WO2024203606A1 - 鋼板および鋼板の製造方法 - Google Patents

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修也 前川
亮介 大友
広司 入江
翔一 平井
健太朗 木口
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Definitions

  • This disclosure relates to steel plates and methods for manufacturing steel plates.
  • it relates to high-tensile steel plates with excellent bendability and methods for manufacturing steel plates.
  • Si and Mn is effective in increasing the strength of steel sheets to achieve vehicle weight reduction.
  • Si and Mn oxidize even in a reducing atmosphere in which Fe does not oxidize, and oxides of Si and Mn are formed on the outermost surface of the steel sheet.
  • oxides of Si and Mn reduce the wettability of the molten zinc with the base steel sheet, so steel sheets to which Si and Mn have been added have problems such as frequent bare spots and poor plating adhesion.
  • Patent Document 1 discloses a method for producing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent coating adhesion, workability, and fatigue resistance, which comprises the steps of: in a first step, heating the steel sheet at a temperature of 400 to 750°C in an atmosphere having an O2 concentration of 1000 ppm by volume or more and an H2O concentration of 1000 ppm by volume or more; and in a second step, heating at a temperature of 600 to 850° C in an atmosphere having an O2 concentration of less than 1000 ppm by volume and an H2O concentration of 1000 ppm by volume or more; in a heating zone, heating to a temperature of 650 to 900°C at a heating rate of 0.1°C/sec or more in an atmosphere having an H2 concentration of 5 to 30% by volume, an H2O concentration of 10 to 1000 ppm by volume, and the remainder consisting of N2 and unavoidable impurities; It is shown that reduction annealing is performed in an atmosphere having an atmosphere having an atmosphere having an
  • Patent Document 1 does not consider improving the bendability of plated steel sheets. This disclosure has been made in consideration of the above circumstances, and its purpose is to provide a steel sheet that is high-strength, can contribute to reducing the weight of the vehicle body, and exhibits excellent bendability, and a method for easily manufacturing the steel sheet.
  • Aspect 1 of the present invention is In the plate thickness direction, This steel plate has a position where the carbon concentration (mass %) is 50% of the bulk carbon concentration in a region that is 0.20% or more of the plate thickness from the steel plate surface, and a position where the carbon concentration (mass %) is 90% of the bulk carbon concentration in a region that is 8.0% or less of the plate thickness from the steel plate surface.
  • Aspect 2 of the present invention is The steel sheet according to aspect 1, wherein the maximum carbon concentration (mass%) in a region from the steel sheet surface to 20 ⁇ m in the sheet thickness direction is less than 70% of the bulk carbon concentration, and the amount of surface decarburization per mm of sheet thickness on one side of the steel sheet is 0.045 mol/ m2 or less.
  • Aspect 3 of the present invention is 3.
  • Aspect 4 of the present invention is The composition of the components is C: 0.08% by mass or more, 0.30% by mass or less, Si: more than 0.5 mass%, 3.0 mass% or less, Mn: 1.5% by mass or more, 3.0% by mass or less, Cr: 0 mass% or more, 1.0 mass% or less, P: more than 0 mass%, 0.1 mass% or less, S: more than 0 mass%, 0.05 mass% or less, Al: more than 0 mass% and 1.0 mass% or less; and N: more than 0 mass% and 0.01 mass% or less;
  • the steel sheet according to any one of Aspects 1 to 3, wherein the balance is Fe and unavoidable impurities.
  • the annealing process includes an oxidizing process under conditions of an oxygen concentration of 0.1 to 2% and an ultimate temperature of 650 to 750°C, followed by a reducing process.
  • the reduction treatment is a method for producing a steel sheet, which includes a first reduction treatment having a dew point of ⁇ 35 to ⁇ 15° C., followed by a second reduction treatment having a dew point of ⁇ 25 to 0° C., which is higher than that of the first reduction treatment.
  • Aspect 6 of the present invention is A method for producing a steel sheet according to aspect 5, wherein an ultimate temperature in the first reduction treatment and the second reduction treatment is 800 to 920°C.
  • This disclosure provides a steel plate that is high in strength, contributes to reducing the weight of the vehicle body, and exhibits excellent bendability, as well as a method for manufacturing the steel plate.
  • FIG. 1-1 is a graph showing the relationship between the dew point at the center of the soaking zone and R/t during the second reduction treatment.
  • FIG. 1-2 is another graph showing the relationship between the dew point at the center of the soaking zone and R/t during the second reduction treatment.
  • FIG. 2-1 is a graph showing the relationship between the dew point at the center of the soaking zone and the tensile strength TS during the second reduction treatment.
  • FIG. 2-2 is another graph showing the relationship between the dew point at the center of the soaking zone and the tensile strength TS during the second reduction treatment.
  • FIG. 3 is a diagram showing an example of a carbon concentration profile obtained in an example.
  • FIG. 1-1 is a graph showing the relationship between the dew point at the center of the soaking zone and R/t during the second reduction treatment.
  • FIG. 1-2 is another graph showing the relationship between the dew point at the center of the soaking zone and R/t during the second reduction treatment.
  • FIG. 2-1 is a graph
  • FIG. 4-1 is a graph showing the relationship between the position where the carbon concentration (mass %) in the sheet thickness direction is 50% of the bulk carbon concentration and R/t.
  • FIG. 4-2 is another graph showing the relationship between the position where the carbon concentration (mass %) in the sheet thickness direction is 50% of the bulk carbon concentration and R/t.
  • FIG. 5-1 is a graph showing the relationship between the position in the sheet thickness direction where the carbon concentration (mass %) is 90% of the bulk carbon concentration and the tensile strength TS.
  • FIG. 5-2 is another graph showing the relationship between the position in the sheet thickness direction where the carbon concentration (mass %) is 90% of the bulk carbon concentration and the tensile strength TS.
  • FIG. 6-1 is a graph showing the relationship between the ratio of the maximum carbon concentration (mass %) in the region from the steel sheet surface to 20 ⁇ m deep to the bulk carbon concentration, and R/t.
  • FIG. 6-2 is another graph showing the relationship between the ratio of the maximum carbon concentration (mass %) in the region from the steel sheet surface to 20 ⁇ m deep to the bulk carbon concentration, and R/t.
  • FIG. 7-1 is a graph showing the relationship between the amount of surface decarburization per 1 mm of plate thickness and the tensile strength TS.
  • FIG. 7-2 is another graph showing the relationship between the amount of surface decarburization per mm of plate thickness and the tensile strength TS.
  • the inventors conducted extensive research to obtain a steel sheet that exhibits excellent bendability in bending even when it is high in strength. As a result, they discovered that by providing a decarburized layer within a specified range on the surface layer of the steel sheet, it is possible to obtain excellent bendability while maintaining high strength. They also discovered that in order to form a decarburized layer within a specified range on the surface layer of the steel sheet that can achieve both high strength and excellent bendability, it is sufficient to control the conditions when annealing the steel sheet (original sheet). Below, the steel sheet of this embodiment will first be described.
  • the steel plate according to this embodiment is (I) In the plate thickness direction, The position where the carbon concentration (mass %) is 50% of the bulk carbon concentration is in a region that is 0.20% or more of the plate thickness from the steel plate surface, and the position where the carbon concentration (mass %) is 90% of the bulk carbon concentration is in a region that is 8.0% or less of the plate thickness from the steel plate surface.
  • the position where the carbon concentration (mass %) is 50% of the bulk carbon concentration in the plate thickness direction is in an area 0.20% or more of the plate thickness from the surface of the steel plate.
  • the position relates to the thickness of the decarburized layer that contributes to bendability. By ensuring that the position is in an area 0.20% or more of the plate thickness from the surface of the steel plate and that the decarburized layer is of a certain thickness or more that contributes to bendability, it is possible to reliably achieve excellent bendability in bending.
  • the position where the carbon concentration (mass %) is 50% of the bulk carbon concentration may be in an area 0.5% or more, or even 1.0% or more of the plate thickness from the surface of the steel plate.
  • the position where the carbon concentration (mass %) is 90% of the bulk carbon concentration in the plate thickness direction is in a region of 8.0% or less of the plate thickness from the surface of the steel plate.
  • Increasing the thickness of the decarburized layer improves bendability, but the strength is likely to decrease.
  • the inventors have found through their investigation that if the position where the carbon concentration (mass %) is 90% of the bulk carbon concentration is in a region of 8.0% or less of the plate thickness from the surface of the steel plate, the decrease in strength can be sufficiently suppressed.
  • the position where the carbon concentration (mass %) is 90% of the bulk carbon concentration may be 6.0% or less of the plate thickness from the surface of the steel plate.
  • the steel plate according to this embodiment is (II)
  • the maximum carbon concentration (mass%) in a region from the steel sheet surface to 20 ⁇ m in the sheet thickness direction is less than 70% of the bulk carbon concentration, and the amount of surface decarburization per mm of sheet thickness on one side of the steel sheet is 0.045 mol/ m2 or less, preferably 0.035 mol/m2 or less .
  • the inventors examined conventional steel plates they first found that there were areas in the surface layer of the steel plate with extremely high carbon concentrations, which were the cause of the deterioration of bendability. They then investigated the manufacturing conditions of the steel plate, as described below, and found that excellent bendability can be easily obtained by promoting decarburization of the surface layer of the steel plate and suppressing the carbon concentration in the surface layer of the steel plate; more specifically, by suppressing the maximum carbon concentration (mass%) in the region from the surface of the steel plate to 20 ⁇ m in the plate thickness direction to less than 70% of the bulk carbon concentration.
  • the maximum carbon concentration is preferably 65% or less of the bulk carbon concentration, and more preferably 60% or less of the bulk carbon concentration.
  • the steel plate according to this embodiment has a surface decarburization amount per mm of plate thickness on one side of the steel plate of 0.045 mol/ m2 or less, preferably 0.035 mol/m2 or less , thereby ensuring a high tensile strength of 980 MPa or more, particularly 1180 MPa or more.
  • the surface decarburization amount per mm of plate thickness is more preferably 0.030 mol/m2 or less , and even more preferably 0.025 mol/m2 or less .
  • the steel plate according to this embodiment only needs to satisfy at least one of (I) and (II) above in order to achieve both high strength and excellent bendability, and preferably satisfies (I) above, and more preferably satisfies both (I) and (II) above.
  • the "steel sheet surface” refers to the surface of the steel sheet in the case of a steel sheet obtained by annealing a cold-rolled steel sheet, and to the position of the interface between the plating layer and the base steel sheet in the case of a plated steel sheet.
  • the position of the interface between the plating layer and the base steel sheet refers to the point where Zn constituting the plating layer is no longer detectable (the Zn analysis value is 0) when Zn is analyzed from the surface of the plating layer in the thickness direction of the plating layer in the case of zinc-based plating, for example, using GD-OES as described in the examples below, and this point is regarded as the starting point of the distance (depth) from the steel sheet surface.
  • the steel plate according to this embodiment has high strength but exhibits excellent bendability in bending processing.
  • the strength can be, for example, a tensile strength TS of 980 MPa or more, preferably 1180 MPa or more.
  • the steel plate according to this embodiment exhibits excellent bendability with a limit R/t of less than 2.5 when subjected to a bending test shown in the examples described later.
  • the thickness of the steel sheet according to this embodiment is not limited.
  • the thickness of the steel sheet according to this embodiment (the thickness of the base steel sheet in the case of a plated steel sheet) can be, for example, 0.4 mm or more and 4 mm or less.
  • the steel sheet according to the present embodiment may have a Si content of more than 0.5 mass% in the composition.
  • the Si content is more preferably 1.0 mass% or more, even more preferably 1.1 mass% or more, and even more preferably 1.2 mass% or more.
  • the upper limit of the Si content may be, for example, 3.0 mass%.
