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WO2023068369A1 - 鋼板 - Google Patents

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WO2023068369A1
WO2023068369A1 PCT/JP2022/039380 JP2022039380W WO2023068369A1 WO 2023068369 A1 WO2023068369 A1 WO 2023068369A1 JP 2022039380 W JP2022039380 W JP 2022039380W WO 2023068369 A1 WO2023068369 A1 WO 2023068369A1
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WO
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less
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steel sheet
hydrogen embrittlement
martensite
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Application number
PCT/JP2022/039380
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English (en)
French (fr)
Inventor
光陽 大賀
健悟 竹田
克哉 中野
Original Assignee
日本製鉄株式会社
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Publication date
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Priority to EP22883671.4A priority patent/EP4421199A1/en
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    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

Definitions

  • the present invention relates to steel sheets. This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2021-172424 filed in Japan on October 21, 2021, the contents of which are 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 metal structure with a volume fraction of less than 3% 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, if the bonding strength of grain boundaries can be increased, cracking due to hydrogen embrittlement can be suppressed.
  • Patent Documents 1 to 6 do not discuss a method for improving hydrogen embrittlement resistance from such a viewpoint.
  • 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.
  • the steel sheet has a pearlite structure as the main phase, the ferrite phase in the remaining structure has a volume ratio of 20% or less with respect to the entire structure, and the lamellar spacing of the pearlite structure is 500 nm or less. It is obtained by subjecting a steel plate having a Vickers hardness of HV200 or more to cold rolling at a rolling reduction of 60% or more (preferably 75% or more). Therefore, it can be easily estimated that the anisotropy is strong and the formability of the member by cold pressing is low. Moreover, in Patent Document 3, in order to improve the delayed fracture characteristics, it is necessary to provide retention for 20 minutes or more at 650° C. or 700° C. in an atmosphere with a dew point of 15° C. or more, and there is also a problem of low productivity.
  • An object of the present invention is to provide a steel sheet excellent in hydrogen embrittlement resistance on the premise of a high-strength steel sheet having a microstructure mainly composed of martensite and tempered martensite.
  • hydrogen embrittlement is considered to be cracks that occur starting from the grain boundaries due to the segregation of hydrogen in the steel at the grain boundaries, which reduces the bonding strength of the grain boundaries. Therefore, the present inventors focused on the bonding strength of grain boundaries and conducted various studies on methods for improving hydrogen embrittlement resistance. As a result, the present inventors have found that by segregating a predetermined alloying element to the grain boundary, the bonding strength of the grain boundary is improved, and the intruding hydrogen is less likely to segregate in the grain boundary. , it is possible to suppress the decrease in the bonding strength of the grain boundary due to hydrogen.
  • 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: 0.80 to 2.00%, 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%, S
  • 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 orientation difference between adjacent martensite and tempered martensite is 15 deg.
  • the bond strength energy EGB determined by the concentration of each alloying element on the prior austenite grain boundary satisfies the following formula (1), and the tensile strength is 1500 MPa or more. .
  • EGB 1 + (3 x [Co] + 0.7 x [Ni] + 5.5 x [Mo] + 0.7 x [Cr] + 2.9 x [Ti] + 47 x [B] + 4.3 x [Nb] +4.5 ⁇ [V]+5.2 ⁇ [W]+3.1 ⁇ [Ta]+4.3 ⁇ [Zr] ⁇ 0.25 ⁇ [Mn] ⁇ 0.1 ⁇ [P] ⁇ [Cu] ⁇ 1 .1 ⁇ [Sn] ⁇ 0.6 ⁇ [Sb] ⁇ 0.9 ⁇ [As]) ⁇ 0.50 (1)
  • the [chemical symbol] in the formula represents the concentration of each alloying element in mass % on the prior austenite grain boundary.
  • 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: 0.001-0.050%, 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
  • FIG. 2 is a diagram showing the relationship between hydrogen embrittlement resistance of steel sheets, EGB , and tensile strength in Examples of the present invention.
  • a steel sheet according to one embodiment of the present invention (steel sheet according to the present embodiment) will be described below.
  • the steel plate according to the present embodiment has a predetermined chemical composition
  • the microstructure 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 become,
  • the orientation difference between adjacent martensite and tempered martensite is 15 deg.
  • the bond strength energy EGB determined by the concentration of each alloying element on the prior austenite grain boundary is 0.50 or more
  • 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 precipitation of alloy carbides in the hot-rolled structure is delayed. 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 0.80-2.00%
  • Mn is an element effective in increasing the strength of the steel sheet. If the Mn content is less than 0.80%, sufficient effects cannot be obtained. Therefore, the Mn content is set to 0.80% or more.
  • the Mn content may be 1.00% or more, or 1.20% or more.
  • the Mn content exceeds 2.00%, 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 2.00% or less.
  • the Mn content may be 1.90% or less, 1.85% or less, or 1.80% 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, even if the grain boundaries are strengthened, cracks are generated from the non-metallic 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.
  • 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 formed, even if the grain boundaries are strengthened, cracks occur in the coarse oxides, and these cracks propagate through the steel material, degrading 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.
  • Co is an element that also contributes to improving the bonding strength of grain boundaries. Therefore, Co may be contained.
  • 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.
  • 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 is an element effective in increasing the strength of the steel sheet.
  • Ni is an element that also contributes to improving the bonding strength of grain boundaries.
  • 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.
  • Mo is also an element that contributes to improving the bonding strength of grain boundaries. 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. Moreover, Cr is an element that also contributes to improving the bonding strength of grain boundaries. Therefore, Cr may be contained. When obtaining the above effect, it is preferable to set the Cr content to 0.001% or more. The Cr content may be 0.005% or more, 0.010% or more, or 0.050% or more. On the other hand, when the Cr content exceeds 2.000%, coarse Cr carbides are formed in the center segregation portion, which may deteriorate hydrogen embrittlement resistance. Therefore, 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 0-0.500%
  • 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.
  • Ti is an element that contributes to improving the bonding strength of grain boundaries. Therefore, Ti may be contained.
  • 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.
  • 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.
  • B is an element that also contributes to the improvement of the bonding strength of grain boundaries. 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.
  • 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.
  • Nb is an element that contributes to improving the bonding strength of grain boundaries. 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.
  • V is an element that also contributes to improving the bonding strength of grain boundaries. 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. Moreover, W 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. In addition, W is an element that contributes to improving the bonding strength of grain boundaries. Therefore, W may be contained. In order to obtain the above effects, 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. On the other hand, when the W content exceeds 0.100%, the formation of coarse W precipitates or crystallized substances becomes significant.
  • 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.
  • Ta is an element that also contributes to improving the bonding strength of grain boundaries. Therefore, Ta may be contained.
  • 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.
  • 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.
  • Zr is an element that contributes to improving the bonding strength of grain boundaries. 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. In this case, the chemical composition is the average content over the entire plate thickness. Cannot be measured by ICP-AES, C and S are measured using the combustion-infrared absorption method, N is measured using the inert gas fusion-thermal conductivity method, and O is measured using the inert gas fusion-nondispersive infrared absorption method. do it.
  • the chemical composition may be analyzed after removing the coating layer by mechanical grinding or the like. When 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 martensite-based structure. 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 and tempered martensite affects the strength of steel, and the larger the area ratio, the higher the tensile strength. If the total area ratio of martensite and tempered martensite is 90.0% or less, the target tensile strength cannot be achieved. In addition, it may cause fracture during elastic deformation under stress load, or cause deterioration of hydrogen embrittlement resistance due to the formation of structures other than martensite and tempered martensite and increased non-uniformity of the microstructure. may be. Therefore, 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 present inventors have found that in the microstructure mainly composed of martensite and tempered martensite, the misorientation between adjacent martensite and tempered martensite is 15 deg.
