WO2023068368A1 - 鋼板 - Google Patents

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WO2023068368A1
WO2023068368A1 PCT/JP2022/039377 JP2022039377W WO2023068368A1 WO 2023068368 A1 WO2023068368 A1 WO 2023068368A1 JP 2022039377 W JP2022039377 W JP 2022039377W WO 2023068368 A1 WO2023068368 A1 WO 2023068368A1
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steel sheet
hydrogen embrittlement
mnave
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光陽 大賀
健悟 竹田
克哉 中野
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日本製鉄株式会社
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    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to steel sheets. This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2021-172425 filed in Japan on October 21, 2021, the content of which is incorporated herein.
  • High-strength steel sheets with a tensile strength of 1500 MPa or more often have a microstructure mainly composed of martensite or tempered martensite. It segregates at the grain boundary and embrittles the grain boundary (reduces the grain boundary strength), resulting in cracking (hydrogen embrittlement occurs). Since the intrusion of hydrogen occurs even at room temperature, there is no method for completely suppressing the intrusion of hydrogen. So far, many proposals have been made for techniques for improving the hydrogen embrittlement resistance (sometimes referred to as hydrogen embrittlement resistance) of high-strength steel sheets. (For example, see Patent Documents 1 to 6)
  • Patent Document 1 as an ultra-high-strength steel sheet excellent in hydrogen embrittlement resistance and workability, in mass%, C: more than 0.25 to 0.60%, Si: 1.0 to 3.0%, Mn: 1.0 to 3.5%, P: 0.15% or less, S: 0.02% or less, Al: 1.5% or less (excluding 0%), Mo: 1.0% or less ( 0%), Nb: 0.1% or less (not including 0%), the balance being iron and inevitable impurities, and the metal structure after tensile working with a working rate of 3%, Retained austenite structure: 1% or more, bainitic ferrite and martensite: 80% or more in total, ferrite and pearlite: 9% or less in total (including 0%), and the residual Disclosed is an ultra-high-strength steel sheet with excellent hydrogen embrittlement resistance, characterized by satisfying an average axial ratio (major axis/minor axis) of austenite grains: 5 or more and having a tensile strength of 11
  • a high-strength steel sheet having a tensile strength of 1500 MPa or more contains Si + Mn: 1.0% or more in the steel composition, and the main phase structure is a layer of ferrite and carbide.
  • a layered structure having an aspect ratio of 10 or more and a spacing between layers of 50 nm or less accounts for 65% or more of the entire structure, and further, the carbide forming layers with ferrite has an aspect ratio of 10 or more and is rolled.
  • a high-strength steel sheet having excellent bending properties in the rolling direction and delayed fracture resistance is disclosed by making the fraction of carbides having an angle of 25° or less with respect to the direction 75% or more in terms of area ratio. .
  • Patent Document 3 as a thin ultra-high strength cold-rolled steel sheet excellent in bendability and delayed fracture resistance, C: 0.15 to 0.30%, Si: 0.01 to 1.8%, Mn: 1.5 to 3.0%, P: 0.05% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.005 to 0.05%, N: 0.005% or less, and the balance is composed of Fe and unavoidable impurities, and has a steel sheet surface soft part that satisfies the relationship "hardness of steel sheet surface soft part/hardness of steel sheet central part ⁇ 0.8", and the ratio of the steel sheet surface soft part to the thickness is 0.10 or more and 0.30 or less, the steel sheet surface soft portion has a tempered martensite volume ratio of 90% or more, the structure of the steel sheet central portion is tempered martensite, and the tensile strength is 1270 MPa or more.
  • An ultra-high-strength cold-rolled steel sheet with excellent bendability characterized by the following is disclosed.
  • Patent Document 4 as a cold-rolled steel sheet having a tensile strength of 1470 MPa or more and excellent bending workability and delayed fracture resistance, C: 0.15 to 0.20%, Si: 1.0 to 2.0% by mass %. 0%, Mn: 1.5 to 2.5%, P: 0.020% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.01 to 0.05%, N: 0.005% or less, Ti : 0.1% or less, Nb: 0.1% or less, B: 5 to 30 ppm, the balance being Fe and unavoidable impurities, and the tempered martensite phase is 97% or more by volume, and the retained austenite phase is A cold-rolled steel sheet having a metallographic structure of less than 3% by volume is disclosed.
  • Patent Document 5 in an ultra-high-strength steel sheet having a tensile strength of 1470 MPa or more, as an ultra-high-strength steel sheet that can exhibit excellent delayed fracture resistance even at the cut end, C: 0.15 to 0.15 by mass%.
  • the component composition is limited to P: 0.1% or less, S: 0.01% or less, and N: 0.01% or less, and the area ratio to the entire structure is martensite: 90% or more, Retained austenite: A region having a structure of 0.5% or more and a local Mn concentration of 1.1 times or more the Mn content of the entire steel sheet exists in an area ratio of 2% or more, and the tensile strength is An ultra-high-strength steel sheet of 1470 MPa or higher is disclosed.
  • Patent Document 6 as an ultra-high-strength cold-rolled steel sheet having excellent hydrogen embrittlement resistance and a tensile strength of 1300 MPa or more, C: 0.150 to 0.300%, Si: 0.001 to 2.0%, Mn: 2.10 to 4.0%, P: 0.05% or less, S: 0.01% or less, N: 0.01% or less, Al: 0.001% to 1.0%, Ti: 0 .001% to 0.10%, B: 0.0001% to 0.010%, and the value of solid solution B amount solB [mass%] and prior austenite grain size D ⁇ [ ⁇ m] are solB ⁇ D ⁇ 0.
  • polygonal ferrite is 10% or less
  • bainite is 30% or less
  • retained austenite is 6% or less
  • tempered martensite is 60% or more
  • the number density of Fe carbides in the tempered martensite is 1 ⁇ 10 6 /mm 2 or more
  • the average dislocation density of the entire steel is 1.0 ⁇ 10 15 to 2.0 ⁇ 10 16 /m 2
  • the grain size is 7.0 ⁇ m or less.
  • Patent Document 1 only discloses the hydrogen embrittlement resistance when a stress of 1000 MPa is applied, and does not provide a technical solution guideline for the hydrogen embrittlement resistance when a higher stress is applied. nothing is shown.
  • hydrogen embrittlement occurs when hydrogen accumulates at grain boundaries and reduces the bonding strength of grain boundaries. Therefore, in order to prevent hydrogen embrittlement, regions having a higher attractive interaction with H (hydrogen) than the prior austenite grain boundaries are uniformly and finely dispersed in the steel, and are placed on the prior ⁇ grain boundaries. It is effective to prevent accumulation of H in .
  • Patent Documents 1 to 6 do not discuss a method for improving hydrogen embrittlement resistance from such a viewpoint.
  • requirements for hydrogen embrittlement resistance have become more stringent, and Patent Documents 1 to 6 may not be able to meet such strict requirements. That is, conventionally, there is room for improvement in hydrogen embrittlement resistance in high-strength steel sheets having a microstructure mainly composed of martensite and tempered martensite. Therefore, an object of the present invention is to provide a steel sheet having high strength and excellent resistance to hydrogen embrittlement.
  • hydrogen embrittlement is the segregation of hydrogen in steel at grain boundaries (mainly prior austenite grain boundaries in the case of microstructures mainly composed of martensite and tempered martensite), which causes grain boundary bonding. It is considered that the strength is lowered and the cracks are generated from the grain boundary as a starting point. Therefore, the present inventors uniformly finely disperse regions in the steel that have a higher attractive interaction with H (hydrogen) than the prior austenite grain boundaries, thereby preventing the accumulation of H on the prior ⁇ grain boundaries. and focused on a method of utilizing the attractive interaction of Mn with H. As a result, the following findings were obtained.
  • a steel sheet according to an aspect of the present invention has, in mass %, C: 0.150 to 0.400%, Si: 0.01 to 2.00%, Mn: 0.8 to 2.0%, P: 0.0001-0.0200%, S: 0.0001-0.0200%, Al: 0.001-1.000%, N: 0.0001-0.0200%, O: 0.0001- 0.0200%, Co: 0-0.500%, Ni: 0-1.000%, Mo: 0-1.000%, Cr: 0-2.000%, 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%, Mg: 0-0.050%, Ca: 0-0.050%, Y: 0-0.050%, Zr: 0-0.050%, La: 0-0.050%, Ce : 0-0.050%,
  • the structure has an area ratio of ferrite: 5.0% or less, martensite and tempered martensite: more than 90.0% in total, and the balance: one or more of bainite, pearlite, and retained austenite.
  • the region with the Mn content of 1.1 ⁇ [Mnave] or more has a number density of 5.0 ⁇ 10 -4 pieces / ⁇ m 2 or more, and the distance from the nearest other region with a Mn content of 1.1 ⁇ [Mnave] or more is 10.0 ⁇ m or less on average, tensile Strength is 1500 MPa or more.
  • the steel sheet according to [1] has the chemical composition of Co: 0.01 to 0.500%, Ni: 0.01 to 1.000%, Mo: 0.01 to 1.000%, Cr: 0.001-2.000%, 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%, Mg: 0.0001-0.050%, Ca : 0.001-0.050%, Y: 0.001-0.050%, Zr: 0.001-0.050%, La: 0.001-0.050%, Ce: 0.001-0 0.050%, Sn: 0.001 to 0.050%, Sb: 0.001 to 0.050%, and As: 0.001 to 0.050%, one or two selected from the group consisting of It may contain more than [3]
  • the steel sheet according to [1] or [2] may have a coating layer containing zinc, aluminum, magnesium or alloys thereof
  • a steel sheet according to one embodiment of the present invention (steel sheet according to the present embodiment) will be described below.
  • the steel sheet according to the present embodiment has a predetermined chemical composition, and the microstructure has an area ratio of ferrite: 5.0% or less, martensite and tempered martensite: total of more than 90.0%, and the balance: It consists of one or more of bainite, pearlite, and retained austenite, and in a cross section in the plate thickness direction, when the average of the Mn content in the entire plate thickness direction is [Mnave], the Mn content is 1.1 ⁇
  • a region having [Mnave] or more has a number density of 5.0 ⁇ 10 ⁇ 4 / ⁇ m 2 or more, and the nearest other region has a Mn content of 1.1 ⁇ [Mnave] or more. It exists so that the interval between is 10.0 ⁇ m or less on average, and the tensile strength is 1500 MPa or more.
  • C 0.150-0.400% C is an effective element for inexpensively increasing tensile strength. If the C content is less than 0.150%, the target tensile strength cannot be obtained, and the fatigue properties of the weld zone deteriorate. Therefore, the C content is made 0.150% or more. The C content may be 0.160% or more, 0.180% or more, or 0.200% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.400%, the hydrogen embrittlement resistance and weldability deteriorate. Therefore, the C content is set to 0.400% or less. The C content may be 0.350% or less, 0.300% or less, or 0.250% or less.
  • Si 0.01-2.00% Si is an element that acts as a deoxidizing agent and affects the morphology of carbides and retained austenite after heat treatment. If the Si content is less than 0.01%, it becomes difficult to suppress the formation of coarse oxides. These coarse oxides serve as starting points for cracks, and the cracks propagate in the steel material, degrading the hydrogen embrittlement resistance. Therefore, the Si content is set to 0.01% or more. The Si content may be 0.05% or more, 0.10% or more, or 0.30% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 2.00%, the local ductility may decrease and the hydrogen embrittlement resistance may deteriorate. Therefore, the Si content is set to 2.00% or less. The Si content may be 1.80% or less, 1.60% or less, or 1.40% or less.
  • Mn 0.8-2.0%
  • Mn is an element effective in increasing the strength of the steel sheet. If the Mn content is less than 0.8%, sufficient effects cannot be obtained. Therefore, the Mn content is set to 0.8% or more. The Mn content may be 1.0% or more, or 1.2% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 2.0%, Mn not only promotes co-segregation with P and S, but also may deteriorate corrosion resistance and hydrogen embrittlement resistance. Therefore, the Mn content is set to 2.0% or less. The Mn content may be 1.9% or less, or 1.8% or less.
  • P 0.0001 to 0.0200%
  • P is an element that strongly segregates at ferrite grain boundaries and promotes grain boundary embrittlement. If the P content exceeds 0.0200%, the hydrogen embrittlement resistance is remarkably lowered due to intergranular embrittlement. Therefore, the P content is set to 0.0200% or less.
  • the P content may be 0.0180% or less, 0.0150% or less, or 0.0120% or less. The lower the P content, the better. However, when the P content is less than 0.0001%, the time required for refining increases, resulting in a significant increase in cost. Therefore, the P content is made 0.0001% or more.
  • the P content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0020% or more.
  • S is an element that forms nonmetallic inclusions such as MnS in steel. If the S content exceeds 0.0200%, the formation of non-metallic inclusions that serve as starting points for cracks during cold working becomes significant. In this case, cracks are generated from the nonmetallic inclusions, and the cracks propagate through the steel material, thereby deteriorating hydrogen embrittlement resistance. Therefore, the S content is set to 0.0200% or less.
  • the S content may be 0.0180% or less, 0.0150% or less, or 0.0120% or less.
  • the S content is preferably as small as possible. However, when the S content is less than 0.0001%, the time required for refining increases, resulting in a significant increase in cost. Therefore, the S content is made 0.0001% or more.
  • the S content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0020% or more.
  • Al 0.001-1.000%
  • Al is an element that acts as a deoxidizing agent for steel and stabilizes ferrite. If the Al content is less than 0.001%, sufficient effects cannot be obtained. Therefore, the Al content is set to 0.001% or more.
  • the Al content may be 0.005% or more, 0.010% or more, or 0.020% or more.
  • coarse Al oxides are produced. This coarse oxide serves as a starting point for cracks. Therefore, when coarse Al oxides are generated, cracks are generated in the coarse oxides, and the cracks propagate in the steel material, thereby deteriorating hydrogen embrittlement resistance. Therefore, the Al content is set to 1.000% or less.
  • the Al content may be 0.950% or less, 0.900% or less, or 0.800% or less.
  • N 0.0001 to 0.0200%
  • N is an element that forms coarse nitrides in the steel sheet and reduces the hydrogen embrittlement resistance of the steel sheet.
