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WO2018055695A1 - 鋼板 - Google Patents

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WO2018055695A1
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WO
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less
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low
bainite
rolling
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PCT/JP2016/077844
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English (en)
French (fr)
Inventor
邦夫 林
東　昌史
Original Assignee
新日鐵住金株式会社
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Publication date
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Priority to KR1020187036757A priority patent/KR102221391B1/ko
Priority to MX2018016000A priority patent/MX2018016000A/es
Priority to PCT/JP2016/077844 priority patent/WO2018055695A1/ja
Priority to US16/312,214 priority patent/US10787727B2/en
Priority to EP16916765.7A priority patent/EP3517644B1/en
Priority to BR112018076347-0A priority patent/BR112018076347A2/pt
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel plate suitable for automobiles, building materials, home appliances, and the like.
  • TRIP steel plate using transformation induced plasticity TRIP
  • An object of the present invention is to provide a steel sheet that can achieve both tensile strength, ductility, hole expansibility, hydrogen embrittlement resistance and toughness.
  • the present inventors have intensively studied to solve the above problems.
  • the main phase is tempered martensite and / or bainite having a predetermined effective crystal grain size, or both, and the iron-based carbide having a predetermined number density is included in the tempered martensite and the lower bainite. It has been found that tensile strength, ductility, hole expansibility, hydrogen embrittlement resistance and toughness can be compatible.
  • the inventor of the present application has come up with the following aspects of the invention as a result of further intensive studies based on such knowledge.
  • Nb 0.005% to 0.3%
  • Ti 0.005% to 0.3%
  • V 0.005% to 0.3%
  • the steel structure and the effective crystal grain size of tempered martensite and bainite are appropriate, the tensile strength, ductility, hole expansibility, hydrogen embrittlement resistance and toughness can be compatible.
  • the steel sheet according to this embodiment has a volume fraction of tempered martensite and bainite: 70% or more and less than 92% in total, retained austenite: 8% or more and less than 30%, ferrite: less than 10%, fresh martensite: 10% And pearlite: a steel structure represented by less than 10%.
  • Tempered martensite and bainite are low-temperature transformation structures containing iron-based carbides, and contribute to both hole expandability and hydrogen embrittlement resistance.
  • the total volume fraction of tempered martensite and bainite is less than 70%, it becomes difficult to sufficiently achieve both hole expandability and hydrogen embrittlement resistance. Therefore, the total volume fraction of tempered martensite and bainite is 70% or more in total.
  • the volume fraction of tempered martensite and bainite is 92% or more, residual austenite described later is insufficient. Therefore, the volume fraction of tempered martensite and bainite is less than 92%.
  • Tempered martensite is an aggregate of lath-like crystal grains and contains iron-based carbide having a major axis of 5 nm or more inside.
  • the iron-based carbide contained in the tempered martensite has a plurality of variants, and the iron-based carbide existing in one crystal grain extends in a plurality of directions.
  • Bainite includes upper bainite and lower bainite.
  • Lower bainite is an aggregate of lath-like crystal grains, and contains iron-based carbide having a major axis of 5 nm or more inside. However, unlike tempered martensite, the iron-based carbide contained in the lower bainite has a single variant, and the iron-based carbide existing in one crystal grain extends substantially in a single direction. .
  • substantially single direction means a direction in which the angle difference is within 5 °.
  • Upper bainite is a collection of lath-like crystal grains that do not contain iron-based carbides inside.
  • the tempered martensite and the lower bainite can be discriminated based on whether the direction of extension of the iron-based carbide is plural or single. If the total volume fraction of tempered martensite and bainite is 70% or more, the breakdown is not limited. This is because, as will be described in detail later, the iron-based carbide variant does not affect the compatibility between hole expandability and hydrogen embrittlement resistance. However, since the formation of bainite requires a relatively long holding at 300 ° C. to 500 ° C., a higher ratio of tempered martensite is desirable from the viewpoint of productivity.
  • Residual austenite contributes to the improvement of ductility through transformation induced plasticity (TRIP). If the volume fraction of retained austenite is less than 8%, sufficient ductility cannot be obtained. Therefore, the volume fraction of retained austenite is 8% or more, preferably 10% or more. On the other hand, when the volume fraction of retained austenite is 30% or more, tempered martensite and bainite are insufficient. Therefore, the volume fraction of retained austenite is less than 30%.
  • Ferrite is a soft structure that does not contain a substructure such as lath inside, and is likely to crack due to a difference in strength at the interface with tempered martensite and bainite, which are hard structures. That is, ferrite tends to deteriorate toughness and hole expandability. Ferrite also degrades low temperature toughness. Therefore, the lower the volume fraction of ferrite, the better. In particular, when the volume fraction of ferrite is 10% or more, the toughness and the hole expandability are significantly reduced. Therefore, the volume fraction of ferrite is less than 10%.
  • Fresh martensite is an as-quenched martensite that does not contain iron-based carbides, and contributes to an improvement in strength, but significantly deteriorates the hydrogen embrittlement resistance.
  • Fresh martensite also causes deterioration in low-temperature toughness due to a difference in hardness from tempered martensite and bainite. Therefore, the lower the volume fraction of fresh martensite, the better. In particular, the volume fraction of fresh martensite is 10% or more, and the deterioration of hydrogen embrittlement resistance is remarkable. Therefore, the volume fraction of fresh martensite is set to less than 10%.
  • Pearlite deteriorates toughness and hole expansibility like ferrite. Therefore, the lower the pearlite volume fraction, the better. In particular, when the volume fraction of pearlite is 10% or more, the toughness and the hole expandability are significantly reduced. Therefore, the pearlite volume fraction is less than 10%.
  • a matching interface is included between the iron-based carbide in the tempered martensite and lower bainite and the parent phase, and matching strain exists at the matching interface.
  • This matched strain exhibits hydrogen trapping ability, improves the resistance to hydrogen embrittlement, and improves the delayed fracture resistance. If the number density of such iron-based carbides is less than 1.0 ⁇ 10 6 (pieces / mm 2 ), sufficient hydrogen embrittlement resistance cannot be obtained.
  • the number density of iron-based carbides in the tempered martensite and lower bainite is 1.0 ⁇ 10 6 (pieces / mm 2 ) or more, preferably 2.0 ⁇ 10 6 (pieces / mm 2 ) or more, and more Desirably, it should be 3.0 ⁇ 10 6 (pieces / mm 2 ) or more.
  • the iron-based carbide is a general term for carbides mainly composed of Fe and C.
  • ⁇ carbide, ⁇ carbide, and cementite ( ⁇ carbide) having different crystal structures belong to the iron-based carbide.
  • Iron-based carbides have a specific orientation relationship in the parent phase martensite and lower bainite. Part of Fe contained in the iron-based carbide may be substituted with other elements of Mn, Si, and Cr. Even in this case, if the number density of the iron-based carbide having a major axis length of 5 nm or more is 1.0 ⁇ 10 6 (pieces / mm 2 ) or more, excellent hydrogen embrittlement resistance can be obtained.
  • the number density counting object is iron-based carbide with a major axis size of 5 nm or more. Although there is a limit to the size that can be observed with a scanning electron microscope and a transmission electron microscope, iron-based carbides having a major axis size of 5 nm or more are generally observable.
  • the tempered martensite and the lower bainite may contain an iron-based carbide having a major axis size of less than 5 nm. The finer the iron-based carbide, the better the hydrogen embrittlement resistance.
  • the iron-based carbide is fine, for example, the average length of the long axis is desirably 350 nm or less, more desirably 250 nm or less, and even more desirably 200 nm or less.
  • iron-based carbides contribute to the improvement of hydrogen embrittlement resistance.
  • suppression of precipitation of iron-based carbides is particularly important, and precipitation of iron-based carbides has been suppressed.
  • the steel sheet containing retained austenite and fine iron-based carbide has not been studied so far, and the effect of improving the hydrogen embrittlement resistance due to the iron-based carbide in TRIP steel has not been found.
  • the effective crystal grain size of tempered martensite and bainite will be described. A method for measuring the effective crystal grain size of tempered martensite and bainite will be described later. However, if the effective crystal grain size of tempered martensite and bainite exceeds 5 ⁇ m, sufficient toughness cannot be obtained. Therefore, the effective crystal grain size of tempered martensite and bainite is 5 ⁇ m or less, preferably 3 ⁇ m or less.
  • a sample is taken from the steel sheet using a cross section parallel to the rolling direction and parallel to the thickness direction as an observation surface.
  • the observation surface is polished, nital etched, and the range from the depth of the steel plate to the depth of t / 8 to the depth of 3t / 8 when the thickness of the steel plate is t is an electrolytic radiation type at a magnification of 5000 times.
  • FE-SEM scanning electron microscope
  • Tempered martensite, upper bainite and lower bainite can be distinguished from each other by the presence and absence of iron-based carbides in the lath-like crystal grains and the elongation direction. Such observation is performed for 10 visual fields, and each area fraction of ferrite, pearlite, upper bainite, lower bainite, and tempered martensite is obtained from the average value of 10 visual fields. Since the area fraction is equivalent to the volume fraction, it can be directly used as the volume fraction. In this observation, the number density of iron-based carbides in tempered martensite and lower bainite can also be specified.
  • volume fraction V ⁇ of retained austenite is expressed by the following equation.
  • V ⁇ (I 200f + I 220f + I 311f ) / (I 200b + I 211b ) ⁇ 100
  • I 200f , I 220f , and I 311f are the intensity of diffraction peaks of (200), (220), and (311) of the face-centered cubic lattice (fcc) phase, respectively, and I 200b and I 211b are body-centered cubic lattices, respectively.
  • I 200fcc face-centered cubic lattice
  • Fresh martensite and retained austenite are not sufficiently corroded by nital etching, and can be distinguished from ferrite, pearlite, bainite, and tempered martensite. Therefore, the volume fraction of fresh martensite can be specified by subtracting the volume fraction V ⁇ of retained austenite from the remaining volume fraction in FE-SEM observation.
  • the block boundary is an effective crystal unit for crack propagation that governs toughness. Since the block boundary can be determined in a region surrounded by a boundary having an orientation difference of 10 ° or more, it can be reflected by illustrating a boundary having an orientation difference of 10 ° or more on the crystal orientation map measured by EBSD.
  • the equivalent circle diameter in such a region surrounded by a boundary having an orientation difference of 10 ° or more is defined as an effective crystal grain size. According to the verification by the present inventors, a significant correlation between the effective grain boundary and toughness is confirmed when it is considered that an effective grain boundary exists between measurement points having an orientation difference of 10 ° or more. ing.
  • the chemical composition of the steel plate and the slab used for manufacturing the steel plate according to the embodiment of the present invention will be described.
  • the steel sheet according to the embodiment of the present invention is manufactured through hot rolling, cold rolling, continuous annealing, tempering, and the like of a slab. Therefore, the chemical composition of the steel plate and slab takes into account not only the properties of the steel plate but also these treatments.
  • “%”, which is a unit of content of each element contained in the steel plate and slab, means “mass%” unless otherwise specified.
  • the steel sheet according to the present embodiment is, in mass%, C: 0.15% to 0.45%, Si: 1.0% to 2.5%, Mn: 1.2% to 3.5%, Al: 0.001% to 2.0%, P: 0.02% or less, S: 0.02% or less, N: 0.007% or less, O: 0.01% or less, Mo: 0.0% to 1 0.0%, Cr: 0.0% to 2.0%, Ni: 0.0% to 2.0%, Cu: 0.0% to 2.0%, Nb: 0.0% to 0.3% %, Ti: 0.0% to 0.3%, V: 0.0% to 0.3%, B: 0.00% to 0.01%, Ca: 0.00% to 0.01%, It has a chemical composition represented by Mg: 0.00% to 0.01%, REM: 0.00% to 0.01%, and the balance: Fe and impurities. Examples of the impurities include those contained in raw materials such as ore and scrap and those contained in the manufacturing process.
  • C contributes to the improvement of strength and the improvement of hydrogen embrittlement resistance through the formation of iron-based carbides.
  • the C content is 0.15% or more, preferably 0.18% or more.
  • the C content is 0.45% or less, preferably 0.35% or less.
  • Si contributes to the improvement of strength, or suppresses precipitation of coarse iron-based carbides in austenite, thereby contributing to the formation of stable retained austenite at room temperature. If the Si content is less than 1.0%, the precipitation of coarse iron-based carbides cannot be sufficiently suppressed. Therefore, the Si content is 1.0% or more, preferably 1.2% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 2.5%, the formability deteriorates due to the embrittlement of the steel sheet. Therefore, the Si content is set to 2.5% or less, preferably 2.0% or less.
  • Mn contributes to improvement in strength or suppresses ferrite transformation during cooling after annealing. If the Mn content is less than 1.2%, ferrite is excessively generated, and it is difficult to ensure sufficient tensile strength, for example, 980 MPa or more. Therefore, the Mn content is 1.2% or more, preferably 2.2% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 3.5%, the slab and the hot-rolled steel sheet are excessively strengthened and the productivity is lowered. Therefore, the Mn content is 3.5% or less, preferably 2.8% or less. From the viewpoint of manufacturability, Mn is desirably 3.00% or less.
  • Al 0.001% to 2.0%
  • Al is inevitably contained in the steel, but suppresses the precipitation of coarse iron-based carbides in austenite, and contributes to the formation of stable austenite at room temperature. Al also functions as a deoxidizer. Therefore, Al may be contained. On the other hand, if the Al content exceeds 2.0%, the productivity is lowered. Therefore, Al is set to 2.0% or less, preferably 1.5% or less. Reduction of the Al content is costly, and if it is attempted to reduce it to less than 0.001%, the cost increases remarkably. For this reason, Al content shall be 0.001% or more.