  • the above interfaces (martensite/tempered martensite, martensite/martensite, or tempered martensite/tempered martensite interfaces) are the main grain boundaries, and the grain boundary strength is improved by each alloying element.
  • We investigated the contribution of As a result when the bond strength energy EGB can be expressed by the following formula (1) using the concentration of each alloy element on the grain boundary, and when EGB is 0.50 or more, the hydrogen embrittlement resistance is A clear improvement was found. Therefore, in the steel sheet according to the present embodiment, the orientation difference between adjacent martensite and tempered martensite is 15 deg.
  • the bond strength energy E GB determined by the concentration of each alloying element on the prior austenite grain boundary satisfies the following formula (1).
  • EGB 1 + (3 x [Co] + 0.7 x [Ni] + 5.5 x [Mo] + 0.7 x [Cr] + 2.9 x [Ti] + 47 x [B] + 4.3 x [Nb] +4.5 ⁇ [V]+5.2 ⁇ [W]+3.1 ⁇ [Ta]+4.3 ⁇ [Zr] ⁇ 0.25 ⁇ [Mn] ⁇ 0.1 ⁇ [P] ⁇ [Cu] ⁇ 1 .1 ⁇ [Sn] ⁇ 0.6 ⁇ [Sb] ⁇ 0.9 ⁇ [As]) ⁇ 0.50
  • the [chemical symbol] in the formula represents the concentration of each alloying element in mass % on the prior austenite grain boundary.
  • the orientation difference is 15deg. 15deg. This is because hydrogen tends to preferentially accumulate at the former austenite grain boundaries. As can be seen from the formula (1), not all the alloying elements that segregate at the grain boundaries increase the bond strength energy, but the segregation of many alloying elements that increase the grain boundary bonding energy increases the grain boundary bonding energy. .
  • the orientation difference between adjacent martensite and tempered martensite is 15 deg.
  • the above interface is an interface between martensite and martensite, and the orientation difference is 15 deg.
  • the interface described above, which is the interface between martensite and tempered martensite, has a misorientation of 15 deg.
  • the concentration of each alloying element on the prior austenite grain boundary was measured using an EDS (energy dispersive X-ray spectrometer) of a TEM (transmission electron microscope) in the same manner as the SEM observation described above. It is obtained by observing the thickness (range of 1/8 to 3/8 of the plate thickness centering on the position of 1/4 of the plate thickness in the thickness direction). More specifically, a TEM transmission electron microscope (Cs-corrected TEM) with spherical aberration correction is used as the TEM (transmission electron microscope). A thin section sample used for TEM observation is obtained by the following method.
  • a sample for measuring the amount of alloying elements is taken from a steel plate sample in the range of 1/8 to 3/8 of the plate thickness, and wet-polished using emery paper to a thickness of about 100 ⁇ m.
  • electrolytic polishing is performed by twin-jet electrolytic polishing to a thinness that allows TEM observation.
  • the electropolishing method is performed using a twin-jet electropolishing apparatus. Since the appropriate conditions for twin-jet electropolishing vary depending on the composition of the base material of the sample, it is necessary to extract the conditions for each sample. Uniform milling of the flake sample using Ar ion milling after twin jet improves the quantification accuracy of the elements on the prior austenite grain boundaries.
  • the flake sample thus obtained is observed with a Cs-corrected TEM.
  • the observation position is on the former austenite grain boundary, and the former austenite grain boundary is found as follows.
  • the former austenite grain boundaries, packet boundaries and block boundaries appear as black lines.
  • the sample is tilted and rotated so that any black line indicating the prior austenite grain boundary is horizontal to the electron beam incident direction of the TEM.
  • elemental analysis using EDS is performed at 100,000 times just above the prior austenite grain boundary.
  • the elemental analysis using the cumulative number of times of EDS analysis is performed by the following method.
  • Point analyzes are performed three times just above the prior austenite grain boundaries to quantify the concentration of alloying elements on the prior austenite grain boundaries. This analysis is performed on five prior austenite grain boundaries to calculate the average alloying element concentration. This average alloying element concentration is defined as the alloying element concentration on the prior austenite grain boundary.
  • 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 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 to 2.2 mm. More preferably, the plate thickness is 1.05 mm or more, still more preferably 1.1 mm or more. Also, the plate thickness is more preferably 2.1 mm or less, more preferably 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 steel plate according to the present embodiment can be produced by a production method including the following steps (I) to (VII), although the steel plate according to the present embodiment can obtain the above effects regardless of the production method.
  • a cooling step of cooling to temperature (IV) a winding step of winding the hot-rolled steel sheet after the cooling step at the winding temperature; (V) a stopping step of stopping the hot-rolled steel sheet after the winding step in a temperature range of 400 to 550° C. for 600 seconds or longer; (VI) a cold-rolling step of pickling and cold-rolling the hot-rolled steel sheet after the stopping step to obtain a cold-rolled steel sheet; (VII) An annealing step of holding and annealing the cold-rolled steel sheet after the cold-rolling step at an annealing temperature of 800°C or more and less than 900°C. Preferred conditions in each step are described below.
  • Heating process a steel piece such as a slab having the same chemical composition as the steel plate according to the present embodiment is heated prior to hot rolling.
  • 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 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.
  • the hot rolled steel sheet after the hot rolling step is cooled within 3.0 seconds from the completion of the hot rolling step (completion of the final pass of finish rolling), Cool to a coiling temperature of 550-700° C. at an average cooling rate of less than a second. If the time from the completion of hot rolling to the start of rolling exceeds 3.0 seconds, or if the average cooling rate to the coiling temperature is less than 20°C/sec, an austenite to ferrite transformation will occur before coiling. In this case, the driving force of the precipitate becomes small, and it becomes difficult to deposit the precipitate uniformly and finely in the subsequent process.
  • the cooling stop temperature exceeds 700°C, an internal oxide layer is likely to be formed on the surface of the steel sheet, cracks are likely to occur on the surface, and the productivity in the subsequent pickling process is significantly deteriorated, which is not preferable. . It is not necessary to limit the lower limit of the time from the completion of hot rolling to the start of rolling.
  • the hot-rolled steel sheet after the cooling process is coiled at a coiling temperature (cooling stop temperature).
  • the wound hot-rolled steel sheet is held (held) in a temperature range of 400 to 550° C. for 600 seconds or longer.
  • alloy carbides or nitrides are precipitated on the steel sheet.
  • the precipitates deposited here can be unevenly distributed at the prior austenite grain boundaries by controlling the post-process. If the holding temperature is too high, the precipitates are coarsened and not uniformly dispersed.
  • the holding temperature is too low, although the precipitates become finer, it takes a long time to complete the precipitation, resulting in lower manufacturability and productivity. Also, if the holding time is short, the alloy carbides will not precipitate sufficiently.
  • a method such as covering or covering with a heating box may be performed.
  • Cold rolling process In the cold-rolling process, the hot-rolled steel sheet after the stopping process is unwound, pickled and cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet. 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 rolling reduction (rolling rate) of cold rolling is not particularly limited. For example, 20-80%.
  • the cold-rolled steel sheet after the cold rolling step is annealed while being held at an annealing temperature of 800°C or more and less than 900°C.
  • this annealing step in the process of heating to the annealing temperature, which is in the austenite single-phase region, these precipitates play a role of pinning prior austenite grain boundaries in a relatively low temperature region. As a result, the precipitates are unevenly distributed on the prior austenite grain boundaries. When the temperature is further heated to reach a relatively high temperature range, the precipitate becomes thermally unstable and dissolves. As a result, the alloy elements can be segregated on the prior austenite grain boundaries.
