WO2024029145A1 - 鋼板 - Google Patents

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WO2024029145A1
WO2024029145A1 PCT/JP2023/016439 JP2023016439W WO2024029145A1 WO 2024029145 A1 WO2024029145 A1 WO 2024029145A1 JP 2023016439 W JP2023016439 W JP 2023016439W WO 2024029145 A1 WO2024029145 A1 WO 2024029145A1
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WO
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less
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steel plate
steel
hydrogen embrittlement
Prior art date
Application number
PCT/JP2023/016439
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English (en)
French (fr)
Inventor
光陽 大賀
健悟 竹田
諭 弘中
Original Assignee
日本製鉄株式会社
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Publication date
Application filed by 日本製鉄株式会社 filed Critical 日本製鉄株式会社
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate.
  • Hydrogen embrittlement cracking is a phenomenon in which a steel member under high stress during use suddenly breaks due to hydrogen penetrating into the steel from the environment.
  • Patent Document 1 in mass %, C: 0.08 to 0.35%, Si: 0.01 to 3.0%, Mn: 2.0 to 4.0%, P: Contains 0.010% or less (not including 0), S: 0.002% or less (not including 0), Al: 0.01 to 1.50%, B: 0.0005 to 0.010%. , and a steel plate containing one or more selected from Mo: 0.03 to 2.0% and Ti: 0.010 to 0.10%, with the balance consisting of Fe and inevitable impurities; In the range of 300 to 400 ⁇ m from the surface layer in the sheet thickness direction, the total area ratio of martensite and bainite containing carbides is 60 to 100%, and the average grain size of prior austenite is 15 ⁇ m or less.
  • the ratio of the peak height of the Auger electron spectrum of P at a position 5 nm or more away from the prior austenite grain boundary to the peak height of the Auger electron spectrum of P at the prior austenite grain boundary is 0.
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a steel structure of 20 or more and having a hot-dip galvanized layer on the surface of the steel sheet is described.
  • Patent Document 1 teaches that, according to the above structure, it is possible to suppress P segregation to prior austenite grain boundaries and obtain a high-strength galvanized steel sheet with excellent delayed fracture resistance.
  • Patent Document 2 in mass %, C: 0.12 to 0.35%, Si: 0.01 to 3.0%, Mn: 2.0 to 4.0%, P: 0.100% or less ( (does not contain 0), S: 0.02% or less (does not include 0), Al: 0.01 to 1.50%, and the remainder is Fe and unavoidable impurities.
  • the total amount of ferrite and upper bainite is 0 to 15%, the total amount of lower bainite and martensite is 80 to 100%, and the retained austenite is 0 to 10%.
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a hot-dip galvanized layer on the surface of the steel sheet has a ratio of an average C amount of 0.20 to 0.80 at a position 5 ⁇ m from the surface layer in the thickness direction.
  • Patent Document 2 by setting the ratio of the average C amount at a position 5 ⁇ m from the steel sheet surface layer to the average C amount at a position 70 ⁇ m from the steel sheet surface layer in the sheet thickness direction to 0.20 to 0.80. , it is taught that stress near the surface layer is relaxed and excellent delayed fracture resistance can be obtained.
  • Patent Document 3 in mass%, C: 0.15 to 0.30%, Si: 0.01 to 1.8%, Mn: 1.5 to 3.0%, P: 0.05% or less, Contains S: 0.005% or less, Al: 0.005 to 0.05%, N: 0.005% or less, and the remainder consists of Fe and inevitable impurities, and has the following formula (1) Hv (S) / Hv(C) ⁇ 0.8 (Hv(S): hardness of the surface soft part of the steel plate, Hv(C): hardness of the center of the steel plate) and formula (2) 0.10 ⁇ t(S)/t ⁇ 0.
  • Patent Document 4 in weight percent, C: 0.05 to 0.20%, P: 0.001 to 0.030%, S: 0.001 to 0.050%, Al: 0.001 to 0. 100%, N: contained in the range of 0.0002 to 0.0050%, Si: 0.10 to 2.50%, Mn: 0.5 to 3.50%, Cr: 0.10 to 1.5 %, Mo: 0.10 to 1.5%, B: 0.001 to 0.005%, and the remainder: Fe and unavoidable impurities.
  • a high-strength cold-rolled steel sheet is described in which the surface layer portion of 0.010 to 0.20 mm per side from the front and back surfaces of the steel sheet is mainly composed of ferrite, and the inner layer portion is mainly composed of bainite and martensite.
  • the surface layer of the steel sheet has a layer mainly composed of ferrite, and the inner layer has a layer mainly composed of martensite/bainite, so that it has good workability and delayed fracture resistance. It is taught that superior steel sheets can be provided.
  • an object of the present invention is to provide a steel plate with a novel configuration that has high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance in the bent portion.
  • the present inventors conducted a Charpy impact test by reducing grain boundary segregation of elements that cause grain boundary embrittlement in high-strength steel sheets having a tensile strength of 1500 MPa or more. controlling the proportion of macroscopically embrittled fracture surfaces within a predetermined range; and softening the surface layer of the steel sheet to increase the upper limit of the amount of hydrogen that does not cause hydrogen embrittlement in the bending section, that is, the limit amount of hydrogen.
  • the present invention was completed based on the discovery that by performing the above steps at the same time, the hydrogen embrittlement resistance of the bent portion can be significantly improved even in a steel plate having a very high tensile strength of 1500 MPa or more.
  • the present invention that achieves the above object is as follows. (1) In mass%, C: 0.15-0.40%, Si: 0.01-2.00%, Mn: 0.80 to 3.50%, P: 0.0001-0.0200%, S: 0.0001-0.0200%, Al: 0.001-1.000%, N: 0.0001-0.020%, O: 0.0001 to 0.0200%, Co: 0 to 0.5000%, Ni: 0-1.000%, Mo: 0-1.000%, Cr: 0-2.000%, Ti: 0-0.500%, B: 0 to 0.0100%, Nb: 0 to 0.500%, V: 0 to 0.500%, Cu: 0-0.500%, W: 0-0.100%, Ta: 0-0.100%, Sn: 0-0.100%, Sb: 0 to 0.100%, As: 0 to 0.100%, Mg: 0 to 0.0500%, Ca: 0-0.050%, Y: 0 to 0.050%, Zr: 0 to 0.050%, La: 0
  • the chemical composition is in mass%; Co: 0.0100-0.5000%, Ni: 0.010-1.000%, Mo: 0.010-1.000%, Cr: 0.001-2.000%, Ti: 0.001 to 0.500%, B: 0.0001 to 0.0100%, Nb: 0.001-0.500%, V: 0.001-0.500%, Cu: 0.001 to 0.500%, W: 0.001-0.100%, Ta: 0.001 to 0.100%, Sn: 0.001 to 0.100%, Sb: 0.001 to 0.100%, As: 0.001 to 0.100%, Mg: 0.0001-0.0500%, Ca: 0.001-0.050%, Y: 0.001-0.050%, Zr: 0.001 to 0.050%, La: 0.001 to 0.050%, and Ce: 0.001 to 0.050%.
  • the steel plate according to (1) above characterized by containing one or more selected from the group consisting of: (3)
  • the microstructure at the 1/2 plate thickness position is expressed as an area ratio, The steel sheet
  • the steel plate according to the embodiment of the present invention has, in mass%, C: 0.15-0.40%, Si: 0.01-2.00%, Mn: 0.80 to 3.50%, P: 0.0001-0.0200%, S: 0.0001-0.0200%, Al: 0.001-1.000%, N: 0.0001-0.020%, O: 0.0001 to 0.0200%, Co: 0 to 0.5000%, Ni: 0-1.000%, Mo: 0-1.000%, Cr: 0-2.000%, Ti: 0 to 0.500%, B: 0 to 0.0100%, Nb: 0 to 0.500%, V: 0 to 0.500%, Cu: 0-0.500%, W: 0-0.100%, Ta: 0-0.100%, Sn: 0-0.100%, Sb: 0 to 0.100%, As: 0 to 0.100%, Mg: 0 to 0.0500%, Ca: 0-0.050%, Y: 0 to 0.050%, Zr: 0 to 0.050%, La: 0
  • the present inventors conducted a study to improve the hydrogen embrittlement resistance, especially in the bent portion, in a steel plate having extremely high tensile strength of 1500 MPa or more.
  • the present inventors succeeded in suppressing the embrittlement of prior austenite grain boundaries, which are the starting point of hydrogen embrittlement cracking in the microstructure, and also determined that the upper limit of the amount of hydrogen that does not cause hydrogen embrittlement in the bending part, that is, the limit hydrogen
  • the present inventors reduced the grain boundary segregation of elements such as P, which embrittle grain boundaries, and reduced the proportion of macroscopically embrittled fracture surfaces in the Charpy impact test at room temperature to 35.0%.
  • the surface layer is softened, and more specifically, the thickness of the steel sheet is increased from at least one surface of the steel sheet.
  • the present invention it is extremely important to simultaneously control the Vickers hardness to 0.95 times or less than the Vickers hardness Hc. According to the present invention, by a specific combination of these technical matters, even though the steel plate has a very high tensile strength of 1500 MPa or more, the hydrogen embrittlement resistance of the bent part can be reliably and significantly improved. It becomes possible to improve the performance. Therefore, according to the present invention, even in applications such as automobiles that require conflicting properties such as excellent bending workability and high strength, it is possible to achieve both of these properties while also achieving excellent hydrogen embrittlement resistance in the bending part. It becomes possible to achieve the following characteristics.
  • % which is the unit of content of each element, means “% by mass” unless otherwise specified.
  • ⁇ indicating a numerical range is used to include the numerical values written before and after it as a lower limit value and an upper limit value, unless otherwise specified.
  • C is an effective element for increasing tensile strength at low cost.
  • the C content is set to 0.15% or more.
  • the C content may be 0.16% or more, 0.18% or more, 0.20% or more, more than 0.20%, 0.21% or more, 0.22% or more, or 0.23% or more.
  • the C content is set to 0.40% or less.
  • the C content may be 0.38% or less, 0.35% or less, 0.30% or less, or 0.25% or less.
  • Si is an element that acts as a deoxidizer and affects the morphology of carbides and retained austenite after heat treatment. If Si is not contained, it may be difficult to suppress the generation of coarse oxides. These coarse oxides act as starting points for cracks, and as these cracks propagate within the steel material, the hydrogen embrittlement resistance may deteriorate. Therefore, the Si content is set to 0.01% or more. The Si content may be 0.05% or more, 0.10% or more, 0.30% or more, or 0.50% or more. On the other hand, if Si is contained excessively, local ductility may decrease and hydrogen embrittlement resistance may deteriorate. Therefore, the Si content is set to 2.00% or less. The Si content may be 1.80% or less, 1.60% or less, 1.40% or less, or 1.20% or less.
  • Mn is an element effective in improving the hardenability of steel and increasing the strength of the steel plate.
  • the Mn content is set to 0.80% or more.
  • the Mn content may be 1.00% or more, 1.20% or more, 1.40% or more, or 1.60% or more.
  • Mn when Mn is contained excessively, 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 3.50% or less.
  • Mn content is 3.40% or less, 3.30% or less, 3.20% or less, 3.10% or less, 3.00% or less, 2.90% or less, 2.80% or less, 2.60% It may be less than 2.55%, 2.50% or less, less than 2.50%, 2.45% or less, 2.40% or less, 2.20% or less, or 2.00% or less.
  • P is an element that segregates at prior austenite grain boundaries and promotes embrittlement of the grain boundaries. If too much P is contained, the hydrogen embrittlement resistance will be significantly reduced due to grain boundary 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, 0.0120% or less, or 0.0100% or less. From the viewpoint of improving hydrogen embrittlement resistance, the P content is preferably as low as possible. However, reducing the P content to less than 0.0001% requires a lot of time for refining, leading to a significant increase in cost. Therefore, the P content is set to 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 generates nonmetallic inclusions such as MnS in steel. If S is contained excessively, nonmetallic inclusions that become crack starting points during cold working will be significantly formed. In this case, cracks may occur from the nonmetallic inclusions and propagate within the steel material, resulting in deterioration of the 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, 0.0120% or less, or 0.0100% or less. From the viewpoint of improving hydrogen embrittlement resistance, the smaller the S content, the more preferable.
  • the S content is set to 0.0001% or more.
  • the S content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, or 0.0020% or more.
  • Al is an element that acts as a deoxidizer for steel and stabilizes ferrite.
  • the Al content is set to 0.001% or more.
  • the Al content may be 0.005% or more, 0.010% or more, 0.020% or more, or 0.050% or more.
  • the Al content is set to 1.000% or less.
  • the Al content may be 0.950% or less, 0.900% or less, 0.800% or less, or 0.600% or less.
  • N is an element that forms coarse nitrides in the steel sheet and reduces the hydrogen embrittlement resistance of the steel sheet. Further, N is an element that causes blowholes to occur during welding. Therefore, the N content is preferably as low as possible, and is set to 0.020% or less. The N content may be 0.018% or less, 0.016% or less, 0.012% or less, or 0.010% or less. On the other hand, reducing N to less than 0.0001% results in a significant increase in manufacturing costs. Therefore, the N content is set to 0.0001% or more. The N content may be 0.0005% or more, 0.001% or more, or 0.002% or more.
  • O is an element that forms oxides and deteriorates hydrogen embrittlement resistance.
  • oxides often exist as inclusions, and if they exist on punched edges or cut surfaces, they will form notch-like scratches or coarse dimples on the edges, leading to stress concentration during heavy machining. This may become the starting point for crack formation, resulting in significant deterioration of workability.
  • the O content is set to 0.0200% or less.
  • the O content may be 0.0180% or less, 0.0150% or less, 0.0120% or less, or 0.0100% or less. The lower the O content, the better.
  • reducing the O content to less than 0.0001% results in a significant increase in manufacturing costs. Therefore, 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 steel plate may contain at least one of the following optional elements in place of a portion of the remaining Fe, if necessary.
  • the steel plate contains Co: 0 to 0.5000%, Ni: 0 to 1.000%, Mo: 0 to 1.000%, Cr: 0 to 2.000%, Ti: 0 to 0.500%, B: 0-0.0100%, Nb: 0-0.500%, V: 0-0.500%, Cu: 0-0.500%, W: 0-0.100% and Ta: 0-0 It may contain at least one selected from the group consisting of .100%.
  • the steel plate may contain at least one selected from the group consisting of Sn: 0 to 0.100%, Sb: 0 to 0.100%, and As: 0 to 0.100%.
  • the steel plate contains Mg: 0 to 0.0500%, Ca: 0 to 0.050%, Y: 0 to 0.050%, Zr: 0 to 0.050%, La: 0 to 0.050%, and Ce: may contain at least one selected from the group consisting of 0 to 0.050%.
  • Co is an element that is effective in controlling the morphology of carbides and increasing the strength of steel sheets.
  • the Co content may be 0%, in order to obtain these effects, the Co content is preferably 0.0010% or more.
  • the Co content may be 0.0100% or more, 0.0200% or more, 0.0500% or more, or 0.1000% or more.
  • the Co content is set to 0.5000% or less.
  • the Co content may be 0.4000% or less, 0.3000% or less, or 0.2000% or less.
  • Ni is an element effective in increasing the strength of steel sheets. Further, Ni is an element that is effective in improving wettability and promoting alloying reactions. Although the Ni content may be 0%, in order to obtain these effects, the Ni content is preferably 0.001% or more. The Ni content may be 0.010% or more, 0.020% or more, 0.050% or more, or 0.100% or more. On the other hand, if Ni is contained excessively, the hydrogen embrittlement resistance may deteriorate. Therefore, the Ni content is set to 1.000% or less. The Ni content may be 0.900% or less, 0.800% or less, 0.600% or less, or 0.300% or less.
  • Mo is an element effective in increasing the strength of steel sheets. Further, 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. Although the Mo content may be 0%, in order to obtain these effects, the Mo content is preferably 0.001% or more. The Mo content may be 0.010% or more, 0.020% or more, 0.050% or more, or 0.080% or more. On the other hand, even if Mo is contained excessively, the effect of suppressing ferrite transformation may be saturated, or coarse intermetallic compounds and carbides may be formed, resulting in a decrease in hydrogen embrittlement resistance. Therefore, the Mo content is set to 1.000% or less. The Mo content may be 0.900% or less, 0.800% or less, 0.600% or less, or 0.300% or less.
  • Cr is an element that suppresses pearlite transformation and is effective in increasing the strength of steel.
  • the Cr content may be 0%, in order to obtain such an effect, the Cr content is preferably 0.001% or more.
  • the Cr content may be 0.005% or more, 0.010% or more, 0.020% or more, or 0.050% or more.
  • the Cr content is set to 2.000% or less.
  • the Cr content may be 1.800% or less, 1.500% or less, 1.000% or less, or 0.500% or less.
  • Ti is an element that contributes to increasing the strength of steel sheets through precipitate strengthening, fine grain strengthening by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and dislocation strengthening through suppressing recrystallization.
  • the Ti content may be 0%, in order to obtain these effects, the Ti content is preferably 0.001% or more.
  • the Ti content may be 0.005% or more, 0.010% or more, or 0.050% or more.
  • the Ti content is set to 0.500% or less.
  • the Ti content may be 0.450% or less, 0.400% or less, 0.300% or less, or 0.100% or less.
  • B is an element that suppresses the formation of ferrite and pearlite and promotes the formation of low-temperature transformed structures such as bainite or martensite in the cooling process from the austenite temperature range. Further, B is an element useful for increasing the strength of steel. Although the B content may be 0%, in order to obtain these effects, 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. On the other hand, if B is contained excessively, coarse B oxides may be generated in the steel. Since this oxide becomes a starting point for the generation of voids during cold working, hydrogen embrittlement resistance may deteriorate due to the formation of coarse B oxides. Therefore, the B content is set to 0.0100% or less. The B content may be 0.0080% or less, 0.0060% or less, 0.0050% or less, or 0.0020% or less.