  • N is an element that causes blowholes during welding. If the N content exceeds 0.0200%, the hydrogen embrittlement resistance deteriorates and the occurrence of blowholes becomes significant. Therefore, the N content is set to 0.0200% or less.
  • the N content may be 0.0180% or less, 0.0160% or less, or 0.0120% or less.
  • the N content is less than 0.0001%, the manufacturing cost increases significantly. Therefore, the N content is set to 0.0001% or more.
  • the N content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0020% or more.
  • O 0.0001 to 0.0200%
  • O is an element that forms an oxide and deteriorates hydrogen embrittlement resistance.
  • oxides often exist as inclusions, and if they are present on the punched edge or cut surface, they form notch-like scratches or coarse dimples on the edge, resulting in stress concentration during heavy working. , become the starting point of crack formation, resulting in significant deterioration of workability.
  • the O content exceeds 0.0200%, the tendency of deterioration of workability becomes remarkable. Therefore, the O content is set to 0.0200% or less.
  • the O content may be 0.0180% or less, 0.0150% or less, or 0.0100% or less. The smaller the O content, the better.
  • the O content is set to 0.0001% or more.
  • the O content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more.
  • the chemical composition of the steel sheet according to the embodiment of the present invention may include the above, with the balance being Fe and impurities.
  • the chemical composition of the steel sheet according to the present embodiment includes Co, Ni, Mo, Cr, Ti, B, Nb, and V as optional components instead of part of the remaining Fe. , Cu, W, Ta, Mg, Ca, Y, Zr, La, Ce, Sn, Sb, and As. Since these elements do not necessarily have to be contained, the lower limit is 0%. Moreover, even if the following elements are included as impurities, the effects of the steel sheet according to the present embodiment are not hindered.
  • Co is an effective element for controlling the morphology of carbides and increasing the strength of steel sheets. Therefore, Co may be contained. To obtain a sufficient effect, the Co content is preferably 0.010% or more. The Co content may be 0.020% or more, 0.050% or more, or 0.100% or more. On the other hand, when the Co content exceeds 0.500%, coarse Co carbide precipitates. In this case, hydrogen embrittlement resistance may deteriorate. Therefore, the Co content is set to 0.500% or less. The Co content may be 0.450% or less, 0.400% or less, or 0.300% or less.
  • Ni 0 to 1.000%
  • Ni is an element effective in increasing the strength of the steel sheet.
  • Ni is an element effective in improving wettability and promoting an alloying reaction. Therefore, Ni may be contained.
  • the Ni content is preferably 0.010% or more.
  • the Ni content may be 0.020% or more, 0.050% or more, or 0.100% or more.
  • the Ni content is set to 1.000% or less.
  • the Ni content may be 0.900% or less, 0.800% or less, or 0.600% or less.
  • Mo 0-1.000%
  • Mo is an element effective in increasing the strength of the steel sheet.
  • Mo is an element that has the effect of suppressing ferrite transformation that occurs during heat treatment in continuous annealing equipment or continuous hot-dip galvanizing equipment. Therefore, Mo may be contained.
  • the Mo content is preferably 0.010% or more.
  • the Mo content may be 0.020% or more, 0.050% or more, or 0.080% or more.
  • the Mo content exceeds 1.000%, the effect of suppressing ferrite transformation is saturated. Therefore, the Mo content is set to 1.000% or less.
  • the Mo content may be 0.900% or less, 0.800% or less, or 0.600% or less.
  • Cr 0 to 2.000% Cr, like Mn, is an element that suppresses pearlite transformation and is effective in increasing the strength of steel. Therefore, Cr may be contained.
  • the Cr content may be 0.005% or more, 0.010% or more, or 0.050% or more.
  • the Cr content is set to 2.000% or less.
  • the Cr content may be 1.800% or less, 1.500% or less, or 1.000% or less.
  • Ti is an element that contributes to an increase in the strength of a steel sheet through strengthening of precipitates, strengthening of fine grains by suppressing the growth of ferrite grains, and strengthening of dislocations through suppression of recrystallization. Therefore, Ti may be contained. To obtain the above effects, the Ti content is preferably 0.001% or more. The Ti content may be 0.003% or more, 0.010% or more, or 0.050% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.500%, the precipitation of carbonitrides increases and the hydrogen embrittlement resistance may deteriorate. Therefore, the Ti content is set to 0.500% or less. The Ti content may be 0.450% or less, 0.400% or less, or 0.300% or less.
  • B 0 to 0.0100%
  • B is an element that suppresses the formation of ferrite and pearlite in the cooling process from the austenite temperature range and promotes the formation of a low temperature transformation structure such as bainite or martensite.
  • B is an element useful for increasing the strength of steel. Therefore, B may be contained.
  • the B content is preferably 0.0001% or more.
  • the B content may be 0.0003% or more, 0.0005% or more, or 0.0010% or more.
  • the B content exceeds 0.0100%, coarse B oxides are formed in the steel. Since this oxide becomes a starting point for the generation of voids during cold working, the formation of coarse B oxide may deteriorate the hydrogen embrittlement resistance. Therefore, the B content is set to 0.0100% or less.
  • the B content may be 0.0080% or less, 0.0060% or less, or 0.0050% or less.
  • Nb 0-0.500% Nb, like Ti, is an element effective in controlling the morphology of carbides, and is also an element effective in improving toughness by refining the structure. Therefore, Nb may be contained.
  • the Nb content is preferably 0.001% or more.
  • the Nb content may be 0.002% or more, 0.010% or more, or 0.020% or more.
  • the Nb content exceeds 0.500%, the formation of coarse Nb carbides becomes significant. Since these coarse Nb carbides are likely to crack, the formation of coarse Nb carbides may deteriorate the hydrogen embrittlement resistance. Therefore, the Nb content is set to 0.500% or less.
  • the Nb content may be 0.450% or less, 0.400% or less, or 0.300% or less.
  • V 0-0.500%
  • V is an element that contributes to an increase in the strength of a steel sheet through strengthening of precipitates, strengthening of fine grains by suppressing the growth of ferrite grains, and strengthening of dislocations through suppression of recrystallization. Therefore, V may be contained.
  • the V content is preferably 0.001% or more.
  • the V content may be 0.002% or more, 0.010% or more, or 0.020% or more.
  • the V content is set to 0.500% or less.
  • the V content may be 0.450% or less, 0.400% or less, or 0.300% or less.
  • Cu 0-0.500%
  • Cu is an element effective in improving the strength of the steel sheet. If the Cu content is less than 0.001%, sufficient effects cannot be obtained. Therefore, in order to obtain the above effect, the Cu content is preferably 0.001% or more.
  • the Cu content may be 0.002% or more, 0.010% or more, or 0.030% or more.
  • the Cu content exceeds 0.500%, the hydrogen embrittlement resistance may deteriorate.
  • the Cu content is set to 0.500% or less.
  • the Cu content may be 0.450% or less, 0.400% or less, or 0.300% or less.
  • W 0-0.100% W is an element effective in increasing the strength of the steel sheet.
  • W is an element that forms precipitates and crystallized substances. Since precipitates and crystallized substances containing W become hydrogen trap sites, W is an element effective in improving hydrogen embrittlement resistance. Therefore, W may be contained.
  • the W content is preferably 0.001% or more.
  • the W content may be 0.002% or more, 0.005% or more, or 0.010% or more.
  • the W content exceeds 0.100%, the formation of coarse W precipitates or crystallized substances becomes significant. These coarse W precipitates or crystallized substances are prone to cracking, and the cracks propagate in the steel material under a low load stress.
  • the W content is set to 0.100% or less.
  • the W content may be 0.080% or less, 0.060% or less, or 0.050% or less.
  • Ta 0-0.100% Ta, like Nb, V, and W, is an element effective in controlling the morphology of carbides and increasing the strength of the steel sheet. Therefore, Ta may be contained. To obtain the above effects, the Ta content is preferably 0.001% or more. The Ta content may be 0.002% or more, 0.005% or more, or 0.010% or more. On the other hand, when the Ta content exceeds 0.100%, a large number of fine Ta carbides are precipitated, and as the strength of the steel sheet increases, ductility may decrease, and bending resistance and hydrogen embrittlement resistance may decrease. There is Therefore, the Ta content is set to 0.100% or less. The Ta content may be 0.080% or less, 0.060% or less, or 0.050% or less.
  • Mg 0-0.050% Mg is an element that can control the morphology of sulfides with a very small amount of content. Therefore, Mg may be contained. To obtain the above effects, the Mg content is preferably 0.001% or more. The Mg content may be 0.005% or more, 0.010% or more, or 0.020% or more. On the other hand, if the Mg content exceeds 0.050%, coarse inclusions may be formed and the hydrogen embrittlement resistance may deteriorate. Therefore, the Mg content is set to 0.050% or less. The Mg content may be 0.040% or less, 0.030% or less, or 0.020% or less.
  • Ca 0-0.050% Ca is an element that is useful as a deoxidizing element and also effective in controlling the morphology of sulfides. Therefore, Ca may be contained. When obtaining the above effect, it is preferable to set the Ca content to 0.001% or more.
  • the Ca content may be 0.002% or more, 0.004% or more, or 0.006% or more.
  • the Ca content is set to 0.050% or less.
  • the Ca content may be 0.040% or less, 0.030% or less, or 0.020% or less.
  • Y 0 to 0.050% Y, like Mg and Ca, is an element capable of controlling the morphology of sulfides when contained in a very small amount. Therefore, Y may be contained.
  • the Y content is preferably 0.001% or more.
  • the Y content may be 0.002% or more, 0.004% or more, or 0.006% or more.
  • the Y content is set to 0.050% or less.
  • the Y content may be 0.040% or less, 0.030% or less, or 0.020% or less.
  • Zr 0-0.050% Zr, like Mg, Ca, and Y, is an element capable of controlling the morphology of sulfides when contained in a trace amount. Therefore, Zr may be contained.
  • the Zr content is preferably 0.001% or more.
  • the Zr content may be 0.002% or more, 0.004% or more, or 0.006% or more.
  • the Zr content is set to 0.050% or less.
  • the Zr content may be 0.040% or less, 0.030% or less, or 0.020% or less.
  • La 0-0.050%
  • La is an element capable of controlling the morphology of sulfides when contained in a trace amount. Therefore, La may be contained.
  • the La content is preferably 0.001% or more.
  • the La content may be 0.002% or more, 0.004% or more, or 0.006% or more.
  • the La content is set to 0.050% or less.
  • the La content may be 0.040% or less, 0.030% or less, or 0.020% or less.
  • Ce 0-0.050% Ce, like La, is an element capable of controlling the morphology of sulfides when contained in a trace amount. Therefore, Ce may be contained.
  • the Ce content is preferably 0.001% or more.
  • the Ce content may be 0.002% or more, 0.004% or more, or 0.006% or more.
  • the Ce content is set to 0.050% or less.
  • the Ce content may be 0.040% or less, 0.030% or less, or 0.020% or less.
  • Sn 0-0.050%
  • Sn is an element contained in steel when scrap is used as a raw material.
  • the Sn content may be 0.040% or less, 0.030% or less, or 0.020% or less.
  • the Sn content is preferably as small as possible and may even be 0%, but if the Sn content is less than 0.001%, the refining cost increases. Therefore, the Sn content may be 0.001% or more.
  • the Sn content may be 0.002% or more, 0.005% or more, or 0.010% or more.
  • Sb 0-0.050% Sb, like Sn, is an element contained when scrap is used as a raw material for steel.
  • Sb is an element that strongly segregates at grain boundaries and causes grain boundary embrittlement and ductility deterioration. This adverse effect is particularly noticeable when the Sb content exceeds 0.050%. Therefore, the Sb content is set to 0.050% or less.
  • the Sb content may be 0.040% or less, 0.030% or less, or 0.020% or less.
  • the Sb content is preferably as small as possible and may even be 0%, but if the Sb content is less than 0.001%, the refining cost increases. Therefore, the Sb content may be 0.001% or more.
  • the Sb content may be 0.002% or more, 0.005% or more, or 0.008% or more.
  • As 0-0.050% Like Sn and Sb, As is contained when scrap is used as a raw material for steel, and is an element that strongly segregates at grain boundaries and causes grain boundary embrittlement and a decrease in ductility. If the As content is high, the hydrogen embrittlement resistance may deteriorate. This adverse effect is particularly noticeable when the As content exceeds 0.050%. Therefore, the As content is set to 0.050% or less.
  • the As content may be 0.040% or less, 0.030% or less, or 0.020% or less.
  • the As content is preferably as low as possible and may even be 0%, but if the As content is less than 0.001%, the refining cost increases. Therefore, the As content may be 0.001% or more.
  • the As content may be 0.002% or more, 0.003% or more, or 0.005% or more.
  • the chemical composition of the steel sheet according to the present embodiment contains basic ingredients, the balance may be Fe and impurities, contains basic ingredients, and contains one or more optional ingredients, The balance may consist of Fe and impurities.
  • the chemical composition of the steel sheet according to this embodiment may be measured by a general method. For example, it may be measured using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry) for chips according to JIS G1201:2014.
  • the chemical composition is the average content over the entire plate thickness.
  • C and S are measured using the combustion-infrared absorption method
  • N is measured using the inert gas fusion-thermal conductivity method
  • O is measured using the inert gas fusion-nondispersive infrared absorption method. do it.
  • the Mn content determined here is referred to as [Mnave] described later.
  • the chemical composition may be analyzed after removing the coating layer by mechanical grinding or the like.
  • the coating layer is a plated layer, it may be removed by dissolving the plated layer in an acid solution containing an inhibitor for suppressing corrosion of the steel sheet.
  • the microstructure is the microstructure at a position within a range of 1/8 to 3/8 (t/4 part) of the plate thickness in the plate thickness direction from the surface of the steel plate.
  • the reason why the t/4 part microstructure is specified is that it is a typical microstructure of the steel sheet and is highly correlated with the properties of the steel sheet.
  • the fraction (%) of each phase below is the area ratio unless otherwise specified.
