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WO2022230064A1 - 鋼板及びめっき鋼板 - Google Patents

鋼板及びめっき鋼板 Download PDF

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WO2022230064A1
WO2022230064A1 PCT/JP2021/016832 JP2021016832W WO2022230064A1 WO 2022230064 A1 WO2022230064 A1 WO 2022230064A1 JP 2021016832 W JP2021016832 W JP 2021016832W WO 2022230064 A1 WO2022230064 A1 WO 2022230064A1
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WO
WIPO (PCT)
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steel sheet
less
layer
oxide
steel
Prior art date
Application number
PCT/JP2021/016832
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English (en)
French (fr)
Inventor
敬太郎 松田
卓哉 光延
純 真木
浩史 竹林
Original Assignee
日本製鉄株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日本製鉄株式会社 filed Critical 日本製鉄株式会社
Priority to PCT/JP2021/016832 priority Critical patent/WO2022230064A1/ja
Priority to MX2023012579A priority patent/MX2023012579A/es
Priority to US18/288,223 priority patent/US20240218491A1/en
Priority to JP2023516910A priority patent/JPWO2022230064A1/ja
Priority to CN202180097467.0A priority patent/CN117255869A/zh
Priority to KR1020237036699A priority patent/KR20230160908A/ko
Priority to EP21939225.5A priority patent/EP4332250A4/en
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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • 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
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon

Definitions

  • the present invention relates to steel sheets and plated steel sheets. More specifically, the present invention relates to a high-strength steel sheet and plated steel sheet having high plateability and hydrogen-releasing properties.
  • Si and Mn which are easily oxidizable elements, combine with oxygen in the atmosphere during the heat treatment, and can form a layer containing oxides near the surface of the steel sheet.
  • the form of such a layer includes a form in which an oxide containing Si or Mn is formed as a film on the outside (surface) of the steel sheet (external oxide layer), and an form in which an oxide is formed inside (surface layer) of the steel sheet. morphology (internal oxide layer).
  • a plating layer for example, a Zn-based plating layer
  • the oxide exists as a film on the surface of the steel sheet, so the steel composition (for example, Fe) and the plating Interdiffusion with components (for example, Zn) is hindered, and the adhesion between steel and plating may be affected, resulting in insufficient plateability (for example, increased unplated areas). Therefore, from the viewpoint of improving plateability, a steel sheet having an internal oxide layer is more preferable than a steel sheet having an external oxide layer.
  • Patent Documents 1 and 2 disclose a plated steel sheet having a zinc-based plating layer on a base steel sheet containing C, Si, Mn, etc., wherein Si and/or Mn A high-strength plated steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more is described, which has an internal oxide layer containing oxides of
  • Patent Document 3 in the case of high Si content steel with a Si concentration of 0.3% or more in the steel, Si in the steel diffuses into the steel plate surface layer as an oxide when the steel plate surface is heated. Since oxides impede the wettability of the plating and deteriorate the adhesion of the plating, a method for producing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet with a high Si content in which the annealing conditions are appropriately controlled has been proposed.
  • Patent Documents 1 and 2 in an oxidation zone, oxidation is performed at an air ratio or air-fuel ratio of 0.9 to 1.4, and then in a reduction zone, the oxide film is reduced in a hydrogen atmosphere. It is taught that by controlling the average depth of the layer to 4 ⁇ m or more and allowing the internal oxide layer to function as a hydrogen trap site, hydrogen penetration can be prevented and hydrogen embrittlement can be suppressed. Similarly, Patent Document 3 specifically discloses heating in an oxidation zone at an air ratio of 0.95 to 1.10. However, none of these documents discusses control of the form of oxides present in the internal oxide layer, and there is room for improvement in terms of hydrogen discharge (hydrogen embrittlement resistance).
  • an object of the present invention is to provide a high-strength steel sheet and a plated steel sheet that have high plateability and hydrogen-releasing properties.
  • the present inventors formed an oxide in the surface layer of the steel sheet, that is, in the interior of the steel sheet, and furthermore controlled the form of the oxide present in the surface layer of the steel sheet. It has been found that it is important to control the Si--Mn depleted layer formed on the surface layer of the steel sheet due to the formation of oxides within a predetermined range of thickness and composition. More specifically, the present inventors ensure high plating properties by forming internal oxides, and grain boundary type oxides that exist along the grain boundaries of the metal structure as the form of oxides is formed in large amounts, and the grain boundary type oxide functions as an escape route for hydrogen that has entered the steel during annealing, promoting the release of hydrogen from the steel to the outside of the system.
  • the present invention was made based on the above findings, and the gist thereof is as follows. (1) in % by mass, C: 0.05 to 0.40%, Si: 0.2 to 3.0%, Mn: 0.1 to 5.0%, sol. Al: 0 to less than 0.4000%, P: 0.0300% or less, S: 0.0300% or less, N: 0.0100% or less, B: 0 to 0.010%, Ti: 0 to 0.150%, Nb: 0 to 0.150%, V: 0 to 0.150%, Cr: 0 to 2.00%, Ni: 0 to 2.00%, Cu: 0 to 2.00%, Mo: 0 to 1.00%, W: 0 to 1.00%, Ca: 0-0.100%, Mg: 0-0.100%, Zr: 0 to 0.100%, A steel sheet containing Hf: 0 to 0.100% and REM: 0 to 0.100%, with the balance being Fe and impurities, A grain boundary type oxide is included in the surface layer of the steel sheet, When
  • grain boundary type oxides present along the grain boundaries of the metal structure in the surface layer of the steel sheet function as an escape route for hydrogen that has entered the steel, and hydrogen from the steel to the outside of the system.
  • the hydrogen discharge property can be greatly improved, and as a result, It is possible to greatly reduce the amount of hydrogen accumulated in the.
  • the granular oxide is formed inside the steel sheet, when forming the coating layer, the steel components and the coating components are sufficiently interdiffused, and high coating properties can be obtained. becomes possible. Therefore, according to the present invention, it is possible to obtain high plateability and hydrogen exhaustability in a high-strength steel sheet.
  • FIG. 1 shows a schematic view of a cross-section of a steel sheet with an external oxide layer
  • FIG. 1 shows a schematic view of a cross-section of an exemplary steel plate according to the invention
  • FIG. 1 shows a schematic diagram for explaining the measurement of ratio A in the present invention.
  • the steel sheet according to the present invention is mass%, C: 0.05 to 0.40%, Si: 0.2 to 3.0%, Mn: 0.1 to 5.0%, sol. Al: 0 to less than 0.4000%, P: 0.0300% or less, S: 0.0300% or less, N: 0.0100% or less, B: 0 to 0.010%, Ti: 0 to 0.150%, Nb: 0 to 0.150%, V: 0 to 0.150%, Cr: 0 to 2.00%, Ni: 0 to 2.00%, Cu: 0 to 2.00%, Mo: 0 to 1.00%, W: 0 to 1.00%, Ca: 0-0.100%, Mg: 0-0.100%, Zr: 0 to 0.100%, A steel sheet containing Hf: 0 to 0.100% and REM: 0 to 0.100%, with the balance being Fe and impurities, A grain boundary type oxide is included in the surface layer of the steel sheet, When observing the cross section of the surface layer of the steel sheet, When observing the
  • a layer containing oxides is formed in the vicinity of the surface of the steel sheet by combining relatively easily oxidizable components (eg, Si, Mn) in the steel sheet with oxygen in the annealing atmosphere.
  • relatively easily oxidizable components eg, Si, Mn
  • an external oxide layer 2 is formed in a film on the surface of the base steel 3 (that is, on the outside of the base steel 3).
  • the external oxide layer 2 When the external oxide layer 2 is formed in the form of a film on the surface of the base material steel 3, when a plating layer (for example, a zinc-based plating layer) is formed, the external oxide layer 2 becomes a plating component (for example, Zn). Since it inhibits interdiffusion with steel components (for example, Fe), sufficient adhesion between the steel and the plating cannot be ensured, and unplated areas where no plating layer is formed may occur.
  • a plating layer for example, a zinc-based plating layer
  • the steel plate 11 according to the present invention does not form an external oxide layer 2 on the surface of the base steel 3 like the steel plate 1 shown in FIG. , oxides 12 , 13 (preferably only oxide 13 ) are present inside the base steel 14 . Therefore, when a plating layer is formed on the surface of the steel sheet 11, the steel sheet 11 according to the present invention in which oxides are formed inside the base steel has a higher plating composition than the steel sheet 1 having the outer oxide layer 2. Sufficient interdiffusion with steel components occurs, making it possible to obtain high plating properties. Therefore, the present inventors have found that it is effective to control the conditions during annealing to form oxides inside the steel sheet from the viewpoint of obtaining high plateability.
  • the non-plated portion portion where the plated layer is not formed
  • the plating layer can be formed in the absence of any.
  • highly plated when used for a plated steel sheet indicates a plated steel sheet with very little (for example, 5.0 area % or less) or no non-plated portion.
  • the present inventors controlled the form of oxides present in the surface layer of the steel sheet, and reduced the Si—Mn depleted layer generated on the surface layer of the steel sheet due to the formation of such oxides to a predetermined thickness and By controlling the composition within the range, more specifically, by making most or all of the oxide a grain boundary type oxide that connects the inside of the steel sheet and the surface of the steel sheet, the oxide penetrates during the annealing treatment. Furthermore, by forming a Si-Mn depleted layer having a predetermined thickness and composition on the surface layer of the steel sheet, hydrogen diffusion in the steel is promoted, and as a result, hydrogen in the steel can be efficiently discharged out of the system.
  • the present inventors analyzed in detail the relationship between the morphology of oxides and their effectiveness as escape routes for hydrogen. It has been found that it is effective to increase the ratio A), more specifically to increase the ratio A to 50% or more. Although not bound by any particular theory, it is believed that the ability of the oxides in the steel sheet to discharge penetrating hydrogen has a positive correlation with the ratio A of the oxides. That is, it is thought that the presence of the grain boundary type oxide at a high ratio A increases escape routes for discharging hydrogen that has entered the steel sheet, and improves the hydrogen discharging function.
  • the present inventors controlled the conditions during the production of the steel sheet, especially during the annealing treatment, and performed intergranular oxidation, which functions as an escape route for hydrogen entering during the annealing treatment. We have found that it is important to have a high proportion of matter and preferably to a greater depth.
  • the present inventors have investigated the morphology of the Si—Mn depletion layer produced by the reduction in the surrounding Si and Mn concentrations due to the formation of internal oxides such as oxides 12 and 13 as shown in FIG.
  • the Si-Mn depleted layer is within a predetermined thickness and composition range, more specifically, the thickness of the Si-Mn depleted layer is the surface of the steel sheet
  • the Si and Mn contents of the Si—Mn depleted layer that is 3.0 ⁇ m or more and does not contain oxides at the 1/2 position of the thickness are 10% of the Si and Mn contents at the center of the thickness of the steel sheet, respectively.
  • Si depletion rate and Mn depletion rate are also referred to as Si depletion rate and Mn depletion rate.
  • Si depletion rate and Mn depletion rate are also referred to as Si depletion rate and Mn depletion rate.
  • Mn inhibits the diffusion of hydrogen, resulting in a slow hydrogen diffusion rate in steel.
  • FIG. 2 when internal oxides such as oxides 12 and 13 are formed on the surface layer of the steel sheet, Si and Mn dissolved in the steel are consumed in the formation of the internal oxides.
  • the Si—Mn depleted layer is made relatively thick, specifically, the thickness of the Si—Mn depleted layer is set to the surface of the steel sheet (if there is a coating layer on the surface of the steel sheet, the coating layer and the steel sheet.
  • the Si and Mn content of the Si—Mn depleted layer is sufficiently low while sufficiently securing the diffusion path of hydrogen by controlling the distance from the interface of the ) to 3.0 ⁇ m or more, specifically Si and Mn depleted
  • the ratios to be less than 10%, it is believed that the amounts of solid solution Si and Mn that inhibit hydrogen diffusion can be sufficiently reduced.
  • the inclusion of the Si—Mn depleted layer whose thickness and composition are controlled within the above ranges promotes the diffusion of hydrogen and improves the ability to remove hydrogen from the steel. Therefore, by combining the grain boundary type oxide and the Si—Mn depleted layer, it is possible to remarkably improve the hydrogen discharge property.
  • the present inventors found that the granular oxide formed on the surface layer, which is an oxide different from the grain boundary oxide, It has been found that it is important to suppress the production of substances as much as possible. Granular oxides are selectively formed on the surface layer and inhibit the formation of grain boundary oxides on the surface layer. In addition, when the particulate type oxide is excessively present, it functions as a trap site for hydrogen trying to escape from the system, and may deteriorate the hydrogen discharge function.
  • the generation of granular type oxides is suppressed, more specifically, the number of granular type oxides We have found that it is also important to control the density (number per unit area).
  • the steel plate according to the present invention will be described in detail below.
  • the thickness of the steel sheet according to the present invention is not particularly limited, but may be, for example, 0.1 to 3.2 mm.
  • C (C: 0.05-0.40%) C (carbon) is an important element for ensuring the strength of steel.
  • the C content should be 0.05% or more.
  • the C content is preferably 0.07% or more, more preferably 0.10% or more, still more preferably 0.12% or more.
  • the C content should be 0.40% or less.
  • the C content may be 0.38% or less, 0.35% or less, 0.32% or less, or 0.30% or less.
  • Si (Si: 0.2 to 3.0%) Si (silicon) is an effective element for improving the strength of steel.
  • the Si content is set to 0.2% or more in order to ensure sufficient strength and to sufficiently generate desired oxides, particularly grain boundary type oxides, inside the steel sheet.
  • the Si content is preferably 0.3% or more, more preferably 0.5% or more, and still more preferably 1.0% or more.
  • the Si content should be 3.0% or less.
  • the Si content may be 2.8% or less, 2.5% or less, 2.3% or less, or 2.0% or less.
  • Mn manganese
  • Mn manganese
  • the Mn content is set to 0.1% or more in order to ensure sufficient strength and to sufficiently generate desired oxides, particularly grain boundary type oxides, inside the steel sheet.
  • the Mn content is preferably 0.5% or more, more preferably 1.0% or more, still more preferably 1.5% or more.
  • the Mn content should be 5.0% or less.
  • the Mn content may be 4.5% or less, 4.0% or less, 3.5% or less, or 3.0% or less.
  • Al (aluminum) is an element that acts as a deoxidizing element.
  • the Al content may be 0%, the Al content is preferably 0.0010% or more in order to obtain a sufficient deoxidizing effect.
  • the Al content is more preferably 0.0050% or more, still more preferably 0.0100% or more, and even more preferably 0.0150% or more.
  • the Al content should be less than 0.4000%.
  • Al content is 0.3900% or less, 0.3800% or less, 0.3700% or less, 0.3500% or less, 0.3400% or less, 0.3300% or less, 0.3000% or less, or 0.2000 % or less.
  • the Al content means the so-called acid-soluble Al content (sol. Al).
  • P 0.0300% or less
  • P (phosphorus) is an impurity generally contained in steel. Excessive P content may reduce weldability. Therefore, the P content should be 0.0300% or less.
  • the P content is preferably 0.0200% or less, more preferably 0.0100% or less, still more preferably 0.0050% or less.
  • the lower limit of the P content is 0%, but from the viewpoint of manufacturing costs, the P content may be more than 0% or 0.0001% or more.
  • S sulfur
  • S is an impurity generally contained in steel. If the S content is excessive, the weldability is lowered, and furthermore, the amount of precipitation of MnS increases, which may lead to a decrease in workability such as bendability. Therefore, the S content should be 0.0300% or less.
  • the S content is preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0050% or less, still more preferably 0.0020% or less.