  • Nb is an element effective in controlling the morphology of carbides, and is also effective in improving toughness by refining the structure.
  • the Nb content may be 0%, in order to obtain these effects, 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 is set to 0.500% or less.
  • the Nb content may be 0.450% or less, 0.400% or less, 0.300% or less, or 0.100% or less.
  • V is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet by strengthening precipitates, strengthening fine grains by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and strengthening dislocations by suppressing recrystallization.
  • the V content may be 0%, in order to obtain these effects, 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, 0.300% or less, or 0.100% or less.
  • Cu is an element effective in improving the strength of steel sheets.
  • the Cu content may be 0%, in order to obtain such an 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 is set to 0.500% or less.
  • the Cu content may be 0.450% or less, 0.400% or less, 0.300% or less, or 0.100% or less.
  • W is an element effective in increasing the strength of steel sheets. Further, W forms precipitates and crystallized substances. Since W-containing precipitates and crystallized substances serve as hydrogen trap sites, W is an effective element for improving hydrogen embrittlement resistance. Although the W content may be 0%, in order to obtain these 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, if W is contained excessively, coarse W precipitates or crystallized substances may be generated. These coarse W precipitates or crystallized substances tend to cause cracks, and these cracks may propagate within the steel material with relatively low applied stress.
  • the W content is set to 0.100% or less.
  • the W content may be 0.080% or less, 0.060% or less, 0.050% or less, or 0.030% or less.
  • Ta is an element effective in controlling the morphology of carbides and increasing the strength of steel sheets.
  • the Ta content may be 0%, but in order to obtain these effects, the Ta content is preferably 0.001% or more.
  • the Ta content may be 0.002% or more, 0.005% or more, or 0.010% or more.
  • the Ta content is set to 0.100% or less.
  • the Ta content may be 0.080% or less, 0.060% or less, 0.050% or less, or 0.020% or less.
  • Sn is an element contained in steel when scrap is used as a steel raw material. If the Sn content is high, the hydrogen embrittlement resistance may deteriorate due to grain boundary embrittlement. Therefore, the Sn content is set to 0.100% or less.
  • the Sn content may be 0.060% or less, 0.030% or less, or 0.020% or less.
  • the Sn content is preferably as low as 0%, but reducing the Sn content to less than 0.001% requires a lot of time for refining, leading to a significant increase in cost. 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 is an element contained when scrap is used as a steel raw material. Further, Sb is an element that strongly segregates at grain boundaries and causes embrittlement of the grain boundaries and a decrease in ductility. Therefore, the Sb content is set to 0.100% 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 low as possible, and may be as low as 0%, but in order to reduce the Sb content to less than 0.001%, a lot of time is required for refining, leading to a significant increase in cost. 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.
  • the As content is set to 0.100% 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 be as low as 0%, but in order to reduce the As content to less than 0.001%, a lot of time is required for refining, leading to a significant increase in cost. 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.
  • Mg is an element that can control the form of sulfide when contained in a trace amount.
  • the Mg content may be 0%, in order to obtain such an effect, the Mg content is preferably 0.0001% or more.
  • the Mg content may be 0.0005% or more, 0.0010% or more, 0.0015% or more, or 0.0020% or more.
  • the Mg content is set to 0.0500% or less.
  • the Mg content may be 0.0300% or less, 0.0100% or less, 0.0050% or less, or 0.0030% or less.
  • Ca is an element that is useful as a deoxidizing element and is also effective in controlling the form of sulfides.
  • the Ca content may be 0%, in order to obtain these effects, the Ca content is preferably 0.0001% or more.
  • the Ca content may be 0.0005% or more, 0.001% or more, or 0.002% or more.
  • the Ca content is set to 0.050% or less.
  • the Ca content may be 0.030% or less, 0.010% or less, 0.005% or less, or 0.003% or less.
  • Y is an element that can control the form of sulfide when contained in a trace amount.
  • the Y content may be 0%, in order to obtain such an effect, the Y content is preferably 0.0001% or more.
  • the Y content may be 0.0005% or more, 0.001% or more, or 0.002% or more.
  • the Y content is set to 0.050% or less.
  • the Y content may be 0.030% or less, 0.010% or less, 0.005% or less, or 0.003% or less.
  • Zr 0 to 0.050%
  • Zr is an element that can control the form of sulfide when contained in a trace amount.
  • the Zr content may be 0%, in order to obtain such an effect, the Zr content is preferably 0.0001% or more.
  • the Zr content may be 0.0005% or more, 0.001% or more, or 0.002% or more.
  • the Zr content is set to 0.050% or less.
  • the Zr content may be 0.030% or less, 0.010% or less, 0.005% or less, or 0.003% or less.
  • La is an element that can control the form of sulfide when contained in a trace amount.
  • the La content may be 0%, in order to obtain such an effect, the La content is preferably 0.0001% or more.
  • the La content may be 0.0005% or more, 0.001% or more, or 0.002% or more.
  • the La content is set to 0.050% or less.
  • the La content may be 0.030% or less, 0.010% or less, 0.005% or less, or 0.003% or less.
  • Ce is an element that can control the form of sulfide when contained in a trace amount.
  • the Zr content may be 0%, in order to obtain such effects, the Ce content is preferably 0.0001% or more.
  • the Ce content may be 0.0005% or more, 0.001% or more, or 0.002% or more.
  • the Ce content is set to 0.050% or less.
  • the Ce content may be 0.030% or less, 0.010% or less, 0.005% or less, or 0.003% or less.
  • the remainder other than the above elements consists of Fe and impurities.
  • Impurities are components that are mixed in during industrial manufacturing of steel sheets due to various factors in the manufacturing process, including raw materials such as ore and scrap.
  • the chemical composition of the steel plate according to the embodiment of the present invention may be measured by a general analysis method. For example, it may be measured using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry) for chips according to JIS G 1201:2014. Specifically, for example, a 35 mm square test piece was obtained from a steel plate, ground to 1/2 the plate thickness, and the ground surface was prepared in advance using a Shimadzu ICPS-8100 or the like (measuring device). It can be identified by measuring under conditions based on a calibration curve.
  • ICP-AES Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrometry
  • C and S which cannot be measured by ICP-AES, should be measured using the combustion-infrared absorption method, N using the inert gas melting-thermal conductivity method, and O using the inert gas melting-non-dispersive infrared absorption method.
  • the chemical composition may be analyzed after removing the coating layer by mechanical grinding.
  • the microstructure of the steel plate according to the embodiment of the present invention may be any microstructure that satisfies the requirement of a tensile strength of 1500 MPa or more. More specifically, as described above, the present invention aims to provide a steel plate that has high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance in the bent portion, and has a tensile strength of 1500 MPa or more.
  • the ratio of macroscopic embrittlement fractures in the Charpy impact test at room temperature is controlled to 35.0% or less, and the average Vickers hardness in the area from at least one surface of the steel plate to 10% of the plate thickness is This objective is achieved by controlling the hardness Hs to 0.95 times or less the average Vickers hardness Hc at the 1/2 plate thickness position. Therefore, it is clear that the microstructure of the steel sheet is not an essential technical feature to achieve the object of the present invention.
  • a preferred microstructure for a steel plate having a tensile strength of 1500 MPa or more will be described in detail, but these descriptions are intended to be mere examples of a steel plate having a tensile strength of 1500 MPa or more.
  • the present invention is not intended to be limited to steel sheets having such a specific microstructure.
  • the surface layer portion of the steel sheet is softened, so the microstructure may differ between the surface layer portion and the inner layer portion of the steel sheet. Therefore, in the following, the microstructure at a position of 1/2 of the plate thickness will be defined as representing the portion of the steel plate that has not been softened.
  • the microstructure at the 1/2 plate thickness position of the steel plate is not particularly limited, but may include martensite and tempered martensite: more than 93.0% in total in terms of area ratio.
  • the predetermined chemical composition described above in particular a C content of 0.15% or more, and containing martensite and tempered martensite in an area ratio of more than 93.0% at the 1/2 position of the plate thickness. , it becomes possible to reliably achieve a tensile strength of 1500 MPa or more.
  • the total area ratio of martensite and tempered martensite may be 95.0% or more or 97.0% or more.
  • the upper limit of the total area ratio of martensite and tempered martensite is not particularly limited and may be 100%.
  • the area ratio of martensite and tempered martensite may be 99.0% or less or 98.0% or less.
  • the microstructure at the 1/2 thickness position of the steel plate is not particularly limited, but may contain less than 7.0% ferrite in terms of area ratio. Since ferrite is a soft structure, by limiting the area percentage of the ferrite to less than 7.0% compared to the area percentage of the above-mentioned martensite and tempered martensite, which are hard structures, of more than 93.0%, It becomes possible to reliably achieve a tensile strength of 1500 MPa or more.
  • the area ratio of ferrite may be 5.0% or less or 3.0% or less, for example, 0%.
  • the area ratio of ferrite may be 1.0% or more or 2.0% or more.
  • the area ratio of residual structures other than martensite, tempered martensite, and ferrite may be 0%, but when residual structures exist, the residual structures include at least one type of bainite, pearlite, and retained austenite. It may be.
  • the area ratio of the residual tissue is not particularly limited, but may be, for example, 0 to less than 7.0%, 0 to 5.0%, or 0 to 3.0%.
  • setting the area ratio of the remaining structure to 0% requires sophisticated control in the manufacturing process of the steel plate, which may lead to a decrease in yield. Therefore, the area ratio of the remaining tissue may be 1.0% or more.
  • Identification and calculation of the microstructure at the 1/2 thickness position of the steel plate are performed as follows. First, a sample having a plate thickness cross section parallel to the rolling direction of the steel plate is taken, and the cross section is used as an observation surface. This observation surface is etched with a nital reagent, and a region of 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m centered at 1/2 the thickness of the steel sheet from the surface of the etched observation surface is defined as an observation region. This observation area is observed at a magnification of 1000 to 50000 times using an electron channeling contrast image using a field emission scanning electron microscope (FE-SEM).
  • FE-SEM field emission scanning electron microscope
  • Electron channeling contrast imaging is a method of detecting crystal orientation differences within crystal grains as contrast differences in the image, and for martensite and tempered martensite, the total area ratio can be calculated from images taken with this electron channeling contrast. demand. Since these structures are more difficult to etch than ferrite, they exist as convex portions on the structure observation surface. Tempered martensite is a collection of lath-shaped crystal grains, and contains iron-based carbides with a major axis of 20 nm or more inside, and these carbides belong to multiple variants, that is, multiple iron-based carbide groups extending in different directions. be. Further, retained austenite also exists in the form of convex portions on the microstructure observation surface. Therefore, the total area ratio of martensite and tempered martensite can be accurately measured by subtracting the area ratio of the convex portions obtained in the above procedure by the area ratio of retained austenite measured in the procedure described below. It becomes possible.
  • the area ratio of ferrite is similarly determined by observing a region of 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m centered at 1/2 the thickness of the steel sheet from the surface of the steel sheet using the electron channeling contrast image described above.
  • the area that can be recognized as a uniform medium brightness (gray) contrast is polygonal ferrite, and this is determined to be ferrite.
  • Such determination of brightness can be carried out as a normal tissue observation by those skilled in the art.
  • this region recognized as a uniform intermediate brightness contrast is a region that is easily corroded by etching, and is a recessed portion in terms of surface morphology.
  • the area ratio of polygonal ferrite in each field of view is calculated using an image analysis method for eight fields of view of an electron channeling contrast image of 35 ⁇ m x 25 ⁇ m, and the average value thereof is taken as the area ratio of ferrite.
  • the area ratio of retained austenite is calculated by measurement using X-rays. First, a portion of the sample from the plate surface to 1/2 of the plate thickness in the thickness direction is removed by mechanical polishing and chemical polishing. Next, diffraction peaks of (200), (211) of the bcc phase and (200), (220), (311) of the fcc phase were obtained using MoK ⁇ rays as characteristic X-rays for the polished sample. The structural fraction of retained austenite is calculated from the integrated intensity ratio of , and this is taken as the area fraction of retained austenite. Furthermore, the area ratio of pearlite and bainite is determined from images taken using the above-mentioned electron channeling contrast.
  • Pearlite is a structure in which plate-shaped carbides and ferrite are lined up.
  • bainite is a collection of lath-shaped crystal grains, and either 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 variant. In other words, it belongs to a group of iron-based carbides that extend in the same direction.
  • the term "iron-based carbide groups extending in the same direction” refers to iron-based carbide groups in which the difference in elongation direction is within 5 degrees.
  • the Vickers hardness Hs is 0.95 times or less the average Vickers hardness Hc at the 1/2 position of the plate thickness.
  • sufficient bending workability may not be obtained, and there is a problem that hydrogen embrittlement is likely to occur because a relatively large plastic strain is applied at the bending part. .
  • the average Vickers hardness Hs in a region up to 10% of the plate thickness from at least one, preferably both surfaces of the steel plate is equal to the average Vickers hardness Hc at a position of 1/2 the plate thickness.
  • Hs is preferably a smaller value than Hc.
  • Hs is 0.92 times or less, 0.90 times or less, 0.88 times or less, or 0.
  • Hs may be 0.20 times or more or 0.30 times or more than Hc, but from the viewpoint of ensuring higher strength of the steel plate, for example, Hs is 0.40 times or more than Hc, or 0.45 times or more. It may be 0.50 times or more or 0.50 times or more.
  • the "average Vickers hardness Hs in the region from the surface to 10% of the plate thickness” and the “average Vickers hardness Hc at the 1/2 position of the plate thickness” are determined as follows, and the Vickers hardness The test will be conducted in accordance with JIS Z 2244-1:2020. First, a test piece is cut out so that a cross section perpendicular to the surface (plate thickness cross section) can be observed from any position 50 mm or more away from the edge of the steel plate.
  • the Vickers hardness at 10 equally divided depth positions is measured with an indentation load of 10 g, and the average value thereof is determined as the average Vickers hardness Hs in the area from the surface to 10% of the plate thickness.
  • the Vickers hardness at the 1/2 plate thickness position of the test piece was measured with an indentation load of 10 g, and then the same indentation load was applied from that position on a line perpendicular to the plate thickness direction and parallel to the rolling direction.
  • the Vickers hardness is measured at a total of 5 or more points, for example 10 points, with a weight of 10 g, and the average value thereof is determined as the average Vickers hardness Hc at the 1/2 plate thickness position. It is preferable that the distance between each measurement point at the 1/2 plate thickness position be at least four times the distance of the indentation.
  • the distance 4 times or more of the indentation means a distance that is 4 times or more the length of the diagonal line of the rectangular opening of the indentation created by the diamond indenter during the measurement of Vickers hardness.
  • the value of Hs/Hc is determined based on Hs and Hc thus obtained.
  • the carbon concentration Cs is preferably 0.10 to 0.90 times the average carbon concentration Cc of the base material.
  • the average Vickers hardness Hs in the region up to 10% of the thickness can be controlled to be 0.95 times or less the average Vickers hardness Hc at the 1/2 position of the plate thickness. Therefore, in addition to improving hydrogen embrittlement resistance, it is also very effective from the viewpoint of improving bending workability.
  • Cs on both surfaces of the steel plate to 0.90 times or less of the average carbon concentration Cc of the base material, that is, it is preferable to satisfy Cs/Cc ⁇ 0.90 on both surfaces of the steel plate, Naturally, embodiments in which Cs/Cc ⁇ 0.90 is satisfied only on at least one surface of the surface are also included in the present invention.
  • Cs is preferably a smaller value than Cc; for example, Cs is 0.85 times or less, 0.80 times or less, 0.75 times or less, It may be 0.70 times or less, 0.65 times or less, 0.60 times or less, or 0.55 times or less.
  • Cs is preferably 0.10 times or more of Cc, for example, 0.15 times or more, 0.20 times or more, 0.25 times or more, 0. It may be 30 times or more, 0.35 times or more, or 0.40 times or more.
  • the "average carbon concentration Cs in the region from the surface to 10% of the plate thickness" and the “average carbon concentration Cc of the base material” are determined as follows using a high-frequency glow discharge optical spectrometer (GDS). It is determined. Specifically, a method is used in which the surface of the steel plate is placed in an Ar atmosphere, a voltage is applied to generate glow plasma, and the surface of the steel plate is sputtered and analyzed in the depth direction. Then, the element contained in the material is identified from the emission spectrum wavelength unique to the element emitted when atoms are excited in the glow plasma, and the emission intensity of the identified element is estimated. Data in the depth direction can be estimated from the sputtering time.
  • GDS glow discharge optical spectrometer
  • the sputtering time can be converted into the sputtering depth. Therefore, the sputtering depth converted from the sputtering time can be defined as the depth from the surface of the material.
  • the obtained luminescence intensity is converted into mass % by preparing a calibration curve.
  • the average carbon concentration in the area from the surface measured in this way (if a coating layer such as a plating layer is present on the surface of the steel plate, the interface between the coating layer and the steel plate) to 0.1 to 10% of the plate thickness. Determine as Cs.
  • the average value of the luminescence intensity of carbon is calculated in the depth range where the luminescence intensity of carbon is sufficiently stable. This is determined as the average carbon concentration Cc of the base material. Based on Cs and Cc thus obtained, the value of Cs/Cc is determined.
  • the average carbon concentration Cs in the area from the surface of the other side to 10% of the plate thickness can be determined by measuring in the same manner as explained above. Ru.
  • Controlling 0.10 ⁇ Cs/Cc ⁇ 0.90 by decarburization as shown above is only one preferable means for achieving the desired softening of the surface layer portion of the steel sheet, that is, Hs/Hc ⁇ 0.95. do not have.
  • the feature of Hs/Hc ⁇ 0.95 according to embodiments of the present invention can be achieved by any suitable means known to those skilled in the art.