  • P 0.02% or less
  • P is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. P tends to segregate in the central part in the thickness direction of the steel sheet and embrittles the weld. For this reason, the lower the P content, the better. In particular, when the P content exceeds 0.02%, the weldability is significantly reduced. Therefore, the P content is 0.02% or less, preferably 0.015% or less. Reduction of the P content requires a cost, and if it is attempted to reduce it to less than 0.0001%, the cost increases remarkably. For this reason, the P content may be 0.0001% or more.
  • S is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example.
  • S forms coarse MnS and reduces hole expansibility.
  • S may reduce weldability and may reduce manufacturability of casting and hot rolling. For this reason, the lower the S content, the better.
  • the S content is 0.02% or less, preferably 0.005% or less. Reduction of the S content is costly, and if it is attempted to reduce it to less than 0.0001%, the cost will increase significantly, and if it is attempted to reduce it to less than 0.0001%, the cost will further increase significantly. For this reason, S content is good also as 0.0001% or more.
  • N is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. N forms coarse nitrides and degrades bendability and hole expansibility. N also causes blowholes during welding. For this reason, the lower the N content, the better. In particular, when the N content exceeds 0.007%, the bendability and hole expansibility are significantly reduced. Therefore, the N content is 0.007% or less, preferably 0.004% or less. Reduction of the N content is costly, and if it is attempted to reduce it to less than 0.0005%, the cost increases remarkably. For this reason, the N content may be 0.0005% or more.
  • O is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example. O forms an oxide and deteriorates moldability. For this reason, the lower the O content, the better. In particular, when the O content exceeds 0.01%, the moldability is significantly reduced. Therefore, the O content is 0.01% or less, and preferably 0.005% or less. Reduction of the O content is costly, and if it is attempted to reduce it to less than 0.0001%, the cost increases remarkably. For this reason, the O content may be 0.0001% or more.
  • Mo, Cr, Ni, Cu, Nb, Ti, V, B, Ca, Mg, and REM are not essential elements, but are optional elements that may be appropriately contained in steel plates and slabs up to a predetermined amount.
  • Mo, Cr, Ni, and Cu contribute to the improvement of strength or suppress ferrite transformation during cooling after annealing. Therefore, Mo, Cr, Ni, Cu or any combination thereof may be contained.
  • the Mo content is preferably 0.01% or more
  • the Cr content is preferably 0.05% or more
  • the Ni content is 0.05% or more
  • the Cu content is 0.05% or more.
  • the Mo content is over 1.0%, the Cr content is over 2.0%, the Ni content is over 2.0%, or the Cu content is 2.0%. If it is over, the productivity of hot rolling is lowered.
  • the Mo content is 1.0% or less
  • the Cr content is 2.0% or less
  • the Ni content is 2.0% or less
  • the Cu content is 2.0% or less. That is, Mo: 0.01% to 1.0%, Cr: 0.05% to 2.0%, Ni: 0.05% to 2.0%, or Cu: 0.05% to 2.0% Or any combination thereof is preferable.
  • Nb 0.0% to 0.3%, Ti: 0.0% to 0.3%, V: 0.0% to 0.3%)
  • Nb, Ti and V generate alloy carbonitrides and contribute to the improvement of strength through precipitation strengthening and fine grain strengthening. Therefore, Nb, Ti or V or any combination thereof may be contained.
  • the Nb content is preferably 0.005% or more
  • the Ti content is preferably 0.005% or more
  • the V content is 0.005% or more. It is preferable.
  • the Nb content is more than 0.3%, the Ti content is more than 0.3%, or the V content is more than 0.3%, the alloy carbonitride is excessively precipitated. As a result, moldability deteriorates.
  • the Nb content is 0.3% or less
  • the Ti content is 0.3% or less
  • the V content is 0.3% or less. That is, Nb: 0.005% to 0.3%, Ti: 0.005% to 0.3%, or V: 0.005% to 0.3%, or any combination thereof is preferable. .
  • B (B: 0.00% to 0.01%) B reinforces grain boundaries or suppresses ferrite transformation during cooling after annealing. Therefore, B may be contained. In order to sufficiently obtain this effect, the B content is preferably 0.0001% or more. On the other hand, if the B content is more than 0.01%, the hot rolling productivity is lowered. Therefore, the B content is 0.01% or less. That is, it is preferable that B: 0.0001% to 0.01% is satisfied.
  • Ca, Mg, and REM contribute to improving the hole expanding property by controlling the form of oxides and sulfides. Therefore, Ca, Mg, REM, or any combination thereof may be contained.
  • the Ca content is preferably 0.0005% or more
  • the Mg content is preferably 0.0005% or more
  • the REM content is 0.0005% or more. It is preferable.
  • the Ca content exceeds 0.01%, the Mg content exceeds 0.01%, or the REM content exceeds 0.01%, the manufacturability such as castability deteriorates. To do.
  • the Ca content is 0.01% or less
  • the Mg content is 0.01% or less
  • the REM content is 0.01% or less. That is, it is preferable that Ca: 0.0005% to 0.01%, Mg: 0.0005% to 0.01%, or REM: 0.0005% to 0.01%, or any combination thereof is satisfied. .
  • REM rare earth metal refers to a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and “REM content” means the total content of these 17 elements.
  • REM is added by, for example, misch metal, and misch metal may contain a lanthanoid in addition to La and Ce.
  • a simple metal such as metal La or metal Ce may be used.
  • excellent ductility, hole expansibility, hydrogen embrittlement resistance, and toughness can be obtained while obtaining high tensile strength, for example, 980 MPa or more, preferably 1180 MPa or more.
  • Hot rolling rough rolling and finish rolling are performed.
  • the manufacturing method of the slab to be subjected to hot rolling is not limited, and a continuous cast slab may be used, or a thin slab caster or the like may be used. Moreover, you may perform hot rolling immediately after continuous casting.
  • the cast slab is heated to 1150 ° C. or higher after casting without cooling or once cooling.
  • the heating temperature is desirably less than 1350 ° C.
  • finish rolling continuous rolling is performed using 5 to 7 finish rolling mills arranged at intervals of about 5 m. Then, the final three-stage rolling is performed at 1020 ° C. or less, the total rolling reduction of the final three-stage rolling is set to 40% or more, and the passing time of the final three-stage rolling is set to 2.0 seconds or less. In addition, water cooling is started at an elapsed time of 1.5 seconds or less from the rolling of the final stage.
  • the final three-stage rolling means rolling using the last three rolling mills. For example, when performing continuous rolling with six rolling mills, it means rolling with the fourth to sixth rolling mills, and the total rolling reduction of the final three stages of rolling is the same as that of the fourth rolling mill.
  • t4 is the thickness when entering and t6 is the thickness when coming out of the sixth rolling mill.
  • the passing time of the last three stages of rolling means the time from when the steel plate comes out of the fourth rolling mill until it comes out of the sixth rolling mill, and the elapsed time from the rolling of the last stage is It means the time from when the steel plate comes out of the sixth rolling mill until the water cooling starts.
  • There may be a section for measuring the properties of the steel sheet such as temperature and thickness between the final rolling mill and the water cooling equipment.
  • the final three-stage rolling is performed at 1020 ° C. or lower.
  • the final three-stage rolling is performed at 1020 ° C. or lower, so that the entrance temperature in the fourth rolling mill is set to 1020 ° C. or lower, and due to processing heat generated during the subsequent rolling.
  • the temperature of the steel plate should not exceed 1020 ° C.
  • the total rolling reduction of the final three-stage rolling is set to 40% or more.
  • the passing time of the final three-stage rolling depends on the time between passes, and the longer the passing time, the longer the time between passes, and the recrystallization and grain growth of austenite grains tend to proceed between two continuous rolling mills. And when this transit time exceeds 2.0 seconds, recrystallization and grain growth of austenite grains tend to become remarkable. Therefore, the passing time of the final three-stage rolling is set to 2.0 seconds or less. From the viewpoint of suppressing recrystallization and grain growth of austenite grains, the shorter the elapsed time from the rolling of the final stage to the start of water cooling, the better. When this elapsed time exceeds 1.5 seconds, recrystallization and grain growth of austenite grains tend to become remarkable.
  • the elapsed time from the rolling of the final stage to the start of water cooling is 1.5 seconds or less. Even if there is a section for measuring the properties of the steel sheet such as temperature and thickness between the rolling mill in the final stage and the water cooling equipment, even if water cooling cannot be started immediately, the elapsed time is 1.5 seconds or less If so, recrystallization and grain growth of austenite grains can be suppressed.
  • the austenite grains may be refined by cooling with a water-cooled nozzle or the like immediately after finish rolling within a range not impairing the finish rolling ability.
  • a plurality of rough rolled plates obtained by rough rolling may be joined and these may be continuously subjected to finish rolling. Further, the rough rolled plate may be wound up once and then subjected to finish rolling while unwinding.
  • the finish rolling temperature (finishing temperature of finish rolling) is 850 ° C. or higher and 950 ° C. or lower. If the finish rolling temperature is a two-phase region of austenite and ferrite, the structure of the steel sheet becomes non-uniform, and excellent formability cannot be obtained. Further, when the finish rolling temperature is less than 850 ° C., the rolling load becomes high. From the viewpoint of refining austenite grains, the finish rolling temperature is desirably 930 ° C. or lower.
  • the coiling temperature after hot rolling is 730 ° C or lower.
  • the coiling temperature exceeds 730 ° C.
  • the effective crystal grain size of tempered martensite and bainite in the steel sheet cannot be reduced to 5 ⁇ m or less.
  • the coiling temperature exceeds 730 ° C.
  • a thick oxide is formed on the surface of the steel sheet, and the pickling property may be lowered.
  • the coiling temperature is desirably 680 ° C. or lower.
  • the lower limit of the coiling temperature is not limited, the coiling temperature is desirably higher than the room temperature because it is technically difficult to wind it below room temperature.
  • the hot-rolled steel sheet obtained by hot rolling is pickled once or twice or more. Pickling removes surface oxides produced during hot rolling. Pickling also contributes to the improvement of chemical conversion treatment properties of cold-rolled steel plates and the plating properties of plated steel plates.
  • the hot rolled steel sheet may be heated to 300 ° C. to 730 ° C. between hot rolling and cold rolling.
  • This heat treatment (tempering treatment) softens the hot-rolled steel sheet and facilitates cold rolling.
  • the temperature of this heat treatment is 730 ° C. or lower, preferably 650 ° C. or lower.
  • the tempering effect is insufficient and the hot-rolled steel sheet is not sufficiently softened.
  • the temperature of this heat treatment is 300 ° C. or higher, preferably 400 ° C. or higher.
  • various alloy carbides are precipitated during the heat treatment, and it becomes difficult to remelt these alloy carbides during the subsequent continuous annealing, so that desired mechanical properties can be obtained. There is a possibility of disappearing.
  • Cold rolling After pickling, cold rolling of the hot-rolled steel sheet is performed.
  • the rolling reduction in cold rolling is 30% to 90%. If the rolling reduction is less than 30%, austenite grains become coarse during annealing, and the effective crystal grain size of tempered martensite and bainite in the steel sheet cannot be made 5 ⁇ m or less. Therefore, the rolling reduction is 30% or more, preferably 40% or more. On the other hand, if the rolling reduction exceeds 90%, the rolling load is too high and the operation becomes difficult. Therefore, the rolling reduction is 90% or less, preferably 70% or less.
  • the number of rolling passes and the rolling reduction per pass are not limited.
  • Continuous annealing After cold rolling, continuous annealing of the cold-rolled steel sheet obtained by cold rolling is performed. Continuous annealing is performed, for example, in a continuous annealing line or a continuous hot dip galvanizing line.
  • the maximum heating temperature in continuous annealing is 760 to 900 ° C. When the maximum heating temperature is less than 760 ° C., the total volume fraction of tempered martensite and bainite is less than 70%, and it is impossible to achieve both hole expandability and hydrogen embrittlement resistance.
  • the maximum heating temperature exceeds 900 ° C.
  • the austenite grains become coarse, and the effective crystal grain size of tempered martensite and bainite in the steel sheet cannot be reduced to 5 ⁇ m or less, or the cost increases easily.
  • the holding time is desirably 1000 seconds or less. It may be held isothermally at the maximum heating temperature, or cooling may be started immediately after the gradient heating is performed and the maximum heating temperature is reached.
  • the average heating rate from room temperature to the maximum heating temperature is 2 ° C / second or more.
  • the average heating rate is less than 2 ° C./second, the strain introduced by cold rolling is released during the temperature rise, the austenite grains become coarse, and the effective crystal grain size of tempered martensite and bainite in the steel sheet cannot be reduced to 5 ⁇ m or less. .
  • the temperature After holding for 20 seconds or more in the temperature range of 760 ° C. to 900 ° C., the temperature is cooled to 150 ° C. to 300 ° C., and the average cooling rate from the holding temperature to 300 ° C. is 5 ° C./second or more. If the cooling stop temperature at this time exceeds 300 ° C., even if the cooling stop temperature is higher than the martensite transformation start temperature, or even if the cooling stop temperature is equal to or lower than the martensite transformation start temperature, sufficient martensite may not be generated. To do. As a result, the total volume fraction of tempered martensite and bainite is less than 70%, and the hole expandability and hydrogen embrittlement resistance cannot be compatible.
  • the cooling stop temperature is less than 150 ° C.
  • martensite is excessively generated, and the volume fraction of retained austenite is less than 8%.
  • the average cooling rate from the holding temperature to 300 ° C. is less than 5 ° C./second, ferrite is excessively generated during cooling and sufficient martensite is not generated. From the viewpoint of cost, the average cooling rate is desirably 300 ° C./second or less.