  • the annealing temperature is set to 800° C. or higher.
  • Annealing temperature is preferably 830° C. or higher.
  • the annealing temperature is 900° C.
  • the holding time is preferably 10 seconds or longer.
  • the average heating rate to the annealing temperature is preferably 2 to 35°C/sec.
  • the cold-rolled steel sheet may be cooled from the annealing temperature to 25°C to 300°C at an average cooling rate of 20°C to 100°C/sec.
  • the steel sheet is quenched in a state in which alloying elements are segregated in the austenite grain boundaries, and austenite transforms into martensite.
  • the average cooling rate is less than 20°C/sec, a sufficient amount of martensite will not form.
  • the average cooling rate exceeds 100°C/sec
  • the capacity of the equipment may be insufficient for continuous annealing, and the equipment may need to be reinforced, so 100°C/sec is the substantial upper limit.
  • the cooling stop temperature exceeds 300° C.
  • untransformed austenite that has not undergone martensitic transformation tends to undergo bainite transformation, which may lead to a decrease in strength.
  • the cooling stop temperature is set to less than 25° C., the effect is saturated, and a special refrigerant or the like is required, which lowers the productivity and increases the cost.
  • the cold-rolled steel sheet after the post-annealing cooling step may be further subjected to a tempering step of heating to 50 to 550° C. and holding for 10 to 1000 seconds.
  • a tempering step of heating to 50 to 550° C. and holding for 10 to 1000 seconds.
  • tempering temperature when the tempering temperature is higher than 550°C, the dislocation density in the tempered martensite decreases, resulting in a decrease in strength, which may lead to a decrease in tensile strength.
  • carbides may be coarsely precipitated on prior austenite grain boundaries, degrading hydrogen embrittlement resistance.
  • the holding time when the holding time is longer than 1000 seconds, the strength is lowered and the productivity is lowered. Tempering may be performed in a continuous annealing facility, or off-line after continuous annealing in a separate facility.
  • the steel In the post-annealing cooling step, the steel may be held in a temperature range of 350 to 650° C. (second temperature range: a temperature range considered to be higher than the Ms point) for 10 to 200 seconds during cooling.
  • the cooling rate up to the second temperature range, excluding the holding temperature, and the average cooling rate from the holding temperature to 25 to 300° C. (cooling stop temperature) may each be 20 to 100° C./sec. That is, in this case, after the annealing step, cooling is performed from the annealing temperature to the second temperature range of 350 to 650 ° C. at an average cooling rate of 20 to 100 ° C./sec, and the second temperature range is for 10 to 200 seconds.
  • the alloying elements that cannot be completely segregated at the grain boundaries and are present in the grains are segregated on the prior austenite grain boundaries, and the hydrogen embrittlement resistance can be improved.
  • the holding temperature is less than 350° C., bainite transformation is likely to occur, and strength may decrease. If the holding time is less than 20 seconds, the effect of segregating the elements present in the grains onto the prior austenite grain boundaries cannot be obtained.
  • the holding temperature range is preferably 370° C. or higher and 630° C. or lower, more preferably 390° C. or higher and 610° C. or lower.
  • the holding time range is preferably 30 seconds or more and 180 seconds or less, more preferably 50 seconds or more and 160 seconds or less.
  • the steel sheet manufacturing method may include a coating layer forming step of forming a coating layer on (one or both) surfaces of the steel sheet.
  • 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.
  • the coating layer may be formed after the post-annealing cooling process, during the post-annealing cooling process, or during the tempering process. That is, as part of the 350-650° C. hold during the post-annealing cooling step, or as part of the 50-550° C. hold during the tempering step.
  • alloying treatment may be further performed.
  • a condition is exemplified in which the steel sheet on which the plating layer is formed is held at 480 to 550° C. for 1 to 30 seconds.
  • the alloying step may also be performed during the post-annealing cooling step described above, or during the tempering step. That is, as part of the 350-650° C. hold during the post-annealing cooling step, or as part of the 50-550° C. hold during the tempering step.
  • the surface of the coating layer is subjected to an upper layer plating, various treatments such as chromate treatment, phosphate treatment, lubricity improvement treatment, weldability improvement treatment, etc. can also be used.
  • Example 1 Steel having the chemical compositions shown in Tables 1-1 to 1-4 was melted and cast into steel slabs. This steel slab was inserted into a furnace heated to 1220° C., held for 60 minutes, taken out into the atmosphere, and hot rolled to obtain a steel plate (hot rolled 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 finishing rollings 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 starting temperature of finish rolling was 1060°C, and the finishing temperature was 870°C.
  • the hot-rolled steel sheet was cooled by water cooling, and cooled to 580°C at an average cooling rate of 38.0°C/second. °C furnace and held for 1800 seconds. Subsequently, the hot-rolled steel sheet was pickled to remove oxide scales, and cold-rolled at a rolling reduction of 50.0% to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.4 mm.
  • This cold-rolled steel sheet was heated to 880°C at an average heating rate of 12.0°C/sec, held at 880°C for 120 seconds, and then cooled to 150°C at an average cooling rate of 42.0°C/sec. After that, the cold-rolled steel sheet was subjected to tempering by reheating to 230° C. and holding for 180 seconds. No plating was applied.
  • the chemical composition was analyzed using samples taken from the obtained steel plate. As a result, the chemical compositions were the same as those of the steels shown in Tables 1-1 to 1-4.
  • the tensile strength, total elongation, and hydrogen embrittlement resistance (hydrogen embrittlement resistance) of the obtained cold-rolled steel sheets were evaluated by the following methods.
  • 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 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 lower the pH of the HCl aqueous solution and the longer the immersion time the greater the amount of hydrogen that penetrates into the steel sheet, so the hydrogen embrittlement environment becomes a severe condition.
  • a case of NG was regarded as a failure.
  • 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.
  • production No. P had a low tensile strength of less than 1500 MPa due to its low C content.
  • Manufacturing No. S had a low tensile strength of less than 1500 MPa due to its low Mn content.
  • Example 2 Furthermore, in order to investigate the influence of the manufacturing conditions, the steel grades (steel Nos. A to O) that were found to have excellent properties in Example 1 were used in the same equipment as in Example 1, and steel billets were processed to 1250 to 1100. It was inserted into a furnace heated to 100°C, held for 60 minutes, and then taken out into the atmosphere to produce a hot-rolled steel sheet with a thickness of 2.3 mm under the manufacturing conditions shown in Tables 3-1 and 3-2. Further, cold-rolled steel sheets were obtained under the conditions after winding as described in Tables 3-1 to 3-4. A part of the cold-rolled steel sheet was a plated steel sheet having a plating layer.
  • GI and GA of the plating treatment indicate the method of galvanizing treatment
  • GI is a steel sheet formed by immersing the steel sheet in a hot dip galvanizing bath at 460 ° C. to form a galvanized layer on the surface of the steel sheet.
  • GA are steel sheets obtained by immersing the steel sheets in a hot-dip galvanizing bath and heating the steel sheets to 485° C. to form an iron-zinc alloy layer on the surface of the steel sheets.
  • examples in which tempering is indicated as "-" are examples in which tempering is not applied.
  • the time between passes in the table is the time between passes for each pass with a rolling reduction of 20% or more (since rolling was performed with a tandem rolling mill, the time between passes was the same).
  • the holding time in the post-annealing cooling step is the holding time in the second temperature range when cooling is performed to the second temperature range, but cooling is stopped. If the temperature is outside the second temperature range, it is the retention time around that temperature.