  • the lower limit of the S content is 0%, but from the viewpoint of desulfurization cost, the S content may be more than 0% or 0.0001% or more.
  • N nitrogen
  • nitrogen is an impurity generally contained in steel. If N is contained excessively, weldability may deteriorate. Therefore, the N content should be 0.0100% or less.
  • the N content is preferably 0.0080% or less, more preferably 0.0050% or less, still more preferably 0.0030% or less. Although the lower limit of the N content is 0%, the N content may be more than 0% or 0.0010% or more from the viewpoint of manufacturing cost.
  • the basic chemical composition of the steel sheet according to the present invention is as described above. Further, the steel sheet may contain the following arbitrary elements as necessary. The content of these elements is not essential, and the lower limit of the content of these elements is 0%.
  • B (B: 0 to 0.010%)
  • B (boron) is an element that increases hardenability and contributes to strength improvement, and segregates at grain boundaries to strengthen the grain boundaries and improve toughness.
  • the B content may be 0%, but may be contained as necessary in order to obtain the above effects.
  • the B content may be 0.0001% or more, 0.0005% or more, or 0.001% or more.
  • the B content is preferably 0.010% or less, and may be 0.008% or less or 0.006% or less.
  • Ti titanium
  • Ti titanium
  • Ti titanium
  • Ti is an element that precipitates as TiC during cooling of steel and contributes to an improvement in strength.
  • the Ti content may be 0%, it may be contained as necessary in order to obtain the above effect.
  • the Ti content may be 0.001% or more, 0.003% or more, 0.005% or more, or 0.010% or more.
  • the Ti content is preferably 0.150% or less, and may be 0.100% or less or 0.050% or less.
  • Nb 0 to 0.150%
  • Nb niobium
  • the Nb content may be 0%, it may be contained as necessary in order to obtain the above effect.
  • the Nb content may be 0.001% or more, 0.005% or more, 0.010% or more, or 0.015% or more.
  • the Nb content is preferably 0.150% or less, and may be 0.100% or less or 0.060% or less.
  • V vanadium
  • V vanadium
  • the V content may be 0%, it may be contained as necessary in order to obtain the above effects.
  • the V content may be 0.001% or more, 0.010% or more, 0.020% or more, or 0.030% or more.
  • the V content is preferably 0.150% or less, and may be 0.100% or less or 0.060% or less.
  • Cr Cr (chromium) is effective in increasing the hardenability of steel and increasing the strength of steel.
  • the Cr content may be 0%, it may be contained as necessary in order to obtain the above effect.
  • the Cr content may be 0.01% or more, 0.10% or more, 0.20% or more, 0.50% or more, or 0.80% or more.
  • the Cr content is preferably 2.00% or less, and may be 1.80% or less or 1.50% or less.
  • Ni (Ni: 0 to 2.00%)
  • Ni (nickel) is an element effective in increasing the hardenability of steel and increasing the strength of steel.
  • the Ni content may be 0%, it may be contained as necessary in order to obtain the above effects.
  • the Ni content may be 0.01% or more, 0.10% or more, 0.20% or more, 0.50% or more, or 0.80% or more.
  • the Ni content is preferably 2.00% or less, and may be 1.80% or less or 1.50% or less.
  • Cu (copper) is an element effective in increasing the hardenability of steel and increasing the strength of steel.
  • the Cu content may be 0.001% or more, 0.005% or more, or 0.01% or more.
  • the Cu content is preferably 2.00% or less, 1.80% or less, 1.50% or less, or 1 00% or less.
  • Mo mobdenum
  • Mo mobdenum
  • the Mo content may be 0%, but may be contained as necessary in order to obtain the above effects.
  • Mo content may be 0.01% or more, 0.10% or more, 0.20% or more, or 0.30% or more.
  • the Mo content is preferably 1.00% or less, and may be 0.90% or less or 0.80% or less.
  • W tungsten
  • W is an element effective in increasing the hardenability of steel and increasing the strength of steel.
  • the W content may be 0%, it may be contained as necessary in order to obtain the above effect.
  • the W content may be 0.001% or more, 0.005% or more, or 0.01% or more.
  • the W content is preferably 1.00% or less, 0.90% or less, 0.80% or less, 0.50% or less, or 0.10%. % or less.
  • Ca (Ca: 0 to 0.100%)
  • Ca (calcium) is an element that contributes to inclusion control, particularly fine dispersion of inclusions, and has an effect of increasing toughness.
  • the Ca content may be 0%, it may be contained as necessary in order to obtain the above effects.
  • the Ca content may be 0.0001% or more, 0.0005% or more, or 0.001% or more.
  • the Ca content is preferably 0.100% or less, and may be 0.080% or less, 0.050% or less, 0.010% or less, or 0.005% or less.
  • Mg manganesium
  • Mg is an element that contributes to inclusion control, particularly fine dispersion of inclusions, and has an effect of increasing toughness.
  • the Mg content may be 0%, it may be contained as necessary in order to obtain the above effect.
  • the Mg content may be 0.0001% or more, 0.0005% or more, or 0.001% or more.
  • the Mg content is preferably 0.100% or less, and may be 0.090% or less, 0.080% or less, 0.050% or less, or 0.010% or less.
  • Zr zirconium
  • Zr zirconium
  • the Zr content may be 0%, it may be contained as necessary in order to obtain the above effects.
  • the Zr content may be 0.001% or more, 0.005% or more, or 0.010% or more.
  • the Zr content is preferably 0.100% or less, and may be 0.050% or less, 0.040% or less, or 0.030% or less.
  • Hf (Hf: 0 to 0.100%) Hf (hafnium) is an element that contributes to inclusion control, particularly fine dispersion of inclusions, and has an effect of increasing toughness.
  • the Hf content may be 0%, it may be contained as necessary in order to obtain the above effects.
  • the Hf content may be 0.0001% or more, 0.0005% or more, or 0.001% or more.
  • the Hf content is preferably 0.100% or less, and may be 0.050% or less, 0.030% or less, or 0.010% or less.
  • REM 0-0.100%
  • REM rare earth element
  • the REM content may be 0%, it may be contained as necessary in order to obtain the above effects.
  • the REM content may be 0.0001% or greater, 0.0005% or greater, or 0.001% or greater.
  • the REM content is preferably 0.100% or less, and may be 0.050% or less, 0.030% or less, or 0.010% or less.
  • REM is an abbreviation for Rare Earth Metal, and refers to an element belonging to the lanthanide series. REM is usually added as a misch metal.
  • the balance other than the above composition consists of Fe and impurities.
  • impurities refers to components and the like that are mixed due to various factors in the manufacturing process, including raw materials such as ores and scraps, when steel sheets are manufactured industrially.
  • the analysis of the chemical composition of the steel sheet may be performed using an elemental analysis method known to those skilled in the art, such as inductively coupled plasma mass spectrometry (ICP-MS method).
  • ICP-MS method inductively coupled plasma mass spectrometry
  • C and S should be measured using the combustion-infrared absorption method
  • N should be measured using the inert gas fusion-thermal conductivity method.
  • the "surface layer" of a steel sheet means a region from the surface of the steel sheet (the interface between the steel sheet and the coating layer in the case of a plated steel sheet) to a predetermined depth in the thickness direction, and the "predetermined depth” is It is typically 50 ⁇ m or less.
  • the steel sheet 11 according to the present invention includes grain boundary oxides 13 in the surface layer of the steel sheet 11 .
  • grain boundary oxide 13 is present.
  • the grain boundary type oxide 13 exists inside the base steel 14 (that is, exists as an internal oxide)
  • the steel plate 11 can have high plateability.
  • this is because there is no external oxide layer that inhibits interdiffusion between plating components and steel components when coating (for example, Zn-based coating) is formed on the surface of the steel sheet. This is considered to be the result of sufficient interdiffusion between the coating components and the steel components, since they exist only in a sufficiently thin thickness. Therefore, the steel sheet and the plated steel sheet according to the present invention containing grain boundary oxides in the surface layer of the steel sheet, that is, in the interior of the steel sheet, have high plateability.
  • the surface layer of the steel sheet 11 may contain granular oxides 12 in addition to the grain boundary oxides 13 . Since this granular type oxide 12 exists inside the base material steel 14 as well as the grain boundary type oxide 13, the steel sheet and the plated steel sheet containing both the granular type oxide 12 and the grain boundary type oxide 13 are also , has high platability. On the other hand, since the granular oxide 12 exists independently as grains, it does not function as an escape route for hydrogen during annealing. The hydrogen discharging function of the grain boundary type oxide 13 can be lowered.
  • the steel sheet 11 is manufactured using manufacturing conditions (particularly annealing conditions) that generate an excessive number of granular oxides 12 (for example, a number density of 4.0 pieces/ ⁇ m 2 or more, which will be described later), the granular type The formation of the oxide 12 is accelerated, the grain boundary type oxide 13 is not sufficiently formed, and the hydrogen discharging function tends to deteriorate. Therefore, from the viewpoint of effectively increasing escape paths for hydrogen during annealing, it is preferable that the granular oxide 12 is as small as possible. Therefore, more preferably, in the present invention, the surface layer of the steel sheet 11 may not contain the granular type oxide 12 (that is, all the oxides present in the surface layer of the steel sheet 11 are the grain boundary type oxide 13 and can also be used).
  • the term “particulate type oxide” refers to an oxide dispersed in the form of particles within grains or on grain boundaries of steel.
  • granular refers to being separated from each other in the steel matrix, for example, an aspect ratio of 1.0 to 5.0 (maximum line segment length across the granular type oxide ( long axis)/maximum line segment length (minor axis) crossing the oxide perpendicular to the long axis).
  • “Granularly dispersed” means that the positions of the particles of the oxide are not arranged according to a specific rule (for example, linearly) but are randomly arranged.
  • the granular oxide typically exists three-dimensionally in a spherical or nearly spherical shape on the surface layer of the steel sheet. It is generally observed to be circular or approximately circular. In FIG. 2, as an example, a granular type oxide 12 that looks like a circle is shown.
  • the average particle size of the particulate oxide 12 is not particularly limited, and may be, for example, 300 nm or less, 200 nm or less, or 150 nm or less.
  • the number density of particulate type oxides is less than 4.0 pieces/ ⁇ m 2 .
  • the number density may be 0/ ⁇ m 2 because the surface layer of the steel sheet may not contain particulate oxides.
  • the granular oxide functions as a trap site for hydrogen, and may impede the escape of hydrogen from the steel. Therefore, from the viewpoint of enhancing the hydrogen discharge property in particular, the smaller the number of particulate oxides, the better, and the number density is set to less than 4.0 particles/ ⁇ m 2 .
  • the number density is preferably less than 3.0/ ⁇ m 2 , more preferably less than 2.0/ ⁇ m 2 , still more preferably less than 1.0/ ⁇ m 2 . be.
  • the average particle size and number density of particulate type oxides are measured by scanning electron microscopy (SEM). Specific measurements are as follows. A cross-section of the surface layer of the steel sheet is observed by SEM to obtain an SEM image containing particulate type oxides. From the SEM image, a total of 10 regions of 1.0 ⁇ m (depth direction) ⁇ 1.0 ⁇ m (width direction) that do not contain grain boundary oxides, which will be described later, are selected as observation regions.
  • the depth direction (direction perpendicular to the surface of the steel plate) is set to 1.0 ⁇ m in the region from the steel plate surface to 1.5 ⁇ m
  • the width direction (direction parallel to the surface of the steel plate) ) is 1.0 ⁇ m at an arbitrary position in the SEM image.
  • the number density is 0 pieces/ ⁇ m 2 , and in that case the average grain size is nil.
  • the lower limit of the number of particulate oxides to be counted is set to 5.0 nm or more.
  • grain boundary type oxide refers to oxides present along grain boundaries of steel, and does not include oxides present within grains of steel. In fact, since the grain boundary oxide exists in a plane along the grain boundary in the surface layer of the steel sheet, when observing the cross section of the surface layer of the steel sheet, the grain boundary oxide is linear Observed. In FIGS. 2 and 3, as an example, a grain boundary type oxide 13 that looks linear is shown.
  • the grain boundary type oxide 13 is shown below the grain type oxide 12, but the grain boundary type oxide 13 is is also formed near the surface of the By forming the grain boundary type oxide 13 near the surface of the steel sheet, the grain boundary type oxide connects the steel sheet surface and the inside of the steel sheet, and the hydrogen discharging function is sufficiently exhibited.
  • ratio A means the “surface of the steel sheet” with respect to the “length of the surface of the steel sheet: L 0 ” in the observed image when the cross section of the surface layer of the steel sheet 11 is observed.
  • the ratio A is 50% or more and 100% or less.
  • the ratio A is less than 50%, it may not function sufficiently as an escape route for hydrogen, and good hydrogen discharge performance may not be obtained.
  • the ratio A is preferably 60% or more, more preferably 70% or more, even more preferably 80% or more, and even more preferably 90% or more.
  • the ratio A may be 100%.
  • the ratio A is determined by cross-sectionally observing the surface layer of the steel plate 11, as shown in FIG.
  • a specific measuring method is as follows. A cross section of the surface layer of the steel plate 11 is observed by SEM. The observation position is selected at random. Measure the surface length L 0 (ie, the width of the SEM image) from the observed SEM image. The length L 0 is set to 100 ⁇ m or more (for example, 100 ⁇ m, 150 ⁇ m or 200 ⁇ m), and the depth to be measured is a region from the surface of the steel sheet to 50 ⁇ m.
  • the position of the grain boundary type oxide 13 is identified from the SEM image, and the identified grain boundary type oxide 13 is projected onto the surface of the steel sheet 11 (on the interface between the steel sheet 11 and the plating layer in the case of a plated steel sheet).
  • the granular type oxide and grain boundary type oxide (hereinafter also simply referred to as oxide) contain one or more of the elements contained in the steel sheet described above in addition to oxygen. It typically has a component composition that includes Si, O and Fe, and optionally Mn. More specifically, the oxide typically contains Si: 5-25%, Mn: 0-10%, O: 40-65%, and Fe: 10-30%. The oxide may contain an element (for example, Cr) that may be contained in the steel sheet described above, in addition to these elements.
  • an element for example, Cr
  • the steel sheet according to the present invention includes a Si—Mn depleted layer having a thickness of 3.0 ⁇ m or more from the surface of the steel sheet, and does not contain oxides at 1/2 positions of the thickness Si of the Si—Mn depleted layer and Mn contents are each less than 10% of the Si and Mn contents in the thickness center of the steel sheet.
  • the Si—Mn depleted layer formed on the surface layer of the steel sheet due to the formation of grain boundary oxides and/or granular oxides has a thickness of 3.0 ⁇ m or more, and the Si—Mn depleted layer is depleted of Si and Mn.
  • the thickness of the Si—Mn depleted layer is preferably 4.0 ⁇ m or more, more preferably is greater than or equal to 5.0 ⁇ m, most preferably greater than or equal to 7.0 ⁇ m.
  • the thickness of the Si--Mn depleted layer may be, for example, 50.0 ⁇ m or less.
  • the Si depletion rate of the Si—Mn depleted layer is preferably 8% or less, more preferably 6% or less, and most preferably 4% or less.
  • the lower limit of the Si depletion rate is not particularly limited, but may be 0%.
  • the Mn depletion rate of the Si—Mn depleted layer is preferably 8% or less, more preferably 6% or less, and most preferably 4% or less.
  • the lower limit of the Mn deficiency rate is not particularly limited, but may be 0%.
  • the expression "free of oxides” means not including not only the above-mentioned grain boundary type oxides and granular type oxides, but also any other oxides.
  • a region containing no oxide can be identified by cross-sectional observation by SEM and energy dispersive X-ray spectroscopy (EDS).
