JP7196997B2 - 鋼板 - Google Patents
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Description
本発明は、鋼板及びその製造方法に関し、より詳しくは耐水素脆性（耐遅れ破壊特性ともいう）に優れる高強度鋼板及びその製造方法に関するものである。
マルテンサイトを主体組織とする引張強度が１３００ＭＰａ以上の超高強度鋼板において、水素脆化の抜本的解決が強く求められている。水素脆化とは、鋼中に侵入する水素がマルテンサイトの粒界に偏析し、粒界を脆化させる（粒界強度を低下させる）ことで割れが生じる現象である。水素の侵入は室温においても生じるため、水素の侵入を完璧に抑制する方法は存在せず、抜本的解決のためには鋼内部組織の改質が必須となっている。
これまで、高強度鋼板の耐水素脆性を改善する技術について多くの提案がなされてきた。（例えば、特許文献１～５、参照）
特許文献１では、耐水素脆化特性及び加工性に優れた超高強度薄鋼板として、質量％で、Ｃ：０．２５超～０．６０％、Ｓｉ：１．０～３．０％、Ｍｎ：１．０～３．５％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）を満たし、残部が鉄及び不可避不純物からなるものであって、加工率３％の引張加工後の金属組織が、全組織に対する面積率で、残留オーステナイト組織：１％以上、ベイニティックフェライト及びマルテンサイト：合計で８０％以上、フェライト及びパーライト：合計で９％以下（０％を含む）を満たすと共に、上記残留オーステナイト結晶粒の平均軸比（長軸／短軸）：５以上を満たし、引張強度が１１８０ＭＰａ以上であることを特徴とする耐水素脆化特性に優れた超高強度薄鋼板が開示されている。なお、特許文献１では、１０００ＭＰａの応力を加えた際の耐水素脆化特性が開示されているのみで、より高い応力が付与された際の耐水素脆化特性については技術的な解決指針が何ら示されていない。
特許文献２では、引張強さが１５００ＭＰａ以上の高強度鋼板として、鋼成分でＳｉ＋Ｍｎ：１．０％以上を含有し、主相組織は、フェライトと炭化物が層をなしており、さらに、炭化物のアスペクト比が１０以上で、かつ、前記層の間隔が５０ｎｍ以下である層状組織が組織全体に対する体積率で６５％以上であり、さらに、フェライトと層をなす炭化物のうちアスペクト比が１０以上かつ圧延方向に対して２５°以内の角度を有している炭化物の分率が面積率で７５％以上とすることで、圧延方向の曲げ性および耐遅れ破壊特性が優れる高強度鋼板が開示されている。なお、当該鋼板は、パーライト組織を主相とし、残部組織におけるフェライト相が組織全体に対する体積率で２０％以下であり、パーライト組織のラメラ間隔が５００ｎｍ以下である組織を有し、ビッカース硬さがＨＶ２００以上の鋼板に対して、圧延率：６０％以上（好適には７５％以上）で冷間圧延を施すことで得られているため、異方性が強く、冷間プレスによる部材の成形性が低いことは容易に推定できる。
特許文献３では、引張強度が１４７０ＭＰａ以上で、曲げ加工性および耐遅れ破壊特性に優れる冷延鋼板として、質量％で、Ｃ：０．１５～０．２０％、Ｓｉ：１．０～２．０％、Ｍｎ：１．５～２．５％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１～０．０５％、Ｎ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｂ：５～３０ｐｐｍを含み、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、かつ焼戻しマルテンサイト相が体積率で９７％以上で、かつ残留オーステナイト相が体積率で３％未満の金属組織とする冷延鋼板が開示されている。
特許文献４では、曲げ性および耐遅れ破壊特性に優れた薄物の超高強度冷延鋼板として、質量％でＣ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：０．０１～１．８％、Ｍｎ：１．５～３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００５～０．０５％、Ｎ：０．００５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、「鋼板表層軟質部の硬さ／鋼板中心部の硬さ≦０．８」の関係を満たす鋼板表層軟質部を有し、板厚に占める鋼板表層軟質部の割合は０．１０以上０．３０以下であり、かつ前記鋼板表層軟質部は焼戻しマルテンサイトが体積率９０％以上であり、前記鋼板中心部の組織は焼戻しマルテンサイトであり、引張強度が１２７０ＭＰａ以上であることを特徴とする曲げ性に優れる超高強度冷延鋼板が開示されている。なお、特許文献４では、遅れ破壊特性の改善のために、露点が１５℃以上の雰囲気中で６５０℃あるいは７００℃において、２０ｍｉｎ以上の保持を与える必要があり、生産性が低い課題がある。
特許文献５では、引張強度が１４７０ＭＰａ以上の超高強度鋼板において、切断端部においても優れた耐遅れ破壊特性を発揮しうる超高強度鋼板として、質量％で、Ｃ：０．１５～０．４％、Ｍｎ：０．５～３．０％、Ａｌ：０．００１～０．１０％をそれぞれ含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、前記不可避的不純物のうち、Ｐ、Ｓ、Ｎが、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下にそれぞれ制限される成分組成を有し、全組織に対する面積率で、マルテンサイト：９０％以上、残留オーステナイト：０．５％以上からなる組織を有し、局所のＭｎ濃度が、鋼板全体のＭｎ含有量の１．１倍以上となる領域が、面積率で２％以上存在し、引張強度が１４７０ＭＰａ以上である超高強度鋼板が開示されている。
尚、上記以外にも、例えば特許文献６～８に、高強度鋼板に関する技術が開示されている。
尚、上記以外にも、例えば特許文献６～８に、高強度鋼板に関する技術が開示されている。
前述のとおり、水素脆化においては、鋼中の水素が粒界に偏析することが水素脆化発生の起点となっており、このため、粒界よりも強い偏析サイトを導入すれば、粒界への水素の偏析を抑えることができると考えられる。しかしながら、特許文献１～８のいずれにおいても、このような観点から耐水素脆性を向上させることについて何ら十分な検討はなされておらず、それゆえ従来技術においては耐水素脆性の向上について依然として改善の余地があった。
本発明は、上記実情に鑑み、高強度でかつ耐水素脆性に優れる鋼板及びその製造方法を提供することを課題とするものである。
本発明の要旨は、次の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．１５～０．４０％、
Ｓｉ：０．０１～２．００％、
Ｍｎ：０．１０～５．００％、
Ｐ：０．０００１～０．０２００％、
Ｓ：０．０００１～０．０２００％、
Ａｌ：０．００１～１．０００％、
Ｎ：０．０００１～０．０２００％、
Ｃｏ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｃｒ：０～２．０００％、
Ｏ：０～０．０２００％、
Ｔｉ：０～０．５００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｎｂ：０～０．５００％、
Ｖ：０～０．５００％、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｗ：０～０．１００％、
Ｔａ：０～０．１００％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｓｂ：０～０．０５０％、
Ａｓ：０～０．０５０％、
Ｍｇ：０～０．０５００％、
Ｃａ：０～０．０５０％、
Ｙ：０～０．０５０％、
Ｚｒ：０～０．０５０％、
Ｌａ：０～０．０５０％、及び
Ｃｅ：０～０．０５０％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
面積率で、
フェライト：５．０％以下、及び
マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計：９０．０％以上
を含有し、残部組織が存在する場合には、前記残部組織がベイナイト、パーライト及び残留オーステナイトの少なくとも１種であり、
Ｍｎ濃度の標準偏差σがσ≧０．１５Ｍｎave（式中、Ｍｎaveは平均Ｍｎ濃度である）を満たし、
Ｍｎave＋１．３σ超の領域の円相当直径が１０．０μｍ未満であることを特徴とする、鋼板。
（２）Ｃｏ：０．０１～０．５０％、
Ｎｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｏ：０．０１～１．００％、
Ｃｒ：０．００１～２．０００％、
Ｏ：０．０００１～０．０２００％、
Ｔｉ：０．００１～０．５００％、
Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
Ｎｂ：０．００１～０．５００％、
Ｖ：０．００１～０．５００％、
Ｃｕ：０．００１～０．５００％、
Ｗ：０．００１～０．１００％、
Ｔａ：０．００１～０．１００％、
Ｓｎ：０．００１～０．０５０％、
Ｓｂ：０．００１～０．０５０％、
Ａｓ：０．００１～０．０５０％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０５００％、
Ｃａ：０．００１～０．０５０％、
Ｙ：０．００１～０．０５０％、
Ｚｒ：０．００１～０．０５０％、
Ｌａ：０．００１～０．０５０％、及び
Ｃｅ：０．００１～０．０５０％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の鋼板。
Ｃ：０．１５～０．４０％、
Ｓｉ：０．０１～２．００％、
Ｍｎ：０．１０～５．００％、
Ｐ：０．０００１～０．０２００％、
Ｓ：０．０００１～０．０２００％、
Ａｌ：０．００１～１．０００％、
Ｎ：０．０００１～０．０２００％、
Ｃｏ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｃｒ：０～２．０００％、
Ｏ：０～０．０２００％、
Ｔｉ：０～０．５００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｎｂ：０～０．５００％、
Ｖ：０～０．５００％、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｗ：０～０．１００％、
Ｔａ：０～０．１００％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｓｂ：０～０．０５０％、
Ａｓ：０～０．０５０％、
Ｍｇ：０～０．０５００％、
Ｃａ：０～０．０５０％、
Ｙ：０～０．０５０％、
Ｚｒ：０～０．０５０％、
Ｌａ：０～０．０５０％、及び
Ｃｅ：０～０．０５０％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
面積率で、
フェライト：５．０％以下、及び
マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計：９０．０％以上
を含有し、残部組織が存在する場合には、前記残部組織がベイナイト、パーライト及び残留オーステナイトの少なくとも１種であり、
Ｍｎ濃度の標準偏差σがσ≧０．１５Ｍｎave（式中、Ｍｎaveは平均Ｍｎ濃度である）を満たし、
Ｍｎave＋１．３σ超の領域の円相当直径が１０．０μｍ未満であることを特徴とする、鋼板。
（２）Ｃｏ：０．０１～０．５０％、
Ｎｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｏ：０．０１～１．００％、
Ｃｒ：０．００１～２．０００％、
Ｏ：０．０００１～０．０２００％、
Ｔｉ：０．００１～０．５００％、
Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
Ｎｂ：０．００１～０．５００％、
Ｖ：０．００１～０．５００％、
Ｃｕ：０．００１～０．５００％、
Ｗ：０．００１～０．１００％、
Ｔａ：０．００１～０．１００％、
Ｓｎ：０．００１～０．０５０％、
Ｓｂ：０．００１～０．０５０％、
Ａｓ：０．００１～０．０５０％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０５００％、
Ｃａ：０．００１～０．０５０％、
Ｙ：０．００１～０．０５０％、
Ｚｒ：０．００１～０．０５０％、
Ｌａ：０．００１～０．０５０％、及び
Ｃｅ：０．００１～０．０５０％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の鋼板。
本発明によれば、高強度でかつ耐水素脆性に優れる鋼板及びその製造方法を提供できる。
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、これらの説明は、本発明の実施形態の単なる例示を意図するものであって、本発明は以下の実施形態に限定されない。
＜鋼板＞
本発明の実施形態に係る鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．１５～０．４０％、
Ｓｉ：０．０１～２．００％、
Ｍｎ：０．１０～５．００％、
Ｐ：０．０００１～０．０２００％、
Ｓ：０．０００１～０．０２００％、
Ａｌ：０．００１～１．０００％、
Ｎ：０．０００１～０．０２００％、
Ｃｏ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｃｒ：０～２．０００％、
Ｏ：０～０．０２００％、
Ｔｉ：０～０．５００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｎｂ：０～０．５００％、
Ｖ：０～０．５００％、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｗ：０～０．１００％、
Ｔａ：０～０．１００％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｓｂ：０～０．０５０％、
Ａｓ：０～０．０５０％、
Ｍｇ：０～０．０５００％、
Ｃａ：０～０．０５０％、
Ｙ：０～０．０５０％、
Ｚｒ：０～０．０５０％、
Ｌａ：０～０．０５０％、及び
Ｃｅ：０～０．０５０％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
面積率で、
フェライト：５．０％以下、及び
マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計：９０．０％以上
を含有し、残部組織が存在する場合には、前記残部組織がベイナイト、パーライト及び残留オーステナイトの少なくとも１種であり、
Ｍｎ濃度の標準偏差σがσ≧０．１５Ｍｎave（式中、Ｍｎaveは平均Ｍｎ濃度である）を満たし、
Ｍｎave＋１．３σ超の領域の円相当直径が１０．０μｍ未満であることを特徴としている。
本発明の実施形態に係る鋼板は、質量％で、
Ｃ：０．１５～０．４０％、
Ｓｉ：０．０１～２．００％、
Ｍｎ：０．１０～５．００％、
Ｐ：０．０００１～０．０２００％、
Ｓ：０．０００１～０．０２００％、
Ａｌ：０．００１～１．０００％、
Ｎ：０．０００１～０．０２００％、
Ｃｏ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｃｒ：０～２．０００％、
Ｏ：０～０．０２００％、
Ｔｉ：０～０．５００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｎｂ：０～０．５００％、
Ｖ：０～０．５００％、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｗ：０～０．１００％、
Ｔａ：０～０．１００％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｓｂ：０～０．０５０％、
Ａｓ：０～０．０５０％、
Ｍｇ：０～０．０５００％、
Ｃａ：０～０．０５０％、
Ｙ：０～０．０５０％、
Ｚｒ：０～０．０５０％、
Ｌａ：０～０．０５０％、及び
Ｃｅ：０～０．０５０％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
面積率で、
フェライト：５．０％以下、及び
マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計：９０．０％以上
を含有し、残部組織が存在する場合には、前記残部組織がベイナイト、パーライト及び残留オーステナイトの少なくとも１種であり、
Ｍｎ濃度の標準偏差σがσ≧０．１５Ｍｎave（式中、Ｍｎaveは平均Ｍｎ濃度である）を満たし、
Ｍｎave＋１．３σ超の領域の円相当直径が１０．０μｍ未満であることを特徴としている。
先に述べたとおり、水素脆化においては、鋼中の水素が粒界に偏析することが水素脆化発生の起点となっており、このため、粒界よりも強い偏析サイトを導入すれば、粒界への水素の偏析を抑えることができると考えられる。一方で、粒界に水素が偏析する理由は、粒内に比べて粒界に「隙間」が存在するためである。すなわち、粒界よりも大きな隙間を導入することができれば、そこに水素が偏析するため、結果として粒界への水素の偏析を抑えることが可能になると考えられる。
そこで、本発明者らは、粒界よりも強い偏析サイトとしてＭｎに着目して検討を行った。その結果、本発明者らは、鋼中にＭｎ濃化部を粒状かつミクロに分散させることで、水素を粒界ではなく、このＭｎ濃化部に偏析させることができ、一方でこのような水素の偏析に起因して当該Ｍｎ濃化部にはミクロボイドが生成されるため、この生成したミクロボイドに水素をさらに偏析させることが可能となり、それゆえ粒界への水素の偏析を十分に抑制して鋼板の耐水素脆性を顕著に改善することができることを見出した。