  • Ferrite 5.0% or less Ferrite affects the deformability of steel having a main structure of martensite and tempered martensite. As the ferrite area ratio increases, the local deformability and hydrogen embrittlement resistance decrease. In particular, when the area ratio of ferrite exceeds 5.0%, the hydrogen embrittlement resistance may deteriorate due to fracture due to elastic deformation under stress load. Therefore, the area ratio of ferrite is set to 5.0% or less.
  • the area ratio of ferrite may be 4.0% or less, 3.0% or less, or 2.0% or less.
  • the area ratio of ferrite may be 0%, but if it is less than 1.0%, a high level of control is required in manufacturing, resulting in a decrease in yield. Therefore, the area ratio of ferrite may be 1.0% or more.
  • Martensite and tempered martensite more than 90.0% in total
  • the total area ratio of martensite (so-called fresh martensite) and tempered martensite affects the strength of steel, and the larger the area ratio, the higher the tensile strength.
  • the total area ratio of martensite and tempered martensite is set to more than 90.0%.
  • the total area percentage of martensite and tempered martensite may be 95.0% or more, 97.0% or more, 99.0% or more, or 100.0%.
  • the area ratio of structures other than the above structures may be 0%, but if there is a remaining structure, the remaining structure consists of one or more of bainite, pearlite and retained austenite. If the area ratio of the residual structure exceeds 8.0%, fracture may occur due to elastic deformation when stress is applied, and hydrogen embrittlement resistance may deteriorate. Therefore, the area ratio of the residual tissue is preferably 8.0% or less, more preferably 7.0% or less. Among them, particularly pearlite and retained austenite are structures that deteriorate the local ductility of steel, and the smaller the content, the better. On the other hand, in order to make the area ratio of the remaining structure 0%, a high degree of control is required in manufacturing, which may lead to a decrease in yield. Therefore, the area ratio of the remaining structure may be 1.0% or more.
  • the area ratio of each phase in the microstructure of the steel sheet according to this embodiment can be obtained by the following method.
  • Electron channeling contrast image is a method of detecting the crystal orientation difference in the crystal grain as the difference in image contrast, and in the image, it is determined that it is ferrite instead of pearlite, bainite, martensite, and retained austenite. A portion of the tissue that appears with uniform contrast is polygonal ferrite. Eight fields of electron channeling contrast images of 35 ⁇ m ⁇ 25 ⁇ m are analyzed by image analysis to calculate the area ratio of polygonal ferrite in each field, and the average value is defined as the area ratio of ferrite.
  • Tempered martensite is an aggregate of lath-shaped crystal grains, containing iron-based carbides with a major axis of 20 nm or more inside, and the carbides belong to multiple variants, that is, multiple iron-based carbide groups extending in different directions. is.
  • retained austenite also exists in convex portions on the structure observation surface. Therefore, by subtracting the area ratio of the protrusions obtained in the above procedure by the area ratio of retained austenite measured in the procedure described later, the total area ratio of martensite and tempered martensite can be correctly measured. becomes.
  • the area ratio of retained austenite can be calculated by X-ray measurement. That is, the sample is removed by mechanical polishing and chemical polishing from the plate surface of the sample to the position of 1/4 of the plate thickness in the plate thickness direction. Diffraction peaks of (200), (211) of the bcc phase and (200), (220), (311) of the fcc phase obtained using MoK ⁇ rays as characteristic X-rays for the polished sample From the integrated intensity ratio of , the structure fraction of retained austenite is calculated, and this is defined as the area ratio of retained austenite. For perlite, the area ratio is determined from the image captured by the electronic channeling contrast described above.
  • Pearlite is a structure in which plate-like carbides and ferrite are arranged side by side.
  • bainite is an aggregate of lath-shaped crystal grains that does not contain iron-based carbides with a major axis of 20 nm or more inside, or contains iron-based carbides with a major axis of 20 nm or more inside, and the carbide is a single variants, i.e. belonging to the group of iron-based carbides elongated in the same direction.
  • the iron-based carbide group extending in the same direction means that the difference in the extending direction of the iron-based carbide group is within 5°.
  • the average of the Mn content in the entire thickness direction is [Mnave].
  • Mn content is 1.1 ⁇ [Mnave] or more, a plurality of regions are dispersed.
  • the distance between these plurality of regions that is, the distance between a region having a Mn content of 1.1 ⁇ [Mnave] or more and the closest region having a Mn content of 1.1 ⁇ [Mnave] or more If the interval exceeds 10.0 ⁇ m on average, the effect of suppressing the segregation of H to the prior austenite grain boundary is not sufficiently obtained, and hydrogen embrittlement resistance is lowered. Therefore, the average interval between a plurality of regions having a Mn content of 1.1 ⁇ [Mnave] or more and another region having a Mn content of 1.1 ⁇ [Mnave] or more is 10.0 ⁇ m or less on average.
  • the number density of regions having a Mn content of 1.1 ⁇ [Mnave] or more is set to 5.0 ⁇ 10 ⁇ 4 / ⁇ m 2 or more.
  • the identification of regions having a Mn content of 1.1 ⁇ [Mnave] or more, their number density, and the average distance between adjacent regions are obtained by the following method.
  • the dispersed state of Mn is measured using an electron probe microanalyzer (EPMA). Specifically, the sample is collected so that the cross section parallel to the rolling direction of the steel plate becomes the measurement surface, and the t / 4 part of the observation surface (the center position of 1/4 of the plate thickness in the plate thickness direction from the surface In the range of 1/8 to 3/8 of the thickness of the plate), an area of 50 ⁇ m ⁇ 50 ⁇ m is set as one field of view, and the element concentration mapping of Mn is obtained at a measurement interval of 0.1 ⁇ m.
  • EPMA electron probe microanalyzer
  • the data of the elemental map for 10 fields of view is collected as numerical data, and the Mn concentration is color-coded into regions of 1.1 ⁇ [Mnave] or more and regions of less than 1.1 ⁇ [Mnave].
  • a binarized image is produced. From this binarized image, an area in which an area of 1.1 ⁇ [Mnave] or more is connected across a plurality of pixels is regarded as one area of 1.1 ⁇ [Mnave] or more. Find the number of regions that are greater than or equal to 1 ⁇ [Mnave]. By dividing the obtained number by the area of one field of view, the number density of the regions of 1.1 ⁇ [Mnave] or more is obtained. Also, the value obtained by dividing the area of one field of view by the number obtained as described above and multiplying the value to the power of 1/2 is taken as the average interval of the regions of 1.1 ⁇ [Mnave] or more.
  • the steel sheet according to the present embodiment has a tensile strength (TS) of 1500 MPa or more as a strength contributing to weight reduction of automobile bodies. Although there is no need to limit the upper limit, if the tensile strength increases, the moldability may decrease, so the tensile strength may be 2500 MPa or less, or 2000 MPa or less.
  • TS tensile strength
  • the thickness of the steel sheet according to the present embodiment is not limited, it is preferably 1.0 mm or more and 2.2 mm or less.
  • the plate thickness is more preferably 1.05 mm or more or 1.1 mm or more. Further, the plate thickness is more preferably 2.1 mm or less, or 2.0 mm or less.
  • the steel sheet according to this embodiment may have a coating layer containing zinc, aluminum, magnesium or alloys thereof on one or both surfaces.
  • This coating layer may consist of zinc, aluminum, magnesium or alloys thereof and impurities. Corrosion resistance is improved by providing a coating layer on the surface.
  • Steel sheets for automobiles may not be thinned to a certain thickness or less even if they are strengthened due to concerns about perforation due to corrosion.
  • One of the purposes of increasing the strength of steel sheets is to reduce the weight by making them thinner. Therefore, even if a high-strength steel sheet is developed, its application is limited if the corrosion resistance is low.
  • the coating layer is, for example, a hot dip galvanizing layer, an alloyed hot dip galvanizing layer, an electrogalvanizing layer, an aluminum plating layer, a Zn-Al alloy plating layer, an Al-Mg alloy plating layer, or a Zn-Al-Mg alloy plating layer.
  • the reference surface of the t/4 part described above is the surface of the base iron excluding the coating layer.
  • the method for manufacturing a steel plate according to this embodiment includes: (I) a heating step of heating a steel billet having a predetermined chemical composition; (II) a hot rolling step of hot-rolling the heated billet to obtain a hot-rolled steel sheet; (III) The hot-rolled steel sheet is cooled in less than 1.0 seconds from the completion of the hot rolling step, and is cooled to a temperature of 400 ° C. or higher and lower than 550 ° C. at an average cooling rate of 20 ° C./sec or higher and 50 ° C./sec or lower.
  • a post-hot rolling cooling step of cooling to the coiling temperature (IV) a winding step of winding the hot-rolled steel sheet after the post-hot-rolling cooling step at the winding temperature; (V) a cold-rolling step of pickling and cold-rolling the hot-rolled steel sheet after the coiling step to obtain a cold-rolled steel sheet; (VI) Annealing the cold-rolled steel sheet after the cold-rolling step at an average temperature increase rate of 15° C./s or more and 100° C./s or less from room temperature to 700° C., from 700° C. to 830° C. or more and less than 900° C.
  • a steel piece such as a slab having a predetermined chemical composition (the same chemical composition as the steel plate according to the present embodiment because the chemical composition does not substantially change in the manufacturing stage) is heated prior to the hot rolling step.
  • the heating temperature is not limited as long as the rolling temperature for the next step can be ensured. For example, it is 1000 to 1300°C.
  • the steel slabs to be used are preferably cast by continuous casting from the viewpoint of productivity, but may be produced by ingot casting or thin slab casting.
  • the heating step may be omitted if the steel slab obtained by continuous casting can be subjected to the hot rolling step at a sufficiently high temperature.
  • the heated billet is hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the hot rolling step includes rough rolling and finish rolling, and in the finish rolling, a plurality of passes are reduced, and among the plurality of passes, 4 or more passes are large reduction passes with a reduction rate of 20% or more,
  • the time between each high reduction pass shall be 5.0 seconds or less.
  • the rolling start temperature is set to 950 to 1100°C
  • the rolling end temperature is set to 800 to 950°C.
  • the reduction ratio is set to 20% or more (four passes or more are performed with a reduction ratio of 20% or more).
  • the reduction rate is set to 20% or more in 5 or more passes.
  • the upper limit of the number of passes with a rolling reduction of 20% or more is not particularly limited. There is Therefore, the number of passes (the number of passes) with a reduction rate of 20% or more may be 10 passes or less, 9 passes or less, or 7 passes or less.
  • the time between passes in finish rolling has a great effect on recrystallization and grain growth of austenite grains after rolling. Even when the number of passes of large reduction is four or more, if the inter-pass time between the passes of large reduction exceeds 5.0 seconds, grain growth tends to occur and the austenite grains become coarse. Preferably, the interpass time is 3.0 seconds or less, or 1.0 seconds or less.
  • the interpass time is 3.0 seconds or less, or 1.0 seconds or less.
  • the inter-pass time of the large reduction pass may be 0.3 seconds or more, or 0.5 seconds or more.
  • Rolling start temperature 950 to 1100° C.
  • Rolling end temperature 800 to 950° C.
  • Rolling initiation temperature is an important factor in controlling recrystallization of austenite. If the rolling start temperature is less than 950 ° C., the temperature decreases during rolling and the unrecrystallized austenite remains, so that ferrite grains are formed along the stretched unrecrystallized austenite grain boundaries, and the intragranular Untransformed austenite becomes a pearlite structure. In this case, the size of the ferrite grains increases, and when Mn is concentrated in the pearlite structure, the average spacing of the Mn-enriched portions exceeds 10.0 ⁇ m.
  • the rolling start temperature is higher than 1100° C.
  • the temperature during rolling becomes high, and alloy elements that suppress ferrite transformation tend to concentrate at the austenite grain boundaries.
  • the ferrite transformation is delayed in the cooling process after the finish rolling, the ratio of the pearlite structure increases, and the Mn concentration in the cementite in the pearlite structure becomes insufficient.
  • a region with a Mn content of 1.1 ⁇ [Mnave] or more cannot be sufficiently obtained.
  • the rolling end temperature is lower than 800° C., non-recrystallized austenite remains, and as a result, the average interval of the regions of 1.1 ⁇ [Mnave] increases.
  • the rolling start temperature is 950 to 1100°C
  • the rolling end temperature is 800 to 950°C.
  • the hot-rolled steel sheet obtained in the hot rolling step is cooled in less than 1.0 seconds from the completion of the hot rolling step, and the average temperature of 20 ° C./sec or more and 50 ° C./sec or less Cool to a coiling temperature of 400° C. or more and less than 550° C. at a cooling rate.
  • the hot-rolled steel sheet after the post-hot-rolling cooling step is coiled at the coiling temperature.
  • Mn is concentrated in the cementite after winding.
  • the average cooling rate is less than 20°C/second, or the cooling stop temperature (coiling temperature) is 550°C or more , the grain growth of ferrite grains occurs excessively, and the dispersed spacing between pearlite structures becomes large, which is not preferable because the average spacing of cementite in which Mn is concentrated after winding becomes wide.
  • the average cooling rate is more than 50° C./sec, hardening phases such as bainite and martensite are likely to be formed, and the proportion of pearlite structure is reduced, so that cementite with concentrated Mn can be obtained sufficiently. can't Further, if the cooling stop temperature is lower than 400° C., the concentration of Mn in the cementite in the pearlite structure may not occur sufficiently.
  • Cold rolling process In the cold-rolling process, the hot-rolled steel sheet after the coiling process is unwound, pickled and cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • pickling By pickling, the oxide scale on the surface of the hot-rolled steel sheet can be removed, and the chemical conversion treatability and platability of the cold-rolled steel sheet can be improved.
  • the pickling may be carried out under known conditions, and may be carried out once or in multiple batches.
  • the draft of cold rolling is not particularly limited. For example, 20-80%.
  • the cold-rolled steel sheet after the cold rolling step is heated from room temperature (for example, 25 ° C.) to 700 ° C. at an average temperature increase rate of 15 to 100 ° C./sec, and from 700 ° C. to an annealing temperature of 830 ° C. or more and less than 900 ° C.
  • the steel sheet is heated to the annealing temperature so that the average temperature increase rate is 5° C./sec or more and less than 15° C./sec, and is held at the annealing temperature for 25 to 100 seconds for annealing.
