WO2024128284A1 - 鋼板 - Google Patents

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WO2024128284A1
WO2024128284A1 PCT/JP2023/044867 JP2023044867W WO2024128284A1 WO 2024128284 A1 WO2024128284 A1 WO 2024128284A1 JP 2023044867 W JP2023044867 W JP 2023044867W WO 2024128284 A1 WO2024128284 A1 WO 2024128284A1
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WO
WIPO (PCT)
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content
steel plate
less
cementite particles
steel
Prior art date
Application number
PCT/JP2023/044867
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
拓也 西尾
和夫 匹田
雅人 鈴木
誠 秋月
Original Assignee
日本製鉄株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日本製鉄株式会社 filed Critical 日本製鉄株式会社
Publication of WO2024128284A1 publication Critical patent/WO2024128284A1/ja

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    • 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
    • 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

Definitions

  • This disclosure relates to steel sheets, and more specifically, to steel sheets that can be used as materials for mechanical parts, such as automotive parts.
  • Steel plates with a high C content are used as materials for mechanical parts, such as automobile parts.
  • the method for manufacturing these mechanical parts using such steel plates as materials is as follows.
  • the steel plate is cold worked to form it into the shape of the mechanical part. After cold working, the steel plate is quenched and tempered. Through the above manufacturing process, high-strength mechanical parts are manufactured.
  • Patent Document 1 In order to increase the strength of machine parts, it is necessary to improve the hardenability of the steel plate that is the material for the machine parts. Therefore, steel plates with improved hardenability are proposed in Patent Document 1 and Patent Document 2.
  • the steel plate disclosed in Patent Document 1 contains, in mass%, C: 0.20 to 0.40%, Si: 0.10% or less, Mn: 0.50% or less, P: 0.03% or less, S: 0.010% or less, sol.Al: 0.10% or less, N: 0.0050% or less, and B: 0.0005 to 0.0050%, and further contains at least one of Sb, Sn, Bi, Ge, Te, and Se in a total amount of 0.002 to 0.030%, with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • the proportion of the amount of solid-solution B in the B content is 70% or more.
  • the microstructure is composed of ferrite and cementite.
  • the cementite density in the ferrite grains is 0.08 pieces/ ⁇ m 2 or less.
  • the amount of solid-solution B is secured, thereby improving the hardenability.
  • the steel plate disclosed in Patent Document 2 contains, by mass%, C: 0.10% to 0.33%, Si: 0.01% to 0.50%, Mn: 0.40% to 1.25%, P: 0.03% to 0.01%, sol. Al: 0.10% to 0.01%, N: 0.01% to 0.50%, and Cr: 0.50% to 1.50%, with the remainder being Fe and unavoidable impurities, and has a microstructure containing ferrite and carbides.
  • the volume ratio of ferrite and carbides to the entire microstructure is 90% or more, and the volume ratio of pro-eutectoid ferrite to the entire microstructure is 20% to 80%.
  • the Mn concentration in the carbides is 0.10 mass% or more and 0.50 mass% or less, and the ratio of the number of carbides with a grain size of 1 ⁇ m or more to the total number of carbides is 30% or more and 60% or less.
  • the Mn concentration in the carbides is reduced. This makes it easier for the carbides to dissolve during quenching. As a result, the hardenability is improved.
  • steel sheets with a C content of 0.50% or more are often used as materials for mechanical parts such as springs and washers.
  • mechanical parts such as springs and washers.
  • the steel sheets as materials are subjected to bending processing. Therefore, the steel sheets as materials are required to have high bendability.
  • the mechanical parts have high strength after quenching. Therefore, the mechanical parts are required to have high hydrogen embrittlement resistance.
  • Patent Document 1 nor Patent Document 2 discusses bendability and hydrogen embrittlement resistance.
  • the objective of this disclosure is to provide a steel sheet that has excellent bendability and excellent hardenability, and that has excellent resistance to hydrogen embrittlement when used as a mechanical part.
  • the steel sheet according to the present disclosure has In mass percent, C: 0.50 to 0.90%, Si: 0.10 to 0.50%, Mn: 0.20 to 1.30%, P: 0.100% or less, S: 0.100% or less, Al: 0.100% or less, Cr: 0.01 to 1.20%, N: 0.0150% or less, Mo: 0 to 0.500%, Ni: 0 to 1.000%, B: 0 to 0.0100%, V: 0 to 0.500%, Nb: 0 to 0.500%, Ti: 0 to 0.150%, Cu: 0 to 0.15%, W: 0 to 0.15%, Ta: 0 to 0.15%, Sn: 0 to 0.050%, Sb: 0 to 0.050%, Co: 0 to 0.050%, As: 0 to 0.050%, Mg: 0 to 0.050%, Y: 0 to 0.050%, Zr: 0 to 0.050%, La: 0 to 0.050%, Ce: 0 to 0.050%, Ca:
  • the total area ratio of ferrite and cementite particles is 95% or more,
  • the average grain size of the ferrite is 20.0 ⁇ m or less,
  • the average particle size of the cementite particles is 1.50 ⁇ m or less.
  • a spheroidization rate which is a ratio of the total number of the spherical cementite particles to the total number of the cementite particles, is 85% or more.
  • the steel plate disclosed herein has excellent bendability and excellent hardenability, and when used as a mechanical part, it has excellent resistance to hydrogen embrittlement.
  • the inventors have conducted research into steel plates that have excellent hardenability and bendability, and that provide excellent resistance to hydrogen embrittlement when used in machine parts. As a result, the inventors have made the following findings.
  • the inventors investigated the improvement of hardenability and bendability in steel plate with a C content of 0.50% or more, and the improvement of hydrogen embrittlement resistance when used as a mechanical part, from the viewpoint of chemical composition.
  • the inventors found that the following composition, by mass%, was obtained: C: 0.50-0.90%, Si: 0.10-0.50%, Mn: 0.20-1.30%, P: 0.100% or less, S: 0.100% or less, Al: 0.100% or less, Cr: 0.01-1.20%, N: 0.0150% or less, Mo: 0-0.500%, Ni: 0-1.000%, B: 0-0.0100%, V: 0-0.500%, Nb: 0-0.500%, Ti: 0-0.150%, Cu: 0-0.15%, W: 0-0.15%, T ...
  • the inventors first investigated means for improving the hardenability of the microstructure of steel sheet during quenching.
  • the microstructure of steel sheet having the above-mentioned chemical composition is substantially composed of ferrite and cementite particles.
  • the cementite particles in the steel sheet are easily dissolved during quenching.
  • the particle diameter of the cementite particles is small. In the case of steel sheet having the above-mentioned chemical composition, it is effective to make the average particle diameter of the cementite particles 1.50 ⁇ m or less.
  • the inventors further investigated means for improving the bendability of the microstructure of the steel sheet.
  • it is effective to increase the spheroidization rate of the cementite particles and to make the average grain size of the ferrite an appropriate size. Therefore, in the steel sheet of this embodiment, the spheroidization rate of the cementite particles is set to 85% or more, and the average grain size of the ferrite is set to 20.0 ⁇ m or less.
  • the present inventors have further studied and found that, when the C content at a depth of 50 ⁇ m from the surface of a steel plate in the plate thickness direction is [C]s and the C content at the center position in the plate thickness direction of the steel plate is [C]c, if the C concentration ratio F1 defined by formula (1) is 0.50 or less, the steel plate can have excellent bendability, and a mechanical part manufactured using the steel plate as a material can have excellent hydrogen embrittlement resistance.
  • F1 [C]s / [C]c (1)
  • the steel plate of this embodiment was completed based on the above-mentioned technical concept and has the following configuration.
  • the steel plate of the first configuration is In mass percent, C: 0.50 to 0.90%, Si: 0.10 to 0.50%, Mn: 0.20 to 1.30%, P: 0.100% or less, S: 0.100% or less, Al: 0.100% or less, Cr: 0.01 to 1.20%, N: 0.0150% or less, Mo: 0 to 0.500%, Ni: 0 to 1.000%, B: 0 to 0.0100%, V: 0 to 0.500%, Nb: 0 to 0.500%, Ti: 0 to 0.150%, Cu: 0 to 0.15%, W: 0 to 0.15%, Ta: 0 to 0.15%, Sn: 0 to 0.050%, Sb: 0 to 0.050%, Co: 0 to 0.050%, As: 0 to 0.050%, Mg: 0 to 0.050%, Y: 0 to 0.050%, Zr: 0 to 0.050%, La: 0 to 0.050%, Ce: 0 to 0.050%, Ca:
  • the total area ratio of ferrite and cementite particles is 95% or more,
  • the average grain size of the ferrite is 20.0 ⁇ m or less,
  • the average particle size of the cementite particles is 1.50 ⁇ m or less.
  • a spheroidization rate which is a ratio of the total number of the spherical cementite particles to the total number of the cementite particles, is 85% or more.
  • the steel plate of the second configuration is A steel plate having a first configuration, Mo: 0.001 to 0.500%, Ni: 0.001 to 1.000%, and B: 0.0001 to 0.0100%.
  • the steel plate of the third configuration is A steel plate having a first or second configuration, V: 0.001 to 0.500%, Nb: 0.001 to 0.500%, and Ti: 0.001 to 0.150%.
  • the steel plate of the fourth configuration is A steel plate having any one of the first to third configurations, Cu: 0.01 to 0.15%, W: 0.01 to 0.15%, Ta: 0.01 to 0.15%, Sn: 0.001 to 0.050%, Sb: 0.001 to 0.050%, Co: 0.001 to 0.050%, As: 0.001 to 0.050%, Mg: 0.001 to 0.050%, Y: 0.001 to 0.050%, Zr: 0.001 to 0.050%, La: 0.001 to 0.050%, Ce: 0.001 to 0.050%, and Ca: 0.001 to 0.050%.
  • the steel plate of this embodiment satisfies the following features 1 to 6.
