１１］のいずれか１項に記載の鋼板の製造方法。
［１３］前記［１］～［６］のいずれか１項に記載の鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
　本発明によれば、引張強度ＴＳが５９０ＭＰａ以上であり、かつ、高い降伏応力ＹＳと、優れたプレス成形性（延性、穴広げ性および曲げ性）と、衝突時の耐破断特性（軸圧壊特性）を有する鋼板が得られる。
　また、本発明の鋼板を素材とする部材は、高強度であり、かつ、優れたプレス成形性と耐衝撃特性を有するため、自動車の骨格部材および衝撃エネルギー吸収部材などに極めて有利に適用することができる。
表面凹凸深さを説明するための断面写真である。 （ａ）は実施例のＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験における、Ｖ曲げ加工（一次曲げ加工）を説明するための図である。（ｂ）は実施例のＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験における、直交ＶＤＡ曲げ加工（二次曲げ加工）を説明するための図である。 （ａ）は実施例の軸圧壊試験をするために製造した、ハット型部材と、鋼板とをスポット溶接した試験用部材の正面図である。（ｂ）は（ａ）に示す試験用部材の斜視図である。 （ｃ）は実施例の軸圧壊試験を説明するための概略図である。
　本発明を、以下の実施形態に基づき説明する。
［１．鋼板］
　本発明の鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．５００％以下、Ｓｉ：０．０１％以上３．００％以下、Ｍｎ：０．３０％以上１０．００％未満、Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：０．００５％以上２．０００％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、を含有し、以下の式（１）で表されるＣｅｑが０．３０％以上０．８５％以下を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する素地鋼板を有し、板厚１／４位置のビッカース硬さに対して、ビッカース硬さが８５％以下である表層軟質層が、素地鋼板表面から板厚方向に２００μｍ以下の領域に形成されており、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置及び板厚方向深さの１／２位置の夫々における板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の測定数割合が、全測定数に対して０．１０以下であり、さらに、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、さらに、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下である。
Ｃｅｑ＝[％Ｃ]＋[％Ｍｎ]／６＋[％Ｓｉ]／２４＋[％Ｎｉ]／４０＋[％Ｃｒ]／５＋[％Ｍｏ]／４＋[％Ｖ]／１４　・・・式（１）
ここで、[％Ｃ]：Ｃ含有量、[％Ｍｎ]：Ｍｎ含有量、[％Ｓｉ]：Ｓｉ含有量、[％Ｎｉ]：Ｎｉ含有量、[％Ｃｒ]：Ｃｒ含有量、[％Ｍｏ]：Ｍｏ含有量、[％Ｖ]：Ｖ含有量であり、含有しない場合は０（零）である。
　成分組成
　まず、本発明の一実施形態に従う鋼板の素地鋼板の成分組成について説明する。なお、成分組成における単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り、単に「％」で示す。
また、本発明において、鋼板が素地鋼板を有することを特定しており、素地鋼板上のめっき層（金属めっき層（第一めっき層）、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層等の亜鉛めっき層や溶融アルミニウムめっき層等のめっき層（第二めっき層））について後述しているが、このめっき層は鋼板の好適な構成要件であり、鋼板はこのめっき層を必ずしも有さなくてもよい。
　Ｃ：０．０３０％以上０．５００％以下
　Ｃは、焼戻しマルテンサイトやベイナイトなどを適正量生成させて、高いＴＳおよび高いＹＳを確保するために有効な元素である。ここで、Ｃ含有量が０．０３０％未満では、フェライトの面積率が増加して、所望のＴＳの確保が困難になる。また、ＹＳの低下も招く。一方、Ｃ含有量が０．５００％を超えると、マルテンサイトの面積率が増加し、ＴＳが過度に高くなり、所望のＥｌ（プレス成形性（延性））およびＲ／ｔ（プレス成形性（曲げ性））が得られない。さらに、残留オーステナイトの体積率（面積率）が増加し、穴広げ試験で鋼板に打抜き加工を受けた時、またはＶ曲げ＋直交ＶＤＡ試験でＶ曲げ加工を受けた時、残留オーステナイトの加工誘起変態によって生成した硬いマルテンサイトが生成され、その後の試験でボイドの生成および亀裂の進展が生じ、所望のλ（プレス成形性（穴広げ性））およびＳＦｍａｘ（衝突時の耐破断特性（曲げ破断特性））が得られない。したがって、Ｃ含有量は、０．０３０％以上０．５００％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０５０％以上である。また、Ｃ含有量は、好ましくは０．３００％以下である。
　Ｓｉ：０．０１％以上３．００％以下
　Ｓｉは、焼鈍中および焼鈍後の冷却過程におけるフェライト変態を促進させる。すなわち、Ｓｉは、フェライトの面積率に影響する元素である。ここで、Ｓｉ含有量が０．０１％未満では、フェライトの面積率が減少し、延性が低下する。一方、Ｓｉ含有量が３．００％超では、残留オーステナイトの体積率が増加し、穴広げ試験で鋼板に打抜き加工を受けた時、および、Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ試験でＶ曲げ加工を受けた時、残留オーステナイトの加工誘起変態によって生成した硬いマルテンサイトが生成され、その後の試験でボイドの生成および亀裂の進展が生じ、所望のλおよびＳＦｍａｘが得られない。したがって、Ｓｉ含有量は、０．０１％以上３．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１０％以上である。また、Ｓｉ含有量は、好ましくは２．０％以下である。
　Ｍｎ：０．３０％以上１０．００％未満
　Ｍｎは、焼戻しマルテンサイトやベイナイトなどの面積率を調整する元素である。ここで、Ｍｎ含有量が０．３０％未満では、フェライトの面積率が増加して、所望のＴＳの確保が困難になる。また、ＹＳの低下も招く。一方、Ｍｎ含有量が１０．００％以上となると、脆化相であるεマルテンサイトが生成・増加してしまい、所望のＥｌ（プレス成形性（延性））、Ｒ／ｔ（プレス成形性（曲げ性））およびＳＦｍａｘ（衝突時の耐破断特性（曲げ破断特性））が得られない。したがって、Ｍｎ含有量は、０．３０％以上１０．００％未満とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは、１．００％以上である。また、Ｍｎ含有量は、好ましくは３．５０％以下である。
　Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下
　Ｐは、固溶強化の作用を有し、鋼板のＴＳおよびＹＳを上昇させる元素である。このような効果を得るため、Ｐ含有量を０．００１％以上にする。一方、Ｐ含有量が０．１００％を超えると、Ｐが旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させる。そのため、Ｖ曲げ試験時、旧オーステナイト粒界に沿ってボイドの生成および亀裂の進展が生じ、所望のＲ／ｔが得られない。また、穴広げ試験で鋼板に打抜き加工を受けた時、またはＶ曲げ＋直交ＶＤＡ試験でＶ曲げ加工を受けた時、旧オーステナイト粒界に沿ってボイドの生成および亀裂の進展が生じ、所望のλおよびＳＦｍａｘが得られない。したがって、Ｐ含有量は、０．００１％以上０．１００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３０％以下である。
　Ｓ：０．０２００％以下
　Ｓは、鋼中で硫化物として存在する。とくに、Ｓ含有量が０．０２００％を超えるとＶ曲げ試験時、前記硫化物を起点にボイドの生成および亀裂の進展が生じ、所望のＲ／ｔが得られない。また、穴広げ試験で鋼板に打抜き加工を受けた時、またはＶ曲げ＋直交ＶＤＡ試験でＶ曲げ加工を受けた時、前記硫化物を起点にボイドの生成および亀裂の進展が生じ、所望のλおよびＳＦｍａｘが得られない。したがって、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００８０％以下である。なお、Ｓ含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｓ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
　Ａｌ：０．００５％以上２．０００％以下
　Ａｌは、焼鈍中および焼鈍後の冷却過程におけるフェライト変態を促進させる。すなわち、Ａｌは、フェライトの面積率に影響する元素である。ここで、Ａｌ含有量が０．００５％未満では、フェライトの面積率が減少し、延性が低下する。一方、Ａｌ含有量が２．０００％を超えると、フェライトの面積率が過度に増加して、所望のＴＳの確保が困難になる。また、ＹＳの低下も招く。したがって、Ａｌ含有量は、０．００５％以上２．０００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは、０．０１０％以上であり、より好ましくは、０．０１５％以上である。また、Ａｌ含有量は、好ましくは１．０００％以下である。
　Ｎ：０．０１００％以下
　Ｎは、鋼中で窒化物として存在する。特に、Ｎ含有量が０．０１００％を超えるとＶ曲げ試験時、前記窒化物を起点にボイドの生成および亀裂の進展が生じ、所望のＲ／ｔが得られない。また、穴広げ試験で鋼板に打抜き加工を受けた時、またはＶ曲げ＋直交ＶＤＡ試験でＶ曲げ加工を受けた時、前記窒化物を起点にボイドの生成および亀裂の進展が生じ、所望のλおよびＳＦｍａｘが得られない。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。また、Ｎ含有量は、好ましくは０．００５０％以下である。なお、Ｎ含有量の下限は特に規定しないが、生産技術上の制約から、Ｎ含有量は０．０００５％以上が好ましい。
　Ｃｅｑ：０．３０％以上０．８５％以下
　Ｃｅｑは、マルテンサイト、残留オーステナイトや焼戻しマルテンサイトなどを適正量生成させるため、高いＴＳおよび高いＹＳを確保するための指標である。ここで、Ｃｅｑが０．３０％未満では、板厚１／４位置において、マルテンサイト、残留オーステナイトや焼戻しマルテンサイトの生成が困難になるため、所望のＴＳおよびＹＳの確保が困難になる。一方、Ｃｅｑが０．８５％を超えると、マルテンサイトの面積率が増加し、ＴＳが過度に高くなり、所望のＥｌ（プレス成形性（延性））およびＲ／ｔ（プレス成形性（曲げ性））が得られなくなる。さらに、残留オーステナイトの体積率が増加し、穴広げ試験で鋼板に打抜き加工を受けた時、および、Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ試験でＶ曲げ加工を受けた時、残留オーステナイトの加工誘起変態によって生成した硬いマルテンサイトが生成され、その後の試験でボイドの生成および亀裂の進展が生じ、所望のλ（プレス成形性（穴広げ性））およびＳＦｍａｘ（衝突時の耐破断特性（曲げ破断特性））が得られない。
したがって、Ｃｅｑは、０．３０％以上０．８５％以下とする。Ｃｅｑは、好ましくは０．３５％以上である。また、Ｃｅｑは、好ましくは０．８０％以下である。
なお、Ｃｅｑは次式（１）により計算する。
Ｃｅｑ＝[％Ｃ]＋[％Ｍｎ]／６＋[％Ｓｉ]／２４＋[％Ｎｉ]／４０＋[％Ｃｒ]／５＋[％Ｍｏ]／４＋[％Ｖ]／１４　・・・式（１）
ここで、[％Ｃ]：Ｃ含有量、[％Ｍｎ]：Ｍｎ含有量、[％Ｓｉ]：Ｓｉ含有量、[％Ｎｉ]：Ｎｉ含有量、[％Ｃｒ]：Ｃｒ含有量、[％Ｍｏ]：Ｍｏ含有量、[％Ｖ]：Ｖ含有量であり、含有しない場合は０（零）である。
　以上、本発明の一実施形態に従う鋼板の素地鋼板の基本成分組成について説明したが、本発明の一実施形態に従う溶融亜鉛めっき鋼板の素地鋼板は、前記基本成分を含有し、前記基本成分以外の残部はＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む成分組成を有する。ここで、本発明の一実施形態に従う溶融亜鉛めっき鋼板の素地鋼板は、前記基本成分を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。
　本発明の一実施形態に従う鋼板の素地鋼板には、前記基本成分に加え、以下に示す任意成分のうちから選択される少なくとも一種を含有させてもよい。なお、以下に示す任意成分は、以下で示す上限量以下で含有していれば、本発明の効果が得られるため、下限は特に設けない。なお、下記の任意元素を後述する好適な下限値未満で含む場合、当該元素は不可避的不純物として含まれるものとする。
　Ｎｂ：０．２００％以下、Ｔｉ：０．２００％以下、Ｖ：０．２００％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１．０００％以下、Ｎｉ：１．０００％以下、Ｍｏ：１．０００％以下、Ｓｂ：０．２００％以下、Ｓｎ：０．２００％以下、Ｃｕ：１．０００％以下、Ｔａ：０．１００％以下、Ｗ：０．５００％以下、Ｍｇ：０．０２００％以下、Ｚｎ：０．０２００％以下、Ｃｏ：０．０２００％以下、Ｚｒ：０．１０００％以下、Ｃａ：０．０２００％以下、Ｓｅ：０．０２００％以下、Ｔｅ：０．０２００％以下、Ｇｅ：０．０２００％以下、Ａｓ：０．０５００％以下、Ｓｒ：０．０２００％以下、Ｃｓ：０．０２００％以下、Ｈｆ：０．０２００％以下、Ｐｂ：０．０２００％以下、Ｂｉ：０．０２００％以下およびＲＥＭ：０．０２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種