  • Example 2 For the obtained cold-rolled steel sheet (including plated steel sheet), in the same manner as in Example 1, ferrite, martensite and tempered martensite in the microstructure, and the balance (bainite, pearlite and retained austenite one or more of ) was determined, the concentration of each alloying element on the austenite grain boundary was measured, and EGB was determined.
  • Example 1 In addition, the tensile strength and total elongation of the obtained cold-rolled steel sheets were evaluated in the same manner as in Example 1.
  • TS tensile strength
  • 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 length of the cracks, the better the hydrogen embrittlement resistance.
  • steel sheets with high strength and excellent resistance to hydrogen embrittlement can be obtained by appropriately controlling hot rolling, coiling, annealing, and the like. rice field.
  • FIG. 1 is a diagram showing the relationship between EGB and tensile strength given to hydrogen embrittlement resistance of steel sheets in Examples 1 and 2.
  • FIG. 1 ⁇ indicates an example in which the target for resistance to hydrogen embrittlement was not achieved, and ⁇ indicates an example in which the target for resistance to hydrogen embrittlement was achieved.
  • ⁇ indicates an example in which the target for resistance to hydrogen embrittlement was achieved.
  • FIG. 1 by setting the EGB to 0.50 or more, it is possible to obtain excellent resistance to hydrogen embrittlement even with a high-strength material of 1500 MPa or more.
  • the present invention it is possible to provide a high-strength steel sheet with excellent resistance to hydrogen embrittlement.
  • 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き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、隣接するマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの、方位差が１５ｄｅｇ．以上の界面を旧オーステナイト粒界としたとき、前記旧オーステナイト粒界上の各合金元素の濃度によって決定される結合強度エネルギーＥＧＢが０．５０以上であり、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２０２１－１７２４２４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、粒界の結合強度を高めることができれば、水素脆化による割れを抑制できると考えられる。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き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。
　さらに、特許文献２では、鋼板が、パーライト組織を主相とし、残部組織におけるフェライト相が組織全体に対する体積率で２０％以下であり、パーライト組織のラメラ間隔が５００ｎｍ以下である組織を有し、ビッカース硬さがＨＶ２００以上の鋼板に対して、圧延率：６０％以上（好適には７５％以上）で冷間圧延を施すことで得られている。そのため、異方性が強く、冷間プレスによる部材の成形性が低いことが容易に推定できる。
　また、特許文献３では、遅れ破壊特性の改善のために、露点が１５℃以上の雰囲気中で６５０℃あるいは７００℃において、２０ｍｉｎ以上の保持を与える必要があり、生産性が低い課題もある。
　本発明は、上記の課題に鑑みてなされた。本発明は、マルテンサイト及び焼き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を前提として、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。そのため、本発明者らは、粒界の結合強度に着目し、耐水素脆化特性を向上させる方法について、種々の検討を行った。
　その結果、本発明者らは、粒界へ所定の合金元素を偏析させることで、粒界の結合強度が向上するとともに、侵入した水素が粒界に偏析しにくくなり、水素が侵入したとしても、水素による粒界の結合強度の低下を抑制することが可能となることを見出した。
　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：０．８０～２．００％、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き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、隣接するマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの、方位差が１５ｄｅｇ．以上の界面を旧オーステナイト粒界としたとき、前記旧オーステナイト粒界上の各合金元素の濃度によって決定される結合強度エネルギーＥＧＢが下式（１）を満たし、引張強さが１５００ＭＰａ以上である。
ＥＧＢ＝１＋（３×［Ｃｏ］＋０．７×［Ｎｉ］＋５．５×［Ｍｏ］＋０．７×［Ｃｒ］＋２．９×［Ｔｉ］＋４７×［Ｂ］＋４．３×［Ｎｂ］＋４．５×［Ｖ］＋５．２×［Ｗ］＋３．１×［Ｔａ］＋４．３×［Ｚｒ］－０．２５×［Ｍｎ］－０．１×［Ｐ］－［Ｃｕ］－１．１×［Ｓｎ］－０．６×［Ｓｂ］－０．９×［Ａｓ］）　≧０．５０　　　（１）
　ここで、式中の［化学記号］は前記旧オーステナイト粒界上の質量％での前記各合金元素の前記濃度を表す。
［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：０．００１～０．０５０％、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、耐水素脆化特性に優れた鋼板を提供することができる。
本発明の実施例における、鋼板の耐水素脆性と、ＥＧＢ及び引張強さとの関係を示す図である。
　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き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、
　隣接するマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの、方位差が１５ｄｅｇ．以上の界面を旧オーステナイト粒界（旧γ粒界）としたとき、前記旧オーステナイト粒界上の各合金元素の濃度によって決定される結合強度エネルギーＥＧＢが０．５０以上であり、
　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、熱延組織における合金炭化物の析出が遅延する。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：０．８０～２．００％
　Ｍｎは、鋼板の強度上昇に有効な元素である。Ｍｎ含有量が０．８０％未満では、効果が十分に得られない。このためＭｎ含有量を０．８０％以上とする。Ｍｎ含有量は１．００％以上、または１．２０％以上であってもよい。