しかしながら、通常の鋼板の製造において、上記のようなＭｎ濃化部やミクロボイドを鋼中に任意に生成させることは極めて難しい。そこで、本発明者らは、以下のようにして鋼中にＭｎ濃化部及びミクロボイドを生成させて耐水素脆性の改善に活用することができることをさらに見出した。
（ｉ）まず、熱間圧延の際に仕上げ圧延完了後のオーステナイト粒（γ粒）を等軸な粒状の形態に制御する。
（ｉｉ）この等軸なγ粒からフェライト粒を生成させるために、仕上げ圧延後は急冷する。ここで、急冷する理由は、粒界への不純物元素の偏析を抑えるためであり、粒界に不純物元素が偏析するとγ粒からフェライト粒の生成が阻害されるためである。
（ｉｉｉ）上記の条件で仕上げ圧延を終えた後、冷却及び巻取りの間にパーライトを生じさせるとともに、等軸なγ粒から生成した微細なフェライト粒により、パーライトがバンド状組織を形成するのを抑制して、粒状のパーライトを形成させる。
（ｉｖ）Ｍｎはセメンタイトとの結びつきが強いため、巻取り後、室温までコイルが徐冷される間に、粒状の孤立した各パーライト中のセメンタイトにＭｎが濃化する。
（ｖ）このように熱延条件を最適化し、Ｍｎ濃化部を粒状かつミクロで分散させた熱延鋼板を得る。
（ｖｉ）熱間圧延後、冷延及び焼鈍の工程を経て、最終的にＭｎ濃化部が粒状かつミクロに分散したマルテンサイト主体の高強度鋼を得る。
（ｖｉｉ）この高強度鋼を水素脆性の環境下で用いる場合、まず、Ｍｎ濃化部で水素脆化割れが生じる。なお、この割れにより生じたクラックはＭｎ濃化部のみで停止する。このため、水素脆化処理後の鋼断面では、ミクロなＭｎ濃化部に対応するように、ミクロな微割れ（ミクロボイド）が存在するようになり、このミクロボイドの生成により、鋼板中の旧γ粒界への水素偏析の抑制と、残留応力の解放の効果が生じるため、高い引張強度とともに水素脆性に優れる鋼を得ることが可能になる。
（ｉ）まず、熱間圧延の際に仕上げ圧延完了後のオーステナイト粒（γ粒）を等軸な粒状の形態に制御する。
（ｉｉ）この等軸なγ粒からフェライト粒を生成させるために、仕上げ圧延後は急冷する。ここで、急冷する理由は、粒界への不純物元素の偏析を抑えるためであり、粒界に不純物元素が偏析するとγ粒からフェライト粒の生成が阻害されるためである。
（ｉｉｉ）上記の条件で仕上げ圧延を終えた後、冷却及び巻取りの間にパーライトを生じさせるとともに、等軸なγ粒から生成した微細なフェライト粒により、パーライトがバンド状組織を形成するのを抑制して、粒状のパーライトを形成させる。
（ｉｖ）Ｍｎはセメンタイトとの結びつきが強いため、巻取り後、室温までコイルが徐冷される間に、粒状の孤立した各パーライト中のセメンタイトにＭｎが濃化する。
（ｖ）このように熱延条件を最適化し、Ｍｎ濃化部を粒状かつミクロで分散させた熱延鋼板を得る。
（ｖｉ）熱間圧延後、冷延及び焼鈍の工程を経て、最終的にＭｎ濃化部が粒状かつミクロに分散したマルテンサイト主体の高強度鋼を得る。
（ｖｉｉ）この高強度鋼を水素脆性の環境下で用いる場合、まず、Ｍｎ濃化部で水素脆化割れが生じる。なお、この割れにより生じたクラックはＭｎ濃化部のみで停止する。このため、水素脆化処理後の鋼断面では、ミクロなＭｎ濃化部に対応するように、ミクロな微割れ（ミクロボイド）が存在するようになり、このミクロボイドの生成により、鋼板中の旧γ粒界への水素偏析の抑制と、残留応力の解放の効果が生じるため、高い引張強度とともに水素脆性に優れる鋼を得ることが可能になる。
また、本発明者らは、上記の鋼板は、単に熱延条件や焼鈍条件などを単一にて工夫しても製造困難であり、熱延・焼鈍工程などのいわゆる一貫工程にて最適化を達成することでしか製造できないことも、種々の研究を積み重ねることで見出し本発明を完成した。以下、本発明の実施形態に係る鋼板について詳しく説明する。
まず、本発明の実施形態に係る鋼板の化学成分を限定した理由について説明する。ここで成分についての「％」は質量％を意味する。
（Ｃ：０．１５～０．４０％）
Ｃは、安価に引張強度を増加させる元素であるので、その添加量は狙いとする強度レベルに応じて調整される。０．１５％未満では、製鋼技術上困難でコストアップとなるだけでなく、溶接部の疲労特性が劣化する。このため下限値を０．１５％以上とする。Ｃ含有量は０．１６％以上、０．１８％以上又は０．２０％以上であってもよい。また、Ｃ含有量が０．４０％超では、耐水素脆性の劣化を招いたり、溶接性を損なったりする。このため上限値を０．４０％以下とする。Ｃ含有量は０．３５％以下、０．３０％以下又は０．２５％以下であってもよい。
Ｃは、安価に引張強度を増加させる元素であるので、その添加量は狙いとする強度レベルに応じて調整される。０．１５％未満では、製鋼技術上困難でコストアップとなるだけでなく、溶接部の疲労特性が劣化する。このため下限値を０．１５％以上とする。Ｃ含有量は０．１６％以上、０．１８％以上又は０．２０％以上であってもよい。また、Ｃ含有量が０．４０％超では、耐水素脆性の劣化を招いたり、溶接性を損なったりする。このため上限値を０．４０％以下とする。Ｃ含有量は０．３５％以下、０．３０％以下又は０．２５％以下であってもよい。
（Ｓｉ：０．０１～２．００％）
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、炭化物及び、熱処理後の残留オーステナイトの形態に影響を及ぼす元素である。また、鋼部品中に存在する炭化物の体積率を低減し、更に残留オーステナイトを活用して、鋼の伸びの向上を図ることが有効である。０．０１％未満では、粗大な酸化物の生成を抑制することが難しくなり、この粗大な酸化物を起点としてミクロボイドよりも先に割れが生成し、この割れが鋼材内を伝播することにより耐水素脆性は劣化する。このため下限値を０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は０．０５％以上、０．１０％以上又は０．３０％以上であってもよい。また、Ｓｉ含有量が２．００％超では、熱延組織における炭化物へのＭｎの濃化を防ぎ、耐水素脆性を低下させる。このため上限値を２．００％以下とする。Ｓｉ含有量は１．８０％以下、１．６０％以下又は１．４０％以下であってもよい。
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、炭化物及び、熱処理後の残留オーステナイトの形態に影響を及ぼす元素である。また、鋼部品中に存在する炭化物の体積率を低減し、更に残留オーステナイトを活用して、鋼の伸びの向上を図ることが有効である。０．０１％未満では、粗大な酸化物の生成を抑制することが難しくなり、この粗大な酸化物を起点としてミクロボイドよりも先に割れが生成し、この割れが鋼材内を伝播することにより耐水素脆性は劣化する。このため下限値を０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は０．０５％以上、０．１０％以上又は０．３０％以上であってもよい。また、Ｓｉ含有量が２．００％超では、熱延組織における炭化物へのＭｎの濃化を防ぎ、耐水素脆性を低下させる。このため上限値を２．００％以下とする。Ｓｉ含有量は１．８０％以下、１．６０％以下又は１．４０％以下であってもよい。
（Ｍｎ：０．１０～５．００％）
Ｍｎは、鋼板の強度上昇に有効な元素である。０．１０％未満では、この効果が得られない。このため下限値を０．１０％以上とする。Ｍｎ含有量は０．３０％以上、０．５０％以上又は１．００％以上であってもよい。また、Ｍｎ含有量が５．００％超では、Ｐ、Ｓとの共偏析を助長するだけでなく、濃化部以外のＭｎ濃度が増加することにより耐水素脆性が劣化する場合がある。また耐食性を劣化させる。このため上限値を５．００％以下とする。Ｍｎ含有量は４．５０％以下、３．５０％以下又は３．００％以下であってもよい。
Ｍｎは、鋼板の強度上昇に有効な元素である。０．１０％未満では、この効果が得られない。このため下限値を０．１０％以上とする。Ｍｎ含有量は０．３０％以上、０．５０％以上又は１．００％以上であってもよい。また、Ｍｎ含有量が５．００％超では、Ｐ、Ｓとの共偏析を助長するだけでなく、濃化部以外のＭｎ濃度が増加することにより耐水素脆性が劣化する場合がある。また耐食性を劣化させる。このため上限値を５．００％以下とする。Ｍｎ含有量は４．５０％以下、３．５０％以下又は３．００％以下であってもよい。
（Ｐ：０．０００１～０．０２００％）
Ｐは、フェライト粒界に強く偏析し粒界の脆化を促す元素である。少ないほど好ましい。０．０００１％未満では、高純度化するためには、精錬のために要する時間が多くなり、コストの大幅な増加を招く。このため下限値を０．０００１％以上とする。Ｐ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。また、Ｐ含有量が０．０２００％超では、粒界脆化により耐水素脆性の低下を招く。このため上限値を０．０２００％以下とする。Ｐ含有量は０．０１８０％以下、０．０１５０％以下又は０．０１２０％以下であってもよい。
Ｐは、フェライト粒界に強く偏析し粒界の脆化を促す元素である。少ないほど好ましい。０．０００１％未満では、高純度化するためには、精錬のために要する時間が多くなり、コストの大幅な増加を招く。このため下限値を０．０００１％以上とする。Ｐ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。また、Ｐ含有量が０．０２００％超では、粒界脆化により耐水素脆性の低下を招く。このため上限値を０．０２００％以下とする。Ｐ含有量は０．０１８０％以下、０．０１５０％以下又は０．０１２０％以下であってもよい。
（Ｓ：０．０００１～０．０２００％）
Ｓは、鋼中でＭｎＳ等の非金属介在物を生成し、鋼材部品の延性の低下を招く元素であり、少ないほど好ましい。０．０００１％未満では、高純度化するためには、精錬のために要する時間が多くなり、コストの大幅な増加を招く。このため下限値を０．０００１％以上とする。Ｓ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。また、Ｓ含有量が０．０２００％超では、冷間加工時に非金属介在物を起点とした割れの発生を招き、ミクロボイドの生成よりも低い負荷応力でこの亀裂が鋼材内を伝播するため、本発明の効果が得られず、耐水素脆性が劣化する。このため上限値を０．０２００％以下とする。Ｓ含有量は０．０１８０％以下、０．０１５０％以下又は０．０１２０％以下であってもよい。
Ｓは、鋼中でＭｎＳ等の非金属介在物を生成し、鋼材部品の延性の低下を招く元素であり、少ないほど好ましい。０．０００１％未満では、高純度化するためには、精錬のために要する時間が多くなり、コストの大幅な増加を招く。このため下限値を０．０００１％以上とする。Ｓ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。また、Ｓ含有量が０．０２００％超では、冷間加工時に非金属介在物を起点とした割れの発生を招き、ミクロボイドの生成よりも低い負荷応力でこの亀裂が鋼材内を伝播するため、本発明の効果が得られず、耐水素脆性が劣化する。このため上限値を０．０２００％以下とする。Ｓ含有量は０．０１８０％以下、０．０１５０％以下又は０．０１２０％以下であってもよい。
（Ａｌ：０．００１～１．０００％）
Ａｌは、鋼の脱酸剤として作用しフェライトを安定化する元素であり、必要に応じて添加される。０．００１％未満では、添加効果が十分に得られないこのため下限値を０．００１％以上とする。Ａｌ含有量は０．００５％以上、０．０１０％以上又は０．０２０％以上であってもよい。また、Ａｌ含有量が１．０００％超では、粗大なＡｌ酸化物が生成し、この粗大な酸化物ではミクロボイドよりも先に割れが生成し、この割れが鋼材内を伝播するため、耐水素脆性は劣化する。このため上限値を１．０００％以下とする。Ａｌ含有量は０．９５０％以下、０．９００％以下又は０．８００％以下であってもよい。
Ａｌは、鋼の脱酸剤として作用しフェライトを安定化する元素であり、必要に応じて添加される。０．００１％未満では、添加効果が十分に得られないこのため下限値を０．００１％以上とする。Ａｌ含有量は０．００５％以上、０．０１０％以上又は０．０２０％以上であってもよい。また、Ａｌ含有量が１．０００％超では、粗大なＡｌ酸化物が生成し、この粗大な酸化物ではミクロボイドよりも先に割れが生成し、この割れが鋼材内を伝播するため、耐水素脆性は劣化する。このため上限値を１．０００％以下とする。Ａｌ含有量は０．９５０％以下、０．９００％以下又は０．８００％以下であってもよい。
（Ｎ：０．０００１～０．０２００％）
Ｎは、鋼板中で粗大な窒化物を形成し、鋼板の耐水素脆性を低下させる元素である。また、Ｎは、溶接時のブローホールの発生原因となる元素である。０．０００１％未満では、製造コストの大幅な増加を招く。このため下限値を０．０００１％以上とする。Ｎ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。また、Ｎ含有量が０．０２００％超では、粗大な窒化物を生成し、この窒化物ではミクロボイドよりも先に割れが生成し、この割れが鋼材内を伝播するため、耐水素脆性は劣化する。また、ブローホールの発生が顕著となる。このため上限値を０．０２００％以下とする。Ｎ含有量は０．０１８０％以下、０．０１６０％以下又は０．０１２０％以下であってもよい。
Ｎは、鋼板中で粗大な窒化物を形成し、鋼板の耐水素脆性を低下させる元素である。また、Ｎは、溶接時のブローホールの発生原因となる元素である。０．０００１％未満では、製造コストの大幅な増加を招く。このため下限値を０．０００１％以上とする。Ｎ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００２０％以上であってもよい。また、Ｎ含有量が０．０２００％超では、粗大な窒化物を生成し、この窒化物ではミクロボイドよりも先に割れが生成し、この割れが鋼材内を伝播するため、耐水素脆性は劣化する。また、ブローホールの発生が顕著となる。このため上限値を０．０２００％以下とする。Ｎ含有量は０．０１８０％以下、０．０１６０％以下又は０．０１２０％以下であってもよい。
本発明の実施形態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元素を含有していてもよい。当該鋼板は、残部のＦｅの一部に代えて以下の元素を含有していてもよい。
（Ｃｏ：０～０．５０％）
Ｃｏは、炭化物の形態制御と強度の増加に有効な元素であり、必要に応じて添加される。０．０１％未満では、添加効果が得られない。このため下限値を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｏ含有量は０．０２％以上、０．０５％以上又は０．１０％以上であってもよい。また、Ｃｏ含有量が０．５０％超では、顕著に粗大なＣｏ炭化物の析出を招き、この粗大なＣｏ炭化物を起点として割れが生成するため、耐水素脆性が劣化する場合がある。このため上限値を０．５０％以下とする。Ｃｏ含有量は０．４５％以下、０．４０％以下又は０．３０％以下であってもよい。
Ｃｏは、炭化物の形態制御と強度の増加に有効な元素であり、必要に応じて添加される。０．０１％未満では、添加効果が得られない。このため下限値を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｏ含有量は０．０２％以上、０．０５％以上又は０．１０％以上であってもよい。また、Ｃｏ含有量が０．５０％超では、顕著に粗大なＣｏ炭化物の析出を招き、この粗大なＣｏ炭化物を起点として割れが生成するため、耐水素脆性が劣化する場合がある。このため上限値を０．５０％以下とする。Ｃｏ含有量は０．４５％以下、０．４０％以下又は０．３０％以下であってもよい。
（Ｎｉ：０～１．００％）
Ｎｉは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に有効である。加えて、濡れ性の向上や合金化反応の促進をもたらすことから添加しても良い。０．０１％未満では、これらの効果が得られない。このため下限値を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は０．０２％以上、０．０５％以上又は０．１０％以上であってもよい。また、Ｎｉ含有量が１．００％超では、製造時及び熱延時の製造性に悪影響を及ぼすか又は耐水素脆性を低下させる場合がある。このため上限値を１．００％以下とする。Ｎｉ含有量は０．９０％以下、０．８０％以下又は０．６０％以下であってもよい。
Ｎｉは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に有効である。加えて、濡れ性の向上や合金化反応の促進をもたらすことから添加しても良い。０．０１％未満では、これらの効果が得られない。このため下限値を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は０．０２％以上、０．０５％以上又は０．１０％以上であってもよい。また、Ｎｉ含有量が１．００％超では、製造時及び熱延時の製造性に悪影響を及ぼすか又は耐水素脆性を低下させる場合がある。このため上限値を１．００％以下とする。Ｎｉ含有量は０．９０％以下、０．８０％以下又は０．６０％以下であってもよい。
（Ｍｏ：０～１．００％）