  • the average heating rate up to 700° C.
  • the average heating rate from 700° C. to the annealing temperature of 830° C. or more and less than 900° C. is preferably 6° C./second or more and 14° C./second or less, more preferably 7° C./second or more and 13° C./second or less. is.
  • the post-annealing cooling step the cold-rolled steel sheet after the annealing step is cooled to 25-300° C. at an average cooling rate of 4-100° C./sec.
  • the cementite while maintaining the dispersed state of Mn concentrated in cementite, the cementite is heated to the ausnite single phase region and cooled to 300 ° C. or less, so that the Mn-enriched part is dispersed. , a martensite-based structure can be obtained.
  • the average heating rate in this temperature range is less than 5° C./second, Mn may diffuse and the dispersed state of the Mn-enriched portion may be eliminated.
  • the average heating rate is 15° C./second or more, recrystallization does not occur, and Mn diffuses through grain boundaries and dislocations, and the dispersed state of the Mn-enriched portions may be eliminated.
  • the annealing temperature is lower than 830°C, the austenite reverse transformation may not be completed, the volume fraction of the ferrite structure may increase, and the strength may not be achieved.
  • the Mn-enriched cementite has high thermal stability and is likely to remain without dissolving, and accordingly the ferrite structure also remains.
  • the annealing temperature is 900° C. or higher, Mn diffuses and the dispersion state of the preferably dispersed Mn-enriched portion is eliminated. If the annealing time (holding time) is less than 25 seconds, the austenitization may be insufficient and the target structure may not be obtained. On the other hand, if the annealing time exceeds 100 seconds, Mn may diffuse and the dispersed state of the Mn-enriched portion may be eliminated.
  • the average cooling rate to the cooling stop temperature is less than 4°C/sec, structures such as ferrite and bainite are generated, and the desired structure cannot be obtained.
  • special equipment is required, which increases practical costs.
  • the cooling stop temperature is higher than 300°C, a bainite structure is generated and the target structure cannot be obtained.
  • the cold-rolled steel sheet after the annealing step may be further subjected to a tempering step in which the temperature is raised to 50° C. or more and less than 500° C. and held for 5 seconds or more and less than 1000 seconds. good. Formability can be improved by changing martensite into tempered martensite by performing tempering under the above conditions. If the tempering temperature (holding temperature) is less than 50°C or the holding time is less than 5 seconds, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the tempering temperature is 500° C. or higher, Mn may diffuse and the dispersed state of the Mn-enriched portion may be eliminated.
  • Tempering may be performed in a continuous annealing facility, or off-line after continuous annealing in a separate facility.
  • a coating layer containing zinc, aluminum, magnesium, or an alloy thereof may be formed on the surface of the steel sheet in any of the post-annealing cooling process and the tempering process.
  • a coating layer containing zinc, aluminum, magnesium or alloys thereof is preferable.
  • the coating layer is, for example, a plated layer.
  • the coating method is not limited, for example, when forming a coating layer mainly composed of zinc by hot-dip plating, the cold-rolled steel sheet is heated so that the steel sheet temperature is (plating bath temperature -40) ° C. to (plating bath temperature +50) ° C. , and then immersed in a plating bath at 450 to 490° C. to form a plating layer.
  • the composition of the plating bath is such that the effective Al amount (the value obtained by subtracting the total amount of Fe from the total amount of Al in the plating bath) is 0.050 to 0.250% by mass. , and optionally Mg, with the balance being Zn and impurities.
  • the effective Al content in the plating bath is less than 0.050% by mass, Fe may excessively penetrate into the plating layer, resulting in deterioration of plating adhesion.
  • the effective Al amount in the plating bath exceeds 0.250% by mass, an Al-based oxide that inhibits the movement of Fe atoms and Zn atoms is generated at the boundary between the steel sheet and the coating layer, resulting in poor coating adhesion. may decrease.
  • Example 1 Steel having chemical compositions shown in Tables 1-1 and 1-2 was melted and cast into steel slabs. This steel slab was placed in a furnace heated to 1200° C., held for 60 minutes for homogenization, then taken out into the atmosphere and hot rolled to obtain a steel plate having a thickness of 2.8 mm. In hot rolling, a rolling mill with 7 stands is used to perform a total of 7 passes of finish rolling continuously (so that the time between passes is constant). I gave 4 passes. In addition, the interpass time between each rolling pass that gives a rolling reduction of 20% or more in the finish rolling and the rolling pass that is one before the respective rolling pass was set to 0.6 seconds.
  • the start temperature of finish rolling is 1070°C
  • the end temperature is 850°C
  • 0.8 seconds after the end of finish rolling water cooling is applied to cool to 530°C at an average cooling rate of 29.0°C/s.
  • winding was performed.
  • the hot-rolled steel sheet was pickled to remove oxide scales, and cold-rolled at a rolling reduction of 50.0% to finish the steel sheet to a thickness of 1.4 mm.
  • the cold-rolled steel sheet was heated from room temperature to 700° C. at an average temperature increase rate of 35.0° C./sec, and then from 700° C. to 860° C.
  • the obtained cold-rolled steel sheet was subjected to microstructure observation in the manner described above, and the area ratio of each phase in the t/4 part was determined.
  • the number density of regions having a Mn content of 1.1 ⁇ [Mnave] or more and the average distance from the closest other regions were measured. Table 2 shows the results.
  • the chemical composition obtained by analyzing the samples taken from the manufactured steel plate was equivalent to the chemical composition of the steel shown in Tables 1-1 and 1-2.
  • the tensile test conforms to JIS Z 2241 (2011), and the longitudinal direction of the test piece is parallel to the rolling direction of the steel strip. (El) was measured.
  • TS tensile strength
  • the resulting U-bending test piece was immersed in an HCl aqueous solution having a pH of 2 at a liquid temperature of 25° C. and held for 48 hours to examine the presence or absence of cracks.
  • the U-bending test piece was evaluated as NG when cracks with a length exceeding 1.00 mm were observed, and as OK when no cracks with a length exceeding 1.00 mm were observed.
  • a steel sheet with a tensile strength of 1500 MPa or more and a good evaluation of hydrogen embrittlement resistance was evaluated as a steel sheet with high strength and excellent resistance to hydrogen embrittlement.
  • No. P-0 to AN-0 were inferior in one or more of tensile strength and hydrogen embrittlement resistance because their chemical compositions were outside the scope of the present invention.
  • P-0 had a tensile strength of less than 1500 MPa due to its low C content. Since Q-0 had a high C content, hydrogen embrittlement resistance was lowered. Since R-0 had a high Si content, hydrogen embrittlement resistance was lowered. S-0 had a tensile strength of less than 1500 MPa due to its low Mn content. Since T-0 had a high Mn content, hydrogen embrittlement resistance deteriorated. Since U-0 had a high P content, the resistance to hydrogen embrittlement decreased due to intergranular embrittlement. Since V-0 had a high S content, hydrogen embrittlement resistance was lowered. Since W-0 had a high Al content, coarse Al oxides were formed, and hydrogen embrittlement resistance was lowered. Since X-0 had a high N content, coarse nitrides were formed, and hydrogen embrittlement resistance was lowered.
  • Example 2 Furthermore, in order to investigate the influence of the manufacturing conditions, steel grades A to O, which were found to have excellent properties in Table 2, were subjected to the same equipment as in Example 1 under the manufacturing conditions described in Table 3-1. A hot-rolled steel sheet with a thickness of 2.3 mm is produced, and the hot-rolled steel sheet is cold-rolled at a reduction rate of 55% to obtain a cold-rolled steel sheet, and then annealed under the conditions described in Tables 3-2 to 3-3. After annealing, cooling was performed, and tempering was performed as necessary. Some of the cold-rolled steel sheets were plated to form a galvanized layer on the surface.
  • GI and GA of the plating type in Table 3-3 indicate the method of galvanizing treatment
  • GI is a galvanizing layer on the surface of the steel sheet by immersing the steel sheet in a hot dip galvanizing bath at 465 ° C.
  • GA is a steel sheet formed by immersing a steel sheet in a hot dip galvanizing bath at 465° C. and then raising the temperature to 490° C. to form an iron-zinc alloy layer on the surface of the steel sheet.
  • tempering is indicated as "-" are examples in which tempering is not performed.
  • the microstructure of the obtained cold-rolled steel sheet was observed in the same manner as in Example 1, and the area ratio of each phase in the microstructure of t/4 part was determined.
  • the number density of the region having a Mn content of 1.1 ⁇ [Mnave] or more, and the average of the other nearest regions having a Mn content of 1.1 ⁇ [Mnave] or more distance was measured.
  • the tensile properties of the obtained cold-rolled steel sheets were evaluated in the same manner as in Example 1.
  • hydrogen embrittlement resistance hydrogen embrittlement resistance was evaluated by the following method.
  • the obtained U-bending test piece was immersed in an HCl aqueous solution having a pH of 2 at a liquid temperature of 25° C. and held for 96 hours to examine the presence or absence of cracks.
  • the total length of cracks in the U-bend test piece was measured (when multiple cracks were found, the sum of the values measured individually) was measured. The smaller the total crack length, the better the hydrogen embrittlement resistance.
  • a case where a slight crack of 00 mm or less was observed was evaluated as OK.
  • An OK evaluation was regarded as a pass, and an NG evaluation was regarded as a failure.
  • Table 4 shows the results obtained.
  • A-2 had a low hot rolling start temperature, so the temperature decreased during rolling, and a large amount of unrecrystallized austenite remained. Hydrogen embrittlement resistance deteriorated.
  • B-2 since the hot rolling start temperature was high, the alloy elements segregated at the austenite grain boundary during rolling, and the ferrite transformation was delayed. , hydrogen embrittlement resistance deteriorated.
  • C-2 had a low hot-rolling finish temperature, non-recrystallized austenite was formed, and as a result, the average interval of the regions of 1.1 ⁇ [Mnave] increased, and hydrogen embrittlement resistance deteriorated. Since D-2 had a high hot-rolling finish temperature, ferrite transformation was excessively suppressed.
  • J-2 had a high cooling rate after finish rolling, many bainite and martensite structures were formed. deteriorated. Since K-2 had a low coiling temperature, bainite and martensite structures were formed, and as a result, the number density of regions of 1.1 ⁇ [Mnave] decreased, and the hydrogen embrittlement resistance deteriorated. Since the coiling temperature of L-2 was high, the ratio of the ferrite structure increased, and as a result, the average interval of the regions of 1.1 ⁇ [Mnave] increased, and the hydrogen embrittlement resistance deteriorated.
  • M-2 and N-3 had a slow average temperature rise rate up to 700° C., cementite coarsened during the temperature rise process, and the average interval of regions with 1.1 ⁇ [Mnave] increased. In N-3, the number density of regions with 1.1 ⁇ [Mnave] was further reduced. As a result, hydrogen embrittlement resistance deteriorated.
  • O-2 and N-4 had a slow temperature rise rate to the maximum heating temperature (annealing temperature) in the annealing process, so Mn diffusion occurred, and the number density of the region where 1.1 ⁇ [Mnave] was reduced. , hydrogen embrittlement resistance deteriorated.
  • the ratio of the ferrite structure was high, the tensile strength was less than 1500 MPa, and the hydrogen embrittlement resistance was also deteriorated.
  • the maximum heating temperature in the annealing process was too high, so the Mn-enriched portion was eliminated, and as a result, the region satisfying 1.1 x [Mnave] decreased, and hydrogen embrittlement resistance decreased.
  • D-3 had a short holding time at the maximum heating temperature in the annealing process, so the ratio of martensite structure was less than 90% and the tensile strength was less than 1500 MPa.
  • FIG. 1 shows the effect of the average interval of regions with 1.1 ⁇ [Mnave] and the number density of regions with 1.1 ⁇ [Mnave] on hydrogen embrittlement resistance for the steel sheets of Examples 1 and 2.
  • the average interval of the regions with 1.1 ⁇ [Mnave] is 10.0 ⁇ m or less
  • the number density of the regions with 1.1 ⁇ [Mnave] is 5.0 ⁇ 10 ⁇ 4 / It can be seen that a steel sheet having excellent resistance to hydrogen embrittlement can be obtained by controlling the grain size to 2 ⁇ m 2 or more.
  • a steel sheet with high strength and excellent resistance to hydrogen embrittlement can be provided.
  • this steel sheet When this steel sheet is applied to steel sheets for automobiles, it contributes to weight reduction of the vehicle body and improvement of fuel efficiency.