  • EDS energy dispersive X-ray spectroscopy
  • the Si—Mn depleted layer according to the present invention cannot be controlled within a desired thickness and composition range simply by forming an internal oxide such as a grain boundary type oxide, and will be described in detail later. Thus, it is important to appropriately control the progress of internal oxidation in the manufacturing process.
  • the thickness of the Si—Mn depleted layer is, as indicated by D in FIG. vertical direction) from the surface of the steel sheet 11 to the farthest position where the grain boundary type oxide 13 exists.
  • the thickness of the Si—Mn depleted layer can be obtained from the same SEM image (surface length L 0 ) used for measuring the ratio A described above.
  • the Si and Mn contents of the oxide-free region at the 1/2 position of the thickness of the Si—Mn depleted layer are determined from the SEM image, and the 1/2 position of the thickness of the Si—Mn depleted layer Measured values of Si and Mn concentrations obtained by analyzing 10 randomly selected points that do not contain oxides using a transmission electron microscope with an energy dispersive X-ray spectrometer (TEM-EDS) is determined by arithmetically averaging.
  • the Si and Mn contents in the center of the thickness of the steel plate are obtained by observing the cross section of the center of the thickness with an SEM, and from the SEM image, 10 randomly selected points in the center of the thickness are energy It is determined by arithmetically averaging the Si and Mn concentration measurements obtained using a transmission electron microscope with dispersive X-ray spectroscopy (TEM-EDS).
  • the plated steel sheet according to the present invention has a plating layer containing Zn on the steel sheet according to the present invention described above.
  • This plating layer may be formed on one side of the steel sheet, or may be formed on both sides.
  • the plating layer containing Zn includes, for example, a hot-dip galvanized layer, an alloyed hot-dip galvanized layer, an electro-galvanized layer, an electro-alloyed galvanized layer, and the like. More specifically, plating types include, for example, Zn-0.2% Al (GI), Zn-0.09% Al (GA), Zn-1.5% Al-1.5% Mg, or Zn-11% Al-3% Mg-0.2% Si or the like can be used.
  • Component composition of plating layer The component composition contained in the plating layer containing Zn in the present invention will be described. "%” regarding the content of an element means “% by mass” unless otherwise specified. In the numerical range of the component composition of the plating layer, unless otherwise specified, the numerical range represented using “ ⁇ ” means the range including the numerical values before and after " ⁇ " as the lower and upper limits. do.
  • Al is an element that improves the corrosion resistance of the plating layer by being contained together with Zn or being alloyed with it, so it may be contained as necessary. Therefore, the Al content may be 0%. In order to form a plating layer containing Zn and Al, the Al content is preferably 0.01% or more, for example, 0.1% or more, 0.5% or more, 1.0% or more, or It may be 3.0% or more.
  • the Al content is preferably 60.0% or less, for example, 55.0% or less, 50.0% or less, It may be 40.0% or less, 30.0% or less, 20.0% or less, 10.0% or less, or 5.0% or less.
  • Mg is an element that improves the corrosion resistance of the plating layer by being contained together with Zn and Al or being alloyed with it, so it may be contained as necessary. Therefore, the Mg content may be 0%.
  • the Mg content is preferably 0.01% or more, for example, 0.1% or more, 0.5% or more, 1.0% or more. , or 3.0% or more.
  • the Mg content is preferably 15.0% or less, and may be, for example, 10.0% or less, or 5.0% or less.
  • Fe (Fe: 0 to 15.0%) Fe can be contained in the coating layer by diffusing from the steel sheet when the coating layer containing Zn is formed on the steel sheet and then heat-treated. Therefore, the Fe content may be 0% since Fe is not contained in the plated layer when the heat treatment is not performed. Also, the Fe content may be 1.0% or more, 2.0% or more, 3.0% or more, 4.0% or more, or 5.0% or more. On the other hand, the Fe content is preferably 15.0% or less, and may be, for example, 12.0% or less, 10.0% or less, 8.0% or less, or 6.0% or less.
  • Si is an element that further improves corrosion resistance when contained in a Zn-containing plating layer, particularly a Zn--Al--Mg plating layer, and thus may be contained as necessary. Therefore, the Si content may be 0%. From the viewpoint of improving corrosion resistance, the Si content may be, for example, 0.005% or more, 0.01% or more, 0.05% or more, 0.1% or more, or 0.5% or more. Also, the Si content may be 3.0% or less, 2.5% or less, 2.0% or less, 1.5% or less, or 1.2% or less.
  • the basic composition of the plating layer is as above. Furthermore, the plating layer is optionally Sb: 0 to 0.50%, Pb: 0 to 0.50%, Cu: 0 to 1.00%, Sn: 0 to 1.00%, Ti: 0 to 1.00%, Sr: 0 to 0.50%, Cr: 0 to 1.00%, Ni: 0 to 1.00%, and Mn: 0 to 1.00%, one or more may contain.
  • the total content of these optional additive elements is preferably 5.00% or less, and 2.00%, from the viewpoint of sufficiently exhibiting the actions and functions of the basic components that constitute the plating layer. More preferably:
  • the balance other than the above components consists of Zn and impurities.
  • Impurities in the plating layer are components and the like that are mixed due to various factors in the manufacturing process, including raw materials, when manufacturing the plating layer.
  • the plating layer may contain, as impurities, a trace amount of elements other than the above-described basic components and optional additive components within a range that does not interfere with the effects of the present invention.
  • the chemical composition of the plating layer can be determined by dissolving the plating layer in an acid solution containing an inhibitor that suppresses corrosion of the steel sheet, and measuring the resulting solution by ICP (inductively coupled plasma) emission spectroscopy. can.
  • the thickness of the plating layer may be, for example, 3-50 ⁇ m.
  • the amount of the plated layer deposited is not particularly limited, but may be, for example, 10 to 170 g/m 2 per side.
  • the adhesion amount of the plating layer is determined by dissolving the plating layer in an acid solution to which an inhibitor for suppressing corrosion of the base iron is added, and from the change in weight before and after pickling.
  • the steel sheet and plated steel sheet according to the present invention preferably have high strength, and specifically preferably have a tensile strength of 440 MPa or more.
  • the tensile strength may be 500 MPa or greater, 600 MPa or greater, 700 MPa or greater, or 800 MPa or greater.
  • the upper limit of the tensile strength is not particularly limited, it may be, for example, 2000 MPa or less from the viewpoint of ensuring toughness.
  • the tensile strength may be measured according to JIS Z 2241 (2011) by taking a JIS No. 5 tensile test piece whose longitudinal direction is perpendicular to the rolling direction.
  • the steel sheet and plated steel sheet according to the present invention have high strength, high plateability, and high hydrogen discharge properties, so they can be suitably used in a wide range of fields such as automobiles, home appliances, and building materials. preferably used.
  • Steel sheets used for automobiles are usually subjected to plating treatment (typically Zn-based plating treatment). The effect is exhibited suitably.
  • plating treatment typically Zn-based plating treatment
  • steel sheets and plated steel sheets used for automobiles are often subjected to hot stamping, in which case hydrogen embrittlement cracking can become a significant problem. Therefore, when the steel sheet and plated steel sheet according to the present invention are used as steel sheets for automobiles, the effect of the present invention of having high hydrogen exhaustability is suitably exhibited.
  • the steel sheet according to the present invention includes, for example, a casting process in which molten steel having an adjusted chemical composition is cast to form a steel slab, a hot rolling process in which the steel slab is hot rolled to obtain a hot-rolled steel sheet, and a hot-rolled steel sheet is coiled.
  • the cold rolling process may be performed as it is after pickling without winding after the hot rolling process.
  • Conditions for the casting process are not particularly limited. For example, following smelting by a blast furnace or an electric furnace, various secondary smelting may be performed, and then casting may be performed by a method such as ordinary continuous casting or casting by an ingot method.
  • a hot-rolled steel sheet can be obtained by hot-rolling the steel slab cast as described above.
  • the hot-rolling process is performed by hot-rolling a cast steel slab directly or by reheating it after cooling it once.
  • the heating temperature of the steel slab may be, for example, 1100.degree. C. to 1250.degree.
  • Rough rolling and finish rolling are usually performed in the hot rolling process.
  • the temperature and rolling reduction for each rolling may be appropriately changed according to the desired metal structure and plate thickness.
  • the finishing temperature of finish rolling may be 900 to 1050° C.
  • the rolling reduction of finish rolling may be 10 to 50%.
  • a hot-rolled steel sheet can be coiled at a predetermined temperature.
  • the coiling temperature may be appropriately changed according to the desired metal structure and the like, and may be, for example, 500 to 800°C.
  • the hot-rolled steel sheet may be subjected to a predetermined heat treatment by unwinding before or after winding. Alternatively, the coiling process may not be performed, and after the hot rolling process, pickling may be performed and the cold rolling process described below may be performed.
  • the hot-rolled steel sheet After subjecting the hot-rolled steel sheet to pickling or the like, the hot-rolled steel sheet can be cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the rolling reduction of cold rolling may be appropriately changed according to the desired metal structure and plate thickness, and may be, for example, 20 to 80%. After the cold-rolling process, for example, it may be air-cooled to room temperature.
  • the cold-rolled steel sheet is ground before annealing. It is effective to carry out a process.
  • This grinding process can introduce a large amount of dislocations into the surface of the cold-rolled steel sheet. Since the diffusion of oxygen and the like is faster in grain boundaries than in grains, introducing a large amount of dislocations on the surface of the cold-rolled steel sheet enables the formation of many paths as in the case of grain boundaries. For this reason, oxygen tends to diffuse (penetrate) into the steel along these dislocations during annealing, and the diffusion rate of Si and Mn also increases.
  • the grinding step is not particularly limited, but can be carried out, for example, by grinding the surface of the cold-rolled steel sheet with a heavy grinding brush at a grinding amount of 10 to 200 g/m 2 .
  • the amount of grinding by the heavy grinding brush can be adjusted by any appropriate method known to those skilled in the art, and is not particularly limited.
  • a desired grain boundary type oxide is formed in the annealing step described later, and a desired thickness and composition, that is, a thickness of 3.0 ⁇ m or more, and Si and Mn depletion, are formed. It is possible to reliably and efficiently form Si—Mn depleted layers each having a ratio of less than 10% on the surface layer of the steel sheet.
  • Annealing is performed on the cold-rolled steel sheet that has been subjected to the grinding process.
  • Annealing is preferably performed in a state in which tension is applied to the cold-rolled steel sheet in the rolling direction.
  • the annealing temperature is 500 ° C. or higher
  • the cold rolled steel sheet is Annealing is preferably performed with a tension of 3 to 150 MPa, particularly 15 to 150 MPa, applied in the rolling direction.
  • the holding temperature in the annealing step is preferably over 780°C to 900°C, more preferably 800 to 850°C. If the holding temperature in the annealing step is 780° C. or less, the formation of grain boundary oxides may be insufficient, and the hydrogen discharging function may deteriorate. On the other hand, if the holding temperature in the annealing step exceeds 900°C, an external oxide layer may form on the surface of the steel sheet, resulting in insufficient plateability.
  • the rate of temperature increase to the holding temperature is not particularly limited, but may be 1 to 10° C./sec. Also, the temperature rise may be performed in two steps, with a first temperature rise rate of 1 to 10° C./sec and a second temperature rise rate of 1 to 10° C./sec different from the first temperature rise rate. good.
  • the retention time at the above retention temperature is preferably 10 to 50 seconds, more preferably 30 to 50 seconds. If the holding time is less than 10 seconds, the grain boundary type oxide may not be sufficiently formed, and the plating properties and hydrogen discharge properties may become insufficient. On the other hand, when the holding time is longer than 50 seconds, there is a risk that excessive particulate oxides will be produced, and the hydrogen discharge property may become insufficient.
  • the dew point of the atmosphere in the annealing step is preferably -20 to 10°C, more preferably -10 to 5°C, from the viewpoint of forming grain boundary oxides over a wide range (at a high ratio A). If the dew point is too low, an external oxide layer is formed on the surface of the steel sheet, and internal oxides may not be sufficiently formed, resulting in insufficient plating properties and hydrogen discharge properties. On the other hand, if the dew point is too high, Fe oxide may form as an external oxide on the steel sheet surface, resulting in insufficient plateability.
  • the atmosphere in the annealing step may be a reducing atmosphere, more specifically a reducing atmosphere containing nitrogen and hydrogen, such as a reducing atmosphere containing 1-10% hydrogen (eg, 4% hydrogen and nitrogen balance).
  • an internal oxide layer may be formed on the surface layer of the steel sheet during the above-described rolling process, particularly during the hot rolling process. Since the internal oxide layer formed in such a rolling process may hinder the formation of a sufficient grain boundary oxide in the annealing process, the internal oxide layer is removed by pickling or the like before annealing. It is preferable to keep More specifically, the depth of the internal oxide layer of the cold-rolled steel sheet during the annealing process is 0.5 ⁇ m or less, preferably 0.3 ⁇ m or less, more preferably 0.2 ⁇ m or less, and still more preferably 0.1 ⁇ m. You should do the following.
  • grain boundary type oxides are formed in a wide range (at a high ratio A) on the surface layer of the steel sheet, the formation of granular type oxides is sufficiently suppressed, and the desired thickness and composition are obtained. It is possible to obtain a steel sheet containing a Si—Mn depleted layer having
  • the length of the grain boundary type oxide may be reduced. Since the ratio A is less than 50%, the grain boundary type oxide does not sufficiently function as a hydrogen escape route, making it difficult to obtain good hydrogen discharge properties.
  • the plated steel sheet according to the present invention can be obtained by performing a plating treatment step of forming a plating layer containing Zn on the steel sheet manufactured as described above.
  • the plating process may be performed according to a method known to those skilled in the art.
  • the plating treatment step may be performed by, for example, hot dip plating or electroplating.
  • the plating step is performed by hot dip plating.
  • the conditions of the plating process may be appropriately set in consideration of the composition, thickness, adhesion amount, etc. of the desired plating layer.
  • An alloying treatment may be performed after the plating treatment.
  • the conditions for the plating process include Al: 0-60.0%, Mg: 0-15.0%, Fe: 0-15%, and Si: 0-3%, with the balance being Zn. and impurities to form a plating layer. More specifically, the conditions of the plating process are, for example, Zn-0.2% Al (GI), Zn-0.09% Al (GA), Zn-1.5% Al-1.5% Mg , or Zn-11% Al-3% Mg-0.2% Si.
  • annealing treatment (annealing atmosphere: 4% hydrogen and nitrogen balance) was performed at the dew point, holding temperature and holding time shown in Table 1 to prepare each steel plate sample.
  • the heating rate during annealing was 6.0°C/sec up to 500°C, and 2.0°C/sec from 500°C to the holding temperature.
  • the cold-rolled steel sheet is annealed with a tension of 1 MPa or more in the rolling direction, and the annealing temperature is higher in the region where the annealing temperature is 500 ° C. or higher in the rolling direction than in other regions, Specifically, annealing was performed with a tension of 3 to 150 MPa applied (no such tension was applied to sample No. 134). Presence or absence of grinding with a heavy grinding brush, and annealing treatment conditions (presence or absence of application of tension of 3 to 150 MPa in the annealing temperature range of 500 ° C. or higher, dew point (° C.), holding temperature (° C.), and holding time (seconds)) are shown in Table 1.
  • a JIS No. 5 tensile test piece having a longitudinal direction perpendicular to the rolling direction was collected, and a tensile test was performed according to JIS Z 2241 (2011).
  • the tensile strengths of Nos. 16 and 18 were less than 440 MPa, and the others were 440 MPa or more.
  • the obtained SEM image of each region of each steel plate sample was binarized, the area of the granular oxide portion was calculated from the binarized image, and the number of granular oxides in the SEM image was counted. . From the areas and numbers of the granular oxides in the 10 binarized images obtained in this way, the average particle size and number density of the granular oxides were obtained as circle equivalent diameters.