  • the composition of the steel sheet is C: 0.08% by mass or more, 0.30% by mass or less, Si: more than 0.5 mass%, 3.0 mass% or less, Mn: 1.5% by mass or more, 3.0% by mass or less, Cr: 0 mass% or more, 1.0 mass% or less, P: more than 0 mass%, 0.1 mass% or less, S: more than 0% by mass, 0.05% by mass or less, Al: more than 0 mass% and 1.0 mass% or less; and N: more than 0 mass% and 0.01 mass% or less;
  • the balance is Fe and unavoidable impurities. Each element will be described below.
  • C is an element effective in improving the strength of steel plate, and is a particularly effective strengthening element for ensuring the tensile strength of the steel plate of 980 MPa or more, and even 1180 MPa or more, by including Si and, if necessary, Mn in the steel. Furthermore, C is also an element necessary for ensuring the retained austenite and improving the workability. In order to effectively exert such an action, the C content is preferably 0.08 mass% or more, more preferably 0.11 mass% or more, and even more preferably 0.13 mass% or more.
  • the C content is preferably 0.30 mass% or less, more preferably 0.25 mass% or less, and even more preferably 0.23 mass% or less.
  • Mn preferably 1.5% by mass or more and 3.0% by mass or less
  • Mn is an inexpensive strengthening element for steel and is effective in improving the strength of steel plate.
  • Mn is a particularly effective strengthening element for ensuring the final tensile strength of the steel plate of 980 MPa or more, and even 1180 MPa or more, by being contained in the steel together with Si and, if necessary, together with C.
  • Mn is also an element that stabilizes austenite and contributes to improving the workability of the steel plate by the generation of retained austenite.
  • the Mn content is preferably 1.5 mass% or more, more preferably 1.8 mass% or more, and even more preferably 2.0 mass% or more.
  • the Mn content is preferably 3.0 mass% or less, more preferably 2.8 mass% or less, and even more preferably 2.7 mass% or less.
  • Silicon is an inexpensive steel strengthening element that does not easily affect the workability of steel sheets. Silicon also prevents the decomposition of retained austenite, which is useful for improving the workability of steel sheets, to form carbides.
  • the Si content is more than 0.5 mass%, preferably 1.0 mass% or more, more preferably 1.1 mass% or more, and further The upper limit of the Si content is preferably 1.2 mass % or more. Although there is no particular upper limit for the Si content, if the Si content is too high, the solid solution strengthening effect of Si becomes significant, and there is a risk of increasing the rolling load.
  • the Si content is preferably 3.0 mass % or less. % or less, more preferably 2.7% or less by mass, and further preferably 2.5% or less by mass.
  • Cr is an element effective in improving the strength of the steel sheet. Furthermore, Cr is an element that improves the corrosion resistance of the steel sheet, and has the effect of suppressing the generation of hydrogen due to corrosion of the steel sheet. Specifically, Cr has the effect of promoting the generation of iron oxide ( ⁇ -FeOOH). Iron oxide is said to be thermodynamically stable and protective among rusts that are generated in the atmosphere. By promoting the generation of such rust, it is possible to suppress the intrusion of the generated hydrogen into the steel sheet, and even when the steel sheet is used in a severe corrosive environment, for example, in the presence of chlorides, hydrogen-assisted cracking can be sufficiently suppressed.
  • Cr is an element that is also effective in the delayed fracture resistance of the steel sheet, so that it can be contained in an amount that does not affect the strength and workability such as elongation of the steel sheet.
  • the Cr content may be 0% by mass, but in order to effectively exert these effects, the Cr content is preferably more than 0% by mass, more preferably 0.003% by mass or more, and even more preferably 0.01% by mass or more.
  • the Cr content is preferably 1.0 mass% or less, more preferably 0.8 mass% or less, and further preferably 0.6 mass% or less.
  • P preferably more than 0 mass% and 0.1 mass% or less
  • P is an element that is inevitably present as an impurity element. If the P content is excessive, it may deteriorate the weldability. Therefore, the P content is preferably suppressed to 0.1 mass% or less, more preferably 0.08 mass% or less, and further preferably 0.05 mass% or less.
  • S is an element that is inevitably present as an impurity element.
  • steel inevitably contains about 0.0005 mass% of S. If the S content is excessive, it may form sulfide-based inclusions, promote hydrogen absorption in a corrosive environment, deteriorate the delayed fracture resistance of the steel sheet, and deteriorate the weldability and workability of the steel sheet. Therefore, the S content is preferably suppressed to 0.05 mass% or less, more preferably 0.01 mass% or less, and further preferably 0.005 mass% or less.
  • Al is an element having a deoxidizing effect.
  • the Al content is preferably more than 0 mass%, more preferably 0.005 mass% or more, and even more preferably 0.02 mass% or more. If the Al content is excessive, inclusions such as alumina may increase, and the workability of the steel sheet may deteriorate. Therefore, the Al content is preferably 1.0 mass% or less, more preferably 0.8 mass% or less, and even more preferably 0.5 mass% or less.
  • N is an element that is inevitably present as an impurity element. If the N content is excessive, nitrides may be formed, which may deteriorate the workability of the steel sheet. In particular, when the steel sheet contains B to improve the hardenability, N combines with B to form BN precipitates, which inhibits the hardenability improving effect of B. Therefore, the N content is preferably suppressed to 0.01 mass% or less, more preferably 0.008 mass% or less, and even more preferably 0.005 mass% or less.
  • the balance is Fe and inevitable impurities.
  • inevitable impurities the inclusion of trace elements (e.g., As, Sb, Sn, etc.) brought in due to the conditions of raw materials, materials, manufacturing equipment, etc. is permitted.
  • P, S, and N are usually preferable as the content is small, so they can also be called inevitable impurities.
  • the present disclosure is defined as above because the effect can be easily achieved by suppressing the content of these elements to a specific range.
  • the "unavoidable impurities" constituting the balance are a concept excluding elements whose composition ranges are specified.
  • Optional components include Cu, Ni, Ti, Nb, V, and B. These optional components are described below.
  • Cu is an element that is effective in improving the strength of the steel sheet and has the effect of suppressing hydrogen generation due to corrosion of the steel sheet, thereby improving the corrosion resistance of the steel sheet.
  • Cu has the effect of promoting the formation of iron oxide.
  • the Cu content is preferably more than 0 mass%, more preferably 0.003 mass% or more, and even more preferably 0.05 mass% or more.
  • the Cu content is preferably 1.0 mass% or less, more preferably 0.8 mass% or less, and even more preferably 0.5 mass% or less.
  • Ni, like Cr and Cu is an element that is effective in improving the strength of the steel sheet and has the effect of suppressing hydrogen generation due to corrosion of the steel sheet, thereby improving the corrosion resistance of the steel sheet.
  • Ni, like Cr and Cu has the effect of promoting the formation of iron oxide.
  • the Ni content is preferably more than 0 mass%, more preferably 0.003 mass% or more, and even more preferably 0.05 mass% or more.
  • the Ni content is preferably 1.0 mass% or less, more preferably 0.8 mass% or less, and even more preferably 0.5 mass% or less.
  • Ti is an element that is effective in improving the strength of a steel sheet and has the effect of suppressing hydrogen generation due to corrosion of the steel sheet, thereby improving the corrosion resistance of the steel sheet.
  • Ti, like Cr, Cu, and Ni has the effect of promoting the formation of iron oxide.
  • Ti, like B and Cr is also an element that is effective in improving the delayed fracture resistance of the steel sheet, so it can be contained in an amount that does not affect the strength and workability such as elongation of the steel sheet.
  • the Ti content is preferably more than 0 mass%, more preferably 0.003 mass% or more, and even more preferably 0.05 mass% or more.
  • the Ti content is preferably 0.15 mass% or less, more preferably 0.12 mass% or less, and even more preferably 0.10 mass% or less.
  • Nb is an element that is effective in improving the strength of steel plate and also acts to refine austenite grains after quenching, thereby improving the toughness of the steel plate.
  • the Nb content is preferably more than 0 mass%, more preferably 0.003 mass% or more, and even more preferably 0.005 mass% or more.
  • the Nb content is preferably 0.15 mass% or less, more preferably 0.12 mass% or less, and even more preferably 0.10 mass% or less.
  • V preferably more than 0 mass% and 0.15 mass% or less
  • V is also an element that is effective in improving the strength of steel plate and refines austenite grains after quenching to improve the toughness of the steel plate.
  • the V content is preferably more than 0 mass%, more preferably 0.003 mass% or more, and even more preferably 0.005 mass% or more.
  • the V content is preferably 0.15 mass% or less, more preferably 0.12 mass% or less, and even more preferably 0.10 mass% or less.
  • B is an element useful for improving the hardenability and weldability of steel sheets.
  • B is also an element effective for the delayed fracture resistance of steel sheets, so it can be contained in an amount that does not affect the strength and workability such as elongation of the steel sheets.
  • the B content is preferably more than 0 mass%, more preferably 0.0002 mass% or more, even more preferably 0.0003 mass% or more, and particularly preferably 0.0004 mass% or more.
  • the B content is preferably 0.005 mass% or less, more preferably 0.004 mass% or less, and even more preferably 0.003 mass% or less.
  • the steel sheet may be a cold-rolled steel sheet, a plated steel sheet, or the like.
  • the type of plated steel sheet is not limited, and may be, for example, a zinc-based plated steel sheet that is plated with a zinc-based coating such as Al-Zn plating, Ni-Zn plating, Fe-Zn plating, Cr-Zn plating, or Mg-Zn plating.
  • Specific examples of the zinc-based plated steel sheet include hot-dip galvanized steel sheet (GI), alloyed hot-dip galvanized steel sheet (GA), and electrolytic galvanized steel sheet (EG).
  • the method for manufacturing a steel sheet according to this embodiment is as follows:
  • the annealing process includes an oxidizing process under conditions of an oxygen concentration of 0.1 to 2% and an ultimate temperature of 650 to 750°C, followed by a reducing process.
  • the reduction treatment includes a first reduction treatment in which the dew point is ⁇ 35 to ⁇ 15° C., and then a second reduction treatment in which the dew point is ⁇ 25 to 0° C., which is higher than the dew point of the first reduction treatment.
  • an Fe oxide layer is formed on the surface of the steel sheet.
  • a reduction treatment is carried out in a reducing atmosphere to form a decarburized layer on the surface of the steel sheet while forming a reduced Fe layer that can, for example, form a good plating layer.
  • water vapor is added throughout the reduction treatment, the amount of decarburization may become excessive, resulting in a risk of a decrease in strength.
  • decarburization occurs once, but carbon re-diffuses (recarbonizes) in the decarburized area in the second half of the reduction treatment, and bendability does not improve.
  • the oxidation treatment is carried out under conditions of an oxygen concentration of 0.1 to 2%.
  • the oxygen concentration can be carried out under conditions of 0.0%, in order to obtain a plated steel sheet, it is preferable to set the oxygen concentration to 0.1% or more from the viewpoint of obtaining an excellent plating appearance.
  • the oxygen concentration is more preferably 0.15% or more, and even more preferably 0.20% or more.
  • the oxygen concentration is set to 2% or less.
  • the oxygen concentration is preferably 1.7% or less, and more preferably 1.5% or less.
  • concentrations of elements other than oxygen are not particularly limited, and examples thereof include a gas atmosphere containing CO 2 , N 2 , H 2 O, and other inevitable impurities in addition to the oxygen of the above concentration.
  • the oxidation treatment can be performed in a DFF (Direct Fired Furnace) type annealing furnace or the like in a combustion gas such as coke oven gas (COG) or liquefied petroleum gas (LPG) in a gas atmosphere in which the concentration of unburned O 2 is controlled.
  • COG coke oven gas
  • LPG liquefied petroleum gas
  • the oxidation treatment is carried out under the condition of an ultimate temperature of 650 to 750°C.