　Ｎｂ：０．２００％以下
　Ｎｂは、熱間圧延時や焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳ、ＹＳおよびＹＲを上昇させる。このような効果を得るためには、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｎｂ含有量が０．２００％超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験、Ｖ曲げ試験およびＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験時に、ボイドおよび亀裂の起点となるため、所望のλ、Ｒ／ｔおよびＳＦｍａｘ得られない場合がある。したがって、Ｎｂを含有させる場合、Ｎｂ含有量は０．２００％以下が好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０６０％以下である。
　Ｔｉ：０．２００％以下
　Ｔｉは、Ｎｂと同様、熱間圧延時や焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳおよびＹＳを上昇させる。このような効果を得るためには、Ｔｉ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．２００％超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験、Ｖ曲げ試験およびＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験時に、ボイドおよび亀裂の起点となるため、所望のλ、Ｒ／ｔおよびＳＦｍａｘが得られない場合がある。したがって、Ｔｉを含有させる場合、Ｔｉ含有量は０．２００％以下が好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０６０％以下である。
　Ｖ：０．２００％以下
　Ｖは、ＮｂやＴｉと同様、熱間圧延時や焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳおよびＹＳを上昇させる。このような効果を得るためには、Ｖ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．００５％以上である。Ｖ含有量は、さらに好ましくは０．０３０％以上である。
一方、Ｖ含有量が０．２００％超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、粗大な析出物や介在物が穴広げ試験、Ｖ曲げ試験およびＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験時に、ボイドおよび亀裂の起点となるため、所望のλ、Ｒ／ｔおよびＳＦｍａｘが得られない場合がある。したがって、Ｖを含有させる場合、Ｖ含有量は０．２００％以下が好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０６０％以下である。
　Ｂ：０．０１００％以下
　Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することにより、焼入れ性を高める元素である。また、Ｂは、焼鈍後の冷却時に、フェライトの生成および粒成長を制御する元素である。このような効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００１％以上にすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．０００２％以上である。Ｂ含有量は、さらに好ましくは０．００１０％以上である。
一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、熱間圧延時に鋼板内部に割れが生じるおそれがある。また、穴広げ試験、Ｖ曲げ試験およびＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験時に、前記内部割れが亀裂の起点となるため、所望のλ、Ｒ／ｔおよびＳＦｍａｘが得られない場合がある。したがって、Ｂを含有させる場合、Ｂ含有量は０．０１００％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００５０％以下である。
　Ｃｒ：１．０００％以下
　Ｃｒは、焼入れ性を高める元素であるため、Ｃｒの添加により焼戻しマルテンサイトが適正量生成するため、ＴＳおよびＹＳを上昇させる。このような効果を得るためには、Ｃｒ含有量は０．０００５％以上にすることが好ましい。また、Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。Ｃｒ含有量は、さらに好ましくは０．０３０％以上であり、さらにより好ましくは０．２００％以上である。一方、Ｃｒ含有量が１．０００％を超えると、マルテンサイトの面積率が増加し、穴広げ性やＶ曲げ試験の曲げ性が低下し、所望のλおよびＲ／ｔが得られない場合がある。したがって、Ｃｒを含有させる場合、Ｃｒ含有量は１．０００％以下にすることが好ましい。また、Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．７００％以下、さらに好ましくは０．６００％以下である。
　Ｎｉ：１．０００％以下
　Ｎｉは、焼入れ性を高める元素であるため、Ｎｉの添加により焼戻しマルテンサイトが多量に生成するため、ＴＳおよびＹＳを上昇させる。このような効果を得るためには、Ｎｉ含有量を０．００５％以上にすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは、０．０２０％以上である。Ｎｉ含有量は、さらに好ましくは０．０８０％以上であり、さらにより好ましくは０．１００％以上である。
一方、Ｎｉの含有量が１．０００％を超えると、マルテンサイトの面積率が増加し、穴広げ性やＶ曲げ試験の曲げ性が低下し、所望のλおよびＲ/ｔが得られない場合がある。したがって、Ｎｉを含有させる場合、Ｎｉ含有量は１．０００％以下とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．８００％以下である。Ｎｉ含有量は、さらに好ましくは０．６００％以下であり、さらにより好ましくは０．４００％以下である。
　Ｍｏ：１．０００％以下
　Ｍｏは、焼入れ性を高める元素であるため、Ｍｏの添加により焼戻しマルテンサイトが多量に生成するため、ＴＳおよびＹＳを上昇させる。このような効果を得るためには、Ｍｏ含有量を０．０１０％以上にすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは、０．０３０％以上である。一方、Ｍｏ含有量が１．０００％を超えると、マルテンサイトの面積率が増加し、穴広げ性やＶ曲げ試験の曲げ性が低下し、所望のλおよびＲ／ｔが得られない場合がある。したがって、Ｍｏを含有させる場合、Ｍｏ含有量は１．０００％以下にすることが好ましい。また、Ｍｏ含有量は０．５００％以下にすることがより好ましい。Ｍｏ含有量は、さらに好ましくは０．４５０％以下、さらにより好ましくは０．４００％以下である。
　Ｓｂ：０．２００％以下
　Ｓｂは、焼鈍中の鋼板表面近傍でのＣの拡散を抑制し、鋼板表面近傍における軟質層の形成厚さを調整するために有効な元素である。Ｓｂ含有量は、０．００２％以上であることが好ましく、０．００４％以上であることがより好ましい。
一方、Ｓｂ含有量が０．２００％を超えると、鋼板表面近傍に軟質層が形成されず、λ、Ｒ／ｔおよびＳＦｍａｘの低下を招くおそれがある。したがって、Ｓｂを含有させる場合、Ｓｂ含有量は０．２００％以下にすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．０２０％以下である。
　Ｓｎ：０．２００％以下
　Ｓｎは、焼鈍中の鋼板表面近傍でのＣの拡散を抑制し、鋼板表面近傍における軟質層の形成厚さを調整するために有効な元素である。Ｓｎ含有量は、０．００２％以上であることが好ましく、０．００４％以上であることがより好ましい。
一方、Ｓｎ含有量が０．２００％を超えると、鋼板表面近傍に軟質層が形成されず、λ、Ｒ/ｔおよびＳＦｍａｘの低下を招くおそれがある。したがって、Ｓｎを含有させる場合、Ｓｎ含有量は０．２００％以下にすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．０２０％以下である。
　Ｃｕ：１．０００％以下
　Ｃｕは、焼入れ性を高める元素であるため、Ｃｕの添加により焼戻しマルテンサイトが多量に生成するため、ＴＳおよびＹＳを上昇させる。このような効果を得るためには、Ｃｕ含有量を０．００５％以上にすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．０２０％以上である。Ｃｕ含有量は、さらに好ましくは０．０８０％以上であり、さらにより好ましくは０．１５０％以上である。
一方、Ｃｕ含有量が１．０００％を超えると、マルテンサイトの面積率が過度に増加する場合がある。また、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、過度に生成したマルテンサイトと粗大な析出物や介在物が穴広げ試験、Ｖ曲げ試験およびＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験時に、ボイドおよび亀裂の起点となるため、所望のλ、Ｒ／ｔおよびＳＦｍａｘが得られない場合がある。したがって、Ｃｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量は１．０００％以下とすることが好ましい。Ｃｕの含有量は、より好ましくは０．２００％以下である。
　Ｔａ：０．１００％以下
　Ｔａは、Ｔｉ、ＮｂおよびＶと同様に、熱間圧延時や焼鈍時に、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、ＴＳおよびＹＳを上昇させる。加えて、Ｔａは、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ、Ｔａ）（Ｃ、Ｎ）のような複合析出物を生成する。これにより、析出物の粗大化を抑制し、析出強化を安定化させる。これにより、ＴＳおよびＹＳをさらに向上させる。このような効果を得るためには、Ｔａ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｔａ含有量が０．１００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、過粗大な析出物や介在物が穴広げ試験、Ｖ曲げ試験およびＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験時に、ボイドおよび亀裂の起点となるため、所望のλ、Ｒ／ｔおよびＳＦｍａｘが得られない場合がある。したがって、Ｔａを含有させる場合、Ｔａ含有量は０．１００％以下が好ましい。Ｔａ含有量は、さらに好ましくは０．０８０％以下であり、さらにより好ましくは０．０２０％以下である。
　Ｗ：０．５００％以下
　Ｗは、焼入れ性を高める元素であるため、Ｗの添加により焼戻しマルテンサイトが多量に生成するため、ＴＳおよびＹＳを上昇させる。このような効果を得るためには、Ｗ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｗ含有量は、より好ましくは０．０３０％以上である。一方、Ｗ含有量が０．５００％を超えると、マルテンサイトの面積率が増加し、穴広げ性やＶ曲げ試験の曲げ性が低下し、所望のλおよびＲ／ｔが得られない場合がある。したがって、Ｗを含有させる場合、Ｗ含有量は０．５００％以下にすることが好ましい。Ｗ含有量は、より好ましくは０．４５０％以下、さらに好ましくは０．４００％以下である。Ｗ含有量は、さらに好ましくは０．１５０％以下であり、さらにより好ましくは０．０８０％以下である。
　Ｍｇ：０．０２００％以下
　Ｍｇは、硫化物や酸化物などの介在物の形状を球状化し、鋼板の穴広げ性および曲げ性を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｍｇ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、さらに好ましくは０．０００５％以上であり、さらにより好ましくは０．００２０％以上である。
一方、Ｍｇ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、過粗大な析出物や介在物が穴広げ試験、Ｖ曲げ試験およびＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験時に、ボイドおよび亀裂の起点となるため、所望のλ、Ｒ／ｔおよびＳＦｍａｘが得られない場合がある。したがって、Ｍｇを含有させる場合、Ｍｇ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、さらに好ましくは０．０１５０％以下であり、さらにより好ましくは０．０１００％以下である。
　Ｚｎ：０．０２００％以下
　Ｚｎは、介在物の形状を球状化し、鋼板の穴広げ性および曲げ性を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｚｎ含有量は、０．００１０％以上にすることが好ましい。Ｚｎ含有量は、さらに好ましくは０．０００５％以上であり、さらにより好ましくは０．００２０％以上である。
一方、Ｚｎ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、過粗大な析出物や介在物が穴広げ試験、Ｖ曲げ試験およびＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験時に、ボイドおよび亀裂の起点となるため、所望のλ、Ｒ／ｔおよびＳＦｍａｘが得られない場合がある。したがって、Ｚｎを含有させる場合、Ｚｎ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。Ｚｎ含有量は、さらに好ましくは０．０１５０％以下であり、さらにより好ましくは０．０１００％以下である。