  • the thickness of the Si—Mn depleted layer is the grain boundary type oxidation from the surface of the steel sheet when proceeding from the surface of the steel sheet in the thickness direction of the steel sheet (direction perpendicular to the surface of the steel sheet) in the SEM image in which the ratio A is measured. Determined by measuring the distance to the furthest point where the object is.
  • the Si and Mn contents of the oxide-free region at the 1/2 position of the thickness of the Si—Mn depleted layer are determined from the SEM image, and the 1/2 position of the thickness of the Si—Mn depleted layer
  • Ten randomly selected oxide-free points were analyzed using TEM-EDS and the Si and Mn concentration measurements obtained were determined by arithmetic averaging.
  • the Si and Mn contents in the center of the plate thickness of the steel plate are obtained by observing the cross section of the center of the plate thickness with an SEM, and 10 randomly selected points in the center of the plate thickness from the SEM image. - analyzed using EDS and determined by arithmetic averaging of the resulting Si and Mn concentration measurements. Finally, the Si and Mn contents obtained by dividing the Si and Mn contents at the 1/2 position of the thickness of the Si—Mn depleted layer by the Si and Mn contents at the center of the thickness of the steel sheet, respectively, are expressed as percentages. determined as the deficiency rate.
  • a plated steel plate sample was prepared by performing a plating treatment for forming the types of plating shown in Table 1.
  • plating type A is "GA (alloyed hot-dip galvanized steel sheet)”
  • plating type B is “GI (hot-dip galvanized steel sheet)”
  • plating type C is "Zn-1.5% Al-1.5 % Mg”.
  • the hot dip galvanizing step the cut sample was immersed in a 440° C. hot dip galvanizing bath for 3 seconds. After immersion, it was pulled out at 100 mm/sec, and the coating weight was controlled to 50 g/m 2 with N 2 wiping gas.
  • alloying treatment was performed at 460°C after that.
  • the plating property was evaluated by measuring the area ratio of the unplated portion on the surface of the steel sheet. Specifically, an area of 1 mm ⁇ 1 mm on the surface of each plated steel sheet sample on which the plating layer was formed was observed with an optical microscope, and from the observed image, the part where the plating layer was formed (plating part) and the plating layer were formed. The area ratio of the non-plated portion (area of the non-plated portion/area of the observed image) is calculated, the plating property is evaluated according to the following criteria, and the results are shown. 1. ⁇ is a pass, and ⁇ is a fail. Evaluation ⁇ : 5.0% or less Evaluation ⁇ : More than 5.0%
  • Sample No. 2 to 8 and 20 to 33 had high plating properties and hydrogen discharge because the component composition, the ratio A of the grain boundary type oxide, the number density of the granular type oxide, and the thickness and composition of the Si—Mn depleted layer were appropriate. had sex.
  • sample no. In Nos. 1 and 19 the depth of the internal oxide layer before annealing was large, the grain boundary type oxide could not be sufficiently formed, and the desired Si—Mn depleted layer was not formed, so high hydrogen discharge performance could not be obtained. rice field.
  • Sample no. In No. 13 the holding time during annealing was short, internal oxides were not formed, and the desired Si—Mn depleted layer was not formed, so high plating properties and hydrogen discharge properties could not be obtained.
  • Sample no. In No. 14 the holding time during annealing was long, a large amount of particulate type oxide was formed, and the desired Si--Mn depleted layer was not formed, so a high hydrogen discharge property could not be obtained.
  • Sample no. In No. 12 the holding temperature at the time of annealing was low, and the formation of granular oxide was accelerated, and the grain boundary oxide layer was not sufficiently formed, and high hydrogen discharge performance could not be obtained.
  • Sample no. In No. 13 the holding time during annealing was short, internal oxides were not formed, and
  • the present invention it is possible to provide a high-strength steel sheet and a plated steel sheet having high platability and hydrogen-releasing property, and the steel sheet and the plated steel sheet are suitable for applications such as automobiles, home appliances, building materials, and particularly automobiles. It can be used for automobile steel sheets and plated steel sheets for automobiles, and is expected to have high collision safety and long life. Therefore, the present invention can be said to be an invention of extremely high industrial value.

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Abstract

質量％で、Ｃ：０．０５～０．４０％、Ｓｉ：０．２～３．０％、及びＭｎ：０．１～５．０％を含有し、鋼板の表層に粒界型酸化物を含み、鋼板の表面の長さに対する鋼板の表面に投影した粒界型酸化物の長さの比率Ａが５０％以上１００％以下であり、粒状型酸化物の数密度が４．０個／μｍ2未満であり、鋼板の表面から３．０μｍ以上の厚さを有するＳｉ－Ｍｎ欠乏層を含み、厚さの１／２位置における酸化物を含まないＳｉ－Ｍｎ欠乏層のＳｉ及びＭｎ含有量がそれぞれ鋼板の板厚中心部におけるＳｉ及びＭｎ含有量の１０％未満である鋼板及びそれを用いためっき鋼板が提供される。

Description

鋼板及びめっき鋼板
　本発明は、鋼板及びめっき鋼板に関する。より具体的には、本発明は、高いめっき性及び水素排出性を有する高強度鋼板及びめっき鋼板に関する。
　近年、自動車、家電製品、建材等の様々な分野で使用される鋼板について高強度化が進められている。例えば、自動車分野においては、燃費向上のために車体の軽量化を目的として、高強度鋼板の使用が増加している。このような高強度鋼板は、典型的に、鋼の強度を向上させるためにＣ、Ｓｉ及びＭｎ等の元素を含有する。
　高強度鋼板の製造では、一般的に、圧延後に焼鈍処理のような熱処理が行われる。また、高強度鋼板に典型的に含まれる元素のうち易酸化元素であるＳｉやＭｎは、上記熱処理時に雰囲気中の酸素と結合し、鋼板の表面近傍に酸化物を含む層を形成することがある。このような層の形態としては、鋼板の外部（表面）にＳｉやＭｎを含む酸化物が膜として形成される形態（外部酸化層）と、鋼板の内部（表層）に酸化物が形成される形態（内部酸化層）とが挙げられる。
　外部酸化層が形成された鋼板の表面上にめっき層（例えばＺｎ系めっき層）を形成する場合、酸化物が膜として鋼板の表面上に存在しているため、鋼成分（例えばＦｅ）とめっき成分（例えばＺｎ）との相互拡散が阻害され、鋼とめっきとの密着性に影響を及ぼし、めっき性が不十分となる（例えば不めっき部が増加する）場合がある。よって、めっき性を向上させる観点からは、外部酸化層が形成された鋼板よりも内部酸化層が形成された鋼板の方が好ましい。
　内部酸化層に関連して、特許文献１及び２には、Ｃ、Ｓｉ及びＭｎ等を含む素地鋼板上に亜鉛系めっき層を有するめっき鋼板であって、素地鋼板の表層にＳｉ及び／又はＭｎの酸化物を含む内部酸化層を有する、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度めっき鋼板が記載されている。
　また、特許文献３では、鋼中にＳｉ濃度が０．３％以上の高Ｓｉ含有鋼の場合には、鋼中のＳｉなどが鋼板表面の加熱によって酸化物として鋼板表層に拡散され、これらの酸化物がめっきの濡れ性を阻害し、めっき密着性を悪くすることから、焼鈍条件を適切に制御した高Ｓｉ含有鋼の高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が提案されている。
特開２０１６－１３０３５７号公報 特開２０１８－１９３６１４号公報 特開平４－２０２６３２号公報
　高強度鋼板の製造工程において鋼板に焼鈍処理を施すと、焼鈍時の雰囲気中に存在する水素が鋼板中に侵入する場合がある。鋼板中に侵入した水素は、鋼板組織のマルテンサイト粒界に偏析し、粒界を脆化させることで鋼板に割れを生じさせ得る。この侵入水素起因で割れが生じる現象は水素脆化割れ（遅れ破壊）と呼ばれ、鋼板の加工時に問題になることが多い。したがって、水素脆化割れを防止するために、焼鈍処理時の鋼板へ侵入した水素を効率よく鋼板の内部から系外へ放出することが有効である。
　特許文献１及び２では、酸化帯にて、０．９～１．４の空気比又は空燃比で酸化し、次いで、還元帯にて、酸化膜を水素雰囲気で還元する方法で、内部酸化層の平均深さを４μｍ以上に厚く制御し、当該内部酸化層を水素のトラップサイトとして機能させることで、水素の侵入を防ぎ水素脆化を抑制できることが教示されている。特許文献３においても同様に、酸化帯にて０．９５～１．１０の空気比で加熱することが具体的に開示されている。しかしながら、これらの文献のいずれにおいても、内部酸化層に存在する酸化物の形態の制御については何ら検討されておらず、水素排出性（耐水素脆化性）については改善の余地がある。
　本発明は、このような実情に鑑み、高いめっき性及び水素排出性を有する高強度鋼板及びめっき鋼板を提供することを課題とするものである。
　本発明者らは、上記課題を解決するためには、酸化物を鋼板の表層、すなわち鋼板の内部に形成し、さらに、鋼板の表層に存在する酸化物の形態を制御するとともに、このような酸化物の形成に起因して鋼板の表層に生成されるＳｉ－Ｍｎ欠乏層を所定の厚さ及び組成の範囲内に制御することが重要であることを見出した。より詳細には、本発明者らは、内部酸化物を形成することで高いめっき性を確保し、かつ、酸化物の形態として金属組織の結晶粒界に沿うように存在する粒界型酸化物を多量に形成し、当該粒界型酸化物を焼鈍時に鋼中に侵入した水素の脱出経路として機能させ、鋼中から系外への水素の放出を促進すること、さらには鋼板の表層に所定の厚さ及び組成を有するＳｉ－Ｍｎ欠乏層を形成することにより鋼中の水素拡散を促進することで、高い水素排出性を得ることができることを見出した。また、本発明者らは、高い水素排出性を得るうえで、結晶粒内に存在する粒状型酸化物の生成を抑制することが有効であることを見出した。
　本発明は、上記知見を基になされたものであり、その主旨は以下のとおりである。
　（１）
　質量％で、
　Ｃ：０．０５～０．４０％、
　Ｓｉ：０．２～３．０％、
　Ｍｎ：０．１～５．０％、
　ｓｏｌ．Ａｌ：０～０．４０００％未満、
　Ｐ：０．０３００％以下、
　Ｓ：０．０３００％以下、
　Ｎ：０．０１００％以下、
　Ｂ：０～０．０１０％、
　Ｔｉ：０～０．１５０％、
　Ｎｂ：０～０．１５０％、
　Ｖ：０～０．１５０％、
　Ｃｒ：０～２．００％、
　Ｎｉ：０～２．００％、
　Ｃｕ：０～２．００％、
　Ｍｏ：０～１．００％、
　Ｗ：０～１．００％、
　Ｃａ：０～０．１００％、
　Ｍｇ：０～０．１００％、
　Ｚｒ：０～０．１００％、
　Ｈｆ：０～０．１００％、及び