  • the cooling method is not limited, and for example, hydrogen gas cooling, roll cooling, air cooling, water cooling, or any combination thereof can be performed. During this cooling, nucleation sites for precipitating fine iron-based carbides during subsequent tempering are introduced into the martensite.
  • the cooling stop temperature is important, and the holding time after the stop is not limited. This is because the volume fraction of tempered martensite and bainite depends on the cooling stop temperature but does not depend on the holding time.
  • the reheating temperature exceeds 500 ° C.
  • martensite is excessively tempered, and a sufficient tensile strength, for example, a tensile strength of 980 MPa or more cannot be obtained. Further, the precipitated iron-based carbide becomes coarse, and sufficient hydrogen embrittlement resistance may not be obtained. Furthermore, even if Si is contained, carbides are generated in austenite and austenite is decomposed, so that the volume fraction of retained austenite is less than 8% and sufficient formability cannot be obtained. As the volume fraction of retained austenite decreases, the volume fraction of fresh martensite may become 10% or more.
  • the holding time is desirably 1000 seconds or less. It may be kept isothermal in a temperature range of 300 ° C. to 500 ° C., and cooling or heating may be performed in this temperature range.
  • the steel sheet according to the embodiment of the present invention can be manufactured.
  • a plating treatment of Ni, Cu, Co, Fe, or any combination thereof may be performed.
  • chemical conversion processability and paintability can be improved.
  • the steel sheet is heated in an atmosphere having a dew point of ⁇ 50 ° C. to 20 ° C., and the form of oxides formed on the surface of the steel sheet may be controlled to further improve the chemical conversion.
  • Chemical conversion property may be improved by once raising the dew point in the furnace, oxidizing Si, Mn, etc., which adversely affects chemical conversion property, inside the steel sheet, and then performing reduction treatment.
  • you may electroplate on a steel plate. The tensile strength, ductility, hole expandability, hydrogen embrittlement resistance and toughness of the steel sheet are not affected by the electroplating process.
  • the steel plate according to this embodiment is also suitable as a material for electroplating.
  • hot dip galvanizing treatment may be performed on the steel sheet.
  • the above-described continuous annealing and tempering treatment is performed in a continuous hot dip galvanizing line, and subsequently the steel plate is immersed in a plating bath at a temperature of 400 ° C. to 500 ° C.
  • the temperature of the steel sheet is less than 400 ° C., the heat removal from the plating bath during immersion penetration is large, and a part of the molten zinc is solidified, which may impair the appearance of the plating.
  • the temperature of the steel plate exceeds 500 ° C., there is a possibility that an operation trouble accompanying the temperature increase of the plating bath may occur.
  • the temperature of the steel sheet after tempering is less than 400 ° C., it may be heated to 400 ° C. to 500 ° C. before immersion.
  • the plating bath may be a pure zinc plating bath and may contain Fe, Al, Mg, Mn, Si, Cr, or any combination thereof in addition to zinc.
  • a hot-dip galvanized steel sheet having a plated layer mainly composed of Zn can be obtained.
  • the Fe content of the plated layer of the hot dip galvanized steel sheet is generally less than 7%.
  • Alloying treatment may be performed on the hot-dip galvanized steel sheet.
  • the temperature of the alloying treatment is 450 ° C. to 550 ° C. When the temperature of the alloying treatment is less than 450 ° C., the progress of alloying is slow and the productivity is low. If the temperature of the alloying treatment exceeds 550 ° C., austenite is decomposed and excellent formability cannot be obtained, or tempered martensite is excessively softened and sufficient tensile strength cannot be obtained.
  • the Fe content of the plating layer of the galvannealed steel sheet is approximately 7% or more. Since the melting point of the plated layer of the galvannealed steel sheet is higher than the melting point of the galvanized steel sheet, the galvannealed steel sheet is excellent in spot weldability.
  • any of the Sendzimer method, the total reduction furnace method, and the flux method may be employed.
  • the Sendzimer method after degreasing pickling, heating in a non-oxidizing atmosphere, annealing in a reducing atmosphere containing H 2 and N 2 , cooling to near the plating bath temperature, and immersing in a plating bath.
  • the all-reduction furnace method the atmosphere during annealing is adjusted, the surface of the steel sheet is first oxidized, and after that, it is reduced before being cleaned to be immersed in a plating bath.
  • the flux method after the steel sheet is degreased and pickled, flux treatment is performed using ammonium chloride or the like, and the steel sheet is immersed in a plating bath.
  • Skin pass rolling may be performed after tempering, after plating or after alloying.
  • the rolling reduction of the skin pass rolling is 1.0% or less. When the rolling reduction exceeds 1.0%, the volume fraction of retained austenite is significantly reduced during skin pass rolling. If the rolling reduction is less than 0.1%, the effect of skin pass rolling is small and control is difficult.
  • Skin pass rolling may be performed in-line in the continuous annealing line, or may be performed off-line after completion of continuous annealing in the continuous annealing line. Skin pass rolling may be performed once, or may be performed in a plurality of times so that the total rolling reduction is 1.0% or less.
  • a slab having the chemical composition shown in Table 1 was heated to 1230 ° C. and hot-rolled under the conditions shown in Tables 2 and 3 to obtain a hot-rolled steel sheet having a thickness of 2.5 mm.
  • hot rolling water cooling was performed after rough rolling and finish rolling using six rolling mills, and then the hot-rolled steel sheet was wound up.
  • Tables 2 and 3 “CR” indicates a cold rolled steel sheet, “GI” indicates a hot dip galvanized steel sheet, and “GA” indicates an alloyed hot dip galvanized steel sheet.
  • the “extraction temperature” in Tables 2 and 3 is the temperature of the slab when extracted from the heating furnace in the slab heating before rough rolling.
  • “Number of passes” is the number of passes of rolling with a rolling reduction of 40% or more at 1000 ° C. or more and 1150 ° C. or less. “Time between first passes” is the time from when the steel plate comes out of the fourth rolling mill until it enters the fifth rolling mill. “Time between the second passes” is the fifth time between the steel plates. It is the time from the time when the rolling mill comes out to the time when it enters the sixth rolling mill. “Elapsed time” is the time from when the steel plate comes out from the sixth rolling mill to when water cooling starts, and “passing time” is 6 after the steel plate comes out from the fourth rolling mill. Time until it comes out of the second rolling mill.
  • Total reduction ratio is “(t4 ⁇ t6) / t4, where t4 is the thickness when entering the fourth rolling mill and t6 is the thickness when coming out of the sixth rolling mill. X100 (%) ".
  • the balance of the chemical composition shown in Table 1 is Fe and impurities.
  • the underline in Table 1 indicates that the numerical value is out of the scope of the present invention.
  • the underline in Table 2 and Table 3 indicates that the numerical value is out of the range suitable for manufacturing the steel sheet according to the present invention.
  • the hot-rolled steel sheet was pickled and cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.2 mm.
  • the continuous annealing and tempering processing of the cold-rolled steel sheet were performed under the conditions shown in Tables 4 and 5, and skin pass rolling with a rolling rate of 0.1% was performed.
  • the holding temperature in Tables 4 and 5 was set as the maximum heating temperature.
  • the cooling rate is an average cooling rate from the holding temperature to 300 ° C.
  • the alloying process was performed on the conditions shown in Table 4 and Table 5 between the hot dip galvanization process and skin pass rolling.
  • the hot dip galvanizing treatment continuous hot dip galvanizing equipment was used, and continuous annealing, tempering treatment, and hot dip galvanizing treatment were continuously performed.
  • the underline in Table 4 and Table 5 indicates that the numerical value is out of the range suitable for manufacturing the steel sheet according to the present invention.
  • the desirable ranges here are a tensile strength TS of 980 MPa or more, a ductility index (TS ⁇ El) of 15000 MPa% or more, and a hole expansibility index (TS 1.7 ⁇ ⁇ ) of 5000000 MPa 1.7 % or more. .
  • a strip-shaped test piece of 100 mm ⁇ 30 mm whose longitudinal direction is the direction perpendicular to the rolling direction was taken from the steel plate, and holes for applying stress were formed at both ends thereof.
  • the test piece was bent at a radius of 10 mm, a strain gauge was attached to the surface of the bending top of the test piece, a bolt was passed through the holes at both ends, and a nut was attached to the tip of the bolt. Then, bolts and nuts were tightened to apply stress to the test piece.
  • the applied stress was 60% and 90% of the maximum tensile strength TS separately measured by a tensile test, and when applying the stress, the strain that could be read from the strain gauge was converted to stress using Young's modulus. Then, it was immersed in an aqueous solution of ammonium thiocyanate and charged with electrolytic hydrogen at a current density of 0.1 mA / cm 2 , and the occurrence of cracks after 2 hours was observed. And, it does not break at a load stress of 60% of the maximum tensile strength TS, it is “possible” when it is broken at a load stress of 90% of the maximum tensile strength TS, and it is “bad” when it is broken at both conditions.
  • Tables 8 and 9 In Tables 8 and 9, “good” is represented by “ ⁇ ”, “possible” is represented by “ ⁇ ”, and “bad” is represented by “x”. The underline in Table 8 and Table 9 indicates that the numerical value is out of the desired range.
  • samples A-1, A-6, A-8, B-1, C-1, D-1, E-1, F-1, G which are within the scope of the present invention.
  • -1, G-3, G-4, G-7, H-1, I-1, J-1, K-1, L-1, M-1, N-1, O-1, P-1 Q-1, R-1, S-1, S-7, T-1, U-1, V-1, W-1, W-3, X-1 and Y-1 have excellent tensile strength It was possible to obtain ductility, hole expandability, hydrogen embrittlement resistance and toughness.
  • sample A-2 the volume fraction of retained austenite is too low, the volume fraction of fresh martensite is too high, the total volume fraction of tempered martensite and bainite is too low, and the number density of iron-based carbides is too high. Too low, ductility, hole expansibility, hydrogen embrittlement characteristics and toughness were low.
  • sample A-3 the volume fraction of retained austenite was too low, the total volume fraction of tempered martensite and bainite was too high, and the ductility was low.
  • sample A-4 the volume fraction of retained austenite was too low, the volume fraction of fresh martensite was too high, the number density of iron-based carbides was too low, and the ductility, hole expansibility and toughness were low.
  • sample A-5 the volume fraction of retained austenite was too low, the effective crystal grain size of tempered martensite and bainite was too large, and the ductility, hole expansibility and toughness were low.
  • Sample A-7 the volume fraction of retained austenite was too low, and the ductility and toughness were low.
  • sample A-9 the volume fraction of retained austenite was too low, and the ductility, hole expansibility and toughness were low.
  • Sample A-10 the volume fraction of ferrite was too high, the volume fraction of retained austenite was too low, the effective crystal grain size of tempered martensite and bainite was too large, and the hole expandability and toughness were low.
  • sample A-11 the volume fraction of retained austenite was too low, the volume fraction of fresh martensite was too high, the number density of iron-based carbides was too low, and the hole expandability, hydrogen embrittlement characteristics and toughness were low. It was.
  • sample G-2 the volume fraction of ferrite is too high, the volume fraction of retained austenite is too low, the total volume fraction of tempered martensite and bainite is too low, and the effective crystal grain size of tempered martensite and bainite is too small. It was too large, and the hole expandability and toughness were low.
  • Sample G-5 the volume fraction of retained austenite was too low, the number density of iron-based carbides was too low, and the ductility, hole expansibility and toughness were low.
  • sample G-6 the volume fraction of retained austenite was too low and the ductility was low.
  • sample G-8 the volume fraction of ferrite is too high, the volume fraction of retained austenite is too low, the volume fraction of fresh martensite is too high, the effective crystal grain size of tempered martensite and bainite is too large, The number density of the iron-based carbide was too low, and the ductility, hole expandability, hydrogen embrittlement characteristics and toughness were low.
  • sample G-9 the volume fraction of retained austenite was too low, the total volume fraction of tempered martensite and bainite was too high, and the ductility was low.
  • sample S-2 the effective crystal grain sizes of tempered martensite and bainite were too large, and the hole expandability, hydrogen embrittlement resistance, and toughness were low.
  • sample S-3 the effective crystal grain size of tempered martensite and bainite was too large, and the hole expandability and toughness were low.
  • sample S-4 the effective crystal grain size of tempered martensite and bainite was too large and the toughness was low.
  • sample S-5 the volume fraction of retained austenite was too low, the volume fraction of fresh martensite was too high, the total volume fraction of tempered martensite and bainite was too low, and the effective crystal grains of tempered martensite and bainite
  • the diameter was too large, the number density of the iron-based carbide was too low, and the ductility, hole expandability, hydrogen embrittlement characteristics and toughness were low.
  • sample S-6 the effective crystal grain size of tempered martensite and bainite was too large, and the hole expandability and toughness were low.
  • sample S-8 the effective crystal grain size of tempered martensite and bainite was too large and the toughness was low.
  • sample S-9 the number density of the iron-based carbide was too low, and the hole expandability, hydrogen embrittlement resistance, and toughness were low.
  • sample S-10 the volume fraction of ferrite is too high, the volume fraction of retained austenite is too low, the total volume fraction of tempered martensite and bainite is too low, and the effective crystal grain size of tempered martensite and bainite is too low. It was too large and the hole expandability, hydrogen embrittlement resistance and toughness were low.
  • sample S-11 the volume fraction of retained austenite was too low, the volume fraction of fresh martensite was too high, and the hole expandability, hydrogen embrittlement resistance, and toughness were low.
  • sample S-12 the volume fraction of retained austenite is too low, the volume fraction of pearlite is too high, the effective crystal grain size of tempered martensite and bainite is too large, and the hole expandability, hydrogen embrittlement characteristics and The toughness was low.