  • the characteristic of Hs/Hc ⁇ 0.95 is that by applying appropriate heat treatment, the structure of the surface layer of the steel sheet is modified to a coarser structure compared to the inside of the steel sheet, and thereby the surface layer of the steel sheet is It is also possible to achieve this by softening the material.
  • the characteristic of Hs/Hc ⁇ 0.95 can also be achieved by configuring the surface layer of the steel sheet to have a softer structure than the inside of the steel sheet.
  • the ratio of macroscopic embrittled fracture surfaces in the Charpy impact test at room temperature is 35.0% or less.
  • the macroscopic embrittlement fracture surface ratio refers to the embrittlement fracture surface ratio in the base metal portion excluding the softened portion of the surface layer of the steel sheet.
  • the hydrogen embrittlement resistance of the steel sheet can be improved. Specifically, by limiting the proportion of such macroscopic embrittlement fracture surfaces in the Charpy impact test at room temperature to 35.0% or less, the hydrogen embrittlement resistance of the steel sheet can be reliably improved. Furthermore, in combination with the predetermined softening of the surface layer of the steel sheet as explained above, it is possible to significantly improve the hydrogen embrittlement resistance of the bent portion, even in steel sheets with extremely high tensile strength of 1500 MPa or more. It becomes possible.
  • the proportion of macroscopic embrittlement fracture surfaces in the Charpy impact test at room temperature be as small as possible, for example, 30.0% or less, 25.0% or less, 20.0% or less, or It may be 15.0% or less.
  • the lower limit is not particularly limited and may be 0%.
  • the percentage of macroscopically embrittled fracture surfaces in a Charpy impact test at room temperature is 0.1% or more, 0.2% or more, 0.4% or more, 0.6% or more, 0.8% or more, 1 It may be .0% or more, 3.0% or more, or 5.0% or more.
  • the ratio of macroscopic embrittlement fracture surfaces in the Charpy impact test at room temperature is determined as follows. First, a V-notch test piece with a length of 55 mm, a width of 10 mm, and a predetermined steel plate thickness as specified in JIS Z 2242:2018 is taken from a steel plate. The softened part of the surface layer of the steel plate (approximately 10% of the thickness per side, or approximately 10% on each surface of the steel plate if both sides of the steel plate are softened) is removed by grinding, and the surface layer of the steel plate is removed.
  • the thickness of the test piece is two sheets stacked and fastened with bolts, and if the thickness of the steel plate is 2.5 mm or less, three sheets are stacked and fastened with bolts.
  • the longitudinal direction of the test piece is the width direction of the plate, and the notch is provided so that fracture propagates in the rolling direction. Based on this V-notch test piece, a Charpy impact test is conducted at room temperature (approximately 25° C.) in accordance with the provisions of JIS Z 2242:2018.
  • the fracture surface of the specimen after the Charpy impact test was observed, and the ratio of the brittle fracture surface area to the total fracture surface area was calculated using image analysis software, and the macroscopic brittle fracture surface in the Charpy impact test at room temperature was calculated. Determine as a percentage of the surface.
  • P segregation amount at prior austenite grain boundaries from the 1/8th position to the 1/2th position of the plate thickness: 3.5 at % or less P is an element that segregates at prior austenite grain boundaries and promotes embrittlement of the grain boundaries, and is therefore a very important element in controlling the ratio of the above-mentioned macroscopically embrittled fracture surfaces.
  • the present inventors have succeeded in reducing the above-mentioned macroscopic embrittlement by reducing the amount of P segregation in prior austenite grain boundaries from 1/8 to 1/2 of the thickness of a steel sheet to 3.5 at% or less.
  • the ratio of the cracked surface can be reliably controlled to 35.0% or less, and as a result, the hydrogen embrittlement resistance of the steel sheet can be significantly improved.
  • the amount of P segregation in the prior austenite grain boundaries is preferably as low as possible, for example, 3.2 at% or less, 3.0 at% or less, 2.5 at% or less, or 2.0 at% or less. It may be less than atomic percent.
  • the lower limit is not particularly limited and is ideally 0 atomic %.
  • the amount of P segregation may be, for example, 0.1 atomic % or more, 0.2 atomic % or more, 0.3 atomic % or more, 0.5 atomic % or more, or 1.0 atomic % or more.
  • the amount of P segregation at the prior austenite grain boundary from the 1/8th position to the 1/2th position of the steel plate thickness is determined as follows. First, a test piece is taken from a position 50 mm or more away from the end face of the steel plate. At this time, the front and back surfaces of the test piece are finished by mechanical grinding. Furthermore, if the steel plate has a coating layer (for example, a plating layer) on its surface, the coating layer is removed and the front and back surfaces of the steel plate test piece are finished by mechanical grinding.
  • a coating layer for example, a plating layer
  • the thickness is not specified, but the front and back sides of the test piece should be measured in equal amounts so that the thickness is 1.2 mm. It may also be removed by mechanical grinding.
  • a test piece with a length of 20 mm and a width of 3.2 mm is processed, and a V-notch with an angle of 45° is inserted at a length of 11.5 mm.
  • the specimen is immersed in a 20% ammonium thiocyanate solution.
  • the immersion time is not particularly limited, and may be any condition that allows prior austenite grain boundaries to be exposed when the sample is set in an Auger electron emission spectrometer and broken, and may be, for example, 48 hours.
  • the test piece Galvanize the front and back surfaces of the test piece within 10 minutes after completion of immersion.
  • the specimen is subjected to Auger electron emission spectroscopy and destroyed.
  • the time from plating to destruction of the test piece is preferably within 1.5 hours, more preferably within 0.5 hours.
  • the test piece is set in an Auger electron emission spectrometer, and the notch portion of the test piece is broken to expose the prior austenite grain boundaries.
  • the device may be a field emission type Auger electron spectrometer, and the model is not particularly limited, but PHI680 manufactured by ULVAC-PHI may be used, and the measurement conditions are an accelerating voltage of 10 keV and an irradiation current of 10 nA. Good too.
  • the exposed prior austenite grain boundaries are irradiated with an electron beam at an accelerating voltage of 1 to 30 kV, and the atomic percent of P in the grain boundaries is measured. Measurements are carried out at 10 prior austenite grain boundaries from the surface at a position of 1/8 of the plate thickness to a position of 1/2 of the plate thickness. In order to prevent grain boundary contamination, it is preferable to complete the measurement quickly after fracture, and the measurement may be completed within 30 minutes.
  • the average value of the obtained atomic % of P is calculated and determined as the amount of P segregation in the prior austenite grain boundaries from the 1/8th thickness position to the 1/2th thickness position of the steel sheet.
  • Steel plates according to embodiments of the present invention generally have a thickness of 0.6 to 6.0 mm.
  • the plate thickness may be 1.0 mm or more, 1.2 mm or more, or 1.4 mm or more, and/or 5.0 mm or less, 4.0 mm or less, 3.0 mm or less, or 2.5 mm or less. It may be.
  • the steel plate according to the embodiment of the present invention may further include a coating layer, such as a plating layer, on at least one surface, preferably both surfaces, for the purpose of improving corrosion resistance.
  • a coating layer such as a plating layer
  • the coating layer includes, for example, at least one member selected from the group consisting of zinc, aluminum, magnesium, and alloys thereof. More specifically, the covering layer may be a hot dipping layer or an electroplating layer.
  • the hot-dip plating layer examples include a hot-dip galvanized layer, an alloyed hot-dip galvanized layer, a hot-dip aluminum plating layer, a hot-dip Zn-Al alloy plating layer, a hot-dip Zn-Al-Mg alloy plating layer, and a hot-dip Zn-Al-Mg-Si. Including alloy plating layer etc.
  • the electroplating layer includes, for example, an electrogalvanizing layer, an electrolytic Zn--Ni alloy plating layer, and the like.
  • the coating layer is a hot-dip galvanized layer, an alloyed hot-dip galvanized layer, or an electrogalvanized layer.
  • the amount of the coating layer to be deposited is not particularly limited and may be a general amount to be deposited.
  • the steel plate according to the embodiment of the present invention has a tensile strength of 1500 MPa or more.
  • the tensile strength is preferably 1600 MPa or more, 1700 MPa or more, or 1800 MPa or more.
  • the steel sheet according to the embodiment of the present invention despite having such a very high tensile strength, it is possible to appropriately control the proportion of the macroscopic embrittled fracture surface described above and to In combination with predetermined softening, the hydrogen embrittlement resistance of the bent portion can be significantly improved.
  • the upper limit of the tensile strength is not particularly limited, for example, the tensile strength may be 2300 MPa or less, 2200 MPa or less, or 2100 MPa or less.
  • a total elongation of 4.0% or more can be achieved.
  • the total elongation is preferably 5.0% or more, more preferably 6.0% or more or 7.0% or more.
  • the upper limit is not particularly limited, for example, the total elongation may be 12.0% or less or 10.0% or less.
  • Tensile strength and total elongation are measured by conducting a tensile test in accordance with JIS Z 2241:2011 based on a JIS No. 5 test piece taken from a direction in which the longitudinal direction of the test piece is parallel to the rolling direction of the steel plate. Ru.
  • the steel plate according to the embodiment of the present invention has excellent hydrogen embrittlement resistance and also excellent bending workability, even though it has a very high tensile strength of 1500 MPa or more. It is extremely useful for use as automobile frame members, bumpers, and other structural and reinforcing members that require strength, and is also extremely useful for applications that require high bending workability in addition to high strength. Are suitable.
  • the method for manufacturing a steel plate according to an embodiment of the present invention includes: A slab having the chemical composition described above in connection with the steel plate is heated to a temperature of 1100 to 1300°C, then finish rolled, and the finish rolled steel plate is heated to a temperature of 500°C or less at an average cooling rate of 20°C/s or more.
  • a hot rolling process including cooling and winding, the finishing temperature of the finish rolling being 850 to 1050°C;
  • a pickling process of pickling the obtained hot rolled steel sheet A cold rolling process in which pickled hot rolled steel sheets are cold rolled at a reduction rate of 35 to 80%;
  • a step of annealing the obtained cold-rolled steel sheet wherein the annealing is performed by annealing the cold-rolled steel sheet in an atmosphere with a dew point of -30.0 to 10.0°C and a hydrogen concentration of 1.0 to 10.0%.
  • An annealing step comprising heating to a temperature of 830 to 900 °C or higher for 20 to 150 seconds, and then limiting the residence time in the temperature range of 400 to 600 °C to 2 to 350 seconds.
  • a slab having the chemical composition described above in connection with steel plate is heated.
  • the slab used is preferably cast by a continuous casting method from the viewpoint of productivity, but may be manufactured by an ingot casting method or a thin slab casting method.
  • the slabs used contain relatively high amounts of alloying elements in order to obtain high strength steel sheets. For this reason, it is necessary to heat the slab to dissolve the alloying elements in the slab before hot rolling. If the heating temperature is less than 1100° C., the alloying elements will not be fully dissolved in the slab, leaving coarse alloy carbides, which may cause embrittlement cracking during hot rolling. For this reason, the heating temperature is preferably 1100°C or higher.
  • the upper limit of the heating temperature is not particularly limited, but is preferably 1300° C. or lower from the viewpoint of the capacity of the heating equipment and productivity.
  • the heated slab may be subjected to rough rolling before finish rolling in order to adjust the plate thickness or the like.
  • the conditions for rough rolling are not particularly limited as long as the desired sheet bar dimensions can be ensured.
  • the heated slab, or the optionally rough rolled slab is then subjected to finish rolling. Since the slab used as described above contains a relatively large amount of alloying elements, it is necessary to increase the rolling load during hot rolling. For this reason, hot rolling is preferably performed at a high temperature.
  • the finishing temperature of finish rolling is important in terms of controlling the metallographic structure of the steel sheet. If the finishing temperature of finish rolling is low, the metal structure may become non-uniform and formability may deteriorate. For this reason, it is preferable that the finishing temperature of finish rolling is 850° C. or higher. On the other hand, in order to suppress coarsening of austenite, the finishing temperature of finish rolling is preferably 1050° C. or lower.
  • the finish-rolled steel plate is cooled to 500° C. or less at an average cooling rate of 20° C./sec or more and wound up. If the average cooling rate is less than 20°C/sec or the coiling temperature is more than 500°C, P segregation will occur in the hot rolling process, making the hot rolled steel sheet brittle and making subsequent cold rolling difficult. It may happen.
  • the average cooling rate is preferably 25°C/second or more, and the winding temperature is preferably 480°C or less.
  • the obtained hot-rolled steel sheet is pickled to remove oxidized scale formed on the surface of the hot-rolled steel sheet.
  • Pickling may be carried out under conditions suitable for removing oxide scale, and may be carried out once or in multiple steps to ensure removal of oxide scale.
  • the pickled hot rolled steel sheet is cold rolled at a rolling reduction of 35 to 80% in a cold rolling process.
  • the reduction ratio of cold rolling is preferably 50% or more.
  • the reduction ratio in cold rolling is preferably 70% or less.
  • the number of rolling passes and the rolling reduction rate for each pass are not particularly limited, and may be appropriately set so that the rolling reduction rate of the entire cold rolling falls within the above range.
  • the average carbon concentration Cs in the region up to 10% of the plate thickness from at least one, especially both surfaces of the finally obtained steel plate is 0.10 to 0.90 times the average carbon concentration Cc of the base material.
  • the average Vickers hardness Hs in a region up to 10% of the thickness can be 0.95 times or less (Hs/Hc ⁇ 0.95) the average Vickers hardness Hc at the 1/2 position of the plate thickness. If the dew point is less than -30.0°C, the hydrogen concentration is more than 10.0%, and/or the heating temperature is less than 700°C, decarburization of the surface layer cannot proceed sufficiently.
  • the dew point is over 10.0°C and/or the hydrogen concentration is less than 1.0%, decarburization may proceed too much depending on the C content, resulting in It becomes impossible to achieve the desired tensile strength of 1500 MPa or more.
  • the dew point is -20.0 to 8.0°C
  • the hydrogen concentration is 1.5 to 10.0%
  • the heating temperature is 750°C or higher. It is.
  • Hs/Hc ⁇ 0.95 only in one surface layer of the steel plate, and as a specific method to achieve this, for example, two cold-rolled steel plates are It is also possible to decarburize and soften only one surface layer portion of the steel plate by stacking them and annealing them under the conditions described above.
  • the cold rolled steel sheet is further heated to a maximum heating temperature of 830 to 900° C. in an atmosphere having the dew point and hydrogen concentration described above, and held at the maximum heating temperature for 20 to 150 seconds.
  • This promotes austenitization and obtains a desired hard structure composed of martensite or the like in the subsequent cooling step, thereby making it possible to reliably achieve a tensile strength of 1500 MPa or more.
  • the temperature is high, P diffusion is relatively fast, and segregation of P to prior austenite grain boundaries in the finally obtained steel sheet can be suppressed or reduced.
  • the amount of P segregation at the prior austenite grain boundary from the 1/8th position to the 1/2th position of the steel sheet can be controlled to 3.5 at. It becomes possible to reduce the ratio of macroscopically embrittled fracture surfaces to 35.0% or less.
  • the surface layer of the steel plate can be sufficiently decarburized, so that the final steel plate has an Hs/Hc of 0.95 or less. Desired surface layer softening can be achieved.
  • the maximum heating temperature is less than 830°C, austenitization will be insufficient, and a hard structure such as martensite will not be sufficiently obtained in the final steel plate, making it difficult to achieve a tensile strength of 1500 MPa or more. become unable to do so.
  • grain boundary segregation of P in the final structure may not be sufficiently suppressed. It becomes impossible to control the amount below .0%.
  • the maximum heating temperature exceeds 900°C, martensite becomes coarse in the final structure and the grain boundary area decreases, so even if the overall P segregation amount is the same, the prior austenite grain boundaries are The amount of P segregation will increase. As a result, it becomes impossible to control the ratio of the macroscopically embrittled fracture surface to 35.0% or less.
  • the maximum heating temperature is 835-896°C.
  • the holding time at the maximum heating temperature is less than 20 seconds, austenitization will be insufficient and a hard structure such as martensite will not be sufficiently obtained in the final structure, making it impossible to achieve a tensile strength of 1500 MPa or more. be unable to do so.
  • the surface layer portion of the steel sheet cannot be sufficiently decarburized, it becomes impossible to achieve the desired surface softening with Hs/Hc of 0.95 or less.
  • the holding time at the maximum heating temperature exceeds 150 seconds, even if the temperature is within the range of 830 to 900°C, the time is too long and segregation of P to grain boundaries may increase.
  • the holding time at high temperature becomes longer, decarburization progresses excessively, making it impossible to achieve the desired tensile strength of 1500 MPa or more in the final steel plate.
  • the holding time is between 23 and 146 seconds.
  • the residence time is preferably 300 seconds or less. From the viewpoint of suppressing grain boundary segregation of P, the shorter the residence time is, the more preferable it is, but it is practically impossible to reduce the residence time to around 0 seconds, so the lower limit of the residence time is set to 2 seconds.
  • the cold rolled steel sheet after the annealing step is cooled to room temperature at an average cooling rate of 20° C./sec or more in the next cooling step.
  • the final structure a hard structure mainly consisting of martensite, it is possible to ensure the achievement of a tensile strength of 1500 MPa or more.
  • the average cooling rate is less than 20° C./sec, a relatively large amount of bainite will be formed during the cooling process, making it impossible to achieve sufficient tensile strength.
  • the surface of the cold rolled steel sheet may be coated.
  • the coating treatment may be hot-dip plating, alloying hot-dip plating, electroplating, or the like.
  • the steel plate may be subjected to hot-dip galvanizing treatment as a coating treatment, or alloying treatment may be performed after hot-dip galvanizing treatment.