Ｍｏは、鋼板の強度の向上に有効な元素である。また、Ｍｏは、連続焼鈍設備又は連続溶融亜鉛めっき設備での熱処理時に生じるフェライト変態を抑制する効果を有する元素である。０．０１％未満では、その効果は得られない。このため下限値を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は０．０２％以上、０．０５％以上又は０．０８％以上であってもよい。また、Ｍｏ含有量が１．００％超では、フェライト変態を抑制する効果が飽和する。このため上限値を１．００％以下とする。Ｍｏ含有量は０．９０％以下、０．８０％以下又は０．６０％以下であってもよい。
Ｍｏは、鋼板の強度の向上に有効な元素である。また、Ｍｏは、連続焼鈍設備又は連続溶融亜鉛めっき設備での熱処理時に生じるフェライト変態を抑制する効果を有する元素である。０．０１％未満では、その効果は得られない。このため下限値を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は０．０２％以上、０．０５％以上又は０．０８％以上であってもよい。また、Ｍｏ含有量が１．００％超では、フェライト変態を抑制する効果が飽和する。このため上限値を１．００％以下とする。Ｍｏ含有量は０．９０％以下、０．８０％以下又は０．６０％以下であってもよい。
（Ｃｒ：０～２．０００％）
Ｃｒは、Ｍｎと同様にパーライト変態を抑え、鋼の高強度化に有効な元素であり、必要に応じて添加される。０．００１％未満では、添加の効果を得られない。このため下限値を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は０．００５％以上、０．０１０％以上又は０．０５０％以上であってもよい。また、Ｃｒ含有量が２．０００％超では、中心偏析部に粗大なＣｒ炭化物を形成するようになり、耐水素脆性を低下させる場合がある。このため上限値を２．０００％以下とする。Ｃｒ含有量は１．８００％以下、１．５００％以下又は１．０００％以下であってもよい。
Ｃｒは、Ｍｎと同様にパーライト変態を抑え、鋼の高強度化に有効な元素であり、必要に応じて添加される。０．００１％未満では、添加の効果を得られない。このため下限値を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は０．００５％以上、０．０１０％以上又は０．０５０％以上であってもよい。また、Ｃｒ含有量が２．０００％超では、中心偏析部に粗大なＣｒ炭化物を形成するようになり、耐水素脆性を低下させる場合がある。このため上限値を２．０００％以下とする。Ｃｒ含有量は１．８００％以下、１．５００％以下又は１．０００％以下であってもよい。
（Ｏ：０～０．０２００％）
Ｏは、酸化物を形成し、耐水素脆性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。特に、酸化物は介在物として存在する場合が多く、打抜き端面、あるいは、切断面に存在すると、端面に切り欠き状の傷や粗大なディンプルを形成することから、強加工時に、応力集中を招き、亀裂形成の起点となり大幅な加工性の劣化をもたらす。しかしながら、０．０００１％未満では、過度のコスト高を招き経済的に好ましくない。このため下限値を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｏ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。一方、Ｏ含有量が０．０２００％超では、上記加工性の劣化の傾向が顕著となる。このため上限値を０．０２００％以下とする。Ｏ含有量は０．０１８０％以下、０．０１５０％以下又は０．０１００％以下であってもよい。
Ｏは、酸化物を形成し、耐水素脆性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。特に、酸化物は介在物として存在する場合が多く、打抜き端面、あるいは、切断面に存在すると、端面に切り欠き状の傷や粗大なディンプルを形成することから、強加工時に、応力集中を招き、亀裂形成の起点となり大幅な加工性の劣化をもたらす。しかしながら、０．０００１％未満では、過度のコスト高を招き経済的に好ましくない。このため下限値を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｏ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００１５％以上であってもよい。一方、Ｏ含有量が０．０２００％超では、上記加工性の劣化の傾向が顕著となる。このため上限値を０．０２００％以下とする。Ｏ含有量は０．０１８０％以下、０．０１５０％以下又は０．０１００％以下であってもよい。
（Ｔｉ：０～０．５００％）
Ｔｉは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化及び再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。０．００１％未満では、これらの効果が得られない。このため下限値を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は０．００３％以上、０．０１０％以上又は０．０５０％以上であってもよい。また、Ｔｉ含有量が０．５００％超では、炭窒化物の析出が多くなり耐水素脆性が劣化する場合がある。このため上限値を０．５００％以下とする。Ｔｉ含有量は０．４５０％以下、０．４００％以下又は０．３００％以下であってもよい。
Ｔｉは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化及び再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。０．００１％未満では、これらの効果が得られない。このため下限値を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は０．００３％以上、０．０１０％以上又は０．０５０％以上であってもよい。また、Ｔｉ含有量が０．５００％超では、炭窒化物の析出が多くなり耐水素脆性が劣化する場合がある。このため上限値を０．５００％以下とする。Ｔｉ含有量は０．４５０％以下、０．４００％以下又は０．３００％以下であってもよい。
（Ｂ：０～０．０１００％）
Ｂは、オーステナイトからの冷却過程においてフェライト及びパーライトの生成を抑え、ベイナイト又はマルテンサイト等の低温変態組織の生成を促す元素である。また、Ｂは、鋼の高強度化に有益な元素であり、必要に応じて添加される。０．０００１％未満では、添加による高強度化の向上の効果が十分には得られない。更に、０．０００１％未満の同定には分析に細心の注意を払う必要があるとともに、分析装置によっては検出下限に至る。このため下限値を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｂ含有量は０．０００３％以上、０．０００５％以上又は０．００１０％以上であってもよい。また、Ｂ含有量が０．０１００％超では、鋼中に粗大なＢ酸化物の生成を招き、冷間加工時のボイドの発生起点となり、耐水素脆性は劣化する場合がある。このため上限値を０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は０．００８０％以下、０．００６０％以下又は０．００５０％以下であってもよい。
Ｂは、オーステナイトからの冷却過程においてフェライト及びパーライトの生成を抑え、ベイナイト又はマルテンサイト等の低温変態組織の生成を促す元素である。また、Ｂは、鋼の高強度化に有益な元素であり、必要に応じて添加される。０．０００１％未満では、添加による高強度化の向上の効果が十分には得られない。更に、０．０００１％未満の同定には分析に細心の注意を払う必要があるとともに、分析装置によっては検出下限に至る。このため下限値を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｂ含有量は０．０００３％以上、０．０００５％以上又は０．００１０％以上であってもよい。また、Ｂ含有量が０．０１００％超では、鋼中に粗大なＢ酸化物の生成を招き、冷間加工時のボイドの発生起点となり、耐水素脆性は劣化する場合がある。このため上限値を０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は０．００８０％以下、０．００６０％以下又は０．００５０％以下であってもよい。
（Ｎｂ：０～０．５００％）
Ｎｂは、Ｔｉと同様に炭化物の形態制御に有効な元素であり、その添加により組織を微細化するため靭性の向上にも効果的な元素である。０．００１％未満では、効果が得られない。このため下限値を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は０．００２％以上、０．０１０％以上又は０．０２０％以上であってもよい。また、Ｎｂ含有量が０．５００％超では、顕著に粗大なＮｂ炭化物の生成を招き、この粗大なＮｂ炭化物では割れが生じやすいため、耐水素脆性は劣化する場合がある。このため上限値を０．５００％以下とする。Ｎｂ含有量は０．４５０％以下、０．４００％以下又は０．３００％以下であってもよい。
Ｎｂは、Ｔｉと同様に炭化物の形態制御に有効な元素であり、その添加により組織を微細化するため靭性の向上にも効果的な元素である。０．００１％未満では、効果が得られない。このため下限値を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は０．００２％以上、０．０１０％以上又は０．０２０％以上であってもよい。また、Ｎｂ含有量が０．５００％超では、顕著に粗大なＮｂ炭化物の生成を招き、この粗大なＮｂ炭化物では割れが生じやすいため、耐水素脆性は劣化する場合がある。このため上限値を０．５００％以下とする。Ｎｂ含有量は０．４５０％以下、０．４００％以下又は０．３００％以下であってもよい。
（Ｖ：０～０．５００％）
Ｖは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化及び再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。０．００１％未満では、これらの効果が得られない。このため下限値を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は０．００２％以上、０．０１０％以上又は０．０２０％以上であってもよい。また、Ｖ含有量が０．５００％超では、炭窒化物の析出が多くなり耐水素脆性が劣化する場合がある。このため上限値を０．５００％以下とする。Ｖ含有量は０．４５０％以下、０．４００％以下又は０．３００％以下であってもよい。
Ｖは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化及び再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。０．００１％未満では、これらの効果が得られない。このため下限値を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は０．００２％以上、０．０１０％以上又は０．０２０％以上であってもよい。また、Ｖ含有量が０．５００％超では、炭窒化物の析出が多くなり耐水素脆性が劣化する場合がある。このため上限値を０．５００％以下とする。Ｖ含有量は０．４５０％以下、０．４００％以下又は０．３００％以下であってもよい。
（Ｃｕ：０～０．５００％）
Ｃｕは、鋼板の強度の向上に有効な元素である。０．００１％未満では、これらの効果が得られない。このため下限値を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は０．００２％以上、０．０１０％以上又は０．０３０％以上であってもよい。また、Ｃｕ含有量が０．５００％超では、熱間圧延中に鋼材が脆化し、熱間圧延が不可能となる場合があるか又は耐水素脆性が劣化する場合がある。このため上限値を０．５００％以下とする。Ｃｕ含有量は０．４５０％以下、０．４００％以下又は０．３００％以下であってもよい。
Ｃｕは、鋼板の強度の向上に有効な元素である。０．００１％未満では、これらの効果が得られない。このため下限値を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は０．００２％以上、０．０１０％以上又は０．０３０％以上であってもよい。また、Ｃｕ含有量が０．５００％超では、熱間圧延中に鋼材が脆化し、熱間圧延が不可能となる場合があるか又は耐水素脆性が劣化する場合がある。このため上限値を０．５００％以下とする。Ｃｕ含有量は０．４５０％以下、０．４００％以下又は０．３００％以下であってもよい。
（Ｗ：０～０．１００％）
Ｗは、鋼板の強度上昇に有効である上、Ｗを含有する析出物及び晶出物は水素トラップサイトとなるため非常に重要な元素である。０．００１％未満では、これらの効果が得られない。このため下限値を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｗ含有量は０．００２％以上、０．００５％以上又は０．０１０％以上であってもよい。また、Ｗ含有量が０．１００％超では、顕著に粗大なＷ析出物あるいは晶出物の生成を招き、この粗大なＷ析出物あるいは晶出物では割れが生じやすく、低い負荷応力で鋼材内をこの亀裂が伝播するため、耐水素脆性は劣化する場合がある。このため上限値を０．１００％以下とする。Ｗ含有量は０．０８０％以下、０．０６０％以下又は０．０５０％以下であってもよい。
Ｗは、鋼板の強度上昇に有効である上、Ｗを含有する析出物及び晶出物は水素トラップサイトとなるため非常に重要な元素である。０．００１％未満では、これらの効果が得られない。このため下限値を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｗ含有量は０．００２％以上、０．００５％以上又は０．０１０％以上であってもよい。また、Ｗ含有量が０．１００％超では、顕著に粗大なＷ析出物あるいは晶出物の生成を招き、この粗大なＷ析出物あるいは晶出物では割れが生じやすく、低い負荷応力で鋼材内をこの亀裂が伝播するため、耐水素脆性は劣化する場合がある。このため上限値を０．１００％以下とする。Ｗ含有量は０．０８０％以下、０．０６０％以下又は０．０５０％以下であってもよい。
（Ｔａ：０～０．１００％）
Ｔａは、Ｎｂ、Ｖ、Ｗと同様に、炭化物の形態制御と強度の増加に有効な元素であり、必要に応じて添加される。０．００１％未満では、添加効果が得られない。このため下限値を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｔａ含有量は０．００２％以上、０．００５％以上又は０．０１０％以上であってもよい。また、Ｔａ含有量が０．１００％超では、微細なＴａ炭化物が多数析出し、鋼板の強度上昇と延性の低下を招き、耐曲げ性を低下させるか又は耐水素脆性を低下させる場合がある。このため上限値を０．１００％以下とするＴａ含有量は０．０８０％以下、０．０６０％以下又は０．０５０％以下であってもよい。
Ｔａは、Ｎｂ、Ｖ、Ｗと同様に、炭化物の形態制御と強度の増加に有効な元素であり、必要に応じて添加される。０．００１％未満では、添加効果が得られない。このため下限値を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｔａ含有量は０．００２％以上、０．００５％以上又は０．０１０％以上であってもよい。また、Ｔａ含有量が０．１００％超では、微細なＴａ炭化物が多数析出し、鋼板の強度上昇と延性の低下を招き、耐曲げ性を低下させるか又は耐水素脆性を低下させる場合がある。このため上限値を０．１００％以下とするＴａ含有量は０．０８０％以下、０．０６０％以下又は０．０５０％以下であってもよい。
（Ｓｎ：０～０．０５０％）
Ｓｎは、原料としてスクラップを用いた場合に鋼中に含有される元素であり、少ないほど好ましい。０．００１％未満では、精錬コストの増加を招く。このため下限値を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は０．００２％以上、０．００５％以上又は０．０１０％以上であってもよい。また、Ｓｎ含有量が０．０５０％超では、粒界の脆化による耐水素脆性の低下を引き起こす場合がある。このため上限値を０．０５０％以下とする。Ｓｎ含有量は０．０４０％以下、０．０３０％以下又は０．０２０％以下であってもよい。
Ｓｎは、原料としてスクラップを用いた場合に鋼中に含有される元素であり、少ないほど好ましい。０．００１％未満では、精錬コストの増加を招く。このため下限値を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は０．００２％以上、０．００５％以上又は０．０１０％以上であってもよい。また、Ｓｎ含有量が０．０５０％超では、粒界の脆化による耐水素脆性の低下を引き起こす場合がある。このため上限値を０．０５０％以下とする。Ｓｎ含有量は０．０４０％以下、０．０３０％以下又は０．０２０％以下であってもよい。
（Ｓｂ：０～０．０５０％）
Ｓｂは、Ｓｎと同様に鋼原料としてスクラップを用いた場合に含有される元素である。Ｓｂは、粒界に強く偏析し粒界の脆化及び延性の低下を招くため、少ないほど好ましく、０％であってもよい。０．００１％未満では、精錬コストの増加を招く。このため下限値を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は０．００２％以上、０．００５％以上又は０．００８％以上であってもよい。また、Ｓｂ含有量が０．０５０％超では、耐水素脆性の低下を引き起こす場合がある。このため上限値を０．０５０％以下とする。Ｓｂ含有量は０．０４０％以下、０．０３０％以下又は０．０２０％以下であってもよい。