  • sample S-13 the volume fraction of retained austenite was too low, the volume fraction of fresh martensite was too high, and the ductility and hydrogen embrittlement resistance were low.
  • sample S-14 the volume fraction of retained austenite was too low, and the hole expandability, hydrogen embrittlement characteristics, and toughness were low.
  • sample W-2 the volume fraction of fresh martensite was too high, the volume fraction of retained austenite was too low, and the ductility was low.
  • sample a-1 the C content is too low, the volume fraction of ferrite is too high, the volume fraction of retained austenite is too low, the volume fraction of fresh martensite is too high, and the total of tempered martensite and bainite The volume fraction was too low and the ductility, hole expansibility and toughness were low.
  • sample b-1 the C content was too high, the volume fraction of retained austenite was too low, and the ductility, hole expandability, hydrogen embrittlement resistance, and toughness were low.
  • sample c-1 the Si content was too low, the ferrite volume fraction was too high, the residual austenite volume fraction was too low, the fresh martensite volume fraction was too high, and the total of tempered martensite and bainite.
  • the volume fraction was too low and the ductility was low.
  • the Mn content is too low, the volume fraction of ferrite is too high, the volume fraction of retained austenite is too low, the total volume fraction of tempered martensite and bainite is too low, ductility, hole The spreadability, hydrogen embrittlement resistance and toughness were low.
  • the P content was too high and the hole expandability, hydrogen embrittlement resistance and toughness were low.
  • the S content was too high and the hole expandability, hydrogen embrittlement resistance and toughness were low.
  • the Al content is too high, the volume fraction of ferrite is too high, the volume fraction of retained austenite is too low, the volume fraction of fresh martensite is too high, and the total of tempered martensite and bainite.
  • the volume fraction was too low, and the hole expandability, hydrogen embrittlement resistance and toughness were low.
  • the effective crystal grain sizes of tempered martensite and bainite were too large. For this reason, hole expansibility and toughness were low.
  • the effective crystal grain sizes of tempered martensite and bainite were too large. For this reason, the toughness was low.
  • sample j-1 the effective crystal grain sizes of tempered martensite and bainite were too large. For this reason, the toughness was low.
  • sample k-1 the effective crystal grain sizes of tempered martensite and bainite were too large. For this reason, the toughness was low.
  • sample G-2 the heating rate in continuous annealing was too low. Therefore, the volume fraction of ferrite becomes too high, the volume fraction of retained austenite becomes too low, the total volume fraction of tempered martensite and bainite becomes too low, and the effective crystal grain size of tempered martensite and bainite It became too big.
  • Sample G-5 the holding temperature in the tempering process was too low. For this reason, the volume fraction of retained austenite became too low, and the number density of iron-based carbides became too low.
  • Sample G-6 the cooling stop temperature during continuous annealing was too low, and the holding temperature during tempering was too high. For this reason, the volume fraction of retained austenite became too low.
  • sample S-2 the number of passes under the predetermined conditions in the rough rolling was 0, the entry temperature in the fourth rolling mill in the finish rolling was too high, and the finishing temperature was too high. For this reason, the effective crystal grain size of tempered martensite and bainite became too large.
  • Sample S-3 the passing time of the final three stages of rolling in the finish rolling was too long, and the elapsed time from the rolling of the final stage to the start of water cooling was too long. For this reason, the effective crystal grain size of tempered martensite and bainite became too large.
  • sample S-4 the total rolling reduction in the final three stages in finish rolling was too low. For this reason, the effective crystal grain size of tempered martensite and bainite became too large.
  • sample S-5 the cooling stop temperature in the continuous annealing was too low. For this reason, the volume fraction of fresh martensite becomes too high, the volume fraction of retained austenite becomes too low, the total volume fraction of tempered martensite and bainite becomes too low, and effective grains of tempered martensite and bainite
  • the diameter was too large and the number density of the iron-based carbide was too low.
  • sample S-6 the heating rate in continuous annealing was too low. For this reason, the effective crystal grain size of tempered martensite and bainite became too large.
  • sample S-8 the holding temperature in continuous annealing was too high. For this reason, the effective crystal grain size of tempered martensite and bainite became too large.
  • sample S-9 the holding time in continuous annealing was too short. For this reason, the number density of the iron-based carbide was too low.
  • sample S-10 the cooling stop temperature in the continuous annealing was too low. Therefore, the volume fraction of ferrite becomes too high, the volume fraction of retained austenite becomes too low, the total volume fraction of tempered martensite and bainite becomes too low, and the effective crystal grain size of tempered martensite and bainite It became too big.
  • sample S-11 the holding temperature in the tempering process was too high. For this reason, the volume fraction of fresh martensite became too high, and the volume fraction of retained austenite became too low.
  • sample S-12 the holding time in the tempering process was too long.
  • sample i-1 and sample j-1 the entry temperature in the fourth rolling mill in finish rolling was too high. For this reason, the effective crystal grain size of tempered martensite and bainite became too large.
  • sample k-1 the passing time of the last three stages of rolling in the finish rolling was too long, and the elapsed time from the last stage rolling to the start of water cooling was too long. For this reason, the effective crystal grain size of tempered martensite and bainite became too large.
  • sample 1-1 the extraction temperature from the heating furnace was too low. For this reason, the temperature before finish rolling became too low and finish annealing was not performed.
  • the present invention can be used, for example, in industries related to steel plates suitable for automobile parts.

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Abstract

鋼板は所定の化学組成を有し、体積分率で、焼戻しマルテンサイト及びベイナイト：合計で７０％以上９２％未満、残留オーステナイト：８％以上３０％未満、フェライト：１０％未満、フレッシュマルテンサイト：１０％未満、かつパーライト：１０％未満、で表される鋼組織を有する。焼戻しマルテンサイト及び下部ベイナイト中の鉄基炭化物の個数密度が１．０×１０６（個／ｍｍ２）以上であり、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径が５μｍ以下である。

Description

鋼板
　本発明は、自動車、建材、家電製品等に好適な高強度鋼板に関する。
　自動車の軽量化及び衝突安全性の向上のために、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の自動車部材への適用が急速に拡大している。また、良好な延性が得られる高強度鋼板として、変態誘起塑性（transformation induced plasticity：ＴＲＩＰ）を利用するＴＲＩＰ鋼板が知られている。
　しかしながら、従来のＴＲＩＰ鋼板では、引張強度及び延性の他に、穴広げ性、耐水素脆化特性及び靱性を両立することができない。
特開平１１―２９３３８３号公報 特開平１―２３０７１５号公報 特開平２―２１７４２５号公報 特開２０１０－９０４７５号公報 国際公開第２０１３／０５１２３８号 特開２０１３－２２７６５３号公報 国際公開第２０１２／１３３５６３号 特開２０１４－３４７１６号公報 国際公開第２０１２／１４４５６７号