  • the coating layer includes, for example, at least one member selected from the group consisting of zinc, aluminum, magnesium, and alloys thereof. More specifically, the covering layer may be a hot dipping layer or an electroplating layer.
  • the hot-dip plating layer examples include a hot-dip galvanized (GI) layer, an alloyed hot-dip galvanized (GA) layer, a hot-dip aluminum plating layer, a hot-dip Zn-Al alloy plating layer, a hot-dip Zn-Al-Mg alloy plating layer, and a hot-dip Zn alloy plating layer.
  • GI hot-dip galvanized
  • GA alloyed hot-dip galvanized
  • the electroplating layer includes, for example, an electrogalvanizing layer, an electrolytic Zn--Ni alloy plating layer, and the like.
  • the coating layer is a hot-dip galvanized layer, an alloyed hot-dip galvanized layer, or an electrogalvanized layer.
  • the specific conditions for the coating treatment and the alloying treatment are not particularly limited, and may be any suitable conditions known to those skilled in the art.
  • steel plates according to embodiments of the present invention were manufactured under various conditions, and the tensile strength, total elongation, and hydrogen embrittlement resistance of the obtained steel plates were investigated.
  • Example A molten steel was cast by a continuous casting method to form slabs having various chemical compositions shown in Table 1, and these slabs were heated to 1230° C. and hot rolled. Hot rolling was carried out by performing rough rolling and finish rolling, and the finishing temperature of finish rolling was 940°C. Next, the finish-rolled steel plate was cooled to 420° C. at an average cooling rate of 30° C./sec and wound. Next, the obtained hot rolled steel plate having a thickness of 2.6 mm was pickled and then cold rolled at a rolling reduction ratio of 45% to obtain a cold rolled steel plate having a thickness of 1.4 mm.
  • the obtained cold-rolled steel sheet was heated to a temperature of 700°C or higher in an atmosphere with a dew point of -2.0°C and 6.0% hydrogen (nitrogen balance), and heated to a maximum heating temperature of 860°C for 90°C.
  • the surface layer portions on both sides of the steel plate were sufficiently decarburized by holding the steel plate for seconds, and then the residence time in the temperature range of 400 to 600°C was adjusted to 180 seconds.
  • the cold-rolled steel sheet was cooled to room temperature at an average cooling rate of 30° C./sec, and then hot-dip galvanizing (GI) or galvannealing (GA) was appropriately applied as a coating treatment.
  • GI hot-dip galvanizing
  • GA galvannealing
  • the properties of the obtained steel plate were measured and evaluated by the following methods.
  • Tensile strength (TS) and total elongation (t-El) Tensile strength (TS) and total elongation (t-El) were measured in accordance with JIS Z 2241:2011 based on a JIS No. 5 test piece taken from a direction in which the longitudinal direction of the test piece was parallel to the rolling direction of the steel plate. It was measured by performing a tensile test.
  • the hydrogen embrittlement resistance of the bent portion of the obtained steel plate was evaluated by the following method. Specifically, first, a steel plate was sheared with a clearance of 12.5%, and then a U-bending test was conducted at 8R. Next, a strain gauge was attached to the center of the obtained test piece, and stress was applied by tightening both ends of the test piece with bolts. The applied stress was calculated from the strain measured by the strain gauge. The applied stress was a stress corresponding to 80% of the tensile strength (TS). This is because the residual stress introduced during forming is considered to correspond to the tensile strength of the steel plate.
  • TS tensile strength
  • the obtained U-bending test piece was immersed in an aqueous HCl solution with a pH of 2 at a temperature of 35° C., and then held for 72 hours to examine the presence or absence of cracks.
  • a steel plate with a tensile strength (TS) of 1500 MPa or more and an OK evaluation of hydrogen embrittlement resistance was evaluated as a steel plate with high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance in the bent portion.
  • the results are shown in Table 2.
  • Table 2 and Table 4 shown later the values of Hs/Hc and Cs/Cc are calculated based on the average Vickers hardness Hs and average carbon concentration Cs in the area from one surface of the steel plate to 10% of the plate thickness. Only the calculated values are shown. However, since all steel plates are manufactured with the same treatment on both sides, the values of Hs and Cs are essentially the same on both sides of the steel plate, and in fact in some steel plates these values are I confirmed that it was the same on both sides. Further, in Table 2 and Table 4 shown later, the remaining structure was bainite, pearlite, and/or retained austenite.
  • Example X-1 had a TS of less than 1500 MPa due to the low C content.
  • Example Y-1 since the C content was high, coarse grain boundary carbides were formed, and the hydrogen embrittlement resistance of the bent portion deteriorated.
  • Example Z-1 the hydrogen embrittlement resistance of the bent portion deteriorated due to the high Si content.
  • Example AA-1 the hardenability decreased due to the low Mn content, and the desired hard structure could not be obtained, resulting in a TS of less than 1500 MPa.
  • Example AB-1 the hydrogen embrittlement resistance of the bent portion deteriorated due to the high Mn content.
  • Example AC-1 since the P content was high, it was not possible to control the ratio of macroscopic embrittlement fracture surfaces to 35.0% or less, and as a result, the hydrogen embrittlement resistance of the bent portion was reduced.
  • Examples AD-1 to AT-1 had good TS, but S, Al, N, O, Co, Ni, Mo, Cr, Ti, B, Cu, W, Sn, Sb, Ca, Y Also, because the Zr content was high, it was not possible to achieve sufficient hydrogen embrittlement resistance in the bent portion.
  • all the steel plates according to the invention have a predetermined chemical composition, Hs/Hc is controlled to 0.95 or less, and the ratio of macroscopically embrittled fracture surfaces in the Charpy impact test is 35. By controlling it to .0% or less, it was possible to significantly improve the hydrogen embrittlement resistance of the bent portion despite having a very high TS of 1500 MPa or more.
  • Example B steel plates having a thickness of 1.4 mm were manufactured using the steel types A to W, which were found to have excellent properties in Table 2, under the manufacturing conditions shown in Table 3. Conditions other than the manufacturing conditions shown in Table 3 were the same as in Example A, and the properties of the obtained steel plate were measured and evaluated in the same manner as in Example A. The results are shown in Table 4.
  • Example H-3 because the dew point of the annealing step was low, decarburization of the surface layer portion could not proceed sufficiently, and the desired surface layer softening, that is, Hs/Hc ⁇ 0. I could't reach 95. As a result, the hydrogen embrittlement resistance of the bent portion decreased.
  • Example J-3 since the hydrogen concentration in the annealing step was low, decarburization of the surface layer progressed too much, and it was not possible to achieve a TS of 1500 MPa or more.
  • Example K-3 since the hydrogen concentration in the annealing step was high, decarburization of the surface layer portion could not proceed sufficiently, and Hs/Hc ⁇ 0.95 could not be achieved.
  • Example L-3 since the maximum heating temperature in the annealing step was low, austenitization was insufficient and the desired hard structure could not be obtained in the final steel plate. As a result, it was not possible to achieve a TS of 1500 MPa or more.
  • Example M-3 because the maximum heating temperature in the annealing process was high, martensite became coarse in the final structure, and the accompanying decrease in grain boundary area resulted in a relative increase in the amount of P segregation at prior austenite grain boundaries. Conceivable.
  • Example N-3 since the holding time at the maximum heating temperature in the annealing step was short, austenitization was insufficient and the desired hard structure could not be obtained in the final steel plate. As a result, it was not possible to achieve a TS of 1500 MPa or more. In Example O-3, the holding time at the maximum heating temperature in the annealing step was long, so the segregation of P to the grain boundaries increased. As a result, the ratio of macroscopically embrittled fracture surfaces could not be controlled to 35.0% or less, and the hydrogen embrittlement resistance of the bent portion deteriorated.
  • Example P-3 the residence time in the temperature range of 400 to 600° C. during the annealing process was long, so the segregation of P to grain boundaries increased. As a result, the ratio of macroscopically embrittled fracture surfaces could not be controlled to 35.0% or less, and the hydrogen embrittlement resistance of the bent portion deteriorated.
  • Example Q-3 the desired hard structure could not be obtained in the final steel plate because the average cooling rate in the cooling process was low. As a result, it was not possible to achieve a TS of 1500 MPa or more. As is clear from these comparative examples, even if only one of "Hs/Hc ⁇ 0.95" and "macro embrittlement fracture surface ratio: 35.0% or less" is satisfied, sufficient bending process can be achieved. It was not possible to achieve hydrogen embrittlement resistance.
  • slabs with a given chemical composition are used, in particular the dew point of the annealing step, the hydrogen concentration, the maximum heating temperature and the holding time at that temperature, from 400 to
  • the residence time in the 600°C temperature range and the average cooling rate of the cooling process we achieved "Hs/Hc ⁇ 0.95" and "ratio of macroscopically embrittled fracture surfaces: 35.0% or less.