  • heating to an ultimate temperature of 650 to 750°C can be performed in an oxidation heating zone in a DFF type annealing furnace.
  • the ultimate temperature By setting the ultimate temperature to 750°C or less, it is possible to suppress the reaction between SiO2 on the surface of the steel sheet near the width direction edge and FeO generated by the oxidation treatment.
  • the steel sheet according to this embodiment is a plated steel sheet, good plating adhesion can be obtained.
  • the "achieved temperature" during heating in the oxidation treatment refers to the maximum temperature reached by the steel plate as the heating is controlled in the oxidation heating zone.
  • the temperature reached in the oxidation treatment is preferably 730°C or lower, more preferably 720°C or lower, and even more preferably 700°C or lower.
  • the steel sheet temperature in the oxidation treatment is 650°C or higher from the viewpoint of forming an Fe oxide layer in the above gas atmosphere.
  • the steel sheet temperature in the oxidation treatment is preferably 670°C or higher.
  • the temperature rise time in the oxidation treatment is not particularly limited, and may be adjusted so that an excessively long time does not result in the formation of a fayalite layer that adversely affects plating properties, for example.
  • the temperature rise time in the oxidation treatment may be appropriately adjusted in consideration of the hot rolling conditions (particularly the coiling temperature), the annealing conditions before pickling, the pickling conditions, and the steel sheet temperature during heating in the oxidation treatment.
  • the temperature rise time in the oxidation treatment is preferably 10 seconds or more, more preferably 15 seconds or more.
  • the temperature rise time in the oxidation treatment is preferably 120 seconds or less, more preferably 90 seconds or less. Note that, although the above describes a case in which the oxidation treatment is performed while increasing the temperature, the mode of the oxidation treatment is not limited to this, and the oxidation treatment may be performed by increasing the temperature to the target temperature and holding the target temperature, etc.
  • the reduction treatment In the reduction treatment, a desired decarburized layer is formed on the surface layer of the steel sheet. In addition, in the case where the steel sheet is a plated steel sheet, for example, a reduced Fe layer capable of forming a good plated layer is formed.
  • the reduction treatment is performed by first reducing treatment having a dew point of -35 to -15°C, followed by second reducing treatment having a dew point of -25 to 0°C, which is higher than that of the first reducing treatment.
  • first reducing treatment and the second reducing treatment will be described respectively.
  • First reduction treatment In the first reduction treatment, the dew point is set in the range of -35 to -15°C.
  • the dew point is set to -15°C or lower.
  • the dew point is preferably -20°C or lower.
  • the dew point in the first reduction treatment is set to -35°C or higher.
  • the dew point is preferably -30°C or higher.
  • the dew point in the atmosphere at the center of the front stage of the reduction zone where the first reduction process is performed is within the above range.
  • the dew point in the first reduction process and the second reduction process described below can be controlled, for example, by introducing water vapor gas and mixing it with the atmospheric gas in the furnace, or by bubbling the atmospheric gas and mixing it with water vapor.
  • the atmosphere of the first reduction treatment may be an atmosphere that satisfies the above dew point and contains N 2 , H 2 , CO, H 2 O, O 2 , and other inevitable impurities.
  • the temperature may be held in the temperature range of 800 to 920° C. for, for example, 60 to 240 seconds.
  • the "holding" may be at a constant temperature, or may be fluctuating within the temperature range.
  • FIG. 1-1 No. 1 to 16
  • FIG. 1-2 No. 17 to 22
  • FIG. 1-1 and FIG. 1-2 are graphs created using the examples described later, and are graphs showing the relationship between the dew point at the center of the soaking zone during the second reduction treatment and R/t. From these FIG. 1-1 and FIG. 1-2, it can be seen that in order to achieve excellent bendability with R/t of less than 2.5 as shown by the arrows in the drawings, it is necessary to set the dew point in the second reduction treatment to -25°C or higher. Also, FIG. 2-1 (No. 1 to 16) and FIG. 2-2 (No.
  • FIG. 17 to 22 are graphs created using the examples described later, and are graphs showing the relationship between the dew point at the center of the soaking zone during the second reduction treatment and tensile strength TS. From these FIG. 2-1 and FIG. 2-2, it can be seen that by setting the dew point to 0°C or lower, a high strength of tensile strength TS of 980 MPa or higher, or even 1180 MPa or higher can be ensured.
  • the dew point in the second reduction treatment is preferably -15°C or lower.
  • the atmosphere of the second reduction treatment may be an atmosphere that satisfies the above dew point and contains N 2 , H 2 , CO, H 2 O, O 2 , and other unavoidable impurities.
  • the steel sheet may be held in the above atmosphere for, for example, 60 to 240 seconds in a temperature range in which the steel sheet reaches a temperature of 800 to 920° C.
  • the "holding" may be at a constant temperature, or may be held at a temperature that varies within the above temperature range.
  • the first reduction process and the second reduction process may be performed in separate atmospheres with different dew points as described above, and the specific form is not limited.
  • a reduction furnace may be provided for performing the first reduction process and the second reduction process, and in the case where the steel sheet is a plated steel sheet, a partition wall with an opening area ratio of 20% or less may be provided midway through the reduction zone of the continuous hot-dip plating line to separate the front-stage region for performing the first reduction process from the rear-stage region for performing the second reduction process.
  • first and second reduction treatments it is permissible to insert a process such as a holding process for maintaining at least one of the conditions (dew point, heating temperature) of the first reduction treatment, or a cooling process for cooling to a temperature between the heating temperature of the first reduction treatment and room temperature, as long as this process does not adversely affect the decarburization of the steel plate according to this embodiment. It is preferable to carry out the second reduction treatment following the first reduction treatment.
  • the oxidation and reduction treatments may be carried out using any known single or multiple pieces of equipment.
  • a continuous hot-dip galvanizing line CGL
  • the oxidation and reduction treatments by the oxidation-reduction method, and the hot-dip galvanizing and alloying treatments when manufacturing, for example, a galvanized steel sheet as a steel sheet can be carried out continuously in a series of production lines.
  • the oxidation and reduction treatments by the oxidation-reduction method can be carried out, for example, using an annealing furnace in a DFF-type continuous hot-dip galvanizing line.
  • the oxidation treatment can be carried out, for example, in the heating zone in a DFF-type annealing furnace as described above.
  • the reduction treatment can be carried out, for example, in the soaking zone in a DFF-type annealing furnace.
  • the manufacturing method of the steel plate (original plate) to be annealed is not particularly limited.
  • the steel plate (original plate) to be annealed can be obtained by melting and casting steel in a conventional manner to obtain a steel slab, and then subjecting the steel slab to a rolling process (hot rolling, cold rolling) in a conventional manner.
  • the manufacturing method according to this embodiment is not limited as long as it includes the annealing step.
  • the steel sheet according to this embodiment may be a cold-rolled steel sheet that has been annealed without undergoing any of the steps after the annealing step.
  • a plating step such as a hot-dip galvanizing step or even an alloying step may be provided after annealing, to obtain, for example, a hot-dip galvanized steel sheet (GI) or an alloyed hot-dip galvanized steel sheet (GA) as the steel sheet according to this embodiment.
  • an electrogalvanizing step may be provided to obtain, for example, an electrogalvanized steel sheet (EG) as the steel sheet according to this embodiment.
  • the method for forming a zinc plating layer on the surface of the steel sheet after the annealing is not particularly limited, and a known method can be appropriately used.
  • the base material after the annealing step can be immersed in a plating bath.
  • the plating bath can be, for example, a binary or higher alloy plating containing Zn.
  • binary or higher alloy plating containing Zn include Al-Zn plating, Fe-Zn plating, Ni-Zn plating, Cr-Zn plating, Mg-Zn plating, etc.
  • the plating may be performed by using a plating bath containing components other than zinc at a concentration of, for example, 0.01% by mass to 0.5% by mass, and impregnating the material at a temperature of, for example, 300°C to 600°C for, for example, 1 second to 30 seconds.
  • the alloying treatment is also not particularly limited, and any known method may be used as appropriate. For example, reheating may be performed at an alloying temperature of 470°C to 600°C for 1 second to 100 seconds.
  • the composition of the steel plate (original plate) was bulk carbon concentration, i.e., the C content of the steel plate (original plate) was 0.22 mass%, the Si content was 1.7 mass%, the Mn content was 2.0 mass%, the Cr content was 0.5 mass%, the Al content was 0.04 mass%, and the balance was Fe and unavoidable impurities (note that "unavoidable impurities” here includes P, S, and N in amounts within the ranges mentioned above), and the original plate had a structure of ferrite + pearlite and a strength of 700 to 800 MPa.
  • unavoidable impurities here includes P, S, and N in amounts within the ranges mentioned above
  • base plates were prepared having a bulk carbon concentration of 0.13 mass% (0.13 mass% C), a Si content of 0.9 mass%, a Mn content of 2.3 mass%, a Cr content of 0.57 mass%, an Al content of 0.02 mass%, and the balance being Fe and inevitable impurities (note that "unavoidable impurities” here includes P, S, and N in amounts within the ranges mentioned above), a structure of ferrite + pearlite, and a strength of 700 to 800 MPa.
  • unavoidable impurities here includes P, S, and N in amounts within the ranges mentioned above
  • the bulk carbon concentration was 0.21% by mass (0.21% by mass C)
  • the Si content was 1.8% by mass
  • the Mn content was 2.3% by mass
  • the Al content was 0.45% by mass
  • the balance was Fe and inevitable impurities (note that "unavoidable impurities” here includes P, S, and N in amounts within the ranges mentioned above)
  • the structure was ferrite + pearlite, and the base plate had a strength of 600 to 700 MPa.
  • the annealing samples were subjected to oxidation and reduction treatments using an actual machine.
  • oxidation treatment was performed at the oxygen concentration and ultimate temperature shown in Table 1, and then the first reduction treatment (heating zone) and second reduction treatment (soaking zone) shown in Table 1 were performed in this order under each of the conditions (ultimate temperature, dew point) shown in Table 1.
  • the conditions for the "first reduction zone” in Table 1 indicate the conditions for the first reduction treatment, and the conditions for the "second reduction zone” indicate the conditions for the second reduction treatment.
  • the steel sheet after the second reduction treatment was cooled to 460°C, and then dipped in an Al-Zn plating bath containing 0.08 to 0.13 mass% Al (Al is effective Al%, plating bath temperature is 460 to 480°C) to perform galvanization.
  • the coating weight was controlled to 40 g/m2 or more and 90 g/ m2 or less by gas wiping, and then alloying treatment was performed at 480 to 490°C for 20 to 30 seconds to obtain a galvannealed steel sheet.
  • the obtained galvannealed steel sheets were evaluated as follows:
  • Sample Preparation Materials measuring 50 mm x 40 mm x thickness or 30 mm x 30 mm x thickness were collected. After that, samples were prepared by degreasing in the usual manner. Then, using the samples, the mass% concentration of each element was measured by GD-OES under the following conditions.
  • GD-OES measurements were performed on the plated surface of the sample up to a depth of 150 ⁇ m in the plate thickness direction.
  • the details of the calibration curve method for converting the measured emission intensity of each element into a concentration are shown below.
  • the relationship between the sputter weight W i (g/sec) of element i per unit time and the emission intensity I i is expressed by the following formula (1) using the slope a and intercept b of the calibration curve.
  • W i aI i +b...Formula (1)
  • the sputter weight W i of the above element i per unit time can be calculated using the sputter area S (cm 2 ) of a reference sample whose concentration C i (wt. %), density ⁇ (g/cm 3 ), and sputter rate ⁇ d (cm/ sec ) are known, according to the following formula (2).
  • W i C i ⁇ d ⁇ S...Formula (2)
  • Emission intensity Ii was measured using two or more reference samples with known Wi , and the slope a and intercept b of the above formula (1) were determined to create a calibration curve with emission intensity on the horizontal axis and sputter weight on the vertical axis.