　一方、Ｍｎ含有量が２．００％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２．００％以下とする。Ｍｎ含有量は１．９０％以下、１．８５％以下又は１．８０％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、粒界を強化していたとしても、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、粒界を強化していたとしても、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。また、Ｃｏは粒界の結合強度の向上にも寄与する元素である。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は粒界の結合強度の向上にも寄与する元素である。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。また、Ｍｏは、粒界の結合強度の向上にも寄与する元素である。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。また、Ｃｒは粒界の結合強度の向上にも寄与する元素である。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。また、Ｔｉは粒界の結合強度の向上にも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。また、Ｂは粒界の結合強度の向上にも寄与する元素である。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、耐水素脆化特性は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。また、Ｎｂは粒界の結合強度の向上にも寄与する元素である。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。また、Ｖは粒界の結合強度の向上にも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。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。また、Ｗは粒界の結合強度の向上にも寄与する元素である。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。また、Ｔａは粒界の結合強度の向上にも寄与する元素である。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。また、Ｚｒは粒界の結合強度の向上にも寄与する元素である。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。
　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き戻しマルテンサイト：合計で９０．０％超
　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ない。加えて、応力負荷における弾性変形時の破壊の原因となる場合や、マルテンサイト及び焼戻しマルテンサイト以外の組織が形成されミクロ組織の不均一性が増加することによる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。
＜結合強度エネルギー＞
　水素脆化による割れは、鋼中の水素が粒界に偏析することで粒界の結合強度が低下し、結合強度の低下した粒界が割れの起点となって発生する。これに対し、粒界へ所定の合金元素を偏析させると、粒界の結合強度が向上する。また、既に合金元素が偏析していることで、侵入した水素が粒界に偏析しにくくなり、水素が侵入したとしても、水素による粒界の結合強度の低下を抑制することが可能となる。
　本発明者らは、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において、隣接するマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの方位差が１５ｄｅｇ．以上の界面（マルテンサイト／焼戻しマルテンサイト、マルテンサイト／マルテンサイト、または焼戻しマルテンサイト／焼戻しマルテンサイトの界面）である旧オーステナイト粒界を主な粒界とし、各合金元素による粒界強度向上への寄与度を調査した。その結果、結合強度エネルギーＥＧＢが各合金元素の粒界上の濃度を用いて下記式（１）のように表現できること、ＥＧＢが０．５０以上である場合に、耐水素脆化特性が明確に向上することを見出した。
　そのため、本実施形態に係る鋼板では、隣接するマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの、方位差が１５ｄｅｇ．以上の界面を旧オーステナイト粒界としたとき、前記旧オーステナイト粒界上の各合金元素の濃度によって決定される結合強度エネルギーＥＧＢが下式（１）を満たす。
ＥＧＢ＝１＋（３×［Ｃｏ］＋０．７×［Ｎｉ］＋５．５×［Ｍｏ］＋０．７×［Ｃｒ］＋２．９×［Ｔｉ］＋４７×［Ｂ］＋４．３×［Ｎｂ］＋４．５×［Ｖ］＋５．２×［Ｗ］＋３．１×［Ｔａ］＋４．３×［Ｚｒ］－０．２５×［Ｍｎ］－０．１×［Ｐ］－［Ｃｕ］－１．１×［Ｓｎ］－０．６×［Ｓｂ］－０．９×［Ａｓ］）　≧０．５０　　　（１）
　ここで、式中の［化学記号］は旧オーステナイト粒界上の、質量％での各合金元素の濃度を表す。
　方位差が１５ｄｅｇ．以上の界面を対象としたのは、１５ｄｅｇ．以上の旧オーステナイト粒界に水素が優先的に集積する傾向があるからである。
　式（１）から分かるように、粒界に偏析する合金元素の全てが結合強度エネルギーを高めるものではなく、粒界結合エネルギーを高める合金元素を多く偏析させることで、粒界結合エネルギーが高くなる。
　ここで、隣接するマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの、方位差が１５ｄｅｇ．以上の界面とは、マルテンサイトとマルテンサイトとの界面であって、方位差が１５ｄｅｇ．以上の界面、マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトとの界面であって、方位差が１５ｄｅｇ．以上の界面、及び焼戻しマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトとの界面であって、方位差が１５ｄｅｇ．以上の界面を指す。
　旧オーステナイト粒界上の各合金元素の濃度はＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）のＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分光器）を用いて、上述のＳＥＭ観察と同様に、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。より具体的には、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）として、球面収差補正付ＴＥＭ透過型電子顕微鏡（Ｃｓ-ｃｏｒｒｅｃｔｅｄ　ＴＥＭ）を用いる。
　ＴＥＭ観察に用いる薄片サンプルは以下の方法で得る。鋼板サンプルから板厚１／８～３／８位置の範囲から合金元素量測定用のサンプルを採取し、エメリー紙を用いた湿式研磨により１００μｍ程度の薄さまで研磨を行う。
　その後、ツインジェット電解研磨によりＴＥＭ観察が可能な薄さまで電解研磨を行う。電解研磨の方法は、ツインジェット電解研磨装置を用いて行う。ツインジェット電解研磨の適正条件はサンプルの母材成分によって変化するため、サンプルごとに抽出する必要がある。ツインジェットを実施した後に、Ａｒイオンミリングを用いて薄片サンプルを均一にミリングすることで、旧オーステナイト粒界上の元素の定量化精度が向上する。
　このようにして得られた薄片サンプルをＣｓ－ｃｏｒｒｅｃｔｅｄ　ＴＥＭで観察する。観察位置は、旧オーステナイト粒界上であるが、旧オーステナイト粒界は次のようにして見つける。ＴＥＭ観察における明視野像（Ｂｒｉｇｈｔ－Ｆｉｅｌｄ　ｉｍａｇｅ）において、３００００倍で観察を行ったとき、旧オーステナイト粒界、パケット境界およびブロック境界は、黒い線として表れる。これら黒い線のうち、任意の旧オーステナイト粒界を示す黒い線が、ＴＥＭの電子線の入射方向と水平となるようにサンプルを傾斜および回転させる。その状態で旧オーステナイト粒界の直上において１０００００倍で、ＥＤＳを用いた元素分析を行う。ＥＤＳ分析の積算回数を用いた元素分析は以下の方法で行う。旧オーステナイト粒界の直上で点分析を３回行い、旧オーステナイト粒界上の合金元素濃度を定量化する。この分析を５つの旧オーステナイト粒界上で行い、平均の合金元素濃度を算出する。この平均の合金元素濃度を旧オーステナイト粒界上の合金元素濃度とする。
（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、１．０～２．２ｍｍであることが好ましい。より好ましくは、板厚は、１．０５ｍｍ以上、さらに好ましくは１．１ｍｍ以上である。また、より好ましくは、板厚は、２．１ｍｍ以下、さらに好ましくは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＞