　Ｃｏ：０．０２００％以下
　Ｃｏは、Ｚｎと同様、介在物の形状を球状化し、鋼板の穴広げ性および曲げ性を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｃｏ含有量は、０．００１０％以上にすることが好ましい。Ｃｏ含有量は、さらに好ましくは０．００１０％以上であり、さらにより好ましくは０．００２０％以上である。
一方、Ｃｏ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、過粗大な析出物や介在物が穴広げ試験、Ｖ曲げ試験およびＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験時に、ボイドおよび亀裂の起点となるため、所望のλ、Ｒ／ｔおよびＳＦｍａｘが得られない場合がある。したがって、Ｃｏを含有させる場合、Ｃｏ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。
　Ｚｒ：０．１０００％以下
　Ｚｒは、ＺｎおよびＣｏと同様、介在物の形状を球状化し、鋼板の穴広げ性および曲げ性を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｚｒ含有量は、０．００１０％以上にすることが好ましい。
一方、Ｚｒ含有量が０．１０００％を超えると、このような場合に、過粗大な析出物や介在物が穴広げ試験、Ｖ曲げ試験およびＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験時に、ボイドおよび亀裂の起点となるため、所望のλ、Ｒ／ｔおよびＳＦｍａｘが得られない場合がある。したがって、Ｚｒを含有させる場合、Ｚｒ含有量は０．１０００％以下とすることが好ましい。Ｚｒ含有量は、さらに好ましくは０．０１５０％以下であり、さらにより好ましくは０．０１００％以下である。
　Ｃａ：０．０２００％以下
　Ｃａは、鋼中で介在物として存在する。ここで、Ｃａ含有量が０．０２００％を超えると、粗大な介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、過粗大な析出物や介在物が穴広げ試験、Ｖ曲げ試験およびＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験時に、ボイドおよび亀裂の起点となるため、所望のλ、Ｒ／ｔおよびＳＦｍａｘが得られない場合がある。したがって、Ｃａを含有させる場合、Ｃａ含有量は０．０２００％以下にすることが好ましい。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００８０％以下である。
なお、Ｃａ含有量の下限は特に限定されるものではないが、Ｃａ含有量は０．０００５％以上が好ましい。また、生産技術上の制約から、Ｃａ含有量は０．００１０％以上がより好ましい。
　Ｓｅ：０．０２００％以下、Ｔｅ：０．０２００％以下、Ｇｅ：０．０２００％以下、Ａｓ：０．０５００％以下、Ｓｒ：０．０２００％以下、Ｃｓ：０．０２００％以下、Ｈｆ：０．０２００％以下、Ｐｂ：０．０２００％以下、Ｂｉ：０．０２００％以下、ＲＥＭ：０．０２００％以下
　Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、ＢｉおよびＲＥＭはいずれも、鋼板の穴広げ性および曲げ性を向上させるために有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、Ｂｉ、ＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０００１％以上にすることが好ましい。
Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、Ｂｉ、ＲＥＭの含有量は、より好ましくは０．００２０％以上である。
一方、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、Ｂｉ、ＲＥＭの含有量がそれぞれ０．０２００％を超えると、また、Ａｓについては含有量が０．０５００％を超えると、粗大な析出物や介在物が多量に生成する場合がある。このような場合に、過粗大な析出物や介在物が穴広げ試験、Ｖ曲げ試験およびＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験時に、ボイドおよび亀裂の起点となるため、所望のλ、Ｒ／ｔおよびＳＦｍａｘが得られない場合がある。したがって、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、ＢｉおよびＲＥＭのうちの少なくとも１種を含有させる場合、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、ＢｉおよびＲＥＭの含有量はそれぞれ０．０２００％以下とし、Ａｓの含有量は０．０５００％以下とすることが好ましい。
Ｓｅ、Ｔｅ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｐｂ、Ｂｉ、ＲＥＭの含有量は、より好ましくは０．０１２０％以下である。
　なお、本発明でいうＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）と原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）及び、原子番号５７番のランタン（Ｌａ）から７１番のルテチウム（Ｌｕ）までのランタノイドのことを指す。本発明におけるＲＥＭ濃度とは、上述のＲＥＭから選択された１種または２種以上の元素の総含有量である。
ＲＥＭとしては、特に限定されないが、Ｓｃ、Ｙ、Ｃｅ、Ｌａであることが好ましい。
　表層軟質層
　つぎに、本発明の一実施形態に従う素地鋼板の鋼組織について説明する。
　本発明の一実施形態に伴う鋼板では、素地鋼板表面に表層軟質層（溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、電気亜鉛めっき鋼板およびその他金属めっき鋼板の場合は、前記の各種めっきの素地（下地）に位置する。）を有する。プレス成形時および車体衝突時に前記表層軟質層が曲げ割れ進展の抑制に寄与するため、耐曲げ破断特性がさらに向上する。なお、表層軟質層とは、脱炭層を意味し、素地鋼板の板厚１／４位置の断面（鋼板表面に平行な面）のビッカース硬さに対して、８５％以下のビッカース硬さの表層領域のことである。
　ここで、表層軟質層は、素地鋼板表面から板厚方向に２００μｍ以下の領域で形成されている。表層軟質層の形成される領域は、素地鋼板表面から板厚方向に、好ましくは１５０μｍ以下であり、より好ましくは１２０μｍ以下である。表層軟質層の形成される領域は、素地鋼板表面から板厚方向に、好ましくは３０μｍ以上であり、より好ましくは４０μｍ以上である。
　また、上記のビッカース硬さを測定する素地鋼板の板厚１／４位置は、非表層軟質層（本発明で規定される表層軟質層の硬さの条件を満たさない層）である。
　ビッカース硬さは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４－１（２０２０）に基づいて、荷重を１０ｇｆとして測定する。
　表層軟質層の硬度
　素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置及び板厚方向深さの１／２位置の夫々における板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の測定数割合が、全測定数に対して０．１０以下
　本発明において、プレス成形時の優れた曲げ性と衝突時の優れた曲げ破断特性を得るためには、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置における板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の割合が、全測定数（板厚方向深さの１／４位置における全測定数）に対して０．１０以下である必要がある。ナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の割合が０．１０以下の場合、硬質な組織（マルテンサイトなど）、介在物などの割合が小さいことを意味し、硬質な組織（マルテンサイトなど）、介在物などのプレス成形時および衝突時のボイドの生成や連結、さらには亀裂の進展をより抑制することが可能となり、優れたＲ／ｔおよびＳＦｍａｘが得られる。
素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の割合は、全測定数に対して０．０８以下であることが好ましく、０．０７以下であることがより好ましい。下限は特に限定されないが、０．０１以上としてもよい。
　鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、さらに、鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下
　本発明において、プレス成形時の優れた曲げ性と衝突時の優れた曲げ破断特性を得るためには、鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、さらに、鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下である必要がある。鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、さらに、鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下の場合、ミクロ領域における組織硬度差が小さいことを意味し、プレス成形時および衝突時のボイドの生成や連結、さらには亀裂の進展をより抑制することが可能となり、優れたＲ／ｔおよびＳＦｍａｘが得られる。
また、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σの好ましい範囲は、１．７ＧＰａ以下である。素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σは、より好ましくは、１．３ＧＰａ以下である。下限は特に限定されないが、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σは、０．５ＧＰａ以上としてもよい。
素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σの好ましい範囲は、２．１ＧＰａ以下である。素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σは、より好ましくは、１．７ＧＰａ以下である。下限は特に限定されないが、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σは、０．６ＧＰａ以上としてもよい。
　ここで、板厚方向深さの１／４位置、１／２位置の板面のナノ硬度とは、以下の方法により測定される硬度である。
　まず、めっき層が形成されている場合は、めっき層を剥離する。その後、素地鋼板の表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置－５μｍまで機械研磨を実施し、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置までダイヤモンドおよびアルミナでのバフ研磨を実施し、さらにコロイダルシリカ研磨を実施する。Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社のｔｒｉｂｏ－９５０を用い、バーコビッチ形状のダイヤモンド圧子により、荷重：５００μＮ、測定領域：５０μｍ×５０μｍ、打点間隔：２μｍの条件でナノ硬度を測定する。
　また、表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置まで機械研磨を実施し、ダイヤモンドおよびアルミナでのバフ研磨を実施、さらにコロイダルシリカ研磨を実施する。そして、Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社のｔｒｉｂｏ－９５０を用い、バーコビッチ形状のダイヤモンド圧子により、荷重：５００μＮ、測定領域：５０μｍ×５０μｍ、打点間隔：２μｍの条件でナノ硬度を測定する。
　板厚方向深さの１／４位置で３００点以上のナノ硬度を測定し、また、板厚方向深さの１／２位置でも３００点以上のナノ硬度を測定する。
例えば、表層軟質層厚さが１００μｍの場合、１／４位置は表層軟質層の表面から２５μｍ位置となり、１／２位置は表層軟質層の表面から５０μｍ位置となる。この２５μｍ位置で３００点以上のナノ硬度を測定し、また、５０μｍ位置でも３００点以上のナノ硬度を測定する。
　限界曲げ半径Ｒを板厚ｔで除したＲ／ｔが４．５以上５．０以下となる９０°Ｖ曲げ加工後の試験片の表面凹凸深さ：２０．０μｍ以下
　本発明で特徴とするＳＦｍａｘをより向上させるためには、鋼板表面の凹凸の制御が有効である。すなわち、この鋼板表面の凹凸の評価法は以下である。鋼板表面の凹凸の凹部が曲げ割れ起点になりやすいため、限界曲げ半径Ｒを板厚ｔで除したＲ／ｔが４．５以上５．０以下となる９０°Ｖ曲げ加工後の試験片の表面凹凸深さが２０．０μｍ超の場合、所定条件下での所望のＲ／ｔおよびＳＦｍａｘが得られない可能性がある。ここで、ＦｅまたはＮｉを主に有する金属めっき層（第一めっき層（第一めっき工程（金属めっき工程）でのめっき処理で形成されるめっき層））が最表層に存在する内部酸化物を内包し、限界曲げ半径Ｒを板厚ｔで除したＲ／ｔが４．５以上５．０以下となる９０°Ｖ曲げ加工後の試験片の表面凹凸深さを小さくするため、より良好なＲ／ｔおよびＳＦｍａｘが得られる。この表面凹凸深さは、好ましくは、１２．０μｍ以下であり、より好ましくは、９．０μｍ以下である。また、下限は特に限定されないが、０．１μｍ以上としてよく、０．３μｍ以上としてもよい。