  • the reference samples used are shown in Table 2 below.
  • the sputter weight was determined from the emission intensity of each target element, and the concentration was converted from the weight ratio.
  • the calibration curve used to convert the O concentration was corrected using SiO2 so that the concentration ratio of Si to O was 1:2.
  • FIG. 3 shows No. 2, a comparative example, and No. 10, an example of the present invention.
  • the carbon profile of each material has a carbon concentration peak within 20 ⁇ m of the surface layer (specifically, in the internal oxidation layer), but while the carbon concentration is higher than the bulk carbon concentration in the comparative example, it is sufficiently lower than the bulk carbon concentration in the example of the present invention.
  • the bulk carbon concentration of the sample used in this example is 0.22 mass%
  • the position where the carbon concentration (mass%) is 50% of the bulk carbon concentration, the position where the carbon concentration (mass%) is 90% of the bulk carbon concentration, and the maximum carbon concentration (mass%) in the region up to 20 ⁇ m from the steel plate surface were determined.
  • the bulk carbon concentration was corrected for use in the analysis so that the carbon concentration at a sufficiently deep position (120-150 ⁇ m) measured by GD-OES was the value obtained by normal steel analysis. For example, if the steel analysis value was 0.22% and the GD-OES analysis value was 0.25%, the GD-OES analysis value was multiplied by 0.22/0.25 and used in the analysis.
  • the amount of surface decarburization per mm of sheet thickness on one side of the steel sheet was calculated as follows.
  • the amount of desorbed carbon was first calculated from the difference between the bulk carbon concentration and the carbon concentration profile of the steel sheet (after decarburization). That is, for 1 m2 of steel sheet, the total amount of decarburization was calculated by: iron volume in the decarburized portion ( m3 ) x iron density (specific gravity) (7.87 x 106 g/ m3 ) x proportion of decarburized carbon in the iron in the decarburized portion / atomic weight of carbon (g/mol). The total amount of decarburization was then divided by the sheet thickness to calculate the amount of surface decarburization per mm of sheet thickness on one side of the steel sheet (mol/ m2 ).
  • TS tensile strength
  • Nos. 1 to 4 and 22 did not have the surface layer of the steel plate defined in this embodiment and had poor bendability.
  • Aspect 1 of the present invention is In the plate thickness direction, This steel plate has a position where the carbon concentration (mass %) is 50% of the bulk carbon concentration in a region that is 0.20% or more of the plate thickness from the steel plate surface, and a position where the carbon concentration (mass %) is 90% of the bulk carbon concentration in a region that is 8.0% or less of the plate thickness from the steel plate surface.
  • Aspect 2 of the present invention is The steel sheet according to aspect 1, wherein the maximum carbon concentration (mass%) in a region from the steel sheet surface to 20 ⁇ m in the sheet thickness direction is less than 70% of the bulk carbon concentration, and the amount of surface decarburization per mm of sheet thickness on one side of the steel sheet is 0.035 mol/m2 or less.
  • Aspect 3 of the present invention is 3. The steel plate according to claim 1 or 2, having a tensile strength of 1180 MPa or more.
  • Aspect 4 of the present invention is The composition of the components is C: 0.08% by mass or more, 0.30% by mass or less, Si: more than 0.5 mass%, 3.0 mass% or less, Mn: 1.5% by mass or more, 3.0% by mass or less, Cr: more than 0 mass%, 1.0 mass% or less, P: more than 0 mass%, 0.1 mass% or less, S: more than 0 mass%, 0.05 mass% or less, Al: more than 0 mass% and 1.0 mass% or less; and N: more than 0 mass% and 0.01 mass% or less;
  • the steel sheet according to any one of Aspects 1 to 3, wherein the balance is Fe and unavoidable impurities.
  • Aspect 5 of the present invention is The annealing process includes an oxidizing process under conditions of an oxygen concentration of 0.1 to 2% and an ultimate temperature of 650 to 750°C, followed by a reducing process.
  • the reduction treatment is a method for producing a steel sheet, which includes a first reduction treatment having a dew point of -35 to -15°C, followed by a second reduction treatment having a dew point of -25 to 0°C, which is higher than that of the first reduction treatment.
  • Aspect 6 of the present invention is A method for producing a steel sheet according to aspect 5, wherein an ultimate temperature in the first reduction treatment and the second reduction treatment is 800 to 920°C.

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Abstract

板厚方向において、炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の５０％である位置は、鋼板表面から板厚の０．２０％以上の領域にあり、かつ炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の９０％である位置は、鋼板表面から板厚の８．０％以下の領域にある、鋼板。

Description

鋼板および鋼板の製造方法
　本開示は、鋼板および鋼板の製造方法に関する。特には、曲げ性に優れる高張力鋼板、および鋼板の製造方法に関する。
　従来より、車両における乗員の安全性向上が求められており、係る目的のために車体の材料の強度を向上させてきた。他方、地球温暖化問題等の深刻化を背景に、自動車の燃費改善の動きが加速している。燃費改善には車体の軽量化が有効であることが知られている。
　車体軽量化を実現すべく鋼板の強度を高めるには、ＳｉやＭｎの添加が有効である。しかし、連続焼鈍の際に、Ｆｅの酸化が起こらない還元性の雰囲気でもＳｉやＭｎは酸化し、鋼板最表面にＳｉやＭｎの酸化物が形成される。ＳｉやＭｎの酸化物は、例えば亜鉛系めっき処理時に、溶融亜鉛と下地鋼板との濡れ性を低下させるため、ＳｉやＭｎが添加された鋼板では不めっきが多発するか、めっき密着性が悪いといった問題がある。