　本実施形態に係る鋼板は、製造方法によらず、上記の特徴を有していればその効果は得られるが、以下の工程（Ｉ）～（ＶＩＩ）を含む製造方法によって製造可能である。
（Ｉ）所定の化学組成を有する鋼片を加熱する加熱工程、
（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、
（ＩＩＩ）前記熱延鋼板を、前記熱間圧延工程の完了から３．０秒以内に冷却を開始し、２０℃／秒以上５０℃／秒以下の平均冷却速度で５５０～７００℃の巻取温度まで冷却する冷却工程、
（ＩＶ）前記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、
（Ｖ）前記巻取工程後の前記熱延鋼板を、４００～５５０℃の温度域に６００秒以上停留させる停留工程、
（ＶＩ）前記停留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、
（ＶＩＩ）前記冷間圧延工程後の前記冷延鋼板を、８００℃以上、９００℃未満の焼鈍温度で保持して焼鈍する焼鈍工程。
　以下、各工程で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、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］
［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、合金元素の粒界拡散が促進され、粒界に合金炭化物または窒化物の析出が促進される。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。
　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。
（冷却工程）
　冷却工程では、熱間圧延工程後の熱延鋼板を、熱間圧延工程の完了（仕上圧延の最終パスの完了）から３．０秒以内に冷却を開始し、２０℃／秒以上５０℃／秒以下の平均冷却速度で５５０～７００℃の巻取温度まで冷却する。
　熱間圧延の完了から圧延開始までの時間が３．０秒を超える、または巻取温度までの平均冷却速度が２０℃／秒未満の場合、巻き取りまでに、オーステナイトからフェライト変態が生じる。この場合、析出物の駆動力が小さくなり、後工程において、析出物の均一かつ微細に析出しにくくなる。
　一方、巻取温度までの平均冷却速度が速すぎる場合は、硬化相が形成されやすくなる。この場合、その後の製造性が著しく劣化し、生産性が低下する。
　また、冷却停止温度が５５０℃未満であると、析出物の析出が遅延し、製造性の劣化を招き生産性が低下する。また、冷却停止温度が７００℃超では、オーステナイトからフェライト変態が起き、炭化物の析出の駆動力が小さくなり、後工程において析出物の均一克微細に析出しにくくなるので好ましくない。また、冷却停止温度が７００℃超では、鋼板表面に内部酸化層が形成されやすくなり、表面に亀裂が生じやすくなったり、後工程の酸洗における生産性を著しく劣化したりするので、好ましくない。
　熱間圧延の完了から圧延開始までの時間の下限を限定する必要はなく、設備制限の範囲でなるべく短時間で行ってもよい。
（巻取工程）
（停留工程）
　巻取工程では、冷却工程後の熱延鋼板を巻取温度（冷却停止温度）で巻き取る。また、その後の停留工程では、巻き取られた熱延鋼板を、４００～５５０℃の温度域に６００秒以上保持する（停留させる）。この巻取及び停留条件の制御により、鋼板に、合金炭化物または窒化物を析出させる。
　ここで析出した析出物は、後工程を制御することで、旧オーステナイト粒界に偏在させることができる。
　保持温度が、高すぎると、析出物が粗大化し、均一に分散しない。また、保持温度が低すぎると、析出物は微細化するものの、析出完了までに多くの時間を有し、製造性および生産性が低下する。また、保持時間が短いと、合金炭化物が十分に析出しない。
　上記の条件で滞留させるには、例えば、カバーをかける、加熱ボックスで被覆するなどの方法を行えばよい。
（冷間圧延工程）
　冷間圧延工程では、停留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（圧延率）は、特に限定されない。例えば２０～８０％である。
（焼鈍工程）
　焼鈍工程では、冷間圧延工程後の前記冷延鋼板を、８００℃以上、９００℃未満の焼鈍温度で保持して焼鈍する。
　この焼鈍工程では、オーステナイト単相域である焼鈍温度まで加熱する過程で、比較的低い温度域では、これらの析出物は旧オーステナイト粒界をピン止めする役割を果たす。その結果として、析出物は旧オーステナイト粒界上に偏在する。さらに加熱を行い、比較的高い温度域に到達すると、析出物は熱的に不安定化し溶解する。その結果、合金元素を旧オーステナイト粒界上に偏析させた状態とすることができる。
　この状態で、後で説明する焼鈍後冷却工程の通り、急冷を行うことで、オーステナイトが、マルテンサイトに変態し、旧オーステナイト粒界上に合金元素が偏在した高強度鋼板を得ることができる。
　焼鈍温度が８００℃未満では、オーステナイトの生成量が少なく、また、炭化物の溶解が不十分となる。そのため、焼鈍温度を８００℃以上とする。焼鈍温度は、好ましくは８３０℃以上である。
　一方、焼鈍温度が９００℃以上であると、粒成長が起き、旧オーステナイト粒径が粗大化することで、粒界への所定の合金元素の偏析が抑制され、耐水素脆化特性が劣化する場合がある。
　焼鈍温度での保持時間は限定する必要はないが、保持時間が１０秒未満であると焼鈍温度でのオーステナイトの分率が不十分であったり、炭化物の溶解が不十分となったりするおそれがある。そのため、保持時間は、１０秒以上が好ましい。一方、保持時間が長くても、特性上は問題ないが、連続焼鈍を想定した場合、設備のライン長が長くなるので、６００秒程度を実質的上限としてもよい。
　焼鈍温度までの平均昇温速度は、２～３５℃／秒であることが好ましい。
（焼鈍後冷却工程）
（焼戻し工程）
　焼鈍後冷却工程では、焼鈍工程後、冷延鋼板を、焼鈍温度から、２０～１００℃／秒の平均冷却速度で、２５℃～３００℃まで冷却を行ってもよい。
　この冷却によって、オーステナイト粒界に合金元素が偏析した状態で、鋼板が急冷され、オーステナイトがマルテンサイトに変態する。その結果、旧オーステナイト粒界に合金が偏析した、マルテンサイトを主体とする組織を有する鋼板が得られる。
　平均冷却速度が、２０℃／秒未満であると、十分な量のマルテンサイトが生成しない。一方、平均冷却速度が１００℃／秒超である場合、連続焼鈍を想定すると設備の能力が不足し設備の増強が必要となる場合があるため、１００℃／秒を実質的な上限とする。
　また、冷却停止温度が３００℃超では、マルテンサイト変態しなかった未変態オーステナイトがベイナイト変態しやすくなり、強度が低下する場合がある。一方、冷却停止温度を２５℃未満としても、効果は飽和する上、特別な冷媒等が必要となるなど、製造性が低下したり、コストが上昇したりする。
　焼鈍後冷却工程後の冷延鋼板は、さらに、５０～５５０℃に加熱し、１０～１０００秒保持する、焼戻し工程に供してもよい。この焼戻しを行うことで、粒界に偏析しきれず、粒内存在している合金元素を、旧オーステナイト粒界上に偏析させることができる。また、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１０秒未満では、上記効果が得られない。一方、焼戻し温度が５５０℃超であると、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、炭化物が旧オーステナイト粒界上に粗大析出してしまい、耐水素脆化特性を劣化させる場合もある。また、保持時間が１０００秒超であると、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。
　上記の焼鈍後冷却工程では、冷却途中で、３５０～６５０℃の温度域（第２の温度域：Ｍｓ点より高いと考えられる温度域）で、１０～２００秒保持を行ってもよい。この場合、保持を除く、第２の温度域までの冷却速度と、保持温度から２５～３００℃（冷却停止温度）までの平均冷却速度を、それぞれ、２０～１００℃／秒とすればよい。
　すなわち、この場合、焼鈍工程後、焼鈍温度から、２０～１００℃／秒の平均冷却速度で、３５０～６５０℃の第２の温度域まで冷却を行い、第２の温度域で１０～２００秒の保持を行い、第２の温度域から２０～１００℃／秒の平均冷却速度で、２５～３００℃まで冷却を行えばよい。
　３５０～６５０℃で保持を行うことで、粒界に偏析しきれず、粒内存在している合金元素を、旧オーステナイト粒界上に偏析させ、耐水素脆化特性を向上させることができる。ただし、保持温度が３５０℃未満であると、ベイナイト変態が生じやすくなり、強度が低下するおそれがある。保持時間が２０秒未満であると、粒内に存在している元素を旧オーステナイト粒界上へ偏析させる効果が得られない。一方、保持温度が６５０℃超であると、オーステナイトからのフェライト変態が起きやすくなり、引張強さの低下を招く。また、保持時間が２００秒超であるとオーステナイトからのベイナイト変態やフェライト変態が起きやすくなる。保持温度の範囲は好ましくは、３７０℃以上、６３０℃以下、より好ましくは、３９０℃以上、６１０℃以下である。また保持時間の範囲は、好ましくは３０秒以上、１８０秒以下、より好ましくは５０秒以上、１６０秒以下である。