Ｓｂは、Ｓｎと同様に鋼原料としてスクラップを用いた場合に含有される元素である。Ｓｂは、粒界に強く偏析し粒界の脆化及び延性の低下を招くため、少ないほど好ましく、０％であってもよい。０．００１％未満では、精錬コストの増加を招く。このため下限値を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は０．００２％以上、０．００５％以上又は０．００８％以上であってもよい。また、Ｓｂ含有量が０．０５０％超では、耐水素脆性の低下を引き起こす場合がある。このため上限値を０．０５０％以下とする。Ｓｂ含有量は０．０４０％以下、０．０３０％以下又は０．０２０％以下であってもよい。
（Ａｓ：０～０．０５０％）
Ａｓは、Ｓｎ、Ｓｂと同様に鋼原料としてスクラップを用いた場合に含有され、粒界に強く偏析する元素であり、少ないほど好ましい。０．００１％未満では、精錬コストの増加を招く。このため下限値を０．００１％以上とすることが好ましい。Ａｓ含有量は０．００２％以上、０．００３％以上又は０．００５％以上であってもよい。また、Ａｓ含有量が０．０５０％超では、耐水素脆性の低下を招く場合がある。このため上限値を０．０５０％以下とする。Ａｓ含有量は０．０４０％以下、０．０３０％以下又は０．０２０％以下であってもよい。
Ａｓは、Ｓｎ、Ｓｂと同様に鋼原料としてスクラップを用いた場合に含有され、粒界に強く偏析する元素であり、少ないほど好ましい。０．００１％未満では、精錬コストの増加を招く。このため下限値を０．００１％以上とすることが好ましい。Ａｓ含有量は０．００２％以上、０．００３％以上又は０．００５％以上であってもよい。また、Ａｓ含有量が０．０５０％超では、耐水素脆性の低下を招く場合がある。このため上限値を０．０５０％以下とする。Ａｓ含有量は０．０４０％以下、０．０３０％以下又は０．０２０％以下であってもよい。
（Ｍｇ：０～０．０５００％）
Ｍｇは、微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて添加される。０．０００１％未満では、その効果は得られない。このため下限値を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００５０％以上であってもよい。また、Ｍｇ含有量が０．０５００％超では、粗大な介在物の形成による耐水素脆性の低下を引き起こす場合がある。このため上限値を０．０５００％以下とする。Ｍｇ含有量は０．０４００％以下、０．０３００％以下又は０．０２００％以下であってもよい。
Ｍｇは、微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて添加される。０．０００１％未満では、その効果は得られない。このため下限値を０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上又は０．００５０％以上であってもよい。また、Ｍｇ含有量が０．０５００％超では、粗大な介在物の形成による耐水素脆性の低下を引き起こす場合がある。このため上限値を０．０５００％以下とする。Ｍｇ含有量は０．０４００％以下、０．０３００％以下又は０．０２００％以下であってもよい。
（Ｃａ：０～０．０５０％）
Ｃａは、脱酸元素として有用であるほか、硫化物の形態制御にも効果を奏する。０．００１％未満では、効果が十分でない。このため下限値を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｃａ含有量は０．００２％以上、０．００４％以上又は０．００６％以上であってもよい。また、Ｃａ含有量が０．０５０％超では、粗大な介在物の形成による耐水素脆性の低下を引き起こす場合がある。このため上限値を０．０５０％以下とする。Ｃａ含有量は０．０４０％以下、０．０３０％以下又は０．０２０％以下であってもよい。
Ｃａは、脱酸元素として有用であるほか、硫化物の形態制御にも効果を奏する。０．００１％未満では、効果が十分でない。このため下限値を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｃａ含有量は０．００２％以上、０．００４％以上又は０．００６％以上であってもよい。また、Ｃａ含有量が０．０５０％超では、粗大な介在物の形成による耐水素脆性の低下を引き起こす場合がある。このため上限値を０．０５０％以下とする。Ｃａ含有量は０．０４０％以下、０．０３０％以下又は０．０２０％以下であってもよい。
（Ｙ：０～０．０５０％）
Ｙは、Ｍｇ、Ｃａと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて添加される。０．００１％未満では、これらの効果が得られない。このため下限値を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｙ含有量は０．００２％以上、０．００４％以上又は０．００６％以上であってもよい。また、Ｙ含有量が０．０５０％超では、粗大なＹ酸化物が生成し、耐水素脆性は低下する場合がある。このため上限値を０．０５０％以下とする。Ｙ含有量は０．０４０％以下、０．０３０％以下又は０．０２０％以下であってもよい。
Ｙは、Ｍｇ、Ｃａと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて添加される。０．００１％未満では、これらの効果が得られない。このため下限値を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｙ含有量は０．００２％以上、０．００４％以上又は０．００６％以上であってもよい。また、Ｙ含有量が０．０５０％超では、粗大なＹ酸化物が生成し、耐水素脆性は低下する場合がある。このため上限値を０．０５０％以下とする。Ｙ含有量は０．０４０％以下、０．０３０％以下又は０．０２０％以下であってもよい。
（Ｚｒ：０～０．０５０％）
Ｚｒは、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて添加される。０．００１％未満では、これらの効果が得られない。このため下限値を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｚｒ含有量は０．００２％以上、０．００４％以上又は０．００６％以上であってもよい。また、Ｚｒ含有量が０．０５０％超では、粗大なＺｒ酸化物が生成し、耐水素脆性は低下する場合がある。このため上限値を０．０５０％以下とする。Ｚｒ含有量は０．０４０％以下、０．０３０％以下又は０．０２０％以下であってもよい。
Ｚｒは、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて添加される。０．００１％未満では、これらの効果が得られない。このため下限値を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｚｒ含有量は０．００２％以上、０．００４％以上又は０．００６％以上であってもよい。また、Ｚｒ含有量が０．０５０％超では、粗大なＺｒ酸化物が生成し、耐水素脆性は低下する場合がある。このため上限値を０．０５０％以下とする。Ｚｒ含有量は０．０４０％以下、０．０３０％以下又は０．０２０％以下であってもよい。
（Ｌａ：０～０．０５０％）
Ｌａは、微量添加で硫化物の形態制御に有効な元素であり、必要に応じて添加される。０．００１％未満では、その効果は得られない。このため下限値を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｌａ含有量は０．００２％以上、０．００４％以上又は０．００６％以上であってもよい。また、Ｌａ含有量が０．０５０％超では、Ｌａ酸化物が生成し、耐水素脆性の低下を招く場合がある。このため上限値を０．０５０％以下とする。Ｌａ含有量は０．０４０％以下、０．０３０％以下又は０．０２０％以下であってもよい。
Ｌａは、微量添加で硫化物の形態制御に有効な元素であり、必要に応じて添加される。０．００１％未満では、その効果は得られない。このため下限値を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｌａ含有量は０．００２％以上、０．００４％以上又は０．００６％以上であってもよい。また、Ｌａ含有量が０．０５０％超では、Ｌａ酸化物が生成し、耐水素脆性の低下を招く場合がある。このため上限値を０．０５０％以下とする。Ｌａ含有量は０．０４０％以下、０．０３０％以下又は０．０２０％以下であってもよい。
（Ｃｅ：０～０．０５０％）
Ｃｅは、Ｌａと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて添加される。０．００１％未満では、その効果は得られない。このため下限値を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｃｅ含有量は０．００２％以上、０．００４％以上又は０．００６％以上であってもよい。また、Ｃｅ含有量が０．０５０％超では、Ｃｅ酸化物が生成し、耐水素脆性の低下を招く場合がある。このため上限値を０．０５０％以下とする。Ｃｅ含有量は０．０４０％以下、０．０３０％以下又は０．０２０％以下であってもよい。
Ｃｅは、Ｌａと同様に微量添加で硫化物の形態を制御できる元素であり、必要に応じて添加される。０．００１％未満では、その効果は得られない。このため下限値を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｃｅ含有量は０．００２％以上、０．００４％以上又は０．００６％以上であってもよい。また、Ｃｅ含有量が０．０５０％超では、Ｃｅ酸化物が生成し、耐水素脆性の低下を招く場合がある。このため上限値を０．０５０％以下とする。Ｃｅ含有量は０．０４０％以下、０．０３０％以下又は０．０２０％以下であってもよい。
なお、本発明の実施形態に係る鋼板では、上記に述べた成分以外の残部はＦｅ及び不純物からなる。不純物とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明の実施形態に係る鋼板に対して意図的に添加した成分でないもの（いわゆる不可避的不純物）を包含するものである。また、不純物とは、上で説明した成分以外の元素であって、当該元素特有の作用効果が本発明の実施形態に係る鋼板の特性に影響しないレベルで当該鋼板中に含まれる元素をも包含するものである。
続いて、本発明の実施形態に係る鋼板の組織及び特性の特徴を述べる。
（フェライト：５．０％以下）
フェライトの面積率は、マルテンサイトを主体組織とする鋼の変形能に影響を与え、面積率の増加に伴い局部変形能と耐水素脆性が低下する。５．０％超では、応力負荷時の弾性変形における破壊を招き、耐水素脆性が低下する場合がある。このため上限値を５．０％以下とし、４．０％以下、３．０％以下又は２．０％以下であってもよい。なお、フェライトの面積率は０％であってもよいが、１．０％未満では、製造において高度な制御を要し、歩留りの低下を招くため、下限値は好ましくは１．０％以上である。
フェライトの面積率は、マルテンサイトを主体組織とする鋼の変形能に影響を与え、面積率の増加に伴い局部変形能と耐水素脆性が低下する。５．０％超では、応力負荷時の弾性変形における破壊を招き、耐水素脆性が低下する場合がある。このため上限値を５．０％以下とし、４．０％以下、３．０％以下又は２．０％以下であってもよい。なお、フェライトの面積率は０％であってもよいが、１．０％未満では、製造において高度な制御を要し、歩留りの低下を招くため、下限値は好ましくは１．０％以上である。
（マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計：９０．０％以上）
マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計の面積率は、鋼の強度に影響を与え、面積率が大きいほど引張強度が増加する。９０．０％未満では、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの面積率が足りず、目標とする引張強度を達成することができず、加えて、応力負荷における弾性変形時の破壊や耐水素脆性の低下を招く場合がある。このため下限値を９０．０％以上とする。マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計の面積率は９５．０％以上、９７．０％以上、９９．０％以上、又は１００．０％であってもよい。
マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計の面積率は、鋼の強度に影響を与え、面積率が大きいほど引張強度が増加する。９０．０％未満では、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの面積率が足りず、目標とする引張強度を達成することができず、加えて、応力負荷における弾性変形時の破壊や耐水素脆性の低下を招く場合がある。このため下限値を９０．０％以上とする。マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計の面積率は９５．０％以上、９７．０％以上、９９．０％以上、又は１００．０％であってもよい。
（残部組織）
上記組織以外の残部組織は０％であってもよいが、それが存在する場合には、残部組織はベイナイト、パーライト及び残留オーステナイトの少なくとも１種である。パーライト及び残留オーステナイトは鋼の局部延性を劣化させる組織因子であり、少ない程好ましい。また、残部組織の面積率が８．０％超では、応力負荷時の弾性変形における破壊を招き、耐水素脆性が低下する場合がある。したがって、特に限定されないが、残部組織の面積率は、好ましくは８．０％以下であり、より好ましくは７．０％以下である。一方、残部組織の面積率を０％とするには、製造において高度な制御を要するため、歩留りの低下を招く場合がある。このため下限値は１．０％以上であってもよい。
上記組織以外の残部組織は０％であってもよいが、それが存在する場合には、残部組織はベイナイト、パーライト及び残留オーステナイトの少なくとも１種である。パーライト及び残留オーステナイトは鋼の局部延性を劣化させる組織因子であり、少ない程好ましい。また、残部組織の面積率が８．０％超では、応力負荷時の弾性変形における破壊を招き、耐水素脆性が低下する場合がある。したがって、特に限定されないが、残部組織の面積率は、好ましくは８．０％以下であり、より好ましくは７．０％以下である。一方、残部組織の面積率を０％とするには、製造において高度な制御を要するため、歩留りの低下を招く場合がある。このため下限値は１．０％以上であってもよい。
（Ｍｎ濃度の標準偏差σ≧０．１５Ｍｎave）
Ｍｎ濃度の標準偏差σは、鋼材におけるＭｎ濃度の分布を示す指標であり、この値が大きいほど、平均Ｍｎ濃度（Ｍｎave）よりも濃度の大きい領域が存在することに対応する。このＭｎ濃化領域でミクロボイドが生成するため、耐水素脆性は向上する。０．１５Ｍｎave未満では、Ｍｎ濃化領域の面積が足りず、ミクロボイドの生成による耐水素脆性の改善効果を得ることができない。このため下限値を０．１５Ｍｎave以上とし、０．１７Ｍｎave以上又は０．２０Ｍｎave以上であってもよい。また、Ｍｎの濃化部の面積率は多いほど好ましいものの、標準偏差が過度に高すぎる場合は、Ｍｎ濃化部の面積率の増加によってＭｎ濃化部の連結を促すため、耐水素脆性の低下を招く場合がある。このため、Ｍｎ濃度の標準偏差σは１．００Ｍｎave以下が好ましく、０．９０Ｍｎave以下又は０．８０Ｍｎave以下であってもよい。
Ｍｎ濃度の標準偏差σは、鋼材におけるＭｎ濃度の分布を示す指標であり、この値が大きいほど、平均Ｍｎ濃度（Ｍｎave）よりも濃度の大きい領域が存在することに対応する。このＭｎ濃化領域でミクロボイドが生成するため、耐水素脆性は向上する。０．１５Ｍｎave未満では、Ｍｎ濃化領域の面積が足りず、ミクロボイドの生成による耐水素脆性の改善効果を得ることができない。このため下限値を０．１５Ｍｎave以上とし、０．１７Ｍｎave以上又は０．２０Ｍｎave以上であってもよい。また、Ｍｎの濃化部の面積率は多いほど好ましいものの、標準偏差が過度に高すぎる場合は、Ｍｎ濃化部の面積率の増加によってＭｎ濃化部の連結を促すため、耐水素脆性の低下を招く場合がある。このため、Ｍｎ濃度の標準偏差σは１．００Ｍｎave以下が好ましく、０．９０Ｍｎave以下又は０．８０Ｍｎave以下であってもよい。
（Ｍｎave＋１．３σ超の領域の円相当直径：１０．０μｍ未満）
Ｍｎave＋１．３σ超の領域の円相当直径は、Ｍｎ濃化部で生成するミクロボイドの大きさを制御する因子である。ミクロボイドは鋼中に微細かつ多数分散する方が耐水素脆性は向上する。Ｍｎの濃化領域のサイズは小さい程好ましいものの、小さい場合はＭｎ濃化領域においてミクロボイドの生成が抑制され、本発明の効果が得られなくなる場合がある。このため、１．０μｍ以上の円相当直径が好ましい。また、１０．０μｍ以上では、この大きさのＭｎ濃化領域で生成する亀裂の長さは大きく、亀裂先端にかかる応力集中が増加するため、耐水素脆性の改善効果を得るよりも先に、この大きな亀裂が鋼中を伝播し、鋼材の破壊を招く場合がある。このため、上限値を１０μｍ未満とし、９．０μｍ以下又は８．０μｍ以下であってもよい。
Ｍｎave＋１．３σ超の領域の円相当直径は、Ｍｎ濃化部で生成するミクロボイドの大きさを制御する因子である。ミクロボイドは鋼中に微細かつ多数分散する方が耐水素脆性は向上する。Ｍｎの濃化領域のサイズは小さい程好ましいものの、小さい場合はＭｎ濃化領域においてミクロボイドの生成が抑制され、本発明の効果が得られなくなる場合がある。このため、１．０μｍ以上の円相当直径が好ましい。また、１０．０μｍ以上では、この大きさのＭｎ濃化領域で生成する亀裂の長さは大きく、亀裂先端にかかる応力集中が増加するため、耐水素脆性の改善効果を得るよりも先に、この大きな亀裂が鋼中を伝播し、鋼材の破壊を招く場合がある。このため、上限値を１０μｍ未満とし、９．０μｍ以下又は８．０μｍ以下であってもよい。