  • the hydrogen embrittlement resistance of the bent portion could be significantly improved.
  • Example I-3 the dew point in the annealing process was high, but since the original C content was relatively high, the surface layer did not become excessively decarburized, and the final steel plate had a pressure of 1500 MPa or more. We were able to achieve the TS.

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Abstract

所定の化学組成を有し、少なくとも一方の表面から板厚の１０％までの領域における平均ビッカース硬さＨｓが板厚１／２位置における平均ビッカース硬さＨｃの０．６０倍以下であり、室温でのシャルピー衝撃試験におけるマクロな脆化破面の割合が３５．０％以下であり、引張強さが１５００ＭＰａ以上であることを特徴とする鋼板が提供される。

Description

鋼板
　本発明は、鋼板に関する。
　近年、自動車業界では、燃費向上の観点から車体の軽量化が求められている。車体の軽量化と衝突安全性を両立するためには、使用する鋼板の高強度化が有効な方法の一つであり、このような背景から高強度鋼板の開発が進められている。
　高強度鋼板においては、水素脆化割れ（遅れ破壊などともいう）が問題となる場合がある。水素脆化割れとは、使用状況下において高い応力が作用している鋼部材が、環境から鋼中に侵入した水素に起因して突然破壊する現象である。
　これに関連して、特許文献１では、質量％で、Ｃ：０．０８～０．３５％、Ｓｉ：０．０１～３．０％、Ｍｎ：２．０～４．０％、Ｐ：０．０１０％以下（０を含まない）、Ｓ：０．００２％以下（０を含まない）、Ａｌ：０．０１～１．５０％、Ｂ：０．０００５～０．０１０％を含有し、かつ、Ｍｏ：０．０３～２．０％、Ｔｉ：０．０１０～０．１０％の中から選ばれる１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、鋼板表層から板厚方向に３００～４００μｍの範囲において、面積率で、マルテンサイトと炭化物を含むベイナイトの合計が６０～１００％であり、旧オーステナイトの平均粒径が１５μｍ以下であり、鋼板表層から板厚方向に３００～４００μｍの範囲において、旧オーステナイト粒界におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さに対する旧オーステナイト粒界から５ｎｍ以上離れた位置におけるＰのオージェ電子スペクトルのピーク高さの比が０．２０以上である鋼組織とを有し、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。また、特許文献１では、上記の構成によれば、旧オーステナイト粒界へのＰ偏析を抑制して、耐遅れ破壊特性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板を得ることができると教示されている。
　特許文献２では、質量％で、Ｃ：０．１２～０．３５％、Ｓｉ：０．０１～３．０％、Ｍｎ：２．０～４．０％、Ｐ：０．１００％以下（０を含まない）、Ｓ：０．０２％以下（０を含まない）、Ａｌ：０．０１～１．５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、面積率でフェライトと上部ベイナイトの合計が０～１５％であり、下部ベイナイトとマルテンサイトの合計が８０～１００％であり、残留オーステナイトが０～１０％であり、鋼板表層から板厚方向に１００～３００μｍの範囲において粒径が円相当径で１００～２０００ｎｍの析出物が１０9～１０12個／ｍ2である鋼組織とを有し、鋼板表層から板厚方向に７０μｍの位置の平均Ｃ量に対する鋼板表層から板厚方向に５μｍの位置の平均Ｃ量の比が０．２０～０．８０である鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。また、特許文献２では、鋼板表層から板厚方向に７０μｍの位置の平均Ｃ量に対する鋼板表層から板厚方向に５μｍの位置の平均Ｃ量の比を０．２０～０．８０とすることで、表層近傍の応力が緩和され、優れた耐遅れ破壊特性が得られると教示されている。
　特許文献３では、ｍａｓｓ％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、以下の式（１）Ｈｖ（Ｓ）／Ｈｖ（Ｃ）≦０．８（Ｈｖ（Ｓ）：鋼板表層軟質部の硬度、Ｈｖ（Ｃ）：鋼板中心部の硬度）および式（２）０．１０≦ｔ（Ｓ）／ｔ≦０．３０（ｔ（Ｓ）：鋼板表層軟質部の厚さ、ｔ：板厚）を満たす鋼板表層軟質部を有し、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記載されている。また、特許文献３では、上記（１）及び（２）を満たすことで、曲げ性および耐遅れ破壊特性に対して向上効果を有することが教示されている。
　特許文献４では、重量％で、Ｃ：０．０５～０．２０％、Ｐ：０．００１～０．０３０％、Ｓ：０．００１～０．０５０％、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｎ：０．０００２～０．００５０％の範囲で含有し、Ｓｉ：０．１０～２．５０％、Ｍｎ：０．５～３．５０％、Ｃｒ：０．１０～１．５％、Ｍｏ：０．１０～１．５％、Ｂ：０．００１～０．００５％の一種又は二種以上を含有し、残部：Ｆｅ及び不可避的不純物を含有する鋼板であって、該鋼板の表裏面から片面あたり０．０１０～０．２０ｍｍの部分の表層部分が、フェライト主体からなり、内層部分が、ベイナイト、マルテンサイトを主体とする高強度冷延鋼板が記載されている。また、特許文献４では、上記の構成によれば、鋼板の表層にフェライトを主体とする層を有し、内層にマルテンサイト・ベイナイト主体とする層を有するため、加工性及び耐遅れ破壊特性に優れた鋼板を提供することができると教示されている。
国際公開第２０２０／１３６９９０号 国際公開第２０２０／１３６９８８号 特開２０１１－１７９０３０号公報 特開平１０－１３０７８２号公報
　一般に、水素脆化割れは、鋼材の強度が高くなるほど発生しやすくなることが知られており、大きな塑性ひずみが与えられる曲げ加工部において特に生じやすい。一方で、自動車業界等では、鋼材のさらなる軽量化も求められており、このような軽量化を達成するためには、鋼材をこれまで以上に高強度化する必要が生じる。したがって、従来と同等又はそれ以上の高強度化を行った場合においても水素脆化の課題を解決し得る鋼材、より具体的には曲げ加工部の耐水素脆化特性に優れた高強度鋼板に対して高いニーズがある。
　そこで、本発明は、新規な構成により、高強度でかつ曲げ加工部の耐水素脆化特性に優れた鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記目的を達成するために検討を行った結果、１５００ＭＰａ以上の引張強さを有する高強度鋼板において、粒界を脆化させる元素の粒界偏析を低減してシャルピー衝撃試験におけるマクロな脆化破面の割合を所定の範囲内に制御することと、鋼板の表層部分を軟質化して曲げ加工部において水素脆化を起こさない上限の水素量すなわち限界水素量を増加させることとを同時に行うことで、１５００ＭＰａ以上の非常に高い引張強さを有する鋼板においても、曲げ加工部の耐水素脆化特性を顕著に向上させることができることを見出し、本発明を完成させた。
　上記目的を達成し得た本発明は下記のとおりである。
　（１）質量％で、
　Ｃ：０．１５～０．４０％、
　Ｓｉ：０．０１～２．００％、
　Ｍｎ：０．８０～３．５０％、
　Ｐ：０．０００１～０．０２００％、
　Ｓ：０．０００１～０．０２００％、
　Ａｌ：０．００１～１．０００％、
　Ｎ：０．０００１～０．０２０％、
　Ｏ：０．０００１～０．０２００％、
　Ｃｏ：０～０．５０００％、
　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％、
　Ｓｎ：０～０．１００％、
　Ｓｂ：０～０．１００％、
　Ａｓ：０～０．１００％、
　Ｍｇ：０～０．０５００％、
　Ｃａ：０～０．０５０％、
　Ｙ：０～０．０５０％、
　Ｚｒ：０～０．０５０％、
　Ｌａ：０～０．０５０％、
　Ｃｅ：０～０．０５０％、並びに
　残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
　少なくとも一方の表面から板厚の１０％までの領域における平均ビッカース硬さＨｓが板厚１／２位置における平均ビッカース硬さＨｃの０．９５倍以下であり、
　室温でのシャルピー衝撃試験におけるマクロな脆化破面の割合が３５．０％以下であり、
　引張強さが１５００ＭＰａ以上であることを特徴とする、鋼板。
　（２）前記化学組成が、質量％で、
　Ｃｏ：０．０１００～０．５０００％、
　Ｎｉ：０．０１０～１．０００％、
　Ｍｏ：０．０１０～１．０００％、
　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％、
　Ｓｎ：０．００１～０．１００％、
　Ｓｂ：０．００１～０．１００％、
　Ａｓ：０．００１～０．１００％、
　Ｍｇ：０．０００１～０．０５００％、
　Ｃａ：０．００１～０．０５０％、
　Ｙ：０．００１～０．０５０％、
　Ｚｒ：０．００１～０．０５０％、
　Ｌａ：０．００１～０．０５０％、及び
　Ｃｅ：０．００１～０．０５０％
からなる群より選択される１種又は２種以上を含むことを特徴とする、上記（１）に記載の鋼板。
　（３）板厚１／２位置におけるミクロ組織が、面積率で、
　マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイト：合計で９３．０％超、及び
　フェライト：７．０％未満
を含むことを特徴とする、上記（１）又は（２）に記載の鋼板。
　（４）少なくとも一方の表面から板厚の１０％までの領域における平均炭素濃度Ｃｓが母材の平均炭素濃度Ｃｃの０．１０～０．９０倍であることを特徴とする、上記（１）～（３）のいずれか１項に記載の鋼板。
　（５）板厚１／８位置から板厚１／２位置における旧オーステナイト粒界のＰ偏析量が３．５０原子％以下であることを特徴とする、上記（１）～（４）のいずれか１項に記載の鋼板。
　（６）少なくとも一方の表面に、亜鉛、アルミニウム、マグネシウム及びそれらの合金からなる群より選択される少なくとも１種を含む被膜層をさらに含むことを特徴とする、上記（１）～（５）のいずれか１項に記載の鋼板。
　本発明によれば、高強度でかつ曲げ加工部の耐水素脆化特性に優れた鋼板を提供することができる。
　本発明の実施形態に係る鋼板は、質量％で、
　Ｃ：０．１５～０．４０％、
　Ｓｉ：０．０１～２．００％、
　Ｍｎ：０．８０～３．５０％、
　Ｐ：０．０００１～０．０２００％、
　Ｓ：０．０００１～０．０２００％、
　Ａｌ：０．００１～１．０００％、
　Ｎ：０．０００１～０．０２０％、
　Ｏ：０．０００１～０．０２００％、
　Ｃｏ：０～０．５０００％、
　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％、
　Ｓｎ：０～０．１００％、
　Ｓｂ：０～０．１００％、
　Ａｓ：０～０．１００％、
　Ｍｇ：０～０．０５００％、
　Ｃａ：０～０．０５０％、
　Ｙ：０～０．０５０％、
　Ｚｒ：０～０．０５０％、
　Ｌａ：０～０．０５０％、
　Ｃｅ：０～０．０５０％、並びに
　残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
　少なくとも一方の表面から板厚の１０％までの領域における平均ビッカース硬さＨｓが板厚１／２位置における平均ビッカース硬さＨｃの０．９５倍以下であり、
　室温でのシャルピー衝撃試験におけるマクロな脆化破面の割合が３５．０％以下であり、
　引張強さが１５００ＭＰａ以上であることを特徴としている。
　先に述べたとおり、水素脆化割れは、鋼材の強度が高くなるほど発生しやすくなることが知られている。とりわけ、引張強さが１５００ＭＰａ以上となるような非常に高い強度を有する鋼板においては、高強度を確保するために鋼板のミクロ組織は一般にマルテンサイトを主体として含むものとなる。一方で、このようなマルテンサイトを主体とする高強度鋼板の場合、水素脆化割れは、鋼中に侵入した水素が主としてマルテンサイト組織中の旧オーステナイト粒界に集積することで粒界の結合強度が低下し、このようにして結合強度が低下した粒界が脆化の起点となって生じるものと考えられる。一般的に、引張強さの上昇に伴い、少ない水素量でも水素脆化が発生するようになり、また鋼中への水素の侵入は室温でも起こり得る。ここで、鋼中への水素の侵入自体を完璧に抑制する方法は存在しないか又は完璧に抑制することは極めて難しい。このため、１５００ＭＰａ以上の引張強さを有する高強度鋼板において水素脆化の課題を抜本的に解決するためには、特に大きな塑性ひずみが与えられることで水素脆化が生じやすい曲げ加工部の組織を改質することが重要となる。
　そこで、本発明者らは、引張強さが１５００ＭＰａ以上となるような非常に高い強度を有する鋼板において、特に曲げ加工部の耐水素脆化特性を改善すべく検討を行った。その結果、本発明者らは、ミクロ組織中で水素脆化割れの起点となる旧オーステナイト粒界の脆化を抑制するとともに、曲げ加工部において水素脆化を起こさない上限の水素量すなわち限界水素量を増加させることが有効であることを見出した。より具体的には、本発明者らは、粒界を脆化させるＰ等の元素の粒界偏析を低減して室温でのシャルピー衝撃試験におけるマクロな脆化破面の割合を３５．０％以下に制御するとともに、曲げ加工の際に水素脆化が生じやすい鋼板表層部分の限界水素量を増加させるために当該表層部分を軟質化すること、より詳しくは鋼板の少なくとも一方の表面から板厚の１０％までの領域における平均ビッカース硬さＨｓを板厚１／２位置における平均ビッカース硬さＨｃの０．９５倍以下に制御することで、１５００ＭＰａ以上の非常に高い引張強さを有する鋼板においても、曲げ加工部の耐水素脆化特性を顕著に向上させることができることを見出した。
　例えば、曲げ加工の際に水素脆化が生じやすい鋼板表層部分を軟質化することのみによっても、曲げ加工部の耐水素脆化特性を改善することは可能である。しかしながら、引張強さが１５００ＭＰａ以上となるような非常に高い強度を有する鋼板の場合に十分な耐水素脆化特性を得るためには、表層部分の軟質化の程度を非常に高くする必要が生じる。しかしながら、このような場合には、耐水素脆化特性は改善されるものの、逆に十分な引張強さすなわち引張強さ１５００ＭＰａ以上を維持することが難しくなる。同様に、粒界を脆化させる特定の元素の粒界偏析を低減することで耐水素脆化特性を改善することが可能である。しかしながら、引張強さが１５００ＭＰａ以上となるような非常に高い強度を有する鋼板の場合には、このような特定の元素の粒界偏析を低減することのみによって曲げ加工部の耐水素脆化特性を所望のレベルまで確実に改善することは困難である。したがって、本発明の実施形態に係る鋼板においては、１５００ＭＰａ以上の引張強さを確実に維持しつつ、その一方で曲げ加工部における所望の耐水素脆化特性を達成するために、シャルピー衝撃試験におけるマクロな脆化破面の割合を３５．０％以下に制御することと、鋼板の少なくとも一方の表面から板厚の１０％までの領域における平均ビッカース硬さＨｓを板厚１／２位置における平均ビッカース硬さＨｃの０．９５倍以下に制御することとを同時に行うことが極めて重要となる。本発明によれば、これらの技術的事項の特定の組み合わせにより、１５００ＭＰａ以上の非常に高い引張強さを有する鋼板であるにもかかわらず、曲げ加工部の耐水素脆化特性を確実かつ顕著に向上させることが可能となる。したがって、本発明によれば、例えば、優れた曲げ加工性と高強度の相反する特性が要求される自動車などの用途においても、それらの特性を両立しつつ、曲げ加工部において優れた耐水素脆化特性を達成することが可能となる。
　以下、本発明の実施形態に係る鋼板についてより詳しく説明する。以下の説明において、各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味するものである。また、本明細書において、数値範囲を示す「～」とは、特に断りがない場合、その前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む意味で使用される。
［Ｃ：０．１５～０．４０％］
　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。このような効果を十分に得るために、Ｃ含有量は０．１５％以上とする。Ｃ含有量は０．１６％以上、０．１８％以上、０．２０％以上、０．２０％超、０．２１％以上、０．２２％以上又は０．２３％以上であってもよい。
　一方、Ｃを過度に含有すると、粗大な粒界炭化物を形成する場合があり、粒界が脆化しやすくなることに加え、微視的な亀裂が導入されるなどのため、耐水素脆化特性が低下する。溶接性が低下したりする場合がある。このため、Ｃ含有量は０．４０％以下とする。Ｃ含有量は０．３８％以下、０．３５％以下、０．３０％以下又は０．２５％以下であってもよい。
［Ｓｉ：０．０１～２．００％］
　Ｓｉは、脱酸剤として作用し、炭化物や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を含有しないと、粗大な酸化物の生成を抑制することが難しくなる場合がある。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で耐水素脆化特性が劣化する場合がある。このため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は０．０５％以上、０．１０％以上、０．３０％以上又は０．５０％以上であってもよい。
　一方、Ｓｉを過度に含有すると、局部延性が低下して耐水素脆化特性が劣化する場合がある。このため、Ｓｉ含有量は２．００％以下とする。Ｓｉ含有量は１．８０％以下、１．６０％以下、１．４０％以下又は１．２０％以下であってもよい。
［Ｍｎ：０．８０～３．５０％］
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高めて鋼板の強度を上昇させるのに有効な元素である。このような効果を十分に得るために、Ｍｎ含有量は０．８０％以上とする。Ｍｎ含有量は１．００％以上、１．２０％以上、１．４０％以上又は１．６０％以上であってもよい。
　一方、Ｍｎを過度に含有すると、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もある。このため、Ｍｎ含有量は３．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は３．４０％以下、３．３０％以下、３．２０％以下、３．１０％以下、３．００％以下、２．９０％以下、２．８０％以下、２．６０％未満、２．５５％以下、２．５０％以下、２．５０％未満、２．４５％以下、２．４０％以下、２．２０％以下又は２．００％以下であってもよい。
［Ｐ：０．０００１～０．０２００％］
　Ｐは、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界の脆化を促す元素である。Ｐを過度に含有すると、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含有量は０．０２００％以下とする。Ｐ含有量は０．０１８０％以下、０．０１５０％以下、０．０１２０％以下又は０．０１００％以下であってもよい。
　耐水素脆化特性向上の観点からは、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％未満に低減するためには精錬に多くの時間を要し、コストの大幅な増加を招く。このため、Ｐ含有量は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を過度に含有すると、冷間加工時に割れの起点となる非金属介在物の生成が顕著となる。この場合、非金属介在物から割れが発生し、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とがある。このため、Ｓ含有量は０．０２００％以下とする。Ｓ含有量は０．０１８０％以下、０．０１５０％以下、０．０１２０％以下又は０．０１００％以下であってもよい。
　耐水素脆化特性向上の観点からは、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％未満に低減するためには精錬に多くの時間を要し、コストの大幅な増加を招く。このため、Ｓ含有量は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。このような効果を十分に得るために、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。Ａｌ含有量は０．００５％以上、０．０１０％以上、０．０２０％以上又は０．０５０％以上であってもよい。
　一方、Ａｌを過度に含有すると、粗大なＡｌ酸化物が生成して割れの起点となる場合がある。また、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場合がある。このため、Ａｌ含有量は１．０００％以下とする。Ａｌ含有量は０．９５０％以下、０．９００％以下、０．８００％以下又は０．６００％以下であってもよい。
［Ｎ：０．０００１～０．０２０％］
　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。
　したがって、Ｎ含有量は少ないほど好ましく、０．０２０％以下とする。Ｎ含有量は０．０１８％以下、０．０１６％以下、０．０１２％以下又は０．０１０％以下であってもよい。