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Abstract

この鋼板は、所定の化学組成を有し、ミクロ組織が、面積率で、フェライト：５．０％以下、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイト：合計で９０．０％超、及び残部：ベイナイト、パーライト及び残留オーステナイトの１種または２種以上 からなり、板厚方向の断面において、前記板厚方向全体のＭｎ含有量の平均を［Ｍｎａｖｅ］としたとき、Ｍｎ含有量が１．１×［Ｍｎａｖｅ］以上である領域が、個数密度が５．０×１０－４個／μｍ２以上であって、かつ、最も近い他のＭｎ含有量が１．１×［Ｍｎａｖｅ］以上である領域との間隔が平均で１０．０μｍ以下となるように存在し、引張強さが１５００ＭＰａ以上である。

Description

鋼板
　本発明は鋼板に関する。
　本願は、２０２１年１０月２１日に、日本に出願された特願２０２１－１７２４２５号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　産業技術分野が高度に分業化した今日、各技術分野において用いられる材料には、特殊かつ高度な性能が要求されている。特に、自動車用鋼板に関しては、地球環境への配慮から、車体を軽量化して燃費を向上させるために、高強度鋼板の需要が著しく高まっている。しかしながら、金属材料の多くは、高強度化に伴い諸特性が劣化し、特に水素脆化の感受性が高まる。鋼部材においては、引張強さが１２００ＭＰａ以上になると特に水素脆化感受性が高まることが知られており、自動車分野に先んじて高強度化が進められてきたボルト鋼にて水素脆化割れの事例が存在する。そのため、引張強さが１５００ＭＰａ以上の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。
　引張強さが１５００ＭＰａ以上の高強度鋼板は、そのミクロ組織が、マルテンサイトや焼戻しマルテンサイトを主体とする場合が多いが、このような高強度鋼板において、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（水素脆化が生じる）。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（耐水素脆化特性という場合もある）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１～６、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。
　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。
　特許文献３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。
　特許文献４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、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。
　特許文献６では、耐水素脆化特性に優れ、１３００ＭＰａ以上の引張強度を有する超高強度冷延鋼板として、Ｃ：０．１５０～０．３００％、Ｓｉ：０．００１～２．０％、Ｍｎ：２．１０～４．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１％～１．０％、Ｔｉ：０．００１％～０．１０％、Ｂ：０．０００１％～０．０１０％を含み、固溶Ｂ量ｓｏｌＢ［ｍａｓｓ％］および旧オーステナイト粒径Ｄγ[μｍ]の値がｓｏｌＢ・Ｄγ≧０．００１０の関係を満たし、ポリゴナルフェライトが１０％以下、ベイナイトが３０％以下、残留オーステナイトが６％以下、焼き戻しマルテンサイトが６０％以上であり、焼き戻しマルテンサイト中のＦｅ炭化物の個数密度が１×１０６/ｍｍ２以上であり、鋼全体の平均転位密度が１．０×１０１５～２．０×１０１６/ｍ２、結晶粒径が７．０μｍ以下である鋼組織を有する超高強度冷延鋼板が開示
されている。
日本国特開２００６－２０７０１９号公報 日本国特開２０１０－１３８４８９号公報 日本国特開２０１１－１７９０３０号公報 日本国特開２０１０－２１５９５８号公報 日本国特開２０１６－１５３５２４号公報 日本国特開２０１６－０５０３４３号公報
　上述のように、高強度鋼板の耐水素脆化特性（耐水素脆性）を向上させる技術は、いくつか提案されている。しかしながら、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。
　また、前述の通り、水素脆化は粒界に水素が集積して、粒界の結合強度を低下させることによっておきる。そのため、このため、水素脆化を防止するためには、旧オーステナイト粒界よりも、Ｈ（水素）との引力的相互作用が高い領域を鋼中に均一微細分散させ、旧γ粒界上へのＨの集積を防ぐことが有効である。しかしながら、特許文献１～６では、このような観点で耐水素脆化特性を向上させる方法について検討されていない。近年は、耐水素脆化特性に要求はさらに厳しくなってきており、特許文献１～６では、そのような厳しい要求には応えられない場合がある。
　すなわち、従来、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトを主体とするミクロ組織を有する高強度鋼板において、耐水素脆化特性は改善の余地があった。
　そのため、本発明は、高強度かつ耐水素脆化特性に優れた鋼板を提供することを課題とする。
　上述の通り、水素脆化とは、鋼中の水素が粒界（マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトを主体とするミクロ組織の場合には主に旧オーステナイト粒界）に偏析することで粒界の結合強度が低下し、粒界が起点となって発生する割れであると考えられる。
　そこで、本発明者らは、旧オーステナイト粒界よりも、Ｈ（水素）との引力的相互作用が高い領域を鋼中に均一微細分散させ、旧γ粒界上へのＨの集積を防ぐことを検討し、ＭｎのＨとの引力的相互作用を活用する方法に着目した。
　その結果、以下のような知見を得た。
ａ）平均Ｍｎ含有量よりもＭｎ含有量の高い領域を、所定の間隔で分散させることで、旧オーステナイト粒界へのＨの集積を抑制できる。
ｂ）マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイト主体のミクロ組織を有する高強度鋼板において、Ｍｎ含有量が平均より高い領域を分散させるには、熱間圧延工程の圧延条件および巻き取り条件の適正化によりセメンタイトの分散状態を制御した上で、焼鈍条件、焼鈍後の冷却条件を制御することが重要である。
　本発明は上記の知見に鑑みてなされた。本発明の要旨は以下の通りである。
［１］本発明の一態様に係る鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１５０～０．４００％、Ｓｉ：０．０１～２．００％、Ｍｎ：０．８～２．０％、Ｐ：０．０００１～０．０２００％、Ｓ：０．０００１～０．０２００％、Ａｌ：０．００１～１．０００％、Ｎ：０．０００１～０．０２００％、Ｏ：０．０００１～０．０２００％、Ｃｏ：０～０．５００％、Ｎｉ：０～１．０００％、Ｍｏ：０～１．０００％、Ｃｒ：０～２．０００％、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％、Ｍｇ：０～０．０５０％、Ｃａ：０～０．０５０％、Ｙ：０～０．０５０％、Ｚｒ：０～０．０５０％、Ｌａ：０～０．０５０％、Ｃｅ：０～０．０５０％、Ｓｎ：０～０．０５０％、Ｓｂ：０～０．０５０％、Ａｓ：０～０．０５０％、及び残部：Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、ミクロ組織が、面積率で、フェライト：５．０％以下、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイト：合計で９０．０％超、及び残部：ベイナイト、パーライト及び残留オーステナイトの１種または２種以上からなり、板厚方向の断面において、前記板厚方向全体のＭｎ含有量の平均を［Ｍｎａｖｅ］としたとき、Ｍｎ含有量が１．１×［Ｍｎａｖｅ］以上である領域が、個数密度が５．０×１０－４個／μｍ２以上であって、かつ、最も近い他のＭｎ含有量が１．１×［Ｍｎａｖｅ］以上である領域との間隔が平均で１０．０μｍ以下となるように存在し、引張強さが１５００ＭＰａ以上である。
［２］［１］に記載の鋼板は、前記化学組成が、Ｃｏ：０．０１～０．５００％、Ｎｉ：０．０１～１．０００％、Ｍｏ：０．０１～１．０００％、Ｃｒ：０．００１～２．０００％、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％、Ｍｇ：０．０００１～０．０５０％、Ｃａ：０．００１～０．０５０％、Ｙ：０．００１～０．０５０％、Ｚｒ：０．００１～０．０５０％、Ｌａ：０．００１～０．０５０％、Ｃｅ：０．００１～０．０５０％、Ｓｎ：０．００１～０．０５０％、Ｓｂ：０．００１～０．０５０％、及びＡｓ：０．００１～０．０５０％、からなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。
［３］［１］または［２］に記載の鋼板は、表面に、亜鉛、アルミニウム、マグネシウムまたはそれらの合金を含む被膜層を有してもよい。
　本発明の上記態様によれば、高強度かつ耐水素脆化特性に優れた鋼板を提供することができる。
耐水素脆性に与える１．１×［Ｍｎａｖｅ］となる領域の平均間隔と１．１×［Ｍｎａｖｅ］となる領域の個数密度との影響を示したグラフである。
　以下、本発明の一実施形態に係る鋼板（本実施形態に係る鋼板）について説明する。
　本実施形態に係る鋼板は、所定の化学組成を有し、ミクロ組織が、面積率で、フェライト：５．０％以下、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイト：合計で９０．０％超、及び残部：ベイナイト、パーライト及び残留オーステナイトの１種または２種以上からなり、板厚方向の断面において、前記板厚方向全体のＭｎ含有量の平均を［Ｍｎａｖｅ］としたとき、Ｍｎ含有量が１．１×［Ｍｎａｖｅ］以上である領域が、その個数密度が５．０×１０－４個／μｍ２以上であって、かつ、最も近い他のＭｎ含有量が１．１×［Ｍｎａｖｅ］以上である領域との間隔が平均で１０．０μｍ以下となるように存在し、引張強さが１５００ＭＰａ以上である。
＜化学組成＞
　まず、本実施形態に係る鋼板の化学組成を構成する各元素の含有量の範囲について説明する。以下、元素の含有量に係る「％」は、「質量％」を意味する。また、「～」を挟んで示される範囲は、両端の値を下限または上限として含む。
Ｃ：０．１５０～０．４００％
　Ｃは、安価に引張強さを増加させるために有効な元素である。Ｃ含有量が０．１５０％未満では、目標とする引張強さを得られない上、溶接部の疲労特性が劣化する。このためＣ含有量を０．１５０％以上とする。Ｃ含有量は０．１６０％以上、０．１８０％以上又は０．２００％以上であってもよい。
　一方、Ｃ含有量が０．４００％超では、耐水素脆化特性や溶接性が低下する。このためＣ含有量を０．４００％以下とする。Ｃ含有量は０．３５０％以下、０．３００％以下又は０．２５０％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。Ｓｉ含有量が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る。この粗大な酸化物は、割れの起点となり、この割れが鋼材内を伝播することにより耐水素脆化特性が劣化する。このためＳｉ含有量を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。
　一方、Ｓｉ含有量が２．００％超では、局部延性が低下し耐水素脆化特性が劣化する場合がある。このためＳｉ含有量を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：０．８～２．０％
　Ｍｎは、鋼板の強度上昇に有効な元素である。Ｍｎ含有量が０．８％未満では、効果が十分に得られない。このためＭｎ含有量を０．８％以上とする。Ｍｎ含有量は１．０％以上、または１．２％以上であってもよい。
　一方、Ｍｎ含有量が２．０％超では、ＭｎがＰ、Ｓとの共偏析を助長するだけでなく、耐食性や耐水素脆化特性を劣化させる場合がある。このためＭｎ含有量を２．０％以下とする。Ｍｎ含有量は１．９％以下、又は１．８％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。Ｐ含有量が０．０２００％超では、粒界脆化により耐水素脆化特性が著しく低下する。このためＰ含有量を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含有量は少ないほど好ましい。しかしながら、Ｐ含有量を０．０００１％未満とする場合、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Ｐ含有量を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。
Ｓ：０．０００１～０．０２００％
　Ｓは、鋼中でＭｎＳ等の非金属介在物を生成する元素である。Ｓ含有量が０．０２００％超では、冷間加工時に割れの起点となる非金属介在物の生成が顕著となる。この場合、非金属介在物からの割れが発生し、この亀裂が鋼材内を伝播することで、耐水素脆化特性が劣化する。このためＳ含有量を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含有量は、少ないほど好ましい。しかしながら、Ｓ含有量を０．０００１％未満とする場合、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Ｓ含有量を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。
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る。Ａｌ含有量が０．００１％未満では、効果が十分に得られない。このためＡｌ含有量を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。
　一方、Ａｌ含有量が１．０００％超では、粗大なＡｌ酸化物が生成する。この粗大な酸化物は、割れの起点となる。そのため、粗大なＡｌ酸化物が生成すると、粗大な酸化物で割れが発生し、この割れが鋼材内を伝播することで、耐水素脆化特性が劣化する。このためＡｌ含有量を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、鋼板の耐水素脆化特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。
　Ｎ含有量が０．０２００％超では、耐水素脆化特性が劣化するとともに、ブローホールの発生が顕著となる。このためＮ含有量を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。
　一方、Ｎ含有量を０．０００１％未満とする場合、製造コストが大幅に増加する。このためＮ含有量を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。
Ｏ：０．０００１～０．０２００％
　Ｏは、酸化物を形成し、耐水素脆化特性を劣化させる元素である。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。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Ｏ含有量を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含有量は少ない方が好ましい。しかしながら、Ｏ含有量を０．０００１％未満とすることは、過度のコスト高を招き経済的に好ましくない。このためＯ含有量を０．０００１％以上とする。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。
　本発明の実施形態に係る鋼板の化学組成の基本成分は上記のとおりである。すなわち、本実施形態に係る鋼板の化学組成は、上記を含み、残部がＦｅ及び不純物からなっていてもよい。一方、本実施形態に係る鋼板の化学組成は、各種特性の向上を目的として、残部のＦｅの一部に代えて、任意成分として、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｗ、Ｔａ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓの１種以上を含有していてもよい。
　これらの元素は、必ずしも含まなくてよいので、下限は０％である。また、以下の元素を不純物として含んでいたとしても、本実施形態に係る鋼板の効果は阻害されない。
Ｃｏ：０～０．５００％
　Ｃｏは、炭化物の形態制御と鋼板の強度の増加とに有効な元素である。そのため、Ｃｏを含有させてもよい。十分な効果を得る場合、Ｃｏ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。Ｃｏ含有量は０．０２０％以上、０．０５０％以上又は０．１００％以上であってもよい。
　一方、Ｃｏ含有量が０．５００％超では、粗大なＣｏ炭化物が析出する。この場合、耐水素脆化特性が劣化する場合がある。このためＣｏ含有量を０．５００％以下とする。Ｃｏ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。
Ｎｉ：０～１．０００％