なお、曲げ断面の表面凹凸深さは、図１に示すように曲げ断面の１５００倍のＳＥＭ像を５視野撮影し、写真水平方向で８３μｍの範囲の表面凸部の最大高さ位置と微小割れ部の凹部の最大深さ位置にそれぞれの基準線を引き、その間の最短距離を求め、そのＳＥＭ像５視野の平均で求める。このようにして求められた最短距離の平均値を表面凹凸深さとする。
　ここで、この表面凹凸深さを評価するための前記した評価条件は、曲げ性を評価する際のＪＩＳ　Ｚ　２２４８に準拠して測定される条件、すなわち、曲げ後の割れの発生の有無で判断する評価基準とは異なるものである。
　表層軟質層中に存在するフェライトとベイナイトの面積率の合計：２０％以上、且つ
　（表層軟質層中に存在するマルテンサイトの面積率）／（表層軟質層中に存在するマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの面積率の合計）：０．４５以下
　表層軟質層が存在する場合、プレス成形時および衝突時のボイドの生成や連結、さらには亀裂の進展の起点は、前記表層軟質層中の軟質相であるフェライトおよびベイナイトと、硬質相であるマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの境界である。
　表層軟質層中に存在するフェライトとベイナイトの面積率の合計を増加させ、さらに、表層軟質層中に存在するマルテンサイトの面積率を、表層軟質層中に存在するマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの面積率の合計で除した値が小さいと、プレス成形時および衝突時の割れを抑制でき、優れたＲ／ｔおよびＳＦｍａｘが得られる。
　表層軟質層中に存在するフェライトとベイナイトの面積率の合計が２０％未満である場合、および／または、表層軟質層中に存在するマルテンサイトの面積率を、表層軟質層中に存在するマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの面積率の合計で除した値が０．４５超の場合は、前記のプレス成形時および衝突時のボイドの生成や連結、さらには亀裂の進展を抑制できず、所望のＲ／ｔおよびＳＦｍａｘが得られない可能性がある。そのため、表層軟質層中に存在するフェライトとベイナイトの面積率の合計が２０％以上であり、表層軟質層中に存在するマルテンサイトの面積率を、表層軟質層中に存在するマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの面積率の合計で除した値が０．４５以下であることが好ましい。より好ましくは０．４０以下である。
また、表層軟質層中に存在するマルテンサイトの面積率を、前記表層軟質層中に存在するマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの面積率の合計で除した値の下限についてはとくに限定されず、０．００であってもよい。表層軟質層中に存在するフェライトとベイナイトの面積率の合計の上限についてはとくに限定されず、１００％であってもよい。
　板厚１／４位置の鋼組織
　マルテンサイトの面積率は５０．０％以下が好ましい。
　マルテンサイトの面積率が過度に増加すると、穴広げ試験の穴広げ加工時、またはＶ曲げ試験の曲げ加工時、ボイド生成起点となるため、所望のλおよびＲ／ｔが得られない可能性がある。そのため、マルテンサイトの面積率は５０．０％以下が好ましい。また、マルテンサイトの面積率は、より好ましくは４５．０％以下である。なお、マルテンサイトの面積率の下限についてはとくに限定されず、０．０％であってもよい。ここで云うマルテンサイトとは、焼入れままの（焼戻しを受けていない）マルテンサイトである。
　残留オーステナイトの体積率は２０．０％以下が好ましい。
　残留オーステナイトの体積率が過度に増加すると、穴広げ試験で鋼板に打抜き加工を受けた時、および、Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ試験でＶ曲げ加工を受けた時、残留オーステナイトの加工誘起変態によって生成した硬いマルテンサイトが生成され、その後の試験でボイドの生成および亀裂の進展が生じ、所望のλおよびＳＦｍａｘが得られない可能性がある。そのため、残留オーステナイトの体積率を２０．０％以下が好ましい。
　また、焼戻しマルテンサイトについては、本発明で対象とする鋼板において、強度と加工性を付与しうる金属相であるため、焼戻しマルテンサイトの面積率は、１００％以下で適宜、含有することができる。
　なお、マルテンサイト、残留オーステナイト、焼戻しマルテンサイト以外の残部組織は、とくに限定されず、例えば、フェライト、未再結晶フェライト、パーライト、ベイナイト、εマルテンサイトなどが挙げられる。
なお、残部組織の種類は、例えば、ＳＥＭによる観察で確認することができる。
　ここで、フェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよび硬質第二相（マルテンサイト＋残留オーステナイト）の面積率は、素地鋼板の板厚１／４位置において、以下のように測定する。
　すなわち、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）が観察面となるよう試料を切り出す。ついで、試料の観察面に、ダイヤモンドペーストによる研磨を施し、ついで、アルミナを用いて仕上げ研磨を施す。ついで、試料の観察面を３ｖｏｌ．％ナイタールでエッチングし、組織を現出させる。ついで、素地鋼板の板厚の１／４位置を観察位置とし、ＳＥＭにより、倍率：３０００倍で５視野観察する。得られた組織画像から、Ａｄｏｂｅ　Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ　Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて、各構成組織（フェライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよび硬質第二相（マルテンサイト＋残留オーステナイト））の面積を測定面積で除した面積率を５視野分算出し、それらの値を平均して各組織の面積率とする。
フェライト：黒色を呈した領域であり、形態は塊状である。また、炭化物を殆ど内包しない。また、フェライト粒内の孤立した島状マルテンサイトと孤立した島状残留オーステナイトは、フェライトの面積率に含まない。
ベイナイト：黒色から濃い灰色を呈した領域であり、形態は塊状や不定形などである。また、炭化物を内包し、比較的少数内包する。
焼戻しマルテンサイト：灰色を呈した領域であり、形態は不定形である。また、炭化物を比較的多数内包する。
硬質第二相（残留オーステナイト＋マルテンサイト）：白色から薄い灰色を呈する領域であり、形態は不定形である。また、炭化物を内包しない。
炭化物：白色を呈する領域であり、形態は点状や線状である。ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトに内包される。
残部組織：上述したフェライト、ベイナイトの他に、パーライト、セメンタイト、未再結晶フェライト、εマルテンサイトなどが挙げられ、これらの形態等は公知のとおりである。
　また、残留オーステナイトの体積率は、以下のように測定する。
　すなわち、素地鋼板を板厚方向（深さ方向）に板厚の１/４位置まで機械研削した後、シュウ酸による化学研磨を行い、観察面とする。ついで、観察面を、Ｘ線回折法により観察する。入射Ｘ線にはＭｏＫα線を使用し、ｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）および（２２０）各面の回折強度に対するｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２００）、（２２０）および（３１１）各面の回折強度の比を求め、各面の回折強度の比から、残留オーステナイトの体積率を算出する。そして、残留オーステナイトが三次元的に均質であるとみなして、残留オーステナイトの体積率を、残留オーステナイトの面積率とする。
　また、マルテンサイトの面積率は、前記のようにして求めた硬質第二相の面積率から、残留オーステナイトの面積率を減じることにより求める。
　［マルテンサイトの面積率（％）］＝［硬質第二相の面積率（％）］－［残留オーステナイトの面積率（％）］
　また、残部組織の面積率は、１００．０％から前記のようにして求めたフェライトの面積率、ベイナイトの面積率、焼戻しマルテンサイトの面積率、硬質第二相の面積率を減じることにより求める。
　［残部組織の面積率（％）］＝１００．０－［フェライトの面積率（％）］－［ベイナイトの面積率（％）］－［焼戻しマルテンサイトの面積率（％）］－［硬質第二相の面積率（％）］
　表層軟質層中に存在する組織（フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト）については、観察位置を素地鋼板の板厚の１／４位置の代わりに表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置とする以外は、前述した素地鋼板の板厚の１／４位置での組織と同様に測定する。
　つぎに、本発明の一実施形態に従う鋼板の機械的特性について、説明する。
引張強さ（ＴＳ）：５９０ＭＰａ以上
　本発明の一実施形態に従う鋼板の引張強さＴＳは、５９０ＭＰａ以上である。
　なお、本発明の一実施形態に従う鋼板の降伏応力（ＹＳ）、全伸び（Ｅｌ）、限界穴広げ率（λ）、限界曲げ半径／板厚（Ｒ／ｔ）、Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験での荷重最大時のストローク（ＳＦｍａｘ）および軸圧壊試験での破断（外観割れ）の有無については上述したとおりである。
　また、引張強さ（ＴＳ）、降伏応力（ＹＳ）および全伸び（Ｅｌ）は、実施例において後述するＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠する引張試験により、測定する。限界穴広げ率（λ）は、実施例において後述するＪＩＳ　Ｚ　２２５６に準拠する穴広げ試験により、測定する。限界曲げ半径／板厚（Ｒ／ｔ）は、実施例において後述するＪＩＳ　Ｚ　２２４８に準拠するＶ曲げ試験により、測定する。Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験での荷重最大時のストローク（ＳＦｍａｘ）は実施例において後述するＶ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験により、測定する。軸圧壊試験での破断（外観割れ）の有無は実施例において後述する軸圧壊試験により、測定する。
　第一めっき層
　本発明の一実施形態に伴う鋼板は、素地鋼板の片面または両面の表面上において、金属めっき層（第一めっき層、プレめっき層）（なお、金属めっき層（第一めっき層）は、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層の亜鉛めっき層、溶融アルミニウムめっき層を除く）を有することが好ましい。金属めっき層は金属電気めっき層とすることが好ましく、以下では、金属電気めっき層を例に説明する。
金属電気めっき層が鋼板表面に形成されることで、プレス成形時および車体衝突時に最表層の前記金属電気めっき層が曲げ割れ発生の抑制に寄与するため、耐曲げ破断特性がさらに向上する。
　金属電気めっき層の金属種としては、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｒｔ、Ａｕ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｐｂ、Ｂｉのいずれでもかまわないが、Ｆｅであることがより好ましい。以下では、Ｆｅ系電気めっき層を例に説明するが、他の金属種でも以下のＦｅにおける条件を同様に採用し得る。
　Ｆｅ系電気めっき層の付着量は、０ｇ／ｍ２超とし、好ましくは２．０ｇ／ｍ２以上とする。Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量の上限は特に限定されないが、コストの観点から、Ｆｅ系電気めっき層の片面あたりの付着量を６０ｇ／ｍ２以下とすることが好ましい。Ｆｅ系電気めっき層の付着量は、好ましくは５０ｇ／ｍ２以下であり、より好ましくは４０ｇ／ｍ２以下であり、さらに好ましくは３０ｇ／ｍ２以下とする。
　Ｆｅ系電気めっき層の付着量は、以下のとおり測定する。Ｆｅ系電気めっき鋼板から１０×１５ｍｍサイズのサンプルを採取して樹脂に埋め込み、断面埋め込みサンプルとする。同断面の任意の３か所を走査型電子顕微鏡（ＳｃａｎｎｉｎｇＥｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；ＳＥＭ）を用いて加速電圧１５ｋＶで、Ｆｅ系めっき層の厚みに応じて倍率２０００～１００００倍で観察し、３視野の厚みの平均値に鉄の密度を乗じることによって、Ｆｅ系めっき層の片面あたりの付着量に換算する。
　Ｆｅ系電気めっき層としては、純Ｆｅの他、Ｆｅ－Ｂ合金、Ｆｅ－Ｃ合金、Ｆｅ－Ｐ合金、Ｆｅ－Ｎ合金、Ｆｅ－Ｏ合金、Ｆｅ－Ｎｉ合金、Ｆｅ－Ｍｎ合金、Ｆｅ－Ｍｏ合金、Ｆｅ－Ｗ合金等の合金めっき層が使用できる。Ｆｅ系電気めっき層の成分組成は特に限定されないが、Ｂ、Ｃ、Ｐ、Ｎ、Ｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃｒ、Ｖ及びＣｏからなる群から選ばれる１または２以上の元素を合計で１０質量％以下含み、残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成とすることが好ましい。Ｆｅ以外の元素の量を合計で１０質量％以下とすることで、電解効率の低下を防ぎ、低コストでＦｅ系電気めっき層を形成することができる。Ｆｅ－Ｃ合金の場合、Ｃの含有量は０．０８質量％以下とすることが好ましい。
　第二めっき層
　本発明の一実施形態に従う鋼板は、鋼板の片面もしくは両面の最表層にめっき層（亜鉛めっき層、アルミニウムめっき層等の第二めっき層）を有していてもよく、このめっき層は溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層、溶融アルミニウムめっき層等としてよい。