  • the chemical composition is, in mass%, C: 0.50-0.90%, Si: 0.10-0.50%, Mn: 0.20-1.30%, P: 0.100% or less, S: 0.100% or less, Al: 0.100% or less, Cr: 0.01-1.20%, N: 0.0150% or less, Mo: 0-0.500%, Ni: 0-1.000%, B: 0-0.0100%, V: 0-0.500%, Nb: 0-0.500%, Ti: 0- 0.150%, Cu: 0-0.15%, W: 0-0.15%, Ta: 0-0.15%, Sn: 0-0.050%, Sb: 0-0.050%, Co: 0-0.050%, As: 0-0.050%, Mg: 0-0.050%, Y: 0-0.050%, Zr: 0-0.050%, La: 0-0.050%, Ce: 0-0.050%, Ca: 0-0.050%, and the balance
  • the total area ratio of ferrite and cementite particles is 95% or more.
  • the average grain size of ferrite is 20.0 ⁇ m or less.
  • the average particle size of the cementite particles is 1.50 ⁇ m or less.
  • the spheroidization rate which is the ratio of the total number of spherical cementite particles to the total number of cementite particles, is 85% or more.
  • C 0.50 to 0.90% Carbon (C) enhances the hardenability of steel plate.
  • C Carbon
  • the lower limit of the C content is preferably 0.52%, more preferably 0.55%, and further preferably 0.60%.
  • the upper limit of the C content is preferably 0.88%, more preferably 0.85%, and further preferably 0.80%.
  • the C content is preferably in the range of, for example, 0.52 to 0.88%, more preferably 0.55 to 0.85%, and even more preferably 0.60 to 0.80%.
  • Si 0.10 to 0.50%
  • Silicon (Si) deoxidizes steel during the steelmaking stage of the steel sheet manufacturing process.
  • Si also increases the temper softening resistance of the steel sheet when tempering is performed in the process of manufacturing machine parts using the steel sheet as a raw material.
  • Si also promotes decarburization of the steel sheet surface during cold-rolled sheet annealing. If the Si content is less than 0.10%, the above effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the Si content exceeds 0.50%, the strength of the steel sheet becomes excessively high due to solid solution strengthening. Therefore, the bendability of the steel sheet decreases. Therefore, the Si content is 0.10 to 0.50%.
  • the lower limit of the Si content is preferably 0.12%, more preferably 0.15%, and further preferably 0.20%.
  • the upper limit of the Si content is preferably 0.48%, more preferably 0.44%, and further preferably 0.40%.
  • the Si content is preferably in the range of, for example, 0.12 to 0.48%, more preferably 0.15 to 0.44%, and further preferably 0.20 to 0.40%.
  • Mn 0.20 to 1.30%
  • Manganese (Mn) enhances the hardenability of steel plate.
  • Mn Manganese
  • the lower limit of the Mn content is preferably 0.25%, more preferably 0.30%, and further preferably 0.35%.
  • the upper limit of the Mn content is preferably 1.25%, more preferably 1.20%, and further preferably 1.15%.
  • the Mn content is preferably in the range of, for example, 0.25 to 1.25%, more preferably 0.30 to 1.20%, and further preferably 0.35 to 1.15%.
  • Phosphorus (P) is an impurity.
  • the P content may be 0%. If the P content exceeds 0.100%, the toughness of the steel plate decreases. Therefore, the P content is 0.100% or less.
  • the P content is preferably as low as possible. In other words, the P content is preferably 0%. However, excessive reduction in the P content significantly increases the manufacturing cost. Therefore, in consideration of industrial production, the preferred lower limit of the P content is 0.001%, more preferably 0.003%, and even more preferably 0.005%.
  • the upper limit of the P content is preferably 0.090%, more preferably 0.080%, and further preferably 0.050%.
  • the P content is preferably in the range of, for example, 0.001 to 0.090%, more preferably 0.003 to 0.080%, and even more preferably 0.005 to 0.050%.
  • S 0.100% or less Sulfur (S) is an impurity.
  • the S content may be 0%. If the S content exceeds 0.100%, S forms an excessive amount of sulfides. As a result, the bendability of the steel sheet decreases. Therefore, the S content is 0.100% or less.
  • the S content is preferably as low as possible. In other words, the S content is preferably 0%. However, excessive reduction in the S content significantly increases the manufacturing cost. Therefore, in consideration of industrial production, the preferred lower limit of the S content is 0.001%, more preferably 0.003%, and even more preferably 0.005%.
  • the upper limit of the S content is preferably 0.090%, more preferably 0.080%, and further preferably 0.050%. The preferred range of the S content is, for example, 0.001 to 0.090%, more preferably 0.003 to 0.080%, and even more preferably 0.005 to 0.050%.
  • Al 0.100% or less
  • Aluminum (Al) is an impurity.
  • the Al content may be 0%.
  • Al combines with N to form AlN.
  • AlN refines austenite grains when heated for quenching in the process of manufacturing mechanical parts using steel sheet as a raw material. Refining austenite grains reduces the hardenability of the steel sheet. If the Al content exceeds 0.100%, the austenite grains are excessively refined when heated for quenching, and the hardenability of the steel sheet is significantly reduced. Therefore, the Al content is 0.100% or less.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.001%, more preferably 0.005%, and further preferably 0.010%.
  • the upper limit of the Al content is preferably 0.090%, more preferably 0.080%, further preferably 0.070%, and further preferably 0.050%.
  • the Al content is preferably in the range of, for example, 0.001 to 0.090%, more preferably 0.005 to 0.070%, and even more preferably 0.010 to 0.050%.
  • the Al content means the acid-soluble Al (sol. Al) content.
  • Chromium (Cr) enhances the hardenability of steel plate.
  • Cr Chromium
  • the lower limit of the Cr content is preferably 0.02%, more preferably 0.03%, and further preferably 0.05%.
  • the upper limit of the Cr content is preferably 1.15%, more preferably 1.10%, further preferably 1.00%, further preferably 0.70%, and further preferably 0.50%.
  • the Cr content is preferably in the range of, for example, 0.02 to 1.15%, more preferably 0.03 to 1.10%, and even more preferably 0.05 to 0.50%.
  • N 0.0150% or less Nitrogen (N) is an impurity that is inevitably contained. In other words, the N content is more than 0%. N combines with Al to form AlN. AlN refines austenite grains when heated for quenching in the process of manufacturing mechanical parts using steel plate as a raw material. Refining austenite grains reduces the hardenability of the steel plate. If the N content exceeds 0.0150%, the austenite grains are excessively refined when heated for quenching, and the hardenability of the steel plate is significantly reduced. Therefore, the N content is 0.0150% or less.
  • the lower limit of the N content is preferably 0.0001%, and more preferably 0.0005%.
  • the upper limit of the N content is preferably 0.0140%, and more preferably 0.0130%.
  • the N content is preferably in the range of, for example, 0.0001 to 0.0140%, and more preferably, 0.0005 to 0.0130%.
  • the remainder of the chemical composition of the steel plate according to this embodiment is composed of Fe and impurities.
  • impurities in the chemical composition refer to substances that are mixed in from raw materials such as ore and scrap, or from the manufacturing environment, during industrial production of the steel plate, and are acceptable to the extent that they do not adversely affect the steel plate according to this embodiment.
  • the chemical composition of the steel sheet of the present embodiment may further contain, in place of a portion of Fe, one or more elements selected from the group consisting of first to third groups.
  • First Group Mo: 0 to 0.500%, Ni: 0 to 1.000%, and B: 0 to 0.0100%, one or more selected from the group consisting of [Group 2] V: 0 to 0.500%, Nb: 0 to 0.500%, and Ti: 0 to 0.150%, one or more selected from the group consisting of [Group 3] Cu: 0 to 0.15%, W: 0 to 0.15%, Ta: 0 to 0.15%, Sn: 0 to 0.050%, Sb: 0 to 0.050%, Co: 0 to 0.050%, As: 0 to 0.050%, Mg: 0 to 0.050%, Y: 0 to 0.050%, Zr: 0 to 0.050%, La: 0 to 0.050%, Ce: 0 to 0.050%, and Ca: 0
  • the chemical composition of the steel sheet according to the present embodiment may further contain, instead of a portion of Fe, one or more elements selected from the group consisting of Mo, Ni, and B. All of these elements are optional elements and may not be contained. When contained, Mo, Ni, and B improve the hardenability of the steel sheet.
  • Mo 0 to 0.500%
  • Molybdenum (Mo) is an optional element and may not be contained, that is, the Mo content may be 0%.
  • Mo When Mo is contained, that is, when the Mo content is more than 0%, Mo enhances the hardenability of the steel sheet. Therefore, by performing hardening in a process for manufacturing a mechanical part using the steel sheet as a raw material, the strength of the mechanical part is enhanced. Furthermore, when tempering is performed in a process for manufacturing a mechanical part using the steel sheet as a raw material, Mo enhances the temper softening resistance of the steel sheet. The above effect can be obtained to some extent even if even a small amount of Mo is contained. However, if the Mo content exceeds 0.500%, the strength of the steel sheet becomes excessively high.
  • the Mo content is 0 to 0.500%.
  • the lower limit of the Mo content is preferably 0.001%, more preferably 0.003%, further preferably 0.005%, and further preferably 0.010%.
  • the upper limit of the Mo content is preferably 0.450%, more preferably 0.400%, further preferably 0.350%, and further preferably 0.300%.
  • the Mo content is preferably in the range of, for example, 0.001 to 0.450%, more preferably 0.003 to 0.400%, still more preferably 0.005 to 0.350%, and still more preferably 0.010 to 0.300%.
  • Nickel (Ni) is an optional element and may not be contained, that is, the Ni content may be 0%.
  • Ni enhances the hardenability of the steel plate. Therefore, by performing hardening in a process for manufacturing a mechanical part using the steel plate as a raw material, the strength of the mechanical part is enhanced.
  • Ni further enhances the temper softening resistance of the steel plate when tempering is performed in a process for manufacturing a mechanical part using the steel plate as a raw material. The above effect can be obtained to some extent even if even a small amount of Ni is contained. However, if the Ni content exceeds 1.000%, the strength of the steel plate becomes excessively high.
  • the Ni content is 0 to 1.000%.
  • the lower limit of the Ni content is preferably 0.001%, more preferably 0.005%, further preferably 0.007%, and further preferably 0.010%.