　焼鈍後冷却工程の途中の保持、及び焼戻し工程は、いずれも旧オーステナイト粒界上への合金元素の偏析をより促進する。そのため、いずれか一方の工程を行ってもよいし、両方の工程を行ってもよい。いずれの工程も行わなくてもよい。
　本実施形態に係る鋼板の製造方法では、鋼板の表面（一方または両方）に被膜層を形成する被膜層形成工程を備えてもよい。
　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。
　上記の被膜層の形成は、上述した焼鈍後冷却工程後に行ってもよいし、焼鈍後冷却工程中、または焼戻し工程中に行ってもよい。すなわち、焼鈍後冷却工程中の３５０～６５０℃での保持の一部として、または焼戻し工程の５０～５５０℃の保持の一部として行ってもよい。
　被膜層として、亜鉛を主体とするめっき層を形成した場合、さらに、合金化処理を行ってもよい。この場合、めっき層が形成された鋼板を、４８０～５５０℃で１～３０秒保持する条件が例示される。
　合金化工程も、上述した焼鈍後冷却工程中、または焼戻し工程中に行ってもよい。すなわち、焼鈍後冷却工程中の３５０～６５０℃での保持の一部として、または焼戻し工程の５０～５５０℃の保持の一部として行ってもよい。
　被膜層の表面に、塗装性、溶接性を改善する目的で、上層めっきを施すことや、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施すこともできる。
　以下に本発明の実施例を示す。以下に示す実施例は本発明の一例であり、本発明は以下に説明する実施例に制限されるものではない。
＜実施例１＞
　表１－１～表１－４に示す化学組成を有する鋼を溶製して鋼片を鋳造した。
　この鋼片を１２２０℃に加熱した炉内に挿入し、６０分間保持した後に大気中に取出し、熱間圧延して板厚２．８ｍｍの鋼板（熱延鋼板）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回の仕上げ圧延を施し、そのうち、圧下率が２０％を超える圧延パスを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１０６０℃、終了温度は８７０℃であった。
　この熱延鋼板に対し、熱間圧延終了後、２．２秒経過後に水冷にて冷却を開始し、３８．０℃／秒の平均冷却速度で５８０℃まで冷却して巻き取った後、５３０℃の炉に装入して１８００秒間保持した。
　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、板厚が１．４ｍｍの冷延鋼板を得た。
　この冷延鋼板を８８０℃まで１２．０℃／秒の平均昇温速度で加熱し、８８０℃で１２０秒間保持した後に、４２．０℃／秒の平均冷却速度で１５０℃まで冷却した。
　その後、冷延鋼板を、２３０℃に再加熱して１８０秒間保持する焼戻しを施した。めっき処理は施さなかった。
　得られた鋼板から採取した試料によって化学組成を分析した。その結果、表１－１～表１－４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、ｔ／４部のミクロ組織におけるフェライト、マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイト、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）の面積率を、上述した方法で求めた。
　結果を表２に示す。
　また、上述した方法で、オーステナイト粒界上の各合金元素の濃度を測定し、ＥＧＢを求めた。
　また、得られた冷延鋼板の引張強さ、全伸び、耐水素脆性（耐水素脆化特性）を以下の方法で評価した。
（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溶融亜鉛めっき鋼板について、下記の方法で耐水素脆性を評価した。具体的には、鋼板をクリアランス１５％で剪断後、８Ｒ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の場合、付与した応力＝１５１５ＭＰａ×０．８＝１２１２ＭＰａ）。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、評価がＯＫの場合を合格とし、ＮＧの場合を不合格とした。
　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
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表１－１～表２を参照すると、製造Ｎｏ．Ｐ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。
　製造Ｎｏ．ＱはＣ含有量が高かったために耐水素脆性が低下した。
　製造Ｎｏ．ＲはＳｉ含有量が高かったため、熱延工程における合金炭化物の析出が抑制されたことで、焼鈍工程における粒界強化元素の旧オーステナイト粒界への偏析が抑制されたことで耐水素脆性が低下した。
　製造Ｎｏ．Ｓ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。
　製造Ｎｏ．Ｔは、Ｍｎの含有量が多くＥＧＢが低下したため、耐水素脆性が低下した。
　製造Ｎｏ．ＵはＰ含有量が高かったため、ＥＧＢが低下し耐水素脆性が低下した。
　製造Ｎｏ．ＶはＳ含有量が高かったために耐水素脆性が低下した。
　製造Ｎｏ．Ｗ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。
　製造Ｎｏ．Ｘ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。
　製造Ｎｏ．ＹはＢ含有量が高かったため、粗大なＢ酸化物が生成してしまい、耐水素脆性が低下した。
　製造Ｎｏ．ＺはＴｉ含有量が高かったため、粗大な炭窒化物が形成され、耐水素脆性が低下した。また、粗大な炭窒化物が形成されたことで、粒界に偏析するＴｉが減り、ＥＧＢが低下した。加えて、強度の向上に有効なＣの量が低下したため、引張強さが１５００ＭＰa以下であった。
　製造Ｎｏ．ＡＡはＮｂ含有量が高かったため、粗大なＮｂ炭化物が形成され、耐水素脆性が低下した。
　製造Ｎｏ．ＡＢはＶ含有量が高かったため、粗大なＶ炭化物が生成し、耐水素脆性が低下した。
　製造Ｎｏ．ＡＣはＯ含有量が高かったため、酸化物が形成されて耐水素脆性が低下した。
　製造Ｎｏ．ＡＤはＭｏ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。また、粗大な炭窒化物が形成されたことで、粒界に偏析するＭｏが減り、ＥＧＢが低下した。
　製造Ｎｏ．ＡＥはＣｒ含有量が高かったため、鋼中の中心偏析位置に粗大なＣｒ炭化物が生成し、耐水素脆性が低下した。また、粗大な炭窒化物が形成されたことで、粒界に偏析するＣｒが減り、ＥＧＢが低下した。
　製造Ｎｏ．ＡＦはＣｏ含有量が高かったため、粗大なＣｏ炭化物が生成し、耐水素脆性が低下した。また、粗大な炭窒化物が形成されたことで、粒界に偏析するＣｏが減り、ＥＧＢが低下した。
　製造Ｎｏ．ＡＧはＮｉ含有量が高かったため、耐水素脆性が低下した。
　製造Ｎｏ．ＡＨはＣｕ含有量が高かったため、ＥＧＢが０．５０未満まで低下したことで耐水素脆性が低下した。
　製造Ｎｏ．ＡＩ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。また、粒界の強化に有効なＷ量が低下しＥＧＢが０．５０未満となったことで耐水素脆性が低下した。
　製造Ｎｏ．ＡＪはＴａ含有量が高かったため、微細なＴａ炭化物が多数析出し、耐水素脆性が低下した。
　製造Ｎｏ．ＡＫはＳｎ含有量が高かったため、粒界の脆化によってＥＧＢが０．５０を下回ったため耐水素脆性が低下した。
　製造Ｎｏ．ＡＬ及びＡＭはそれぞれＳｂ及びＡｓ含有量が高かったため、粒界偏析によりＥＧＢが０．５０を下回り、耐水素脆性が低下した。
　製造Ｎｏ．ＡＮ及びＡＯはそれぞれＭｇ及びＣａ含有量が高かったため、粗大な介在物の形成により耐水素脆性が低下した。
　製造Ｎｏ．ＡＰ～ＡＳはそれぞれＹ、Ｚｒ、Ｌａ及びＣｅ含有量が高かったため、粗大な酸化物が生成し、耐水素脆性が低下した。
　これとは対照的に、製造Ｎｏ．Ａ～Ｏでは、鋼板の化学組成及び組織並びに旧オーステナイト粒界の粒界強度ＥＧＢ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。
＜実施例２＞