鋼板表面に、溶融亜鉛めっき層が形成された溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき層が形成された合金化溶融亜鉛めっき鋼板、電気亜鉛めっき層が形成された電気亜鉛めっき鋼板、およびその他金属めっき層（アルミニウムめっき層等）が形成されためっき鋼板のめっき層は、素地鋼板の一方の表面の上（素地鋼板表面上または金属めっき層が形成された場合は金属めっき層表面上）のみに設けてもよく、両面の上に設けてもよい。
　すなわち、本発明の鋼板は、素地鋼板を有し、該素地鋼板上に第二めっき層（亜鉛めっき層、アルミニウムめっき層等）が形成されていてもよく、また、素地鋼板を有し、該素地鋼板上に金属めっき層（第一めっき層（亜鉛めっき層、アルミニウムめっき層等の第二めっき層を除く））と第二めっき層（亜鉛めっき層、アルミニウムめっき層等）とが順に形成されていてもよい。
　なお、ここでいう溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、電気亜鉛めっき鋼板のめっき層は、Ｚｎ（亜鉛）を主成分（Ｚｎ含有量が５０．０質量％以上）とするめっき層を指す。
また、アルミニウムめっき鋼板のめっき層は、Ａｌ（アルミニウム）を主成分（Ａｌ含有量が５０．０質量％以上）とするめっき層を指す。
　ここで、溶融亜鉛めっき層は、例えば、Ｚｎと、２０．０質量％以下のＦｅ、０．００１質量％以上１．０質量％以下のＡｌにより構成することが好適である。また、溶融亜鉛めっき層には、任意に、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、ＢｉおよびＲＥＭからなる群から選ばれる１種または２種以上の元素を合計で０．０質量％以上３．５質量％以下含有させてもよい。また、溶融亜鉛めっき層のＦｅ含有量は、より好ましくは７．０質量％未満である。なお、前記の元素以外の残部は、不可避的不純物である。
　また、合金化溶融亜鉛めっき層は、例えば、２０質量％以下のＦｅ、０．００１質量％以上１．０質量％以下のＡｌにより構成することが好適である。また、合金化溶融亜鉛めっき層には、任意に、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、ＢｉおよびＲＥＭからなる群から選ばれる１種または２種以上の元素を合計で０．０質量％以上３．５質量％以下含有させてもよい。合金化溶融亜鉛めっき層のＦｅ含有量は、より好ましくは７．０質量％以上、さらに好ましくは８．０質量％以上である。また、合金化溶融亜鉛めっき層のＦｅ含有量は、より好ましくは１５．０質量％以下、さらに好ましくは１２．０質量％以下である。なお、前記の元素以外の残部は、不可避的不純物である。
　加えて、亜鉛めっき層の片面あたりのめっき付着量は、特に限定されるものではないが、２０ｇ／ｍ２以上とすることが好ましい。また、亜鉛めっき層の片面あたりのめっき付着量は、８０ｇ／ｍ２以下とすることが好ましい。
　なお、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層のめっき付着量は、以下のようにして測定する。
　すなわち、１０質量％塩酸水溶液１Ｌに対し、Ｆｅに対する腐食抑制剤（朝日化学工業（株）製「イビット７００ＢＫ」（登録商標））を０．６ｇ添加した処理液を調整する。ついで、該処理液に、供試材となる溶融亜鉛めっき鋼板を浸漬し、亜鉛めっき層を溶解させる。そして、溶解前後での供試材の質量減少量を測定し、その値を、素地鋼板の表面積（めっきで被覆されていた部分の表面積）で除することにより、めっき付着量（ｇ／ｍ２）を算出する。
　なお、本発明の一実施形態に従う鋼板の板厚は、特に限定されないが、好ましくは０．５ｍｍ以上である。また、板厚は、好ましくは３．５ｍｍ以下である。板厚は、より好ましくは２．３ｍｍ以下である。
板厚は、より好ましくは０．８ｍｍ以上である。板厚は、さらに好ましくは１．０ｍｍ以上である。板厚は、さらにより好ましくは１．２ｍｍ以上である。
［２．鋼板の製造方法］
　つぎに、本発明の一実施形態に従う鋼板の製造方法について、説明する。
　本発明の鋼板の製造方法は、前述した成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延を施す熱間圧延工程と、得られた鋼板を、焼鈍温度：Ａｃ１点以上９５０℃以下、焼鈍時間：１０秒以上、露点：－３０℃以上の雰囲気下の条件で焼鈍する焼鈍工程と、焼鈍工程後、得られた鋼板を、Ａｃ１点から４５０℃までの温度域で、露点：－３０℃以下の雰囲気下の条件で、８℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する第一冷却工程と、第一冷却工程後、得られた鋼板を、４５０℃未満から３００℃までの温度域では８℃／秒未満の平均冷却速度で冷却する第二冷却工程と、を含む。
　本発明において、鋼素材（鋼スラブ）の溶製方法は特に限定されず、転炉や電気炉等、公知の溶製方法のいずれもが適合する。また、鋼スラブ（スラブ）は、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法や薄スラブ鋳造法などにより製造することも可能である。また、鋼スラブを製造した後、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいは、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延や直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
　（熱間圧延工程）
　スラブを加熱する場合は、炭化物の溶解や、圧延荷重の低減、加えて本発明で特徴とする表層軟質層の形成の均一性向上の観点から、スラブ加熱温度を１１００℃以上とすることが好ましい。また、スケールロスの増大を防止するため、スラブ加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。スラブ加熱温度を１３００℃以下とすることで、また、本発明で特徴とする表層軟質層の形成が増大し過ぎることを抑制し、本発明で特徴とする強度を安定的に得ることが可能になる。
なお、スラブ加熱温度はスラブ表面の温度である。また、スラブは通常の条件で粗圧延によりシートバーとされるが、加熱温度を低めにした場合は、熱間圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーターなどを用いてシートバーを加熱することが好ましい。
　圧延負荷の増大や、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率が高くなり、圧延方向に伸長した異常な組織が発達した結果、最終材の延性、穴広げ性および曲げ性を低下させる可能性があるため、仕上げ圧延温度は８２０℃以上であることが好ましい。また、熱間圧延後の巻取温度は、最終材の延性、穴広げ性および曲げ性を低下する懸念があることから、３００℃以上であることが好ましい。また、巻取温度は、７００℃以下であることが好ましい。
　また、熱延巻取り時では、巻取り温度を４００℃以上にすることが本発明で特徴とする表層軟質層の形成の均一性を高める観点から好ましい。また、巻取り温度は６５０℃以下にすることが好ましい。巻取り温度が４００℃未満では、表層軟質層の形成を安定的に本発明規定範囲に形成させることが困難になる場合がある。また、巻取り温度が６５０℃を超える場合は、本発明で特徴とする表層軟質層の形成が増大しすぎて、本発明で特徴とする強度を安定的に得ることが困難になる場合がある。よって、巻取り温度を４００℃以上にすることがより好ましい。また、巻取り温度は６５０℃以下にすることが好ましい。
　なお、熱間圧延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行ってもよい。また、粗圧延板を一旦巻き取っても構わない。また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上げ圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延時の摩擦係数は、０．１０以上とすることが好ましい。また、潤滑圧延時の摩擦係数は、０．２５以下とすることが好ましい。
　（酸洗工程）
　このようにして製造した熱延鋼板に、酸洗を行ってよい。酸洗は鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、最終製品の高強度鋼板における良好な化成処理性やめっき品質の確保のために行うことができる。また、酸洗は、一回でも良いし、複数回に分けても良い。
　（冷間圧延工程）
　上記のようにして得られた熱延後酸洗処理板または熱延鋼板に、必要に応じて、冷間圧延を施す。冷間圧延を施す場合、熱間圧延後、酸洗処理板のままで冷間圧延を施してもよいし、熱処理を施したのちに冷間圧延を施してもよい。また、任意に、冷間圧延後に得られた冷延鋼板に酸洗を施してもよい。
冷間圧延は、例えば、タンデム式の多スタンド圧延やリバース圧延等の、２パス以上のパス数を要する多パス圧延により行う。
　冷間圧延の圧下率：２０％以上８０％以下
　冷間圧延を施す場合、冷間圧延の圧下率（累積圧下率）は特に限定されないが、２０％以上とすることが好ましい。また、冷間圧延の圧下率は、８０％以下とすることが好ましい。冷間圧延の圧下率が２０％未満では、焼鈍工程において鋼組織の粗大化や不均一化が生じやすくなり、最終製品においてＴＳや曲げ性が低下するおそれがある。一方、冷間圧延の圧下率が８０％を超えると、鋼板の形状不良が生じやすくなり、亜鉛めっき等のめっきの付着量が不均一になるおそれがある。
　（金属めっき（金属電気めっき、第一めっき）工程）
　本発明の一実施形態においては、熱間圧延工程後（冷間圧延を施す場合は、冷間圧延工程後）、かつ焼鈍工程の前の鋼板の片面もしくは両面において、金属めっきを施し、第一めっき層を形成する第一めっき工程を含んでいてもよい。
　例えば、上記のようにして得られた冷延鋼板の表面に金属電気めっき処理等の金属めっき処理（第一めっき処理）を施して、焼鈍前金属電気めっき層（第一めっき層）が少なくとも片面に形成された焼鈍前金属電気めっき鋼板としてもよい。なお、ここでいう金属めっきは、亜鉛めっき、アルミニウムめっき等の第二めっきを除く。金属電気めっき処理方法は特に限定されないが、前述したように素地鋼板上に形成させる金属めっき層としては、金属電気めっき層とすることが好ましいため、金属電気めっき処理を施すことが好ましい。例えば、Ｆｅ系電気めっき浴では硫酸浴、塩酸浴あるいは両者の混合などが適用できる。また、焼鈍前金属電気めっき層の付着量は、通電時間等によって調整することができる。なお、焼鈍前金属電気めっき鋼板とは、金属電気めっき層が焼鈍工程を経ていないことを意味し、金属電気めっき処理前の熱延鋼板、熱延後酸洗処理板または冷延鋼板について予め焼鈍された態様を除外するものではない。
　ここで、電気めっき層の金属種としては、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｇａ、Ｇｅ、Ａｓ、Ｒｕ、Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｃｄ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｏｓ、Ｉｒ、Ｒｔ、Ａｕ、Ｈｇ、Ｔｉ、Ｐｂ、Ｂｉのいずれでもかまわないが、Ｆｅであることがより好ましいため、Ｆｅ系電気めっきの製造方法を以下に述べる。
　通電開始前のＦｅ系電気めっき浴中のＦｅイオン含有量は、Ｆｅ２＋として０．５ｍｏｌ／Ｌ以上とすることが好ましい。Ｆｅ系電気めっき浴中のＦｅイオン含有量が、Ｆｅ２＋として０．５ｍｏｌ／Ｌ以上であれば、十分なＦｅ付着量を得ることができる。また、十分なＦｅ付着量を得るために、通電開始前のＦｅ系電気めっき浴中のＦｅイオン含有量は、２．０ｍｏｌ／Ｌ以下とすることが好ましい。
　また、Ｆｅ系電気めっき浴中にはＦｅイオン、並びにＢ、Ｃ、Ｐ、Ｎ、Ｏ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃｒ、Ｖ及びＣｏからなる群から選ばれる少なくとも一種の元素を含有することができる。Ｆｅ系電気めっき浴中でのこれらの元素の合計含有量は、焼鈍前Ｆｅ系電気めっき層中でこれらの元素の合計含有量が１０質量％以下となるようにすることが好ましい。なお、金属元素は金属イオンとして含有すればよく、非金属元素はホウ酸、リン酸、硝酸、有機酸等の一部として含有することができる。また、硫酸鉄めっき液中には、硫酸ナトリウム、硫酸カリウム等の伝導度補助剤や、キレート剤、ｐＨ緩衝剤が含まれていてもよい。
　Ｆｅ系電気めっき浴のその他の条件についても特に限定しない。Ｆｅ系電気めっき液の温度は、定温保持性を考えると、３０℃以上とすることが好ましく、８５℃以下が好ましい。Ｆｅ系電気めっき浴のｐＨも特に規定しないが、水素発生による電流効率の低下を防ぐ観点から１．０以上とすることが好ましく、また、Ｆｅ系電気めっき浴の電気伝導度を考慮すると、３．０以下が好ましい。電流密度は、生産性の観点から１０Ａ／ｄｍ２以上とすることが好ましく、Ｆｅ系電気めっき層の付着量制御を容易にする観点から１５０Ａ／ｄｍ２以下とすることが好ましい。通板速度は、生産性の観点から５ｍｐｍ以上とすることが好ましく、付着量を安定的に制御する観点から１５０ｍｐｍ以下とすることが好ましい。
　なお、Ｆｅ系電気めっき処理を施す前の処理として、鋼板表面を清浄化するための脱脂処理及び水洗、さらには、鋼板表面を活性化するための酸洗処理及び水洗を施すことができる。これらの前処理に引き続いてＦｅ系電気めっき処理を実施する。脱脂処理及び水洗の方法は特に限定されず、通常の方法を用いることができる。酸洗処理においては、硫酸、塩酸、硝酸、及びこれらの混合物等各種の酸が使用できる。中でも、硫酸、塩酸あるいはこれらの混合が好ましい。酸の濃度は特に規定しないが、酸化皮膜の除去能力、及び過酸洗による肌荒れ（表面欠陥）防止等を考慮すると、１～２０ｍａｓｓ％が好ましい。また、酸洗処理液には、消泡剤、酸洗促進剤、酸洗抑制剤等を含有してもよい。