　上記問題に対し、特許文献１では、めっき密着性、加工性、耐疲労特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法として、鋼板に対し、前段で、Ｏ２濃度１０００体積ｐｐｍ以上、Ｈ２Ｏ濃度１０００体積ｐｐｍ以上の雰囲気中で、４００～７５０℃の温度で加熱し、後段で、Ｏ２濃度１０００体積ｐｐｍ未満、Ｈ２Ｏ濃度１０００体積ｐｐｍ以上の雰囲気中で、６００～８５０℃の温度で加熱する酸化処理を施すこと、次いで、加熱帯で、Ｈ２濃度が５～３０体積％、Ｈ２Ｏ濃度が１０～１０００体積ｐｐｍ、残部がＮ２および不可避不純物からなる雰囲気中で、昇温速度が０．１℃／ｓｅｃ以上で、６５０～９００℃の温度に加熱した後に、均熱帯で、Ｈ２濃度が５～３０体積％、Ｈ２Ｏ濃度が５００～５０００体積ｐｐｍ、残部がＮ２および不可避不純物からなる雰囲気中で、均熱帯での温度変化が±２０℃以内で、１０～３００秒間均熱保持する還元焼鈍を施すことが示されている。
特開２０１７－１６６０５７号公報
　自動車部品を製造するにあたり、鋼板に曲げ加工を施して部品形状とする場合がある。しかし、例えば９８０ＭＰａ以上、更には１１８０ＭＰａ以上の高強度鋼板は、所望の部品形状とすべく良好に曲げ加工を行うことが難しい、即ち、優れた曲げ性を確保することが難しいといった問題がある。特許文献１では、めっき鋼板の曲げ性向上までは検討がなされていない。本開示は、上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、高強度であって車体の軽量化に寄与でき、かつ優れた曲げ性を示す鋼板と、該鋼板を容易に製造することのできる方法を提供することにある。
　本発明の態様１は、
　板厚方向において、
　炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の５０％である位置は、鋼板表面から板厚の０．２０％以上の領域にあり、かつ
　炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の９０％である位置は、鋼板表面から板厚の８．０％以下の領域にある、鋼板である。
　本発明の態様２は、
　板厚方向における鋼板表面から２０μｍまでの領域の炭素濃度（質量％）の最大値は、バルク炭素濃度の７０％未満であり、かつ
　鋼板の片面における板厚１ｍｍあたりの表層脱炭量は、０．０４５ｍｏｌ／ｍ２以下である、態様１に記載の鋼板である。
　本発明の態様３は、
　引張強さが９８０ＭＰａ以上である、態様１または２に記載の鋼板である。
　本発明の態様４は、
　成分組成が、
　Ｃ　：０．０８質量％以上、０．３０質量％以下、
　Ｓｉ：０．５質量％超、３．０質量％以下、
　Ｍｎ：１．５質量％以上、３．０質量％以下、
　Ｃｒ：０質量％以上、１．０質量％以下、
　Ｐ　：０質量％超、０．１質量％以下、
　Ｓ　：０質量％超、０．０５質量％以下、
　Ａｌ：０質量％超、１．０質量％以下、および
　Ｎ　：０質量％超、０．０１質量％以下を満たし、
　残部がＦｅおよび不可避不純物である、態様１～３のいずれか１つに記載の鋼板である。
　本発明の態様５は、
　酸素濃度０．１～２％、到達温度６５０～７５０℃の条件で酸化処理した後、還元処理を行う焼鈍工程を含み、
　前記還元処理は、露点が－３５～－１５℃である第１還元処理を経た後、露点が－２５～０℃であって第１還元処理よりも露点の高い第２還元処理を経ることを含む、鋼板の製造方法である。
　本発明の態様６は、
　前記第１還元処理と前記第２還元処理における到達温度は８００～９２０℃である、態様５に記載の鋼板の製造方法である。
　本開示によれば、高強度であって車体の軽量化に寄与でき、かつ優れた曲げ性を示す鋼板と、該鋼板の製造方法を提供できる。
図１－１は、第２還元処理時の均熱帯中央の露点と、Ｒ／ｔの関係を示したグラフである。 図１－２は、第２還元処理時の均熱帯中央の露点と、Ｒ／ｔの関係を示した別のグラフである。 図２－１は、第２還元処理時の均熱帯中央の露点と、引張強さＴＳの関係を示したグラフである。 図２－２は、第２還元処理時の均熱帯中央の露点と、引張強さＴＳの関係を示した別のグラフである。 図３は、実施例で得られた炭素濃度プロファイルの一例を示す図である。 図４－１は、板厚方向における炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の５０％である位置と、Ｒ／ｔの関係を示したグラフである。 図４－２は、板厚方向における炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の５０％である位置と、Ｒ／ｔの関係を示した別のグラフである。 図５－１は、板厚方向における炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の９０％である位置と、引張強さＴＳの関係を示したグラフである。 図５－２は、板厚方向における炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の９０％である位置と、引張強さＴＳの関係を示した別のグラフである。 図６－１は、バルク炭素濃度に対する、鋼板表面から２０μｍまでの領域の炭素濃度（質量％）の最大値の割合と、Ｒ／ｔの関係を示したグラフである。 図６－２は、バルク炭素濃度に対する、鋼板表面から２０μｍまでの領域の炭素濃度（質量％）の最大値の割合と、Ｒ／ｔの関係を示した別のグラフである。 図７－１は、板厚１ｍｍあたりの表層脱炭量と、引張強さＴＳの関係を示したグラフである。 図７－２は、板厚１ｍｍあたりの表層脱炭量と、引張強さＴＳの関係を示した別のグラフである。
　本発明者らは、高強度であっても曲げ加工で優れた曲げ性を示す鋼板を得るべく鋭意研究を行った。その結果、鋼板表層において、脱炭層を所定の範囲内で設けることにより、高強度を維持しつつ、優れた曲げ性が得られることを見出した。また、高強度と優れた曲げ性の両立を図ることのできる所定の範囲内の脱炭層を、鋼板表層に形成するには、鋼板（原板）を焼鈍する際の条件を制御すればよいことを見出した。以下、本実施形態の鋼板についてまず説明する。
　［鋼板］
　（鋼板表層の脱炭層）
　本実施形態に係る鋼板は、
（I）板厚方向において、
　炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の５０％である位置は、鋼板表面から板厚の０．２０％以上の領域にあり、かつ
　炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の９０％である位置は、鋼板表面から板厚の８．０％以下の領域にある。
　本実施形態に係る鋼板は、板厚方向において、炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の５０％である位置が、鋼板表面から板厚の０．２０％以上の領域にある。前記位置は、曲げ性に寄与する脱炭層の厚さに関する。前記位置が、鋼板表面から板厚の０．２０％以上の領域にあり、曲げ性に寄与する一定以上の厚さの脱炭層を確保することによって、曲げ加工で優れた曲げ性を確実に発揮させることができる。前記炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の５０％である位置は、鋼板表面から板厚の更に０．５％以上、更には１．０％以上の領域にあってもよい。
　更に本実施形態に係る鋼板は、板厚方向において、炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の９０％である位置は、鋼板表面から板厚の８．０％以下の領域にある。脱炭層の厚さが増加することで曲げ性は向上するが、強度は低下しやすくなる。しかし、本発明者らが検討したところ、炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の９０％である位置が、鋼板表面から板厚の８．０％以下の領域であれば、強度の低下を十分抑えられることを見出した。前記炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の９０％である位置は、鋼板表面から板厚の６．０％以下であってもよい。
　本実施形態に係る鋼板は、
（II）板厚方向における鋼板表面から２０μｍまでの領域の炭素濃度（質量％）の最大値が、バルク炭素濃度の７０％未満であり、かつ
　鋼板の片面における板厚１ｍｍあたりの表層脱炭量が、０．０４５ｍｏｌ／ｍ２以下、好ましくは０．０３５ｍｏｌ／ｍ２以下でもある。
　本発明者らが、従来の鋼板について確認したところ、鋼板表層に炭素濃度の著しく高い領域が存在し、これが曲げ性劣化の原因であることをまず見出した。そして、後述の通り鋼板の製造条件について検討し、鋼板表層の脱炭を促進させて鋼板表層の炭素濃度を抑制する、詳細には、板厚方向における鋼板表面から２０μｍまでの領域の炭素濃度（質量％）の最大値を、バルク炭素濃度の７０％未満に抑えれば、優れた曲げ性が容易に得られることを見出した。前記炭素濃度の最大値は、バルク炭素濃度の６５％以下であることが好ましく、より好ましくはバルク炭素濃度の６０％以下である。
　また本実施形態に係る鋼板は、鋼板の片面における、板厚１ｍｍあたりの表層脱炭量が０．０４５ｍｏｌ／ｍ２以下、好ましくは０．０３５ｍｏｌ／ｍ２以下に抑えられていることによって、高強度である９８０ＭＰａ以上、特には１１８０ＭＰａ以上の引張強さを確保することができる。前記板厚１ｍｍあたりの表層脱炭量は、より好ましくは０．０３０ｍｏｌ／ｍ２以下であり、更に好ましくは０．０２５ｍｏｌ／ｍ２以下である。
　本実施形態に係る鋼板は、高強度と優れた曲げ性を両立させる観点から、上記（I）と（II）のうちの少なくとも１つを満たしていればよく、好ましくは上記（I）、より好ましくは上記（I）と（II）の両方を満たしていることである。
　前記「鋼板表面」とは、冷延鋼板に焼鈍を施して得られる鋼板の場合には、該鋼板の表面をいい、めっき鋼板の場合には、めっき層と素地鋼板の界面の位置をいう。前記めっき層と素地鋼板の界面の位置は、例えば亜鉛系めっきの場合、後述する実施例で行うＧＤ－ＯＥＳで、めっき層の表面からめっき層の厚さ方向にＺｎの分析を行ったときに、該めっき層を構成するＺｎが検出されなくなる（Ｚｎの分析値が０となる）点をいい、この点を、鋼板表面からの距離（深さ）の始点とする。
　本実施形態に係る鋼板は、高強度であっても曲げ加工において優れた曲げ性を示す。強度として、例えば引張強さＴＳが９８０ＭＰａ以上、好ましくは１１８０ＭＰａ以上を示すことが挙げられる。また本実施形態に係る鋼板は、後述する実施例に示す曲げ試験を行ったときに、限界Ｒ／ｔが２．５未満の優れた曲げ性を示す。
　本実施形態に係る鋼板の板厚は限定されない。本実施形態に係る鋼板の板厚（めっき鋼板の場合は、素地鋼板の板厚）は、例えば０．４ｍｍ以上、４ｍｍ以下でありうる。
　（鋼板の成分組成）
　高強度を達成するにあたり、本実施形態に係る鋼板は、成分組成において、例えばＳｉ含有量が０．５質量％超でありうる。Ｓｉ含有量は、より好ましくは１．０質量％以上、更に好ましくは１．１質量％以上、より更に好ましくは１．２質量％以上である。Ｓｉ含有量の上限は、例えば３．０質量％でありうる。
　好ましい１つの実施形態として、鋼板の成分組成が、
　Ｃ　：０．０８質量％以上、０．３０質量％以下、
　Ｓｉ：０．５質量％超、３．０質量％以下、
　Ｍｎ：１．５質量％以上、３．０質量％以下、
　Ｃｒ：０質量％以上、１．０質量％以下、
　Ｐ　：０質量％超、０．１質量％以下、
　Ｓ　：０質量％超、０．０５質量％以下、
　Ａｌ：０質量％超、１．０質量％以下、および
　Ｎ　：０質量％超、０．０１質量％以下を満たし、
　残部がＦｅおよび不可避不純物であることが挙げられる。以下、各元素について説明する。
　［Ｃ：好ましくは０．０８質量％以上、０．３０質量％以下］
　Ｃは、鋼板の強度向上に有効な元素であり、Ｓｉと一緒に、さらに必要に応じてＭｎも一緒に鋼に含まれることによって、最終的に９８０ＭＰａ以上、更には１１８０ＭＰａ以上の鋼板の引張強さを確保するために特に有効な強化元素である。さらに、Ｃは、残留オーステナイトを確保して加工性を改善するために必要な元素でもある。このような作用を有効に発揮させるため、Ｃ含有量は、好ましくは０．０８質量％以上、より好ましくは０．１１質量％以上、さらに好ましくは０．１３質量％以上である。鋼板の強度確保の観点からはＣ含有量が多い方が好ましいが、Ｃ含有量が多すぎると、耐食性、スポット溶接性および加工性が劣化するおそれがある。そのため、Ｃ含有量は、好ましくは０．３０質量％以下、より好ましくは０．２５質量％以下、さらに好ましくは０．２３質量％以下である。
　［Ｍｎ：好ましくは１．５質量％以上、３．０質量％以下］