　ＲＥＭ：０～０．１００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる成分組成を有する鋼板において、
　前記鋼板の表層に粒界型酸化物を含み、
　前記鋼板の表層の断面を観察した場合において、前記鋼板の表面の長さに対する前記鋼板の表面に投影した粒界型酸化物の長さの比率Ａが５０％以上１００％以下であり、
　粒状型酸化物の数密度が４．０個／μｍ2未満であり、
　前記鋼板の表面から３．０μｍ以上の厚さを有するＳｉ－Ｍｎ欠乏層を含み、
　前記厚さの１／２位置における酸化物を含まない前記Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層のＳｉ及びＭｎ含有量がそれぞれ前記鋼板の板厚中心部におけるＳｉ及びＭｎ含有量の１０％未満である、鋼板。
　（２）
　前記比率Ａが８０％以上である、（１）に記載の鋼板。
　（３）
　前記比率Ａが９０％以上である、（１）に記載の鋼板。
　（４）
　前記粒状型酸化物の数密度が２．０個／μｍ2未満である、（１）～（３）のいずれか１つに記載の鋼板。
　（５）
　（１）～（４）のいずれか１つに記載の鋼板上にＺｎを含むめっき層を有する、めっき鋼板。
　本発明によれば、鋼板の表層に金属組織の結晶粒界に沿うように存在する粒界型酸化物を鋼中に侵入した水素の脱出経路として機能させ、鋼中から系外への水素の放出を促進すること、さらには所定の厚さ及び組成を有するＳｉ－Ｍｎ欠乏層を含むことにより水素の拡散を促進することで、水素排出性を大きく向上させることができ、その結果、鋼中に蓄積する水素量を大きく減少させることが可能となる。また、本発明によれば、粒状型酸化物は鋼板の内部に形成されるため、めっき層を形成する場合、鋼成分とめっきの成分との相互拡散が十分になされ、高いめっき性を得ることが可能となる。よって、本発明によれば、高強度鋼板において、高いめっき性及び水素排出性を得ることが可能となる。
外部酸化層を有する鋼板の断面についての概略図を示す。 本発明に係る例示の鋼板の断面についての概略図を示す。 本発明における比率Ａの測定を説明するための概略図を示す。
　＜鋼板＞
　本発明に係る鋼板は、質量％で、
　Ｃ：０．０５～０．４０％、
　Ｓｉ：０．２～３．０％、
　Ｍｎ：０．１～５．０％、
　ｓｏｌ．Ａｌ：０～０．４０００％未満、
　Ｐ：０．０３００％以下、
　Ｓ：０．０３００％以下、
　Ｎ：０．０１００％以下、
　Ｂ：０～０．０１０％、
　Ｔｉ：０～０．１５０％、
　Ｎｂ：０～０．１５０％、
　Ｖ：０～０．１５０％、
　Ｃｒ：０～２．００％、
　Ｎｉ：０～２．００％、
　Ｃｕ：０～２．００％、
　Ｍｏ：０～１．００％、
　Ｗ：０～１．００％、
　Ｃａ：０～０．１００％、
　Ｍｇ：０～０．１００％、
　Ｚｒ：０～０．１００％、
　Ｈｆ：０～０．１００％、及び
　ＲＥＭ：０～０．１００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる成分組成を有する鋼板において、
　前記鋼板の表層に粒界型酸化物を含み、
　前記鋼板の表層の断面を観察した場合において、前記鋼板の表面の長さに対する前記鋼板の表面に投影した粒界型酸化物の長さの比率Ａが５０％以上１００％以下であり、
　粒状型酸化物の数密度が４．０個／μｍ2未満であり、
　前記鋼板の表面から３．０μｍ以上の厚さを有するＳｉ－Ｍｎ欠乏層を含み、
　前記厚さの１／２位置における酸化物を含まない前記Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層のＳｉ及びＭｎ含有量がそれぞれ前記鋼板の板厚中心部におけるＳｉ及びＭｎ含有量の１０％未満であることを特徴としている。
　高強度鋼板の製造においては、所定の成分組成に調整した鋼片を圧延（典型的に熱間圧延及び冷間圧延）した後、所望の組織を得る等の目的のために、一般的に焼鈍処理が行われる。この焼鈍処理において、鋼板中の比較的酸化しやすい成分（例えばＳｉ、Ｍｎ）が焼鈍雰囲気中の酸素と結合することで、鋼板の表面近傍に酸化物を含む層が形成される。例えば、図１に示される鋼板１のように、母材鋼３の表面上（すなわち母材鋼３の外部）に外部酸化層２が膜状に形成される。外部酸化層２が母材鋼３の表面上に膜状に形成されると、めっき層（例えば亜鉛系めっき層）を形成した場合に、当該外部酸化層２が、めっき成分（例えばＺｎ）と鋼成分（例えばＦｅ）との相互拡散を阻害するため、鋼とめっきとの間の密着性が十分確保できず、めっき層が形成されない不めっき部が生じる場合がある。
　これに対して、図２に例示されるように、本発明に係る鋼板１１は、図１に示される鋼板１のように母材鋼３の表面上に外部酸化層２を形成するのではなく、母材鋼１４の内部に酸化物１２、１３（好ましくは酸化物１３のみ）が存在している。したがって、鋼板１１の表面上にめっき層を形成した場合に、母材鋼の内部に酸化物を形成した本発明に係る鋼板１１は、外部酸化層２を有する鋼板１に比べて、めっき成分と鋼成分との相互拡散が十分に生じ、高いめっき性を得ることが可能となる。よって、本発明者らは、高いめっき性を得る観点から、焼鈍処理時の条件を制御して鋼板の内部に酸化物を形成することが有効であることを見出した。なお、「高いめっき性」という用語は、鋼板について用いられる場合、当該鋼板上にめっき処理を施した際に不めっき部（めっき層が形成されない部分）が少ない（例えば５．０面積％以下）又は全くない状態でめっき層を形成可能であることを示す。また、「高いめっき性」という用語は、めっき鋼板について用いられる場合、不めっき部が極めて少ない（例えば５．０面積％以下）又は全くない状態のめっき鋼板を示す。
　一方、焼鈍処理において、焼鈍雰囲気中に存在する水素が母材鋼に侵入することで、その侵入した水素が、母材鋼のマルテンサイト粒界に偏析し、粒界を脆化させて水素脆化割れを生じさせることが知られている。そのため、鋼板の水素脆化割れを防止するためには、鋼中に侵入した水素を効率よく系外に排出する、すなわち高い水素排出性を有することが好ましい。本発明者らは、鋼板の表層に存在する酸化物の形態を制御するとともに、このような酸化物の形成に起因して鋼板の表層に生成されるＳｉ－Ｍｎ欠乏層を所定の厚さ及び組成の範囲内に制御することで、より具体的には、酸化物の大部分又は全てを鋼板内部と鋼板表面をつなぐ粒界型酸化物にすることで、当該酸化物が焼鈍処理中に侵入する水素を排出する機能を発揮し、さらには鋼板の表層に所定の厚さ及び組成を有するＳｉ－Ｍｎ欠乏層を形成することにより鋼中の水素拡散を促進し、その結果、鋼中の水素を効率的に系外に排出することが可能となることを見出した。より詳細には、本発明者らは、酸化物の形態と水素の脱出経路としての有効性との間の関係を詳細に分析した結果、母材鋼１４の粒界型酸化物の存在比率（比率Ａ）を高めること、より具体的には比率Ａを５０％以上に高めることが有効であることを見出した。特定の理論に拘束されるわけではないが、鋼板中の酸化物が有する侵入水素に対する排出機能は、当該酸化物の比率Ａと正の相関があると考えられる。すなわち、粒界型酸化物が高い比率Ａで存在することで、鋼板中に侵入した水素を排出させる脱出経路が増加し、水素排出機能が向上すると考えられる。よって、本発明者らは、高い水素排出性を得る観点から、鋼板の製造時、特に焼鈍処理時の条件を制御して、焼鈍処理中に侵入する水素の脱出経路として機能する粒界型酸化物を高比率で、そして、好ましくはより深い位置まで存在させることが重要であることを見出した。
　また、本発明者らは、図２に示すような酸化物１２、１３などの内部酸化物の形成に起因して周囲のＳｉ及びＭｎ濃度が低下することで生成するＳｉ－Ｍｎ欠乏層の形態と水素排出性との間の関係を詳細に分析した結果、当該Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層を所定の厚さ及び組成の範囲内、より具体的にはＳｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さが鋼板の表面から３．０μｍ以上でありかつ当該厚さの１／２位置における酸化物を含まないＳｉ－Ｍｎ欠乏層のＳｉ及びＭｎ含有量がそれぞれ鋼板の板厚中心部におけるＳｉ及びＭｎ含有量の１０％未満となるように制御することが有効であることを見出した（以下、これらの値をＳｉ欠乏率及びＭｎ欠乏率ともいう）。特定の理論に拘束されるわけではないが、Ｓｉ及び／又はＭｎを多く含む鋼の場合、鋼中に固溶するＳｉ及び／又はＭｎも同様に多くなるため、これらの固溶Ｓｉ及び／又はＭｎが水素の拡散を阻害し、結果として鋼中の水素拡散速度が遅くなると考えられる。図２に示すように、酸化物１２、１３などの内部酸化物が鋼板の表層に形成されると、鋼中に固溶していたＳｉ及びＭｎが内部酸化物の形成で消費されることになるため、鋼板の表層には、内部酸化物の形成とともに、周囲のＳｉ及びＭｎ濃度が比較的低下したＳｉ－Ｍｎ欠乏層が生成することになる。したがって、当該Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層を比較的厚くすること、具体的には当該Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さを鋼板の表面（鋼板の表面にめっき層が存在する場合には、めっき層と鋼板の界面）から３．０μｍ以上に制御することで水素の拡散経路を十分に確保しつつ、さらにＳｉ－Ｍｎ欠乏層のＳｉ及びＭｎ含有量を十分低くすること、具体的にはＳｉ及びＭｎ欠乏率がそれぞれ１０％未満となるよう制御することで、水素の拡散を阻害する固溶Ｓｉ及びＭｎの量を十分に低減することができるものと考えられる。したがって、厚さ及び組成が上記の範囲内に制御されたＳｉ－Ｍｎ欠乏層を含めることで、水素の拡散を促進して鋼中からの水素排出性を向上させることができると考えられる。よって、上述した粒界型酸化物と当該Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層を組み合わせることで、水素排出性を顕著に向上させることが可能となる。
　さらに、本発明者らは、粒界型酸化物の水素排出機能を最大限に発揮させるために、当該粒界型酸化物とは別形態の酸化物である、表層に形成される粒状型酸化物の生成をできるだけ抑制することが重要であることを見出した。粒状型酸化物は表層に選択的に形成され、粒界型酸化物が表層に形成されることを阻害する。また、粒状型酸化物は過剰に存在すると、系外に脱出しようとする水素のトラップサイトとして機能し、水素排出機能を低下させる場合がある。したがって、水素排出機能をさらに向上させる観点からは、上述した粒界型酸化物とＳｉ－Ｍｎ欠乏層の組み合わせに加えて、粒状型酸化物の生成を抑制、より具体的には粒状型酸化物の数密度（単位面積当たりの個数）を制御することも重要であることを見出した。
　以下、本発明に係る鋼板について詳しく説明する。なお、本発明に係る鋼板の板厚は、特に限定されないが、例えば、０．１～３．２ｍｍであってよい。
　［鋼板の成分組成］
　本発明に係る鋼板に含まれる成分組成について説明する。元素の含有量に関する「％」は、特に断りがない限り、「質量％」を意味する。成分組成における数値範囲において、「～」を用いて表される数値範囲は、特に指定しない限り、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
　（Ｃ：０．０５～０．４０％）
　Ｃ（炭素）は、鋼の強度を確保する上で重要な元素である。十分な強度を確保ために、Ｃ含有量は０．０５％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０７％以上、より好ましくは０．１０％以上、さらに好ましくは０．１２％以上である。一方、Ｃ含有量が過剰であると、溶接性が低下するおそれがある。したがって、Ｃ含有量は０．４０％以下とする。Ｃ含有量は、０．３８％以下、０．３５％以下、０．３２％以下又は０．３０％以下であってもよい。
　（Ｓｉ：０．２～３．０％）
　Ｓｉ（ケイ素）は、鋼の強度を向上させるのに有効な元素である。十分な強度を確保し、さらに、所望の酸化物、特に粒界型酸化物を鋼板の内部に十分に生成させるために、Ｓｉ含有量は０．２％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．３％以上、より好ましくは０．５％以上、さらに好ましくは１．０％以上である。一方、Ｓｉ含有量が過剰であると、表面性状の劣化を引き起こすおそれがあり、外部酸化成長を促進するおそれもある。したがって、Ｓｉ含有量は３．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、２．８％以下、２．５％以下、２．３％以下又は２．０％以下であってもよい。
　（Ｍｎ：０．１～５．０％）
　Ｍｎ（マンガン）は、硬質組織を得ることで鋼の強度を向上させるのに有効な元素である。十分な強度を確保し、さらに所望の酸化物、特に粒界型酸化物を鋼板の内部に十分に生成させるために、Ｍｎ含有量は０．１％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．５％以上、より好ましくは１．０％以上、さらに好ましくは１．５％以上である。一方、Ｍｎ含有量が過剰であると、Ｍｎ偏析によって金属組織が不均一になり、加工性が低下するおそれがあり、外部酸化成長を促進するおそれもある。したがって、Ｍｎ含有量は５．０％以下とする。Ｍｎ含有量は、４．５％以下、４．０％以下、３．５％以下又は３．０％以下であってもよい。
　（ｓｏｌ．Ａｌ：０～０．４０００％未満）
　Ａｌ（アルミニウム）は、脱酸元素として作用する元素である。Ａｌ含有量は０％でもよいが、十分な脱酸の効果を得るためには、Ａｌ含有量は０．００１０％以上であることが好ましい。Ａｌ含有量は、より好ましくは０．００５０％以上、さらに好ましくは０．０１００％以上、さらにより好ましくは０．０１５０％以上である。一方、Ａｌ含有量が過剰であると加工性の低下や表面性状の劣化を引き起こすおそれがある。したがって、Ａｌ含有量は０．４０００％未満とする。Ａｌ含有量は、０．３９００％以下、０．３８００％以下、０．３７００％以下、０．３５００％以下、０．３４００％以下、０．３３００％以下、０．３０００％以下又は０．２０００％以下であってもよい。Ａｌ含有量は、いわゆる酸可溶Ａｌの含有量（ｓｏｌ．Ａｌ）を意味する。
　（Ｐ：０．０３００％以下）
　Ｐ（リン）は、一般に鋼に含有される不純物である。Ｐを過度に含有すると溶接性が低下するおそれがある。したがって、Ｐ含有量は０．０３００％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２００％以下、より好ましくは０．０１００％以下、さらに好ましくは０．００５０％以下である。Ｐ含有量の下限は０％であるが、製造コストの観点から、Ｐ含有量は０％超又は０．０００１％以上であってもよい。
　（Ｓ：０．０３００％以下）
　Ｓ（硫黄）は、一般に鋼に含有される不純物である。Ｓを過度に含有すると溶接性が低下し、さらに、ＭｎＳの析出量が増加して曲げ性等の加工性が低下するおそれがある。したがって、Ｓ含有量は０．０３００％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００５０％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。Ｓ含有量の下限は０％であるが、脱硫コストの観点から、Ｓ含有量は０％超又は０．０００１％以上であってもよい。
　（Ｎ：０．０１００％以下）
　Ｎ（窒素）は、一般に鋼に含有される不純物である。Ｎを過度に含有すると溶接性が低下するおそれがある。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８０％以下、より好ましくは０．００５０％以下、さらに好ましくは０．００３０％以下である。Ｎ含有量の下限は０％であるが、製造コストの観点からＮ含有量は０％超又は０．００１０％以上であってもよい。
　本発明に係る鋼板の基本成分組成は上記のとおりである。さらに当該鋼板は、必要に応じて、以下の任意元素を含有していてもよい。これらの元素の含有は必須ではなく、これらの元素の含有量の下限は０％である。
　（Ｂ：０～０．０１０％）
　Ｂ（ホウ素）は、焼入れ性を高めて強度の向上に寄与し、また粒界に偏析して粒界を強化して靭性を向上させる元素である。Ｂ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｂ含有量は、０．０００１％以上、０．０００５％以上又は０．００１％以上であってもよい。一方、十分な靭性及び溶接性を確保する観点から、Ｂ含有量は０．０１０％以下であることが好ましく、０．００８％以下又は０．００６％以下であってもよい。
　（Ｔｉ：０～０．１５０％）
　Ｔｉ（チタン）は、ＴｉＣとして鋼の冷却中に析出し、強度の向上に寄与する元素である。Ｔｉ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｔｉ含有量は、０．００１％以上、０．００３％以上、０．００５％以上又は０．０１０％以上であってもよい。一方、Ｔｉを過剰に含有すると粗大なＴｉＮが生成して靭性が損なわれるおそれがある。このため、Ｔｉ含有量は０．１５０％以下であることが好ましく、０．１００％以下又は０．０５０％以下であってもよい。