　（焼鈍工程）
　本発明の一実施形態においては、熱間圧延工程後（冷間圧延を施す場合は、冷間圧延工程後、第一めっき層を形成する第一めっき処理を施す場合は、第一めっき工程後）、鋼板を、焼鈍温度：Ａｃ１点以上９５０℃以下、焼鈍時間：１０秒以上、露点：－３０℃以上の雰囲気下の条件で焼鈍する焼鈍工程を含む。
　焼鈍温度：Ａｃ１点（℃）以上９５０℃以下
　焼鈍温度がＡｃ１点（℃）未満の場合、焼鈍中のオーステナイトの生成割合が不十分になる。そのため、焼鈍後の板厚１／４位置のフェライトの面積率が過度に増加して、所望のＴＳおよびＹＳが得られない。一方、焼鈍温度が９５０℃を超えると、オーステナイト単相領域のため、表層軟質層の形成が困難になる。したがって、焼鈍温度はＡｃ１点（℃）以上９５０℃以下とする。焼鈍温度は、好ましくはＡｃ１点＋１０℃以上である。また、好ましくは９００℃以下である。より好ましくは８４０℃以下である。なお、焼鈍温度は、焼鈍工程での最高到達温度である。
　焼鈍時間：１０秒以上
　焼鈍時間が１０秒未満になると、表層軟質層の形成が困難になる。そのため、焼鈍時間は１０秒以上とする。なお、焼鈍時間の上限はとくに限定されないが、９００秒以下とすることが好ましい。なお、焼鈍時間とは、（焼鈍温度－３０℃）以上焼鈍温度以下の温度域での保持時間である。すなわち、焼鈍時間には、焼鈍温度での保持時間に加え、焼鈍温度に到達する前後の加熱および冷却における（焼鈍温度－３０℃）以上焼鈍温度以下の温度域での滞留時間も含まれる。
なお、焼鈍回数は２回以上でもよいが、エネルギー効率の観点から１回が好ましい。
　焼鈍工程の雰囲気（焼鈍雰囲気）の露点：－３０℃以上
　焼鈍工程の雰囲気（焼鈍雰囲気）の露点を－３０℃以上とする必要がある。焼鈍工程における焼鈍雰囲気の露点を－３０℃以上で行うことで、脱炭反応が促進され、表層軟質層がより深く形成される。これにより、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、ナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の割合が０．１０以下となる。焼鈍工程の焼鈍雰囲気は、好ましくは－１５℃以上、より好ましくは－５℃以上である。焼鈍工程の焼鈍雰囲気の露点の上限は特に定めないが、Ｆｅ系電気めっき層表面の酸化を好適に防ぎ、亜鉛めっき層を設ける際のめっき密着性を良好にするため、焼鈍工程の焼鈍雰囲気の露点は３０℃以下とすることが好ましい。
　（第一冷却工程）
　Ａｃ１点から４５０℃までの温度域で、露点：－３０℃以下、かつ平均冷却速度（第一平均冷却速度）：８℃／秒以上
　本発明において、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置および素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置のフェライトの面積率を増加させることにより、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、さらに、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下となる。
　この点、焼鈍工程後の第一冷却工程において、Ａｃ１点から４５０℃までの温度域の平均冷却速度が８℃／秒未満であると、ナノ硬度について上述した範囲に調整することができない。よって、本発明において、焼鈍工程後の第一冷却工程において、Ａｃ１点から４５０℃までの温度域の平均冷却速度は８℃／秒以上とする。
　また、Ａｃ１点から４５０℃までの温度域の冷却を、露点が－３０℃以下である雰囲気下の条件で行うことも必要である。露点が－３０℃超の場合、鋼板表面での表層軟質層が鋼板面内で不均一で形成されるため、本発明で規定する素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下であることを満たさないケースが発生しやすくなる。なお、露点の下限については、特に定めないが、設備制約上、－５５℃以上であることが好ましい。なお、ＡＣ１点から４５０℃までの温度域の冷却を、露点が－３２℃以下である雰囲気下の条件で行うことが好ましい。
　なお、ここで、第一平均冷却速度（℃／秒）とは、第一冷却工程における冷却開始温度（Ａｃ１点）－冷却終了温度（４５０℃）／冷却時間（秒）で算出できる。
　また、Ａｃ１点（℃）は以下の式により算出できる。
Ａｃ１点（℃）＝７２７．０－３２．７×［％Ｃ］＋１４．９×［％Ｓｉ］＋２．０×［％Ｍｎ］
ここで、［％Ｃ］：Ｃ含有量、［％Ｓｉ］：Ｓｉ含有量、［％Ｍｎ］：Ｍｎ含有量である。
　（第二冷却工程）
　４５０℃未満から３００℃までの温度域の平均冷却速度（第二平均冷却速度）：８℃／秒未満
　本発明において、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置および素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置のマルテンサイトや残留オーステナイトの硬質相の面積率を低減させることにより、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、さらに、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下となる。
　この点、焼鈍工程後の第二冷却工程において、４５０℃未満から３００℃までの温度域の平均冷却速度が８℃／秒以上であると、ナノ硬度について上述した範囲に調整することができない。よって、本発明において、焼鈍工程後の第二冷却工程において、４５０℃未満から３００℃までの温度域の平均冷却速度を８℃／秒未満とする。
　なお、ここで、第二平均冷却速度（℃／秒）とは、第二冷却工程における冷却開始温度（４５０℃未満）－冷却終了温度（３００℃）／冷却時間（秒）で算出できる。
　（めっき工程（第二めっき工程））
　本発明の一実施形態においては、第二冷却工程後の鋼板にめっき処理を施し、第二めっき層を形成する第二めっき工程を含んでいてもよい。
　めっき工程（第二めっき工程）は亜鉛めっき工程または溶融アルミニウムめっき処理とすることが好ましく、亜鉛めっき工程における亜鉛めっき処理としては、例えば、溶融亜鉛めっき処理、合金化亜鉛めっき処理、電気亜鉛めっき処理が挙げられる。
　溶融亜鉛めっき処理の場合、鋼板を４４０℃以上の亜鉛めっき浴中に浸漬させた後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整することが好ましい。上記の処理では、５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬させることが好ましい。溶融亜鉛めっき浴としては、前記した亜鉛めっき層の組成となれば特に限定されるものではないが、例えば、Ａｌ含有量が０．１０質量％以上であり、残部がＺｎおよび不可避的不純物からなる組成のめっき浴を用いることが好ましい。上記のＡｌ含有量は０．２３質量％以下であることが好ましい。
　また、合金化亜鉛めっき処理の場合、前記の要領で溶融亜鉛めっき処理を施した後、溶融亜鉛めっき層を有する鋼板（溶融亜鉛めっき鋼板）を４５０℃以上の合金化温度に加熱して合金化処理を施すことが好ましい。上記の合金化温度は、６００℃以下とすることが好ましい。合金化温度が４５０℃未満では、Ｚｎ－Ｆｅ合金化速度が遅くなり、合金化が困難となる場合がある。一方、合金化温度が６００℃を超えると、未変態オーステナイトがパーライトへ変態し、ＴＳを５９０ＭＰａ以上とすることが困難となる。なお、合金化温度は、より好ましくは５１０℃以上である。また、合金化温度は、より好ましくは５７０℃以下である。
　また、溶融亜鉛めっき層を有する鋼板（溶融亜鉛めっき鋼板）（ＧＩ）および合金化溶融亜鉛めっき層を有する鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板）（ＧＡ）のめっき付着量はいずれも、片面あたり２０ｇ／ｍ２以上とすることが好ましい。また、亜鉛めっき層の片面あたりのめっき付着量は、８０ｇ／ｍ２以下とすることが好ましい。なお、めっき付着量は、ガスワイピング等により調節することが可能である。
　また、その他金属めっき処理の具体例として挙げられる溶融アルミニウムめっき処理を施すときは、前記冷延板焼鈍を施して得た冷延板を６６０℃以上のアルミニウムめっき浴中に浸漬し、溶融アルミニウムめっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。上記アルミニウムめっき浴は７３０℃以下とすることが好ましい。
　さらに、電気亜鉛めっき処理を施すときは、特に限定しないが、皮膜厚は２μｍ以上とすることが好ましい。また、皮膜厚は１５μｍ以下とすることが好ましい。
　（再加熱保持工程）
　上記第二冷却工程後（第二めっき処理を施す場合は、第二めっき工程後）、必要に応じて、再加熱保持工程において、得られた鋼板に対して、２５０℃以下から室温までの冷却停止温度まで冷却してよい。これにより、表層軟質層中の未変態オーステナイトの一部がマルテンサイトに変態する。さらに、再加熱保持工程では、（冷却停止温度＋５０℃）から４５０℃までの再加熱温度域まで再加熱し、再加熱温度域で１０秒以上保持してよい。これにより、表層軟質層のマルテンサイトが焼戻され、表層軟質層のマルテンサイトの面積率が低減し、表層軟質層の焼戻しマルテンサイトの面積率が増加する。また、素地鋼板の板厚１／４位置の鋼組織も再加熱保持により焼戻され、ＹＳおよびλが上昇する。
ここで、室温は、１℃以上とすることが好ましい。また、室温は、５０℃以下とすることが好ましく、さらには、室温は、２９℃以下とすることがより好ましい。
　上記の第二冷却工程後、あるいはさらに再加熱保持工程後における冷却方法としては、例えば、ガスジェット冷却、ミスト冷却、ロール冷却、水冷および空冷などを適用することができる。なお、表面の酸化防止の観点から、２５０℃以下まで冷却することが好ましい。平均冷却速度は、例えば、１℃／秒以上５０℃／秒以下が好適である。
　また、上記のようにして得た鋼板に、さらに、調質圧延を施してもよい。調質圧延の圧下率は２．００％を超えると、降伏応力が上昇し、鋼板を部材に成形する際の寸法精度が低下するおそれがある。そのため、調質圧延の圧下率は２．００％以下が好ましい。なお、調質圧延の圧下率の下限は特に限定されるものではないが、生産性の観点から０．０５％以上が好ましい。また、調質圧延は上述した各工程を行うための焼鈍装置と連続した装置上（オンライン）で行ってもよいし、各工程を行うための焼鈍装置とは不連続な装置上（オフライン）で行ってもよい。また、調質圧延の圧延回数は、１回でもよく、２回以上であってもよい。なお、調質圧延と同等の伸長率を付与できれば、レベラー等による圧延であっても構わない。
　その他の製造方法の条件は、とくに限定しないが、生産性の観点から、上記の焼鈍、溶融亜鉛めっき、亜鉛めっきの合金化処理などの一連の処理は、溶融亜鉛めっきラインであるＣＧＬ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ　Ｌｉｎｅ）で行うのが好ましい。溶融亜鉛めっき後は、めっきの目付け量を調整するために、ワイピングが可能である。なお、上記した条件以外のめっき等の条件は、溶融亜鉛めっきの常法に依ることができる。
［３．部材］
　つぎに、本発明の一実施形態に従う部材について、説明する。
　本発明の一実施形態に従う部材は、前記の鋼板を用いてなる（素材とする）部材である。例えば、素材である鋼板に、成形加工または接合加工の少なくとも一方を施して部材とする。
　ここで、前記の鋼板は、ＴＳ：５９０ＭＰａ以上であり、かつ、高いＹＳと、優れたプレス成形性（延性、穴広げ性および曲げ性）と、衝突時の耐破断特性（軸圧壊特性）を有する。そのため、本発明の一実施形態に従う部材は、高強度であり、優れたプレス成形性を有し、かつ、耐衝撃特性にも優れている。したがって、本発明の一実施形態に従う部材は、自動車分野で使用される衝撃エネルギー吸収部材に適用して特に好適である。
［４．部材の製造方法］
　つぎに、本発明の一実施形態に従う部材の製造方法について、説明する。
　本発明の一実施形態に従う部材の製造方法は、前記の鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする、工程を有する。
　ここで、成形加工方法は、特に限定されず、例えば、プレス加工等の一般的な加工方法を用いることができる。また、接合加工方法も、特に限定されず、例えば、スポット溶接、レーザー溶接、アーク溶接等の一般的な溶接や、リベット接合、かしめ接合等を用いることができる。なお、成形条件および接合条件については特に限定されず、常法に従えばよい。
　表１に示す成分組成（残部はＦｅ及び不可避的不純物）を有する鋼素材を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブとした。表１中、－は不可避的不純物レベルの含有量を示す。
表１に示す計算変態点Ａｃ１点は次式により計算する。
Ａｃ１点（℃）＝７２７．０－３２．７×［％Ｃ］＋１４．９×［％Ｓｉ］＋２．０×［％Ｍｎ］
ここで、［％Ｃ］：Ｃ含有量、［％Ｓｉ］：Ｓｉ含有量、［％Ｍｎ］：Ｍｎ含有量である。
　得られた鋼スラブを１２００℃に加熱し、加熱後、鋼スラブに粗圧延と熱間圧延を施し、熱延巻取り温度：５００℃として、熱延鋼板とした。ついで、得られた熱延鋼板のＮｏ．１～９６およびＮｏ．１０７～１４６に、酸洗および冷間圧延を施し、表２～４に示す板厚の冷延鋼板とした。
また、得られた熱延鋼板のＮｏ．９７～１０６に酸洗を施し、表３に示す板厚の熱延鋼板（白皮）とした。ついで、得られた冷延鋼板または熱延鋼板（白皮）に、表２～４に示す条件で、第一めっき工程（金属めっき工程）、焼鈍工程、第一冷却工程、第二冷却工程およびめっき工程（第二めっき工程）における処理を行い、鋼板を得た。
なお、一部の鋼板に対しては、第一めっき工程（金属めっき工程）における処理、および／またはめっき工程（第二めっき工程）における処理は行わなかった。