　Ｎｉは、鋼板の強度上昇に有効な元素である。また、Ｎｉは濡れ性の向上や合金化反応の促進にも効果のある元素である。そのため、Ｎｉを含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｎｉ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は０．０２０％以上、０．０５０％以上又は０．１００％以上であってもよい。
　一方、Ｎｉ含有量が１．０００％超では、耐水素脆化特性が低下する場合がある。このためＮｉ含有量を１．０００％以下とする。Ｎｉ含有量は０．９００％以下、０．８００％以下又は０．６００％以下であってもよい。
Ｍｏ：０～１．０００％
　Ｍｏは、鋼板の強度の上昇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。そのため、Ｍｏを含有させてもよい。上記効果を得る場合Ｍｏ含有量を０．０１０％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は０．０２０％以上、０．０５０％以上又は０．０８０％以上であってもよい。
　一方、Ｍｏ含有量が１．０００％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Ｍｏ含有量を１．０００％以下とする。Ｍｏ含有量は０．９００％以下、０．８００％以下又は０．６００％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る。そのため、Ｃｒを含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｃｒ含有量を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。
　一方、Ｃｒ含有量が２．０００％超では、中心偏析部に粗大なＣｒ炭化物が形成され、耐水素脆化特性が低下する場合がある。このためＣｒ含有量を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。
Ｔｉ：０～０．５００％
　Ｔｉは、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元素である。そのため、Ｔｉを含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｔｉ含有量を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。
　一方、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化特性が劣化する場合がある。このためＴｉ含有量を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、オーステナイト温度域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る。そのため、Ｂを含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｂ含有量を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。
　一方、Ｂ含有量が０．０１００％超では、鋼中に粗大なＢ酸化物が生成する。この酸化物は、冷間加工時のボイドの発生起点となるので、粗大なＢ酸化物の生成によって、耐水素脆化特性が劣化する場合がある。このためＢ含有量を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、組織の微細化による靭性の向上にも効果的な元素である。そのため、Ｎｂを含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｎｂ含有量を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。
　一方、Ｎｂ含有量が０．５００％超では、粗大なＮｂ炭化物の生成が顕著になる。この粗大なＮｂ炭化物では割れが生じやすいので、粗大なＮｂ炭化物の生成により、耐水素脆化特性が劣化する場合がある。このためＮｂ含有量を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、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元素である。そのため、Ｖを含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｖ含有量を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。
　一方、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化特性が劣化する場合がある。このためＶ含有量を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。Ｃｕ含有量が０．００１％未満では、十分な効果が得られない。このため上記効果を得る場合、Ｃｕ含有量を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。
　一方、Ｃｕ含有量が０．５００％超では、耐水素脆化特性が劣化する場合がある。また、Ｃｕ含有量が多いと、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もある。このためＣｕ含有量を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な元素である。また、Ｗは析出物や晶出物を形成する元素である。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ので、Ｗは、耐水素脆化特性の向上に有効な元素である。そのため、Ｗを含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｗ含有量を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。
　一方、Ｗ含有量が０．１００％超では、粗大なＷ析出物あるいは晶出物の生成が顕著になる。この粗大なＷの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。そのため、粗大なＷの析出物、晶出物が生成すると、耐水素脆化特性が劣化する場合がある。このためＷ含有量を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鋼板の強度の増加とに有効な元素である。そのため、Ｔａを含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｔａ含有量を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。
　一方、Ｔａ含有量が０．１００％超では、微細なＴａ炭化物が多数析出し、鋼板の強度上昇に伴って、延性が低下したり耐曲げ性や耐水素脆化特性が低下したりする場合がある。このためＴａ含有量を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。
Ｍｇ：０～０．０５０％
　Ｍｇは、微量の含有量で硫化物の形態を制御できる元素である。そのため、Ｍｇを含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｍｇ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｍｇ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。
　一方、Ｍｇ含有量が０．０５０％超では、粗大な介在物が形成され耐水素脆化特性が低下する場合がある。このためＭｇ含有量を０．０５０％以下とする。Ｍｇ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：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元素である。そのためＣａを含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｃａ含有量を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。
　一方、Ｃａ含有量が０．０５０％超では、粗大な介在物が形成され耐水素脆化特性が低下する場合がある。このためＣａ含有量を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と同様に微量の含有で硫化物の形態を制御できる元素である。そのためＹを含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｙ含有量を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。
　一方、Ｙ含有量が０．０５０％超では、粗大なＹ酸化物が生成し、耐水素脆化特性が低下する場合がある。このためＹ含有量を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と同様に微量の含有で硫化物の形態を制御できる元素である。そのため、Ｚｒを含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｚｒ含有量を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。
　一方、Ｚｒ含有量が０．０５０％超では、粗大なＺｒ酸化物が生成し、耐水素脆化特性が低下する場合がある。このためＺｒ含有量を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、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ、Ｚｒと同様に微量の含有で硫化物の形態を制御できる元素である。そのためＬａを含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｌａ含有量を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。
　一方、Ｌａ含有量が０．０５０％超では、Ｌａ酸化物が生成し、耐水素脆化特性が低下する場合がある。このためＬａ含有量を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と同様に微量の含有で硫化物の形態を制御できる元素である。そのため、Ｃｅを含有させてもよい。上記効果を得る場合、Ｃｅ含有量を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。
　一方、Ｃｅ含有量が０．０５０％超では、Ｃｅ酸化物が生成し、耐水素脆化特性が低下する場合がある。このためＣｅ含有量を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。
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る。Ｓｎ含有量が多いと、粒界の脆化によって耐水素脆化特性が低下する場合がある。Ｓｎ含有量が０．０５０％超で特にこの悪影響が顕著になる。このためＳｎ含有量を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含有量は少ないほど好ましく０％でもよいが、Ｓｎ含有量を０．００１％未満とする場合、精錬コストが増加する。このためＳｎ含有量を０．００１％以上としてもよい。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。
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元素である。Ｓｂ含有量が０．０５０％超で特にこの悪影響が顕著になる。このためＳｂ含有量を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含有量は、少ないほど好ましく０％でもよいが、Ｓｂ含有量を０．００１％未満とする場合、精錬コストが増加する。このためＳｂ含有量を０．００１％以上としてもよい。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。
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、粒界に強く偏析し粒界の脆化及び延性の低下を招く元素である。Ａｓ含有量が多いと、耐水素脆化特性が低下する場合がある。Ａｓ含有量が０．０５０％超で特にこの悪影響が顕著になる。このためＡｓ含有量を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含有量は、少ないほど好ましく０％でもよいが、Ａｓ含有量を０．００１％未満とする場合、精錬コストが増加する。このためＡｓ含有量を０．００１％以上としてもよい。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。
　上述の通り、本実施形態に係る鋼板の化学組成は、基本成分を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなっていてもよく、基本成分を含有し、さらに任意成分の１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなっていてもよい。
　本実施形態に係る鋼板の化学組成は、一般的な方法によって測定すればよい。例えば、ＪＩＳＧ１２０１：２０１４に準じて切粉に対するＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。この場合、化学組成は、全板厚での平均含有量である。ＩＣＰ－ＡＥＳで測定できない、ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。ここで求めたＭｎ含有量は、後述する［Ｍｎａｖｅ］とする。
　鋼板が表面に被膜層を備える場合は、機械研削等により被膜層を除去してから化学組成の分析を行えばよい。被膜層がめっき層である場合には、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することで除去しても良い。
＜ミクロ組織（金属組織）＞
　次に、本実施形態に係る鋼板のミクロ組織について説明する。本実施形態において、ミクロ組織は、鋼板の表面から板厚方向に板厚の１／８～３／８の範囲（ｔ／４部）の位置のミクロ組織である。ｔ／４部のミクロ組織を規定するのは、鋼板の代表的なミクロ組織であり、鋼板の特性との相関が大きいからである。
　また、以下の各相の分率（％）は、断りがない限り、面積率である。
フェライト：５．０％以下
　フェライトは、マルテンサイト及び焼戻し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る。フェライトの面積率の増加に伴い、局部変形能と耐水素脆化特性とが低下する。特に、フェライトの面積率が５．０％超では、応力負荷時の弾性変形における破壊によって、耐水素脆化特性が低下する場合がある。このためフェライトの面積率を５．０％以下とする。フェライトの面積率は、４．０％以下、３．０％以下又は２．０％以下であってもよい。
　フェライトの面積率は０％であってもよいが、１．０％未満とするには、製造において高度な制御を要し、歩留りの低下を招く。そのため、フェライトの面積率を１．０％以上としてもよい。
マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイト：合計で９０．０％超
　マルテンサイト（いわゆるフレッシュマルテンサイト）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さが増加する。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が９０．０％以下では、目標とする引張強さ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化特性の低下の原因となる場合がある。このため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９０．０％超とする。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：ベイナイト、パーライト及び残留オーステナイトの１種または２種以上からなる
　上記組織以外の組織（残部組織）の面積率は０％であってもよいが、残部組織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１種または２種以上からなる。
　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、耐水素脆化特性が低下する場合がある。したがって、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。このうち、特に、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であり、少ない程好ましい。
　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。このため残部組織の面積率は１．０％以上であってもよい。
　本実施形態に係る鋼板のミクロ組織における各相の面積率は、以下の方法で求めることができる。
（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、ｔ／４部（表面から板厚方向に板厚の１／４の位置を中心とする板厚の１／８～３／８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。３５μｍ×２５μｍの電子チャン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。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板厚の１／４の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。