　一方、Ｎを０．０００１％未満に低減するためには製造コストの大幅な増加を招く。このため、Ｎ含有量は０．０００１％以上とする。Ｎ含有量は０．０００５％以上、０．００１％以上又は０．００２％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、打抜き端面又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、き裂形成の起点となり、大幅な加工性の劣化をもたらす場合がある。Ｏを過度に含有すると、耐水素脆化特性及び加工性の劣化の傾向が顕著となる。このため、Ｏ含有量は０．０２００％以下とする。Ｏ含有量は０．０１８０％以下、０．０１５０％以下、０．０１２０％以下又は０．０１００％以下であってもよい。
　Ｏ含有量は少ないほど好ましい。しかしながら、Ｏ含有量を０．０００１％未満に低減するためには製造コストの大幅な増加を招く。このため、Ｏ含有量は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基本化学組成は上記のとおりである。さらに、当該鋼板は、必要に応じて、残部のＦｅの一部に代えて以下の任意選択元素のうち少なくとも１種を含有してもよい。例えば、鋼板は、Ｃｏ：０～０．５０００％、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％及びＴａ：０～０．１００％からなる群より選択される少なくとも１種を含有してもよい。また、鋼板は、Ｓｎ：０～０．１００％、Ｓｂ：０～０．１００％及びＡｓ：０～０．１００％からなる群より選択される少なくとも１種を含有してもよい。また、鋼板は、Ｍｇ：０～０．０５００％、Ｃａ：０～０．０５０％、Ｙ：０～０．０５０％、Ｚｒ：０～０．０５０％、Ｌａ：０～０．０５０％及びＣｅ：０～０．０５０％からなる群より選択される少なくとも１種を含有してもよい。以下、これらの任意選択元素について詳しく説明する。
［Ｃｏ：０～０．５０００％］
　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。Ｃｏ含有量は０％であってもよいが、これらの効果を得るためには、Ｃｏ含有量は０．００１０％以上であることが好ましい。Ｃｏ含有量は０．０１００％以上、０．０２００％以上、０．０５００％以上又は０．１０００％以上であってもよい。
　一方、Ｃｏを過度に含有すると、粗大なＣｏ炭化物が析出し、耐水素脆化特性が劣化する場合がある。このため、Ｃｏ含有量は０．５０００％以下とする。Ｃｏ含有量は０．４０００％以下、０．３０００％以下又は０．２０００％以下であってもよい。
［Ｎｉ：０～１．０００％］
　Ｎｉは、鋼板の強度上昇に有効な元素である。また、Ｎｉは濡れ性の向上や合金化反応の促進にも効果のある元素である。Ｎｉ含有量は０％であってもよいが、これらの効果を得るためには、Ｎｉ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｎｉ含有量は０．０１０％以上、０．０２０％以上、０．０５０％以上又は０．１００％以上であってもよい。
　一方、Ｎｉを過度に含有すると、耐水素脆化特性が低下する場合がある。このため、Ｎｉ含有量は１．０００％以下とする。Ｎｉ含有量は０．９００％以下、０．８００％以下、０．６００％以下又は０．３００％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。Ｍｏ含有量は０％であってもよいが、これらの効果を得るためには、Ｍｏ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｍｏ含有量は０．０１０％以上、０．０２０％以上、０．０５０％以上又は０．０８０％以上であってもよい。
　一方、Ｍｏを過度に含有してもフェライト変態を抑制する効果が飽和するか、又は粗大な金属間化合物及び炭化物が形成して耐水素脆化特性が低下する場合がある。このため、Ｍｏ含有量は１．０００％以下とする。Ｍｏ含有量は０．９００％以下、０．８００％以下、０．６００％以下又は０．３００％以下であってもよい。
［Ｃｒ：０～２．０００％］
　Ｃｒは、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。Ｃｒ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｃｒ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｃｒ含有量は０．００５％以上、０．０１０％以上、０．０２０％以上又は０．０５０％以上であってもよい。
　一方、Ｃｒを過度に含有すると、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含有量は２．０００％以下とする。Ｃｒ含有量は１．８００％以下、１．５００％以下、１．０００％以下又は０．５００％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。Ｔｉ含有量は０％であってもよいが、これらの効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｔｉ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、Ｔｉを過度に含有すると、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含有量は０．５００％以下とする。Ｔｉ含有量は０．４５０％以下、０．４００％以下、０．３００％以下又は０．１００％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。Ｂ含有量は０％であってもよいが、これらの効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。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を過度に含有すると、鋼中に粗大なＢ酸化物が生成する場合がある。この酸化物は、冷間加工時のボイドの発生起点となるので、粗大なＢ酸化物の生成によって耐水素脆化特性が劣化する場合がある。このため、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。Ｂ含有量は０．００８０％以下、０．００６０％以下、０．００５０％以下又は０．００２０％以下であってもよい。
［Ｎｂ：０～０．５００％］
　Ｎｂは、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。Ｎｂ含有量は０％であってもよいが、これらの効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。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を過度に含有すると、粗大なＮｂ炭化物が生成する場合がある。この粗大なＮｂ炭化物は割れを生じさせやすく、耐水素脆化特性を劣化させる場合がある。このため、Ｎｂ含有量は０．５００％以下とする。Ｎｂ含有量は０．４５０％以下、０．４００％以下、０．３００％以下又は０．１００％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。Ｖ含有量は０％であってもよいが、これらの効果を得るためには、Ｖ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。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を過度に含有すると、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含有量は０．５００％以下とする。Ｖ含有量は０．４５０％以下、０．４００％以下、０．３００％以下又は０．１００％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含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｃｕ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。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を過度に含有すると、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、熱間圧延が困難となる場合もある。このため、Ｃｕ含有量は０．５００％以下とする。Ｃｕ含有量は０．４５０％以下、０．４００％以下、０．３００％以下又は０．１００％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。Ｗ含有量は０％であってもよいが、これらの効果を得るためには、Ｗ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。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を過度に含有すると、粗大なＷ析出物又は晶出物が生成する場合がある。この粗大なＷ析出物又は晶出物は割れを生じさせやすく、比較的低い負荷応力で鋼材内をこの割れが伝播する場合がある。このため、粗大なＷ析出物又は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含有量は０．１００％以下とする。Ｗ含有量は０．０８０％以下、０．０６０％以下、０．０５０％以下又は０．０３０％以下であってもよい。
［Ｔａ：０～０．１００％］
　Ｔａ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。Ｔａ含有量は０％であってもよいが、これらの効果を得るためには、Ｔａ含有量は０．００１％以上とであることが好ましい。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を過度に含有すると、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含有量は０．１００％以下とする。Ｔａ含有量は０．０８０％以下、０．０６０％以下、０．０５０％以下又は０．０２０％以下であってもよい。
［Ｓｎ：０～０．１００％］
　Ｓｎは、鋼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。このため、Ｓｎ含有量は０．１００％以下とする。Ｓｎ含有量は０．０６０％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％未満に低減するためには精錬に多くの時間を要し、コストの大幅な増加を招く。このため、Ｓｎ含有量は０．００１％以上であってもよい。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：０～０．１００％］
　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。また、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。このため、Ｓｂ含有量は０．１００％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％未満に低減するためには精錬に多くの時間を要し、コストの大幅な増加を招く。このため、Ｓｂ含有量は０．００１％以上であってもよい。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：０～０．１００％］
　Ａｓは、Ｓｎ及び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る元素である。また、Ａｓ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。このため、Ａｓ含有量は０．１００％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％未満に低減するためには精錬に多くの時間を要し、コストの大幅な増加を招く。このため、Ａｓ含有量は０．００１％以上であってもよい。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。
［Ｍｇ：０～０．０５００％］
　Ｍｇは、微量の含有で硫化物の形態を制御できる元素である。Ｍｇ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｍｇ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｍｇ含有量は０．０００５％以上、０．００１０％以上、０．００１５％以上又は０．００２０％以上であってもよい。
　一方、Ｍｇを過度に含有すると、粗大な介在物が形成されて耐水素脆化特性が低下する場合がある。このため、Ｍｇ含有量は０．０５００％以下とする。Ｍｇ含有量は０．０３００％以下、０．０１００％以下、０．００５０％以下又は０．００３０％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り、硫化物の形態制御にも効果を奏する元素である。Ｃａ含有量は０％であってもよいが、これらの効果を得るためには、Ｃａ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｃａ含有量は０．０００５％以上、０．００１％以上又は０．００２％以上であってもよい。
　一方、Ｃａを過度に含有すると、粗大な介在物が形成されて耐水素脆化特性が低下する場合がある。このため、Ｃａ含有量は０．０５０％以下とする。Ｃａ含有量は０．０３０％以下、０．０１０％以下、０．００５％以下又は０．００３％以下であってもよい。
［Ｙ：０～０．０５０％］
　Ｙは、Ｍｇ等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。Ｙ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｙ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｙ含有量は０．０００５％以上、０．００１％以上又は０．００２％以上であってもよい。
　一方、Ｙを過度に含有すると、粗大なＹ酸化物が生成して耐水素脆化特性が低下する場合がある。このため、Ｙ含有量は０．０５０％以下とする。Ｙ含有量は０．０３０％以下、０．０１０％以下、０．００５％以下又は０．００３％以下であってもよい。
［Ｚｒ：０～０．０５０％］
　Ｚｒは、Ｍｇ等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。Ｚｒ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｚｒ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｚｒ含有量は０．０００５％以上、０．００１％以上又は０．００２％以上であってもよい。
　一方、Ｚｒを過度に含有すると、粗大なＺｒ酸化物が生成して耐水素脆化特性が低下する場合がある。このため、Ｚｒ含有量は０．０５０％以下とする。Ｚｒ含有量は０．０３０％以下、０．０１０％以下、０．００５％以下又は０．００３％以下であってもよい。
［Ｌａ：０～０．０５０％］
　Ｌａは、Ｍｇ等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。Ｌａ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｌａ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｌａ含有量は０．０００５％以上、０．００１％以上又は０．００２％以上であってもよい。
　一方、Ｌａを過度に含有すると、Ｌａ酸化物が生成して耐水素脆化特性が低下する場合がある。このため、Ｌａ含有量は０．０５０％以下とする。Ｌａ含有量は０．０３０％以下、０．０１０％以下、０．００５％以下又は０．００３％以下であってもよい。
［Ｃｅ：０～０．０５０％］
　Ｃｅは、Ｍｇ等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。Ｚｒ含有量は０％であってもよいが、このような効果を得るためには、Ｃｅ含有量は０．０００１％以上であることが好ましい。Ｃｅ含有量は０．０００５％以上、０．００１％以上又は０．００２％以上であってもよい。
　一方、Ｃｅを過度に含有すると、Ｃｅ酸化物が生成して耐水素脆化特性が低下する場合がある。このため、Ｃｅ含有量は０．０５０％以下とする。Ｃｅ含有量は０．０３０％以下、０．０１０％以下、０．００５％以下又は０．００３％以下であってもよい。
　本発明の実施形態に係る鋼板において、上記の元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。不純物とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分等である。
　本発明の実施形態に係る鋼板の化学組成は、一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、ＪＩＳ　Ｇ　１２０１：２０１４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。具体的には、例えば、鋼板から３５ｍｍ角の試験片を取得し、これを板厚１／２位置まで研削し、その研削面を島津製作所製ＩＣＰＳ－８１００等（測定装置）により、予め作成した検量線に基づいた条件で測定することにより特定することができる。ＩＣＰ－ＡＥＳで測定できないＣ及び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。鋼板の表面に被覆層を備える場合は、機械研削により被覆層を除去してから化学組成の分析を行えばよい。
［鋼板の好ましいミクロ組織］
　本発明の実施形態に係る鋼板のミクロ組織は、引張強さが１５００ＭＰａ以上の要件を満たす任意のミクロ組織であってよい。より詳しくは、本発明は、上記のとおり、高強度でかつ曲げ加工部の耐水素脆化特性に優れた鋼板を提供することを目的とするものであって、１５００ＭＰａ以上の引張強さを有する高強度鋼板において、室温でのシャルピー衝撃試験におけるマクロな脆化破面の割合を３５．０％以下に制御するとともに、鋼板の少なくとも一方の表面から板厚の１０％までの領域における平均ビッカース硬さＨｓを板厚１／２位置における平均ビッカース硬さＨｃの０．９５倍以下に制御することによって当該目的を達成するものである。したがって、鋼板のミクロ組織は、本発明の目的を達成する上で必須の技術的特徴でないことは明らかである。以下、本発明の実施形態に係る１５００ＭＰａ以上の引張強さを有する鋼板のための好ましいミクロ組織について詳しく説明するが、これらの説明は、１５００ＭＰａ以上の引張強さを有する鋼板の単なる例示を意図するものであって、本発明をこのような特定のミクロ組織を有する鋼板に限定することを意図するものではない。また、本発明の実施形態に係る鋼板では、上記のとおり、鋼板の表層部分が軟質化されているため、鋼板の表層部分と内層部分とでミクロ組織が異なる場合がある。したがって、以下では、鋼板の軟質化されていない部分を代表して板厚１／２位置におけるミクロ組織が規定される。
［マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイト：合計で９３．０％超］
　鋼板の板厚１／２位置におけるミクロ組織は、特に限定されないが、面積率で、マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイト：合計で９３．０％超を含むものであってよい。先に説明した所定の化学組成、特には０．１５％以上のＣ含有量を有するとともに、板厚１／２位置においてマルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトを面積率で９３．０％超含むことで、１５００ＭＰａ以上の引張強さを確実に達成することが可能となる。マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトの合計の面積率は９５．０％以上又は９７．０％以上であってもよい。マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトの合計の面積率の上限は、特に限定されず１００％であってもよい。例えば、マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトの面積率は９９．０％以下又は９８．０％以下であってもよい。
［フェライト：７．０％未満］
　鋼板の板厚１／２位置におけるミクロ組織は、特に限定されないが、面積率で、フェライト：７．０％未満を含むものであってよい。フェライトは軟質な組織であるため、硬質組織である上記のマルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトの面積率９３．０％超に対して当該フェライトの面積率を７．０％未満に制限することで、１５００ＭＰａ以上の引張強さを確実に達成することが可能となる。フェライトの面積率は５．０％以下又は３．０％以下であってもよく、例えば０％であってもよい。一方で、フェライトは、上記のとおり軟質な組織であるため変形しやすく、鋼板の延性向上に寄与する。したがって、鋼板の延性向上の観点から、フェライトの面積率は１．０％以上又は２．０％以上であってもよい。
［残部組織：ベイナイト、パーライト及び残留オーステナイトの少なくとも１種］
　マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイト並びにフェライト以外の残部組織は、面積率で０％であってもよいが、残部組織が存在する場合には、当該残部組織はベイナイト、パーライト及び残留オーステナイトの少なくとも１種であってよい。残部組織の面積率は、特に限定されないが、例えば０～７．０％未満、０～５．０％、０～３．０％であってもよい。一方で、残部組織の面積率を０％とするには、鋼板の製造過程において高度な制御を要するため、歩留まりの低下を招く場合がある。したがって、残部組織の面積率は１．０％以上であってもよい。
［ミクロ組織の同定及び算出］
［マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイト］