　本発明は、引張強度、延性、穴広げ性、耐水素脆化特性及び靱性を両立することができる鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った。この結果、ＴＲＩＰ鋼板において、主相を所定の有効結晶粒径を有する焼戻しマルテンサイト若しくはベイナイト又はこれらの両方とし、焼戻しマルテンサイト及び下部ベイナイト中に所定の個数密度の鉄基炭化物を含ませることで、引張強度、延性、穴広げ性、耐水素脆化特性及び靱性を両立することができることを知見した。
　本願発明者は、このような知見に基づいて更に鋭意検討を重ねた結果、以下に示す発明の諸態様に想到した。
　（１）
　質量％で、
　Ｃ：０．１５％～０．４５％、
　Ｓｉ：１．０％～２．５％、
　Ｍｎ：１．２％～３．５％、
　Ａｌ：０．００１％～２．０％、
　Ｐ：０．０２％以下、
　Ｓ：０．０２％以下、
　Ｎ：０．００７％以下、
　Ｏ：０．０１％以下、
　Ｍｏ：０．０％～１．０％、
　Ｃｒ：０．０％～２．０％、
　Ｎｉ：０．０％～２．０％、
　Ｃｕ：０．０％～２．０％、
　Ｎｂ：０．０％～０．３％、
　Ｔｉ：０．０％～０．３％、
　Ｖ：０．０％～０．３％、
　Ｂ：０．００％～０．０１％、
　Ｃａ：０．００％～０．０１％、
　Ｍｇ：０．００％～０．０１％、
　ＲＥＭ：０．００％～０．０１％、かつ
　残部：Ｆｅ及び不純物、
で表される化学組成を有し、
　体積分率で、
　焼戻しマルテンサイト及びベイナイト：合計で７０％以上９２％未満、
　残留オーステナイト：８％以上３０％未満、
　フェライト：１０％未満、
　フレッシュマルテンサイト：１０％未満、かつ
　パーライト：１０％未満、
で表される鋼組織を有し、
　焼戻しマルテンサイト及び下部ベイナイト中の鉄基炭化物の個数密度が１．０×１０６（個／ｍｍ２）以上であり、
　焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径が５μｍ以下であることを特徴とする鋼板。
　（２）
　前記化学組成において、質量％で、
　Ｍｏ：０．０１％～１．０％、
　Ｃｒ：０．０５％～２．０％、
　Ｎｉ：０．０５％～２．０％、若しくは
　Ｃｕ：０．０５％～２．０％、
　又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする（１）に記載の鋼板。
　（３）
　前記化学組成において、質量％で、
　Ｎｂ：０．００５％～０．３％、
　Ｔｉ：０．００５％～０．３％、若しくは
　Ｖ：０．００５％～０．３％、
　又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする（１）又は（２）に記載の鋼板。
　（４）
　前記化学組成において、質量％で、
　Ｂ：０．０００１％～０．０１％、
が成り立つことを特徴とする（１）～（３）のいずれかに記載の鋼板。
　（５）
　前記化学組成において、質量％で、
　Ｃａ：０．０００５％～０．０１％、
　Ｍｇ：０．０００５％～０．０１％、若しくは
　ＲＥＭ：０．０００５％～０．０１％、
　又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする（１）～（４）のいずれかに記載の鋼板。
　本発明によれば、鋼組織並びに焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径等が適切であるため、引張強度、延性、穴広げ性、耐水素脆化特性及び靱性を両立することができる。
　以下、本発明の実施形態について説明する。
　先ず、本発明の実施形態に係る鋼板の鋼組織について説明する。本実施形態に係る鋼板は、体積分率で、焼戻しマルテンサイト及びベイナイト：合計で７０％以上９２％未満、残留オーステナイト：８％以上３０％未満、フェライト：１０％未満、フレッシュマルテンサイト：１０％未満、かつパーライト：１０％未満、で表される鋼組織を有している。
　（焼戻しマルテンサイト及びベイナイト：合計で７０％以上９２％未満）
　焼戻しマルテンサイト及びベイナイトは、鉄基炭化物を含む低温変態組織であり、穴広げ性及び耐水素脆化特性の両立に寄与する。焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの体積分率が合計で７０％未満では、穴広げ性及び耐水素脆化特性を十分に両立することが困難となる。従って、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの体積分率は合計で７０％以上とする。一方、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの体積分率が９２％以上では、後述の残留オーステナイトが不足する。従って、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの体積分率は９２％未満とする。
　焼戻しマルテンサイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径が５ｎｍ以上の鉄基炭化物を含む。焼戻しマルテンサイトに含まれる鉄基炭化物は複数のバリアントを有し、一つの結晶粒内に存在する鉄基炭化物は複数の方向に伸長している。
　ベイナイトには、上部ベイナイト及び下部ベイナイトが含まれる。下部ベイナイトは、ラス状の結晶粒の集合であり、内部に長径が５ｎｍ以上の鉄基炭化物を含む。但し、焼戻しマルテンサイトとは異なり、下部ベイナイトに含まれる鉄基炭化物は単一のバリアントを有し、一つの結晶粒内に存在する鉄基炭化物は実質的に単一の方向に伸長している。ここでいう「実質的に単一の方向」とは、角度差が５°以内の方向を意味する。上部ベイナイトは、内部に鉄基炭化物を含まないラス状の結晶粒の集合である。
　焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとは、鉄基炭化物が伸長する方向が複数か単一かによって判別することができる。焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの体積分率が合計で７０％以上であれば、その内訳は限定されない。これは、詳細は後述するが、鉄基炭化物のバリアントは穴広げ性及び耐水素脆化特性の両立に影響を及ぼさないからである。ただし、ベイナイトの形成には、３００℃～５００℃での比較的長時間の保持が必要とされるため、生産性の観点から、焼戻しマルテンサイトの割合が高い方が望ましい。
　（残留オーステナイト：８％以上３０％未満）
　残留オーステナイトは、変態誘起塑性（transformation induced plasticity：ＴＲＩＰ）を通じて延性の向上に寄与する。残留オーステナイトの体積分率が８％未満では、十分な延性が得られない。従って、残留オーステナイトの体積分率は８％以上とし、望ましくは１０％以上とする。一方、残留オーステナイトの体積分率が３０％以上では、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトが不足する。従って、残留オーステナイトの体積分率は３０％未満とする。
　（フェライト：１０％未満）
　フェライトは、内部にラス等の下部組織を含まない軟質の組織であり、硬質組織である焼戻しマルテンサイト及びベイナイトとの界面で強度差に伴う割れが生じやすい。つまり、フェライトは靭性及び穴広げ性を劣化させやすい。また、フェライトは低温靱性の劣化をもたらす。従って、フェライトの体積分率は低ければ低いほどよい。特に、フェライトの体積分率が１０％以上で、靱性及び穴広げ性の低下が著しい。従って、フェライトの体積分率は１０％未満とする。
　（フレッシュマルテンサイト：１０％未満）
　フレッシュマルテンサイトは、鉄基炭化物を含まない焼き入れままのマルテンサイトであり、強度の向上に寄与するものの、耐水素脆化特性を大幅に劣化させる。また、フレッシュマルテンサイトは、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトとの硬度差に伴う低温靱性の劣化をもたらす。従って、フレッシュマルテンサイトの体積分率は低ければ低いほどよい。特に、フレッシュマルテンサイトの体積分率が１０％以上で、耐水素脆化特性の劣化が著しい。従って、フレッシュマルテンサイトの体積分率は１０％未満とする。
　（パーライト：１０％未満）
　パーライトは、フェライトと同様に、靭性及び穴広げ性を劣化させる。従って、パーライトの体積分率は低ければ低いほどよい。特に、パーライトの体積分率が１０％以上で、靱性及び穴広げ性の低下が著しい。従って、パーライトの体積分率は１０％未満とする。
　次に、焼戻しマルテンサイト及び下部ベイナイト中の鉄基炭化物について説明する。焼戻しマルテンサイト及び下部ベイナイト中の鉄基炭化物と母相との間には整合な界面が含まれ、整合な界面に整合歪が存在する。この整合歪が水素トラップ能を発揮し、耐水素脆化特性を向上させ、耐遅れ破壊特性を向上させる。このような鉄基炭化物の個数密度が１．０×１０６（個／ｍｍ２）未満では、十分な耐水素脆化特性が得られない。従って、焼戻しマルテンサイト及び下部ベイナイト中の鉄基炭化物の個数密度は１．０×１０６（個／ｍｍ２）以上とし、望ましくは２．０×１０６（個／ｍｍ２）以上とし、より望ましくは３．０×１０６（個／ｍｍ２）以上とする。
　鉄基炭化物とは、主にＦｅ及びＣよりなる炭化物の総称であり、例えば、結晶構造の異なるε炭化物、χ炭化物、セメンタイト（θ炭化物）が鉄基炭化物に属する。鉄基炭化物は、母相であるマルテンサイト及び下部ベイナイト中に特定の方位関係を持って存在する。鉄基炭化物に含まれるＦｅの一部がＭｎ、Ｓｉ及びＣｒの他の元素で置換されていてもよい。この場合でも、長軸の長さが５ｎｍ以上の鉄基炭化物の個数密度が１．０×１０６（個／ｍｍ２）以上であれば、優れた耐水素脆化特性が得られる。
　個数密度の計数対象は、長軸のサイズが５ｎｍ以上の鉄基炭化物とする。走査型電子顕微鏡及び透過型電子顕微鏡で観察可能な大きさには限界があるが、概ね長軸のサイズが５ｎｍ以上の鉄基炭化物は観察可能である。焼戻しマルテンサイト及び下部ベイナイト中に長軸のサイズが５ｎｍ未満の鉄基炭化物が含まれていてもよい。鉄基炭化物が微細であるほど優れた耐水素脆化特性が得られる。このため、鉄基炭化物は微細であることが望ましく、例えば、長軸の平均長さは望ましくは３５０ｎｍ以下であり、より望ましくは２５０ｎｍ以下であり、更に望ましくは２００ｎｍ以下である。
　これまで、鉄基炭化物が耐水素脆化特性の向上に寄与することが知見されていない。これは、一般に、残留オーステナイトの活用及びこれに伴う成形性の向上のためには、鉄基炭化物の析出の抑制が特に重要視され、鉄基炭化物の析出が抑制されてきたためであると考えられる。言い換えると、これまで、残留オーステナイト及び微細な鉄基炭化物を含む鋼板について検討されておらず、ＴＲＩＰ鋼における鉄基炭化物による耐水素脆化特性の向上という効果が見出されなかったと考えられる。
　次に、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径について説明する。焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径の測定方法については後述するが、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径が５μｍ超では、十分な靱性が得られない。従って、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径は５μｍ以下とし、望ましくは３μｍ以下とする。
　次に、上記組織の体積分率を測定する方法の例について説明する。
　フェライト、パーライト、上部ベイナイト、下部ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトの体積分率の測定では、鋼板から圧延方向に平行かつ厚さ方向に平行な断面を観察面として試料を採取する。次いで、観察面を研磨し、ナイタールエッチングし、鋼板の厚さをｔとしたときの鋼板表面からｔ／８の深さから３ｔ／８の深さまでの範囲を５０００倍の倍率で電解放射型走査型電子顕微鏡（field emission scanning electron microscope：ＦＥ－ＳＥＭ）で観察する。この方法により、フェライト、パーライト、ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトを同定することができる。焼戻しマルテンサイト、上部ベイナイト及び下部ベイナイトは、ラス状の結晶粒内の鉄基炭化物の有無及び伸長方向により互いから区別することができる。このような観察を１０視野について行い、１０視野の平均値からフェライト、パーライト、上部ベイナイト、下部ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトの各面積分率が得られる。面積分率は体積分率と等価であるため、そのまま体積分率とすることができる。この観察において、焼戻しマルテンサイト及び下部ベイナイト中の鉄基炭化物の個数密度も特定することができる。
　残留オーステナイトの体積分率の測定では、鋼板から試料を採取し、鋼板表面からのｔ／４の深さまでの部分を化学研磨し、圧延面に平行な鋼板表面からの深さがｔ／４の面におけるＸ線回折強度を測定する。例えば、残留オーステナイトの体積分率Ｖγは次の式で表される。
　Ｖγ＝（Ｉ２００ｆ＋Ｉ２２０ｆ＋Ｉ３１１ｆ）／（Ｉ２００ｂ＋Ｉ２１１ｂ）×１００
（Ｉ２００ｆ、Ｉ２２０ｆ、Ｉ３１１ｆは、それぞれ面心立方格子（ｆｃｃ）相の（２００）、（２２０）、（３１１）の回折ピークの強度、Ｉ２００ｂ、Ｉ２１１ｂは、それぞれ体心立方格子（ｂｃｃ）相の（２００）、（２１１）の回折ピークの強度を示す。）
　フレッシュマルテンサイト及び残留オーステナイトは、ナイタールエッチングでは十分に腐食されないため、フェライト、パーライト、ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトから区別できる。従って、ＦＥ－ＳＥＭ観察における残部の体積分率から残留オーステナイトの体積分率Ｖγを減じることでフレッシュマルテンサイトの体積分率を特定することができる。
　焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径の測定では、電子線後方散乱回折法（electron back-scatter diffraction：ＥＢＳＤ）による結晶方位解析を行う。この解析では、隣接する２つの測定点間の方位差を計算することが可能である。焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径に対する考え方は種々存在するが、本発明者らは、靭性を支配する亀裂伝播に対してブロック境界が有効な結晶単位であることを見出した。ブロック境界は、概ね方位差が１０°以上の境界に囲まれた領域で判断できるため、ＥＢＳＤで測定した結晶方位マップ上に、１０°以上の方位差を持つ境界を図示することで反映できる。このような１０°以上の方位差を持つ境界で囲まれた領域の円相当直径を有効結晶粒径とする。本発明者らによる検証によれば、方位差が１０°以上の測定点間に有効結晶粒界が存在するとみなした場合に、有効結晶粒界と靱性との間に有意な相関関係が確認されている。
　次に、本発明の実施形態に係る鋼板及びその製造に用いるスラブの化学組成について説明する。上述のように、本発明の実施形態に係る鋼板は、スラブの熱間圧延、冷間圧延、連続焼鈍及び焼戻し処理等を経て製造される。従って、鋼板及びスラブの化学組成は、鋼板の特性のみならず、これらの処理を考慮したものである。以下の説明において、鋼板及びスラブに含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。本実施形態に係る鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１５％～０．４５％、Ｓｉ：１．０％～２．５％、Ｍｎ：１．２％～３．５％、Ａｌ：０．００１％～２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．００７％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｍｏ：０．０％～１．０％、Ｃｒ：０．０％～２．０％、Ｎｉ：０．０％～２．０％、Ｃｕ：０．０％～２．０％、Ｎｂ：０．０％～０．３％、Ｔｉ：０．０％～０．３％、Ｖ：０．０％～０．３％、Ｂ：０．００％～０．０１％、Ｃａ：０．００％～０．０１％、Ｍｇ：０．００％～０．０１％、ＲＥＭ：０．００％～０．０１％、かつ残部：Ｆｅ及び不純物、で表される化学組成を有している。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
　（Ｃ：０．１５％～０．４５％）
　Ｃは、強度の向上に寄与したり、鉄基炭化物の生成を通じた耐水素脆化特性の向上に寄与したりする。Ｃ含有量が０．１５％未満では、十分な引張強度、例えば９８０ＭＰａ以上の引張強度が得られない。従って、Ｃ含有量は０．１５％以上とし、望ましくは０．１８％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．４５％超では、マルテンサイト変態開始温度が極端に低くなり、十分な体積分率のマルテンサイトを確保できず、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの体積分率を７０％以上とすることができない。また、溶接部の強度が不足することもある。従って、Ｃ含有量は０．４５％以下とし、望ましくは０．３５％以下とする。