（Ｍｎ含有量が１．１×［Ｍｎａｖｅ］以上である領域が、個数密度が５．０×１０－４個／μｍ２以上であって、かつ、最も近い他のＭｎ含有量が１．１×［Ｍｎａｖｅ］以上である領域との間隔が平均で１０．０μｍ以下となるように存在）
　ＭｎはＨと引力的相互作用を有するため、その分散状態を制御すると、旧オーステナイト粒界へのＨ集積を抑制でき、結果として耐水素脆化特性に優れる鋼板を得ることが可能となる。
　本実施形態に係る鋼板では、旧オーステナイト粒界よりも、Ｈとの引力的相互作用が高い領域として、板厚方向の断面において、前記板厚方向全体のＭｎ含有量の平均を［Ｍｎａｖｅ］としたときに、Ｍｎ含有量が１．１×［Ｍｎａｖｅ］以上である複数の領域を分散させる。
　一方、これらの複数の領域同士の距離、すなわち、あるＭｎ含有量が１．１×［Ｍｎａｖｅ］以上の領域と最も近い他のＭｎ含有量が１．１×［Ｍｎａｖｅ］以上である領域との間隔が、平均で１０．０μｍ超であると、旧オーステナイト粒界へのＨの偏析を抑制する効果が十分に得られないため、耐水素脆性が低下する。
　そのため、Ｍｎ含有量が１．１×［Ｍｎａｖｅ］以上である複数の領域を、最も近い他のＭｎ含有量が１．１×［Ｍｎａｖｅ］以上である領域との間隔が平均で１０．０μｍ以下となるように存在（分散）させる。
　また、Ｍｎ含有量が１．１×［Ｍｎａｖｅ］以上である領域が上述のように分散していても、その個数密度が少ないと十分な効果が得られない。Ｍｎ含有量が１．１×［Ｍｎａｖｅ］以上である領域の個数密度を５．０×１０－４個／μｍ２以上とする。
　Ｍｎ含有量が、１．１×［Ｍｎａｖｅ］以上である領域の同定、及びそれらの個数密度、隣接する領域との平均間隔は、以下の方法で求める。
　Ｍｎの分散状態は、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて測定する。具体的には、鋼板の圧延方向と平行な断面が測定面となるように、試料を採取し、観察面のｔ／４部（表面から板厚方向に板厚の１／４の位置を中心とする板厚の１／８～３／８の範囲）において、５０μｍ×５０μｍの領域を１視野として、測定間隔０．１μｍでＭｎの元素濃度マッピングを取得する。これを１０視野について行い、１０視野分の元素マップのデータを数値データとして採取し、Ｍｎ濃度が１．１×［Ｍｎａｖｅ］以上である領域と１．１×［Ｍｎａｖｅ］より小さい領域とで色分けした２値化像を作製する。この２値化した画像から、１．１×［Ｍｎａｖｅ］以上である領域が複数のピクセルにまたがって繋がっている領域は一つの１．１×［Ｍｎａｖｅ］以上である領域とみなして、１．１×［Ｍｎａｖｅ］以上である領域の個数を求める。求めた個数を１視野の面積で割ることで、１．１×［Ｍｎａｖｅ］以上である領域の個数密度が求められる。また、上記１視野の面積を上述のようにして求めた個数で割った値を１／２乗することで求めた値を、１．１×［Ｍｎａｖｅ］以上である領域の平均間隔とする。
（機械特性）
　本実施形態に係る鋼板では、自動車の車体軽量化に寄与する強度として、引張強さ（ＴＳ）を１５００ＭＰａ以上とする。
　上限を限定する必要はないが、引張強さが上昇すると、成形性が低下する場合があるので、引張強さを２５００ＭＰａ以下、または２０００ＭＰａ以下としてもよい。
　（板厚）
　本実施形態に係る鋼板は、板厚については限定されないが、１．０ｍｍ以上２．２ｍｍ以下が好ましい。板厚は、より好ましくは１．０５ｍｍ以上または１．１ｍｍ以上である。また、板厚は、より好ましくは２．１ｍｍ以下、または２．０ｍｍ以下である。
　（被膜層）
　本実施形態に係る鋼板は、一方又は両方の表面に亜鉛、アルミニウム、マグネシウムまたはそれらの合金を含む被膜層を有してもよい。この被膜層は、亜鉛、アルミニウム、マグネシウムまたはそれらの合金と不純物とからなっていてもよい。
　表面に被膜層を備えることで、耐食性が向上する。自動車用鋼板は、腐食による穴あきの懸念があると、高強度化してもある一定板厚以下に薄手化できない場合がある。鋼板の高強度化の目的の一つは、薄手化による軽量化であることから、高強度鋼板を開発しても、耐食性が低いと適用部位が限られる。これら課題を解決する手法として、表裏面に耐食性を向上させるために被膜層を形成することが考えられる。
　被膜層を形成しても、本実施形態に係る鋼板の耐水素脆化特性は損なわれない。
　被膜層は、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、アルミニウムめっき層、Ｚｎ－Ａｌ合金めっき層、Ａｌ－Ｍｇ合金めっき層、Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金めっき層である。
　表面に被膜層を有する場合、上述したｔ／４部の基準となる表面は、被膜層を除く、地鉄の表面である。
＜製造方法＞
　上述した本実施形態に係る鋼板を製造できる製造方法（本実施形態に係る鋼板の製造方法）について説明する。
　本実施形態に係る鋼板の製造方法は、
（Ｉ）所定の化学組成を有する鋼片を加熱する加熱工程と、
（ＩＩ）加熱された前記鋼片を熱間圧延して熱延鋼板を得る熱間圧延工程と、
（ＩＩＩ）前記熱延鋼板を、前記熱間圧延工程の完了から１．０秒未満に冷却を開始し、２０℃／秒以上５０℃／秒以下の平均冷却速度で４００℃以上５５０℃未満の巻取温度まで冷却する熱延後冷却工程と、
（ＩＶ）前記熱延後冷却工程後の前記熱延鋼板を前記巻取温度で巻き取る巻取工程と、
（Ｖ）前記巻取工程後の前記熱延鋼板に、酸洗及び冷間圧延を行って冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、
（ＶＩ）前記冷間圧延工程後の前記冷延鋼板を、室温～７００℃までの平均昇温速度が１５℃／秒以上１００℃／秒以下、７００℃から８３０℃以上、９００℃未満の焼鈍温度までの平均昇温速度が５℃／秒以上１５℃／秒未満となるように、前記焼鈍温度まで加熱し、前記焼鈍温度で２５～１００秒間保持して焼鈍する焼鈍工程と、
（ＶＩＩ）前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、４～１００℃／秒の平均冷却速度で、２５～３００℃まで冷却する焼鈍後冷却工程後と、
を備える。
　以下、各工程の好ましい条件について説明する。
［加熱工程］
　加熱工程では、所定の化学組成（製造段階で化学組成は実質的に変化しないので本実施形態に係る鋼板と同様の化学組成）を有するスラブなどの鋼片を熱間圧延工程に先立って加熱する。
　次工程の圧延温度を確保できれば加熱温度は限定されない。例えば、１０００～１３００℃である。
　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。
　連続鋳造によって得られた鋼片を、十分に高い温度のまま熱間圧延工程に供することができる場合には、加熱工程は省略してもよい。
［熱間圧延工程］
　熱間圧延工程では、加熱された前記鋼片を熱間圧延して熱延鋼板を得る。
　熱間圧延工程は、粗圧延及び仕上げ圧延を含み、前記仕上げ圧延では、複数パスの圧下を行い、前記複数パスのうち、４パス以上を、圧下率が２０％以上の大圧下パスとし、前記大圧下パスのそれぞれのパス間時間を５．０秒以下とする。また、圧延開始温度を９５０～１１００℃とし、圧延終了温度を８００～９５０℃とする。
（仕上げ圧延において、圧下率が２０％以上の大圧下パス：４パス以上）
（大圧下パスのパス間時間：５．０秒以内）
　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。オーステナイト粒が等軸、微細になると、続く熱延後冷却工程においてパーライト組織が均一微細に形成される。パーライト組織にはセメンタイトが含まれるため、結果としてセメンタイトが均一かつ微細に析出（分散析出）した組織を得ることが可能となる。２０％以上の圧下率のパス（大圧下パス）が４パス未満では、未再結晶のオーステナイトが残るため、十分な効果を得ることが出来ない。このため４パス以上において、圧下率を２０％以上とする（２０％以上の圧下率で４パス以上圧下を行う）。好ましくは、５パス以上において、圧下率を２０％以上とする。一方、２０％以上の圧下率のパス数の上限については特に限定されないが、１０パス超とするには、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、２０％以上の圧下率のパスの数（パス数）は、１０パス以下、９パス以下又は７パス以下であってもよい。
　また、仕上げ圧延におけるパス間時間は、圧延後のオーステナイト粒の再結晶と粒成長とに大きな影響を与える。大圧下パスを４パス以上とした場合でも、それぞれの大圧下パスのパス間時間が５．０秒超では、粒成長が起きやすくなり、オーステナイト粒が粗大化する。好ましくは、パス間時間は、３．０秒以下、または１．０秒以下である。
　一方、パス間時間の下限を限定する必要はないが、大圧下パスのそれぞれのパス間時間が、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、十分な効果を得ることができない場合がある。このため大圧下パスのパス間時間を０．２秒以上とすることが好ましい。パス間時間は、０．３秒以上又は０．５秒以上であってもよい。
（圧延開始温度：９５０～１１００℃）
（圧延終了温度：８００～９５０℃）
　圧延開始温度はオーステナイトの再結晶の制御に重要な因子である。圧延開始温度が、９５０℃未満であると、圧延中に温度が低下し、未再結晶オーステナイトが残存することで、伸長した未再結晶オーステナイト粒界に沿ってフェライト粒が形成し、粒内の未変態オーステナイトはパーライト組織となる。この場合、フェライト粒のサイズが大きくなり、パーライト組織にＭｎが濃化した際に、Ｍｎ濃化部の平均間隔が１０．０μｍ超となる。
　一方、圧延開始温度が１１００℃超であると、圧延途中の温度が高温となることで、オーステナイト粒界にフェライト変態を抑制する合金元素が濃化しやすくなる。この場合、仕上げ圧延後の冷却過程においてフェライト変態が遅延し、パーライト組織の割合が多くなり、パーライト組織中のセメンタイトへのＭｎ濃化が不十分となる。この場合、最終的に、Ｍｎ含有量が１．１×［Ｍｎａｖｅ］以上である領域を十分に得られない。
　また、圧延終了温度が８００℃未満であると、未再結晶オーステナイトが残存し、結果として１．１×［Ｍｎａｖｅ］となる領域の平均間隔が大きくなる。
　また、圧延終了温度が９５０℃超であると、フェライト変態が過剰に抑制され、Ｍｎが濃化するセメンタイトの間隔が大きくなったり、個数密度が低下したりして、最終的に、Ｍｎ含有量が１．１×［Ｍｎａｖｅ］以上である領域の平均間隔や個数密度が好ましい範囲とならない。
　そのため、圧延開始温度は、９５０～１１００℃、圧延終了温度：８００～９５０℃とする。
［熱延後冷却工程］
［巻取工程］
　熱延後冷却工程では、熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、熱間圧延工程の完了から１．０秒未満に冷却を開始し、２０℃／秒以上５０℃／秒以下の平均冷却速度で４００℃以上５５０℃未満の巻取温度まで冷却する。また、巻取工程では、熱延後冷却工程後の熱延鋼板を上記巻取温度で巻き取る。
　これらの工程を所定の条件で行うことで、冷却時にパーライト組織が微細に分散し、それに伴いパーライト組織中のセメンタイトについても微細に分散する。また、巻取後にセメンタイト中にＭｎが濃化する。
　熱間圧延の完了から冷却開始までの時間が１．０秒以上である、平均冷却速度が２０℃／秒未満である、または冷却停止温度（巻取温度）が５５０℃以上である場合には、フェライト粒の粒成長が過剰に起きてしまい、パーライト組織間の分散間隔が大きくなることで、巻取り後にＭｎが濃化したセメンタイトの平均間隔が広くなるので好ましくない。
　一方、平均冷却速度が５０℃／秒超であると、ベイナイト、マルテンサイトなどの硬化相が形成されやすくなり、パーライト組織の割合が低下することで、Ｍｎが濃化したセメンタイトを十分に得ることができない。
　また冷却停止温度が４００℃未満であると、パーライト組織中のセメンタイトへのＭｎの濃化が十分に起きない場合がある。
［冷間圧延工程］
　冷間圧延工程では、巻取工程後の熱延鋼板を巻き戻し、酸洗及び冷間圧延を行って冷延鋼板を得る。
　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、公知の条件で行えばよく、一回でもよいし、複数回に分けて行ってもよい。冷間圧延の圧下率は、特に限定されない。例えば２０～８０％である。
［焼鈍工程］
［焼鈍後冷却工程］
　焼鈍工程では、冷間圧延工程後の冷延鋼板を、室温（例えば２５℃）～７００℃までの平均昇温速度が１５～１００℃／秒、７００℃から８３０℃以上９００℃未満の焼鈍温度までの平均昇温速度が５℃／秒以上１５℃／秒未満となるように、前記焼鈍温度まで加熱し、前記焼鈍温度で２５～１００秒間保持して焼鈍する。７００℃までの平均昇温速度は好ましくは、１７℃／秒以上、より好ましくは、２０℃／秒以上である。７００℃から８３０℃以上、９００℃未満の焼鈍温度までの平均昇温速度は好ましくは、６℃／秒以上、１４℃／秒以下、より好ましくは、７℃／秒以上、１３℃／秒以下である。
　その後、焼鈍後冷却工程では、前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、４～１００℃／秒の平均冷却速度で、２５～３００℃まで冷却する。
　これらの工程では、セメンタイト中に濃化したＭｎの分散状態を維持したまま、オースナイト単相域まで加熱してセメンタイトを溶解させ、３００℃以下まで冷却することで、Ｍｎ濃化部が分散した、マルテンサイト主体の組織を得ることができる。
　焼鈍工程の昇温過程において、室温（例えば２５℃）から７００℃までの平均昇温速度が１５℃／秒未満であると、セメンタイトが粗大化する。セメンタイトのサイズは、Ｍｎ濃化部と同一であるため、焼鈍後の１．１×［Ｍｎａｖｅ］以上である領域の平均間隔が大きくなる上に個数密度が低下することもある。一方、平均昇温速度を１００℃／秒超にするには、特別な設備が必要となり、実用上のコストが増加する。
　また、７００℃から焼鈍温度（８３０℃以上、９００℃未満）までの温度域では、再結晶を促進させ、粒界および転位の密度を減らすことでＭｎの拡散を抑制する。この温度域での平均昇温速度が、５℃／秒未満であると、Ｍｎが拡散し、Ｍｎ濃化部の分散状態が解消される場合がある。一方、平均昇温速度が１５℃／秒以上であると、再結晶が生じず、粒界、転位によってＭｎが拡散し、Ｍｎ濃化部の分散状態が解消される場合がある。
　焼鈍温度が８３０℃未満であるとオーステナイト逆変態が完了せず、フェライト組織の体積率が高くなり、強度が未達となる場合がある。これは、Ｍｎの濃化したセメンタイトの熱的安定性が高いため、溶解せずに残存しやすいため、それに伴ってフェライト組織も残存するためである。一方、焼鈍温度が９００℃以上であると、Ｍｎが拡散し、好ましく分散したＭｎ濃化部の分散状態が解消される。
　焼鈍時間（保持時間）が、２５秒未満であると、オーステナイト化が十分でなく、目的の組織が得られない場合がある。一方、焼鈍時間が１００秒超であると、Ｍｎが拡散し、Ｍｎ濃化部の分散状態が解消される場合がある。
　焼鈍後冷却工程において、冷却停止温度までの平均冷却速度が４℃／秒未満であると、フェライトやベイナイトなどの組織が生成し、目的の組織を得ることができない。一方、平均冷却速度を１００℃／秒超にするには、特別な設備が必要となり、実用上のコストが増加する。
　冷却停止温度が３００℃超であると、ベイナイト組織が生成し、目的の組織を得ることができない。一方、冷却停止温度を２５℃未満とするには、特別な冷媒等を用いる必要があり、コストや生産性に問題がある。
［焼戻し工程］
　本実施形態に係る鋼板の製造方法では、さらに、前記焼鈍工程後の前記冷延鋼板を、５０℃以上、５００℃未満に昇温し、５秒以上１０００秒未満保持する焼戻し工程を行ってもよい。
　上記の条件で焼戻しを行うことで、マルテンサイトを焼戻しマルテンサイトとすることで、成形性を向上させることができる。
　焼戻し温度（保持温度）が５０℃未満、または保持時間が５秒未満では、上記効果が得られない。一方、焼戻し温度が５００℃以上であると、Ｍｎが拡散し、Ｍｎ濃化部の分散状態が解消されるおそれがある。また、焼戻しマルテンサイト中の転位密度の低下による強度の低下が起き引張強さの低下を招く場合がある。また、保持時間が１０００秒以上であると、強度が低下する上、生産性が低下する。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。
　本実施形態に係る鋼板の製造方法では、焼鈍後冷却工程から焼戻し工程のいずれかにおいて、鋼板の表面に亜鉛、アルミニウム、マグネシウムまたはそれらの合金を含む被膜層を形成させてもよい。
　被膜層としては、亜鉛、アルミニウム、マグネシウムまたはそれらの合金を含む被膜層が好ましい。被膜層は例えばめっき層である。
　被覆方法は限定されないが、例えば溶融めっきによって亜鉛を主体とする被膜層を形成する場合、冷延鋼板を、鋼板温度が（めっき浴温度－４０）℃～（めっき浴温度＋５０）℃になるように調整（加熱又は冷却して）した上で、４５０～４９０℃のめっき浴に浸漬してめっき層を形成する条件が例示される。
　この条件が好ましい理由は、めっき浴浸漬時の鋼板温度が、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り、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からである。
　亜鉛を主体とするめっき層を形成する場合、めっき浴の組成は、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％であり、必要に応じて、Ｍｇを含み、残部がＺｎ及び不純物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。