  • the upper limit of the Ni content is preferably 0.950%, more preferably 0.900%, further preferably 0.800%, further preferably 0.700%, and further preferably 0.600%.
  • the Ni content is preferably in the range of, for example, 0.001 to 0.950%, more preferably 0.005 to 0.900%, still more preferably 0.007 to 0.800%, still more preferably 0.010 to 0.700%, and still more preferably 0.010 to 0.600%.
  • B 0 to 0.0100%
  • Boron (B) is an optional element and may not be contained, that is, the B content may be 0%.
  • B When B is contained, that is, when the B content is more than 0%, B enhances the hardenability of the steel plate. Therefore, by carrying out hardening in a process for manufacturing a mechanical part using the steel plate as a raw material, the strength of the mechanical part is increased. Even if even a small amount of B is contained, the above effect can be obtained to a certain extent. However, if the B content exceeds 0.0100%, B compounds are generated. In this case, the strength of the steel plate becomes excessively high. Therefore, the bendability of the steel plate decreases. Therefore, the B content is 0 to 0.0100%.
  • the lower limit of the B content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0003%, and further preferably 0.0005%.
  • the upper limit of the B content is preferably 0.0090%, more preferably 0.0080%, still more preferably 0.0070%, still more preferably 0.0060%, and still more preferably 0.0050%.
  • the preferred range of the B content is, for example, 0.0001 to 0.0090%, more preferably 0.0003 to 0.0080%, still more preferably 0.0005 to 0.0070%, still more preferably 0.0005 to 0.0060%, and still more preferably 0.0005 to 0.0050%.
  • the chemical composition of the steel plate according to the present embodiment may further contain one or more elements selected from the group consisting of V, Nb, and Ti instead of a portion of Fe. All of these elements are optional elements and may not be contained. When contained, V, Nb, and Ti form carbides and suppress coarsening of austenite grains during quenching heating in the process of manufacturing mechanical parts using the steel plate as a raw material. Therefore, the toughness of the mechanical parts is improved.
  • V 0 to 0.500%
  • Vanadium (V) is an optional element and may not be contained, that is, the V content may be 0%.
  • V When V is contained, that is, when the V content is more than 0%, V forms carbides and suppresses the coarsening of austenite grains during quenching and heating in the process of manufacturing mechanical parts using the steel plate as a raw material. Therefore, the toughness of the mechanical parts is improved. The above effect can be obtained to a certain extent even if even a small amount of V is contained.
  • the V content exceeds 0.500%, excessive carbides are formed and the steel plate is precipitation strengthened. Therefore, the bendability of the steel plate is reduced. Therefore, the V content is 0 to 0.500%.
  • the lower limit of the V content is preferably 0.001%, more preferably 0.003%, and further preferably 0.005%.
  • the upper limit of the V content is preferably 0.480%, more preferably 0.450%, and further preferably 0.400%.
  • the V content is preferably in the range of, for example, 0.001 to 0.480%, more preferably 0.003 to 0.450%, and further preferably 0.005 to 0.400%.
  • Niobium (Nb) is an optional element and may not be contained, that is, the Nb content may be 0%.
  • Nb When Nb is contained, that is, when the Nb content is more than 0%, Nb forms carbides and suppresses the coarsening of austenite grains during quenching heating in the process of manufacturing mechanical parts using the steel plate as a raw material. Therefore, the toughness of the mechanical parts is improved.
  • Nb combines with N to suppress the formation of nitrides by the solute B. This improves the hardenability of the steel plate due to the solute B. If even a small amount of Nb is contained, the above effect can be obtained to a certain extent.
  • the Nb content is 0 to 0.500%.
  • the lower limit of the Nb content is preferably 0.001%, more preferably 0.003%, and further preferably 0.005%.
  • the upper limit of the Nb content is preferably 0.480%, more preferably 0.450%, further preferably 0.400%, further preferably 0.350%, and further preferably 0.300%.
  • the Nb content is preferably in the range of, for example, 0.001 to 0.480%, more preferably 0.003 to 0.450%, still more preferably 0.005 to 0.400%, still more preferably 0.005 to 0.350%, and still more preferably 0.005 to 0.300%.
  • Titanium (Ti) is an optional element and may not be contained, that is, the Ti content may be 0%.
  • Ti When Ti is contained, that is, when the Ti content is more than 0%, Ti forms carbides and suppresses the coarsening of austenite grains during quenching heating in the process of manufacturing mechanical parts using the steel plate as a raw material. Therefore, the toughness of the mechanical parts is improved.
  • Ti combines with N to suppress the formation of nitrides by the solute B. This improves the hardenability of the steel plate due to the solute B. If even a small amount of Ti is contained, the above effect can be obtained to a certain extent.
  • the Ti content is 0 to 0.150%.
  • the lower limit of the Ti content is preferably 0.001%, more preferably 0.003%, and further preferably 0.005%.
  • the upper limit of the Ti content is preferably 0.145%, more preferably 0.130%, further preferably 0.120%, further preferably 0.100%, and further preferably 0.080%.
  • the Ti content is preferably in the range of 0.001 to 0.145%, more preferably 0.003 to 0.130%, still more preferably 0.005 to 0.120%, still more preferably 0.005 to 0.100%, and still more preferably 0.005 to 0.080%.
  • the chemical composition of the steel sheet according to the present embodiment may further contain, instead of a part of Fe, one or more elements selected from the group consisting of Cu, W, Ta, Sn, Sb, Co, As, Mg, Y, Zr, La, Ce, and Ca. All of these elements are optional elements and may not be contained. In other words, the content of these elements may be 0%.
  • the Cu content is 0-0.15%
  • the W content is 0-0.15%
  • Sb 0-0.050%
  • Ca 0-0.050%.
  • the lower limit of the Cu content is preferably 0.01%, and more preferably 0.03%.
  • the upper limit of the Cu content is preferably 0.13%, and more preferably 0.10%.
  • the Cu content is preferably in the range of, for example, 0.01 to 0.13%, and more preferably, 0.03 to 0.10%.
  • the lower limit of the W content is preferably 0.01%, and more preferably 0.03%.
  • the upper limit of the W content is preferably 0.13%, and more preferably 0.10%.
  • the W content is preferably in the range of, for example, 0.01 to 0.13%, and more preferably, 0.03 to 0.10%.
  • the lower limit of the Ta content is preferably 0.01%, and more preferably 0.03%.
  • the upper limit of the Ta content is preferably 0.13%, and more preferably 0.10%.
  • the preferred range of the Ta content is, for example, 0.01 to 0.13%, and more preferably, 0.03 to 0.10%.
  • the lower limit of the Sn content is preferably 0.001%, more preferably 0.005%, and further preferably 0.010%.
  • the upper limit of the Sn content is preferably 0.045%, more preferably 0.040%, and further preferably 0.035%.
  • the preferred range of the Sn content is, for example, 0.001 to 0.045%, more preferably 0.005 to 0.040%, and even more preferably 0.010 to 0.035%.
  • the lower limit of the Sb content is preferably 0.001%, more preferably 0.005%, and further preferably 0.010%.
  • the upper limit of the Sb content is preferably 0.045%, more preferably 0.040%, and further preferably 0.035%.
  • the preferred range of the Sb content is, for example, 0.001 to 0.045%, more preferably 0.005 to 0.040%, and even more preferably 0.010 to 0.035%.
  • the lower limit of the Co content is preferably 0.001%, more preferably 0.005%, and further preferably 0.010%.
  • the upper limit of the Co content is preferably 0.045%, more preferably 0.040%, and further preferably 0.035%.
  • the preferred range of the Co content is, for example, 0.001 to 0.045%, more preferably 0.005 to 0.040%, and even more preferably 0.010 to 0.035%.
  • the lower limit of the As content is preferably 0.001%, more preferably 0.005%, and further preferably 0.010%.
  • the upper limit of the As content is preferably 0.045%, more preferably 0.040%, and further preferably 0.035%.
  • the As content is preferably in the range of, for example, 0.001 to 0.045%, more preferably 0.005 to 0.040%, and further preferably 0.010 to 0.035%.
  • the lower limit of the Mg content is preferably 0.001%, more preferably 0.005%, and further preferably 0.010%.
  • the upper limit of the Mg content is preferably 0.045%, more preferably 0.040%, and further preferably 0.035%.
  • the preferable range of the Mg content is, for example, 0.001 to 0.045%, more preferably 0.005 to 0.040%, and further preferably 0.010 to 0.035%.
  • the lower limit of the Y content is preferably 0.001%, more preferably 0.005%, and further preferably 0.010%.
  • the upper limit of the Y content is preferably 0.045%, more preferably 0.040%, and further preferably 0.035%.
  • the Y content is preferably in the range of, for example, 0.001 to 0.045%, more preferably 0.005 to 0.040%, and further preferably 0.010 to 0.035%.
  • the lower limit of the Zr content is preferably 0.001%, more preferably 0.005%, and further preferably 0.010%.
  • the upper limit of the Zr content is preferably 0.045%, more preferably 0.040%, and further preferably 0.035%.
  • the Zr content is preferably in the range of, for example, 0.001 to 0.045%, more preferably 0.005 to 0.040%, and further preferably 0.010 to 0.035%.
  • the lower limit of the La content is preferably 0.001%, more preferably 0.005%, and further preferably 0.010%.
  • the upper limit of the La content is preferably 0.045%, more preferably 0.040%, and further preferably 0.035%.
  • the La content is preferably in the range of, for example, 0.001 to 0.045%, more preferably 0.005 to 0.040%, and further preferably 0.010 to 0.035%.
  • the lower limit of the Ce content is preferably 0.001%, more preferably 0.005%, and further preferably 0.010%.
  • the upper limit of the Ce content is preferably 0.045%, more preferably 0.040%, and further preferably 0.035%.
  • the Ce content is preferably in the range of, for example, 0.001 to 0.045%, more preferably 0.005 to 0.040%, and further preferably 0.010 to 0.035%.
  • the lower limit of the Ca content is preferably 0.001%, more preferably 0.005%, and further preferably 0.010%.
  • the upper limit of the Ca content is preferably 0.045%, more preferably 0.040%, and further preferably 0.035%.