　（Ｓｉ：１．０％～２．５％）
　Ｓｉは、強度の向上に寄与したり、オーステナイト中での粗大な鉄基炭化物の析出を抑制して、室温で安定な残留オーステナイトの生成に寄与したりする。Ｓｉ含有量が１．０％未満では、粗大な鉄基炭化物の析出を十分に抑制できない。従って、Ｓｉ含有量は１．０％以上とし、望ましくは１．２％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が２．５％超では、鋼板の脆化により成形性が低下する。従って、Ｓｉ含有量は２．５％以下とし、望ましくは２．０％以下とする。
　（Ｍｎ：１．２％～３．５％）
　Ｍｎは、強度の向上に寄与したり、焼鈍後の冷却中のフェライト変態を抑制したりする。Ｍｎ含有量が１．２％未満では、フェライトが過剰に生成し、十分な引張強度、例えば９８０ＭＰａ以上の引張強度の確保が難しい。従って、Ｍｎ含有量は１．２％以上とし、望ましくは２．２％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が３．５％超では、スラブ及び熱延鋼板が過度に高強度化し、製造性が低下する。従って、Ｍｎ含有量は３．５％以下とし、望ましくは２．８％以下とする。製造性の観点から、Ｍｎは望ましくは３．００％以下とする。
　（Ａｌ：０．００１％～２．０％）
　Ａｌは、不可避的に鋼に含有されるが、オーステナイト中での粗大な鉄基炭化物の析出を抑制して、室温で安定な残留オーステナイトの生成に寄与する。Ａｌは脱酸剤としても機能する。従って、Ａｌが含有されていてもよい。一方、Ａｌ含有量が２．０％超では、製造性が低下する。従って、Ａｌは２．０％以下とし、望ましくは１．５％以下とする。Ａｌ含有量の低減にはコストがかかり、０．００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。
　（Ｐ：０．０２％以下）
　Ｐは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｐは、鋼板の厚さ方向の中央部に偏析しやすく、溶接部を脆化させる。このため、Ｐ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｐ含有量が０．０２％超で、溶接性の低下が著しい。従って、Ｐ含有量は０．０２％以下とし、望ましくは０．０１５％以下とする。Ｐ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｐ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
　（Ｓ：０．０２％以下）
　Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｓは、粗大なＭｎＳを形成して穴広げ性を低下させる。Ｓは、溶接性を低下させたり、鋳造及び熱間圧延の製造性を低下させたりすることもある。このため、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｓ含有量が０．０２％超で、穴広げ性の低下が著しい。従って、Ｓ含有量は０．０２％以下とし、望ましくは０．００５％以下とする。Ｓ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇し、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが更に著しく上昇する。このため、Ｓ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
　（Ｎ：０．００７％以下）
　Ｎは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｎは、粗大な窒化物を形成して、曲げ性及び穴広げ性を劣化させる。Ｎは、溶接時のブローホールの発生の原因にもなる。このため、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｎ含有量が０．００７％超で、曲げ性及び穴広げ性の低下が著しい。従って、Ｎ含有量は０．００７％以下とし、望ましくは０．００４％以下とする。Ｎ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００５％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｎ含有量は０．０００５％以上としてもよい。
　（Ｏ：０．０１％以下）
　Ｏは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｏは、酸化物を形成して成形性を劣化させる。このため、Ｏ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｏ含有量が０．０１％超で、成形性の低下が顕著となる。従って、Ｏ含有量は０．０１％以下とし、望ましくは０．００５％以下とする。Ｏ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｏ含有量は０．０００１％以上としてもよい。
　Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭは、必須元素ではなく、鋼板及びスラブに所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。
　（Ｍｏ：０．０％～１．０％、Ｃｒ：０．０％～２．０％、Ｎｉ：０．０％～２．０％、Ｃｕ：０．０％～２．０％）
　Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ及びＣｕは、強度の向上に寄与したり、焼鈍後の冷却中のフェライト変態を抑制したりする。従って、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ若しくはＣｕ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｍｏ含有量は０．０１％以上であることが好ましく、Ｃｒ含有量は０．０５％以上であることが好ましく、Ｎｉ含有量は０．０５％以上であることが好ましく、Ｃｕ含有量は０．０５％以上であることが好ましい。一方、Ｍｏ含有量が１．０％超であるか、Ｃｒ含有量が２．０％超であるか、Ｎｉ含有量が２．０％超であるか、又はＣｕ含有量が２．０％超であると、熱間圧延の製造性が低下する。従って、Ｍｏ含有量は１．０％以下とし、Ｃｒ含有量は２．０％以下とし、Ｎｉ含有量は２．０％以下とし、Ｃｕ含有量は２．０％以下とする。つまり、Ｍｏ：０．０１％～１．０％、Ｃｒ：０．０５％～２．０％、Ｎｉ：０．０５％～２．０％、若しくはＣｕ：０．０５％～２．０％、又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことが好ましい。
　（Ｎｂ：０．０％～０．３％、Ｔｉ：０．０％～０．３％、Ｖ：０．０％～０．３％）
　Ｎｂ、Ｔｉ及びＶは、合金炭窒化物を生成し、析出強化及び細粒化強化を通じて強度の向上に寄与する。従って、Ｎｂ、Ｔｉ若しくはＶ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｎｂ含有量は０．００５％以上であることが好ましく、Ｔｉ含有量は０．００５％以上であることが好ましく、Ｖ含有量は０．００５％以上であることが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．３％超であるか、Ｔｉ含有量が０．３％超であるか、又はＶ含有量が０．３％超であると、合金炭窒化物が過剰に析出して成形性が劣化する。従って、Ｎｂ含有量は０．３％以下とし、Ｔｉ含有量は０．３％以下とし、Ｖ含有量は０．３％以下とする。つまり、Ｎｂ：０．００５％～０．３％、Ｔｉ：０．００５％～０．３％、若しくはＶ：０．００５％～０．３％、又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことが好ましい。
　（Ｂ：０．００％～０．０１％）
　Ｂは、粒界を強化したり、焼鈍後の冷却中のフェライト変態を抑制したりする。従って、Ｂが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｂ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。一方、Ｂ含有量が０．０１％超であると、熱間圧延の製造性が低下する。従って、Ｂ含有量は０．０１％以下とする。つまり、Ｂ：０．０００１％～０．０１％が成り立つことが好ましい。
　（Ｃａ：０．００％～０．０１％、Ｍｇ：０．００％～０．０１％、ＲＥＭ：０．００％～０．０１％）
　Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭは、酸化物や硫化物の形態を制御して穴広げ性の向上に寄与する。従って、Ｃａ、Ｍｇ若しくはＲＥＭ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｃａ含有量は０．０００５％以上であることが好ましく、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上であることが好ましく、ＲＥＭ含有量は０．０００５％以上であることが好ましい。一方、Ｃａ含有量が０．０１％超であるか、Ｍｇ含有量が０．０１％超であるか、又はＲＥＭ含有量が０．０１％超であると、鋳造性等の製造性が劣化する。従って、Ｃａ含有量は０．０１％以下とし、Ｍｇ含有量は０．０１％以下とし、ＲＥＭ含有量は０．０１％以下とする。つまり、Ｃａ：０．０００５％～０．０１％、Ｍｇ：０．０００５％～０．０１％、若しくはＲＥＭ：０．０００５％～０．０１％、又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことが好ましい。
　ＲＥＭ（希土類金属）はＳｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７種類の元素を指し、「ＲＥＭ含有量」はこれら１７種類の元素の合計の含有量を意味する。ＲＥＭは、例えばミッシュメタルにて添加され、ミッシュメタルはＬａ及びＣｅの他にランタノイドを含有することがある。ＲＥＭの添加に、金属Ｌａ、金属Ｃｅ等の金属単体を用いてもよい。
　本実施形態によれば、高い引張強度、例えば９８０ＭＰａ以上、好ましくは１１８０ＭＰａ以上の引張強度を得ながら、優れた延性、穴広げ性、耐水素脆化特性及び靱性が得られる。
　次に、本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法では、上記の化学組成を有する鋼の熱間圧延、冷間圧延、連続焼鈍及び焼戻し処理等をこの順で行う。
　（熱間圧延）
　熱間圧延では、粗圧延及び仕上げ圧延を行う。熱間圧延に供するスラブの製造方法は限定されず、連続鋳造スラブを用いてもよく、薄スラブキャスタ等で製造したものを用いてもよい。また、連続鋳造後に直ちに熱間圧延を行ってもよい。鋳造スラブは、鋳造後に、冷却することなく、又は一旦冷却した後に、１１５０℃以上に加熱する。加熱温度が１１５０℃未満では、仕上げ圧延温度が８５０℃未満となりやすく、圧延荷重が高くなる。コストの観点から、加熱温度は、望ましくは１３５０℃未満とする。
　粗圧延では、１０００℃以上１１５０℃以下で圧下率が４０％以上の圧延を少なくとも１回以上行い、仕上げ圧延前にオーステナイトを細粒化する。
　仕上げ圧延では、５ｍ程度の間隔で配置された５台～７台の仕上げ圧延機を用いた連続圧延を行う。そして、最終３段の圧延を１０２０℃以下で行い、最終３段の圧延の合計圧下率を４０％以上とし、最終３段の圧延の通過時間を２．０秒以下とする。また、最終段の圧延から１．５秒以下の経過時間で水冷を開始する。ここで、最終３段の圧延とは、最後の３台の圧延機を用いた圧延を意味する。例えば、６台の圧延機で連続圧延を行う場合は、４台目から６台目の圧延機での圧延を意味し、最終３段の圧延の合計圧下率は、４台目の圧延機に入る際の板厚をｔ４、６台目の圧延機から出てきた際の板厚をｔ６としたとき、「（ｔ４－ｔ６）／ｔ４×１００（％）」で計算される。最終３段の圧延の通過時間は、４台目の圧延機から鋼板が出てきてから６台目の圧延機から出てくるまでの時間を意味し、最終段の圧延からの経過時間は、６台目の圧延機から鋼板が出てきてから水冷が開始されるまでの時間を意味する。最終段の圧延機と水冷設備との間に、温度及び厚さ等の鋼板の性状を測定するセクションが存在してもよい。
　仕上げ圧延後の組織の細粒化には、仕上げ圧延中の圧下率、温度及びパス間時間が重要である。
　最終３段の圧延中に鋼板の温度が１０２０℃超となると、オーステナイト粒を十分に細粒化することができない。従って、最終３段の圧延は１０２０℃以下で行う。６台の圧延機で連続圧延を行う場合、最終３段の圧延を１０２０℃以下で行うため、４台目の圧延機における入り側温度を１０２０℃以下とし、その後の圧延中の加工発熱によっても、鋼板の温度が１０２０℃超とならないようにする。
　最終３段の圧延の合計圧下率が４０％未満であると、累積圧延歪が不十分となり、オーステナイト粒を十分に細粒化することができない。従って、最終３段の圧延の合計圧下率は４０％以上とする。
　最終３段の圧延の通過時間はパス間時間に依存し、この通過時間が長いほどパス間時間が長く、連続する２つの圧延機の間でオーステナイト粒の再結晶及び粒成長が進行しやすい。そして、この通過時間が２．０秒超でオーステナイト粒の再結晶及び粒成長が顕著になりやすい。従って、最終３段の圧延の通過時間は２．０秒以下とする。オーステナイト粒の再結晶及び粒成長を抑制する観点から、最終段の圧延から水冷開始までの経過時間は短ければ短いほどよい。この経過時間が１．５秒超でオーステナイト粒の再結晶及び粒成長が顕著になりやすい。従って、最終段の圧延から水冷開始までの経過時間は１．５秒以下とする。最終段の圧延機と水冷設備との間に、温度及び厚さ等の鋼板の性状を測定するセクションが存在して、水冷を直ちに開始することができない場合でも、経過時間が１．５秒以下であれば、オーステナイト粒の再結晶及び粒成長を抑制することができる。
　仕上げ圧延の能力を阻害しない範囲で、仕上げ圧延の直後に水冷ノズル等で冷却し、オーステナイト粒を微細化しても構わない。粗圧延後に、粗圧延で得られた複数の粗圧延板を接合して、これらを連続的に仕上げ圧延に供してもよい。また、粗圧延板を一旦巻き取り、これを巻き解きながら仕上げ圧延に供してもよい。
　仕上げ圧延温度（仕上げ圧延の完了温度）は、８５０℃以上９５０℃以下とする。仕上げ圧延温度がオーステナイト及びフェライトの２相域であると、鋼板の組織が不均一となり、優れた成形性が得られない。また、仕上げ圧延温度が８５０℃未満では、圧延荷重が高くなる。オーステナイト粒の細粒化の観点から、仕上げ圧延温度は、望ましくは９３０℃以下とする。
　熱間圧延後の巻き取り温度は７３０℃以下とする。巻き取り温度が７３０℃超では、鋼板における焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径を５μｍ以下にできない。また、巻き取り温度が７３０℃超では、鋼板表面に厚い酸化物が形成されて、酸洗性が低下することもある。有効結晶粒径を微細にして靭性を改善し、残留オーステナイトを均一分散させ穴広げ性を向上させるという観点から、巻き取り温度は望ましくは６８０℃以下とする。巻取温度の下限は限定されないが、室温以下での巻き取りは技術的に難しいので、巻き取り温度は望ましくは室温より高くする。
　熱間圧延の後、熱間圧延により得た熱延鋼板の１回又は２回以上の酸洗を行う。酸洗により、熱間圧延中に生成した表面の酸化物が除去される。酸洗は、冷延鋼板の化成処理性の向上及びめっき鋼板のめっき性の向上にも寄与する。
　熱間圧延から冷間圧延までの間に、熱延鋼板を３００℃～７３０℃に加熱してもよい。この熱処理（焼戻し処理）により、熱延鋼板が軟質化し、冷間圧延を行いやすくなる。加熱温度が７３０℃超では、加熱時のミクロ組織がフェライト及びオーステナイトの２相となるため、軟質化を目的とした焼戻し処理を行ったのにも関わらず、冷却後の熱延鋼板の強度が上昇する可能性がある。従って、この熱処理（焼戻し処理）の温度は７３０℃以下とし、好ましくは６５０℃以下とする。一方、加熱温度が３００℃未満では、焼戻し効果が不十分で熱延鋼板が十分に軟質化しない。従って、この熱処理（焼戻し処理）の温度は３００℃以上とし、好ましくは４００℃以上とする。なお、６００℃以上で長時間の熱処理を行った場合は、熱処理中に種々の合金炭化物が析出し、その後の連続焼鈍中にこれら合金炭化物の再溶解が困難となり、所望の機械特性が得られなくなる可能性がある。
　（冷間圧延）
　酸洗後には、熱延鋼板の冷間圧延を行う。冷間圧延における圧下率は３０％～９０％とする。圧下率が３０％未満では、焼鈍中にオーステナイト粒が粗大化し、鋼板における焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径を５μｍ以下にできない。従って、圧下率は３０％以上とし、望ましくは４０％以上とする。一方、圧下率が９０％超では、圧延荷重が高すぎて操業が困難となる。従って、圧下率は９０％以下とし、望ましくは７０％以下とする。圧延パスの回数及びパス毎の圧下率は限定されない。