［実施例１］
　表１－１～表１－２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１２００℃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、７つのスタンドを有する圧延機を用いて、連続的に（パス間時間が一定になるように）全部で７パス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４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８５０℃であり、仕上げ圧延の終了後０．８秒経過後に水冷にて冷却を与え、２９．０℃／秒の平均冷却速度で５３０℃まで冷却して、巻取りを行った。ただし、ＡＨ－０については、熱間圧延時に鋼板が脆化して割れてしまい、これ以降の工程を行わなかった。
　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、この冷延鋼板を室温～７００℃まで３５．０℃／秒の平均昇温速度で加熱し、７００℃から８６０℃まで１０℃／秒の平均昇温速度で加熱した。８６０℃で８０秒間保持した後に、３８．０℃／秒の平均冷却速度で１９０℃まで冷却した。
　続いて、２３０℃に再加熱して１８０秒間保持する焼戻しを行った。めっき処理は施さなかった。
　得られた冷延鋼板に対し、上述した要領で、ミクロ組織観察を行い、ｔ／４部における各相の面積率を求めた。また、ｔ／４部において、Ｍｎ含有量が１．１×［Ｍｎａｖｅ］以上である領域の個数密度及び、最も近い他の領域との平均間隔を測定した。
　結果を表２に示す。
　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１－１～表１－２に示す鋼の化学組成と同等であった。
　また、得られた冷延鋼板に対し、以下の要領で、引張特性と耐水素脆性（耐水素脆化特性）を評価した。
（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、引張強さ（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鋼板について、下記の方法で耐水素脆化特性を評価した。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、引張強さ（ＴＳ）の８０％に対応する応力を付与した（例えば、表２のＡ－０の場合、付与した応力＝２２１３ＭＰａ×０．８＝１７７０ＭＰａ）。これは、成形時に導入される残留応力が鋼板の引張強さと対応す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ｐＨ２のＨＣｌ水溶液に浸漬し、４８ｈｒ保持して、割れの有無を調べた。ＨＣｌ水溶液のｐＨが低い、および浸漬時間が長いほど鋼板中に侵入する水素量が多くなるため、水素脆化環境は過酷な条件となる。
　浸漬後、Ｕ曲げ試験片に１．００ｍｍを超える長さの割れが認められた場合をＮＧ、１．００ｍｍを超える長さの割れが認められなかった場合をＯＫと評価した。
　引張強さが１５００ＭＰａ以上であり、耐水素脆性の評価がＯＫ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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表１－１～２から分かるように、Ｎｏ．Ａ－０～Ｏ－０は、化学組成、ミクロ組織の面積率、Ｍｎ含有量が１．１×［Ｍｎａｖｅ］以上である領域の個数密度及び、最も近い他の領域との平均間隔が本発明範囲内にあり、引張強さ及び耐水素脆性に優れていた。
　これに対し、Ｎｏ．Ｐ－０～ＡＮ－０は、化学組成が本発明範囲外であったため、引張強さ、耐水素脆性の１つ以上が劣っていた。
　Ｐ－０はＣ含有量が低かったために引張強さが１５００ＭＰａ未満であった。
　Ｑ－０はＣ含有量が高かったために耐水素脆性が低下した。
　Ｒ－０はＳｉ含有量が高かったため、耐水素脆性が低下した。
　Ｓ－０はＭｎ含有量が低かったために引張強さが１５００ＭＰａ未満であった。
　Ｔ－０は、Ｍｎ含有量が高かったため、耐水素脆性が劣化した。
　Ｕ－０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。
　Ｖ－０はＳ含有量が高かったために耐水素脆性が低下した。
　Ｗ－０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。
　Ｘ－０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。
　Ｙ－０はＯ含有量が高かったため、酸化物が形成されてしまい、耐水素脆性が低下した。
　Ｚ－０はＣｏ含有量が高かったため、粗大なＣｏ炭化物が析出し、耐水素脆性が低下した。
　ＡＡ－０はＮｉ含有量が高かったため、耐水素脆性が低下した。
　ＡＢ－０はＭｏ含有量が高かったため、粗大なＭｏ炭化物が晶出し、耐水素脆性が低下した。
　ＡＣ－０はＣｒ含有量が高かったため、粗大なＣｒ炭化物析出したため、耐水素脆性が低下した。
　ＡＤ－０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。
　ＡＥ－０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、耐水素脆性が低下した。
　ＡＦ－０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。
　ＡＧ－０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。
　ＡＨ－０はＣｕ含有量が高かったため、熱間圧延時に鋼板が脆化して割れてしまい、それ以降の評価を実施しなかった。
　ＡＩ－０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。
　ＡＪ－０およびＡＫ－０はＭｇ含有量およびＣａ含有量が高かったため、粗大な介在物が形成され、耐水素脆性が低下した。
　ＡＬ－０はＺｒ含有量が高かったため、粗大なＺｒ酸化物が形成され、耐水素脆性が低下した。
　ＡＭ－０およびＡＮ－０はそれぞれＳｎ及びＳｂ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。
［実施例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、実施例１と同様の設備において、表３－１に記載する製造条件で、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板を作製し、この熱延鋼板に圧下率５５％の冷間圧延って冷延鋼板とした後、表３－２～表３－３に記載する条件で、焼鈍、焼鈍後冷却を行い、必要に応じて焼き戻しを行った。また、一部の冷延鋼板には、めっきを行って、表面に亜鉛めっき層を形成した。ここで、表３－３のめっき種の符号ＧＩ及びＧＡは亜鉛めっき処理の方法を示しており、ＧＩは４６５℃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形成した鋼板であり、ＧＡは４６５℃の溶融亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬した後に４９０℃に鋼板を昇温させて鋼板の表面に鉄と亜鉛の合金層を形成した鋼板である。また、表３－３において、焼戻しを「－」と記載する実施例は、焼戻しを行っていない実施例である。
　得られた冷延鋼板に対し、実施例１と同じ要領で、ミクロ組織観察を行い、ｔ／４部のミクロ組織における各相の面積率を求めた。また、ｔ／４部において、Ｍｎ含有量が１．１×［Ｍｎａｖｅ］以上である領域の個数密度及び、最も近い他のＭｎ含有量が１．１×［Ｍｎａｖｅ］以上である領域との平均間隔を測定した。
　また、得られた冷延鋼板に対し、実施例１と同じ要領で、引張特性を評価した。
　また、耐水素脆性（耐水素脆化特性）については、以下の方法で評価した。
（耐水素脆性の評価方法）
　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、引張強さ（ＴＳ）の８０％に対応する応力を付与した（例えば、表４のＡ－１の場合、付与した応力＝２１０１ＭＰａ×０．８＝１６８１ＭＰａ）。これは、成形時に導入される残留応力が鋼板の引張強さと対応す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ｐＨ２のＨＣｌ水溶液に浸漬し、９６ｈｒ保持して、割れの有無を調べた。ＨＣｌ水溶液のｐＨが低い、および浸漬時間が長いほど鋼板中に侵入する水素量が多くなるため、水素脆化環境は過酷な条件となる。浸漬後、Ｕ曲げ試験片の亀裂の総長さを測定（亀裂が複数認められる場合は、個別に測定した値の総和とする）した。
　亀裂の総長さが小さいほど耐水素脆化特性に優れることを示すが、とくに亀裂長さが１．００ｍｍを超える割れが認められた場合をＮＧ、割れが認められないまたは亀裂長さが１．００ｍｍ以下の軽微な割れが認められた場合をＯＫと評価した。ＯＫの評価の場合を合格とし、ＮＧの場合を不合格とした。亀裂長さが０．５０ｍｍ以下の場合、耐水素脆性が特に優れると判断することができる。
　得られた結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　表３－１～表３－３、表４から分かるように、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、焼鈍後冷却の条件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。
　一方、Ａ－２は熱間圧延開始温度が低かったため、圧延中に温度低下し、未再結晶オーステナイトが多く残存したため、結果として１．１×［Ｍｎａｖｅ］となる領域の平均間隔が大きくなり、耐水素脆性が劣化した。
　Ｂ－２は熱間圧延開始温度が高かったため、圧延中にオーステナイト粒界に合金元素が偏析し、フェライト変態が遅延したため、結果として１．１×［Ｍｎａｖｅ］となる領域の個数密度が少なくなり、耐水素脆性が劣化した。
　Ｃ－２は熱間圧延終了温度が低かったため、未再結晶オーステナイトが形成され、結果として１．１×［Ｍｎａｖｅ］となる領域の平均間隔が大きくなり、耐水素脆性が劣化した。
　Ｄ－２は熱間圧延終了温度が高かったため、フェライト変態が過剰に抑制され、結果として１．１×［Ｍｎａｖｅ］となる領域の個数密度が小さくなり、耐水素脆性が劣化した。
　Ｅ－２は熱延のパス間時間が長かったため、未再結晶オーステナイトが多く残存し、結果として、１．１×［Ｍｎａｖｅ］となる領域の平均間隔が大きくなり、耐水素脆性が劣化した。
　Ｆ－２は２０％以上の圧下率でのパス数が少なかったため、結果として１．１×［Ｍｎａｖｅ］となる領域の平均間隔が大きくなり、耐水素脆性が劣化した。
　Ｈ－２は仕上げ圧延後、冷却開始までの時間が長かったため、フェライト変態が過剰に起き、１．１×［Ｍｎａｖｅ］となる領域の平均間隔が大きくなり、耐水素脆性が劣化した。
　Ｉ－２は熱延終了後の冷却速度が小さかったため、フェライト変態が過剰に起き、１．１×［Ｍｎａｖｅ］となる領域の平均間隔が大きくなり、耐水素脆性が劣化した。
　Ｊ－２は仕上げ圧延の終了後における冷却速度が大きかったため、ベイナイトおよびマルテンサイト組織が多く形成され、結果として、１．１×［Ｍｎａｖｅ］となる領域の個数密度が少なくなり、耐水素脆性が劣化した。
　Ｋ－２は、巻取り温度が低かったため、ベイナイトおよびマルテンサイト組織が形成され、結果として、１．１×［Ｍｎａｖｅ］となる領域の個数密度が少なくなり、耐水素脆性が劣化した。
　Ｌ－２は巻取り温度が高かったため、フェライト組織の割合が多くなり、結果として１．１×［Ｍｎａｖｅ］となる領域の平均間隔が大きくなり、耐水素脆性が劣化した。
　Ｍ－２、Ｎ－３は７００℃までの平均昇温速度が遅かったため、昇温過程においてセメンタイトが粗大化し、１．１×［Ｍｎａｖｅ］となる領域の平均間隔が大きくなった。Ｎ-３ではさらに、１．１×［Ｍｎａｖｅ］となる領域の個数密度が少なくなった。その結果、耐水素脆性が劣化した。
　Ｏ－２、Ｎ－４は焼鈍工程での最高加熱温度（焼鈍温度）までの昇温速度が遅かったため、Ｍｎの拡散が起き、１．１×［Ｍｎａｖｅ］となる領域の個数密度が少なくなり、耐水素脆性が劣化した。
　Ａ－３、Ｎ－５は焼鈍工程での最高加熱温度までの昇温速度が速かったため、再結晶が完了せず、転位や粒界によってＭｎ濃化部が解消され、結果として１．１×［Ｍｎａｖｅ］を満たす領域の個数密度が減少した。また、Ｎ－５ではさらに、１．１×［Ｍｎａｖｅ］となる領域の平均間隔が大きくなった。その結果、耐水素脆性が低下した。
　Ｂ－３は焼鈍工程での最高加熱温度が低かったため、フェライト組織の割合が５％を上回り、結果として耐水素脆性が劣化した。また、フェライト組織の割合が高かったため、引張強さが１５００ＭＰａを下回り、耐水素脆性も劣化した。
　Ｃ－３は焼鈍工程での最高加熱温度が高すぎたため、Ｍｎの濃化部が解消され、結果として１．１×［Ｍｎａｖｅ］を満たす領域が減少し、耐水素脆性が低下した。
　Ｄ－３は焼鈍工程での最高加熱温度での保持時間が短かったため、マルテンサイトの組織割合が９０％を下回り、引張強さが１５００ＭＰａを下回った。
　Ｅ－３は焼鈍工程での最高加熱温度での保持時間が長かったため、Ｍｎが拡散し、Ｍｎ濃化部の分散状態が解消され、１．１×［Ｍｎａｖｅ］を満たす領域が減少し、耐水素脆性が低下した。
　Ｆ－３は焼鈍工程での最高加熱温度からの冷却速度が遅すぎたため、フェライトおよびベイナイト変態がおき、結果として引張強さが１５００ＭＰａを下回った。
　Ｉ－３は焼戻し温度が高かったため、マルテンサイト組織中の転位密度が低下し、結果として引張強さが１５００ＭＰａを下回った。
　Ｋ－３は冷却停止温度が高すぎたため、ベイナイト変態が起き、結果として引張強さが１５００ＭＰａを下回った。
　図１は、実施例１及び実施例２の鋼板について、耐水素脆性に与える１．１×［Ｍｎａｖｅ］となる領域の平均間隔と１．１×［Ｍｎａｖｅ］となる領域の個数密度との影響を示したグラフである。図中の〇は、耐水素脆性に優れる鋼板を示し、図中の×は耐水素脆性に劣る例を示している。図１から明らかなように、１．１×［Ｍｎａｖｅ］となる領域の平均間隔を１０．０μｍ以下、かつ１．１×［Ｍｎａｖｅ］の領域の個数密度を５．０×１０－４個／μｍ２以上に制御することで、耐水素脆性に優れた鋼板が得られることがわかる。
　本発明によれば、高強度かつ耐水素脆化特性に優れた鋼板を提供することができる。この鋼板は、自動車用鋼板等に適用した場合、車体を軽量化して燃費を向上させることに寄与する。

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．１５０～０．４００％、
    Ｓｉ：０．０１～２．００％、
    Ｍｎ：０．８～２．０％、
    Ｐ：０．０００１～０．０２００％、
    Ｓ：０．０００１～０．０２００％、
    Ａｌ：０．００１～１．０００％、
    Ｎ：０．０００１～０．０２００％、
    Ｏ：０．０００１～０．０２００％、
    Ｃｏ：０～０．５００％、
    Ｎｉ：０～１．０００％、
    Ｍｏ：０～１．０００％、
    Ｃｒ：０～２．０００％、
    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％、
    Ｍｇ：０～０．０５０％、
    Ｃａ：０～０．０５０％、
    Ｙ：０～０．０５０％、
    Ｚｒ：０～０．０５０％、
    Ｌａ：０～０．０５０％、
    Ｃｅ：０～０．０５０％、
    Ｓｎ：０～０．０５０％、
    Ｓｂ：０～０．０５０％、
    Ａｓ：０～０．０５０％、及び
    残部：Ｆｅおよび不純物
    からなる化学組成を有し、
    　ミクロ組織が、面積率で、
    フェライト：５．０％以下、
    マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイト：合計で９０．０％超、及び
    残部：ベイナイト、パーライト及び残留オーステナイトの１種または２種以上
    からなり、
    　板厚方向の断面において、前記板厚方向全体のＭｎ含有量の平均を［Ｍｎａｖｅ］としたとき、Ｍｎ含有量が１．１×［Ｍｎａｖｅ］以上である領域が、個数密度が５．０×１０－４個／μｍ２以上であって、かつ、最も近い他のＭｎ含有量が１．１×［Ｍｎａｖｅ］以上である領域との間隔が平均で１０．０μｍ以下となるように存在し、
    　引張強さが１５００ＭＰａ以上である、
    ことを特徴とする鋼板。
  2. 　前記化学組成が、
    Ｃｏ：０．０１～０．５００％、
    Ｎｉ：０．０１～１．０００％、
    Ｍｏ：０．０１～１．０００％、
    Ｃｒ：０．００１～２．０００％、
    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％、
    Ｍｇ：０．０００１～０．０５０％、
    Ｃａ：０．００１～０．０５０％、
    Ｙ：０．００１～０．０５０％、
    Ｚｒ：０．００１～０．０５０％、
    Ｌａ：０．００１～０．０５０％、
    Ｃｅ：０．００１～０．０５０％、
    Ｓｎ：０．００１～０．０５０％、
    Ｓｂ：０．００１～０．０５０％、及び
    Ａｓ：０．００１～０．０５０％、
    からなる群から選択される１種または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。
  3. 　表面に、亜鉛、アルミニウム、マグネシウムまたはそれらの合金を含む被膜層を有する、
    ことを特徴とする、請求項１または２に記載の鋼板。
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