  • the Ca content is preferably in the range of, for example, 0.001 to 0.045%, more preferably 0.005 to 0.040%, and further preferably 0.010 to 0.035%.
  • the chemical composition of the steel plate of this embodiment can be measured by a known compositional analysis method. Specifically, chips are collected from the inside of the steel plate to a depth of 0.1 mm or more from the surface using a drill. The collected chips are dissolved in acid to obtain a solution. ICP-AES (Inductively Coupled Plasma Atomic Emission Spectrometry) is performed on the solution to perform elemental analysis of the chemical composition. The C content and S content are determined by a known high-frequency combustion method (combustion-infrared absorption method). The N content is determined by a known inert gas fusion-thermal conductivity method.
  • ICP-AES Inductively Coupled Plasma Atomic Emission Spectrometry
  • the content of each element is determined by rounding off the measured value based on the significant figures specified in this embodiment to the lowest digit of the content of each element specified in this embodiment.
  • the C content of the steel plate in this embodiment is specified as a value to two decimal places. Therefore, the C content is determined as a value to two decimal places obtained by rounding off the measured value to two decimal places.
  • the contents of other elements than the C content of the steel plate of this embodiment are determined by rounding the measured value to the smallest digit specified in this embodiment. Rounding means rounding down if the fraction is less than 5, and rounding up if the fraction is 5 or more.
  • the total area ratio of ferrite and cementite particles is 95% or more, that is, the microstructure of the steel sheet of the present embodiment is substantially composed of ferrite and cementite particles.
  • the structure other than the ferrite and cementite particles is, for example, one or more types selected from the group consisting of bainite, martensite, and pearlite.
  • the total area ratio of ferrite and cementite particles in the microstructure is 96% or more, more preferably 97% or more, even more preferably 98% or more, and even more preferably 99% or more.
  • the microstructure may be a structure consisting of ferrite and cementite particles.
  • the preferred range of the total area ratio of ferrite and cementite particles is 96-100%, more preferably 97-100%, even more preferably 98-100%, and even more preferably 99-100%.
  • the total area ratio of ferrite and cementite particles is 95% or more, assuming that characteristic 1 and characteristics 3 to 6 are satisfied, excellent bendability will be obtained, and high resistance to hydrogen embrittlement will be obtained when the material is made into a mechanical part.
  • the total area ratio of ferrite and cementite particles in the microstructure can be measured by the following method.
  • a test piece measuring 15 mm in the rolling direction of the steel plate, 10 mm in the width direction, and thickness is taken from the center of the steel plate.
  • the surface of the test piece measuring 15 mm in the rolling direction and thickness is defined as the observation surface.
  • the observation surface of the test piece is mirror-polished.
  • the mirror-polished observation surface is etched using 3% nitric acid alcohol (Nital etching solution). Secondary electron images are observed with a 1000x scanning electron microscope (SEM) for any five observation fields of the etched observation surface. Each observation field is a rectangle measuring 100 ⁇ m x 120 ⁇ m.
  • ferrite and cementite particles show different contrast and morphology than other structures (bainite, martensite, pearlite, etc.). Therefore, ferrite and cementite particles are identified in the observation field based on the contrast and morphology.
  • the total area ratio (%) of ferrite and cementite particles is calculated based on the total area of ferrite and cementite particles in the five observation fields and the total area of the five observation fields.
  • the average grain size of ferrite is 20.0 ⁇ m or less. If the average grain size of ferrite exceeds 20.0 ⁇ m, the bendability is reduced. If the average grain size of ferrite exceeds 20.0 ⁇ m, the annealing time is lengthened due to the coarsening of the ferrite grains. In this case, the alloy elements are concentrated in the cementite, and the hardenability is reduced. Therefore, the average grain size of ferrite is 20.0 ⁇ m or less.
  • the preferred upper limit of the average grain size of ferrite is 19.5 ⁇ m, more preferably 19.0 ⁇ m, even more preferably 18.5 ⁇ m, and even more preferably 18.0 ⁇ m.
  • the lower limit of the average grain size of ferrite is not particularly limited. However, excessive refinement of ferrite excessively increases the yield strength of the steel sheet. In this case, the processing load during bending increases excessively. Therefore, the preferred lower limit of the average grain size of ferrite is 5.0 ⁇ m.
  • the more preferred lower limit of the average grain size of ferrite is 5.2 ⁇ m, more preferably 5.5 ⁇ m, more preferably 5.7 ⁇ m, more preferably 6.0 ⁇ m, and even more preferably 6.5 ⁇ m.
  • the preferred range of the average particle size of ferrite is, for example, 5.0 to 20.0 ⁇ m, more preferably 5.2 to 19.5 ⁇ m, even more preferably 5.5 to 19.0 ⁇ m, even more preferably 5.7 to 18.5 ⁇ m, even more preferably 6.0 to 18.0 ⁇ m, even more preferably 6.5 to 18.0 ⁇ m.
  • the average grain size of ferrite can be measured by the following method.
  • a test piece measuring 15 mm in the rolling direction of the steel plate, 10 mm in the width direction, and thickness is taken from the center of the steel plate.
  • the surface of the test piece measuring 15 mm in the rolling direction and thickness is defined as the observation surface.
  • the observation surface of the test piece is mirror-polished. After mirror-polishing, etching is performed with a 3% nital etching solution. In the etched observation surface, a secondary electron image is taken using a scanning electron microscope (SEM) at any five observation fields at a depth position of thickness/4 from the surface of the steel plate.
  • SEM scanning electron microscope
  • the grain size number of ferrite is obtained by a cutting method.
  • the magnification of the SEM is selected in the range of 500 to 3000 times so that the number of ferrite grains cut by one line segment is at least 10 or more in one field of view.
  • the cutting length is obtained for five observation fields of view.
  • the grain size number of ferrite is obtained from the arithmetic average value of the cutting lengths of the five observation fields of view. From the obtained grain size number, the average grain size ( ⁇ m) of ferrite is determined.
  • the average grain size of ferrite is a value obtained by rounding off the obtained value to one decimal place (i.e., the value to the first decimal place).
  • the average particle size of the cementite particles is 1.50 ⁇ m or less. If the average particle size of the cementite particles is large, the bendability of the steel sheet is reduced. If the average particle size of the cementite particles is large, the cementite particles do not dissolve sufficiently when heated in the quenching process in the process of manufacturing a mechanical part using the steel sheet as a material. In this case, the steel sheet does not have sufficient quenchability. As a result, the mechanical part manufactured using the steel sheet as a material does not have sufficient strength.
  • the cementite particles are sufficiently small. Therefore, the steel plate has sufficient bendability. Furthermore, when heated in the hardening process, the cementite particles dissolve sufficiently, improving the hardenability of the steel plate.
  • the preferred upper limit of the average particle size of the cementite particles is 1.45 ⁇ m, more preferably 1.40 ⁇ m, even more preferably 1.35 ⁇ m, and even more preferably 1.30 ⁇ m.
  • the average particle size of the cementite particles is small. However, if the average particle size of the cementite particles is too small, the hardness of the steel sheet becomes too high and the cold workability decreases. Therefore, the preferred lower limit of the average particle size of the cementite particles is 0.05 ⁇ m, more preferably 0.10 ⁇ m, even more preferably 0.15 ⁇ m, and even more preferably 0.20 ⁇ m.
  • the preferred range of the average particle size of the cementite particles is, for example, 0.05 to 1.50 ⁇ m, more preferably 0.10 to 1.45 ⁇ m, even more preferably 0.15 to 1.40 ⁇ m, even more preferably 0.20 to 1.35 ⁇ m, and even more preferably 0.20 to 1.30 ⁇ m.
  • the average particle size of the cementite particles can be determined by the following method.
  • a test piece measuring 15 mm in the rolling direction of the steel plate, 10 mm in the width direction, and thickness is taken from the center of the steel plate.
  • the surface of the test piece measuring 15 mm in the rolling direction and thickness is defined as the observation surface.
  • the observation surface of the test piece is mirror-polished. After mirror-polishing, the observation surface is etched using picral liquid. Secondary electron images are taken of five observation fields of interest at any position located at a depth of 4/th the plate thickness from the surface of the steel plate on the etched observation surface. Specifically, a scanning electron microscope (SEM) is used to observe the five observation fields at a magnification of 2000 times, and the above-mentioned secondary electron images are taken. Each observation field is a rectangle of 50 ⁇ m x 60 ⁇ m.
  • cementite particles are identified based on the contrast.
  • the area of each identified cementite particle is calculated, and the circle-equivalent diameter of each cementite particle is calculated based on the area.
  • the circle-equivalent diameter thus calculated is regarded as the particle diameter of the cementite particle.
  • the particle diameter is calculated using well-known image processing software.
  • the arithmetic mean value of the particle diameters of the cementite particles obtained in the five observation fields is defined as the average particle diameter ( ⁇ m) of the cementite particles.
  • the average particle size of the cementite particles is a value obtained by rounding off the obtained value to two decimal places (i.e., the value to one decimal place).
  • cementite particles having an aspect ratio of 3.0 or less are defined as spherical cementite particles.
  • the spheroidization rate which is the ratio of the total number of spherical cementite particles to the total number of the plurality of cementite particles, is 85% or more.
  • the steel plate will have excellent bendability, provided that Features 1 to 4 and 6 are satisfied. Therefore, in the steel plate of this embodiment, the spheroidization rate is 85% or more.
  • the preferred lower limit of the spheroidization rate is 87%, more preferably 89%, even more preferably 91%, and even more preferably 95%.
  • the preferred range of the spheroidization rate is, for example, 85 to 100%, more preferably 87 to 100%, even more preferably 89 to 100%, even more preferably 91 to 100%, and even more preferably 95 to 100%.
  • the spheroidization rate can be measured by the following method.
  • the aspect ratio is determined for each of the cementite particles identified in the five observation fields by the above-mentioned [Method for measuring the average particle size of cementite particles].
  • the maximum distance obtained when the contour of the cementite particle is sandwiched between two parallel line segments is defined as the major axis.
  • the distance between the two line segments when the contour of the cementite particle is sandwiched between two line segments parallel to the major axis i.e., the width perpendicular to the major axis
  • minor axis is defined as the minor axis.