次に、上記で規定する組織の観察及び測定方法を述べる。
（フェライトの面積率の評価方法）
フェライトの面積率は、電界放出型走査電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ－Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いた電子チャンネリングコントラスト像により、板厚の１／４位置を中心とする１／８～３／８厚の範囲を観察することにより、求める。電子チャンネリングコントラスト像は、結晶粒内の結晶方位差を像のコントラストの差として検出する手法であり、当該像において、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトではなく、フェライトであると判断される組織において均一なコントラストで写る部分がポリゴナルフェライトである。３５×２５μｍの電子チャネリングコントラスト像８視野を、画像解析の方法で、各視野でのポリゴナルフェライトの面積率を算出し、その平均値をフェライトの面積率とする。
フェライトの面積率は、電界放出型走査電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ－Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いた電子チャンネリングコントラスト像により、板厚の１／４位置を中心とする１／８～３／８厚の範囲を観察することにより、求める。電子チャンネリングコントラスト像は、結晶粒内の結晶方位差を像のコントラストの差として検出する手法であり、当該像において、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトではなく、フェライトであると判断される組織において均一なコントラストで写る部分がポリゴナルフェライトである。３５×２５μｍの電子チャネリングコントラスト像８視野を、画像解析の方法で、各視野でのポリゴナルフェライトの面積率を算出し、その平均値をフェライトの面積率とする。
（マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計の面積率の評価方法）
マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトも前述の電子チャンネリングコントラストで撮影した画像から合計の面積率を求める。これらの組織はフェライトよりもエッチングされにくいため、組織観察面上では凸部として存在する。なお、焼戻しマルテンサイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含み、その炭化物が複数のバリアント、即ち、異なる方向に伸長した複数の鉄系炭化物群に属するものである。また、残留オーステナイトも組織観察面上では凸部で存在する。このため、上記の手順で求めた凸部の面積率を、後述の手順で測定する残留オーステナイトの面積率で引くことにより、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計の面積率を正しく測定することが可能となる。
マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトも前述の電子チャンネリングコントラストで撮影した画像から合計の面積率を求める。これらの組織はフェライトよりもエッチングされにくいため、組織観察面上では凸部として存在する。なお、焼戻しマルテンサイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含み、その炭化物が複数のバリアント、即ち、異なる方向に伸長した複数の鉄系炭化物群に属するものである。また、残留オーステナイトも組織観察面上では凸部で存在する。このため、上記の手順で求めた凸部の面積率を、後述の手順で測定する残留オーステナイトの面積率で引くことにより、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計の面積率を正しく測定することが可能となる。
（ベイナイト、パーライト及び残留オーステナイトの合計の面積率の評価方法）
残留オーステナイトの面積率は、Ｘ線を用いた測定により算出することができる。すなわち、試料の板面から板厚方向に深さ１／４位置までを機械研磨及び化学研磨により除去する。そして、研磨後の試料に対して特性Ｘ線としてＭｏＫα線を用いて得られた、ｂｃｃ相の（２００）、（２１１）及びｆｃｃ相の（２００）、（２２０）、（３１１）の回折ピークの積分強度比から、残留オーステナイトの組織分率を算出し、これを、残留オーステナイトの面積率とする。また、パーライトは前述の電子チャンネリングコントラストで撮影した画像から面積率を求める。パーライトは板状の炭化物とフェライトが並んだ組織である。また、ベイナイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含まないもの、又は、内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含み、その炭化物が、単一のバリアント、即ち、同一方向に伸張した鉄系炭化物群に属するものである。ここで、同一方向に伸長した鉄系炭化物群とは、鉄系炭化物群の伸長方向の差異が５°以内であるものをいう。ベイナイトは、方位差１５°以上の粒界によって囲まれたベイナイトを１個のベイナイト粒として数える。
残留オーステナイトの面積率は、Ｘ線を用いた測定により算出することができる。すなわち、試料の板面から板厚方向に深さ１／４位置までを機械研磨及び化学研磨により除去する。そして、研磨後の試料に対して特性Ｘ線としてＭｏＫα線を用いて得られた、ｂｃｃ相の（２００）、（２１１）及びｆｃｃ相の（２００）、（２２０）、（３１１）の回折ピークの積分強度比から、残留オーステナイトの組織分率を算出し、これを、残留オーステナイトの面積率とする。また、パーライトは前述の電子チャンネリングコントラストで撮影した画像から面積率を求める。パーライトは板状の炭化物とフェライトが並んだ組織である。また、ベイナイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含まないもの、又は、内部に長径２０ｎｍ以上の鉄系炭化物を含み、その炭化物が、単一のバリアント、即ち、同一方向に伸張した鉄系炭化物群に属するものである。ここで、同一方向に伸長した鉄系炭化物群とは、鉄系炭化物群の伸長方向の差異が５°以内であるものをいう。ベイナイトは、方位差１５°以上の粒界によって囲まれたベイナイトを１個のベイナイト粒として数える。
（Ｍｎ濃度の標準偏差σの評価方法）
Ｍｎの濃度分布はＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザ）を用いて測定する。前述のＳＥＭによる組織観察と同じく、板厚の１／４位置を中心とする１／８～３／８厚の範囲において、３５×２５μｍの領域における元素濃度マップを測定間隔０．１μｍで取得する。８視野分の元素濃度マップのデータをもとに、Ｍｎ濃度のヒストグラムを求め、この実験で得たＭｎ濃度のヒストグラムを正規分布で近似し、標準偏差σを算出する。なお、ヒストグラムを求める場合は、Ｍｎ濃度の区間を０．１％に設定する。また、Ｍｎ濃度のヒストグラムを正規分布で近似した際の中央値を本発明における「平均Ｍｎ濃度（Ｍｎave）」として定義する。
Ｍｎの濃度分布はＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザ）を用いて測定する。前述のＳＥＭによる組織観察と同じく、板厚の１／４位置を中心とする１／８～３／８厚の範囲において、３５×２５μｍの領域における元素濃度マップを測定間隔０．１μｍで取得する。８視野分の元素濃度マップのデータをもとに、Ｍｎ濃度のヒストグラムを求め、この実験で得たＭｎ濃度のヒストグラムを正規分布で近似し、標準偏差σを算出する。なお、ヒストグラムを求める場合は、Ｍｎ濃度の区間を０．１％に設定する。また、Ｍｎ濃度のヒストグラムを正規分布で近似した際の中央値を本発明における「平均Ｍｎ濃度（Ｍｎave）」として定義する。
（Ｍｎave＋１．３σ超の領域の円相当直径の評価方法）
前述の手順で得た８視野分のＭｎ濃度マップをもとに、Ｍｎave＋１．３σ超のＭｎ濃度をもつ領域の円相当直径を測定する。円相当直径の測定では、Ｍｎave＋１．３σ以下の領域とＭｎave＋１．３σ超の領域で色分けをした２値化像を作成し、画像解析により個々の濃化部の面積を求め、その面積に相当する円の直径を算出する。なお、この手順で得られるＭｎ濃化部の面積は２次元断面での面積値に過ぎず、実際にはＭｎ濃化部は３次元で存在している。３次元におけるＭｎ濃化部の領域を求めるため、上記で得た個々のＭｎ濃化部の面積に相当する円の直径を対数正規分布で近似し、この対数正規分布における中央値を円相当直径とする。なお、対数正規分布を求める際は、次のＭｎ濃度を区間に設定する。０．１０μｍ、０．１６μｍ、０．２５μｍ、０．４０μｍ、０．６３μｍ、１．００μｍ、１．５８μｍ、２．５１μｍ、３．９８μｍ、６．３１μｍ、１０．００μｍ、１５．８５μｍ、２５．１２μｍ、３９．８１μｍ、６３．１０μｍ、１００．００μｍ。ここで、Ｍｎ濃度の区間の下限値を０．１０μｍに設定する理由は、ＥＰＭＡによるＭｎ濃度の分析における測定間隔を０．１μｍに設定する場合、分析点１箇所あたり（０．０１μｍ2）の円相当直径は０．１１μｍであるためである。
前述の手順で得た８視野分のＭｎ濃度マップをもとに、Ｍｎave＋１．３σ超のＭｎ濃度をもつ領域の円相当直径を測定する。円相当直径の測定では、Ｍｎave＋１．３σ以下の領域とＭｎave＋１．３σ超の領域で色分けをした２値化像を作成し、画像解析により個々の濃化部の面積を求め、その面積に相当する円の直径を算出する。なお、この手順で得られるＭｎ濃化部の面積は２次元断面での面積値に過ぎず、実際にはＭｎ濃化部は３次元で存在している。３次元におけるＭｎ濃化部の領域を求めるため、上記で得た個々のＭｎ濃化部の面積に相当する円の直径を対数正規分布で近似し、この対数正規分布における中央値を円相当直径とする。なお、対数正規分布を求める際は、次のＭｎ濃度を区間に設定する。０．１０μｍ、０．１６μｍ、０．２５μｍ、０．４０μｍ、０．６３μｍ、１．００μｍ、１．５８μｍ、２．５１μｍ、３．９８μｍ、６．３１μｍ、１０．００μｍ、１５．８５μｍ、２５．１２μｍ、３９．８１μｍ、６３．１０μｍ、１００．００μｍ。ここで、Ｍｎ濃度の区間の下限値を０．１０μｍに設定する理由は、ＥＰＭＡによるＭｎ濃度の分析における測定間隔を０．１μｍに設定する場合、分析点１箇所あたり（０．０１μｍ2）の円相当直径は０．１１μｍであるためである。
（めっき層）
本発明の実施形態に係る鋼板は、少なくとも一方の表面、好ましくは両方の表面に亜鉛等の元素を含有するめっき層を有していてもよい。当該めっき層は、当業者に公知の任意の組成を有するめっき層であってよく、特に限定されないが、例えば、亜鉛以外にもアルミニウムやマグネシウム等の添加元素を含んでいてもよい。また、このめっき層は、合金化処理を施していてもよいし又は合金化処理を施していなくてもよい。合金化処理を施した場合には、めっき層は、上記の元素のうち少なくとも１種と鋼板から拡散してきた鉄との合金を含有していてもよい。また、めっき層の付着量は、特に制限されず一般的な付着量であってよい。
本発明の実施形態に係る鋼板は、少なくとも一方の表面、好ましくは両方の表面に亜鉛等の元素を含有するめっき層を有していてもよい。当該めっき層は、当業者に公知の任意の組成を有するめっき層であってよく、特に限定されないが、例えば、亜鉛以外にもアルミニウムやマグネシウム等の添加元素を含んでいてもよい。また、このめっき層は、合金化処理を施していてもよいし又は合金化処理を施していなくてもよい。合金化処理を施した場合には、めっき層は、上記の元素のうち少なくとも１種と鋼板から拡散してきた鉄との合金を含有していてもよい。また、めっき層の付着量は、特に制限されず一般的な付着量であってよい。
（機械特性）
本発明の実施形態に係る鋼板によれば、高い引張強度、具体的には１３００ＭＰａ以上の引張強度と、高い延性、具体的には５．０％以上の全伸びとを達成しつつ、耐水素脆性を向上させることが可能である。引張強度は好ましくは１３５０ＭＰａ以上であり、より好ましくは１４００ＭＰａ以上である。
本発明の実施形態に係る鋼板によれば、高い引張強度、具体的には１３００ＭＰａ以上の引張強度と、高い延性、具体的には５．０％以上の全伸びとを達成しつつ、耐水素脆性を向上させることが可能である。引張強度は好ましくは１３５０ＭＰａ以上であり、より好ましくは１４００ＭＰａ以上である。
＜鋼板の製造方法＞
本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法は上述した成分範囲の材料を用いて、熱間圧延と冷延及び焼鈍条件の一貫した管理を特徴としている。以下、鋼板の製造方法の一例について説明するが、本発明に係る鋼板の製造方法は以下の形態に限定されるものではない。
本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法は、鋼板に関して上で説明した化学組成と同じ化学組成を有する鋼片を仕上げ圧延することを含む熱間圧延工程であって、以下の条件：
前記仕上げ圧延の開始温度が９５０～１１５０℃であること、
前記仕上げ圧延を２０％以上の圧下率で３パス以上行うこと、
前記仕上げ圧延で２０％以上の圧下率を与える各圧延パスと前記各圧延パスの１つ前の圧延パスとのパス間時間が０．２～５．０秒であること、
前記仕上げ圧延の終了温度が６５０～９５０℃であること、
前記仕上げ圧延の終了後１．０～５．０秒の範囲内で冷却を開始すること、及び
前記冷却が２０．０～５０．０℃／秒の平均冷却速度で行われること
を満足する熱間圧延工程、
得られた熱延鋼板を４５０～７００℃の巻取り温度で巻き取る工程、並びに
前記熱延鋼板を冷間圧延し、次いで８００～９００℃で焼鈍する工程
を含むことを特徴としている。以下、各工程について詳しく説明する。
本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法は上述した成分範囲の材料を用いて、熱間圧延と冷延及び焼鈍条件の一貫した管理を特徴としている。以下、鋼板の製造方法の一例について説明するが、本発明に係る鋼板の製造方法は以下の形態に限定されるものではない。
本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法は、鋼板に関して上で説明した化学組成と同じ化学組成を有する鋼片を仕上げ圧延することを含む熱間圧延工程であって、以下の条件：
前記仕上げ圧延の開始温度が９５０～１１５０℃であること、
前記仕上げ圧延を２０％以上の圧下率で３パス以上行うこと、
前記仕上げ圧延で２０％以上の圧下率を与える各圧延パスと前記各圧延パスの１つ前の圧延パスとのパス間時間が０．２～５．０秒であること、
前記仕上げ圧延の終了温度が６５０～９５０℃であること、
前記仕上げ圧延の終了後１．０～５．０秒の範囲内で冷却を開始すること、及び
前記冷却が２０．０～５０．０℃／秒の平均冷却速度で行われること
を満足する熱間圧延工程、
得られた熱延鋼板を４５０～７００℃の巻取り温度で巻き取る工程、並びに
前記熱延鋼板を冷間圧延し、次いで８００～９００℃で焼鈍する工程
を含むことを特徴としている。以下、各工程について詳しく説明する。
（熱間圧延工程）
熱間圧延工程では、鋼板に関して上で説明した化学組成と同じ化学組成を有する鋼片が熱間圧延に供される。使用する鋼片は、生産性の観点から連続鋳造法によって鋳造することが好ましいが、造塊法又は薄スラブ鋳造法によって製造してもよい。
熱間圧延工程では、鋼板に関して上で説明した化学組成と同じ化学組成を有する鋼片が熱間圧延に供される。使用する鋼片は、生産性の観点から連続鋳造法によって鋳造することが好ましいが、造塊法又は薄スラブ鋳造法によって製造してもよい。
（粗圧延）
本方法では、例えば、鋳造された鋼片に対し、板厚調整等のために、任意選択で仕上げ圧延の前に粗圧延を施してもよい。このような粗圧延は、所望のシートバー寸法が確保できればよく、その条件は特に限定されない。
本方法では、例えば、鋳造された鋼片に対し、板厚調整等のために、任意選択で仕上げ圧延の前に粗圧延を施してもよい。このような粗圧延は、所望のシートバー寸法が確保できればよく、その条件は特に限定されない。
（仕上げ圧延の開始温度：９５０～１１５０℃）
得られた鋼片又はそれに加えて必要に応じて粗圧延された鋼片は、次に仕上げ圧延を施される。仕上げ圧延の開始温度は、オーステナイトの再結晶制御に重要な因子である。９５０℃未満では、仕上げ圧延後に温度が低下し、未再結晶オーステナイトが残存し、仕上げ熱延後の冷却過程において、オーステナイトの粒界からフェライトが生成し、伸長したオーステナイトの粒内は全てパーライトに変態するため、パーライトのセメンタイトラメラーにＭｎが濃化する際、この濃化部の領域の円相当直径が１０．０μｍを超える。このため下限値を９５０℃以上とし、９７０℃以上又は９８０℃以上であってもよい。また、１１５０℃超では、仕上げ圧延途中の温度が高温になるため、再結晶オーステナイト粒の粒界にＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｂ等の合金元素が偏析し、仕上げ圧延後の冷却過程におけるフェライト変態が抑制される。このため上限値を１１５０℃以下とし、１１４０℃以下又は１１３０℃以下であってもよい。