　（Ｎｂ：０～０．１５０％）
　Ｎｂ（ニオブ）は焼入れ性の向上を通じて強度の向上に寄与する元素である。Ｎｂ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｎｂ含有量は、０．００１％以上、０．００５％以上、０．０１０％以上又は０．０１５％以上であってもよい。一方、十分な靭性及び溶接性を確保する観点から、Ｎｂ含有量は、０．１５０％以下であることが好ましく、０．１００％以下又は０．０６０％以下であってもよい。
　（Ｖ：０～０．１５０％）
　Ｖ（バナジウム）は焼入れ性の向上を通じて強度の向上に寄与する元素である。Ｖ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｖ含有量は、０．００１％以上、０．０１０％以上、０．０２０％以上又は０．０３０％以上であってもよい。一方、十分な靭性及び溶接性を確保する観点から、Ｖ含有量は、０．１５０％以下であることが好ましく、０．１００％以下又は０．０６０％以下であってもよい。
　（Ｃｒ：０～２．００％）
　Ｃｒ（クロム）は、鋼の焼入れ性を高めて、鋼の強度を高めるのに有効である。Ｃｒ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｃｒ含有量は、０．０１％以上、０．１０％以上、０．２０％以上、０．５０％以上又は０．８０％以上であってもよい。一方、Ｃｒを過剰に含有するとＣｒ炭化物が多量に形成し、逆に焼入れ性が損なわれるおそれがある。このため、Ｃｒ含有量は２．００％以下であることが好ましく、１．８０％以下又は１．５０％以下であってもよい。
　（Ｎｉ：０～２．００％）
　Ｎｉ（ニッケル）は、鋼の焼入れ性を高めて、鋼の強度を高めるのに有効な元素である。Ｎｉ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｎｉ含有量は、０．０１％以上、０．１０％以上、０．２０％以上、０．５０％以上又は０．８０％以上であってもよい。一方、Ｎｉの過剰な添加はコストの上昇を招く。このため、Ｎｉ含有量は２．００％以下であることが好ましく、１．８０％以下又は１．５０％以下であってもよい。
　（Ｃｕ：０～２．００％）
　Ｃｕ（銅）は、鋼の焼入れ性を高めて、鋼の強度を高めるのに有効な元素である。Ｃｕ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｃｕ含有量は、０．００１％以上、０．００５％以上又は０．０１％以上であってもよい。一方、靭性低下や鋳造後のスラブの割れや溶接性の低下を抑制する観点から、Ｃｕ含有量は２．００％以下であることが好ましく、１．８０％以下、１．５０％以下又は１．００％以下であってもよい。
　（Ｍｏ：０～１．００％）
　Ｍｏ（モリブデン）は、鋼の焼入れ性を高めて、鋼の強度を高めるのに有効な元素である。Ｍｏ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｍｏ含有量は、０．０１％以上、０．１０％以上、０．２０％以上又は０．３０％以上であってもよい。一方、靭性と溶接性の低下を抑制する観点から、Ｍｏ含有量は１．００％以下であることが好ましく、０．９０％以下又は０．８０％以下であってもよい。
　（Ｗ：０～１．００％）
　Ｗ（タングステン）は、鋼の焼入れ性を高めて、鋼の強度を高めるのに有効な元素である。Ｗ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｗ含有量は、０．００１％以上、０．００５％以上又は０．０１％以上であってもよい。一方、靭性と溶接性の低下を抑制する観点から、Ｗ含有量は１．００％以下であることが好ましく、０．９０％以下、０．８０％以下、０．５０％以下又は０．１０％以下であってもよい。
　（Ｃａ：０～０．１００％）
　Ｃａ（カルシウム）は、介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める作用を有する元素である。Ｃａ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｃａ含有量は、０．０００１％以上、０．０００５％以上又は０．００１％以上であってもよい。一方、Ｃａを過剰に含有すると表面性状の劣化が顕在化する場合がある。このため、Ｃａ含有量は０．１００％以下であることが好ましく、０．０８０％以下、０．０５０％以下、０．０１０％以下又は０．００５％以下であってもよい。
　（Ｍｇ：０～０．１００％）
　Ｍｇ（マグネシウム）は、介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める作用を有する元素である。Ｍｇ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｍｇ含有量は、０．０００１％以上、０．０００５％以上又は０．００１％以上であってもよい。一方、Ｍｇを過剰に含有すると表面性状の劣化が顕在化する場合がある。このため、Ｍｇ含有量は０．１００％以下であることが好ましく、０．０９０％以下、０．０８０％以下、０．０５０％以下又は０．０１０％以下であってもよい。
　（Ｚｒ：０～０．１００％）
　Ｚｒ（ジルコニウム）は、介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める作用を有する元素である。Ｚｒ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｚｒ含有量は、０．００１％以上、０．００５％以上又は０．０１０％以上であってもよい。一方、Ｚｒを過剰に含有すると表面性状の劣化が顕在化する場合がある。このため、Ｚｒ含有量は０．１００％以下であることが好ましく、０．０５０％以下、０．０４０％以下又は０．０３０％以下であってもよい。
　（Ｈｆ：０～０．１００％）
　Ｈｆ（ハフニウム）は、介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める作用を有する元素である。Ｈｆ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。Ｈｆ含有量は、０．０００１％以上、０．０００５％以上又は０．００１％以上であってもよい。一方、Ｈｆを過剰に含有すると表面性状の劣化が顕在化する場合がある。このため、Ｈｆ含有量は０．１００％以下であることが好ましく、０．０５０％以下、０．０３０％以下又は０．０１０％以下であってもよい。
　（ＲＥＭ：０～０．１００％）
　ＲＥＭ（希土類元素）は、介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める作用を有する元素である。ＲＥＭ含有量は０％であってよいが、上記効果を得るため、必要に応じて含有していてもよい。ＲＥＭ含有量は、０．０００１％以上、０．０００５％以上又は０．００１％以上であってもよい。一方、ＲＥＭを過剰に含有すると表面性状の劣化が顕在化する場合がある。このため、ＲＥＭ含有量は０．１００％以下であることが好ましく、０．０５０％以下、０．０３０％以下又は０．０１０％以下であってもよい。なお、ＲＥＭとは、Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌの略であり、ランタノイド系列に属する元素をいう。ＲＥＭは通常ミッシュメタルとして添加される。
　本発明に係る鋼板において、上記成分組成以外の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分等である。
　本発明において、鋼板の成分組成の分析は、当業者に公知の元素分析法を用いればよく、例えば、誘導結合プラズマ質量分析法（ＩＣＰ－ＭＳ法）により行われる。ただし、Ｃ及びＳについては燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎについては不活性ガス融解－熱伝導度法を用いて測定するとよい。これらの分析は、鋼板をＪＩＳ　Ｇ０４１７：１９９９に準拠した方法で採取したサンプルで行えばよい。
　［表層］
　本発明において、鋼板の「表層」とは、鋼板の表面（めっき鋼板の場合は鋼板とめっき層の界面）から板厚方向に所定の深さまでの領域を意味し、「所定の深さ」は典型的には５０μｍ以下である。
　図２に示されるように、本発明に係る鋼板１１においては、鋼板１１の表層に粒界型酸化物１３を含む。好ましくは、粒界型酸化物１３のみが存在する。この粒界型酸化物１３が母材鋼１４の内部に存在する（すなわち内部酸化物として存在する）ことにより、図１に示される鋼板１の表面上に外部酸化層２が存在する場合に比べ、鋼板１１が高いめっき性を有することが可能となる。これは、内部酸化物の形成に関連して、めっき（例えばＺｎ系めっき）を鋼板の表面上に形成する際にめっき成分と鋼成分との相互拡散を阻害する外部酸化層が存在しないか又は十分に薄い厚さでしか存在しないために、めっき成分と鋼成分との相互拡散が十分になされた結果と考えられる。したがって、鋼板の表層、すなわち鋼板の内部に粒界型酸化物含む本発明に係る鋼板及びめっき鋼板は、高いめっき性を有する。
　また、図２に示されるように、本発明に係る鋼板１１においては、鋼板１１の表層には、上記粒界型酸化物１３に加えて、粒状型酸化物１２を含んでいてもよい。この粒状型酸化物１２は、粒界型酸化物１３と同様に母材鋼１４の内部に存在するため、粒状型酸化物１２及び粒界型酸化物１３の両方を含む鋼板及びめっき鋼板もまた、高いめっき性を有する。一方、粒状型酸化物１２は、それぞれが独立して粒として存在するため、焼鈍時の水素の脱出経路としては機能せず、むしろ過剰に存在すると脱出しようとする水素をトラップする場合があり、粒界型酸化物１３の水素排出機能を低下させ得る。また、粒状型酸化物１２が過剰に（例えば、後述する数密度が４．０個/μｍ2以上）生成される製造条件（特に焼鈍条件）を用いて鋼板１１が製造された場合、粒状型酸化物１２の生成が促進され、粒界型酸化物１３が十分生成されず、水素排出機能が低下しやすい傾向にある。そのため、焼鈍時の水素の脱出経路を有効に増やすという観点から、粒状型酸化物１２は可能な限り少ないことが好ましい。したがって、より好ましくは、本発明において、鋼板１１の表層には粒状型酸化物１２を含まなくてもよい（すなわち、鋼板１１の表層に存在する酸化物は全て粒界型酸化物１３であってもよい）。
　［粒状型酸化物］
　本発明において、「粒状型酸化物」とは、鋼の結晶粒内又は結晶粒界上に粒状に分散した酸化物をいう。また、「粒状」とは、鋼マトリクス内で互いに離間して存在していることをいい、例えば、１．０～５．０のアスペクト比（粒状型酸化物を横断する最大線分長さ（長径）／長径と垂直な酸化物を横断する最大線分長さ（短径））を有することをいう。「粒状に分散」とは、酸化物の各粒子の位置が特定の規則に沿って（例えば直線状に）配置されておらず、ランダムに配置されていることをいう。実際には、粒状型酸化物は鋼板の表層において、典型的に球状又は略球状に三次元的に存在しているため、鋼板の表層の断面を観察した場合は、当該粒状型酸化物は典型的に円状又は略円状に観察される。図２においては、例として、円状に見える粒状型酸化物１２を示している。粒状型酸化物１２の平均粒径は特に限定されず、例えば、３００ｎｍ以下、２００ｎｍ以下、又は１５０ｎｍ以下であってよい。
　（数密度）
　本発明において、粒状型酸化物の数密度は４．０個／μｍ2未満である。本発明における鋼板において、鋼板の表層に粒状型酸化物を含まなくてもよいため、数密度は０個／μｍ2でもよい。粒状型酸化物は水素のトラップサイトとして機能することで鋼中水素の脱出を阻害するおそれがある。このため、特に水素排出性を高める観点からは、粒状型酸化物は少ない方が好ましく、数密度を４．０個／μｍ2未満とする。さらに良好な水素排出性を得る観点から、数密度は、好ましくは３．０個／μｍ2未満、より好ましくは２．０個／μｍ2未満、さらに好ましくは１．０個／μｍ2未満である。
　粒状型酸化物の平均粒径及び数密度は走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で測定される。具体的な測定は、以下のとおりである。鋼板の表層の断面をＳＥＭにより観察し、粒状型酸化物を含むＳＥＭ画像を得る。当該ＳＥＭ画像から観察領域として、後述する粒界型酸化物を含まない１．０μｍ（深さ方向）×１．０μｍ（幅方向）の領域を合計１０箇所選択する。各領域の観察位置としては、深さ方向（鋼板の表面と垂直な方向）については、鋼板表面から１．５μｍまでの領域のうちの１．０μｍとし、幅方向（鋼板の表面と平行な方向）については、上記ＳＥＭ画像の任意の位置の１．０μｍとする。なお、観察領域に粒状型酸化物が観察されない場合は、数密度は０個／μｍ2であり、その場合は平均粒径はなしとなる。次いで、上記のように選択した各領域のＳＥＭ画像を抽出し、酸化物部分と鋼部分とを分けるために二値化し、各二値化像から粒状型酸化物部分の総面積を算出し、さらに各二値化像内の粒状型酸化物の個数を数える。こうして求めた１０箇所の領域の合計の粒状型酸化物の総面積と個数から、円相当直径として粒状型酸化物の平均粒径（ｎｍ）を求める。また、粒状型酸化物の数密度（個／μｍ2）は、各二値化像から数えられた粒状型酸化物の個数の平均値に等しい。なお、粒状型酸化物の一部のみが観察領域で観察される場合、すなわち、粒状型酸化物の輪郭全てが観察領域内に無い場合は、個数として計上しない。また、測定精度の観点から、粒状型酸化物の個数として計上する下限は５．０ｎｍ以上とする。
　［粒界型酸化物］
　本発明において、「粒界型酸化物」とは、鋼の結晶粒界に沿って存在する酸化物をいい、鋼の結晶粒内に存在する酸化物は含まない。実際には、粒界型酸化物は鋼板の表層において結晶粒界に沿うように面状に存在しているため、鋼板の表層の断面を観察した場合、当該粒界型酸化物は線状に観察される。図２及び図３において、例として、線状に見える粒界型酸化物１３を示している。また、図２及び図３において、鋼板１１の典型的な例として、粒界型酸化物１３は粒状型酸化物１２の下部に示されているが、粒界型酸化物１３は母材鋼１４の表面付近にも形成される。粒界型酸化物１３が鋼板の表面付近に形成されることで、鋼板表面と鋼板内部を粒界型酸化物がつなぎ、水素排出機能が十分に発揮される。
　（比率Ａ）
　本発明において、「比率Ａ」とは、図３に示されるように、鋼板１１の表層の断面を観察した場合の、観察画像における「鋼板の表面の長さ：Ｌ0」に対する「鋼板の表面に投影した粒界型酸化物の長さ：Ｌ（Ｌ1＋Ｌ2＋Ｌ3＋Ｌ4）」の比をいう。本発明において、比率Ａは５０％以上１００％以下である。比率Ａをこのような範囲に制御することで、粒界型酸化物を鋼板内部に広範囲に形成させることができ、当該粒界型酸化物が水素の脱出経路として良好に機能する。一方、比率Ａが５０％未満となると水素の脱出経路として十分に機能せず、良好な水素排出性を得られないおそれがある。比率Ａは、好ましくは６０％以上、より好ましくは７０％以上、さらに好ましくは８０％以上、さらにより好ましくは９０％以上である。比率Ａは１００％であってもよい。
　比率Ａは、図３に示すように、鋼板１１の表層を断面観察することで決定される。具体的な測定方法は、以下のとおりである。鋼板１１の表層の断面をＳＥＭにより観察する。観察位置は無作為に選択した箇所とする。観察したＳＥＭ画像から表面の長さＬ0（すなわちＳＥＭ画像の幅）を測定する。長さＬ0は１００μｍ以上（例えば、１００μｍ、１５０μｍ又は２００μｍ）とし、測定する深さは鋼板の表面から５０μｍまでの領域とする。次いで、当該ＳＥＭ画像から粒界型酸化物１３の位置を特定し、特定した粒界型酸化物１３を鋼板１１の表面上（めっき鋼板の場合は鋼板１１とめっき層の界面上）に投影し、視野内の粒界型酸化物１３の長さＬ（＝Ｌ1＋Ｌ2＋Ｌ3＋Ｌ4）を求める。このようにして求めたＬ0及びＬに基づいて、本発明における比率Ａ（％）＝１００×Ｌ／Ｌ0を求める。なお、図３は、説明のために粒状型酸化物１２を省略した図であることに留意されたい。
　［酸化物の成分組成］
　本発明において、粒状型酸化物及び粒界型酸化物（以下、単に酸化物ともいう）は、酸素に加え、上述した鋼板中に含まれる元素のうち１種又は２種以上を含むものであって、典型的に、Ｓｉ、Ｏ及びＦｅを含み、場合によりさらにＭｎを含む成分組成を有する。より具体的には、酸化物は、典型的にＳｉ：５～２５％、Ｍｎ：０～１０％、Ｏ：４０～６５％、及びＦｅ：１０～３０％を含む。当該酸化物は、これらの元素以外にも上述した鋼板に含まれ得る元素（例えばＣｒなど）を含んでもよい。
　［Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層］