  • cementite particles having an aspect ratio of 3.0 or less are specified as "spheroidal cementite particles.”
  • the ratio of the total number of spherical cementite particles to the total number of multiple cementite particles in the five observation fields is defined as the spheroidization rate (%).
  • the spheroidization rate is a value obtained by rounding off the obtained value to the nearest integer.
  • the strength of the surface layer of the steel plate is high, and the strength of the surface layer of the mechanical parts manufactured using the steel plate as a material is also high. In this case, the bendability of the steel plate decreases, and further, the hydrogen embrittlement resistance of the mechanical parts manufactured using the steel plate as a material decreases.
  • the steel plate has excellent bendability. Furthermore, mechanical parts manufactured using the steel plate as a material have excellent resistance to hydrogen embrittlement.
  • the preferred upper limit of the C concentration ratio F1 is 0.49, more preferably 0.48, even more preferably 0.47, even more preferably 0.46, and even more preferably 0.45.
  • the lower limit of the C concentration ratio F1 is not particularly limited. In steel sheets that satisfy characteristics 1 to 6, the lower limit of the C concentration ratio F1 is, for example, 0.05, more preferably 0.10, and even more preferably 0.15.
  • the preferred range of the C concentration ratio F1 is, for example, 0.05 to 0.50, more preferably 0.10 to 0.49, even more preferably 0.15 to 0.48, even more preferably 0.15 to 0.47, even more preferably 0.15 to 0.46, and even more preferably 0.15 to 0.45.
  • the C concentration ratio F1 can be measured by the following method.
  • a test piece measuring 15 mm in the rolling direction of the steel plate, 10 mm in the width direction, and thickness is taken from the center of the steel plate.
  • the surface of the test piece measuring 15 mm in the rolling direction and thickness is defined as the observation surface.
  • the observation surface of the test piece is mirror-polished.
  • the observation surface after mirror polishing is measured at a depth of 50 ⁇ m from the steel plate surface in the thickness direction, and at 300 measurement positions at 1 ⁇ m pitch in the longitudinal direction of the steel plate, using an electron beam microanalyzer (EPMA).
  • EPMA electron beam microanalyzer
  • the arithmetic average value of the C content (mass%) at the obtained 300 points is defined as [C]s.
  • the C content (mass%) is measured at 300 measurement positions at 1 ⁇ m pitch in the longitudinal direction of the steel plate using an electron beam microanalyzer (EPMA).
  • the arithmetic average value of the C content at the obtained 300 points is defined as [C]c.
  • the C concentration ratio F1 is calculated from formula (1).
  • the EPMA is measured under the following conditions.
  • the steel plate of this embodiment which satisfies the above-mentioned features 1 to 6, has excellent bendability. Furthermore, the steel plate of this embodiment has sufficient hardenability during hardening in a process for manufacturing a mechanical component using the steel plate as a material. Furthermore, the mechanical component manufactured using the steel plate of this embodiment as a material has excellent hydrogen embrittlement resistance.
  • the bendability is evaluated by the following method.
  • [Bendability evaluation method] A plate-shaped test piece is taken from the center of the width of the steel plate. The shape of the plate-shaped test piece is 15 mm in the rolling direction of the steel plate ⁇ 30 mm in the width direction ⁇ plate thickness.
  • a 90 ° V bending test is performed on the plate-shaped test piece. Specifically, a 90 ° V bending process is performed at the center position of the plate width (30 mm) of the plate-shaped test piece using a die and a push-in punch. The bending line formed on the plate-shaped test piece by the V bending process is parallel to the rolling direction of the steel plate (L-axis bending).
  • the R of the push-in punch used in the 90 ° V bending test is 0.1 mm.
  • the presence or absence of cracks on the surface of the plate-shaped test piece after the 90 ° V bending test is visually observed. If no cracks are confirmed, it is determined that excellent bendability is obtained.
  • the hardenability is evaluated by the following method.
  • [Heatenability evaluation method] (A c1 transformation point measurement) A cylindrical test piece with a diameter of 3 mm and a length of 10 mm is taken from the center of the width of the steel plate. The longitudinal direction of the cylindrical test piece is parallel to the rolling direction of the steel plate. The thermal expansion coefficient during heating is measured using a Formaster testing machine. The A c1 transformation point is calculated from the obtained thermal expansion coefficient.
  • a plate-shaped test piece was taken from the widthwise center of the steel plate, and had a shape of 15 mm in the rolling direction of the steel plate, 30 mm in the width direction, and plate thickness.
  • the plate test piece is heated at 1000°C for 20 minutes using a salt bath.
  • the plate test piece is then immersed in water in a water tank and quenched.
  • the quenched plate test piece is cut into two equal parts in the width direction of the steel plate.
  • the cut surface is mirror-polished.
  • a Vickers hardness test in accordance with JIS Z2244:2009 is carried out at three arbitrary points in the center position in the thickness direction of the cut surface after mirror polishing. At this time, the test force is 98N.
  • the arithmetic average value of the obtained Vickers hardness is defined as the maximum quenched hardness HD0 (HV).
  • a plate-shaped test piece was taken from the widthwise center of the steel plate, and had a shape of 15 mm in the rolling direction of the steel plate, 30 mm in the width direction, and plate thickness.
  • the plate test piece is immersed in a salt bath at A c1 transformation point +80°C for 10 minutes.
  • the plate test piece is then removed from the salt bath and immersed in water in a water tank for quenching.
  • the quenched plate test piece is cut into two equal parts in the plate width direction.
  • the cut surface is mirror-polished.
  • a Vickers hardness test in accordance with JIS Z2244:2009 is carried out at three arbitrary points in the center position in the plate thickness direction of the cut surface after mirror polishing. At this time, the test force is 98N.
  • the arithmetic mean value of the obtained Vickers hardness is defined as the quenched hardness HD1 (HV). If the obtained quenched hardness HD1 is 0.95 times or more the maximum quenched hardness HD0, it is determined that the steel plate has sufficient hardenability.
  • Hydrogen embrittlement resistance is evaluated by the following method.
  • [Hydrogen embrittlement resistance evaluation method] A plate-shaped test piece is taken from the center position of the plate width of the steel plate. The shape of the plate-shaped test piece is 30 mm in the rolling direction of the steel plate ⁇ 100 mm in the plate width direction ⁇ plate thickness. The plate-shaped test piece is bent into a U-shape by a press bending method to prepare a U-bend test piece with a curvature radius R of 2.0 mm. Specifically, U-bending is performed at the center position of the plate width (100 mm) of the plate-shaped test piece. The bend line formed in the plate-shaped test piece by U-bending is parallel to the rolling direction of the steel plate (L-axis bending).
  • the U-bend test piece is immersed in a salt bath at A c1 point + 80 ° C for 10 minutes. After immersion, the U-bend test piece is removed from the salt bath and immersed in a water tank for quenching. The quenched U-bend test piece is tempered at 250 ° C for 1 hour. In the tempered U-bend test piece, a pair of ends of the non-bend part of the U-bend test piece are tightened with bolts to elastically deform the U-bend test piece so that the opposing non-bend parts are parallel to each other.
  • a delayed fracture acceleration test is conducted on a U-bend test piece with the non-bend portion parallel. Specifically, the U-bend test piece is immersed in hydrochloric acid of pH 1 for 100 hours. After 100 hours, the presence or absence of cracks in the bent portion of the U-bend test piece is visually confirmed. If no cracks are found, it is determined that excellent hydrogen embrittlement resistance has been obtained.
  • the steel sheet of this embodiment is suitable as a material for mechanical parts, such as automobile parts.
  • the mechanical parts are, for example, automobile springs, washers, etc.
  • the steel sheet of this embodiment may be used for applications other than mechanical parts that require bendability and hydrogen embrittlement resistance.
  • An example of a method for manufacturing a steel sheet according to the present embodiment includes the following steps.
  • (Step 1) Material preparation step (Step 2) Hot rolling step (Step 3) Hot-rolled sheet annealing step (Step 4) Cold rolling step (Step 5) Cold-rolled sheet annealing step
  • Step 1 Material preparation step
  • Step 2 Hot rolling step
  • Step 3 Hot-rolled sheet annealing step
  • Step 4 Cold rolling step
  • Step 5 Cold-rolled sheet annealing step
  • Step 1 Material preparation process
  • a material satisfying Feature 1 is prepared.
  • the material is produced, for example, by the following method.
  • Molten steel is produced, the content of each element in the chemical composition of which falls within the range of this embodiment.
  • the molten steel is used to produce a material (slab or ingot) by a casting method.
  • the molten steel is used to produce a slab by a well-known continuous casting method.
  • the molten steel is used to produce an ingot by a well-known ingot casting method.
  • Step 2 Hot rolling step hot rolling is performed on a prepared material (slab or ingot) to produce a steel plate.
  • the hot rolling process includes a rough rolling process in which the material is roughly rolled to produce a rough bar (intermediate steel plate), and a finish rolling process in which the rough bar is finish rolled to produce a steel plate.
  • the material (slab or ingot) is heated in a heating furnace.
  • the heated material is rolled using a rough rolling mill to produce a rough bar.
  • the heating temperature of the material in the rough rolling process is, for example, 1100 to 1250°C.
  • the material is left in the heating furnace for 30 minutes or more, and preferably 60 minutes or more. There is no particular limit to the upper limit of the time, but it is, for example, 300 minutes.
  • the rough bar is further rolled (finish rolling) using a finishing rolling mill to produce steel plate.
  • the finishing rolling mill includes multiple stands arranged in a row. Each stand has a pair of work rolls.
  • the surface temperature of the steel plate at the outlet of the stand that rolls down the steel plate last among the multiple stands of the finishing rolling mill is defined as the finishing rolling temperature (°C).
  • the finishing rolling temperature is 830 to 950°C.
  • the reduction ratio of the stand that rolls down the steel plate at the rearmost among the multiple stands arranged in a row in the finishing rolling mill is defined as the reduction ratio of the final pass (%). In this embodiment, the reduction ratio of the final pass is 5 to 25%.