得られた鋼片又はそれに加えて必要に応じて粗圧延された鋼片は、次に仕上げ圧延を施される。仕上げ圧延の開始温度は、オーステナイトの再結晶制御に重要な因子である。９５０℃未満では、仕上げ圧延後に温度が低下し、未再結晶オーステナイトが残存し、仕上げ熱延後の冷却過程において、オーステナイトの粒界からフェライトが生成し、伸長したオーステナイトの粒内は全てパーライトに変態するため、パーライトのセメンタイトラメラーにＭｎが濃化する際、この濃化部の領域の円相当直径が１０．０μｍを超える。このため下限値を９５０℃以上とし、９７０℃以上又は９８０℃以上であってもよい。また、１１５０℃超では、仕上げ圧延途中の温度が高温になるため、再結晶オーステナイト粒の粒界にＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｂ等の合金元素が偏析し、仕上げ圧延後の冷却過程におけるフェライト変態が抑制される。このため上限値を１１５０℃以下とし、１１４０℃以下又は１１３０℃以下であってもよい。
（仕上げ圧延を２０％以上の圧下率で３パス以上）
仕上げ圧延における２０％以上の圧下率の圧延回数は、圧延中のオーステナイトの再結晶を促す効果があり、仕上げ圧延における圧下率、圧延回数及びパス間時間を制御することでオーステナイト粒の形態を等軸かつ微細に制御することが可能となる。３パス未満では、未再結晶のオーステナイトが残るため、発明の効果を得ることが出来ない。このため下限値を３パス以上とし、４パス以上又は５パス以上であってもよい。一方、上限値については特に限定されないが、１０パス超では、圧延スタンドを多数設置する必要があり、設備の大型化と製造コストの増加を招く場合がある。このため上限値は好ましくは１０パス以下とし、９パス以下又は７パス以下であってもよい。
仕上げ圧延における２０％以上の圧下率の圧延回数は、圧延中のオーステナイトの再結晶を促す効果があり、仕上げ圧延における圧下率、圧延回数及びパス間時間を制御することでオーステナイト粒の形態を等軸かつ微細に制御することが可能となる。３パス未満では、未再結晶のオーステナイトが残るため、発明の効果を得ることが出来ない。このため下限値を３パス以上とし、４パス以上又は５パス以上であってもよい。一方、上限値については特に限定されないが、１０パス超では、圧延スタンドを多数設置する必要があり、設備の大型化と製造コストの増加を招く場合がある。このため上限値は好ましくは１０パス以下とし、９パス以下又は７パス以下であってもよい。
（仕上げ圧延で２０％以上の圧下率を与える各圧延パスと当該各圧延パスの１つ前の圧延パスとのパス間時間が０．２～５．０秒）
仕上げ圧延における２０％以上の圧延のパス間時間は、圧延後のオーステナイト粒の再結晶と粒成長を制御する因子である。０．２秒未満では、オーステナイトの再結晶が完了せず、未再結晶オーステナイトの割合が増えるため発明の効果を得ることができない。このため下限値を０．２秒以上とし、０．３秒以上又は０．５秒以上であってもよい。また、５．０秒超では、再結晶オーステナイトの粒界に向かってＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｂ等の合金元素が偏析し、仕上げ圧延後の冷却過程におけるフェライト変態が抑制される。このため上限値を５．０秒以下とし、４．５秒以下又は４．０秒以下であってもよい。
仕上げ圧延における２０％以上の圧延のパス間時間は、圧延後のオーステナイト粒の再結晶と粒成長を制御する因子である。０．２秒未満では、オーステナイトの再結晶が完了せず、未再結晶オーステナイトの割合が増えるため発明の効果を得ることができない。このため下限値を０．２秒以上とし、０．３秒以上又は０．５秒以上であってもよい。また、５．０秒超では、再結晶オーステナイトの粒界に向かってＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｂ等の合金元素が偏析し、仕上げ圧延後の冷却過程におけるフェライト変態が抑制される。このため上限値を５．０秒以下とし、４．５秒以下又は４．０秒以下であってもよい。
（仕上げ圧延の終了温度：６５０～９５０℃）
仕上げ圧延の終了温度は、オーステナイトの再結晶制御に重要な因子である。６５０℃未満では、未再結晶オーステナイトの残存を招くため、発明の効果を得ることが出来ない。このため下限値を６５０℃以上とし、６７０℃以上又は７００℃以上であってもよい。また、９５０℃超では、再結晶オーステナイト粒の粒界にＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｂ等の合金元素が偏析し、仕上げ圧延後の冷却過程におけるフェライト変態が抑制される。このため上限値を９５０℃以下とし、９３０℃以下又は９００℃以下であってもよい。
仕上げ圧延の終了温度は、オーステナイトの再結晶制御に重要な因子である。６５０℃未満では、未再結晶オーステナイトの残存を招くため、発明の効果を得ることが出来ない。このため下限値を６５０℃以上とし、６７０℃以上又は７００℃以上であってもよい。また、９５０℃超では、再結晶オーステナイト粒の粒界にＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｂ等の合金元素が偏析し、仕上げ圧延後の冷却過程におけるフェライト変態が抑制される。このため上限値を９５０℃以下とし、９３０℃以下又は９００℃以下であってもよい。
（仕上げ圧延の終了後１．０～５．０秒の範囲内で冷却開始）
仕上げ圧延の終了後、冷却開始までの時間は、オーステナイトの再結晶挙動とオーステナイト粒界への合金元素の偏析制御に重要な因子である。１．０秒未満では、オーステナイトの再結晶が完了せず、未再結晶オーステナイトの残存を招くため、発明の効果を得ることが出来ない。このため下限値を１．０秒以上とし、２．０秒以上であってもよい。また、５．０秒超では、再結晶オーステナイト粒の粒界にＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｂ等の合金元素が偏析し、仕上げ圧延後の冷却過程におけるフェライト変態が抑制される。このため上限値を５．０秒以下とし、４．０秒以下であってもよい。
仕上げ圧延の終了後、冷却開始までの時間は、オーステナイトの再結晶挙動とオーステナイト粒界への合金元素の偏析制御に重要な因子である。１．０秒未満では、オーステナイトの再結晶が完了せず、未再結晶オーステナイトの残存を招くため、発明の効果を得ることが出来ない。このため下限値を１．０秒以上とし、２．０秒以上であってもよい。また、５．０秒超では、再結晶オーステナイト粒の粒界にＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｂ等の合金元素が偏析し、仕上げ圧延後の冷却過程におけるフェライト変態が抑制される。このため上限値を５．０秒以下とし、４．０秒以下であってもよい。
（平均冷却速度：２０．０～５０．０℃／秒）
冷却開始後、仕上げ圧延終了温度から仕上げ圧延終了温度よりも１００℃低い温度となるまでにおける平均冷却速度は、オーステナイトからのフェライト及びパーライト変態の制御に重要な因子である。２０．０℃／秒未満では、冷却途中においてオーステナイト粒界に合金元素が偏析し、フェライト変態を生じないオーステナイト粒界が存在するようになるため、パーライト組織の粗大化を招き、Ｍｎ濃化部の粒径の粗大化を引き起こす。このため下限値を２０．０℃／秒以上とし、２５．０℃／秒以上又は３０．０℃／秒以上であってもよい。また、５０．０℃／秒超では、フェライト変態後のパーライト変態が起こりにくくなり、パーライトのセメンタイトラメラーへのＭｎ濃化を促すことができなくなる。このため上限値を５０．０℃／秒以下とし、４５．０℃／秒以下又は４０．０℃／秒であってもよい。尚、仕上げ圧延後、熱延鋼板の冷却の途中で、熱延鋼板に対して水をかけない領域を設ける等して、熱延鋼板の温度を所定温度で保持する（中間保持する）ことで、オーステナイト粒界からのフェライトの変態を促進させてフェライト粒の核生成の増加とともにフェライト組織同士を接触させることができ、上記したフェライト変態を生じないオーステナイト粒界の量を低減することができる。結果として、パーライト組織の粗大化を抑制することができ、本発明に係る鋼板をより安定して製造することができるものと考えられる。
冷却開始後、仕上げ圧延終了温度から仕上げ圧延終了温度よりも１００℃低い温度となるまでにおける平均冷却速度は、オーステナイトからのフェライト及びパーライト変態の制御に重要な因子である。２０．０℃／秒未満では、冷却途中においてオーステナイト粒界に合金元素が偏析し、フェライト変態を生じないオーステナイト粒界が存在するようになるため、パーライト組織の粗大化を招き、Ｍｎ濃化部の粒径の粗大化を引き起こす。このため下限値を２０．０℃／秒以上とし、２５．０℃／秒以上又は３０．０℃／秒以上であってもよい。また、５０．０℃／秒超では、フェライト変態後のパーライト変態が起こりにくくなり、パーライトのセメンタイトラメラーへのＭｎ濃化を促すことができなくなる。このため上限値を５０．０℃／秒以下とし、４５．０℃／秒以下又は４０．０℃／秒であってもよい。尚、仕上げ圧延後、熱延鋼板の冷却の途中で、熱延鋼板に対して水をかけない領域を設ける等して、熱延鋼板の温度を所定温度で保持する（中間保持する）ことで、オーステナイト粒界からのフェライトの変態を促進させてフェライト粒の核生成の増加とともにフェライト組織同士を接触させることができ、上記したフェライト変態を生じないオーステナイト粒界の量を低減することができる。結果として、パーライト組織の粗大化を抑制することができ、本発明に係る鋼板をより安定して製造することができるものと考えられる。
（巻取工程）
熱間圧延工程の後、得られた熱延鋼板は、次の巻取工程において４５０～７００℃の巻取り温度で巻き取られる。巻取り温度は、熱延板の鋼組織の制御に重要な因子である。４５０℃未満では、パーライト変態が起こらなくなり、セメンタイトへのＭｎ濃化を促すことが困難になる。このため下限値を４５０℃以上とし、４７０℃以上又は４９０℃以上であってもよい。また、７００℃超では、鋼帯表面から鋼板内部に酸素が供給され、熱延板の表層に内部酸化層を形成する。内部酸化とは、鋼の結晶粒界に沿った酸化物であり、冷延焼鈍後に残存すると亀裂の起点となり耐水素脆性の低下を招く。このため上限値を７００℃以下とし、６９０℃以下又は６７０℃以下であってもよい。尚、巻取工程において、熱延鋼板に対して冷却水（例えば通板時の熱延鋼板の蛇行を抑制するサポートロールや、熱延鋼板を巻き取ってコイル状に形作るマンドレルロールを冷却するための冷却水）をかけない領域を設ける等して、熱延鋼板の巻き取り時に熱延鋼板の偏った冷却を抑制してコイル内の温度を均一化することにより熱延鋼板を所定温度で保持することで、オーステナイト粒界においてフェライト組織を成長させ、上記したフェライト変態を生じないオーステナイト粒界の量を低減することができる。結果として、パーライト組織の連結と粗大化を抑制することができ、本発明に係る鋼板をより安定して製造できるものと考えられる。
熱間圧延工程の後、得られた熱延鋼板は、次の巻取工程において４５０～７００℃の巻取り温度で巻き取られる。巻取り温度は、熱延板の鋼組織の制御に重要な因子である。４５０℃未満では、パーライト変態が起こらなくなり、セメンタイトへのＭｎ濃化を促すことが困難になる。このため下限値を４５０℃以上とし、４７０℃以上又は４９０℃以上であってもよい。また、７００℃超では、鋼帯表面から鋼板内部に酸素が供給され、熱延板の表層に内部酸化層を形成する。内部酸化とは、鋼の結晶粒界に沿った酸化物であり、冷延焼鈍後に残存すると亀裂の起点となり耐水素脆性の低下を招く。このため上限値を７００℃以下とし、６９０℃以下又は６７０℃以下であってもよい。尚、巻取工程において、熱延鋼板に対して冷却水（例えば通板時の熱延鋼板の蛇行を抑制するサポートロールや、熱延鋼板を巻き取ってコイル状に形作るマンドレルロールを冷却するための冷却水）をかけない領域を設ける等して、熱延鋼板の巻き取り時に熱延鋼板の偏った冷却を抑制してコイル内の温度を均一化することにより熱延鋼板を所定温度で保持することで、オーステナイト粒界においてフェライト組織を成長させ、上記したフェライト変態を生じないオーステナイト粒界の量を低減することができる。結果として、パーライト組織の連結と粗大化を抑制することができ、本発明に係る鋼板をより安定して製造できるものと考えられる。
（冷間圧延及び焼鈍工程）
最後に、得られた熱延鋼板は、必要に応じて酸洗等を行った後、冷間圧延され、次いで８００～９００℃で焼鈍されて本発明の実施形態に係る鋼板が得られる。以下、冷間圧延、焼鈍及びめっき処理の好ましい実施形態について詳しく説明する。下記の記載は、冷間圧延、焼鈍及びめっき処理の好ましい実施形態の単なる例示であって、鋼板の製造方法を何ら限定するものではない。
最後に、得られた熱延鋼板は、必要に応じて酸洗等を行った後、冷間圧延され、次いで８００～９００℃で焼鈍されて本発明の実施形態に係る鋼板が得られる。以下、冷間圧延、焼鈍及びめっき処理の好ましい実施形態について詳しく説明する。下記の記載は、冷間圧延、焼鈍及びめっき処理の好ましい実施形態の単なる例示であって、鋼板の製造方法を何ら限定するものではない。
（酸洗）
まず、冷間圧延の前に、巻取った熱延鋼板を巻き戻し、酸洗に供する。酸洗を行うことで、熱延鋼板の表面の酸化スケールを除去して、冷延鋼板の化成処理性や、めっき性の向上を図ることができる。酸洗は、一回でもよいし、複数回に分けて行ってもよい。
まず、冷間圧延の前に、巻取った熱延鋼板を巻き戻し、酸洗に供する。酸洗を行うことで、熱延鋼板の表面の酸化スケールを除去して、冷延鋼板の化成処理性や、めっき性の向上を図ることができる。酸洗は、一回でもよいし、複数回に分けて行ってもよい。
（冷間圧下率）
冷間圧下率は、冷延焼鈍時の加熱過程における炭化物粒子の成長及び均熱保持時の炭化物の溶解挙動に影響を与える因子である。１０．０％未満では、炭化物の破砕効果が得られず、均熱保持時に未溶解の炭化物の残存を招く場合がある。このため下限値を好ましくは１０．０％以上とし、１５．０％以上であってもよい。また、８０．０％超では、鋼中の転位密度が高くなり、冷延焼鈍時の加熱過程において炭化物粒子が成長する。これにより、均熱保持時に溶解しにくい炭化物が残り、鋼板の強度の低下を招く場合がある。このため上限値を好ましくは８０．０％以下とし、７０．０％以下であってもよい。
冷間圧下率は、冷延焼鈍時の加熱過程における炭化物粒子の成長及び均熱保持時の炭化物の溶解挙動に影響を与える因子である。１０．０％未満では、炭化物の破砕効果が得られず、均熱保持時に未溶解の炭化物の残存を招く場合がある。このため下限値を好ましくは１０．０％以上とし、１５．０％以上であってもよい。また、８０．０％超では、鋼中の転位密度が高くなり、冷延焼鈍時の加熱過程において炭化物粒子が成長する。これにより、均熱保持時に溶解しにくい炭化物が残り、鋼板の強度の低下を招く場合がある。このため上限値を好ましくは８０．０％以下とし、７０．０％以下であってもよい。
（冷延板焼鈍）
（加熱速度）
冷延鋼板が連続焼鈍ラインやめっきラインを通板する場合における加熱速度は、特に制約されないが、０．５℃／秒未満の加熱速度では、生産性が大きく損なわれる場合があるため、好ましくは０．５℃／秒以上とする。一方、１００℃／秒を超える加熱速度とすると、過度の設備投資を招くため、好ましくは１００℃／秒以下とする。
（加熱速度）
冷延鋼板が連続焼鈍ラインやめっきラインを通板する場合における加熱速度は、特に制約されないが、０．５℃／秒未満の加熱速度では、生産性が大きく損なわれる場合があるため、好ましくは０．５℃／秒以上とする。一方、１００℃／秒を超える加熱速度とすると、過度の設備投資を招くため、好ましくは１００℃／秒以下とする。
（焼鈍温度）
焼鈍温度は、鋼のオーステナイト化とＭｎのミクロ偏析制御のために重要な因子である。なお、Ｍｎが濃化した炭化物は焼鈍保持において未溶解のまま残存する場合がある。未溶解の炭化物は鋼の特性劣化の原因となるため、未溶解炭化物の体積率は少ないほど好ましい。一方、鋼板を高温で長時間のあいだ保持する処理だけでは未溶解炭化物が残存することがあるので、炭化物の溶解を促すために、室温から焼鈍温度まで加熱した後に、一旦室温まで冷却し再度焼鈍温度まで加熱する処理を２回以上にわたり、鋼板に繰返し与えても良い。８００℃未満では、オーステナイトの生成量が少なく、また、未溶解の炭化物の残存を招くため、強度の低下を引き起こす。このため下限値を８００℃以上とし、８３０℃以上であってもよい。また、９００℃超では、高温で均熱保持するあいだに、熱延板で形成させたＭｎ濃化領部が拡散するため発明の効果が得られなくなる。このため上限値を９００℃以下とし、８７０℃以下であってもよい。
焼鈍温度は、鋼のオーステナイト化とＭｎのミクロ偏析制御のために重要な因子である。なお、Ｍｎが濃化した炭化物は焼鈍保持において未溶解のまま残存する場合がある。未溶解の炭化物は鋼の特性劣化の原因となるため、未溶解炭化物の体積率は少ないほど好ましい。一方、鋼板を高温で長時間のあいだ保持する処理だけでは未溶解炭化物が残存することがあるので、炭化物の溶解を促すために、室温から焼鈍温度まで加熱した後に、一旦室温まで冷却し再度焼鈍温度まで加熱する処理を２回以上にわたり、鋼板に繰返し与えても良い。８００℃未満では、オーステナイトの生成量が少なく、また、未溶解の炭化物の残存を招くため、強度の低下を引き起こす。このため下限値を８００℃以上とし、８３０℃以上であってもよい。また、９００℃超では、高温で均熱保持するあいだに、熱延板で形成させたＭｎ濃化領部が拡散するため発明の効果が得られなくなる。このため上限値を９００℃以下とし、８７０℃以下であってもよい。
（保持時間）