　Ｍｎも、Ｓｉと同様に、安価な鋼の強化元素であり、鋼板の強度向上に有効である。Ｍｎは、Ｓｉと一緒に、さらに必要に応じてＣも一緒に鋼に含まれることによって、最終的に９８０ＭＰａ以上、更には１１８０ＭＰａ以上の鋼板の引張強さを確保するために特に有効な強化元素である。さらに、Ｍｎは、オーステナイトを安定化し、残留オーステナイトの生成による鋼板の加工性向上に寄与する元素でもある。このような作用を有効に発揮させるため、Ｍｎ含有量は、好ましくは１．５質量％以上、より好ましくは１．８質量％以上、さらに好ましくは２．０質量％以上である。しかしながら、Ｍｎ含有量が多すぎると、鋼板の延性が低下し、鋼板の加工性に悪影響を及ぼし、更には鋼板の溶接性が低下するおそれがある。これらの観点から、Ｍｎ含有量は、好ましくは３．０質量％以下、より好ましくは２．８質量％以下、さらに好ましくは２．７質量％以下である。
　［Ｓｉ：０．５質量％超、３．０質量％以下］
　Ｓｉは、安価な鋼の強化元素であり、かつ、鋼板の加工性に対して影響を与え難い。また、Ｓｉは、鋼板の加工性向上に有用な残留オーステナイトが、分解して炭化物が生成することを抑制できる元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｓｉ含有量は０．５質量％超、好ましくは１．０質量％以上、より好ましくは１．１質量％以上、さらに好ましくは１．２質量％以上である。Ｓｉ含有量の上限は、特に限定されないが、Ｓｉ含有量が多すぎると、Ｓｉによる固溶強化作用が顕著になって圧延負荷が増大してしまうおそれがある。また、熱間圧延の際にＳｉスケールが発生して鋼板の表面欠陥が生じてしまう可能性がある。そのためＳｉ含有量は、例えば製造安定性の観点から、好ましくは３．０質量％以下、より好ましくは２．７質量％以下、さらに好ましくは２．５質量％以下である。
　［Ｃｒ：好ましくは０質量％以上、１．０質量％以下］
　Ｃｒは、鋼板の強度向上に有効な元素である。さらに、Ｃｒは、鋼板の耐食性を向上させる元素であり、鋼板の腐食による水素の発生を抑制する作用を有する。具体的には、Ｃｒは、酸化鉄（α－ＦｅＯＯＨ）の生成を促進させる作用を有する。酸化鉄は、大気中で生成する錆のなかでも熱力学的に安定であり、かつ保護性を有するといわれている。このような錆の生成を促進することによって、発生した水素が鋼板へ侵入することを抑制でき、過酷な腐食環境下、例えば、塩化物の存在下で鋼板を使用した場合でも水素による助長割れを十分に抑制できる。また、Ｃｒは、ＢおよびＴｉと同様に、鋼板の耐遅れ破壊性にも有効な元素であるため、鋼板の強度と伸び等の加工性に影響を与えない量において含有することができる。Ｃｒ含有量は０質量％でもよいが、これらの作用を有効に発揮させるには、Ｃｒ含有量は、好ましくは０質量％超、より好ましくは０．００３質量％以上、さらに好ましくは０．０１質量％以上である。一方、Ｃｒ含有量が過剰になると、鋼板の伸び等の加工性が劣化するおそれがある。そのため、Ｃｒ含有量は、好ましくは１．０質量％以下、より好ましくは０．８質量％以下、さらに好ましくは０．６質量％以下である。
　［Ｐ：好ましくは０質量％超、０．１質量％以下］
　Ｐは、不純物元素として不可避的に存在する元素である。Ｐ含有量が過剰になると、溶接性を劣化させるおそれがある。そのため、Ｐ含有量は、好ましくは０．１質量％以下、より好ましくは０．０８質量％以下、さらに好ましくは０．０５質量％以下に抑制する。
　［Ｓ：好ましくは０質量％超、０．０５質量％以下］
　Ｓは、不純物元素として不可避的に存在する元素である。通常、鋼は、不可避的に０．０００５質量％程度においてＳを含有している。Ｓ含有量が過剰になると、硫化物系介在物を形成し、腐食環境下で水素吸収を促し、鋼板の耐遅れ破壊性を劣化させ、鋼板の溶接性および加工性を劣化させるおそれがある。そのため、Ｓ含有量は、好ましくは０．０５質量％以下、より好ましくは０．０１質量％以下、さらに好ましくは０．００５質量％以下に抑制する。
　［Ａｌ：好ましくは０質量％超、１．０質量％以下］
　Ａｌは、脱酸作用を有する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ａｌ含有量は、好ましくは０質量％超、より好ましくは０．００５質量％以上、さらに好ましくは０．０２質量％以上である。Ａｌ含有量が過剰になると、アルミナ等の介在物が増加し、鋼板の加工性が劣化するおそれがある。そのため、Ａｌ含有量は、好ましくは１．０質量％以下、より好ましくは０．８質量％以下、さらに好ましくは０．５質量％以下である。
　［Ｎ：好ましくは０質量％超、０．０１質量％以下］
　Ｎは、不純物元素として不可避的に存在する元素である。Ｎ含有量が過剰になると、窒化物を形成して鋼板の加工性が劣化するおそれがある。特に、焼入れ性の向上のために鋼板がＢを含有する場合、ＮはＢと結合してＢＮ析出物を形成し、Ｂの焼入れ性向上作用を阻害する。そのため、Ｎ含有量は、好ましくは０．０１質量％以下、より好ましくは０．００８質量％以下、さらに好ましくは０．００５質量％以下に抑制する。
　［残部］
　残部はＦｅおよび不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる微量元素（例えば、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎ等）の混入が許容される。なお、前述したようなＰ、ＳおよびＮは、通常含有量が少ないほど好ましいため、不可避不純物ともいえる。しかし、これらの元素の含有量が特定の範囲まで抑えられることによって本開示はその効果を容易に発揮できるため、上記のように規定している。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」は、その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
　また、上記成分のほか、強度や十分な曲げ性を阻害しない範囲で、他の周知の任意成分をさらに含有することもできる。任意成分として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂが挙げられる。これら任意成分について以下に説明する。
　［Ｃｕ：好ましくは０質量％超、１．０質量％以下］
　Ｃｕも、Ｃｒと同様に、鋼板の強度向上に有効であり、かつ、鋼板の腐食による水素の発生を抑制する作用を有し、鋼板の耐食性を向上させる元素である。Ｃｕも、Ｃｒと同様に、酸化鉄の生成を促進させる作用を有する。これらの作用を有効に発揮させるには、Ｃｕ含有量は、好ましくは０質量％超、より好ましくは０．００３質量％以上、さらに好ましくは０．０５質量％以上である。また、鋼板の加工性の観点から、Ｃｕ含有量は、好ましくは１．０質量％以下、より好ましくは０．８質量％以下、さらに好ましくは０．５質量％以下である。
　［Ｎｉ：好ましくは０質量％超、１．０質量％以下］
　Ｎｉも、ＣｒおよびＣｕと同様に、鋼板の強度向上に有効であり、かつ、鋼板の腐食による水素の発生を抑制する作用を有し、鋼板の耐食性を向上させる元素である。Ｎｉも、ＣｒおよびＣｕと同様に、酸化鉄の生成を促進させる作用を有する。これらの作用を有効に発揮させるには、Ｎｉ含有量は、好ましくは０質量％超、より好ましくは０．００３質量％以上、さらに好ましくは０．０５質量％以上である。また、鋼板の加工性確保の観点から、Ｎｉ含有量は、好ましくは１．０質量％以下、より好ましくは０．８質量％以下、さらに好ましくは０．５質量％以下である。
　［Ｔｉ：好ましくは０質量％超、０．１５質量％以下］
　Ｔｉも、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉと同様に、鋼板の強度向上に有効であり、かつ、鋼板の腐食による水素の発生を抑制する作用を有し、鋼板の耐食性を向上させる元素である。Ｔｉも、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉと同様に、酸化鉄の生成を促進させる作用を有する。また、Ｔｉは、ＢおよびＣｒと同様に、鋼板の耐遅れ破壊性にも有効な元素であるため、鋼板の強度と伸び等の加工性に影響を与えない量において含有させることができる。これらの作用を有効に発揮させるには、Ｔｉ含有量は、好ましくは０質量％超、より好ましくは０．００３質量％以上、さらに好ましくは０．０５質量％以上である。また、鋼板の加工性確保の観点から、Ｔｉ含有量は、好ましくは０．１５質量％以下、より好ましくは０．１２質量％以下、さらに好ましくは０．１０質量％以下である。
　［Ｎｂ：好ましくは０質量％超、０．１５質量％以下］
　Ｎｂは、鋼板の強度向上に有効であり、かつ、焼入れ後のオーステナイト粒を微細化して鋼板の靭性の改善に作用する元素である。このような作用を有効に発揮させるには、Ｎｂ含有量は、好ましくは０質量％超、より好ましくは０．００３質量％以上、さらに好ましくは０．００５質量％以上である。一方、Ｎｂ含有量が過剰になると、炭化物、窒化物または炭窒化物を多量に生成し、鋼板の加工性または耐遅れ破壊性が劣化するおそれがある。そのため、Ｎｂ含有量は、好ましくは０．１５質量％以下、より好ましくは０．１２質量％以下、さらに好ましくは０．１０質量％以下である。
　［Ｖ：好ましくは０質量％超、０．１５質量％以下］
　Ｖも、Ｎｂと同様に、鋼板の強度向上に有効であり、かつ、焼入れ後のオーステナイト粒を微細化して鋼板の靭性の改善に作用する元素である。このような作用を有効に発揮させるには、Ｖ含有量は、好ましくは０質量％超、より好ましくは０．００３質量％以上、さらに好ましくは０．００５質量％以上である。一方、Ｖ含有量が過剰になると、Ｎｂと同様に、炭化物、窒化物または炭窒化物を多量に生成し、鋼板の加工性または耐遅れ破壊性が劣化するおそれがある。そのため、Ｖ含有量は、好ましくは０．１５質量％以下、より好ましくは０．１２質量％以下、さらに好ましくは０．１０質量％以下である。
　［Ｂ：好ましくは０質量％超、０．００５質量％以下］
　Ｂは、鋼板の焼入れ性および溶接性の向上に有用な元素である。また、Ｂは、ＴｉおよびＣｒと同様に、鋼板の耐遅れ破壊性にも有効な元素であるため、鋼板の強度と伸び等の加工性に影響を与えない量において含有させることができる。これらの作用を有効に発揮させるには、Ｂ含有量は、好ましくは０質量％超、より好ましくは０．０００２質量％以上、さらに好ましくは０．０００３質量％以上、特に好ましくは０．０００４質量％以上である。一方、Ｂ含有量が過剰になると、このような効果は飽和し、かつ、延性が低下して加工性が悪くなるおそれがある。そのため、Ｂ含有量は、好ましくは０．００５質量％以下、より好ましくは０．００４質量％以下、さらに好ましくは０．００３質量％以下である。
　前記鋼板として、冷延鋼板、めっき鋼板等が挙げられる。めっき鋼板の種類は限定されず、例えばＡｌ－Ｚｎめっき、Ｎｉ－Ｚｎめっき、Ｆｅ－Ｚｎめっき、Ｃｒ－Ｚｎめっき、Ｍｇ－Ｚｎめっき等の亜鉛系めっきが施された、亜鉛系めっき鋼板でありうる。前記亜鉛系めっき鋼板として、具体的に、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）等が挙げられる。
　［鋼板の製造方法］
　次に本開示に係る高強度鋼板の製造方法、特にはめっき性の良好な鋼板の製造方法について説明する。
　本実施形態に係る鋼板の製造方法は、
　酸素濃度０．１～２％、到達温度６５０～７５０℃の条件で酸化処理した後、還元処理を行う焼鈍工程を含み、
　前記還元処理は、露点が－３５～－１５℃である第１還元処理を経た後、露点が－２５～０℃であって第１還元処理よりも露点の高い第２還元処理を経ることを含む。
　鋼板の表面に酸化処理を施すことによって、鋼板の表面に酸化Ｆｅ層を形成する。次いで、還元性の雰囲気下で還元処理を行うことにより、鋼板表層に、脱炭層を形成させつつ、例えばめっき層を良好に形成することのできる還元Ｆｅ層を形成する。このとき、還元処理の全域で水蒸気を添加すると、前記脱炭量が過剰となり強度が低下する恐れがある。一方、還元処理の前半で高露点とすると、一度は脱炭するが、還元処理の後半で脱炭部に炭素が再拡散（復炭）し曲げ性が改善しない。そこで本発明者らが検討を行ったところ、前記の通り酸化処理を行うと共に、この還元処理において、第１還元処理と第２還元処理の各露点の範囲を定め、かつ、第２還元処理の露点を第１還元処理の露点よりも高くすることによって、高強度と優れた曲げ性の両方を実現できる前述の鋼板表層部の脱炭状態を、容易に確保できることを見出した。以下、酸化処理と還元処理の各処理について説明する。
　（酸化処理）
　酸化処理では、酸素濃度０．１～２％の条件で行う。酸素濃度は、０．０％の条件でも行い得るが、めっき鋼板を得る場合、優れためっき外観を得る観点から０．１％以上とするのがよい。前記酸素濃度は、より好ましくは０．１５％以上、更に好ましくは０．２０％以上である。一方、酸素濃度が高すぎると、過剰な酸化により炉内ロールに酸化スケールが付着し鋼板に押し疵が発生する、いわゆるピックアップと呼ばれる不良が生じやすい。該不良の発生を抑制する観点から、酸素濃度は２％以下とする。酸素濃度は、好ましくは１．７％以下、より好ましくは１．５％以下である。酸素以外の元素の濃度は特に限定されず、例えば上記濃度の酸素と共に、ＣＯ２、Ｎ２、Ｈ２Ｏ、その他不可避不純物を含むガス雰囲気とすることが挙げられる。例えば酸化処理は、ＤＦＦ（Ｄｉｒｅｃｔ Ｆｉｒｅｄ Ｆｕｒｎａｃｅ）型の焼鈍炉等において、コークス炉ガス（ＣＯＧ：Ｃｏｋｅｓ Ｏｖｅｎ Ｇａｓ）、液化石油ガス（ＬＰＧ：Ｌｉｑｕｅｆｉｅｄ Ｐｅｔｒｏｌｅｕｍ Ｇａｓ）等の燃焼ガス中で、未燃焼のＯ２濃度を制御したガス雰囲気下において行うことができる。