  • the hot-rolled steel plate after finishing rolling is wound up into a coil.
  • the winding temperature CT will be described later.
  • the coiled hot-rolled steel plate is cooled to room temperature.
  • Hot-rolled sheet annealing step In the hot-rolled sheet annealing process, the hot-rolled steel sheet is annealed under known conditions.
  • the annealing temperature in the hot-rolled sheet annealing process is, for example, 500 to 770°C, and the holding time at the annealing temperature is, for example, 5 to 80 hours.
  • so-called box annealing is performed. Annealing is also performed in a reducing atmosphere.
  • Step 4 Cold rolling step
  • the steel sheet after the hot-rolled sheet annealing process is cold-rolled.
  • the cold rolling is performed using a cold rolling mill.
  • the cold rolling reduction ratio CR in the cold rolling process will be described later.
  • Step 5 Cold-rolled sheet annealing step
  • OCA Open Coil Annealing
  • annealing is performed on the cold-rolled steel sheet under conditions that satisfy conditions 3 to 6 described below. This adjusts the degree of recrystallization of ferrite and precipitation of cementite particles. Furthermore, the C concentration ratio F1 is adjusted.
  • the coiling temperature CT affects the spheroidization rate of cementite particles. If the coiling temperature CT is 750°C or less, the cementite particles generated in the hot-rolled steel sheet are distributed sufficiently uniformly. In this case, the spheroidization rate of the cementite particles is increased by performing annealing. Therefore, the coiling temperature CT is preferably 750°C or less.
  • the lower limit of the coiling temperature CT is not particularly limited. However, due to equipment constraints, the preferable lower limit of the coiling temperature CT is 550°C.
  • Cold rolling rate CR (1 - (thickness of cold-rolled steel sheet after cold rolling process / thickness of hot-rolled steel sheet before cold rolling process)) x 100
  • the cold rolling rate CR is over 35%, sufficient strain is introduced into the steel sheet. In this case, in the next annealing process, the spheroidization of cementite particles is promoted, and the spheroidization rate becomes 85% or more. On the other hand, if the cold rolling rate CR is 60% or less, the strain introduced into the steel sheet is appropriate. In this case, the ferrite is appropriately refined, and the average grain size of ferrite becomes 5.0 ⁇ m or more.
  • the annealing temperature T1 adjusts the spheroidization rate of the cementite particles of the steel sheet. If the annealing temperature T1 is less than 650°C, the spheroidization of the cementite becomes insufficient, and the spheroidization rate of the cementite particles becomes less than 85%. Furthermore, the C concentration ratio F1 exceeds 0.50. On the other hand, if the annealing temperature T1 exceeds 750°C, the annealing temperature is too high. In this case, the spheroidization of the cementite becomes insufficient, and the spheroidization rate of the cementite particles becomes less than 85%.
  • the holding time t1 at the annealing temperature T1 affects the size of the ferrite and the size of the cementite particles in the steel sheet. Specifically, if the holding time t1 is less than 5 hours, the cementite particles are not sufficiently spheroidized. On the other hand, if the holding time t1 exceeds 40 hours, the holding time is too long, and the ferrite and cementite particles become coarse. As a result, the average particle size of the ferrite exceeds 20.0 ⁇ m, and the average particle size of the cementite particles exceeds 1.50 ⁇ m.
  • the atmosphere in the open coil annealing furnace in the cold rolled sheet annealing process is a 93 to 97 volume % hydrogen-3 to 7 volume % nitrogen atmosphere.
  • the C concentration ratio F1 can be made 0.50 or less.
  • the dew point in the atmosphere of the open coil annealing furnace in the cold-rolled sheet annealing process is set to +25 to +65°C. Specifically, the dew point is adjusted to the above range using humidified nitrogen. If the dew point is less than +25°C, the C concentration ratio F1 exceeds 0.50. On the other hand, if the dew point exceeds +65°C, the equipment load becomes excessive. Therefore, the dew point in the cold-rolled sheet annealing process is set to +25 to +65°C.
  • annealing is performed in the hot-rolled sheet annealing process so as to satisfy conditions 5 and 6 instead of a reducing atmosphere, and then annealing is performed in a reducing atmosphere in the cold-rolled sheet annealing process, a steel sheet satisfying features 1 to 6 cannot be obtained.
  • annealing that satisfies conditions 5 and 6 is performed in the hot-rolled sheet annealing process, a decarburized layer is formed in the steel sheet after the hot-rolled sheet annealing process.
  • the decarburized layer is extended by the cold rolling process after the hot-rolled sheet annealing process.
  • the decarburized layer becomes thinner by the cold rolling process.
  • the cold-rolled sheet annealing process is performed, C in the steel sheet is diffused and recarburized, and the C concentration is uniform throughout the steel sheet. As a result, a steel sheet satisfying feature 6 cannot be obtained.
  • the hot-rolled sheet annealing process is performed in a reducing atmosphere, and then in the final process, the cold-rolled sheet annealing process, annealing is performed under conditions that satisfy conditions 3 to 6.
  • the effects of the steel plate of this embodiment will be explained in more detail below using examples.
  • the conditions in the following examples are one example of conditions adopted to confirm the feasibility and effects of the steel plate of this embodiment. Therefore, the steel plate of this embodiment is not limited to this one example of conditions.
  • molten steel was continuously cast to produce a slab with a thickness of 250 mm.
  • the slab was subjected to a hot rolling process. Specifically, the slab was heated at 1100-1250°C for 120 minutes. The heated slab was rolled in a rough rolling mill to produce a rough bar. The rough bar was then rolled using a finishing rolling mill to produce a hot-rolled steel sheet with a thickness of 3.5 mm.
  • the finishing rolling temperature for each test number was 830-950°C. The reduction ratio of the final pass was 5-25%.
  • the hot-rolled steel sheet after finishing rolling was wound up and formed into a coil. The coiled hot-rolled steel sheet was allowed to cool to room temperature.
  • the coiling temperature CT in the hot rolling process for each test number was as shown in Table 2.
  • the hot-rolled steel sheets were subjected to a hot-rolled sheet annealing process.
  • the annealing temperature in the hot-rolled sheet annealing process was 500 to 770°C, and the holding time at the annealing temperature was 5 to 80 hours.
  • the hot-rolled sheet annealing was performed in a reducing atmosphere.
  • the hot-rolled steel sheets after the hot-rolled sheet annealing process were subjected to a cold rolling process to produce cold-rolled steel sheets.
  • the cold rolling reduction ratio CR in the cold rolling process was as shown in Table 2.
  • the cold-rolled steel sheets after the cold rolling were subjected to a cold-rolled sheet annealing process. In the cold-rolled sheet annealing process, open coil annealing was performed.
  • the annealing temperature T1, holding time t1, and dew point in the cold-rolled sheet annealing process were as shown in Table 2.
  • the atmosphere in the open coil annealing furnace was 95% hydrogen by volume and 5% nitrogen by volume for all test numbers.
  • the steel sheets were produced by the above manufacturing process.
  • Test 1 Chemical composition measurement test (Test 2) Total area ratio measurement test of ferrite and cementite (Test 3) Average ferrite grain size measurement test (Test 4) Average grain size measurement test of cementite particles (Test 5) Spheroidization rate measurement test of cementite particles (Test 6) C concentration ratio F1 measurement test (Test 7) Bendability evaluation test (Test 8) Hardenability evaluation test (Test 9) Hydrogen embrittlement resistance evaluation test Tests 1 to 9 are described below.
  • the hardenability HD1 is less than the hardenability lower limit, it was determined that sufficient hardenability was not obtained (shown as “B (Bad)" in the "hardenability” column in Table 3). Furthermore, if the maximum hardenability HD0 of the steel plate is less than 600 HV, it was determined that sufficient strength as a mechanical part was not obtained.
  • test number 36 the C content was too high. As a result, sufficient bendability and hydrogen embrittlement resistance were not obtained.
  • test number 37 the Si content was too low. As a result, decarburization during cold-rolled sheet annealing was insufficient, and the C concentration ratio F1 exceeded 0.50. As a result, sufficient bendability and sufficient hydrogen embrittlement resistance were not obtained.
  • test number 38 the Si content was too high. As a result, the strength of the steel plate was excessively high due to solid solution strengthening, and sufficient bendability was not obtained.
  • test number 39 the Mn content was too low. As a result, sufficient hardenability was not obtained.
  • test number 40 the Mn content was too high. As a result, the strength of the steel plate was excessively high due to solid solution strengthening, and sufficient bendability was not obtained.
  • test number 41 the Cr content was too high. As a result, sufficient hardenability was not obtained. Furthermore, sufficient bendability was not obtained.
  • test numbers 43 and 44 although the chemical composition was appropriate, the holding time t1 at the tempering temperature T1 in the cold-rolled sheet annealing process was too long. As a result, the average grain size of ferrite exceeded 20.0 ⁇ m, and the average grain size of cementite particles exceeded 1.50 ⁇ m. As a result, sufficient hardenability was not obtained, and sufficient bendability was not obtained.
  • test numbers 45 to 47 the chemical composition was appropriate, but the dew point during cold-rolled sheet annealing was below 25°C. As a result, the C concentration ratio F1 exceeded 0.50. As a result, sufficient bendability and hydrogen embrittlement resistance were not obtained.
  • test number 51 although the chemical composition was appropriate, the coiling temperature CT was too high. As a result, the spheroidization rate of the cementite particles was too low at less than 85%. As a result, sufficient hardenability and sufficient bendability were not obtained.
  • test number 52 although the chemical composition was appropriate, the annealing temperature T1 in the cold-rolled sheet annealing process was too low. As a result, the spheroidization rate of the cementite particles was too low at less than 85%. Furthermore, the C concentration ratio F1 exceeded 0.50. As a result, sufficient bendability and sufficient hydrogen embrittlement resistance were not obtained.