鋼板を、連続焼鈍ラインに供し、焼鈍温度に加熱して焼鈍を施す。この際、保持時間は１０～６００秒であることが好ましい。保持時間が１０秒未満であると焼鈍温度でのオーステナイトの分率が不十分であったり、焼鈍前までに存在していた炭化物の溶解が不十分となったりして、所定の組織及び特性が得られなくなるおそれがある。保持時間が６００秒超となっても特性上は問題ないが、設備のライン長が長くなるので、６００秒程度が実質的な上限となる。
鋼板を、連続焼鈍ラインに供し、焼鈍温度に加熱して焼鈍を施す。この際、保持時間は１０～６００秒であることが好ましい。保持時間が１０秒未満であると焼鈍温度でのオーステナイトの分率が不十分であったり、焼鈍前までに存在していた炭化物の溶解が不十分となったりして、所定の組織及び特性が得られなくなるおそれがある。保持時間が６００秒超となっても特性上は問題ないが、設備のライン長が長くなるので、６００秒程度が実質的な上限となる。
（冷却速度）
上記焼鈍後の冷却では、７５０℃から５５０℃まで平均冷却速度１００．０℃／秒以下で冷却することが好ましい。平均冷却速度の下限値は、特に限定されないが、例えば２．５℃／秒であってよい。平均冷却速度の下限値を２．５℃／秒とする理由は、母材鋼板でフェライト変態が生じ、母材鋼板が軟化することを抑制するためである。２．５℃／秒より平均冷却速度が遅い場合、強度が低下する場合がある。より好ましくは５．０℃／秒以上、さらに好ましくは１０．０℃／秒以上、さらに好ましくは２０．０℃／秒以上である。７５０℃超ではフェライト変態が生じにくいため、冷却速度は制限しない。５５０℃未満の温度では、低温変態組織が得られるため、冷却速度を制限しない。１００．０℃／秒より速い速度で冷却すると表層にも低温変態組織が生じ、硬さのばらつきの原因となるため、好ましくは１００．０℃／秒以下で冷却する。さらに好ましくは８０．０℃／秒以下である。さらに好ましくは６０．０℃／秒以下である。
上記焼鈍後の冷却では、７５０℃から５５０℃まで平均冷却速度１００．０℃／秒以下で冷却することが好ましい。平均冷却速度の下限値は、特に限定されないが、例えば２．５℃／秒であってよい。平均冷却速度の下限値を２．５℃／秒とする理由は、母材鋼板でフェライト変態が生じ、母材鋼板が軟化することを抑制するためである。２．５℃／秒より平均冷却速度が遅い場合、強度が低下する場合がある。より好ましくは５．０℃／秒以上、さらに好ましくは１０．０℃／秒以上、さらに好ましくは２０．０℃／秒以上である。７５０℃超ではフェライト変態が生じにくいため、冷却速度は制限しない。５５０℃未満の温度では、低温変態組織が得られるため、冷却速度を制限しない。１００．０℃／秒より速い速度で冷却すると表層にも低温変態組織が生じ、硬さのばらつきの原因となるため、好ましくは１００．０℃／秒以下で冷却する。さらに好ましくは８０．０℃／秒以下である。さらに好ましくは６０．０℃／秒以下である。
（冷却停止温度）
上記の冷却は、２５℃～５５０℃の温度で停止し（冷却停止温度）、続いて、この冷却停止温度がめっき浴温度－４０℃未満であった場合には３５０℃～５５０℃の温度域に再加熱して滞留させてもよい。上述の温度範囲で冷却を行うと冷却中に未変態のオーステナイトからマルテンサイトが生成する。その後、再加熱を行うことで、マルテンサイトは焼き戻され、硬質相内での炭化物析出や転位の回復・再配列が起こり、耐水素脆性が改善する。冷却停止温度の下限を２５℃としたのは、過度の冷却は大幅な設備投資を必要とするばかりでなく、その効果が飽和するためである。
上記の冷却は、２５℃～５５０℃の温度で停止し（冷却停止温度）、続いて、この冷却停止温度がめっき浴温度－４０℃未満であった場合には３５０℃～５５０℃の温度域に再加熱して滞留させてもよい。上述の温度範囲で冷却を行うと冷却中に未変態のオーステナイトからマルテンサイトが生成する。その後、再加熱を行うことで、マルテンサイトは焼き戻され、硬質相内での炭化物析出や転位の回復・再配列が起こり、耐水素脆性が改善する。冷却停止温度の下限を２５℃としたのは、過度の冷却は大幅な設備投資を必要とするばかりでなく、その効果が飽和するためである。
（滞留温度）
再加熱後あるいは冷却後に、２００～５５０℃の温度域で鋼板を滞留させても良い。この温度域での滞留は、マルテンサイトの焼き戻しに寄与するばかりでなく、板の幅方向の温度ムラをなくす。また、続いてめっき浴に浸漬する場合は、めっき後の外観を向上させる。なお、冷却停止温度が滞留温度と同じ場合には、再加熱や冷却を行わずにそのまま滞留を行えばよい。
再加熱後あるいは冷却後に、２００～５５０℃の温度域で鋼板を滞留させても良い。この温度域での滞留は、マルテンサイトの焼き戻しに寄与するばかりでなく、板の幅方向の温度ムラをなくす。また、続いてめっき浴に浸漬する場合は、めっき後の外観を向上させる。なお、冷却停止温度が滞留温度と同じ場合には、再加熱や冷却を行わずにそのまま滞留を行えばよい。
（滞留時間）
滞留を行う時間は、その効果を得るために１０秒以上６００秒以下とすることが望ましい。
滞留を行う時間は、その効果を得るために１０秒以上６００秒以下とすることが望ましい。
（焼戻し温度）
一連の焼鈍工程において、冷延板又は冷延板にめっき処理を施した鋼板を、室温まで冷却した後に再加熱し、あるいは、室温まで冷却する途中において保持又は次の保持温度以下の温度に冷却後に再加熱し、１５０℃以上４００℃以下の温度域で２秒以上保持しても良い。この工程によれば、再加熱後の冷却中に生成したマルテンサイトを焼戻して、焼戻しマルテンサイトとすることにより、耐水素脆性を改善することができる。また、残留オーステナイトの安定化により、鋼の延性を向上する効果が得られる。焼戻し工程を行う場合、保持温度が１５０℃未満では、マルテンサイトが十分に焼き戻されず、ミクロ組織及び機械特性において満足のいく変化をもたらすことができない場合がある。一方、保持温度が４００℃を超えると、焼戻しマルテンサイト中の転位密度が低下してしまい、引張強度の低下を招く場合がある。そのため、焼戻しを行う場合には、１５０℃以上４００℃以下の温度域で保持することが好ましい。
一連の焼鈍工程において、冷延板又は冷延板にめっき処理を施した鋼板を、室温まで冷却した後に再加熱し、あるいは、室温まで冷却する途中において保持又は次の保持温度以下の温度に冷却後に再加熱し、１５０℃以上４００℃以下の温度域で２秒以上保持しても良い。この工程によれば、再加熱後の冷却中に生成したマルテンサイトを焼戻して、焼戻しマルテンサイトとすることにより、耐水素脆性を改善することができる。また、残留オーステナイトの安定化により、鋼の延性を向上する効果が得られる。焼戻し工程を行う場合、保持温度が１５０℃未満では、マルテンサイトが十分に焼き戻されず、ミクロ組織及び機械特性において満足のいく変化をもたらすことができない場合がある。一方、保持温度が４００℃を超えると、焼戻しマルテンサイト中の転位密度が低下してしまい、引張強度の低下を招く場合がある。そのため、焼戻しを行う場合には、１５０℃以上４００℃以下の温度域で保持することが好ましい。
（焼戻し時間）
また、焼戻しの保持時間が２秒未満でも、マルテンサイトが十分に焼き戻されず、ミクロ組織及び機械特性において満足のいく変化をもたらすことができない場合がある。焼戻し時間は長い程、鋼板内の温度差が小さくなり、鋼板内での材質バラツキが小さくなる。このため焼戻し時間は長い程好ましいものの、３６０００秒を超える保持時間では生産性の低下を招く。このため、好ましい保持時間の上限は３６０００秒以下である。焼戻しは、連続焼鈍設備内で行っても良いし、連続焼鈍後にオフラインで、別設備で実施しても構わない。
また、焼戻しの保持時間が２秒未満でも、マルテンサイトが十分に焼き戻されず、ミクロ組織及び機械特性において満足のいく変化をもたらすことができない場合がある。焼戻し時間は長い程、鋼板内の温度差が小さくなり、鋼板内での材質バラツキが小さくなる。このため焼戻し時間は長い程好ましいものの、３６０００秒を超える保持時間では生産性の低下を招く。このため、好ましい保持時間の上限は３６０００秒以下である。焼戻しは、連続焼鈍設備内で行っても良いし、連続焼鈍後にオフラインで、別設備で実施しても構わない。
（めっき）
焼鈍工程中又は焼鈍工程後の冷延鋼板に対して、必要に応じて、（亜鉛めっき浴温度－４０）℃～（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に加熱又は冷却して、溶融亜鉛めっきを施してもよい。溶融亜鉛めっき工程によって、冷延鋼板の少なくとも一方の表面、好ましくは両方の表面には、溶融亜鉛めっき層が形成される。この場合、冷延鋼板の耐食性が向上するので好ましい。溶融亜鉛めっきを施しても、冷延鋼板の耐水素脆性を十分に維持することができる。
焼鈍工程中又は焼鈍工程後の冷延鋼板に対して、必要に応じて、（亜鉛めっき浴温度－４０）℃～（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に加熱又は冷却して、溶融亜鉛めっきを施してもよい。溶融亜鉛めっき工程によって、冷延鋼板の少なくとも一方の表面、好ましくは両方の表面には、溶融亜鉛めっき層が形成される。この場合、冷延鋼板の耐食性が向上するので好ましい。溶融亜鉛めっきを施しても、冷延鋼板の耐水素脆性を十分に維持することができる。
めっき処理は、「脱脂酸洗後、非酸化雰囲気にて加熱し、Ｈ2及びＮ2を含む還元雰囲気にて焼鈍後、めっき浴温度近傍まで冷却し、めっき浴に浸漬する」というゼンジマー法、「焼鈍時の雰囲気を調節し、最初、鋼板表面を酸化させた後、その後還元することによりめっき前の清浄化を行った後にめっき浴に浸漬する」という全還元炉方式、あるいは、「鋼板を脱脂酸洗した後、塩化アンモニウムなどを用いてフラックス処理を行って、めっき浴に浸漬する」というフラックス法等があるが、いずれの条件で処理を行ったとしても本発明の効果は発揮できる。
（めっき浴の温度）
めっき浴温度は４５０～４９０℃であることが好ましい。めっき浴温度が４５０℃未満であると、めっき浴の粘度が過大に上昇し、めっき層の厚さの制御が困難となり、溶融亜鉛めっき鋼板の外観が損なわれるおそれがある。一方、めっき浴温度が４９０℃を超えると、多量のヒュームが発生し、安全なめっき操業が困難となるおそれがある。めっき浴温度は４５５℃以上であるのがより好ましく、４８０℃以下であるのがより好ましい。
めっき浴温度は４５０～４９０℃であることが好ましい。めっき浴温度が４５０℃未満であると、めっき浴の粘度が過大に上昇し、めっき層の厚さの制御が困難となり、溶融亜鉛めっき鋼板の外観が損なわれるおそれがある。一方、めっき浴温度が４９０℃を超えると、多量のヒュームが発生し、安全なめっき操業が困難となるおそれがある。めっき浴温度は４５５℃以上であるのがより好ましく、４８０℃以下であるのがより好ましい。
（めっき浴の組成）
めっき浴の組成は、Ｚｎを主体とし、有効Ａｌ量（めっき浴中の全Ａｌ量から全Ｆｅ量を引いた値）が０．０５０～０．２５０質量％であることが好ましい。めっき浴中の有効Ａｌ量が０．０５０質量％未満であると、めっき層中へのＦｅの侵入が過度に進み、めっき密着性が低下するおそれがある。一方、めっき浴中の有効Ａｌ量が０．２５０質量％を超えると、鋼板とめっき層との境界に、Ｆｅ原子及びＺｎ原子の移動を阻害するＡｌ系酸化物が生成し、めっき密着性が低下するおそれがある。めっき浴中の有効Ａｌ量は０．０６５質量％以上であるのがより好ましく、０．１８０質量％以下であるのがより好ましい。めっき浴は、ＺｎやＡｌ以外にもＭｇ等の添加元素を含有していてもよい。
めっき浴の組成は、Ｚｎを主体とし、有効Ａｌ量（めっき浴中の全Ａｌ量から全Ｆｅ量を引いた値）が０．０５０～０．２５０質量％であることが好ましい。めっき浴中の有効Ａｌ量が０．０５０質量％未満であると、めっき層中へのＦｅの侵入が過度に進み、めっき密着性が低下するおそれがある。一方、めっき浴中の有効Ａｌ量が０．２５０質量％を超えると、鋼板とめっき層との境界に、Ｆｅ原子及びＺｎ原子の移動を阻害するＡｌ系酸化物が生成し、めっき密着性が低下するおそれがある。めっき浴中の有効Ａｌ量は０．０６５質量％以上であるのがより好ましく、０．１８０質量％以下であるのがより好ましい。めっき浴は、ＺｎやＡｌ以外にもＭｇ等の添加元素を含有していてもよい。
（めっき浴への侵入時の鋼板温度）
めっき浴浸漬板温度（溶融亜鉛めっき浴に浸漬する際の鋼板の温度）は、溶融亜鉛めっき浴温度より４０℃低い温度（溶融亜鉛めっき浴温度－４０℃）から溶融亜鉛めっき浴温度より５０℃高い温度（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０℃）までの温度範囲が好ましい。めっき浴浸漬板温度が溶融亜鉛めっき浴温度－４０℃を下回ると、めっき浴浸漬時の抜熱が大きく、溶融亜鉛の一部が凝固してしまいめっき外観を劣化させる場合があるため望ましくない。浸漬前の板温度が溶融亜鉛めっき浴温度－４０℃を下回っていた場合、任意の方法でめっき浴浸漬前にさらに加熱を行い、板温度を溶融亜鉛めっき浴温度－４０℃以上に制御してからめっき浴に浸漬させても良い。また、めっき浴浸漬板温度が溶融亜鉛めっき浴温度＋５０℃を超えると、めっき浴温度上昇に伴う操業上の問題を誘発する。
めっき浴浸漬板温度（溶融亜鉛めっき浴に浸漬する際の鋼板の温度）は、溶融亜鉛めっき浴温度より４０℃低い温度（溶融亜鉛めっき浴温度－４０℃）から溶融亜鉛めっき浴温度より５０℃高い温度（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０℃）までの温度範囲が好ましい。めっき浴浸漬板温度が溶融亜鉛めっき浴温度－４０℃を下回ると、めっき浴浸漬時の抜熱が大きく、溶融亜鉛の一部が凝固してしまいめっき外観を劣化させる場合があるため望ましくない。浸漬前の板温度が溶融亜鉛めっき浴温度－４０℃を下回っていた場合、任意の方法でめっき浴浸漬前にさらに加熱を行い、板温度を溶融亜鉛めっき浴温度－４０℃以上に制御してからめっき浴に浸漬させても良い。また、めっき浴浸漬板温度が溶融亜鉛めっき浴温度＋５０℃を超えると、めっき浴温度上昇に伴う操業上の問題を誘発する。
（めっきプレ処理）
めっき密着性をさらに向上させるために、連続溶融亜鉛めっきラインにおける焼鈍前に、母材鋼板に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独あるいは複数から成るめっきを施しても良い。
めっき密着性をさらに向上させるために、連続溶融亜鉛めっきラインにおける焼鈍前に、母材鋼板に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅの単独あるいは複数から成るめっきを施しても良い。
（めっき後処理）
溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面に、塗装性、溶接性を改善する目的で、上層めっきを施すことや、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施すこともできる。
溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面に、塗装性、溶接性を改善する目的で、上層めっきを施すことや、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施すこともできる。
（スキンパス圧延）
さらに、鋼板形状の矯正や可動転位導入により延性の向上を図ることを目的として、スキンパス圧延を施してもよい。熱処理後のスキンパス圧延の圧下率は、０．１～１．５％の範囲が好ましい。０．１％未満では効果が小さく、制御も困難であることから、０．１％を下限とする。１．５％を超えると生産性が著しく低下するので１．５％を上限とする。スキンパスは、インラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。
さらに、鋼板形状の矯正や可動転位導入により延性の向上を図ることを目的として、スキンパス圧延を施してもよい。熱処理後のスキンパス圧延の圧下率は、０．１～１．５％の範囲が好ましい。０．１％未満では効果が小さく、制御も困難であることから、０．１％を下限とする。１．５％を超えると生産性が著しく低下するので１．５％を上限とする。スキンパスは、インラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。
上記の製造方法によれば、本発明に係る鋼板を得ることができる。
以下に本発明に係る実施例を示す。本発明はこの一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明要旨を逸脱せず、本発明目的を達する限りにおいては、種々の条件を採用可能とするものである。
［例１］
表１に示す化学組成を有する鋼を溶製して鋼片を鋳造した。この鋼片を１２２０℃に加熱した炉内に挿入し、６０分間保持する均一化処理を与えた後に大気中に取出し、熱間圧延して板厚２．８ｍｍの鋼板を得た。熱間圧延では、全部で７回の仕上げ圧延を施し、そのうち、圧下率が２０％を超える圧延パスを３回与えた。また、仕上げ圧延で２０％以上の圧下率を与える各圧延パスと当該各圧延パスの１つ前の圧延パスとのパス間時間を０．６秒とした。仕上げ圧延の開始温度は１０７０℃、終了温度は８９０℃であり、仕上げ圧延の終了後２．２秒経過後に水冷にて冷却を与え、３５．０℃／秒の平均冷却速度で５８０℃まで冷却（尚、冷却開始後、仕上げ圧延終了温度（８９０℃）から仕上げ圧延終了温度よりも１００℃低い温度（７９０℃）となるまでの平均冷却速度も同様に３５．０℃／秒とした）して、巻取り処理を鋼板に与えた。続いて、この熱延鋼板の酸化スケールを酸洗により除去し、圧下率５０．０％の冷間圧延を施し、板厚を１．４ｍｍに仕上げた。さらに、この冷延鋼板を８９０℃まで１２．０℃／秒の速度で加熱し、８９０℃で１２０秒間保持した後に、４２．０℃／秒の平均冷却速度で１９０℃まで冷却し、続いて、２３０℃に再加熱して１８０秒間保持する冷延板焼鈍を施した。また、この冷延板焼鈍では、めっき処理は施さず、２３０℃から室温への冷却過程において、１５０℃まで冷却した鋼板を２００℃に再加熱し、２０秒間保持する後熱処理を施した。表２は上記の加工熱処理を与えた鋼板の特性の評価結果である。なお、表１に示す成分以外の残部はＦｅ及び不純物である。また、製造した鋼板から採取した試料を分析した化学組成は、表１に示す鋼の化学組成と同等であった。