　酸化処理は、到達温度６５０～７５０℃の条件で行う。例えばＤＦＦ型の焼鈍炉内の酸化加熱帯で、到達温度６５０～７５０℃の範囲内に加熱することが挙げられる。到達温度７５０℃以下にすることによって、特に鋼板の幅方向エッジ近傍表面におけるＳｉＯ２と酸化処理により生じるＦｅＯとの反応を抑制することができる。その結果、例えば本実施形態に係る鋼板がめっき鋼板である場合には、良好なめっき密着性を得ることができる。
　本明細書において、酸化処理における加熱時の「到達温度」とは、酸化加熱帯において加熱制御される鋼板の最高到達板温を意味する。
　酸化処理における到達温度は、好ましくは７３０℃以下、より好ましくは７２０℃以下、さらに好ましくは７００℃以下である。一方、酸化処理における鋼板温度は、上記ガス雰囲気で酸化Ｆｅ層を形成する観点から６５０℃以上とする。酸化処理における鋼板温度は、好ましくは６７０℃以上である。
　酸化処理における昇温時間は、特に限定されず、過度に長すぎることで、酸化処理によって、例えばめっき性に悪影響を及ぼすファイアライト層が形成しないように調整すればよい。具体的には、酸化処理における昇温時間は、熱間圧延の条件（特に巻き取り温度）、酸洗前の焼鈍条件、酸洗条件および酸化処理における加熱時の鋼板温度等を考慮した上で、適切に調整すればよい。例えば、酸化処理における昇温時間は、好ましくは１０秒以上、より好ましくは１５秒以上である。また、例えば、酸化処理における昇温時間は、好ましくは１２０秒以下、より好ましくは９０秒以下である。なお上記では、酸化処理を、昇温させながら行う場合について説明したが、酸化処理の態様はこれに限定されず、到達温度まで昇温させ、該到達温度で保持すること等により酸化処理を行ってもよい。
　（還元処理）
　還元処理では、鋼板表層に所望の脱炭層を形成させる。また、鋼板がめっき鋼板である場合、例えばめっき層を良好に形成することのできる還元Ｆｅ層を形成する。本実施形態に係る製造方法では、前記還元処理は、露点が－３５～－１５℃である第１還元処理を経た後、露点が－２５～０℃であって第１還元処理よりも露点の高い第２還元処理を経るようにする。以下、第１還元処理と第２還元処理のそれぞれについて説明する。
　（第１還元処理）
　第１還元処理では、露点を－３５～－１５℃の範囲とする。露点が－１５℃を上回ると、必要以上に脱炭が進行しやすく強度の低下を招きやすい。また、還元処理が進みにくくなり、酸化処理で生成した酸化鉄がロールに接着し鋼板に押し疵を引き起こすピックアップと呼ばれる不良が生じやすくなる。よって露点は－１５℃以下とする。露点は好ましくは－２０℃以下である。一方、追加の設備やコストを抑制する観点から、第１還元処理での露点は－３５℃以上とする。露点は好ましくは－３０℃以上である。
　前記露点として、第１還元処理を行う還元帯前段の中央部の雰囲気中の露点が上記範囲内であることが挙げられる。なお第１還元処理と後述する第２還元処理における露点の制御は、例えば、水蒸気ガスを投入し炉内で雰囲気ガスと混合する方法、雰囲気ガスをバブリングし、水蒸気を混入させる方法等によって行うことができる。
　前記第１還元処理の雰囲気は、上記露点を満たし、Ｎ２、Ｈ２、ＣＯ、Ｈ２Ｏ、Ｏ２、その他不可避不純物を含む雰囲気とすることが挙げられる。前記第１還元処理では、前記雰囲気で、鋼板の到達温度が８００℃に到達後、８００～９２０℃の温度範囲で、例えば６０～２４０秒保持することが挙げられる。前記「保持」には、一定温度とする他、前記温度範囲で変動する場合が含まれる。
　（第２還元処理）
　次に、第２還元処理の露点について説明する。図１－１（Ｎｏ．１～１６）と図１－２（Ｎｏ．１７～２２）は、後述する実施例を用いて作成したグラフであり、第２還元処理時の均熱帯中央の露点と、Ｒ／ｔの関係を示したグラフである。この図１－１と図１－２から、図面において矢印で示す通りＲ／ｔが２．５未満の優れた曲げ性を達成するには、第２還元処理における露点を－２５℃以上とする必要があることがわかる。また図２－１（Ｎｏ．１～１６）と図２－２（Ｎｏ．１７～２２）も、後述する実施例を用いて作成したグラフであり、第２還元処理時の均熱帯中央の露点と、引張強さＴＳの関係を示したグラフである。この図２－１と図２－２から、露点を０℃以下とすることで、引張強さＴＳが９８０ＭＰａ以上、更には１１８０ＭＰａ以上の高強度を確保できることがわかる。第２還元処理における露点は、好ましくは－１５℃以下である。
　前記第２還元処理の雰囲気は、上記露点を満たし、Ｎ２、Ｈ２、ＣＯ、Ｈ２Ｏ、Ｏ２、その他不可避不純物を含む雰囲気とすることが挙げられる。前記第２還元処理では、前記雰囲気で、鋼板の到達温度が８００～９２０℃となる温度範囲で、例えば６０～２４０秒保持することが挙げられる。前記「保持」には、一定温度とする他、前記温度範囲で変動する場合が含まれる。
　前記第１還元処理と第２還元処理は、上記の通り露点の異なる雰囲気に分かれていればよく、その具体的態様は限定されない。例えば、第１還元処理、第２還元処理のそれぞれを行う還元炉を設ける他、鋼板がめっき鋼板である場合には、連続溶融めっきラインの還元帯の途中に、第１還元処理を行うための前段領域と第２還元処理を行うための後段領域を、例えば開口面積率が２０％以下である隔壁を設置して分けることが挙げられる。
　第１還元処理と第２還元処理の間には、本実施形態に係る鋼板の脱炭状態の確保に悪影響を及ぼさない限り、例えば、第１還元処理の少なくともいずれかの条件（露点、加熱温度）を保持する保持工程、例えば第１還元処理の加熱温度～室温の間のいずれかの温度まで冷却する冷却工程等の工程が入ることも許容される。好ましくは、前記第１還元処理に引き続いて第２還元処理を行うことである。
　酸化処理および還元処理は、公知の任意の単数または複数の設備を用いて実施すればよい。好ましくは、製造効率、コスト面および品質保持の観点から、連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ：Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ　Ｌｉｎｅ）の設備が用いられる。連続溶融亜鉛めっきラインを用いることによって、酸化還元法による酸化処理および還元処理と、例えば鋼板として、亜鉛めっき鋼板を製造する際に、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理とを、一連の製造ラインで連続して行うことができる。さらに具体的には、酸化還元法による酸化処理および還元処理は、例えばＤＦＦ型の連続溶融亜鉛めっきラインにおける焼鈍炉を用いて行うことが挙げられる。酸化処理は、例えば前述の通り、ＤＦＦ型の焼鈍炉内の加熱帯において行うことが挙げられる。また、還元処理は、例えばＤＦＦ型の焼鈍炉内の均熱帯において行うことが挙げられる。
　焼鈍に供する鋼板（原板）の製造方法は特に限定されない。焼鈍に供する鋼板（原板）は、通常行われる方法で、鋼の溶製、鋳造を行って鋼スラブを得、該鋼スラブに対し、通常行われる方法で、圧延工程（熱間圧延、冷間圧延）を施して得ることができる。
　本実施形態に係る製造方法は、前記焼鈍工程を含んでいればよく、その他の工程については限定されない。本実施形態に係る鋼板は、上記焼鈍後の工程を経ずに焼鈍済の冷延鋼板であってもよい。または、焼鈍後にめっき工程として、例えば溶融亜鉛めっき処理工程、更には合金化処理工程を設け、本実施形態に係る鋼板として、例えば溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を得てもよい。または、電気亜鉛めっき処理工程を設け、本実施形態に係る鋼板として、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）を得てもよい。
　上記焼鈍後の鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成する方法は、特に限定されず、公知の方法を適宜用いることができる。例えば焼鈍工程後の母材をめっき浴に含浸することが挙げられる。めっき浴に含浸する際に、例えばガスワイピング等によりめっき付着量を例えば２０ｇ／ｍ２以上２００ｇ／ｍ２以下に抑制することが好ましい。
　めっき浴には、例えばＺｎを含む２元系以上の合金めっきを用いることができる。Ｚｎを含む２元系以上の合金めっきとしては、例えばＡｌ－Ｚｎめっき、Ｆｅ－Ｚｎめっき、Ｎｉ－Ｚｎめっき、Ｃｒ－Ｚｎめっき、Ｍｇ－Ｚｎめっき等が挙げられる。
　めっきは、亜鉛以外の成分を例えば０．０１質量％以上０．５質量％以下の濃度で含有するめっき浴を用い、例えば３００℃以上６００℃以下の温度で、例えば１秒以上３０秒以下含浸することが挙げられる。前記合金化処理も特に限定されず、公知の方法を適宜用いることができる。例えば、合金化温度４７０℃以上６００℃以下で、１秒以上１００秒以下再加熱することが挙げられる。
　以下、実施例を挙げて本開示をより具体的に説明する。本開示は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前述および後述する趣旨に合致し得る範囲で、適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本開示の技術的範囲に包含される。
　前記焼鈍用サンプルとして、Ｎｏ．１～１１では、成分組成が、バルク炭素濃度、すなわち鋼板（原板）のＣ含有量が０．２２質量％、Ｓｉ含有量が１．７質量％、Ｍｎ含有量が２．０質量％、Ｃｒ含有量が０．５質量％、Ａｌ量が０．０４質量％であって、残部がＦｅおよび不可避不純物（なお、ここでの「不可避不純物」には、前述した範囲内の量のＰ、Ｓ、Ｎが含まれる）であり、組織がフェライト＋パーライトであって強度が７００～８００ＭＰａの原板を用意した。Ｎｏ．１２～１６では、バルク炭素濃度が０．１３質量％（０．１３質量％Ｃ）、Ｓｉ含有量が０．９質量％、Ｍｎ含有量が２．３質量％、Ｃｒ含有量が０．５７質量％、Ａｌ量が０．０２質量％であって、残部がＦｅおよび不可避不純物（なお、ここでの「不可避不純物」には、前述した範囲内の量のＰ、Ｓ、Ｎが含まれる）であり、組織がフェライト＋パーライトであって強度が７００～８００ＭＰａの原板を用意した。Ｎｏ．１７～２２では、バルク炭素濃度が０．２１質量％（０．２１質量％Ｃ）、Ｓｉ含有量が１．８質量％、Ｍｎ含有量が２．３質量％、Ａｌ量が０．４５質量％であって、残部がＦｅおよび不可避不純物（なお、ここでの「不可避不純物」には、前述した範囲内の量のＰ、Ｓ、Ｎが含まれる）であり、組織がフェライト＋パーライトであって強度が６００～７００ＭＰａの原板を用意した。
　前記焼鈍用サンプルに対し、実機で酸化処理と還元処理を行った。詳細には、表１に示す酸素濃度、到達温度で酸化処理を行い、その後、表１に示す第１還元処理（加熱帯）と第２還元処理（均熱帯）をこの順に、表１に示す各条件（到達温度、露点）で行った。表１における「第一還元帯」の条件は第１還元処理の条件を示し、「第二還元帯」の条件は第２還元処理の条件を示す。
　前記第２還元処理後の鋼板を、４６０℃まで冷却した後に、０．０８～０．１３質量％のＡｌを含むＡｌ－Ｚｎのめっき浴（Ａｌは有効Ａｌ％、めっき浴温は４６０～４８０℃）に浸漬して亜鉛めっきを施した。めっきの付着量はガスワイピングで４０ｇ／ｍ２以上９０ｇ／ｍ２以下に制御し、その後、４８０～４９０℃で２０～３０秒間合金化処理を行って、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板に対し、以下の通り評価を行った。
　［脱炭挙動の測定手段：ＧＤ－ＯＥＳによる炭素プロファイルの測定］
　下記の通り、ＧＤ－ＯＥＳ（Ｇｌｏｗ　Ｄｉｓｃｈａｒｇｅ　Ｏｐｔｉｃａｌ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ、グロー放電発光分析）による炭素プロファイルの測定を行い、脱炭挙動について調べた。
　（試料の調製）
　サイズが５０ｍｍ×４０ｍｍ×板厚または３０ｍｍ×３０ｍｍ×板厚の材料を採取した。その後、常法の通り脱脂を行って試料を用意した。そして該試料を用い、以下の条件でＧＤ－ＯＥＳにて各元素の質量％の濃度測定を行った。
　（測定条件）
　使用装置：堀場製作所製 マーカス型高周波グロー放電発光表面分析装置（ｒｆ－ＧＤ－ＯＥＳ）ＧＤ－Ｐｒｏｆｉｌｅｒ２