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Abstract

優れた曲げ性及び優れた焼入れ性が得られ、機械部品としたときに優れた耐水素脆性が得られる、鋼板を提供する。本開示による鋼板は、質量％で、Ｃ：０．５０～０．９０％、Ｓｉ：０．１０～０．５０％、Ｍｎ：０．２０～１．３０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．１００％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｃｒ：０．０１～１．２０％、及び、Ｎ：０．０１５０％以下、を含有し、フェライトと、セメンタイト粒子との総面積率が９５％以上であり、フェライトの平均粒径は２０．０μｍ以下であり、セメンタイト粒子の平均粒子径は１．５０μｍ以下であり、セメンタイトの球状化率が８５％以上であり、鋼板の表面から板厚方向に５０μｍ深さ位置でのＣ含有量を［Ｃ］ｓとし、鋼板の板厚方向中心位置でのＣ含有量を［Ｃ］ｃとしたとき、式（１）で定義されるＣ濃度比Ｆ１が０．５０以下である。　Ｆ１＝［Ｃ］ｓ／［Ｃ］ｃ　（１）

Description

鋼板
　本開示は、鋼板に関し、さらに詳しくは、自動車部品に代表される機械部品の素材として利用可能な鋼板に関する。
　Ｃ含有量が高い鋼板（高炭素鋼板）は、自動車部品に代表される機械部品の素材として利用される。このような鋼板を素材としてこれらの機械部品を製造する方法は次のとおりである。鋼板に対して冷間加工を実施して、機械部品の形状に成形する。冷間加工後の鋼板に対して、焼入れ及び焼戻しを実施する。以上の製造工程により、高強度の機械部品を製造する。
　機械部品の強度を高めるために、機械部品の素材となる鋼板の焼入れ性の向上が求められる。そこで、焼入れ性を高めた鋼板が、特許文献１及び特許文献２に提案されている。
　特許文献１に開示された鋼板は、質量％で、Ｃ：０．２０～０．４０％、Ｓｉ：０．１０％以下、Ｍｎ：０．５０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｂ：０．０００５～０．００５０％を含有し、さらにＳｂ、Ｓｎ、Ｂｉ、Ｇｅ、Ｔｅ、Ｓｅのうち１種以上を合計で０．００２～０．０３０％含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有する。この鋼板では、Ｂ含有量に占める固溶Ｂ量の割合が７０％以上である。さらに、ミクロ組織は、フェライト及びセメンタイトからなる。さらに、フェライト粒内のセメンタイト密度が０．０８個／μｍ２以下である。特許文献１の鋼板では、固溶Ｂ量を確保することにより、焼入れ性を高めている。
　特許文献２に開示された鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１０％以上０．３３％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｍｎ：０．４０％以上１．２５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１％以下、及び、Ｃｒ：０．５０％以上１．５０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成と、フェライト及び炭化物を含むミクロ組織とを有する。ミクロ組織全体に対してフェライト及び炭化物が占める体積の割合が９０％以上であり、かつミクロ組織全体に対して初析フェライトが占める体積の割合が２０％以上８０％以下である。炭化物中のＭｎ濃度が０．１０質量％以上０．５０質量％以下であり、かつ、炭化物の総数に対して、粒径が１μｍ以上の炭化物の数が占める割合が３０％以上６０％以下である。特許文献２の鋼板では、炭化物中のＭｎ濃度を低減する。これにより、焼入れ時において炭化物が溶解しやすくなる。その結果、焼入れ性が高まる。
国際公開第２０１５／１４６１７３号 国際公開第２０２０／１７５６６５号
　ところで、高炭素鋼板の中でのＣ含有量が０．５０％以上の鋼板は、バネやワッシャーといった機械部品の素材として使用されることが多い。バネやワッシャー等の機械部品の製造工程では、素材である鋼板に曲げ加工が施される。したがって、素材である鋼板には、高い曲げ性が求められる。
　また、焼入れ後の機械部品は高い強度を有する。そのため、機械部品には高い耐水素脆性が求められる。特許文献１及び特許文献２では、曲げ性及び耐水素脆性に関して検討されていない。
　本開示の目的は、優れた曲げ性及び優れた焼入れ性が得られ、機械部品としたときに優れた耐水素脆性が得られる、鋼板を提供することである。
　本開示による鋼板は、
　質量％で、
　Ｃ：０．５０～０．９０％、
　Ｓｉ：０．１０～０．５０％、
　Ｍｎ：０．２０～１．３０％、
　Ｐ：０．１００％以下、
　Ｓ：０．１００％以下、
　Ａｌ：０．１００％以下、
　Ｃｒ：０．０１～１．２０％、
　Ｎ：０．０１５０％以下、
　Ｍｏ：０～０．５００％、
　Ｎｉ：０～１．０００％、
　Ｂ：０～０．０１００％、
　Ｖ：０～０．５００％、
　Ｎｂ：０～０．５００％、
　Ｔｉ：０～０．１５０％、
　Ｃｕ：０～０．１５％、
　Ｗ：０～０．１５％、
　Ｔａ：０～０．１５％、
　Ｓｎ：０～０．０５０％、
　Ｓｂ：０～０．０５０％、
　Ｃｏ：０～０．０５０％、
　Ａｓ：０～０．０５０％、
　Ｍｇ：０～０．０５０％、
　Ｙ：０～０．０５０％、
　Ｚｒ：０～０．０５０％、
　Ｌａ：０～０．０５０％、
　Ｃｅ：０～０．０５０％、
　Ｃａ：０～０．０５０％、及び、
　残部はＦｅ及び不純物からなり、
　ミクロ組織において、フェライトと、セメンタイト粒子との総面積率が９５％以上であり、
　前記フェライトの平均粒径は２０．０μｍ以下であり、
　前記セメンタイト粒子の平均粒子径は１．５０μｍ以下であり、
　前記セメンタイト粒子のうち、アスペクト比が３．０以下の前記セメンタイト粒子を球状セメンタイト粒子と定義したとき、前記セメンタイト粒子の総数に対する、前記球状セメンタイト粒子の総数の比である球状化率が８５％以上であり、
　前記鋼板の表面から板厚方向に５０μｍ深さ位置でのＣ含有量を［Ｃ］ｓとし、前記鋼板の板厚方向中心位置でのＣ含有量を［Ｃ］ｃとしたとき、式（１）で定義されるＣ濃度比Ｆ１が０．５０以下である。
　Ｆ１＝［Ｃ］ｓ／［Ｃ］ｃ　（１）
　本開示による鋼板では、優れた曲げ性及び優れた焼入れ性が得られ、機械部品としたときに優れた耐水素脆性が得られる。
　本発明者らは、優れた焼入れ性及び優れた曲げ性を有し、機械部品としたときに優れた耐水素脆性が得られる鋼板について、検討を行った。その結果、本発明者らは、次の知見を得た。
　まず本発明者らは、Ｃ含有量が０．５０％以上の鋼板における焼入れ性及び曲げ性の向上と、機械部品としたときの耐水素脆性の向上とについて、化学組成の観点から検討した。その結果、本発明者らは、質量％で、Ｃ：０．５０～０．９０％、Ｓｉ：０．１０～０．５０％、Ｍｎ：０．２０～１．３０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．１００％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｃｒ：０．０１～１．２０％、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｍｏ：０～０．５００％、Ｎｉ：０～１．０００％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｖ：０～０．５００％、Ｎｂ：０～０．５００％、Ｔｉ：０～０．１５０％、Ｃｕ：０～０．１５％、Ｗ：０～０．１５％、Ｔａ：０～０．１５％、Ｓｎ：０～０．０５０％、Ｓｂ：０～０．０５０％、Ｃｏ：０～０．０５０％、Ａｓ：０～０．０５０％、Ｍｇ：０～０．０５０％、Ｙ：０～０．０５０％、Ｚｒ：０～０．０５０％、Ｌａ：０～０．０５０％、Ｃｅ：０～０．０５０％、Ｃａ：０～０．０５０％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成であれば、鋼板における焼入れ性及び曲げ性の向上と、機械部品とした場合の耐水素脆性の向上とを実現できる可能性があると考えた。そこで、本発明者らはさらに、上述の化学組成を有する鋼板に対して、ミクロ組織の観点から、焼入れ性、曲げ性、及び、耐水素脆性の向上が可能な手段について検討した。
　本発明者らはまず、鋼板のミクロ組織において、焼入れ時の焼入れ性の向上に寄与する手段について検討を行った。上述の化学組成を有する鋼板のミクロ組織は、実質的にフェライトとセメンタイト粒子とからなる組織である。鋼板を素材として機械部品を製造するときの製造工程中の焼入れ時において、鋼板の焼入れ性を高めるためには、焼入れ時に鋼板中のセメンタイト粒子が固溶しやすい方が好ましい。焼入れ時のセメンタイト粒子の固溶性を高めるには、セメンタイト粒子の粒子径が小さい方が好ましい。上述の化学組成を有する鋼板の場合、セメンタイト粒子の平均粒子径を１．５０μｍ以下にすることが有効である。
　本発明者らはさらに、鋼板のミクロ組織において、曲げ性の向上に寄与する手段についても検討を行った。鋼板の曲げ性を高めるためには、セメンタイト粒子の球状化率を高め、かつ、フェライトの平均粒径を適切なサイズにすることが有効である。そこで、本実施形態の鋼板では、セメンタイト粒子の球状化率を８５％以上とし、フェライトの平均粒径を２０．０μｍ以下とする。
　しかしながら、上記構成の鋼板であっても、依然として優れた曲げ性及び優れた耐水素脆性が得られない場合があった。そこで、本発明者らはさらに検討を行った。ここで、本発明者らは鋼板の表層の強度に注目した。鋼板の表層の強度が鋼板内部と同等に高い場合、十分な曲げ性が得られず、機械部品とした場合の十分な耐水素脆性が得られない。鋼板の表層でのＣ濃度が、表層以外の鋼板内部のＣ濃度よりも低ければ、鋼板の曲げ性が高まり、かつ、鋼板を素材として製造される機械部品の強度を確保しつつ、耐水素脆性も高まる。
　以上の技術思想に基づいて本発明者らはさらに検討を行った。その結果、鋼板の表面から板厚方向に５０μｍ深さ位置でのＣ含有量を［Ｃ］ｓとし、鋼板の板厚方向中心位置でのＣ含有量を［Ｃ］ｃとしたとき、式（１）で定義されるＣ濃度比Ｆ１が０．５０以下であれば、鋼板での優れた曲げ性が得られ、かつ、鋼板を素材として製造される機械部品での優れた耐水素脆性が得られることを、本発明者らは知見した。
　Ｆ１＝［Ｃ］ｓ／［Ｃ］ｃ　（１）
　本実施形態の鋼板は上述の技術思想に基づいて完成したものであり、次の構成を有する。
　第１の構成の鋼板は、
　質量％で、
　Ｃ：０．５０～０．９０％、
　Ｓｉ：０．１０～０．５０％、
　Ｍｎ：０．２０～１．３０％、
　Ｐ：０．１００％以下、
　Ｓ：０．１００％以下、
　Ａｌ：０．１００％以下、
　Ｃｒ：０．０１～１．２０％、
　Ｎ：０．０１５０％以下、
　Ｍｏ：０～０．５００％、
　Ｎｉ：０～１．０００％、
　Ｂ：０～０．０１００％、