表１に示す化学組成を有する鋼を溶製して鋼片を鋳造した。この鋼片を１２２０℃に加熱した炉内に挿入し、６０分間保持する均一化処理を与えた後に大気中に取出し、熱間圧延して板厚２．８ｍｍの鋼板を得た。熱間圧延では、全部で７回の仕上げ圧延を施し、そのうち、圧下率が２０％を超える圧延パスを３回与えた。また、仕上げ圧延で２０％以上の圧下率を与える各圧延パスと当該各圧延パスの１つ前の圧延パスとのパス間時間を０．６秒とした。仕上げ圧延の開始温度は１０７０℃、終了温度は８９０℃であり、仕上げ圧延の終了後２．２秒経過後に水冷にて冷却を与え、３５．０℃／秒の平均冷却速度で５８０℃まで冷却（尚、冷却開始後、仕上げ圧延終了温度（８９０℃）から仕上げ圧延終了温度よりも１００℃低い温度（７９０℃）となるまでの平均冷却速度も同様に３５．０℃／秒とした）して、巻取り処理を鋼板に与えた。続いて、この熱延鋼板の酸化スケールを酸洗により除去し、圧下率５０．０％の冷間圧延を施し、板厚を１．４ｍｍに仕上げた。さらに、この冷延鋼板を８９０℃まで１２．０℃／秒の速度で加熱し、８９０℃で１２０秒間保持した後に、４２．０℃／秒の平均冷却速度で１９０℃まで冷却し、続いて、２３０℃に再加熱して１８０秒間保持する冷延板焼鈍を施した。また、この冷延板焼鈍では、めっき処理は施さず、２３０℃から室温への冷却過程において、１５０℃まで冷却した鋼板を２００℃に再加熱し、２０秒間保持する後熱処理を施した。表２は上記の加工熱処理を与えた鋼板の特性の評価結果である。なお、表１に示す成分以外の残部はＦｅ及び不純物である。また、製造した鋼板から採取した試料を分析した化学組成は、表１に示す鋼の化学組成と同等であった。
（引張特性の評価方法）
引張試験はＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠し、試験片の長手方向が鋼帯の圧延直角方向と平行になる向きからＪＩＳ５号試験片を採取して行い、引張強度（ＴＳ）及び全伸び（Ｅｌ）を測定した。
引張試験はＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠し、試験片の長手方向が鋼帯の圧延直角方向と平行になる向きからＪＩＳ５号試験片を採取して行い、引張強度（ＴＳ）及び全伸び（Ｅｌ）を測定した。
（耐水素脆性の評価方法）
本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法を用いて製造した溶融亜鉛めっき鋼板について、まてりあ（日本金属学会会報），第４４巻，第３号（２００５）ｐｐ．２５４－２５６に記載の方法に従って耐水素脆性を評価した。具体的には、鋼板をクリアランス１０％で剪断後、１０ＲにてＵ曲げ試験を行った。得られた試験片の中央に歪ゲージを貼り、試験片両端をボルトで締め付けることにより応力を付与した。付与した応力は、モニタリングした歪ゲージの歪より算出した。負荷応力は、引張強度（ＴＳ）の０．８に対応する応力を付与した（例えば、表２のＡ－１の場合、付与した応力＝１６０８ＭＰａ×０．８＝１２８６ＭＰａ）。これは、成形時に導入される残留応力が鋼板のＴＳと対応があると考えられるためである。得られたＵ曲げ試験片を、液温２５℃でｐＨ３のＨＣｌ水溶液に浸漬し、９５０～１０７０ｈＰａの気圧下で４８ｈｒ保持して、割れの有無を調べた。Ｕ曲げ試験片に３ｍｍを超える長さの割れが認められた場合を×、端面に長さ３ｍｍ未満の許容可能な微割れが認められた場合を◇、割れが認められなかった場合を〇と評価し、評価が〇及び◇の場合を合格とし、×の場合を不合格とした。
本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法を用いて製造した溶融亜鉛めっき鋼板について、まてりあ（日本金属学会会報），第４４巻，第３号（２００５）ｐｐ．２５４－２５６に記載の方法に従って耐水素脆性を評価した。具体的には、鋼板をクリアランス１０％で剪断後、１０ＲにてＵ曲げ試験を行った。得られた試験片の中央に歪ゲージを貼り、試験片両端をボルトで締め付けることにより応力を付与した。付与した応力は、モニタリングした歪ゲージの歪より算出した。負荷応力は、引張強度（ＴＳ）の０．８に対応する応力を付与した（例えば、表２のＡ－１の場合、付与した応力＝１６０８ＭＰａ×０．８＝１２８６ＭＰａ）。これは、成形時に導入される残留応力が鋼板のＴＳと対応があると考えられるためである。得られたＵ曲げ試験片を、液温２５℃でｐＨ３のＨＣｌ水溶液に浸漬し、９５０～１０７０ｈＰａの気圧下で４８ｈｒ保持して、割れの有無を調べた。Ｕ曲げ試験片に３ｍｍを超える長さの割れが認められた場合を×、端面に長さ３ｍｍ未満の許容可能な微割れが認められた場合を◇、割れが認められなかった場合を〇と評価し、評価が〇及び◇の場合を合格とし、×の場合を不合格とした。
引張強度が１３００ＭＰａ以上であり、耐水素脆性の評価が○である場合を高強度でかつ耐水素脆性に優れた鋼板として評価した。
表２を参照すると、例Ｐ－１はＣ含有量が低かったために引張強度が１３００ＭＰａ未満であった。例Ｑ－１はＣ含有量が高かったために耐水素脆性が低下した。例Ｒ－１はＳｉ含有量が高かったため、Ｍｎの濃化が抑制され、耐水素脆性が低下した。例Ｓ－１はＭｎ含有量が低かったために引張強度が１３００ＭＰａ未満であった。また、Ｍｎ濃度の標準偏差σがσ≧０．１５Ｍｎaveを満たさなかったため、耐水素脆性が低下した。例Ｔ－１は、Ｍｎave＋１．３σ超の領域の円相当直径が高かったため、耐水素脆性の改善効果が得られなかった。例Ｕ－１はＰ含有量が高かったため、粒界脆化により耐水素脆性が低下した。例Ｖ－１はＳ含有量が高かったために耐水素脆性が低下した。例Ｗ－１はＡｌ含有量が高かったため、粗大なＡｌ酸化物が生成してしまい、耐水素脆性が低下した。例Ｘ－１はＮ含有量が高かったため、粗大な窒化物が生成してしまい、耐水素脆性が低下した。
例Ｙ－１はＣｏ含有量が高かったため、粗大なＣｏ炭化物が析出してしまい、耐水素脆性が低下した。例Ｚ－１はＮｉ含有量が高かったために耐水素脆性が低下した。例ＡＡ－１はσ≧０．１５Ｍｎaveを満たさなかったため、耐水素脆性が低下した。例ＡＢ－１はＣｒ含有量が高かったため、粗大なＣｒ炭化物が生成し、耐水素脆性が低下した。例ＡＣ－１はＯ含有量が高かったため、酸化物が形成されて耐水素脆性が低下した。例ＡＤ－１はＴｉ含有量が高かったため、炭窒化物の析出が多くなり耐水素脆性が低下した。例ＡＥ－１はＢ含有量が高かったため、鋼中に粗大なＢ酸化物が生成してしまい、耐水素脆性が低下した。例ＡＦ－１はＮｂ含有量が高かったため、粗大なＮｂ炭化物が生成し、耐水素脆性が低下した。例ＡＧ－１はＶ含有量が高かったため、炭窒化物の析出が多くなり耐水素脆性が低下した。
例ＡＨ－１はＣｕ含有量が高かったため、鋼板が脆化して耐水素脆性が低下した。例ＡＩ－１はＷ含有量が高かったため、粗大なＷ析出物が生成し、耐水素脆性が低下した。例ＡＪ－１はＴａ含有量が高かったため、微細なＴａ炭化物が多数析出し、耐水素脆性が低下した。例ＡＫ－１はＳｎ含有量が高かったため、粒界の脆化によって耐水素脆性が低下した。例ＡＬ－１及びＡＭ－１はそれぞれＳｂ及びＡｓ含有量が高かったため、粒界偏析により耐水素脆性が低下した。例ＡＮ－１及びＡＯ－１はそれぞれＭｇ及びＣａ含有量が高かったため、粗大な介在物の形成により耐水素脆性が低下した。例ＡＰ－１～ＡＳ－１はそれぞれＹ、Ｚｒ、Ｌａ及びＣｅ含有量が高かったため、粗大な酸化物が生成し、耐水素脆性が低下した。
これとは対照的に、例Ａ－１～Ｏ－１では、鋼板の化学組成及び組織並びにＭｎ濃化領域を適切に制御することにより、高強度でかつ耐水素脆性に優れた鋼板を得ることができた。
［例２］
さらに、製造条件の影響を調べるために、表２において優れた特性が認められた鋼種Ａ～Ｏを対象として、表３に記載する製造条件の加工熱処理を与えて、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板を作製し、冷延焼鈍後の鋼板の特性を評価した。ここで、めっき処理の符号ＧＩ及びＧＡは亜鉛めっき処理の方法を示しており、ＧＩは４６０℃の溶融亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬して鋼板の表面に亜鉛めっき層を与えた鋼板であり、ＧＡは溶融亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬した後に４８５℃に鋼板を昇温させて鋼板の表面に鉄と亜鉛の合金層を与えた鋼板である。また、冷延板焼鈍においてそれぞれの滞留温度で保持した後の鋼板を室温まで冷却するまでの間に、一旦１５０℃まで冷却した鋼板を再加熱して、２～１２０秒間保持する焼戻し処理を与えた。なお、焼戻し時間が７２００～３３０００秒である実施例は、室温まで冷却後に、巻き取ったコイルを別の焼鈍装置（箱焼鈍炉）によって焼戻しを与えた実施例である。さらに、表３において、焼戻しを「－」と記載する実施例は、焼戻しを与えていない実施例である。得られた結果を表４に示す。なお、特性の評価方法は例１の場合と同様である。
さらに、製造条件の影響を調べるために、表２において優れた特性が認められた鋼種Ａ～Ｏを対象として、表３に記載する製造条件の加工熱処理を与えて、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板を作製し、冷延焼鈍後の鋼板の特性を評価した。ここで、めっき処理の符号ＧＩ及びＧＡは亜鉛めっき処理の方法を示しており、ＧＩは４６０℃の溶融亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬して鋼板の表面に亜鉛めっき層を与えた鋼板であり、ＧＡは溶融亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬した後に４８５℃に鋼板を昇温させて鋼板の表面に鉄と亜鉛の合金層を与えた鋼板である。また、冷延板焼鈍においてそれぞれの滞留温度で保持した後の鋼板を室温まで冷却するまでの間に、一旦１５０℃まで冷却した鋼板を再加熱して、２～１２０秒間保持する焼戻し処理を与えた。なお、焼戻し時間が７２００～３３０００秒である実施例は、室温まで冷却後に、巻き取ったコイルを別の焼鈍装置（箱焼鈍炉）によって焼戻しを与えた実施例である。さらに、表３において、焼戻しを「－」と記載する実施例は、焼戻しを与えていない実施例である。得られた結果を表４に示す。なお、特性の評価方法は例１の場合と同様である。
表４を参照すると、例Ｃ－２及びＨ－２は仕上げ圧延における圧下率２０％以上の圧延回数が少なかったため、未再結晶のオーステナイトが残り、結果としてＭｎave＋１．３σ超の領域の円相当直径が大きくなり、耐水素脆性が低下した。例Ｊ－２は仕上げ圧延における圧下率２０％以上のパス間時間が短かったため、未再結晶のオーステナイトが残り、結果としてＭｎave＋１．３σ超の領域の円相当直径が大きくなり、耐水素脆性が低下した。例Ｍ－２は巻取り温度が高かったため、熱延板の表層に内部酸化層が形成されてしまい、その後の処理において鋼板表面に亀裂が生じてしまった。したがって、組織の分析及び機械特性の評価は行わなかった。例Ａ－３は仕上げ圧延の終了後、冷却開始までの時間が長かったため、仕上げ圧延後の冷却過程におけるフェライト変態が抑制されてパーライト組織の粗大化を招き、結果としてＭｎ濃化部の粒径の粗大化を引き起こし、耐水素脆性が低下した。
例Ｃ－３は焼鈍温度が高かったため、熱延板で形成させたＭｎ濃化領部が拡散してしまい、結果としてσ≧０．１５Ｍｎaveを満たさなくなり、耐水素脆性が低下した。例Ｅ－３は仕上げ圧延の終了温度が高かったため、仕上げ圧延後の冷却過程におけるフェライト変態が抑制され、結果としてＭｎ濃化部の粒径の粗大化を引き起こし、耐水素脆性が低下した。例Ｇ－３は焼鈍温度が低かったため、オーステナイトの生成量が少なく、引張強度が低下した。例Ｈ－３は仕上げ圧延の終了後、冷却開始までの時間が短かったため、未再結晶のオーステナイトが残り、結果としてＭｎave＋１．３σ超の領域の円相当直径が大きくなり、耐水素脆性が低下した。例Ｍ－３は仕上げ圧延の開始温度が低かったため、同様に未再結晶のオーステナイトが残り、結果としてＭｎave＋１．３σ超の領域の円相当直径が大きくなり、耐水素脆性が低下した。
例Ｎ－３は巻取り温度が低かったため、パーライト変態が起こらず、結果としてσ≧０．１５Ｍｎaveを満たさなくなり、耐水素脆性が低下した。例Ｅ－４は仕上げ圧延後の平均冷却速度が遅かったため、パーライト組織の粗大化を招き、結果としてＭｎ濃化部の粒径の粗大化を引き起こし、耐水素脆性が低下した。例Ｉ－４は仕上げ圧延の開始温度が高かったため、仕上げ圧延後の冷却過程におけるフェライト変態が抑制され、結果としてＭｎ濃化部の粒径の粗大化を引き起こし、耐水素脆性が低下した。例Ｋ－４は仕上げ圧延の終了温度が低かったため、未再結晶のオーステナイトが残り、結果としてＭｎave＋１．３σ超の領域の円相当直径が大きくなり、耐水素脆性が低下した。例Ｌ－４は仕上げ圧延における圧下率２０％以上のパス間時間が長かったため、仕上げ圧延後の冷却過程におけるフェライト変態が抑制され、結果としてＭｎ濃化部の粒径の粗大化を引き起こし、耐水素脆性が低下した。例Ｏ－４は仕上げ圧延後の平均冷却速度が高かったため、パーライト変態が起こらず、結果としてσ≧０．１５Ｍｎaveを満たさなくなり、耐水素脆性が低下した。
これとは対照的に、本発明に係る全ての実施例において、とりわけ熱間圧延、巻き取り及び焼鈍を適切に制御することにより、高強度でかつ耐水素脆性に優れた鋼板を得ることができた。
図１は、例１及び例２における鋼板の耐水素脆性に与えるＭｎの標準偏差とＭｎ濃化領域の円相当直径の関係を示す図である。図１から明らかなように、Ｍｎの標準偏差σを０．１５Ｍｎave以上に、そしてＭｎave＋１．３σ超の領域の円相当直径が１０．０μｍ未満に制御することで、耐水素脆性に優れた鋼板が得られることがわかる。
尚、本発明者の新たな知見によれば、例えば、熱間圧延後の巻き取り時に、熱延鋼板に対して冷却水を意図的にかけない領域を設けて熱延鋼板の温度を一時的に保持するようにすることで、より安定して所望の鋼板を製造することができる。オーステナイト粒界においてフェライト組織を成長させ、上記したフェライト変態を生じないオーステナイト粒界の量を低減することができ、パーライト組織の粗大化を抑制することができたためと考えられる。
Claims (2)
- 質量％で、
Ｃ：０．１５～０．４０％、
Ｓｉ：０．０１～２．００％、
Ｍｎ：０．１０～５．００％、
Ｐ：０．０００１～０．０２００％、
Ｓ：０．０００１～０．０２００％、
Ａｌ：０．００１～１．０００％、
Ｎ：０．０００１～０．０２００％、
Ｃｏ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～１．００％、
Ｍｏ：０～１．００％、
Ｃｒ：０～２．０００％、
Ｏ：０～０．０２００％、
Ｔｉ：０～０．５００％、
Ｂ：０～０．０１００％、
Ｎｂ：０～０．５００％、
Ｖ：０～０．５００％、
Ｃｕ：０～０．５００％、
Ｗ：０～０．１００％、
Ｔａ：０～０．１００％、
Ｓｎ：０～０．０５０％、
Ｓｂ：０～０．０５０％、
Ａｓ：０～０．０５０％、
Ｍｇ：０～０．０５００％、
Ｃａ：０～０．０５０％、
Ｙ：０～０．０５０％、
Ｚｒ：０～０．０５０％、
Ｌａ：０～０．０５０％、及び
Ｃｅ：０～０．０５０％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
面積率で、
フェライト：０％以上５．０％以下、
マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの合計：９０．０％以上、及び
残部組織：０％以上８．０％以下
を含有し、残部組織が存在する場合には、前記残部組織がベイナイト、パーライト及び残留オーステナイトの少なくとも１種であり、
Ｍｎ濃度の標準偏差σが０．１５Ｍｎave ≦σ≦１．００Ｍｎ ave （式中、Ｍｎaveは平均Ｍｎ濃度である）を満たし、
Ｍｎave＋１．３σ超の領域の円相当直径が１．０μｍ以上１０．０μｍ未満であることを特徴とする、鋼板。 - Ｃｏ：０．０１～０．５０％、
Ｎｉ：０．０１～１．００％、
Ｍｏ：０．０１～１．００％、
Ｃｒ：０．００１～２．０００％、
Ｏ：０．０００１～０．０２００％、
Ｔｉ：０．００１～０．５００％、
Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
Ｎｂ：０．００１～０．５００％、
Ｖ：０．００１～０．５００％、
Ｃｕ：０．００１～０．５００％、
Ｗ：０．００１～０．１００％、
Ｔａ：０．００１～０．１００％、
Ｓｎ：０．００１～０．０５０％、
Ｓｂ：０．００１～０．０５０％、
Ａｓ：０．００１～０．０５０％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０５００％、
Ｃａ：０．００１～０．０５０％、
Ｙ：０．００１～０．０５０％、
Ｚｒ：０．００１～０．０５０％、
Ｌａ：０．００１～０．０５０％、及び
Ｃｅ：０．００１～０．０５０％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の鋼板。
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