　本発明に係る鋼板は、当該鋼板の表面から３．０μｍ以上の厚さを有するＳｉ－Ｍｎ欠乏層を含み、当該厚さの１／２位置における酸化物を含まないＳｉ－Ｍｎ欠乏層のＳｉ及びＭｎ含有量がそれぞれ鋼板の板厚中心部におけるＳｉ及びＭｎ含有量の１０％未満である。粒界型酸化物及び／又は粒状型酸化物の形成に起因して鋼板の表層に生成されるＳｉ－Ｍｎ欠乏層を３．０μｍ以上の厚さとし、当該Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層のＳｉ及びＭｎ欠乏率をそれぞれ１０％未満に制御することで、水素の拡散を阻害する固溶Ｓｉ及びＭｎの量を十分に低減することができ、その結果として水素の拡散を促進させることができる。したがって、上述した粒界型酸化物と当該Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層を組み合わせることで水素排出性を顕著に向上させることが可能となる。また、Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さを大きくすることで鋼中からの水素の拡散をより促進させることができるため、Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さは、好ましくは４．０μｍ以上、より好ましくは５．０μｍ以上、最も好ましくは７．０μｍ以上である。Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さの上限は特に限定されないが、例えばＳｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さは５０．０μｍ以下であってよい。
　同様に、Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層のＳｉ及びＭｎ欠乏率をより小さくすることで鋼中の固溶Ｓｉ及びＭｎの量をさらに低減することができる。このため、Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層のＳｉ欠乏率は、好ましくは８％以下、より好ましくは６％以下、最も好ましくは４％以下である。Ｓｉ欠乏率の下限値は、特に限定されないが０％であってもよい。同様に、Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層のＭｎ欠乏率は、好ましくは８％以下、より好ましくは６％以下、最も好ましくは４％以下である。Ｍｎ欠乏率の下限値は、特に限定されないが０％であってもよい。本発明において、「酸化物を含まない」との表現は、上記の粒界型酸化物及び粒状型酸化物だけでなく、他のいかなる酸化物も含まないことを意味するものであり、このような酸化物を含まない領域はＳＥＭによる断面観察及びエネルギー分散型Ｘ線分光器（ＥＤＳ）により特定することが可能である。また、本発明に係るＳｉ－Ｍｎ欠乏層は、粒界型酸化物等の内部酸化物を単に形成しただけでは所望の厚さ及び組成の範囲に制御することはできず、後で詳しく説明するように、製造プロセスにおいて内部酸化の進行を適切に制御することが重要となる。
　Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さは、図３中のＤで示されるように、鋼板１１の表面（めっき鋼板の場合は鋼板とめっき層の界面）から鋼板１１の板厚方向（鋼板の表面に垂直な方向）に進んだ場合における鋼板１１の表面から粒界型酸化物１３が存在する最も遠い位置までの距離をいう。Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さは、上述の比率Ａを測定したＳＥＭ画像（表面の長さＬ0）と同一の画像から求めればよい。また、Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さの１／２位置における酸化物を含まない領域のＳｉ及びＭｎ含有量は、上記ＳＥＭ画像から決定されたＳｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さの１／２位置において無作為に選択された酸化物を含まない１０箇所の点をエネルギー分散型Ｘ線分光器付き透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ－ＥＤＳ）を用いて分析し、得られたＳｉ及びＭｎ濃度の測定値を算術平均することによって決定される。また、鋼板の板厚中心部におけるＳｉ及びＭｎ含有量は、当該板厚中心部の断面をＳＥＭで観察し、そのＳＥＭ画像から板厚中心部において無作為に選択された１０箇所の点をエネルギー分散型Ｘ線分光器付き透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ－ＥＤＳ）を用いて分析し、得られたＳｉ及びＭｎ濃度の測定値を算術平均することによって決定される。最後に、Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さの１／２位置におけるＳｉ及びＭｎ含有量をそれぞれ鋼板の板厚中心部におけるＳｉ及びＭｎ含有量で除したものを百分率で表現した値がＳｉ及びＭｎ欠乏率として決定される。
　＜めっき鋼板＞
　本発明に係るめっき鋼板は、上述した本発明に係る鋼板上にＺｎを含むめっき層を有する。このめっき層は鋼板の片面に形成されていても、両面に形成されていてもよい。Ｚｎを含むめっき層としては、例えば、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、電気合金亜鉛めっき層などが挙げられる。より具体的には、めっき種としては、例えば、Ｚｎ－０．２％Ａｌ（ＧＩ）、Ｚｎ－０．０９％Ａｌ（ＧＡ）、Ｚｎ－１．５％Ａｌ－１．５％Ｍｇ、又はＺｎ－１１％Ａｌ－３％Ｍｇ－０．２％Ｓｉなどを用いることができる。
　［めっき層の成分組成］
　本発明におけるＺｎを含むめっき層に含まれる成分組成について説明する。元素の含有量に関する「％」は、特に断りがない限り、「質量％」を意味する。めっき層についての成分組成における数値範囲において、「～」を用いて表される数値範囲は、特に指定しない限り、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
　（Ａｌ：０～６０．０％）
　Ａｌは、Ｚｎと共に含まれるか又は合金化することでめっき層の耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有していてもよい。したがって、Ａｌ含有量は０％であってもよい。ＺｎとＡｌとを含むめっき層を形成するために、Ａｌ含有量は０．０１％以上であることが好ましく、例えば、０．１％以上、０．５％以上、１．０％以上、又は３．０％以上であってよい。一方、Ａｌを過度に含有しても耐食性を向上させる効果が飽和するため、Ａｌ含有量は、６０．０％以下であることが好ましく、例えば、５５．０％以下、５０．０％以下、４０．０％以下、３０．０％以下、２０．０％以下、１０．０％以下、又は５．０％以下であってよい。
　（Ｍｇ：０～１５．０％）
　Ｍｇは、Ｚｎ及びＡｌと共に含まれるか又は合金化することでめっき層の耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有していてもよい。したがって、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。ＺｎとＡｌとＭｇとを含むめっき層を形成するために、Ｍｇ含有量は０．０１％以上であることが好ましく、例えば、０．１％以上、０．５％以上、１．０％以上、又は３．０％以上であってよい。一方、Ｍｇを過度に含有すると、めっき浴中にＭｇが溶解しきれずに酸化物として浮遊し、このめっき浴で亜鉛めっきするとめっき表層に酸化物が付着して外観不良を起こし、あるいは、不めっき部が発生するおそれがある。このため、Ｍｇ含有量は、１５．０％以下であることが好ましく、例えば、１０．０％以下、５．０％以下であってよい。
　（Ｆｅ：０～１５．０％）
　Ｆｅは、鋼板上にＺｎを含むめっき層を形成した後にめっき鋼板を熱処理した場合に鋼板から拡散することでめっき層中に含まれ得る。したがって、熱処理がされていない状態においては、Ｆｅはめっき層中に含まれないため、Ｆｅ含有量は０％であってもよい。また、Ｆｅ含有量は、１．０％以上、２．０％以上、３．０％以上、４．０％以上又は５．０％以上であってもよい。一方、Ｆｅ含有量は、１５．０％以下であることが好ましく、例えば、１２．０％以下、１０．０％以下、８．０％以下又は６．０％以下であってもよい。
　（Ｓｉ：０～３．０％）
　Ｓｉは、Ｚｎを含むめっき層、特にＺｎ－Ａｌ－Ｍｇめっき層に含まれるとさらに耐食性を向上させる元素であるため、必要に応じて含有していてもよい。したがって、Ｓｉ含有量は０％であってもよい。耐食性向上の観点から、Ｓｉ含有量は、例えば、０．００５％以上、０．０１％以上、０．０５％以上、０．１％以上又は０．５％以上であってもよい。また、Ｓｉ含有量は、３．０％以下、２．５％以下、２．０％以下、１．５％以下又は１．２％以下であってもよい。
　めっき層の基本の成分組成は上記のとおりである。さらに、めっき層は、任意選択で、Ｓｂ：０～０．５０％、Ｐｂ：０～０．５０％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｔｉ：０～１．００％、Ｓｒ：０～０．５０％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、及びＭｎ：０～１．００％のうち１種又は２種以上を含有してもよい。特に限定されないが、めっき層を構成する上記基本成分の作用及び機能を十分に発揮させる観点から、これらの任意添加元素の合計含有量は５．００％以下とすることが好ましく、２．００％以下とすることがより好ましい。
　めっき層において上記成分以外の残部はＺｎ及び不純物からなる。めっき層における不純物とは、めっき層を製造する際に、原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分等である。めっき層においては、不純物として、上で説明した基本成分及び任意添加成分以外の元素が、本発明の効果を妨げない範囲内で微量に含まれていてもよい。
　めっき層の成分組成は、鋼板の腐食を抑制するインヒビターを加えた酸溶液にめっき層を溶解し、得られた溶液をＩＣＰ（高周波誘導結合プラズマ）発光分光法によって測定することにより決定することができる。
　めっき層の厚さは、例えば３～５０μｍであってよい。また、めっき層の付着量は、特に限定されないが、例えば、片面当たり１０～１７０ｇ／ｍ2であってよい。本発明において、めっき層の付着量は、地鉄の腐食を抑制するインヒビターを加えた酸溶液にめっき層を溶解し、酸洗前後の重量変化から決定される。
　［引張強度］
　本発明に係る鋼板及びめっき鋼板は、高強度を有していることが好ましく、具体的には４４０ＭＰａ以上の引張強度を有することが好ましい。例えば、引張強度は５００ＭＰａ以上、６００ＭＰａ以上、７００ＭＰａ以上、又は８００ＭＰａ以上であってもよい。引張強度の上限は特に限定されないが、靭性確保の観点から例えば２０００ＭＰａ以下であればよい。引張強度の測定は、圧延方向に直角な方向を長手方向とするＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に準拠して行えばよい。
　本発明に係る鋼板及びめっき鋼板は、高強度であり、高いめっき性及び水素排出性を有するため、自動車、家電製品、建材等の広い分野において好適に使用することができるが、特に自動車分野で使用されるのが好ましい。自動車用に用いられる鋼板は、通常、めっき処理（典型的にＺｎ系めっき処理）が行われるため、本発明に係る鋼板を自動車用鋼板として使用した場合に、高いめっき性を有するという本発明の効果が好適に発揮される。また、自動車用に用いられる鋼板及びめっき鋼板はホットスタンプ成形することが多く、その場合に水素脆化割れが顕著に問題になり得る。そのため、本発明に係る鋼板及びめっき鋼板を自動車用鋼板として使用した場合に、高い水素排出性を有するという本発明の効果が好適に発揮される。
　＜鋼板の製造方法＞
　以下で、本発明に係る鋼板の好ましい製造方法について説明する。以下の説明は、本発明に係る鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。
　本発明に係る鋼板は、例えば、成分組成を調整した溶鋼を鋳造して鋼片を形成する鋳造工程、鋼片を熱間圧延して熱延鋼板を得る熱延工程、熱延鋼板を巻取る巻取工程、巻取った熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る冷延工程、冷延鋼板の表面に転位を導入する研削工程、及び研削した冷延鋼板を焼鈍する焼鈍工程を行うことで得ることができる。代替的に、熱延工程後に巻き取らず、酸洗してそのまま冷延工程を行ってもよい。
　［鋳造工程］
　鋳造工程の条件は特に限定されない。例えば、高炉や電炉等による溶製に引き続き、各種の二次製錬を行い、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造などの方法で鋳造すればよい。
　［熱延工程］
　上記のように鋳造した鋼片を熱間圧延して熱延鋼板を得ることができる。熱延工程は、鋳造した鋼片を直接又は一旦冷却した後に再加熱して熱間圧延することにより行われる。再加熱を行う場合には、鋼片の加熱温度は、例えば１１００℃～１２５０℃であればよい。熱延工程においては、通常、粗圧延と仕上圧延とが行われる。各圧延の温度や圧下率は、所望の金属組織や板厚に応じて適宜変更すればよい。例えば仕上げ圧延の終了温度を９００～１０５０℃、仕上圧延の圧下率を１０～５０％としてもよい。
　［巻取工程］
　熱延鋼板は所定の温度で巻取ることができる。巻取温度は、所望の金属組織等に応じて適宜変更すればよく、例えば５００～８００℃であればよい。巻取る前又は巻取った後に巻き戻して、熱延鋼板に所定の熱処理を与えてもよい。代替的に、巻取工程は行わずに熱延工程後に酸洗して後述する冷延工程を行うこともできる。
　［冷延工程］
　熱延鋼板に酸洗等を行った後、熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得ることができる。冷間圧延の圧下率は、所望の金属組織や板厚に応じて適宜変更すればよく、例えば２０～８０％であればよい。冷延工程後は、例えば空冷して室温まで冷却すればよい。
　［研削工程］
　最終的に得られる鋼板の表層において粒界型酸化物を十分に形成させ、さらに所望の厚さ及び組成を有するＳｉ－Ｍｎ欠乏層を形成させるためには、冷延鋼板を焼鈍する前に研削工程を行うことが有効である。当該研削工程により、冷延鋼板の表面に多量の転位を導入することができる。酸素等の拡散は粒内よりも粒界の方が速いため、冷延鋼板の表面に多量の転位を導入することで粒界の場合と同様に多くのパスを形成することができる。このため、焼鈍時に酸素がこれらの転位に沿って鋼の内部まで拡散（侵入）しやすくなり、またＳｉ及びＭｎの拡散速度も向上するため、結果として酸素が鋼の内部のＳｉ及び／又はＭｎと結び付いて粒界型酸化物を形成するのを促進することが可能となる。また、このような内部酸化物の形成促進に伴い、周囲のＳｉ及びＭｎ濃度の低下も促進されるため、所望の厚さ及び組成を有するＳｉ－Ｍｎ欠乏層の形成も促進させることができる。研削工程は、特に限定されないが、例えば、重研削ブラシを用いて研削量１０～２００ｇ／ｍ2の条件下で冷延鋼板の表面を研削することにより実施することができる。重研削ブラシによる研削量は、当業者に公知の任意の適切な方法によって調整することができ、特に限定されないが、例えば、重研削ブラシの本数、回転数、ブラシ圧下量、及び使用する塗布液などを適切に選択することによって調整することができる。このような研削工程を実施することで、後述する焼鈍工程において所望の粒界型酸化物を形成するとともに、所望の厚さ及び組成すなわち３．０μｍ以上の厚さを有しかつＳｉ及びＭｎ欠乏率がそれぞれ１０％未満となるＳｉ－Ｍｎ欠乏層を確実かつ効率的に鋼板の表層に形成することが可能となる。
　［焼鈍工程］
　上記研削工程を行った冷延鋼板に焼鈍を行う。焼鈍は、冷延鋼板に対して圧延方向に張力をかけた状態で行うのが好ましい。とりわけ、焼鈍温度が５００℃以上の領域では、それ以外の領域に比べて張力を高くして焼鈍を行なうことが好ましく、具体的には焼鈍温度が５００℃以上の領域では、冷延鋼板に対して圧延方向に３～１５０ＭＰａ、特に１５～１５０ＭＰａの張力をかけた状態で焼鈍を行うのが好ましい。焼鈍時に張力をかけると冷延鋼板の表面に多量の転位をより効果的に導入することが可能となる。したがって、焼鈍時に酸素がこれらの転位に沿って鋼の内部まで拡散（侵入）しやすくなり、またＳｉ及びＭｎの拡散速度も向上するため、鋼板の内部に酸化物が生成されやすくなる。その結果、所望の比率の粒界型酸化物の形成、並びに所望の厚さ及び組成を有するＳｉ－Ｍｎ欠乏層の形成にとって有利となる。