　スパッタ方式：ノーマルスパッタ
　測定範囲：φ４ｍｍ
　ガスの種類：Ａｒ　　
　分析対象元素：Ｂ，Ｃ，Ｏ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｆｅ，Ｚｎ，Ｐ，Ｓ，Ｎ（本実施例では、これらの元素を対象に評価を行ったが、上記以外の元素が例えばめっき層や鋼板に含まれている場合、上記以外の元素も分析対象とする）
　（測定方法）
　試料のめっきが形成されている面について、板厚方向に深さが１５０μｍに到達するまでＧＤ－ＯＥＳ測定を行った。
　（解析方法）
　上記装置はスパッタレートがほぼ一定であるので、分析終了後の試料のスパッタクレータ深さを測定し、横軸をその値（スパッタ深さ）とした。
　測定した各元素の発光強度を濃度換算するための検量線法の詳細を以下に示す。
　元素ｉの単位時間当たりのスパッタ重量Ｗｉ（ｇ／ｓｅｃ）と発光強度Ｉｉの関係は、検量線の傾きａ，切片ｂを用いて、下記式（１）で表される。
　Ｗｉ＝ａＩｉ＋ｂ・・・・・式（１）
　上記元素ｉの単位時間当たりのスパッタ重量Ｗｉは、濃度Ｃｉ（ｗｔ．％）、密度ρ（ｇ／ｃｍ３）、スパッタ速度Δｄ（ｃｍ／ｓｅｃ）が既知の参照試料では、スパッタ面積Ｓ（ｃｍ２）を用い、下記式（２）により求められる。
　Ｗｉ＝Ｃｉ×ρ×Δｄ×Ｓ・・・・・式（２）
　Ｗｉが既知の２種類以上の参照試料を用いて発光強度Ｉｉを測定し、上記式（１）の傾きａ、切片ｂを求めて、横軸が発光強度で、縦軸がスパッタ重量である検量線を作成した。用いた参照試料を下記表２に示す。作成した検量線を用いて、対象とした各元素の発光強度からスパッタ重量を求め、その重量比より濃度に換算した。なお、Ｏ濃度の換算に使用した検量線は、ＳｉＯ２を用いてＳｉとＯの濃度比が１：２になるように補正を行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　そして、炭素について分析した結果を用い、炭素プロファイルを得た。その一例を図３に示す。図３では、比較例であるＮｏ．２と、本発明例であるＮｏ．１０を、示している。上記図３において、いずれの材料の炭素プロファイルも、表層２０μｍ以内（詳細には内部酸化層中）で、炭素濃度のピークを有するが、比較例ではバルク炭素濃度よりも高くなっているのに対し、本発明例ではバルク炭素濃度よりも十分低く抑えられていることがわかる。なお本実施例で使用した試料のバルク炭素濃度は０．２２質量％であることから、鋼板表面から２０μｍまでの領域の炭素濃度（質量％）の最大値（縦軸）の上限は、０．２２質量％×７０％＝０．１５質量％である。
　得られた板厚方向における炭素濃度プロファイルから、炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の５０％である位置と、炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の９０％である位置と、鋼板表面から２０μｍまでの領域の炭素濃度（質量％）の最大値を求めた。なお、バルク炭素濃度は、ＧＤ－ＯＥＳで測定した十分深い位置（１２０～１５０μｍ）の炭素濃度が、通常の鉄鋼分析で得られた値となるよう補正して解析に用いた。例えば、鉄鋼分析値が０．２２％であって、ＧＤ－ＯＥＳでの分析値が０．２５％の場合には、ＧＤ－ＯＥＳでの分析値を０．２２／０．２５倍として解析に用いた。
　鋼板の片面における板厚１ｍｍあたりの表層脱炭量は次のようにして求めた。バルク炭素濃度と鋼板（脱炭後）の炭素濃度プロファイルの差分より脱離した炭素の物質量をまず求めた。即ち、１ｍ２の鋼板について、脱炭部の鉄の体積（ｍ３）×鉄の密度（比重）（７．８７×１０６ｇ／ｍ３）×脱炭部の鉄に占める脱炭した炭素の割合／炭素の原子量（ｇ／ｍｏｌ）により総脱炭量を求めた。そして該総脱炭量を板厚で割って、鋼板の片面の板厚１ｍｍあたりの表層脱炭量（ｍｏｌ／ｍ２）を求めた。
　［限界曲げ性（Ｒ／ｔ）の評価］
　鋼板の曲げ性は、下記の手順によって評価した。圧延方向と直角方向を長軸とし幅：４０ｍｍ×長さ：１００ｍｍの試験片を作製し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８：２０１４に準拠したＶブロック法で曲げ試験を行った。該曲げ試験において、曲げ半径を０～７ｍｍまで種々変化させ、材料が破断せずに曲げ加工ができる最小の曲げ半径を求め、これを限界曲げ半径Ｒ（ｍｍ）として、限界曲げ半径Ｒ（ｍｍ）／板厚ｔ（ｍｍ）を算出した。そして、限界曲げ半径Ｒ（ｍｍ）／板厚ｔ（ｍｍ）が２．５未満の場合を曲げ性に優れると評価し、２．５以上の場合を曲げ性に劣ると評価した。
　［ＴＳ（引張強さ）の測定］
　ＴＳ（引張強さ）は、鋼板の圧延方向に垂直な方向が長手方向となるように、ＪＩＳ５号引張試験片を鋼板から採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に規定の方法に従って測定した。そして、ＴＳ（引張強さ）が９８０ＭＰａ以上の場合を高強度である（好ましくは１１８０ＭＰａ以上の場合をより高強度である）と評価し、９８０ＭＰａ未満の場合を強度が劣ると評価した。
　［めっき性の評価］
　めっき鋼板サンプルの外観を目視で観察した。そして、めっき形成に悪影響を及ぼすＳｉ、Ｍｎの選択酸化物の存在に起因するドロスの付着が確認された場合を、めっき性に劣る（×）と評価し、確認されなかった場合をめっき性に優れている（○）と評価した。これらの結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　上記表３の結果をもとに、板厚方向における炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の５０％である位置と、Ｒ／ｔの関係を示したグラフを図４－１（Ｎｏ．１～１６）と図４－２（Ｎｏ．１７～２２）に示す。この図４－１と図４－２から、図面において矢印で示す通りＲ／ｔが２．５未満の優れた曲げ性を達成するには、板厚方向における炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の５０％である位置が、鋼板表面から板厚の０．２０％以上の領域にあるようにすればよいことがわかる。
　上記表３の結果をもとに、板厚方向における炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の９０％である位置と、引張強さＴＳの関係を示したグラフを図５－１（Ｎｏ．１～１６）と図５－２（Ｎｏ．１７～２２）に示す。この図５－１と図５－２から、板厚方向における炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の９０％である位置が、鋼板表面から板厚の８．０％以下の領域にあれば、引張強さＴＳが９８０ＭＰａ以上、好ましくは１１８０ＭＰａ以上の高強度を確保できることがわかる。
　上記表３の結果をもとに、バルク炭素濃度に対する、鋼板表面から２０μｍまでの領域の炭素濃度（質量％）の最大値の割合と、Ｒ／ｔの関係を示したグラフを図６－１（Ｎｏ．１～１６）と図６－２（Ｎｏ．１７～２２）に示す。この図６－１と図６－２から、図面において矢印で示す通りＲ／ｔが２．５未満の優れた曲げ性を達成するには、バルク炭素濃度に対する、鋼板表面から２０μｍまでの領域の炭素濃度（質量％）の最大値の割合を、７０％未満とするのがよいことがわかる。
　上記表３の結果をもとに、鋼板の片面における板厚１ｍｍあたりの表層脱炭量と、引張強さＴＳの関係を示したグラフを図７－１（Ｎｏ．１～１６）と図７－２（Ｎｏ．１７～２２）に示す。この図７－１と図７－２から、板厚１ｍｍあたりの表層脱炭量が０．０４５ｍｏｌ／ｍ２以下、好ましくは０．０３５ｍｏｌ／ｍ２以下であれば、引張強さＴＳが９８０ＭＰａ以上、好ましくは１１８０ＭＰａ以上の高強度を確保できることがわかる。好ましくは０．０２８ｍｏｌ／ｍ２以下とすることによって、より高い１２００ＭＰａ以上の引張強さＴＳを達成できる。
　表３において、Ｎｏ．１～４、２２は、本実施形態で規定する鋼板の表層部を有さず、曲げ性に劣っていた。Ｎｏ．５～２１は、本実施形態で規定する鋼板の表層部を有しており、高強度と優れた曲げ性の両方を達成できた。なお、鋼板の特性として、高強度と優れた曲げ性に加え、更に優れためっき性も確保するには、Ｎｏ．９～２１の通り、製造工程において、酸化処理を所定の条件で行うのがよいことがわかる。
　本明細書の開示内容は、以下の態様を含み得る。
　本発明の態様１は、
　板厚方向において、
　炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の５０％である位置は、鋼板表面から板厚の０．２０％以上の領域にあり、かつ
　炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の９０％である位置は、鋼板表面から板厚の８．０％以下の領域にある、鋼板である。
　本発明の態様２は、
　板厚方向における鋼板表面から２０μｍまでの領域の炭素濃度（質量％）の最大値は、バルク炭素濃度の７０％未満であり、かつ
　鋼板の片面における板厚１ｍｍあたりの表層脱炭量は、０．０３５ｍｏｌ／ｍ２以下である、態様１に記載の鋼板である。
　本発明の態様３は、
　引張強さが１１８０ＭＰａ以上である、態様１または２に記載の鋼板である。
　本発明の態様４は、
　成分組成が、
　Ｃ　：０．０８質量％以上、０．３０質量％以下、
　Ｓｉ：０．５質量％超、３．０質量％以下、
　Ｍｎ：１．５質量％以上、３．０質量％以下、
　Ｃｒ：０質量％超、１．０質量％以下、
　Ｐ　：０質量％超、０．１質量％以下、
　Ｓ　：０質量％超、０．０５質量％以下、
　Ａｌ：０質量％超、１．０質量％以下、および
　Ｎ　：０質量％超、０．０１質量％以下を満たし、
　残部がＦｅおよび不可避不純物である、態様１～３のいずれか１つに記載の鋼板である。
　本発明の態様５は、
　酸素濃度０．１～２％、到達温度６５０～７５０℃の条件で酸化処理した後、還元処理を行う焼鈍工程を含み、
　前記還元処理は、露点が－３５～－１５℃である第１還元処理を経た後、露点が－２５～０℃であって第１還元処理よりも露点の高い第２還元処理を経ることを含む、鋼板の製造方法である。
　本発明の態様６は、
　前記第１還元処理と前記第２還元処理における到達温度は８００～９２０℃である、態様５に記載の鋼板の製造方法である。
　本出願は、出願日が２０２３年３月３０日の日本国特許出願である特願２０２３－０５６１６５号を基礎出願とする優先権主張、および出願日が２０２４年２月１９日の特願２０２４－０２２７７０号を基礎出願とする優先権主張を伴う。特願２０２３－０５６１６５号および特願２０２４－０２２７７０号は参照することにより本明細書に取り込まれる。

Claims (6)

  1. 　板厚方向において、
    　炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の５０％である位置は、鋼板表面から板厚の０．２０％以上の領域にあり、かつ
    　炭素濃度（質量％）がバルク炭素濃度の９０％である位置は、鋼板表面から板厚の８．０％以下の領域にある、鋼板。
  2. 　板厚方向における鋼板表面から２０μｍまでの領域の炭素濃度（質量％）の最大値は、バルク炭素濃度の７０％未満であり、かつ
    　鋼板の片面における板厚１ｍｍあたりの表層脱炭量は、０．０４５ｍｏｌ／ｍ２以下である、請求項１に記載の鋼板。
  3. 　引張強さが９８０ＭＰａ以上である、請求項１または２に記載の鋼板。
  4. 　成分組成が、
    　Ｃ　：０．０８質量％以上、０．３０質量％以下、
    　Ｓｉ：０．５質量％超、３．０質量％以下、
    　Ｍｎ：１．５質量％以上、３．０質量％以下、
    　Ｃｒ：０質量％以上、１．０質量％以下、
    　Ｐ　：０質量％超、０．１質量％以下、
    　Ｓ　：０質量％超、０．０５質量％以下、
    　Ａｌ：０質量％超、１．０質量％以下、および
    　Ｎ　：０質量％超、０．０１質量％以下を満たし、
    　残部がＦｅおよび不可避不純物である、請求項１または２に記載の鋼板。
  5. 　酸素濃度０．１～２％、到達温度６５０～７５０℃の条件で酸化処理した後、還元処理を行う焼鈍工程を含み、
    　前記還元処理は、露点が－３５～－１５℃である第１還元処理を経た後、露点が－２５～０℃であって第１還元処理よりも露点の高い第２還元処理を経ることを含む、鋼板の製造方法。
  6. 　前記第１還元処理と前記第２還元処理における到達温度は８００～９２０℃である、請求項５に記載の鋼板の製造方法。
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