　（連続焼鈍）
　冷間圧延の後、冷間圧延により得た冷延鋼板の連続焼鈍を行う。連続焼鈍は、例えば、連続焼鈍ライン又は連続溶融亜鉛めっきラインにて行う。連続焼鈍での最高加熱温度は７６０℃～９００℃とする。最高加熱温度が７６０℃未満では、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの体積分率が合計で７０％未満となり、穴広げ性及び耐水素脆化特性を両立することができない。一方、最高加熱温度が９００℃超では、オーステナイト粒が粗大化し、鋼板における焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径を５μｍ以下にできなかったり、徒にコストを上昇させたりする。
　連続焼鈍では、７６０℃～９００℃の温度域に２０秒以上保持する。保持時間が２０秒未満では、連続焼鈍中に鉄基炭化物を十分に溶解させることができず、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの体積分率を合計で７０％未満となり、穴広げ性及び耐水素脆化特性を両立することができないだけでなく、残留した炭化物が粗大である為、穴広げ性および靭性を劣化させる。コストの観点から、保持時間は望ましくは１０００秒以下とする。最高加熱温度で等温保持してもよく、傾斜加熱を行い、最高加熱温度に到達した後、直ちに、冷却を開始してもよい。
　連続焼鈍では、室温から最高加熱温度までの平均加熱速度を２℃／秒以上とする。平均加熱速度が２℃／秒未満では、冷間圧延により導入された歪が昇温中に解放され、オーステナイト粒が粗大化し、鋼板における焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径を５μｍ以下にできない。
　７６０℃～９００℃の温度域に２０秒以上保持した後には、１５０℃～３００℃まで冷却し、その際には、保持温度から３００℃までの平均冷却速度を５℃／秒以上とする。このときの冷却停止温度が３００℃超では、冷却停止温度がマルテンサイト変態開始温度より高かったり、冷却停止温度がマルテンサイト変態開始温度以下であったとしても、十分なマルテンサイトが生成されなかったりする。この結果、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの体積分率が合計で７０％未満となり、穴広げ性及び耐水素脆化特性を両立することができない。冷却停止温度が１５０℃未満では、マルテンサイトが過度に生成し、残留オーステナイトの体積分率が８％未満となる。保持温度から３００℃までの平均冷却速度が５℃／秒未満では、冷却中にフェライトが過剰に生成し、十分なマルテンサイトが生成されない。コストの観点から、平均冷却速度は望ましくは３００℃／秒以下とする。冷却方法は限定されず、例えば、水素ガス冷却、ロール冷却、空冷、若しくは水冷、又はこれらの任意の組み合わせを行うことができる。この冷却中に、後の焼戻しにおいて微細な鉄基炭化物を析出させるための核生成サイトがマルテンサイト中に導入される。この冷却では、冷却停止温度が重要であり、停止後の保持時間は限定されない。これは、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの体積分率が冷却停止温度に依存するものの、保持時間には依存しないからである。
　（焼戻し処理）
　１５０℃～３００℃までの冷却の後、３００℃～５００℃に再加熱し、この温度域に１０秒以上保持する。連続焼鈍の冷却で生成した焼き入れままのマルテンサイトの耐水素脆化特性は低い。３００℃～５００℃への再加熱により、マルテンサイトが焼き戻され、鉄基炭化物の個数密度が１．０×１０６（個／ｍｍ２）以上となる。また、この再加熱の際に、ベイナイトが生成したり、マルテンサイト及びベイナイトからオーステナイトヘＣが拡散したりするため、オーステナイトが安定になる。
　再加熱の温度（保持温度）が５００℃超では、マルテンサイトが過度に焼き戻され、十分な引張強度、例えば９８０ＭＰａ以上の引張強度が得られない。また、析出した鉄基炭化物が粗大化し、十分な耐水素脆化特性が得られないこともある。更に、Ｓｉが含まれていても、オーステナイト中に炭化物が生成し、オーステナイトが分解するため、残留オーステナイトの体積分率が８％未満となり、十分な成形性が得られない。残留オーステナイトの体積分率の減少に伴ってフレッシュマルテンサイトの体積分率が１０％以上になることもある。一方、再加熱の温度が３００℃未満では、焼戻しが不十分で、鉄基炭化物の個数密度が１．０×１０６（個／ｍｍ２）以上とならず、十分な耐水素脆化特性が得られない。保持時間が１０秒未満では、焼戻しが不十分で、鉄基炭化物の個数密度が１．０×１０６（個／ｍｍ２）以上とならず、十分な耐水素脆化特性が得られない。また、オーステナイトヘのＣの濃化が不十分で、残留オーステナイトの体積分率が８％未満となり、十分な成形性が得られないこともある。コストの観点から、保持時間は望ましくは１０００秒以下とする。３００℃～５００℃の温度域で等温保持してもよく、この温度域内で冷却や加熱を行ってもよい。
　このようにして、本発明の実施形態に係る鋼板を製造することができる。
　焼戻し処理後に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、若しくはＦｅ又はこれらの任意の組み合わせのめっき処理を行ってもよい。このようなめっき処理を行うことにより、化成処理性及び塗装性を向上することができる。また、露点が－５０℃～２０℃の雰囲気中で鋼板を加熱し、鋼板の表面に形成する酸化物の形態を制御して更なる化成性の向上を図ってもよい。炉内の露点を一旦上昇させ、化成処理性に悪影響を及ぼすＳｉ、Ｍｎ等を鋼板内部で酸化し、その後に還元処理を行うことで化成処理性を改善してもよい。また、鋼板に電気めっき処理を施してもよい。鋼板の引張強度、延性、穴広げ性、耐水素脆化特性及び靭性は電気めっき処理の影響を受けない。本実施形態に係る鋼板は、電気めっき用素材としても好適である。
　また、鋼板に溶融亜鉛めっき処理を行ってもよい。溶融亜鉛めっき処理を行う場合、上記の連続焼鈍及び焼戻し処理を連続溶融亜鉛めっきラインにて行い、引き続き、鋼板の温度を４００℃～５００℃としてめっき浴に鋼板を浸漬させる。鋼板の温度が４００℃未満では、浸漬侵入時のめっき浴の抜熱が大きく、溶融亜鉛の一部が凝固し、めっきの外観が損なわれることがある。一方、鋼板の温度が５００℃超では、めっき浴の温度上昇に伴う操業トラブルが生じるおそれがある。焼戻し処理後の鋼板の温度が４００℃未満であれば、浸漬前に４００℃～５００℃に加熱すればよい。めっき浴は、純亜鉛めっき浴であってもよく、亜鉛の他にＦｅ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｓｉ、若しくはＣｒ又はこれらの任意の組み合わせを含んでいてもよい。
　このようにして、Ｚｎを主成分とするめっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層のＦｅ含有量は、概ね７％未満である。
　溶融亜鉛めっき鋼板に対して合金化処理を行ってもよい。合金化処理の温度は４５０℃～５５０℃とする。合金化処理の温度が４５０℃未満では、合金化の進行が遅く、生産性が低い。合金化処理の温度が５５０℃超では、オーステナイトが分解して優れた成形性が得られなくなったり、焼戻しマルテンサイトが過度に軟化して十分な引張強度が得られなくなったりする。
　このようにして、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層のＦｅ含有量は、概ね７％以上である。合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層の融点は、溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層の融点より高いため、合金化溶融亜鉛めっき鋼板はスポット溶接性に優れている。
　めっき処理に際しては、ゼンジマー法、全還元炉方式、フラックス法のいずれを採用してもよい。ゼンジマー法では、脱脂酸洗後、非酸化雰囲気にて加熱し、Ｈ２及びＮ２を含む還元雰囲気にて焼鈍後、めっき浴温度近傍まで冷却し、めっき浴に浸漬する。全還元炉方式では、焼鈍時の雰囲気を調節し、最初、鋼板表面を酸化させた後、その後還元することによりめっき前の清浄化を行った後にめっき浴に浸漬する。フラックス法では、鋼板を脱脂酸洗した後、塩化アンモニウムなどを用いてフラックス処理を行って、めっき浴に浸漬する。
　焼戻し処理後、めっき処理後又は合金化処理後に、スキンパス圧延を行ってもよい。スキンパス圧延の圧下率は１．０％以下とする。圧下率が１．０％超では、スキンパス圧延中に残留オーステナイトの体積分率が著しく低下する。圧下率が０．１％未満では、スキンパス圧延の効果が小さく、制御も困難である。スキンパス圧延は、連続焼鈍ラインにおいてインラインで行ってもよいし、連続焼鈍ラインでの連続焼鈍の完了後に、オフラインで行ってもよい。スキンパス圧延は、一回で行ってもよく、総圧下率が１．０％以下となるように、複数回に分けて行ってもよい。
　なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
　次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　表１に示す化学組成を有するスラブを１２３０℃に加熱し、表２及び表３に示す条件下で熱間圧延を行って厚さが２．５ｍｍの熱延鋼板を得た。熱間圧延では、粗圧延及び６台の圧延機を用いた仕上げ圧延の後に水冷を行い、その後に熱延鋼板を巻き取った。表２及び表３中の鋼種の「ＣＲ」は冷延鋼板を示し、「ＧＩ」は溶融亜鉛めっき鋼板を示し、「ＧＡ」は合金化溶融亜鉛めっき鋼板を示す。表２及び表３中の「抽出温度」は粗圧延の前のスラブ加熱における加熱炉から抽出したときのスラブの温度である。「パス数」は１０００℃以上１１５０℃以下で圧下率が４０％以上の圧延のパス数である。「第１のパス間時間」は鋼板が４台目の圧延機から出てきてから５台目の圧延機に入るまでの時間であり、「第２のパス間時間」は鋼板が５台目の圧延機から出てきてから６台目の圧延機に入るまでの時間である。「経過時間」は、６台目の圧延機から鋼板が出てきてから水冷が開始されるまでの時間であり、「通過時間」は、４台目の圧延機から鋼板が出てきてから６台目の圧延機から出てくるまでの時間である。「合計圧下率」は、４台目の圧延機に入る際の板厚をｔ４、６台目の圧延機から出てきた際の板厚をｔ６としたとき、「（ｔ４－ｔ６）／ｔ４×１００（％）」で計算される。表１に示す化学組成の残部はＦｅ及び不純物である。表１中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。表２及び表３中の下線は、その数値が本発明に係る鋼板の製造に適した範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　次いで、熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延を行って厚さが１．２ｍｍの冷延鋼板を得た。その後、表４及び表５に示す条件下で冷延鋼板の連続焼鈍及び焼戻し処理を行い、圧延率が０．１％のスキンパス圧延を行った。連続焼鈍では、表４及び表５中の保持温度を最高加熱温度とした。冷却速度は保持温度から３００℃までの平均冷却速度である。一部の試料については、焼戻し処理とスキンパス圧延との間に溶融亜鉛めっき処理を行った。このときの目付け量は、両面とも約５０ｇ／ｍ２とした。溶融亜鉛めっき処理を行った試料の一部については、溶融亜鉛めっき処理とスキンパス圧延との間に表４及び表５に示す条件下で合金化処理を行った。溶融亜鉛めっき処理には連続溶融亜鉛めっき設備を用い、連続焼鈍、焼戻し処理及び溶融亜鉛めっき処理を連続して行った。表４及び表５中の下線は、その数値が本発明に係る鋼板の製造に適した範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　そして、スキンパス圧延後の鋼板の鋼組織を観察し、各組織の体積分率並びに鉄基炭化物の個数密度及び平均サイズを測定した。この結果を表６及び表７に示す。表６及び表７中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。表６及び表７中の「平均長さ」は鉄基炭化物の長軸の平均長さを意味しており、その空欄は、鉄基炭化物の個数密度が低すぎたため、測定できなかったことを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　更に、スキンパス圧延後の鋼板の強度、延性、穴広げ性、耐水素脆化特性及び靱性の評価を行った。
　強度及び延性の評価では、圧延方向に垂直な方向を長手方向とするＪＩＳ５号試験片を鋼板から採取し、ＪＩＳＺ２２４２に準拠して引張試験を行い、引張強度ＴＳ及び全伸びＥｌを測定した。穴広げ性の評価では、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に準拠して穴広げ試験を行い、穴広げ率λを測定した。これらの結果を表８及び表９に示す。表８及び表９中の下線は、その数値が望ましい範囲から外れていることを示す。ここでいう望ましい範囲とは、引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上、延性の指標（ＴＳ×Ｅｌ）が１５０００ＭＰａ％以上、穴広げ性の指標（ＴＳ１．７×λ）が５００００００ＭＰａ１．７％以上である。
　耐水素脆化特性の評価では、圧延方向に垂直な方向を長手方向とする１００ｍｍ×３０ｍｍの短冊状の試験片を鋼板から採取し、その両端に応力付加用の穴を形成した。次いで、試験片を半径１０ｍｍで曲げ加工し、試験片の曲げ頂点の表面に歪ゲージを装着し、両端の穴にボルトを通し、ボルトの先端にナットを取り付けた。そして、ボルト及びナットを締め付けて試験片に応力を印加した。印加する応力は、別途引張試験で測定した最大引張強度ＴＳの６０％及び９０％とし、応力の印加に際しては、歪ゲージから読み取れる歪をヤング率で応力に換算した。その後、チオシアン酸アンモニウム水溶液中に浸漬し、電流密度０．１ｍＡ/ｃｍ２で電解水素チャージし、２時間後の割れの発生を観察した。そして、最大引張強度ＴＳの６０％の負荷応力で破断せず、最大引張強度ＴＳの９０％の負荷応力で破断したものを「可」、両条件で破断したものを「不良」、いずれの条件でも破断しなかったものを「良」と判断した。この結果を表８及び表９に示す。表８及び表９中では、「良」を「○」で表し、「可」を「△」で表し、「不良」を「×」で表している。表８及び表９中の下線は、その数値が望ましい範囲から外れていることを示す。
　靭性の評価では、シャルピー衝撃試験を行った。試験水準は、板厚を１．２ｍｍで一定とし、－４０℃の試験温度にて３回行い、－４０℃での吸収エネルギを測定した。この結果を表８及び表９に示す。表８及び表９中の下線は、その数値が望ましい範囲から外れていることを示す。ここでいう望ましい範囲とは、吸収エネルギが４０Ｊ／ｃｍ２以上である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　表８及び表９に示すように、本発明範囲内にある試料Ａ－１、Ａ－６、Ａ－８、Ｂ－１、Ｃ－１、Ｄ－１、Ｅ－１、Ｆ－１、Ｇ－１、Ｇ－３、Ｇ－４、Ｇ－７、Ｈ－１、Ｉ－１、Ｊ－１、Ｋ－１、Ｌ－１、Ｍ－１、Ｎ－１、Ｏ－１、Ｐ－１、Ｑ－１、Ｒ－１、Ｓ－１、Ｓ－７、Ｔ－１、Ｕ－１、Ｖ－１、Ｗ－１、Ｗ－３、Ｘ－１及びＹ－１では、優れた引張強度、延性、穴広げ性、耐水素脆化特性及び靱性を得ることができた。
　一方、試料Ａ－２では、残留オーステナイトの体積分率が低すぎ、フレッシュマルテンサイトの体積分率が高すぎ、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計体積分率が低すぎ、鉄基炭化物の個数密度が低すぎて、延性、穴広げ性、水素脆化特性及び靭性が低かった。
　試料Ａ－３では、残留オーステナイトの体積分率が低すぎ、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計体積分率が高すぎて、延性が低かった。
　試料Ａ－４では、残留オーステナイトの体積分率が低すぎ、フレッシュマルテンサイトの体積分率が高すぎ、鉄基炭化物の個数密度が低すぎて、延性、穴広げ性及び靱性が低かった。
　試料Ａ－５では、残留オーステナイトの体積分率が低すぎ、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径が大きすぎて、延性、穴広げ性及び靭性が低かった。
　試料Ａ－７では、残留オーステナイトの体積分率が低すぎて、延性及び靱性が低かった。
　試料Ａ－９では、残留オーステナイトの体積分率が低すぎて、延性、穴広げ性及び靱性が低かった。
　試料Ａ－１０では、フェライトの体積分率が高すぎ、残留オーステナイトの体積分率が低すぎ、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径が大きすぎて、穴広げ性及び靭性が低かった。
　試料Ａ－１１では、残留オーステナイトの体積分率が低すぎ、フレッシュマルテンサイトの体積分率が高すぎ、鉄基炭化物の個数密度が低すぎて、穴広げ性、水素脆化特性及び靭性が低かった。