　さらに、製造条件の影響を調べるために、実施例１において優れた特性が認められた鋼種（鋼Ｎｏ．Ａ～Ｏ）を対象として、実施例１と同様の設備において、鋼片を１２５０～１１００℃に加熱した炉内に挿入し、６０分間保持した後に大気中に取出し、表３－１～表３－２に記載する製造条件で、板厚２．３ｍｍの熱延鋼板を作製した。さらに、巻き取り以降の条件を表３－１～表３－４に記載する通りとして、冷延鋼板を得た。冷延鋼板の一部はめっき層を形成しためっき鋼板とした。ここで、めっき処理の符号ＧＩ及びＧＡは亜鉛めっき処理の方法を示しており、ＧＩは４６０℃の溶融亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬して鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成した鋼板であり、ＧＡは溶融亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬した後に４８５℃に鋼板を昇温させて鋼板の表面に鉄と亜鉛の合金層を形成した鋼板である。めっきは、第２の温度域で途中保持を行った場合は途中保持の後そのまま（一旦室温まで冷却せずに）実施した。第２の温度域で途中保持を行わない場合は、２５～３００℃までの冷却途中に行った。また、表３－３～表３－４において、焼戻しを「－」と記載する実施例は、焼戻しを与えていない実施例である。また、表中のパス間時間は、圧下率が２０％以上のパスのそれぞれのパス間時間である（タンデム圧延機で圧延を行ったため、各パス間時間は、同等であった）。また、表３－３、３－４において、焼鈍後冷却工程の保持時間は、第２の温度域まで冷却を行った場合には、第２の温度域での保持時間であるが、冷却停止温度が第２の温度域外である場合には、その温度付近での保持時間である。
　得られた冷延鋼板（めっき鋼板を含む）に対し、実施例１と同様に、ミクロ組織におけるフェライト、マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイト、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）の面積率を求め、オーステナイト粒界上の各合金元素の濃度を測定し、ＥＧＢを求めた。
　また、得られた冷延鋼板の引張強さ、全伸びを実施例１と同様の方法で評価した。
　また、耐水素脆性については、以下の方法で評価した。
（耐水素脆性の評価方法）
　本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法を用いて製造した溶融亜鉛めっき鋼板について、下記の方法で耐水素脆性を評価した。具体的には、鋼板をクリアランス１５％で剪断後、８Ｒ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＝１５４０ＭＰａ×０．８＝１２３２ＭＰａ）。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、亀裂が認められなかった場合及び亀裂長さが１．００ｍｍ以下の軽微な割れが認められた場合をＯＫ、ＯＫの中でも亀裂が認められなかった場合及び亀裂長さが０．７０ｍｍ以下の割れであった場合をＥｘと評価した。ＯＫおよびＥｘの評価の場合を合格とし、ＮＧの場合を不合格とした。
　結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　表４を参照すると、製造Ｎｏ．Ａ－２は仕上げ圧延の終了後、冷却開始までの時間が長かった。そのため、仕上げ圧延後の冷却過程におけるフェライト変態が抑制されてパーライト組織の粗大化を招き、合金炭化物の析出が遅延したことで、結果として粒界強度の向上に寄与する合金元素が粒界に偏析しきれず、ＥＧＢが０．５０を下回った。その結果、耐水素脆性が低下した。
　製造Ｎｏ．Ｂ－２は、熱間圧延の圧延開始温度が低かったため、未再結晶オーステナイトが残存して、合金炭化物の析出が遅延し、ＥＧＢが０．５０を下回った。その結果、耐水素脆性が低下した。
　製造Ｎｏ．Ｃ－２は、熱間圧延の圧延開始温度が高かったため、再結晶オーステナイトの結晶粒が粗大化し、合金炭化物の析出が遅延し、ＥＧＢが０．５０を下回った。その結果、耐水素脆性が低下した。
　製造Ｎｏ．Ｄ－２は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残存して、合金炭化物の析出が遅延し、ＥＧＢが０．５０を下回った。その結果、耐水素脆性が低下した。
　製造Ｎｏ．Ｅ－２では、圧延終了温度が高かったため、再結晶オーステナイトの結晶粒が粗大化し、合金炭化物の析出が遅延し、ＥＧＢが０．５０を下回った。その結果、耐水素脆性が低下した。
　製造Ｎｏ．Ｆ－２では、巻取温度が低かったため、合金元素の拡散が遅延し、合金炭化物の析出が抑制されたことで、ＥＧＢが０．５０を下回った。その結果、耐水素脆性が低下した。
　製造Ｎｏ．Ｇ－２は巻取り温度が高かったため、熱延鋼板の表層に内部酸化層が形成されてしまい、その後の処理において鋼板表面に亀裂が生じた。したがって、組織の分析及び機械特性の評価は行わなかった。
　製造Ｎｏ．Ｈ－２は、巻き取り温度までの平均冷却速度が小さかったため、フェライトおよびパーライト変態が起き合金炭化物の析出が抑制され、ＥＧＢが０．５０を下回った。その結果、耐水素脆性が低下した。
　製造Ｎｏ．Ｋ－２は仕上げ圧延における圧下率２０％以上のパスのパス間時間が長かったため、熱延工程における合金炭化物の析出が遅延した。その結果、ＥＧＢが０．５０を下回り、耐水素脆性が低下した。
　製造Ｎｏ．Ｌ－２は、熱間圧延工程後の保持温度が低く、４００～５５０℃での停留時間が６００秒を下回り、合金炭化物の析出が十分に起きなかったことで、ＥＧＢが０．５０を下回った。その結果、耐水素脆性が劣化した。
　製造Ｎｏ．Ｍ－２は熱間圧延工程後の保持温度が高く、４００～５５０℃での停留時間が、６００秒に満たなかったため、合金炭化物の析出が十分に起きなかったことで、ＥＧＢが０．５０を下回った。その結果、耐水素脆性が低下した。
　製造Ｎｏ．Ａ－３は焼鈍温度が低かったため、保持中にフェライト変態が進行し、引張強さが１５００ＭＰaを下回った。
　製造Ｎｏ．Ｂ－３は焼鈍温度が高かったため、粒界に偏析する合金元素濃度が低下した。その結果、ＥＧＢが０．５０を下回り、耐水素脆性が低下した。
　製造Ｎｏ．Ｃ－３は焼鈍温度からの平均冷却速度が小さかったため、冷却過程にてフェライト変態が起き、引張強さが１５００ＭＰaに到達しなかった。
　製造Ｎｏ．Ｆ－３は、冷却停止温度が高かったため、ベイナイト変態が起き、引張強さが１５００ＭＰaに到達しなかった。
　製造Ｎｏ．Ｈ－３は焼き戻し温度が高かったため、マルテンサイトの軟化が起き引張強さが１５００ＭＰaに到達しなかった。
　製造Ｎｏ．Ｊ－３は焼き戻し時間が長かったため、マルテンサイトの軟化が過剰におき、引張強さが１５００ＭＰaに到達しなかった。
　製造Ｎｏ．Ｋ－３は焼鈍後冷却工程での冷却停止温度及び途中保持温度が低かった（第２の温度域外であった）ため、ベイナイト変態が起き、引張強さが１５００ＭＰaに到達しなかった。
　製造Ｎｏ．Ｌ－３は焼鈍後冷却工程での冷却停止温度及び途中保持温度が高かった（第２の温度域外であった）ため、フェライト変態およびパーライト変態がおき、引張強さが１５００ＭＰaに到達しなかった。
　製造Ｎｏ．Ｍ－３は第二冷却停止温度での保持時間が長かったため、保持中にベイナイト変態が起き、引張強さが１５００ＭＰaに到達しなかった。
　製造Ｎｏ．Ｎ－３は第二冷却停止温度からの冷却速度が小さかったため、冷却過程にてフェライト変態およびベイナイト変態が起き、引張強さが１５００ＭＰaに到達しなかった。
　これとは対照的に、本発明に係る全ての実施例において、熱間圧延、巻き取り及び焼鈍等を適切に制御することにより、高強度でかつ耐水素脆性に優れた鋼板を得ることができた。
　図１は、実施例１及び実施例２における鋼板の耐水素脆性に与えるＥＧＢ及び引張強さの関係を示す図である。図１の▲は、耐水素脆性が目標を達成しなかった例であり、〇は、耐水素脆性が目標を達成した例である。図１に示す通り、ＥＧＢを０．５０以上とすることで、１５００ＭＰa以上の高強度材であっても優れた耐水素脆性を得ることが可能となる。
　本発明によれば、耐水素脆化特性に優れた高強度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：０．８０～２．００％、
    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き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、
    　隣接するマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトの、方位差が１５ｄｅｇ．以上の界面を旧オーステナイト粒界としたとき、前記旧オーステナイト粒界上の各合金元素の濃度によって決定される結合強度エネルギーＥＧＢが下式（１）を満たし、
    　引張強さが１５００ＭＰａ以上である、
    ことを特徴とする鋼板。
    ＥＧＢ＝１＋（３×［Ｃｏ］＋０．７×［Ｎｉ］＋５．５×［Ｍｏ］＋０．７×［Ｃｒ］＋２．９×［Ｔｉ］＋４７×［Ｂ］＋４．３×［Ｎｂ］＋４．５×［Ｖ］＋５．２×［Ｗ］＋３．１×［Ｔａ］＋４．３×［Ｚｒ］－０．２５×［Ｍｎ］－０．１×［Ｐ］－［Ｃｕ］－１．１×［Ｓｎ］－０．６×［Ｓｂ］－０．９×［Ａｓ］）　≧０．５０　　　（１）
    　ここで、式中の［化学記号］は前記旧オーステナイト粒界上の質量％での前記各合金元素の前記濃度を表す。
  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：０．００１～０．０５０％、
    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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