　鋼板の板厚１／２位置におけるミクロ組織の同定及び算出は以下のようにして行われる。まず、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を有する試料を採取し、当該断面を観察面とする。この観察面をナイタール試薬でエッチングし、エッチングされた観察面のうち、鋼板表面から板厚の１／２位置を中心とする１００μｍ×１００μｍの領域を観察領域とする。この観察領域を電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ）を用いた電子チャンネリングコントラスト像により１０００～５００００倍にて観察する。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、マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイトはこ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。焼き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すなわ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差し引くことにより、マルテンサイト及び焼き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。
［フェライト］
　フェライトの面積率は、上記の電子チャンネリングコントラスト像により、同様に鋼板表面から板厚の１／２位置を中心とする１００μｍ×１００μｍの領域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において均一な中間明度（グレー）のコントラストとして認識できる領域がポリゴナルフェライトであり、これをフェライトと判断する。このような明度の判定は当業者であれば通常の組織観察として実施される程度のものである。なお、この均一な中間明度のコントラストとして認識される領域は、エッチングにより腐食されやすい領域であり、表面形態的には凹部となっている。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、それらの平均値をフェライトの面積率とする。
［ベイナイト、パーライト及び残留オーステナイト］
　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される。まず、試料の板面から板厚方向に板厚の１／２位置までを機械研磨及び化学研磨により除去する。次いで、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、パーライト及びベイナイトは上記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すなわ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。
［Ｈｓ／Ｈｃ≦０．９５］
　本発明の実施形態においては、鋼板の少なくとも一方の表面（鋼板の表面にめっき層等の被覆層が存在する場合には、被覆層と鋼板の界面）から板厚の１０％までの領域における平均ビッカース硬さＨｓは、板厚１／２位置における平均ビッカース硬さＨｃの０．９５倍以下である。一般に、１５００ＭＰａ以上の高強度鋼板においては、十分な曲げ加工性が得られない場合があり、また曲げ加工部では比較的大きな塑性ひずみが付与されるため、水素脆化が生じやすいという問題がある。しかしながら、本発明の実施形態によれば、鋼板の少なくとも一方、好ましくは両方の表面から板厚の１０％までの領域における平均ビッカース硬さＨｓを板厚１／２位置における平均ビッカース硬さＨｃの０．９５倍以下に制御して鋼板の表層を軟質化することにより、曲げ加工性を顕著に改善するとともに、曲げ加工部において水素脆化を起こさない上限の水素量すなわち限界水素量を増加させることが可能となる。また、上記のとおり、鋼板の両方の表面においてＨｓ／Ｈｃ≦０．９５を満たすことが好ましいものの、鋼板の少なくとも一方の表面においてのみＨｓ／Ｈｃ≦０．９５を満たす実施形態も当然に本発明に包含される。なぜならば、いずれか一方の表面でもＨｓ／Ｈｃ≦０．９５を満たせば、両方の表面でＨｓ／Ｈｃ≦０．９５を満たさない場合と比較して、曲げ加工性を顕著に改善するとともに、曲げ加工部において限界水素量を増加させることが可能となるからである。したがって、後で詳しく説明するマクロな脆化破面の割合の制御と組み合わせることにより、１５００ＭＰａ以上の非常に高い引張強さを有する鋼板においても、曲げ加工部の耐水素脆化特性を顕著に向上させることが可能となる。これらの効果を向上させる観点からは、ＨｓはＨｃに対してより小さい値であることが好ましく、例えば、ＨｓはＨｃの０．９２倍以下、０．９０倍以下、０．８８倍以下、０．８５倍以下、０．８２倍以下、０．８０倍以下、０．７８倍以下、０．７５倍以下又は０．７０倍以下であってもよい。一方で、下限は特に限定されず、任意の適切な値を選択することができる。例えば、ＨｓはＨｃの０．２０倍以上又は０．３０倍以上であってもよいが、鋼板のより高い強度を確保する観点から、例えば、ＨｓはＨｃの０．４０倍以上、０．４５倍以上又は０．５０倍以上であってもよい。
［Ｈｓ及びＨｃの測定］
　本発明において、「表面から板厚の１０％までの領域における平均ビッカース硬さＨｓ」及び「板厚１／２位置における平均ビッカース硬さＨｃ」は、以下のようにして決定され、ビッカース硬さ試験については、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４－１：２０２０に準拠して行われる。まず、鋼板の端部から５０ｍｍ以上離れた任意の位置から表面に垂直な断面（板厚断面）が観察できるように試験片を切り出す。試験片の表面（試験片の表面にめっき層等の被覆層が存在する場合には、被覆層と母材の界面）から２μｍの深さ位置から板厚の１／１０深さ位置までを９等分した１０点の深さ位置でのビッカース硬さを押し込み荷重１０ｇ重で測定し、それらの平均値が表面から板厚の１０％までの領域における平均ビッカース硬さＨｓとして決定される。次に、試験片の板厚１／２位置でのビッカース硬さを押し込み荷重１０ｇ重で測定し、次いでその位置から板厚方向に垂直な方向でかつ圧延方向に平行な線上に同様に押し込み荷重１０ｇ重で合計５点以上、例えば１０点のビッカース硬さを測定し、それらの平均値が板厚１／２位置における平均ビッカース硬さＨｃとして決定される。板厚１／２位置における各測定点の間隔は、圧痕の４倍以上の距離とすることが好ましい。圧痕の４倍以上の距離とは、ビッカース硬さの測定の際にダイヤモンド圧子によって生じた圧痕の矩形状開口における対角線の長さの４倍以上の距離を意味するものである。こうして得られたＨｓとＨｃに基づいてＨｓ／Ｈｃの値が決定される。鋼板の両側の表層部分が軟質化される場合には、上で説明したのと同様に測定することで、他方の側の表面から板厚の１０％までの領域における平均ビッカース硬さＨｓが決定される。
［０．１０≦Ｃｓ／Ｃｃ≦０．９０］
　本発明の実施形態においては、鋼板の少なくとも一方の表面（鋼板の表面にめっき層等の被覆層が存在する場合には、被覆層と鋼板の界面）から板厚の１０％までの領域における平均炭素濃度Ｃｓは、母材の平均炭素濃度Ｃｃの０．１０～０．９０倍であることが好ましい。鋼板の少なくとも一方の表面から板厚の１０％までの領域における平均炭素濃度Ｃｓを母材の平均炭素濃度Ｃｃの０．９０倍以下に制御することで、確実に鋼板の少なくとも一方の表面から板厚の１０％までの領域における平均ビッカース硬さＨｓを板厚１／２位置における平均ビッカース硬さＨｃの０．９５倍以下に制御することができる。したがって、耐水素脆化特性の向上に加えて、曲げ加工性の改善の観点でも非常に有効である。また、鋼板の両方の表面に関するＣｓを母材の平均炭素濃度Ｃｃの０．９０倍以下に制御すること、すなわち鋼板の両方の表面においてＣｓ／Ｃｃ≦０．９０を満たすことが好ましいものの、鋼板の少なくとも一方の表面においてのみＣｓ／Ｃｃ≦０．９０を満たす実施形態も当然に本発明に包含される。なぜならば、いずれか一方の表面でもＣｓ／Ｃｃ≦０．９０を満たせば、両方の表面でＣｓ／Ｃｃ≦０．９０を満たさない場合と比較して、十分な効果を達成することができるからである。これらの効果をさらに向上させる観点からは、ＣｓはＣｃに対してより小さい値であることが好ましく、例えば、ＣｓはＣｃの０．８５倍以下、０．８０倍以下、０．７５倍以下、０．７０倍以下、０．６５倍以下、０．６０倍以下又は０．５５倍以下であってもよい。一方で、鋼板のより高い強度を確保する観点から、ＣｓはＣｃの０．１０倍以上であることが好ましく、例えば０．１５倍以上、０．２０倍以上、０．２５倍以上、０．３０倍以上、０．３５倍以上又は０．４０倍以上であってもよい。
［Ｃｓ及びＣｃの測定］
　本発明において、「表面から板厚の１０％までの領域における平均炭素濃度Ｃｓ」及び「母材の平均炭素濃度Ｃｃ」は、高周波グロー放電発光分析装置（ＧＤＳ）を用いて以下のようにして決定される。具体的には、鋼板の表面をＡｒ雰囲気にし、電圧をかけてグロープラズマを発生させた状態で、鋼板表面をスパッタリングさせながら深さ方向に分析する方法を用いる。そして、グロープラズマ中で原子が励起されて発せられる元素特有の発光スペクトル波長から、材料に含まれる元素を同定し、同定した元素の発光強度を見積もる。深さ方向のデータは、スパッタ時間から見積もることができる。具体的には、予め標準サンプルを用いてスパッタ時間とスパッタ深さとの関係を求めておくことで、スパッタ時間をスパッタ深さに変換することができる。したがって、スパッタ時間から変換したスパッタ深さを、材料の表面からの深さと定義することができる。得られた発光強度は検量線を作製することで質量％に換算する。このようにして測定した表面（鋼板の表面にめっき層等の被覆層が存在する場合には、被覆層と鋼板の界面）から板厚の０．１～１０％までの領域における平均炭素濃度をＣｓとして決定する。一方、炭素の発光強度が十分安定している深さ範囲でその発光強度の平均値を算出し、例えば鋼板の表面から板厚の１５～２５％までの領域におけるＣの発光強度の平均値を算出し、これを母材の平均炭素濃度Ｃｃとして決定する。こうして得られたＣｓとＣｃに基づいてＣｓ／Ｃｃの値が決定される。鋼板の両側の表層部分が軟質化される場合には、上で説明したのと同様に測定することで、他方の側の表面から板厚の１０％までの領域における平均炭素濃度Ｃｓが決定される。
　上で示した脱炭による０．１０≦Ｃｓ／Ｃｃ≦０．９０の制御は、鋼板の表層部分における所望の軟質化すなわちＨｓ／Ｈｃ≦０．９５を達成するための１つの好ましい手段にすぎない。言い換えれば、本発明の実施形態に係るＨｓ／Ｈｃ≦０．９５の特徴は、当業者に公知の任意の適切な手段によって達成することが可能である。例えば、Ｈｓ／Ｈｃ≦０．９５の特徴は、鋼板の表層部分における組織を、適切な熱処理等を施すことで鋼板の内部と比較してより粗大な組織に改質し、それによって当該表層部分を軟質化することにより達成することも可能である。あるいはまた、Ｈｓ／Ｈｃ≦０．９５の特徴は、鋼板の表層部分における組織を鋼板の内部と比較して軟質の組織によって構成することにより達成することも可能である。
［室温でのシャルピー衝撃試験におけるマクロな脆化破面の割合：３５．０％以下］
　本発明の実施形態に係る鋼板では、室温（約２５℃）でのシャルピー衝撃試験におけるマクロな脆化破面の割合は３５．０％以下である。本発明において、マクロな脆化破面の割合とは、鋼板表層の軟質化された部分を除く母材部分における脆化破面の割合を意味するものである。本発明者らは、室温でのシャルピー衝撃試験におけるマクロな脆化破面の割合が、ミクロ組織中で水素脆化割れの起点となる旧オーステナイト粒界の脆化と密接に関係していることを見出し、この母材部分の脆化への抵抗力が高いと、鋼板の耐水素脆化特性を改善できることを見出した。具体的には、室温でのシャルピー衝撃試験におけるこのようなマクロな脆化破面の割合を３５．０％以下に制限することにより鋼板の耐水素脆化特性を確実に改善することができ、さらに上で説明した鋼板の表層部分における所定の軟質化と組み合わせることで、１５００ＭＰａ以上の非常に高い引張強さを有する鋼板においても、曲げ加工部の耐水素脆化特性を顕著に向上させることが可能となる。耐水素脆化特性向上の観点からは、室温でのシャルピー衝撃試験におけるマクロな脆化破面の割合は小さいほど好ましく、例えば３０．０％以下、２５．０％以下、２０．０％以下又は１５．０％以下であってもよい。一方で、下限は特に限定されず、０％であってもよい。例えば、室温でのシャルピー衝撃試験におけるマクロな脆化破面の割合は、０．１％以上、０．２％以上、０．４％以上、０．６％以上、０．８％以上、１．０％以上、３．０％以上又は５．０％以上であってもよい。
［マクロな脆化破面の割合の測定］
　本発明において、室温でのシャルピー衝撃試験におけるマクロな脆化破面の割合は、以下のようにして決定される。まず、鋼板からＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２０１８で規定する長さ５５ｍｍ、幅１０ｍｍ及び所定の鋼板厚さのＶノッチ試験片を採取する。鋼板表層の軟質化された部分（片面当たり板厚の約１０％、鋼板の両面が軟質化されている場合は鋼板の各表面で約１０％）を研削により取り除き、表層部分を取り除いた鋼板の厚さが２．５超～５ｍｍの場合は２枚重ねてボルトで締結したものを試験片の厚さとし、鋼板の厚さが２．５ｍｍ以下の場合は３枚重ねてボルトで締結したものを試験片の厚さとする。試験片の長手方向は板幅方向であり、ノッチは圧延方向に破壊が伝播するように設けられる。このＶノッチ試験片に基づいてＪＩＳ　Ｚ　２２４２：２０１８の規定に準拠して室温（約２５℃）でシャルピー衝撃試験を行う。次いで、シャルピー衝撃試験後の試験片の破面を観察して全破面の面積に対する脆性破面の面積の割合を画像解析ソフトにて算出し、室温でのシャルピー衝撃試験におけるマクロな脆化破面の割合として決定する。
［板厚１／８位置から板厚１／２位置における旧オーステナイト粒界のＰ偏析量：３．５原子％以下］
　Ｐは、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界の脆化を促す元素であり、それゆえ上記のマクロな脆化破面の割合を制御する上で非常に重要な元素である。今回、本発明者らは、鋼板の板厚１／８位置から板厚１／２位置における旧オーステナイト粒界のＰ偏析量を３．５原子％以下に低減することで、上記のマクロな脆化破面の割合を確実に３５．０％以下に制御することができ、その結果として鋼板の耐水素脆化特性を顕著に向上させることができることを見出した。耐水素脆化特性向上の観点からは、上記旧オーステナイト粒界のＰ偏析量は低いほど好ましく、例えば３．２原子％以下、３．０原子％以下、２．５原子％以下又は２．０原子％以下であってもよい。一方で、下限は特に限定されず、理想的には０原子％である。しかしながら、鋼板のＰ含有量を０質量％又はそれに近いレベルまで低減することが製造コスト的に困難であるのと同様に、鋼板の板厚１／８位置から板厚１／２位置における旧オーステナイト粒界のＰ偏析量を０原子％まで低減することも現実的に困難である。したがって、当該Ｐ偏析量は、例えば０．１原子％以上、０．２原子％以上、０．３原子％以上、０．５原子％以上又は１．０原子％以上であってもよい。
［Ｐ偏析量の測定］
　本発明において、鋼板の板厚１／８位置から板厚１／２位置における旧オーステナイト粒界のＰ偏析量は、以下のようにして決定される。まず、鋼板の端面から５０ｍｍ以上離れた位置から、試験片を採取する。この際、試験片の表裏面を機械研削で仕上げる。また、鋼板表面に被覆層（例えばめっき層）を有する場合は被覆層を除去し、鋼板の試験片の表裏面を機械研削で仕上げる。この際、板厚１／８位置から板厚１／２位置が測定可能であれば、板厚は特に指定されないが、板厚が１．２ｍｍとなるように、試験片の表裏面を同量ずつ機械研削によって除去してもよい。長さ２０ｍｍ、幅３．２ｍｍの試験片に加工し、長さ１１．５ｍｍの位置に角度が４５°のＶノッチを挿入する。試験片を２０％－チオシアン酸アンモニウム溶液に浸漬させる。この際、浸漬させる時間は特に限定されず、オージェ電子発光分光分析装置内にセッティングして破壊した際に旧オーステナイト粒界が露出する条件であればよく、例えば４８時間としてもよい。浸漬完了後１０分以内に試験片の表裏面に亜鉛めっきを施す。めっき後は速やかに試験片をオージェ電子発光分光分析に供して破壊する。この際、めっき後から試験片を破壊するまでの時間は、１．５時間以内であることが好ましく、より好ましくは０．５時間以内とする。試験片をオージェ電子発光分光分析装置内にセッティングし、試験片のノッチ部分から破壊して、旧オーステナイト粒界を露出させる。この際、装置は電界放出形オージェ電子分光分析器であればよく機種は特に限定されないが、ＵＬＶＡＣ－ＰＨＩ社製のＰＨＩ６８０を用いてもよく、測定条件として加速電圧を１０ｋｅＶ、照射電流を１０ｎＡとしてもよい。露出した旧オーステナイト粒界に１～３０ｋＶの加速電圧で電子線を照射し、当該粒界におけるＰの原子％を測定する。表面から板厚１／８位置から板厚１／２位置における１０箇所の旧オーステナイト粒界において測定を実施する。粒界の汚染を防ぐため、破壊後は迅速に測定を完了させることが好ましく、３０分以内に測定を完了させてもよい。得られたＰの原子％の平均値を算出し、鋼板の板厚１／８位置から板厚１／２位置における旧オーステナイト粒界のＰ偏析量として決定する。
［板厚］
　本発明の実施形態に係る鋼板は、一般的に０．６～６．０ｍｍの板厚を有する。特に限定されないが、板厚は１．０ｍｍ以上、１．２ｍｍ以上若しくは１．４ｍｍ以上であってもよく、及び／又は５．０ｍｍ以下、４．０ｍｍ以下、３．０ｍｍ以下若しくは２．５ｍｍ以下であってもよい。
［被覆層］
　本発明の実施形態に係る鋼板は、耐食性の向上等を目的として、少なくとも一方の表面、好ましくは両方の表面に被覆層、例えばめっき層をさらに含んでもよい。特に限定されないが、被覆層は、例えば、亜鉛、アルミニウム、マグネシウム及びそれらの合金からなる群より選択される少なくとも１種を含む。より具体的には、被覆層は、溶融めっき層又は電気めっき層であってもよい。溶融めっき層は、例えば、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、溶融アルミニウムめっき層、溶融Ｚｎ－Ａｌ合金めっき層、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金めっき層、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金めっき層等を含む。電気めっき層は、例えば、電気亜鉛めっき層、電気Ｚｎ－Ｎｉ合金めっき層等を含む。好ましくは、被覆層は、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、又は電気亜鉛めっき層である。被覆層の付着量は、特に制限されず一般的な付着量でよい。
［機械的特性］
　本発明の実施形態に係る鋼板は、１５００ＭＰａ以上の引張強さを有する。引張強さは、好ましくは１６００ＭＰａ以上、１７００ＭＰａ以上又は１８００ＭＰａ以上である。本発明の実施形態に係る鋼板によれば、このような非常に高い引張強さを有するにもかかわらず、上で説明したマクロな脆化破面の割合の適切な制御と鋼板の表層部分における所定の軟質化との組み合わせにより曲げ加工部の耐水素脆化特性を顕著に向上させることができる。引張強さの上限は特に限定されないが、例えば、引張強さは２３００ＭＰａ以下、２２００ＭＰａ以下又は２１００ＭＰａ以下であってもよい。さらに、本発明の実施形態に係る鋼板によれば、優れた曲げ加工性を達成することができ、より具体的には４．０％以上の全伸びを達成することができる。全伸びは、好ましくは５．０％以上、より好ましくは６．０％以上又は７．０％以上である。上限は特に限定されないが、例えば、全伸びは１２．０％以下又は１０．０％以下であってもよい。引張強さ及び全伸びは、試験片の長手方向が鋼板の圧延直角方向と平行になる向きから採取したＪＩＳ５号試験片に基づいてＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠した引張試験を行うことで測定される。
　本発明の実施形態に係る鋼板は、上記のように、１５００ＭＰａ以上の非常に高い引張強さを有するにもかかわらず、耐水素脆化特性に優れ、さらには曲げ加工性にも優れるため、例えば自動車の骨格部材や、バンパー、その他、強度が必要な他の構造部材及び補強部材としての使用に非常に有用であるとともに、高強度に加えて、高い曲げ加工性が求められる用途においても非常に適している。
＜鋼板の製造方法＞
　次に、本発明の実施形態に係る鋼板の好ましい製造方法について説明する。以下の説明は、本発明の実施形態に係る鋼板を製造するための特徴的な方法の例示を意図するものであって、当該鋼板を以下に説明するような製造方法によって製造されるものに限定することを意図するものではない。
　本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法は、
　鋼板に関連して上で説明した化学組成を有するスラブを１１００～１３００℃の温度に加熱し、次いで仕上げ圧延し、仕上げ圧延された鋼板を２０℃／秒以上の平均冷却速度で５００℃以下まで冷却して巻き取ることを含む熱間圧延工程であって、前記仕上げ圧延の終了温度が８５０～１０５０℃である熱間圧延工程、
　得られた熱延鋼板を酸洗する酸洗工程、
　酸洗された熱延鋼板を３５～８０％の圧下率で冷間圧延する冷間圧延工程、
　得られた冷延鋼板を焼鈍する工程であって、前記焼鈍は、前記冷延鋼板を露点が－３０．０～１０．０℃及び水素濃度が１．０～１０．０％の雰囲気中７００℃以上の温度に加熱して８３０～９００℃の最高加熱温度にて２０～１５０秒間保持し、次いで４００～６００℃の温度域での滞留時間を２～３５０秒に制限することを含む焼鈍工程、及び
　前記冷延鋼板を２０℃／秒以上の平均冷却速度で室温まで冷却する冷却工程
を含むことを特徴としている。以下、各工程について詳しく説明する。
［熱間圧延工程］
［スラブの加熱］
　まず、鋼板に関連して上で説明した化学組成を有するスラブが加熱される。使用するスラブは、生産性の観点から連続鋳造法におい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。使用されるスラブは、高強度鋼板を得るために合金元素を比較的多く含有している。このため、スラブを熱間圧延に供する前に加熱して合金元素をスラブ中に固溶させる必要がある。加熱温度が１１００℃未満であると、合金元素がスラブ中に十分に固溶せずに粗大な合金炭化物が残り、熱間圧延中に脆化割れを生じる場合がある。このため、加熱温度は１１００℃以上であることが好ましい。加熱温度の上限は、特に限定されないが、加熱設備の能力や生産性の観点から１３００℃以下であることが好ましい。
［粗圧延］