　試料Ｇ－２では、フェライトの体積分率が高すぎ、残留オーステナイトの体積分率が低すぎ、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計体積分率が低すぎ、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径が大きすぎて、穴広げ性及び靭性が低かった。
　試料Ｇ－５では、残留オーステナイトの体積分率が低すぎ、鉄基炭化物の個数密度が低すぎて、延性、穴広げ性及び靭性が低かった。
　試料Ｇ－６では、残留オーステナイトの体積分率が低すぎて、延性が低かった。
　試料Ｇ－８では、フェライトの体積分率が高すぎ、残留オーステナイトの体積分率が低すぎ、フレッシュマルテンサイトの体積分率が高すぎ、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径が大きすぎ、鉄基炭化物の個数密度が低すぎて、延性、穴広げ性、水素脆化特性及び靭性が低かった。
　試料Ｇ－９では、残留オーステナイトの体積分率が低すぎ、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計体積分率が高すぎて、延性が低かった。
　試料Ｓ－２では、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径が大きすぎて、穴広げ性、耐水素脆化特性及び靭性が低かった。
　試料Ｓ－３では、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径が大きすぎて、穴広げ性及び靭性が低かった。
　試料Ｓ－４では、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径が大きすぎて、靭性が低かった。
　試料Ｓ－５では、残留オーステナイトの体積分率が低すぎ、フレッシュマルテンサイトの体積分率が高すぎ、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計体積分率が低すぎ、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径が大きすぎ、鉄基炭化物の個数密度が低すぎて、延性、穴広げ性、水素脆化特性及び靭性が低かった。
　試料Ｓ－６では、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径が大きすぎて、穴広げ性及び靭性が低かった。
　試料Ｓ－８では、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径が大きすぎて、靭性が低かった。
　試料Ｓ－９では、鉄基炭化物の個数密度が低すぎて、穴広げ性、耐水素脆化特性及び靭性が低かった。
　試料Ｓ－１０では、フェライトの体積分率が高すぎ、残留オーステナイトの体積分率が低すぎ、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計体積分率が低すぎ、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径が大きすぎて、穴広げ性、耐水素脆化特性及び靭性が低かった。
　試料Ｓ－１１では、残留オーステナイトの体積分率が低すぎ、フレッシュマルテンサイトの体積分率が高すぎて、穴広げ性、耐水素脆化特性及び靭性が低かった。
　試料Ｓ－１２では、残留オーステナイトの体積分率が低すぎ、パーライトの体積分率が高すぎ、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径が大きくなりすぎて、穴広げ性、水素脆化特性及び靭性が低かった。
　試料Ｓ－１３では、残留オーステナイトの体積分率が低すぎ、フレッシュマルテンサイトの体積分率が高すぎて、延性及び耐水素脆化特性が低かった。
　試料Ｓ－１４では、残留オーステナイトの体積分率が低すぎて、穴広げ性、水素脆化特性及び靭性が低かった。
　試料Ｗ－２では、フレッシュマルテンサイトの体積分率が高すぎ、残留オーステナイトの体積分率が低すぎて、延性が低かった。
　試料ａ－１では、Ｃ含有量が低すぎ、フェライトの体積分率が高すぎ、残留オーステナイトの体積分率が低すぎ、フレッシュマルテンサイトの体積分率が高すぎ、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計体積分率が低すぎて、延性、穴広げ性及び靱性が低かった。
　試料ｂ－１では、Ｃ含有量が高すぎ、残留オーステナイトの体積分率が低すぎて、延性、穴広げ性、耐水素脆化特性及び靱性が低かった。
　試料ｃ－１では、Ｓｉ含有量が低すぎ、フェライトの体積分率が高すぎ、残留オーステナイトの体積分率が低すぎ、フレッシュマルテンサイトの体積分率が高すぎ、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計体積分率が低すぎて、延性が低かった。
　試料ｄ－１では、Ｍｎ含有量が低すぎ、フェライトの体積分率が高すぎ、残留オーステナイトの体積分率が低すぎ、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計体積分率が低すぎて、延性、穴広げ性、耐水素脆化特性及び靱性が低かった。
　試料ｅ－１では、Ｐ含有量が高すぎて、穴広げ性、耐水素脆化特性及び靱性が低かった。
　試料ｆ－１では、Ｓ含有量が高すぎて、穴広げ性、耐水素脆化特性及び靱性が低かった。
　試料ｇ－１では、Ａｌ含有量が高すぎ、フェライトの体積分率が高すぎ、残留オーステナイトの体積分率が低すぎ、フレッシュマルテンサイトの体積分率が高すぎ、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計体積分率が低すぎて、穴広げ性、耐水素脆化特性及び靱性が低かった。
　試料ｈ－１では、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径が大きすぎた。このため、穴広げ性及び靱性が低かった。
　試料ｉ－１では、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径が大きすぎた。このため、靱性が低かった。
　試料ｊ－１では、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径が大きすぎた。このため、靱性が低かった。
　試料ｋ－１では、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径が大きすぎた。このため、靱性が低かった。
　製造方法に着目すると、試料Ａ－２では、連続焼鈍における冷却停止温度が高すぎた。このため、フレッシュマルテンサイトの体積分率が高くなりすぎ、残留オーステナイトの体積分率が低くなりすぎ、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計体積分率が低くなりすぎ、鉄基炭化物の個数密度が低くなりすぎた。
　試料Ａ－３では、連続焼鈍における冷却停止温度が低すぎた。このため、残留オーステナイトの体積分率が低くなりすぎ、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計体積分率が高くなりすぎた。
　試料Ａ－４では、焼戻し処理における保持温度が低すぎた。このため、フレッシュマルテンサイトの体積分率が高くなりすぎ、残留オーステナイトの体積分率が低くなりすぎ、鉄基炭化物の個数密度が低くなりすぎた。
　試料Ａ－５では、焼戻し処理における保持温度が高すぎた。このため、残留オーステナイトの体積分率が低くなりすぎ、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径が大きくなりすぎた。
　試料Ａ－７では、焼戻し処理における保持時間が短すぎた。このため、残留オーステナイトの体積分率が低くなりすぎた。
　試料Ａ－９では、合金化処理の温度が高すぎた。残留オーステナイトの体積分率が低くなりすぎた。
　試料Ａ－１０では、連続焼鈍における保持温度が低すぎた。このため、フェライトの体積分率が高くなりすぎ、残留オーステナイトの体積分率が低くなりすぎ、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径が大きくなりすぎた。
　試料Ａ－１１では、連続焼鈍における冷却停止温度が高すぎた。このため、フレッシュマルテンサイトの体積分率が高くなりすぎ、残留オーステナイトの体積分率が低くなりすぎ、鉄基炭化物の個数密度が低くなりすぎた。
　試料Ｇ－２では、連続焼鈍における加熱速度が低すぎた。このため、フェライトの体積分率が高くなりすぎ、残留オーステナイトの体積分率が低くなりすぎ、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計体積分率が低くなりすぎ、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径が大きくなりすぎた。
　試料Ｇ－５では、焼戻し処理における保持温度が低すぎた。このため、残留オーステナイトの体積分率が低くなりすぎ、鉄基炭化物の個数密度が低くなりすぎた。
　試料Ｇ－６では、連続焼鈍における冷却停止温度が低すぎ、焼戻し処理における保持温度が高すぎた。このため、残留オーステナイトの体積分率が低くなりすぎた。
　試料Ｇ－８では、連続焼鈍における平均冷却速度が低すぎ、冷却停止温度が高すぎた。このため、フェライトの体積分率が高くなりすぎ、フレッシュマルテンサイトの体積分率が高くなりすぎ、残留オーステナイトの体積分率が低くなりすぎ、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径が大きくなりすぎ、鉄基炭化物の個数密度が低くなりすぎた。
　試料Ｇ－９では、連続焼鈍における冷却停止温度が低すぎ、焼戻し処理における保持時間が短すぎた。このため、残留オーステナイトの体積分率が低くなりすぎ、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計体積分率が高くなりすぎた。
　試料Ｓ－２では、粗圧延における所定の条件下でのパス数が０であり、仕上げ圧延における４台目圧延機での入側温度が高すぎ、仕上げ温度が高すぎた。このため、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径が大きくなりすぎた。
　試料Ｓ－３では、仕上げ圧延における最終３段の圧延の通過時間が長すぎ、最終段の圧延から水冷開始までの経過時間が長すぎた。このため、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径が大きくなりすぎた。
　試料Ｓ－４では、仕上げ圧延における最終３段の合計圧下率が低すぎた。このため、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径が大きくなりすぎた。
　試料Ｓ－５では、連続焼鈍における冷却停止温度が低すぎた。このため、フレッシュマルテンサイトの体積分率が高くなりすぎ、残留オーステナイトの体積分率が低くなりすぎ、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計体積分率が低くなりすぎ、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径が大きくなりすぎ、鉄基炭化物の個数密度が低くなりすぎた。
　試料Ｓ－６では、連続焼鈍における加熱速度が低すぎた。このため、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径が大きくなりすぎた。
　試料Ｓ－８では、連続焼鈍における保持温度が高すぎた。このため、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径が大きくなりすぎた。
　試料Ｓ－９では、連続焼鈍における保持時間が短すぎた。このため、鉄基炭化物の個数密度が低くなりすぎた。
　試料Ｓ－１０では、連続焼鈍における冷却停止温度が低すぎた。このため、フェライトの体積分率が高くなりすぎ、残留オーステナイトの体積分率が低くなりすぎ、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの合計体積分率が低くなりすぎ、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径が大きくなりすぎた。
　試料Ｓ－１１では、焼戻し処理における保持温度が高すぎた。このため、フレッシュマルテンサイトの体積分率が高くなりすぎ、残留オーステナイトの体積分率が低くなりすぎた。
　試料Ｓ－１２では、焼戻し処理における保持時間が長すぎた。このため、残留オーステナイトの体積分率が低くなりすぎ、パーライトの体積分率が高くなりすぎ、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径が大きくなりすぎた。
　試料Ｓ－１３では、連続焼鈍における冷却停止温度が高すぎた。このため、残留オーステナイトの体積分率が低くなりすぎ、フレッシュマルテンサイトの体積分率が高くなりすぎた。
　試料Ｓ－１４では、連続焼鈍における冷却停止温度が低すぎ、合金化処理の温度が高すぎた。残留オーステナイトの体積分率が低くなりすぎた。
　試料Ｗ－２では、焼戻し処理における保持温度が高すぎた。このため、フレッシュマルテンサイトの体積分率が高くなりすぎ、残留オーステナイトの体積分率が低くなりすぎた。
　試料ｉ－１及び試料ｊ－１では、仕上げ圧延における４台目圧延機での入側温度が高すぎた。このため、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径が大きくなりすぎた。
　試料ｋ－１では、仕上げ圧延における最終３段の圧延の通過時間が長すぎ、最終段の圧延から水冷開始までの経過時間が長すぎた。このため、焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径が大きくなりすぎた。
　試料ｌ－１では、加熱炉からの抽出温度が低すぎた。このため、仕上げ圧延前の温度が低くなりすぎ、仕上げ焼鈍を行わなかった。
　本発明は、例えば、自動車部品に好適な鋼板に関連する産業に利用することができる。

Claims (5)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．１５％～０．４５％、
    　Ｓｉ：１．０％～２．５％、
    　Ｍｎ：１．２％～３．５％、
    　Ａｌ：０．００１％～２．０％、
    　Ｐ：０．０２％以下、
    　Ｓ：０．０２％以下、
    　Ｎ：０．００７％以下、
    　Ｏ：０．０１％以下、
    　Ｍｏ：０．０％～１．０％、
    　Ｃｒ：０．０％～２．０％、
    　Ｎｉ：０．０％～２．０％、
    　Ｃｕ：０．０％～２．０％、
    　Ｎｂ：０．０％～０．３％、
    　Ｔｉ：０．０％～０．３％、
    　Ｖ：０．０％～０．３％、
    　Ｂ：０．００％～０．０１％、
    　Ｃａ：０．００％～０．０１％、
    　Ｍｇ：０．００％～０．０１％、
    　ＲＥＭ：０．００％～０．０１％、かつ
    　残部：Ｆｅ及び不純物、
    で表される化学組成を有し、
    　体積分率で、
    　焼戻しマルテンサイト及びベイナイト：合計で７０％以上９２％未満、
    　残留オーステナイト：８％以上３０％未満、
    　フェライト：１０％未満、
    　フレッシュマルテンサイト：１０％未満、かつ
    　パーライト：１０％未満、
    で表される鋼組織を有し、
    　焼戻しマルテンサイト及び下部ベイナイト中の鉄基炭化物の個数密度が１．０×１０６（個／ｍｍ２）以上であり、
    　焼戻しマルテンサイト及びベイナイトの有効結晶粒径が５μｍ以下であることを特徴とする鋼板。
  2. 　前記化学組成において、質量％で、
    　Ｍｏ：０．０１％～１．０％、
    　Ｃｒ：０．０５％～２．０％、
    　Ｎｉ：０．０５％～２．０％、若しくは
    　Ｃｕ：０．０５％～２．０％、
    　又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記化学組成において、質量％で、
    　Ｎｂ：０．００５％～０．３％、
    　Ｔｉ：０．００５％～０．３％、若しくは
    　Ｖ：０．００５％～０．３％、
    　又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする請求項１又は２に記載の鋼板。
  4. 　前記化学組成において、質量％で、
    　Ｂ：０．０００１％～０．０１％、
    が成り立つことを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の鋼板。
  5. 　前記化学組成において、質量％で、
    　Ｃａ：０．０００５％～０．０１％、
    　Ｍｇ：０．０００５％～０．０１％、若しくは
    　ＲＥＭ：０．０００５％～０．０１％、
    　又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の鋼板。
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