　粒界型酸化物を鋼板表層に形成させること、かつ比率Ａを高める観点から、焼鈍工程の保持温度は７８０℃超～９００℃であることが好ましく、８００～８５０℃であることがより好ましい。焼鈍工程の保持温度が７８０℃以下であると、粒界型酸化物の生成が不十分となり、水素排出機能が低下する場合がある。一方、焼鈍工程の保持温度が９００℃超であると、鋼板表面に外部酸化層が生成し、めっき性が不十分になるおそれがある。上記保持温度までの昇温速度は、特に限定されないが１～１０℃／秒で行えばよい。また、昇温は、１～１０℃／秒の第１昇温速度と、当該第１昇温速度とは異なる１～１０℃／秒の第２昇温速度とにより、２段階で行ってもよい。
　上記保持温度での保持時間は、１０～５０秒であることが好ましく、３０～５０秒であることがより好ましい。保持時間が１０秒未満であると、粒界型酸化物が十分に生成されないおそれがあり、めっき性及び水素排出性が不十分になる場合がある。一方、保持時間が５０秒超であると、粒状型酸化物が過剰に生成されるおそれがあり、水素排出性が不十分になる場合がある。
　焼鈍工程における雰囲気の露点は、粒界型酸化物を広範囲に（高比率Ａで）生成させる観点から、好ましくは－２０～１０℃であり、より好ましくは－１０～５℃である。露点が低すぎると、鋼板の表面上に外部酸化層が形成され、内部酸化物が十分に形成されないおそれがあり、めっき性及び水素排出性が不十分になる場合がある。一方、露点が高すぎると、鋼板表面に外部酸化物としてＦｅ酸化物が生成し、めっき性が不十分になるおそれがある。また、焼鈍工程における雰囲気は、還元雰囲気、より具体的には窒素及び水素を含む還元雰囲気、例えば水素１～１０％の還元雰囲気（例えば、水素４％及び窒素バランス）であってよい。
　さらに、焼鈍工程を行う際の鋼板の内部酸化層を除去しておくことが有効である。上述した圧延工程、特に熱延工程の間に鋼板の表層に内部酸化層が形成される場合がある。そのような圧延工程で形成された内部酸化層は、焼鈍工程において十分な粒界型酸化物を形成するのを阻害するおそれがあるため、当該内部酸化層は酸洗処理等により焼鈍前に除去しておくことが好ましい。より具体的には、焼鈍工程を行う際の冷延鋼板の内部酸化層の深さは、０．５μｍ以下、好ましくは０．３μｍ以下、より好ましくは０．２μｍ以下、さらに好ましくは０．１μｍ以下にしておくとよい。
　上述した各工程を行うことにより、鋼板の表層に粒界型酸化物を広範囲に（高比率Ａで）生成し、粒状型酸化物の生成が十分に抑制されるとともに、所望の厚さ及び組成を有するＳｉ－Ｍｎ欠乏層を含む鋼板を得ることができる。
　なお、焼鈍工程の前段階として酸化帯にて、０．９～１．４の空気比又は空燃比で酸化し、次いで還元する工程を設けた場合には、粒界型酸化物の長さの比率Ａが５０％未満となるため、当該粒界型酸化物が水素の脱出経路として十分に機能せず、良好な水素排出性を得ることが困難となる。
　＜めっき鋼板の製造方法＞
　以下で、本発明に係るめっき鋼板の好ましい製造方法について説明する。以下の説明は、本発明に係るめっき鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該めっき鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。
　本発明に係るめっき鋼板は、上述のように製造した鋼板上にＺｎを含むめっき層を形成するめっき処理工程を行うことで得ることができる。
　［めっき処理工程］
　めっき処理工程は、当業者に公知の方法に従って行えばよい。めっき処理工程は、例えば、溶融めっきにより行ってもよく、電気めっきにより行ってもよい。好ましくは、めっき処理工程は溶融めっきにより行われる。めっき処理工程の条件は、所望のめっき層の成分組成、厚さ及び付着量等を考慮して適宜設定すればよい。めっき処理の後、合金化処理を行ってもよい。典型的には、めっき処理工程の条件は、Ａｌ：０～６０．０％、Ｍｇ：０～１５．０％、Ｆｅ：０～１５％、及びＳｉ：０～３％を含み、残部がＺｎ及び不純物からなるめっき層を形成するように設定するとよい。より具体的には、めっき処理工程の条件は、例えば、Ｚｎ－０．２％Ａｌ（ＧＩ）、Ｚｎ－０．０９％Ａｌ（ＧＡ）、Ｚｎ－１．５％Ａｌ－１．５％Ｍｇ、又はＺｎ－１１％Ａｌ－３％Ｍｇ－０．２％Ｓｉを形成するように適宜設定すればよい。
　以下、実施例によって本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に何ら限定されるものではない。
　（鋼板試料の作製）
　成分組成を調整した溶鋼を鋳造して鋼片を形成し、鋼片を熱間圧延し、酸洗した後に冷間圧延して冷延鋼板を得た。次いで、室温まで空冷し、冷延鋼板に酸洗処理を施して圧延により形成された内部酸化層を表１に記載の焼鈍前の内部酸化層深さ（μｍ）まで除去した。次いで、各冷延鋼板からＪＩＳ　Ｇ０４１７：１９９９に準拠した方法でサンプルを採取し、鋼板の成分組成をＩＣＰ－ＭＳ法等により分析した。測定した鋼板の成分組成を表１に示す。使用した鋼板の板厚は全て１．６ｍｍであった。
　次いで、各冷延鋼板について、ＮａＯＨ水溶液を塗布した後、重研削ブラシを用いて１０～２００ｇ／ｍ2の研削量にて冷延鋼板の表面を研削した（試料Ｎｏ．１３５は研削無し）。その後、表１に示す露点、保持温度及び保持時間により焼鈍処理（焼鈍雰囲気：水素４％及び窒素バランス）を行い、各鋼板試料を作製した。全ての鋼板試料において、焼鈍時の昇温速度は、５００℃までは６．０℃／秒とし、５００℃から保持温度までは２．０℃／秒とした。上記焼鈍処理において、冷延鋼板に対して圧延方向に１ＭＰａ以上の張力をかけた状態で焼鈍処理を行い、焼鈍温度が５００℃以上の領域でそれ以外の領域に比べて圧延方向により高い張力、具体的には３～１５０ＭＰａの張力をかけた状態で焼鈍を行った（試料Ｎｏ．１３４はこのような張力の適用無し）。重研削ブラシによる研削の有無、及び焼鈍処理の条件（焼鈍温度５００℃以上の領域での３～１５０ＭＰａの張力適用の有無、露点（℃）、保持温度（℃）、及び保持時間（秒））を表１に示す。なお、各鋼板試料について、圧延方向に直角な方向を長手方向とするＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験をＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）に準拠して行った結果、Ｎｏ．１６及び１８については、引張強度が４４０ＭＰａ未満であり、それ以外については４４０ＭＰａ以上であった。
　（鋼板試料の表層の分析）
　上記のように作成した各鋼板試料を２５ｍｍ×１５ｍｍに切断し、切断後の試料を樹脂に埋め込み鏡面研磨を施し、各鋼板試料の断面について、１．０μｍ×１．０μｍの領域をＳＥＭで１０箇所観察した。観察位置としては、深さ方向（鋼板の表面と垂直な方向）については、鋼板表面から０．２～１．２μｍまでの１．０μｍとし、幅方向（鋼板の表面と垂直な方向）については、上記ＳＥＭ画像の任意の位置の１．０μｍとした。なお、上記各領域として、粒界型酸化物が含まれない領域を選択した。次いで、得られた各鋼板試料についての各領域のＳＥＭ画像を二値化し、二値化像から粒状型酸化物部分の面積を算出し、さらにＳＥＭ画像内の粒状型酸化物の個数を数えた。こうして求めた１０個の二値化像における粒状型酸化物の面積と個数から、円相当直径として粒状型酸化物の平均粒径及び数密度を求めた。各鋼板試料についての粒状型酸化物の平均粒径（ｎｍ）及び数密度（個／μｍ2）を表１に示す。なお、表１において、ＳＥＭ画像内に粒状型酸化物が存在しない場合（数密度＝０の場合）は、平均粒径は「－」と記載した。
　また、上記埋め込み試料の断面観察から各鋼板試料についての比率Ａを測定した。具体的には、１５０μｍ幅（＝Ｌ0）のＳＥＭ画像において、粒界型酸化物の位置を特定し、特定した粒界型酸化物を鋼板の表面上に投影し、視野内の粒界型酸化物の長さＬを求めた。このようにして求めたＬ0及びＬに基づいて、比率Ａ（％）＝１００×Ｌ／Ｌ0を求めた。各鋼板試料についての粒状型酸化物の比率Ａ（％）を表１に示す。
　Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さは、比率Ａを測定したＳＥＭ画像において、鋼板の表面から鋼板の板厚方向（鋼板の表面に垂直な方向）に進んだ場合における鋼板の表面から粒界型酸化物が存在する最も遠い位置までの距離を測定することにより決定した。また、Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さの１／２位置における酸化物を含まない領域のＳｉ及びＭｎ含有量は、上記ＳＥＭ画像から決定されたＳｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さの１／２位置において無作為に選択された酸化物を含まない１０箇所の点をＴＥＭ－ＥＤＳを用いて分析し、得られたＳｉ及びＭｎ濃度の測定値を算術平均することによって決定した。また、鋼板の板厚中心部におけるＳｉ及びＭｎ含有量は、当該板厚中心部の断面をＳＥＭで観察し、そのＳＥＭ画像から板厚中心部において無作為に選択された１０箇所の点をＴＥＭ－ＥＤＳを用いて分析し、得られたＳｉ及びＭｎ濃度の測定値を算術平均することによって決定した。最後に、Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さの１／２位置におけるＳｉ及びＭｎ含有量をそれぞれ鋼板の板厚中心部におけるＳｉ及びＭｎ含有量で除したものを百分率で表現した値をＳｉ及びＭｎ欠乏率として決定した。また、各鋼板試料について、粒状型酸化物及び粒界型酸化物の成分組成を分析したところ、いずれの酸化物もＳｉ、Ｏ及びＦｅを含み、多くの酸化物でさらにＭｎを含み、それゆえいずれの酸化物の成分組成もＳｉ：５～２５％、Ｍｎ：０～１０％、Ｏ：４０～６５％、及びＦｅ：１０～３０％を含むものであった。
　（めっき鋼板試料の作製）
　各鋼板試料を１００ｍｍ×２００ｍｍのサイズに切断した後、表１に示すめっき種を形成するためのめっき処理を行うことによりめっき鋼板試料を作製した。表１において、めっき種Ａは「ＧＡ（合金化溶融亜鉛めっき鋼板）」、めっき種Ｂは「ＧＩ（溶融亜鉛めっき鋼板）」、めっき種Ｃは「Ｚｎ－１．５％Ａｌ－１．５％Ｍｇ」を示す。溶融亜鉛めっき工程では、切断した試料を４４０℃の溶融亜鉛めっき浴に３秒間浸漬した。浸漬後、１００ｍｍ／秒で引き抜き、Ｎ2ワイピングガスによりめっき付着量を５０ｇ／ｍ2に制御した。めっき種Ａについては、その後４６０℃で合金化処理を行った。
　（めっき性評価）
　各めっき鋼板試料について、鋼板の表面の不めっき部の面積率を測定することでめっき性の評価を行った。具体的には、めっき層を形成した各めっき鋼板試料の表面の１ｍｍ×１ｍｍの領域を光学顕微鏡で観察し、観察した画像からめっき層が形成された部分（めっき部）とめっき層が形成されなかった部分（不めっき部）とを判別し、不めっき部の面積率（不めっき部の面積／観察した画像の面積）を算出し、以下の基準によりめっき性を評価し、その結果を表１に示す。〇が合格、×が不合格である。
　評価〇：５．０％以下
　評価×：５．０％超
　（水素排出性の評価）
　めっき鋼板試料のエッジ部をマスキングし、当該めっき鋼板試料中に電気化学的に水素をチャージさせた。水素チャージは、各試料を０．１Ｍ－Ｈ2ＳＯ4（ｐＨ＝３）と０．０１Ｍ－ＫＳＣＮの混合溶液に浸漬し、室温かつ定電流（１００μＡ／ｍｍ2）の条件で行った。この後、各めっき鋼板試料について、昇温脱離法により拡散性水素量を測定した。具体的には、ガスクロマトグラフィを備えた加熱炉中でめっき鋼板試料を４００℃まで加熱し、２５０℃まで下がるまでに放出した水素量の総和を測定した。測定した拡散性水素量に基づき、以下の基準により、水素排出性を評価し、その結果を表１に示す。◎及び〇が合格、×が不合格である。
　評価◎：０．２ｐｐｍ以下
　評価〇：０．２ｐｐｍ超０．４ｐｐｍ以下
　評価×：０．４ｐｐｍ超
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　試料Ｎｏ．２～８及び２０～３３は、成分組成、粒界型酸化物の比率Ａ、粒状型酸化物の数密度、並びにＳｉ－Ｍｎ欠乏層の厚さ及び組成が適切であったため、高いめっき性及び水素排出性を有していた。一方、試料Ｎｏ．１及び１９は、焼鈍前の内部酸化層深さが厚く、粒界型酸化物を十分に形成できず、また所望のＳｉ－Ｍｎ欠乏層も形成されなかったため、高い水素排出性を得られなかった。試料Ｎｏ．９は焼鈍時の露点が低く、外部酸化層が形成され、内部酸化物が生成せず、また所望のＳｉ－Ｍｎ欠乏層も形成されなかったため、高いめっき性及び水素排出性を得られなかった。試料Ｎｏ．１０は焼鈍時の露点が高く、外部酸化物が生成し、内部酸化物が十分に形成されず、また所望のＳｉ－Ｍｎ欠乏層も形成されなかったため、高いめっき性及び水素排出性を得られなかった。試料Ｎｏ．１１は焼鈍時の保持温度が高く、外部酸化物が成長し、内部酸化物が十分に形成されず、また所望のＳｉ－Ｍｎ欠乏層も形成されなかったため、高いめっき性及び水素排出性を得られなかった。試料Ｎｏ．１２は焼鈍時の保持温度が低く、粒状型酸化物の生成が促進され十分に粒界型酸化層が形成されず、高い水素排出性を得られなかった。試料Ｎｏ．１３は、焼鈍時の保持時間が短く、内部酸化物が形成されず、また所望のＳｉ－Ｍｎ欠乏層も形成されなかったため、高いめっき性及び水素排出性を得られなかった。試料Ｎｏ．１４は、焼鈍時の保持時間が長く、粒状型酸化物が多く生成され、また所望のＳｉ－Ｍｎ欠乏層も形成されなかったため、高い水素排出性を得られなかった。試料Ｎｏ．１５はＳｉ量が過剰であり、外部酸化物が成長し、十分に内部酸化物が形成されず、また所望のＳｉ－Ｍｎ欠乏層も形成されなかったため、高いめっき性及び水素排出性を得られなかった。試料Ｎｏ．１６及び１８はそれぞれＳｉ量及びＭｎ量が０（ゼロ）であり、内部型酸化層が形成されず、また所望のＳｉ－Ｍｎ欠乏層も形成されなかったため、高い水素排出性を得られなかった。試料Ｎｏ．１７はＭｎ量が過剰であり、外部酸化物が成長し、十分に内部酸化物が形成されず、また所望のＳｉ－Ｍｎ欠乏層も形成されなかったため、高いめっき性及び水素排出性を得られなかった。試料Ｎｏ．３４は焼鈍時に所定の張力を適用しなかったため、十分に粒界型酸化物が形成されず、また所望のＳｉ－Ｍｎ欠乏層も形成されなかったため、高い水素排出性を得られなかった。試料Ｎｏ．３５は焼鈍前の研削を行わなかったため、十分に粒界型酸化物が形成されず、また所望のＳｉ－Ｍｎ欠乏層も形成されなかったため、高い水素排出性を得られなかった。
　本発明によれば、高いめっき性及び水素排出性を有する高強度鋼板及びめっき鋼板を提供することが可能となり、当該鋼板及びめっき鋼板は自動車、家電製品、建材等の用途、特に自動車用に好適に用いることができ、自動車用鋼板及び自動車用めっき鋼板として高い衝突安全性、長寿命化が期待される。したがって、本発明は産業上の価値が極めて高い発明といえるものである。
　１　　鋼板
　２　　外部酸化層
　３　　母材鋼
　１１　　鋼板
　１２　　粒状型酸化物
　１３　　粒界型酸化物
　１４　　母材鋼

Claims (5)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０５～０．４０％、
    　Ｓｉ：０．２～３．０％、
    　Ｍｎ：０．１～５．０％、
    　ｓｏｌ．Ａｌ：０～０．４０００％未満、
    　Ｐ：０．０３００％以下、
    　Ｓ：０．０３００％以下、
    　Ｎ：０．０１００％以下、
    　Ｂ：０～０．０１０％、
    　Ｔｉ：０～０．１５０％、
    　Ｎｂ：０～０．１５０％、
    　Ｖ：０～０．１５０％、
    　Ｃｒ：０～２．００％、
    　Ｎｉ：０～２．００％、
    　Ｃｕ：０～２．００％、
    　Ｍｏ：０～１．００％、
    　Ｗ：０～１．００％、
    　Ｃａ：０～０．１００％、
    　Ｍｇ：０～０．１００％、
    　Ｚｒ：０～０．１００％、
    　Ｈｆ：０～０．１００％、及び
    　ＲＥＭ：０～０．１００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる成分組成を有する鋼板において、
    　前記鋼板の表層に粒界型酸化物を含み、
    　前記鋼板の表層の断面を観察した場合において、前記鋼板の表面の長さに対する前記鋼板の表面に投影した粒界型酸化物の長さの比率Ａが５０％以上１００％以下であり、
    　粒状型酸化物の数密度が４．０個／μｍ2未満であり、
    　前記鋼板の表面から３．０μｍ以上の厚さを有するＳｉ－Ｍｎ欠乏層を含み、
    　前記厚さの１／２位置における酸化物を含まない前記Ｓｉ－Ｍｎ欠乏層のＳｉ及びＭｎ含有量がそれぞれ前記鋼板の板厚中心部におけるＳｉ及びＭｎ含有量の１０％未満である、鋼板。
  2. 　前記比率Ａが８０％以上である、請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記比率Ａが９０％以上である、請求項１に記載の鋼板。
  4. 　前記粒状型酸化物の数密度が２．０個／μｍ2未満である、請求項１～３のいずれか１項に記載の鋼板。
  5. 　請求項１～４のいずれか１項に記載の鋼板上にＺｎを含むめっき層を有する、めっき鋼板。
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