　本方法では、例えば、加熱されたスラブに対し、板厚調整等のために、仕上げ圧延の前に粗圧延を施してもよい。粗圧延は、所望のシートバー寸法が確保できればよく、その条件は特に限定されない。
［仕上げ圧延］
　加熱されたスラブ又はそれに加えて必要に応じて粗圧延されたスラブは、次に仕上げ圧延を施される。上記のように使用されるスラブは合金元素を比較的多く含有しているため、熱間圧延の際に圧延荷重を大きくする必要がある。このため、熱間圧延は高温で行われることが好ましい。特に仕上げ圧延の終了温度は、鋼板の金属組織の制御の点で重要である。仕上げ圧延の終了温度が低いと、金属組織が不均一となり、成形性が低下する場合がある。このため、仕上げ圧延の終了温度は８５０℃以上であることが好ましい。一方で、オーステナイトの粗大化を抑制するため、仕上げ圧延の終了温度は１０５０℃以下であることが好ましい。
［冷却・巻き取り］
　次に、仕上げ圧延された鋼板は、２０℃／秒以上の平均冷却速度で５００℃以下まで冷却されて巻き取られる。平均冷却速度が２０℃／秒未満であるか又は巻取温度が５００℃超であると、熱間圧延工程においてＰの偏析が生じて熱延鋼板が脆化し、その後の冷間圧延が困難となる場合がある。例えば、平均冷却速度は２５℃／秒以上であることが好ましく、巻取温度は４８０℃以下であることが好ましい。
［酸洗工程］
　次に、得られた熱延鋼板は、当該熱延鋼板の表面に形成された酸化スケールを除去するために酸洗される。酸洗は、酸化スケールを除去するのに適切な条件下で実施すればよく、一回でもよいし、あるいは酸化スケールを確実に取り除くために複数回に分けて実施してもよい。
［冷間圧延工程］
　酸洗された熱延鋼板は、冷間圧延工程において３５～８０％の圧下率で冷延圧延される。冷間圧延の圧下率を３５％以上とすることで冷延鋼板の形状を平坦に保ち、最終製品における延性の低下を抑制することができる。冷間圧延の圧下率は、好ましくは５０％以上である。一方で、冷間圧延の圧下率を８０％以下とすることにより、圧延荷重が過大になって圧延が困難となることを防ぐことができる。冷間圧延の圧下率は、好ましくは７０％以下である。圧延パスの回数及びパス毎の圧下率は、特に限定されず、冷間圧延全体の圧下率が上記範囲となるように適宜設定すればよい。
［焼鈍工程］
［露点－３０．０～１０．０℃及び水素濃度１．０～１０．０％の雰囲気中７００℃以上の温度に加熱］
　得られた冷延鋼板は、例えば連続焼鈍ラインの加熱炉及び均熱炉において、露点が－３０．０～１０．０℃及び水素濃度が１．０～１０．０％の雰囲気（例えば窒素バランス）中７００℃以上の温度に加熱されて焼鈍を施される。このような雰囲気でかつ高温の条件下で焼鈍を施すことにより、鋼板の表層部分を適切に脱炭することが可能となる。その結果として、最終的に得られる鋼板において少なくとも一方、特には両方の表面から板厚の１０％までの領域における平均炭素濃度Ｃｓを母材の平均炭素濃度Ｃｃの０．１０～０．９０倍（０．１０≦Ｃｓ／Ｃｃ≦０．９０）の範囲に制御することにより、鋼板の表層部分における所望の軟質化を達成することができ、すなわち鋼板の少なくとも一方、特には両方の表面から板厚の１０％までの領域における平均ビッカース硬さＨｓを板厚１／２位置における平均ビッカース硬さＨｃの０．９５倍以下（Ｈｓ／Ｈｃ≦０．９５）とすることができる。露点が－３０．０℃未満であるか、水素濃度が１０．０％超であるか及び／又は加熱温度が７００℃未満であると、表層部分の脱炭を十分に進行させることができないために、以降の工程を適切に実施したとしても、最終的に得られる鋼板において０．１０≦Ｃｓ／Ｃｃ≦０．９０を達成することができず、所望の表層軟質化すなわちＨｓ／Ｈｃ≦０．９５を達成することができなくなる。一方で、露点が１０．０℃超であるか及び／又は水素濃度が１．０％未満であると、Ｃ含有量によっては、脱炭が進行しすぎてしまい、最終的に得られる鋼板において１５００ＭＰａ以上の所望の引張強さを達成することができなくなる。所望の表層軟質化及び強度確保の観点からは、好ましくは、露点は－２０．０～８．０℃であり、水素濃度は１．５～１０．０％であり、加熱温度は７５０℃以上である。
　例えば、鋼板の一方の表層部分のみをＨｓ／Ｈｃ≦０．９５とすることも可能であり、これを実現するための具体的な方法として、例えば、焼鈍工程の際に２枚の冷延鋼板を重ねて、上で説明した条件下での焼鈍を施すことにより鋼板の一方の表層部分のみを脱炭して軟化するようにしてもよい。
［８３０～９００℃の最高加熱温度にて２０～１５０秒間保持］
　次に、冷延鋼板は、先に記載した露点及び水素濃度の雰囲気中でさらに８３０～９００℃の最高加熱温度まで加熱され、当該最高加熱温度にて２０～１５０秒間にわたって保持される。これによりオーステナイト化を促進してその後の冷却工程においてマルテンサイト等からなる所望の硬質組織を得ることで１５００ＭＰａ以上の引張強さを確実に達成することができる。さらに、このような温度範囲においては、温度が高いためにＰの拡散が比較的速く、最終的に得られる鋼板中の旧オーステナイト粒界へのＰの偏析を抑制又は低減することができる。その結果として、鋼板の板厚１／８位置から板厚１／２位置における旧オーステナイト粒界のＰ偏析量を３．５原子％以下に制御することができ、ひいては室温でのシャルピー衝撃試験におけるマクロな脆化破面の割合を３５．０％以下とすることが可能となる。加えて、このような温度範囲で２０～１５０秒間にわたって保持することで、鋼板の表層部分を十分に脱炭することができるため、最終的に得られる鋼板においてＨｓ／Ｈｃが０．９５以下の所望の表層軟質化を達成することができる。
　最高加熱温度が８３０℃未満であると、オーステナイト化が不十分となり、最終的に得られる鋼板においてマルテンサイト等の硬質組織を十分に得ることができず、１５００ＭＰａ以上の引張強さを達成することができなくなる。加えて、Ｐの拡散が比較的遅くなることで、最終組織におけるＰの粒界偏析を十分に抑制することができない場合があり、この場合には上記のマクロな脆化破面の割合を３５．０％以下に制御することができなくなる。一方で、最高加熱温度が９００℃を超えると、最終組織においてマルテンサイトが粗大化し、それに伴う粒界面積の低下によって全体としてのＰ偏析量が同等であっても相対的に旧オーステナイト粒界のＰ偏析量が増加することとなる。その結果として、同様に上記のマクロな脆化破面の割合を３５．０％以下に制御することができなくなる。好ましくは、最高加熱温度は８３５～８９６℃である。
　また、最高加熱温度での保持時間が２０秒未満であると、オーステナイト化が不十分となり、最終組織においてマルテンサイト等の硬質組織を十分に得ることができず、１５００ＭＰａ以上の引張強さを達成することができなくなる。加えて、鋼板の表層部分を十分に脱炭することができないため、Ｈｓ／Ｈｃが０．９５以下の所望の表層軟質化を達成することができなくなる。一方で、最高加熱温度での保持時間が１５０秒を超えると、８３０～９００℃の範囲内であっても時間が長すぎることで粒界へのＰの偏析が増加してしまう場合がある。その場合には、上記のマクロな脆化破面の割合を３５．０％以下に制御することができなくなる。また、高温での保持時間が長くなることで、脱炭が過度に進行してしまい、最終的に得られる鋼板において１５００ＭＰａ以上の所望の引張強さを達成することができなくなる。好ましくは、保持時間は２３～１４６秒である。
［４００～６００℃の温度域での滞留時間：２～３５０秒］
　次に、冷却工程前の冷延鋼板は、４００～６００℃の温度域での滞留時間を２～３５０秒に制限することが重要である。温度が比較的高い場合には、Ｐの拡散が優勢となるため、粒界へのＰの偏析を抑制又は低減することが可能である。しかしながら、４００～６００℃の比較的低い温度域では、Ｐの拡散が遅くなることでＰの粒界偏析が起こりやすくなる。したがって、Ｐの粒界偏析を抑制又は低減するためには、４００～６００℃の温度域における冷延鋼板の滞留時間を所定の範囲内に制限する必要があり、具体的には当該滞留時間を３５０秒以下に制限することが重要となる。これにより鋼板の板厚１／８位置から板厚１／２位置における旧オーステナイト粒界のＰ偏析量を３．５原子％以下に確実に制御することができ、ひいては室温でのシャルピー衝撃試験におけるマクロな脆化破面の割合を３５．０％以下とすることが可能となる。４００～６００℃の温度域での滞留時間が３５０秒を超えると、最終組織の旧オーステナイト粒界におけるＰの偏析が特に顕著となり、上記のマクロな脆化破面の割合を３５．０％以下に制御することができなくなる。Ｐの粒界偏析を確実に抑制するためには、滞留時間は３００秒以下であることが好ましい。Ｐの粒界偏析抑制の観点からは、滞留時間は短いほど好ましいものの、０秒付近まで低減することは現実的に不可能であり、したがって滞留時間の下限は２秒とする。
［２０℃／秒以上の平均冷却速度で室温まで冷却］
　最後に、焼鈍工程後の冷延鋼板が、次の冷却工程において２０℃／秒以上の平均冷却速度で室温まで冷却される。これにより最終組織をマルテンサイト主体の硬質組織とすることにより、１５００ＭＰａ以上の引張強さの達成を確実にすることが可能となる。一方で、平均冷却速度が２０℃／秒未満であると、冷却過程でベイナイトが比較的多く形成してしまい、十分な引張強さを達成することができなくなる。
［被覆工程］
　耐食性の向上等を目的として、冷延鋼板の表面に被覆処理を施してもよい。被覆処理は、溶融めっき、合金化溶融めっき、電気めっき等の処理であってよい。例えば、被覆処理として鋼板に溶融亜鉛めっき処理を行ってもよく、溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を行ってもよい。被覆層は、例えば、亜鉛、アルミニウム、マグネシウム及びそれらの合金からなる群より選択される少なくとも１種を含む。より具体的には、被覆層は、溶融めっき層又は電気めっき層であってもよい。溶融めっき層は、例えば、溶融亜鉛めっき（ＧＩ）層、合金化溶融亜鉛めっき（ＧＡ）層、溶融アルミニウムめっき層、溶融Ｚｎ－Ａｌ合金めっき層、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ合金めっき層、溶融Ｚｎ－Ａｌ－Ｍｇ－Ｓｉ合金めっき層等を含む。電気めっき層は、例えば、電気亜鉛めっき層、電気Ｚｎ－Ｎｉ合金めっき層等を含む。好ましくは、被覆層は、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、又は電気亜鉛めっき層である。被覆処理及び合金化処理の具体的な条件は特に限定されず、当業者に公知の任意の適切な条件であってよい。
　以下、実施例によって本発明をより詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に何ら限定されるものではない。
　以下の実施例では、本発明の実施形態に係る鋼板を種々の条件下で製造し、得られた鋼板の引張強さ、全伸び及び耐水素脆化特性について調べた。
［例Ａ］
　まず、溶鋼を連続鋳造法にて鋳造して表１に示す種々の化学組成を有するスラブを形成し、これらのスラブを１２３０℃に加熱して熱間圧延を行った。熱間圧延は、粗圧延と仕上げ圧延を行うことにより実施し、仕上げ圧延の終了温度は９４０℃であった。次いで仕上げ圧延された鋼板を３０℃／秒の平均冷却速度で４２０℃まで冷却して巻き取った。次に、得られた２．６ｍｍの板厚を有する熱延鋼板に酸洗を施し、次いで圧下率４５％で冷間圧延して、１．４ｍｍの板厚を有する冷延鋼板を得た。次に、得られた冷延鋼板に対し、露点が－２．０℃及び水素６．０％（窒素バランス）の雰囲気中７００℃以上の温度に加熱して８６０℃の最高加熱温度にて９０秒間保持することにより鋼板両側の表層部分を十分に脱炭し、次いで４００～６００℃の温度域での滞留時間を１８０秒となるように調整した。最後に、冷延鋼板を３０℃／秒の平均冷却速度で室温まで冷却し、次いで被覆処理として溶融亜鉛めっき（ＧＩ）又は合金化溶融亜鉛めっき（ＧＡ）を適宜施した。
　得られた鋼板の特性は以下の方法によって測定及び評価した。
［引張強さ（ＴＳ）及び全伸び（ｔ－Ｅｌ）］
　引張強さ（ＴＳ）及び全伸び（ｔ－Ｅｌ）は、試験片の長手方向が鋼板の圧延直角方向と平行になる向きから採取したＪＩＳ５号試験片に基づいてＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠した引張試験を行うことで測定した。
［耐水素脆化特性の評価］
　得られた鋼板の曲げ加工部における耐水素脆化特性を下記の方法で評価した。具体的には、まず、鋼板をクリアランス１２．５％で剪断し、次いで８ＲにてＵ曲げ試験を行った。次に、得られた試験片の中央に歪ゲージを貼り、試験片の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。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３５℃でｐＨ２のＨＣｌ水溶液に浸漬し、次いで７２時間保持して、割れの有無を調べた。ＨＣｌ水溶液のｐＨが低く、また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１ｍｍを超える長さの割れが認められた場合を不合格（ＮＧ）、Ｕ曲げ試験片に１ｍｍを超える長さの割れが認められなかった場合（すなわち割れが存在しないか又は割れが存在してもその割れが１ｍｍ以下である場合）を合格（ＯＫ）として評価した。
　引張強さ（ＴＳ）が１５００ＭＰａ以上であり、耐水素脆化特性の評価がＯＫである場合を高強度でかつ曲げ加工部の耐水素脆化特性に優れた鋼板として評価した。その結果を表２に示す。表２及び後で示す表４において、Ｈｓ／Ｈｃ及びＣｓ／Ｃｃの値は、鋼板の一方の表面から板厚の１０％までの領域における平均ビッカース硬さＨｓ及び平均炭素濃度Ｃｓに基づいて算出された値のみを示している。しかしながら、全ての鋼板はその両側で同じ処理を行って製造されているため、Ｈｓ及びＣｓの値は、鋼板の両側で実質的に同じであり、実際に幾つかの鋼板においてこれらの値が鋼板の両側で同じであることを確認した。また、表２及び後で示す表４において、残部組織は、ベイナイト、パーライト及び／又は残留オーステナイトであった。
　表１及び２を参照すると、例Ｘ－１はＣ含有量が低かったためにＴＳが１５００ＭＰａ未満であった。例Ｙ－１はＣ含有量が高かったために粗大な粒界炭化物が形成され、曲げ加工部の耐水素脆化特性が低下した。例Ｚ－１はＳｉ含有量が高かったために曲げ加工部の耐水素脆化特性が低下した。例ＡＡ－１はＭｎ含有量が低かったために焼入れ性が低下し、所望の硬質組織を得ることができず、結果としてＴＳが１５００ＭＰａ未満であった。例ＡＢ－１はＭｎ含有量が高かったために曲げ加工部の耐水素脆化特性が低下した。例ＡＣ－１はＰ含有量が高かったためにマクロな脆化破面の割合を３５．０％以下に制御することができず、その結果として曲げ加工部の耐水素脆化特性が低下した。例ＡＤ－１～ＡＴ－１は、ＴＳは良好であったものの、それぞれＳ、Ａｌ、Ｎ、Ｏ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｕ、Ｗ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｙ及びＺｒ含有量が高かったために十分な曲げ加工部の耐水素脆化特性を達成することができなかった。
　これとは対照的に、全ての発明例に係る鋼板において所定の化学組成を有し、Ｈｓ／Ｈｃを０．９５以下に制御し、さらにシャルピー衝撃試験におけるマクロな脆化破面の割合を３５．０％以下に制御することで、１５００ＭＰａ以上の非常に高いＴＳを有するにもかかわらず、曲げ加工部の耐水素脆化特性を顕著に向上させることができた。
［例Ｂ］
　次に、製造条件の影響を調べるために、表２において優れた特性が認められた鋼種Ａ～Ｗを対象として、表３に示す製造条件により１．４ｍｍの板厚を有する鋼板を製造した。表３に示した製造条件以外の条件は例Ａの場合と同じであり、得られた鋼板の特性を例Ａの場合と同様にして測定及び評価した。その結果を表４に示す。
　表３及び４を参照すると、例Ｈ－３は、焼鈍工程の露点が低かったために、表層部分の脱炭を十分に進行させることができず、所望の表層軟質化すなわちＨｓ／Ｈｃ≦０．９５を達成することができなかった。その結果として曲げ加工部の耐水素脆化特性が低下した。例Ｊ－３は、焼鈍工程の水素濃度が低かったために、表層部分の脱炭が進行しすぎてしまい、１５００ＭＰａ以上のＴＳを達成することができなかった。例Ｋ－３は、焼鈍工程の水素濃度が高かったために、表層部分の脱炭を十分に進行させることができず、Ｈｓ／Ｈｃ≦０．９５を達成することができなかった。その結果として曲げ加工部の耐水素脆化特性が低下した。例Ｌ－３は、焼鈍工程の最高加熱温度が低かったために、オーステナイト化が不十分となり、最終的に得られる鋼板において所望の硬質組織を得ることができなかった。その結果として１５００ＭＰａ以上のＴＳを達成することができなかった。例Ｍ－３は、焼鈍工程の最高加熱温度が高かったために、最終組織においてマルテンサイトが粗大化し、それに伴う粒界面積の低下によって相対的に旧オーステナイト粒界のＰ偏析量が増加したものと考えられる。その結果としてマクロな脆化破面の割合を３５．０％以下に制御することができず、曲げ加工部の耐水素脆化特性が低下した。例Ｎ－３は、焼鈍工程における最高加熱温度での保持時間が短かったために、オーステナイト化が不十分となり、最終的に得られる鋼板において所望の硬質組織を得ることができなかった。その結果として１５００ＭＰａ以上のＴＳを達成することができなかった。例Ｏ－３は、焼鈍工程における最高加熱温度での保持時間が長かったために、粒界へのＰの偏析が増加してしまった。その結果としてマクロな脆化破面の割合を３５．０％以下に制御することができず、曲げ加工部の耐水素脆化特性が低下した。例Ｐ－３は、焼鈍工程における４００～６００℃の温度域での滞留時間が長かったために、粒界へのＰの偏析が増加してしまった。その結果としてマクロな脆化破面の割合を３５．０％以下に制御することができず、曲げ加工部の耐水素脆化特性が低下した。例Ｑ－３は、冷却工程における平均冷却速度が低かったために、最終的に得られる鋼板において所望の硬質組織を得ることができなかった。その結果として１５００ＭＰａ以上のＴＳを達成することができなかった。これらの比較例から明らかなように、「Ｈｓ／Ｈｃ≦０．９５」と「マクロな脆化破面の割合：３５．０％以下」の一方のみを満足しても、十分な曲げ加工部の耐水素脆化特性を達成することができなかった。
　これとは対照的に、本発明に係る全ての発明例において、所定の化学組成を有するスラブを用いて、とりわけ焼鈍工程の露点、水素濃度、最高加熱温度及びその温度での保持時間、４００～６００℃の温度域での滞留時間、並びに冷却工程の平均冷却速度を適切に制御することにより、「Ｈｓ／Ｈｃ≦０．９５」と「マクロな脆化破面の割合：３５．０％以下」の要件を同時に満たす鋼板を製造することができた。その結果として、１５００ＭＰａ以上の非常に高い引張強さを有するにもかかわらず、曲げ加工部の耐水素脆化特性を顕著に向上させることができた。例Ｉ－３は、焼鈍工程の露点が高かったが、元のＣ含有量が比較的高かったため、表層部分が過度に脱炭される状態にはならず、最終的に得られる鋼板において１５００ＭＰａ以上のＴＳを達成することができた。

Claims (6)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．１５～０．４０％、
    　Ｓｉ：０．０１～２．００％、
    　Ｍｎ：０．８０～３．５０％、
    　Ｐ：０．０００１～０．０２００％、
    　Ｓ：０．０００１～０．０２００％、
    　Ａｌ：０．００１～１．０００％、
    　Ｎ：０．０００１～０．０２０％、
    　Ｏ：０．０００１～０．０２００％、
    　Ｃｏ：０～０．５０００％、
    　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％、
    　Ｓｎ：０～０．１００％、
    　Ｓｂ：０～０．１００％、
    　Ａｓ：０～０．１００％、
    　Ｍｇ：０～０．０５００％、
    　Ｃａ：０～０．０５０％、
    　Ｙ：０～０．０５０％、
    　Ｚｒ：０～０．０５０％、
    　Ｌａ：０～０．０５０％、
    　Ｃｅ：０～０．０５０％、並びに
    　残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
    　少なくとも一方の表面から板厚の１０％までの領域における平均ビッカース硬さＨｓが板厚１／２位置における平均ビッカース硬さＨｃの０．９５倍以下であり、
    　室温でのシャルピー衝撃試験におけるマクロな脆化破面の割合が３５．０％以下であり、
    　引張強さが１５００ＭＰａ以上であることを特徴とする、鋼板。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｃｏ：０．０１００～０．５０００％、
    　Ｎｉ：０．０１０～１．０００％、
    　Ｍｏ：０．０１０～１．０００％、
    　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％、
    　Ｓｎ：０．００１～０．１００％、
    　Ｓｂ：０．００１～０．１００％、
    　Ａｓ：０．００１～０．１００％、
    　Ｍｇ：０．０００１～０．０５００％、
    　Ｃａ：０．００１～０．０５０％、
    　Ｙ：０．００１～０．０５０％、
    　Ｚｒ：０．００１～０．０５０％、
    　Ｌａ：０．００１～０．０５０％、及び
    　Ｃｅ：０．００１～０．０５０％
    からなる群より選択される１種又は２種以上を含むことを特徴とする、請求項１に記載の鋼板。
  3. 　板厚１／２位置におけるミクロ組織が、面積率で、
    　マルテンサイト及び焼き戻しマルテンサイト：合計で９３．０％超、及び
    　フェライト：７．０％未満
    を含むことを特徴とする、請求項１又は２に記載の鋼板。
  4. 　少なくとも一方の表面から板厚の１０％までの領域における平均炭素濃度Ｃｓが母材の平均炭素濃度Ｃｃの０．１０～０．９０倍であることを特徴とする、請求項１又は２に記載の鋼板。
  5. 　板厚１／８位置から板厚１／２位置における旧オーステナイト粒界のＰ偏析量が３．５０原子％以下であることを特徴とする、請求項１又は２に記載の鋼板。
  6. 　少なくとも一方の表面に、亜鉛、アルミニウム、マグネシウム及びそれらの合金からなる群より選択される少なくとも１種を含む被膜層をさらに含むことを特徴とする、請求項１又は２に記載の鋼板。
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