また、Ｎｏ．１０７～１１０、１１２～１１５、１１７～１２０、１２２～１２５、１２７～１４２については、第二めっき工程後に再加熱保持工程における処理を行い、鋼板を得た。
　ここで、第二めっき工程では、一部の熱延鋼板（白皮）または冷延鋼板に対して、溶融亜鉛めっき処理または合金化亜鉛めっき処理を行い、溶融亜鉛めっき鋼板（以下、ＧＩともいう）または合金化溶融亜鉛めっき鋼板（以下、ＧＡともいう）を得た。
また、一部の熱延鋼板（白皮）または冷延鋼板に対して、電気亜鉛めっき処理（浴温：室温）を行い、電気溶融亜鉛めっき鋼板（以下、ＥＧともいう）を得た。また、一部の熱延鋼板（白皮）または冷延鋼板に対して、溶融アルミニウムめっき処理（浴温：６８０℃）を行い、溶融アルミニウムめっき鋼板（以下、Ａｌともいう）を得た。
なお、表２～４では、第二めっき工程の種類についても、「ＧＩ」、「ＧＡ」、「ＥＧ」または「Ａｌ」と表示している。第二めっき工程における処理を施さなかったものには、「ＣＲ」と表示している。
　亜鉛めっき浴温は、ＧＩおよびＧＡいずれを製造する場合も、４６０℃とした。
　亜鉛めっき付着量は、ＧＩを製造する場合は、片面あたり４５～７５ｇ/ｍ２（両面めっき）し、ＧＡを製造する場合は、片面あたり４０～６５ｇ/ｍ２（両面めっき）した。
　なお、最終的に得られた鋼板の亜鉛めっき層の組成は、ＧＩでは、Ｆｅ：０．１～１．０質量％、Ａｌ：０．２０～０．３３質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であった。また、ＧＡでは、Ｆｅ：７．０～１２．０質量％、Ａｌ：０．１０～０．２３質量％を含有し、残部がＺｎおよび不可避的不純物であった。
　また、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層およびその他金属めっき層（実施例では溶融アルミニウムめっき層に該当する。）はいずれも、素地鋼板の両面に形成した。
　得られた鋼板を用いて、前述した要領により、板厚１／４位置（素地鋼板）の鋼組織の同定を行った。測定結果を表２～４に示す。表２～４中、Ｆはフェライト、Ｍはマルテンサイト、ＲＡは残留オーステナイト、Ｂはベイナイト、ＴＭは焼戻しマルテンサイト、Ｐはパーライト、θは炭化物、Ｆ’は未再結晶フェライト、εＭはεマルテンサイトである。
　また、表４に示すＮｏ．１０７～１４６については、前述した要領により、表層軟質中の鋼組織の同定を行った。
　表中下線部は本発明の適正範囲外を示す。
　また、以下の要領により、引張試験、穴広げ試験、Ｖ曲げ試験、Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験および軸圧壊試験を行い、以下の基準により、引張強さ（ＴＳ）、降伏応力（ＹＳ）、全伸び（Ｅｌ）、限界穴広げ率（λ）、Ｖ曲げ試験でのＲ／ｔ、Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験で測定される荷重最大時のストローク（ＳＦｍａｘ）、および、軸圧壊試験での破断（外観割れ）有無を評価した。
・ＴＳ
　〇（合格）：５９０ＭＰａ以上
　×（不合格）：５９０ＭＰａ未満
・ＹＳ
　〇（合格）：
（Ａ）５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、３５０ＭＰａ≦ＹＳ
（Ｂ）７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、４００ＭＰａ≦ＹＳ
（Ｃ）９８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１１８０ＭＰａの場合、５５０ＭＰａ≦ＹＳ
（Ｄ）１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１３２０ＭＰａの場合、７５０ＭＰａ≦ＹＳ
（Ｅ）１３２０ＭＰａ≦ＴＳ＜１４７０ＭＰａの場合、９００ＭＰａ≦ＹＳ
（Ｆ）１４７０ＭＰａ≦ＴＳの場合、１０５０ＭＰａ≦ＹＳ
　×（不合格）：
　　　５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、３５０ＭＰａ＞ＹＳ
　　　７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、４００ＭＰａ＞ＹＳ
　　　９８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１１８０ＭＰａの場合、５５０ＭＰａ＞ＹＳ
　　　１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１３２０ＭＰａの場合、７５０ＭＰａ＞ＹＳ
　　　１３２０ＭＰａ≦ＴＳ＜１４７０ＭＰａの場合、９００ＭＰａ＞ＹＳ
　　　１４７０ＭＰａ≦ＴＳの場合、１０５０ＭＰａ＞ＹＳ
・Ｅｌ
　〇（合格）：
（Ａ）５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、２４．０％≦Ｅｌ
（Ｂ）７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、１８．０％≦Ｅｌ
（Ｃ）９８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１１８０ＭＰａの場合、１１．０％≦Ｅｌ
（Ｄ）１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１３２０ＭＰａの場合、８．０％≦Ｅｌ
（Ｅ）１３２０ＭＰａ≦ＴＳ＜１４７０ＭＰａの場合、７．５％≦Ｅｌ
（Ｆ）１４７０ＭＰａ≦ＴＳの場合、７．０％≦Ｅｌ
　×（不合格）：
　　　５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、２４．０％＞Ｅｌ
　　　７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、１８．０％＞Ｅｌ
　　　９８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１１８０ＭＰａの場合、１１．０％＞Ｅｌ
　　　１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１３２０ＭＰａの場合、８．０％＞Ｅｌ
　　　１３２０ＭＰａ≦ＴＳ＜１４７０ＭＰａの場合、７．５％＞Ｅｌ
　　　１４７０ＭＰａ≦ＴＳの場合、７．０％＞Ｅｌ
・λ
　〇（合格）：２０％以上
　×（不合格）：２０％未満
・Ｒ／ｔ
　〇（合格）：
（Ａ）５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、１．０≧Ｒ／ｔ
（Ｂ）７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、２．０≧Ｒ／ｔ
（Ｃ）９８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１１８０ＭＰａの場合、２．５≧Ｒ／ｔ
（Ｄ）１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１３２０ＭＰａの場合、３．０≧Ｒ／ｔ
（Ｅ）１３２０ＭＰａ≦ＴＳ＜１４７０ＭＰａの場合、３．５≧Ｒ／ｔ
（Ｆ）１４７０ＭＰａ≦ＴＳの場合、４．０≧Ｒ／ｔ
　×（不合格）：
　５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、１．０＜Ｒ／ｔ
　７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、２．０＜Ｒ／ｔ
　９８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１１８０ＭＰａの場合、２．５＜Ｒ／ｔ
　１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１３２０ＭＰａの場合、３．０＜Ｒ／ｔ
　１３２０ＭＰａ≦ＴＳ＜１４７０ＭＰａの場合、３．５＜Ｒ／ｔ
　１４７０ＭＰａ≦ＴＳの場合、４．０＜Ｒ／ｔ
・ＳＦｍａｘ
〇（合格）
（Ａ）５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、２９．０ｍｍ≦ＳＦｍａｘ
（Ｂ）７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、２７．５ｍｍ≦ＳＦｍａｘ
（Ｃ）９８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１１８０ＭＰａの場合、２７．０ｍｍ≦ＳＦｍａｘ
（Ｄ）１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１３２０ＭＰａの場合、２６．０ｍｍ≦ＳＦｍａｘ
（Ｅ）１３２０ＭＰａ≦ＴＳ＜１４７０ＭＰａの場合、２４．５ｍｍ≦ＳＦｍａｘ
（Ｆ）１４７０ＭＰａ≦ＴＳの場合、２４．０ｍｍ≦ＳＦｍａｘ
×（不合格）
　５９０ＭＰａ≦ＴＳ＜７８０ＭＰａの場合、２９．０ｍｍ＞ＳＦｍａｘ
　７８０ＭＰａ≦ＴＳ＜９８０ＭＰａの場合、２７．５ｍｍ＞ＳＦｍａｘ
　９８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１１８０ＭＰａの場合、２７．０ｍｍ＞ＳＦｍａｘ
　１１８０ＭＰａ≦ＴＳ＜１３２０ＭＰａの場合、２６．０ｍｍ＞ＳＦｍａｘ
　１３２０ＭＰａ≦ＴＳ＜１４７０ＭＰａの場合、２４．５ｍｍ＞ＳＦｍａｘ
　１４７０ＭＰａ≦ＴＳの場合、２４．０ｍｍ＞ＳＦｍａｘ
・軸圧壊破断（外観割れ）有無
◎（合格）：軸圧壊試験後のサンプルに外観割れが観察されなかった。
〇（合格）：軸圧壊試験後のサンプルに外観割れが１箇所以下観察された
×（不合格）：軸圧壊試験後のサンプルに外観割れが２箇所以上観察された
（１）引張試験
　引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して行った。すなわち、得られた鋼板から、長手方向が素地鋼板の圧延方向に対して直角となるようにＪＩＳ５号試験片を採取した。採取した試験片を用いて、クロスヘッド速度が１０ｍｍ／ｍｉｎの条件で引張試験を行い、ＴＳ、ＹＳおよびＥｌを測定した。結果を表２～４に併記する。
（２）穴広げ試験
　穴広げ試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６に準拠して行った。すなわち、得られた鋼板から、１００ｍｍ×１００ｍｍの試験片を剪断加工により採取した。該試験片に、クリアランスを１２．５％として直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた。ついで、内径：７５ｍｍのダイスを用いて穴の周囲にしわ押さえ力：９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）を加え、そのた状態で頂角：６０°の円錐ポンチを穴に押し込み、亀裂発生限界（亀裂発生時）における試験片の穴の直径を測定した。そして、次式により、限界穴広げ率：λ（％）を求めた。なお、λは、伸びフランジ性を評価する指標となるものである。結果を表２～４に併記する。
　λ（％）＝｛（Ｄｆ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
　ここで、
　Ｄｆ：亀裂発生時の試験片の穴の直径（ｍｍ）
　Ｄ０：初期の試験片の穴の直径（ｍｍ）
である。
（３）Ｖ曲げ試験
Ｖ（９０°）曲げ試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８に準拠して行う。
得られた鋼板から、１００ｍｍ×３５ｍｍの試験片を剪断・端面研削加工により採取した。ここで、１００ｍｍの辺は幅（Ｃ）方向に平行する。
曲げ半径Ｒ：０．５ｍｍピッチで変化
試験方法：ダイ支持、パンチ押し込み
成型荷重：１０ｔｏｎ
試験速度：３０ｍｍ／ｍｉｎ
保持時間：５ｓ
曲げ方向：圧延直角（Ｃ）方向
３回評価を行い、いずれも割れが出ない最小の曲げ半径（限界曲げ半径）Ｒを板厚ｔで除したＲ／ｔを算出した。また、ライカ製実体顕微鏡を用いて、２５倍の倍率で長さが２００μｍ以上のき裂を割れと判断した。なお、Ｒ／ｔは、プレス成形性の曲げ性を評価する指標となるものである。結果を表２～４に併記する。
　また、限界曲げ半径Ｒを板厚ｔで除したＲ／ｔが４．５以上５．０以下となる９０°Ｖ曲げ試験を行い、図１に示すように曲げ断面の１５００倍のＳＥＭ像を５視野撮影し、写真水平方向で８３μｍの範囲の表面凸部の最大高さ位置と微小割れ部の凹部の最大深さ位置にそれぞれの基準線を引き、その間の最短距離を求め、そのＳＥＭ像５視野の平均を求めた。このようにして求められた最短距離の平均値を表面凹凸深さとして評価した。
（４）Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験
　Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験は以下のようにして行う。
得られた鋼板から、６０ｍｍ×６５ｍｍの試験片を剪断・端面研削加工により採取した。ここで、６０ｍｍの辺は圧延（Ｌ）方向に平行する。曲率半径／板厚：４．２で幅（Ｃ）方向を軸に圧延（Ｌ）方向に９０°曲げ加工（一次曲げ加工）を施し、試験片を準備した。９０°曲げ加工（一次曲げ加工）では、図２（ａ）に示すように、Ｖ溝を有するダイＡ１の上に載せた鋼板に対して、パンチＢ１を押し込んで試験片Ｔ１を得た。次に、図２（ｂ）に示すように、支持ロールＡ２の上に載せた試験片Ｔ１に対して、曲げ方向が圧延直角方向となるようにして、パンチＢ２を押し込んで直交曲げ（二次曲げ加工）を施した。図２（ａ）及び図２（ｂ）において、Ｄ１は幅（Ｃ）方向、Ｄ２は圧延（Ｌ）方向を示している。
　Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験におけるＶ曲げの条件は、以下のとおりである。
試験方法：ダイ支持、パンチ押し込み
成型荷重：１０ｔｏｎ
試験速度：３０ｍｍ/ｍｉｎ
保持時間：５ｓ
曲げ方向：圧延（Ｌ）方向
　Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験におけるＶＤＡ曲げの条件は、以下のとおりである。
試験方法：ロール支持、パンチ押し込み
ロール径：φ３０ｍｍ
パンチ先端Ｒ：０．４ｍｍ
ロール間距離：（板厚×２）＋０．５ｍｍ
ストローク速度：２０ｍｍ／ｍｉｎ
試験片サイズ：６０ｍｍ×６０ｍｍ
曲げ方向：圧延直角（Ｃ）方向
　前記ＶＤＡ曲げを施した際に得られるストローク－荷重曲線において、荷重最大時のストロークを求める。前記Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験を３回実施した際の当該荷重最大時のストロークの平均値をＳＦｍａｘ（ｍｍ）とした。なお、ＳＦｍａｘは、衝突時の耐破断特性（軸圧壊試験における曲げ稜線部の耐破断特性）を評価する指標となるものである。結果を表２～４に併記する。
（５）軸圧壊試験
　得られた鋼板から、１５０ｍｍ×１００ｍｍの試験片を剪断加工により採取した。ここで、１５０ｍｍの辺は圧延（Ｌ）方向に平行する。パンチ肩半径が５．０ｍｍであり、ダイ肩半径が５．０ｍｍである金型を用いて、深さ４０ｍｍとなるように成形加工（曲げ加工）して、図３－１（ａ）及び図３－１（ｂ）に示すハット型部材１０を作製した。また、ハット型部材の素材として用いた鋼板を、８０ｍｍ×１００ｍｍの大きさに別途切り出した。次に、その切り出した後の鋼板２０と、ハット型部材１０とをスポット溶接し、図３－１（ａ）及び図３－１（ｂ）に示すような試験用部材３０を作製した。図３－１（ａ）は、ハット型部材１０と鋼板２０とをスポット溶接して作製した試験用部材３０の正面図である。図３－１（ｂ）は、試験用部材３０の斜視図である。スポット溶接部４０の位置は、図３－１（ｂ）に示すように、鋼板の端部と溶接部が１０ｍｍ、溶接部間が２０ｍｍの間隔となるようにした。次に、図３－２（ｃ）に示すように、試験用部材３０を地板５０とＴＩＧ溶接により接合して軸圧壊試験用サンプルを作製した。次に、作製した軸圧壊試験用サンプルにインパクター６０を衝突速度１０ｍｍ／ｍｉｎで等速衝突させ、軸圧壊試験用のサンプルを７０ｍｍ圧壊した。図３－２（ｃ）に示すように、圧壊方向Ｄ３は、試験用部材３０の長手方向と平行な方向とした。結果を表２～４に併記する。
　板厚１．２ｍｍ超の鋼板のＶ曲げ試験、Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験および軸圧壊試験では板厚の影響を考慮し、全て板厚１．２ｍｍの鋼板で実施した。板厚１．２ｍｍ超の鋼板は片面研削し、板厚を１．２ｍｍにした。
研削加工により鋼板表面の曲げ性に影響するおそれがあるため、Ｖ曲げ試験では研削面を曲げ内側（谷側）とし、Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験ではＶ曲げ試験時に研削面を曲げ外側（山側）とし、その後のＶＤＡ曲げ試験時に研削面を曲げ内側（谷側）とした。
＜ナノ硬度測定＞
　プレス成形時の優れた曲げ性と衝突時の優れた曲げ破断特性を得るためには、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、全測定数に対して、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の割合が０．１０以下である。前記ナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の割合が０．１０以下の場合，硬質な組織（マルテンサイトなど）、介在物などの割合が小さいことを意味し、前記硬質な組織（マルテンサイトなど）、介在物などのプレス成形時および衝突時のボイドの生成や連結、さらには亀裂の進展をより抑制することが可能となり、優れたＲ／ｔおよびＳＦｍａｘが得られた。
　めっき剥離後、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置－５μｍまで機械研磨し、素地鋼板表面から表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置までダイヤモンドおよびアルミナでのバフ研磨後、コロイダルシリカ研磨を実施した。Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社のｔｒｉｂｏ－９５０を用い、バーコビッチ形状のダイヤモンド圧子により、
　荷重：５００μＮ
　測定領域：５０μｍ×５０μｍ
　打点間隔：２μｍ
の条件で計５１２点のナノ硬度を測定した。
　次いで、上記表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置まで機械研磨、ダイヤモンドおよびアルミナでのバフ研磨およびコロイダルシリカ研磨を実施した。Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社のｔｒｉｂｏ－９５０を用い、バーコビッチ形状のダイヤモンド圧子により、
　荷重：５００μＮ
　測定領域：５０μｍ×５０μｍ
　打点間隔：２μｍ
の条件で計５１２点のナノ硬度を測定した。
　表層軟質層の測定方法は、以下の通りである。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を湿式研磨により平滑化した後、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４－１（２０２０）に基づき、ビッカース硬度計を用いて、荷重１０ｇｆで、鋼板表面から板厚方向に１μｍの位置より、板厚方向１００μｍの位置まで、１μｍ間隔で測定を行った。その後は板厚中心まで２０μｍ間隔で測定を行った。硬度が板厚１／４位置の硬度に比して８５％以下に減少した領域を軟質層（表層軟質層）と定義し、当該領域の板厚方向の厚さを軟質層の厚さと定義する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
  
　表２～４に示したように、発明例ではいずれも、引張強さ（ＴＳ）、降伏応力（ＹＳ）、全伸び（Ｅｌ）、限界穴広げ率（λ）、Ｖ曲げ試験でのＲ／ｔ、および、Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験で測定される荷重最大時のストローク（ＳＦｍａｘ）の全てが合格であり、軸圧壊試験での破断（外観割れ）はなかった。
　一方、比較例では、引張強さ（ＴＳ）、降伏応力（ＹＳ）、全伸び（Ｅｌ）、限界穴広げ率（λ）、Ｖ曲げ試験でのＲ／ｔ、Ｖ曲げ＋直交ＶＤＡ曲げ試験で測定される荷重最大時のストローク（ＳＦｍａｘ）、および、軸圧壊試験での破断（外観割れ）有無の少なくとも１つが十分ではなかった。
　このように、本発明の鋼板は、高強度であり、かつ、優れたプレス成形性と耐衝撃特性を有することが分かった。
　また、本発明例の鋼板を用いて、成形加工を施して得た部材、接合加工を施して得た部材、さらに成形加工および接合加工を施して得た部材は、本発明例の鋼板が高強度であり、かつ、優れたプレス成形性と耐衝撃特性を有していることから、本発明例の鋼板と同様に、高強度であり、かつ、優れたプレス成形性と耐衝撃特性を有することがわかった。
　本発明によれば、ＴＳ：５９０ＭＰａ以上であり、かつ、高いＹＳと、優れたプレス成形性（延性、穴広げ性および曲げ性）と、衝突時の耐破断特性（曲げ破断特性および軸圧壊特性）を有する鋼板および部材の製造が可能になる。また、本発明の方法に従って得られた鋼板および部材を、例えば、自動車構造部材に適用することによって車体軽量化による燃費向上を図ることができ、産業上の利用価値は極めて大きい。
 

Claims (13)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０３０％以上０．５００％以下、
    Ｓｉ：０．０１％以上３．００％以下、
    Ｍｎ：０．３０％以上１０．００％未満、
    Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｓ：０．０２００％以下、
    Ａｌ：０．００５％以上２．０００％以下、
    Ｎ：０．０１００％以下、
    を含有し、以下の式（１）で表されるＣｅｑが０．３０％以上０．８５％以下を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する素地鋼板を有し、
    前記素地鋼板の板厚１／４位置のビッカース硬さに対して、ビッカース硬さが８５％以下である表層軟質層が、素地鋼板表面から板厚方向に２００μｍ以下の領域に形成されており、
    前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置及び板厚方向深さの１／２位置の夫々における板面の５０μｍ×５０μｍの領域において、３００点以上のナノ硬度を測定したとき、
    前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度が７．０ＧＰａ以上の測定数割合が、全測定数に対して０．１０以下であり、
    さらに、前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／４位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが１．８ＧＰａ以下であり、
    さらに、前記素地鋼板表面から前記表層軟質層の板厚方向深さの１／２位置の板面のナノ硬度の標準偏差σが２．２ＧＰａ以下である、鋼板。
    Ｃｅｑ＝[％Ｃ]＋[％Ｍｎ]／６＋[％Ｓｉ]／２４＋[％Ｎｉ]／４０＋[％Ｃｒ]／５＋[％Ｍｏ]／４＋[％Ｖ]／１４　・・・式（１）
    ここで、[％Ｃ]：Ｃ含有量、[％Ｍｎ]：Ｍｎ含有量、[％Ｓｉ]：Ｓｉ含有量、[％Ｎｉ]：Ｎｉ含有量、[％Ｃｒ]：Ｃｒ含有量、[％Ｍｏ]：Ｍｏ含有量、[％Ｖ]：Ｖ含有量であり、含有しない場合は０（零）である。
  2. 　前記表層軟質層中に存在するフェライトとベイナイトの面積率の合計が２０％以上であり、
    前記表層軟質層中に存在するマルテンサイトの面積率を、前記表層軟質層中に存在するマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの面積率の合計で除した値が０．４５以下である、請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    　　Ｎｂ：０．２００％以下、
    　　Ｔｉ：０．２００％以下、
    　　Ｖ：０．２００％以下、
    　　Ｂ：０．０１００％以下、
    　　Ｃｒ：１．０００％以下、
    　　Ｎｉ：１．０００％以下、
    　　Ｍｏ：１．０００％以下、
    　　Ｓｂ：０．２００％以下、
    　　Ｓｎ：０．２００％以下、
    　　Ｃｕ：１．０００％以下、
    　　Ｔａ：０．１００％以下、
    　　Ｗ：０．５００％以下、
    　　Ｍｇ：０．０２００％以下、
    　　Ｚｎ：０．０２００％以下、
    　　Ｃｏ：０．０２００％以下、
    　　Ｚｒ：０．１０００％以下、
    　　Ｃａ：０．０２００％以下、
    　　Ｓｅ：０．０２００％以下、
    　　Ｔｅ：０．０２００％以下、
    　　Ｇｅ：０．０２００％以下、
    　　Ａｓ：０．０５００％以下、
    　　Ｓｒ：０．０２００％以下、
    　　Ｃｓ：０．０２００％以下、
    　　Ｈｆ：０．０２００％以下、
    　　Ｐｂ：０．０２００％以下、
    　　Ｂｉ：０．０２００％以下、
    　　ＲＥＭ：０．０２００％以下
    のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、請求項１または２に記載の鋼板。
  4. 　前記素地鋼板の片面もしくは両面の表面上において、第一めっき層として金属めっき層を有する、請求項１～３のいずれか１項に記載の鋼板。
  5. 　前記鋼板の片面もしくは両面の最表層に第二めっき層として金属めっき層を有する、請求項１～４のいずれか１項に記載の鋼板。
  6. 　限界曲げ半径Ｒを板厚ｔで除したＲ／ｔが４．５以上５．０以下となる９０°Ｖ曲げ加工後の試験片の表面凹凸深さが、２０．０μｍ以下である、請求項１～５のいずれか１項に記載の鋼板。
  7. 　請求項１～６のいずれか１項に記載の鋼板を用いてなる、部材。
  8. 　請求項１または３に記載の成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延を施す熱間圧延工程と、
    得られた鋼板を、焼鈍温度：Ａｃ１点以上９５０℃以下、焼鈍時間：１０秒以上、露点：－３０℃以上の雰囲気下の条件で焼鈍する焼鈍工程と、
    前記焼鈍工程後、得られた鋼板を、Ａｃ１点から４５０℃までの温度域で、露点：－３０℃以下の雰囲気下の条件で、８℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する第一冷却工程と、
    前記第一冷却工程後、得られた鋼板を、４５０℃未満から３００℃までの温度域では８℃／秒未満の平均冷却速度で冷却する第二冷却工程と、を含む、鋼板の製造方法。
  9. 　前記熱間圧延工程後、かつ前記焼鈍工程前の鋼板に冷間圧延を施す冷間圧延工程を含む、請求項８に記載の鋼板の製造方法。
  10. 　前記熱間圧延工程後、かつ前記焼鈍工程の前の鋼板の片面もしくは両面において、金属めっきを施し、第一めっき層を形成する第一めっき工程を含む、請求項８または９に記載の鋼板の製造方法。
  11. 　前記第二冷却工程後の鋼板にめっき処理を施し、第二めっき層を形成する第二めっき工程を含む、請求項８～１０のいずれか１項に記載の鋼板の製造方法。
  12. 　前記第二冷却工程後、得られた鋼板を、２５０℃以下から室温までの冷却停止温度まで冷却し、（前記冷却停止温度＋５０℃）から４５０℃までの再加熱温度域まで再加熱し、前記再加熱温度域で１０秒以上保持する再加熱保持工程と含む、請求項８～１１のいずれか１項に記載の鋼板の製造方法。
  13. 　請求項１～６のいずれか１項に記載の鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
     
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