　Ｖ：０～０．５００％、
　Ｎｂ：０～０．５００％、
　Ｔｉ：０～０．１５０％、
　Ｃｕ：０～０．１５％、
　Ｗ：０～０．１５％、
　Ｔａ：０～０．１５％、
　Ｓｎ：０～０．０５０％、
　Ｓｂ：０～０．０５０％、
　Ｃｏ：０～０．０５０％、
　Ａｓ：０～０．０５０％、
　Ｍｇ：０～０．０５０％、
　Ｙ：０～０．０５０％、
　Ｚｒ：０～０．０５０％、
　Ｌａ：０～０．０５０％、
　Ｃｅ：０～０．０５０％、
　Ｃａ：０～０．０５０％、及び、
　残部はＦｅ及び不純物からなり、
　ミクロ組織において、フェライトと、セメンタイト粒子との総面積率が９５％以上であり、
　前記フェライトの平均粒径は２０．０μｍ以下であり、
　前記セメンタイト粒子の平均粒子径は１．５０μｍ以下であり、
　前記セメンタイト粒子のうち、アスペクト比が３．０以下の前記セメンタイト粒子を球状セメンタイト粒子と定義したとき、前記セメンタイト粒子の総数に対する、前記球状セメンタイト粒子の総数の比である球状化率が８５％以上であり、
　前記鋼板の表面から板厚方向に５０μｍ深さ位置でのＣ含有量を［Ｃ］ｓとし、前記鋼板の板厚方向中心位置でのＣ含有量を［Ｃ］ｃとしたとき、式（１）で定義されるＣ濃度比Ｆ１が０．５０以下である。
　Ｆ１＝［Ｃ］ｓ／［Ｃ］ｃ　（１）
　第２の構成の鋼板は、
　第１の構成の鋼板であって、
　Ｍｏ：０．００１～０．５００％、
　Ｎｉ：０．００１～１．０００％、及び、
　Ｂ：０．０００１～０．０１００％、からなる群から選択される１種以上を含有する。
　第３の構成の鋼板は、
　第１又は第２の構成の鋼板であって、
　Ｖ：０．００１～０．５００％、
　Ｎｂ：０．００１～０．５００％、及び、
　Ｔｉ：０．００１～０．１５０％、からなる群から選択される１種以上を含有する。
　第４の構成の鋼板は、
　第１～第３のいずれか１つの構成の鋼板であって、
　Ｃｕ：０．０１～０．１５％、
　Ｗ：０．０１～０．１５％、
　Ｔａ：０．０１～０．１５％、
　Ｓｎ：０．００１～０．０５０％、
　Ｓｂ：０．００１～０．０５０％、
　Ｃｏ：０．００１～０．０５０％、
　Ａｓ：０．００１～０．０５０％、
　Ｍｇ：０．００１～０．０５０％、
　Ｙ：０．００１～０．０５０％、
　Ｚｒ：０．００１～０．０５０％、
　Ｌａ：０．００１～０．０５０％、
　Ｃｅ：０．００１～０．０５０％、及び、
　Ｃａ：０．００１～０．０５０％、からなる群から選択される１種以上を含有する。
　以下、本実施形態の鋼板について詳述する。なお、元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
　［本実施形態の鋼板の特徴］
　本実施形態の鋼板は、次の特徴１～特徴６を満たす。
　（特徴１）
　化学組成が、質量％で、Ｃ：０．５０～０．９０％、Ｓｉ：０．１０～０．５０％、Ｍｎ：０．２０～１．３０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．１００％以下、Ａｌ：０．１００％以下、Ｃｒ：０．０１～１．２０％、Ｎ：０．０１５０％以下、Ｍｏ：０～０．５００％、Ｎｉ：０～１．０００％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｖ：０～０．５００％、Ｎｂ：０～０．５００％、Ｔｉ：０～０．１５０％、Ｃｕ：０～０．１５％、Ｗ：０～０．１５％、Ｔａ：０～０．１５％、Ｓｎ：０～０．０５０％、Ｓｂ：０～０．０５０％、Ｃｏ：０～０．０５０％、Ａｓ：０～０．０５０％、Ｍｇ：０～０．０５０％、Ｙ：０～０．０５０％、Ｚｒ：０～０．０５０％、Ｌａ：０～０．０５０％、Ｃｅ：０～０．０５０％、Ｃａ：０～０．０５０％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物からなる。
　（特徴２）
　ミクロ組織において、フェライトと、セメンタイト粒子との総面積率が９５％以上である。
　（特徴３）
　フェライトの平均粒径が２０．０μｍ以下である。
　（特徴４）
　セメンタイト粒子の平均粒子径が１．５０μｍ以下である。
　（特徴５）
　セメンタイト粒子のうち、アスペクト比が３．０以下のセメンタイト粒子を球状セメンタイト粒子と定義したとき、セメンタイト粒子の総数に対する、球状セメンタイト粒子の総数の比である球状化率が８５％以上である。
　（特徴６）
　鋼板の表面から板厚方向に５０μｍ深さ位置でのＣ含有量を［Ｃ］ｓとし、鋼板の板厚方向中心位置でのＣ含有量を［Ｃ］ｃとしたとき、式（１）で定義されるＣ濃度比Ｆ１が０．５０以下である。
　Ｆ１＝［Ｃ］ｓ／［Ｃ］ｃ　（１）
　以下、特徴１～特徴６について説明する。
　［（特徴１）化学組成について］
　本実施形態の鋼板の化学組成は、次の元素を含有する。
　Ｃ：０．５０～０．９０％
　炭素（Ｃ）は、鋼板の焼入れ性を高める。その結果、鋼板を素材として機械部品を製造する工程で焼入れを実施することにより、機械部品の強度が高まる。Ｃ含有量が０．５０％未満であれば、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃ含有量が０．９０％を超えれば、鋼板の曲げ性及び耐水素脆性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．５０～０．９０％である。
　Ｃ含有量の好ましい下限は０．５２％であり、さらに好ましくは０．５５％であり、さらに好ましくは０．６０％である。
　Ｃ含有量の好ましい上限は０．８８％であり、さらに好ましくは０．８５％であり、さらに好ましくは０．８０％である。
　Ｃ含有量の好ましい範囲は例えば０．５２～０．８８％であり、さらに好ましくは０．５５～０．８５％であり、さらに好ましくは０．６０～０．８０％である。
　Ｓｉ：０．１０～０．５０％
　シリコン（Ｓｉ）は、鋼板の製造工程中の製鋼段階において、鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、鋼板を素材として機械部品を製造する工程で焼戻しを実施した場合に、鋼板の焼戻し軟化抵抗を高める。Ｓｉはさらに、冷延板焼鈍時での鋼板表層の脱炭を促進する。Ｓｉ含有量が０．１０％未満であれば、上記効果が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えれば、固溶強化により鋼板の強度が過度に高くなる。そのため、鋼板の曲げ性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０～０．５０％である。
　Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１２％であり、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
　Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４８％であり、さらに好ましくは０．４４％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
　Ｓｉ含有量の好ましい範囲は例えば０．１２～０．４８％であり、さらに好ましくは０．１５～０．４４％であり、さらに好ましくは０．２０～０．４０％である。
　Ｍｎ：０．２０～１．３０％
　マンガン（Ｍｎ）は、鋼板の焼入れ性を高める。その結果、鋼板を素材として機械部品を製造する工程で焼入れを実施することにより、機械部品の強度が高まる。Ｍｎ含有量が０．２０％未満であれば、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が１．３０％を超えれば、固溶強化により鋼板の強度が過度に高くなる。そのため、鋼板の曲げ性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．２０～１．３０％である。
　Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．３５％である。
　Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．２５％であり、さらに好ましくは１．２０％であり、さらに好ましくは１．１５％である。
　Ｍｎ含有量の好ましい範囲は例えば０．２５～１．２５％であり、さらに好ましくは０．３０～１．２０％であり、さらに好ましくは０．３５～１．１５％である。
　Ｐ：０．１００％以下
　燐（Ｐ）は不純物である。Ｐ含有量は０％であってもよい。Ｐ含有量が０．１００％を超えれば、鋼板の靱性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．１００％以下である。
　Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。つまり、Ｐ含有量は０％が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の過剰な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
　Ｐ含有量の好ましい上限は０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。
　Ｐ含有量の好ましい範囲は例えば０．００１～０．０９０％であり、さらに好ましくは０．００３～０．０８０％であり、さらに好ましくは０．００５～０．０５０％である。
　Ｓ：０．１００％以下
　硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓ含有量は０％であってもよい。Ｓ含有量が０．１００％を超えれば、Ｓは硫化物を過剰に多く形成する。そのため、鋼板の曲げ性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．１００％以下である。
　Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。つまり、Ｓ含有量は０％が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の過剰な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｓ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
　Ｓ含有量の好ましい上限は０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。
　Ｓ含有量の好ましい範囲は例えば０．００１～０．０９０％であり、さらに好ましくは０．００３～０．０８０％であり、さらに好ましくは０．００５～０．０５０％である。
　Ａｌ：０．１００％以下
　アルミニウム（Ａｌ）は不純物である。Ａｌ含有量は０％であってもよい。Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮを形成する。ＡｌＮは、鋼板を素材として機械部品を製造する工程中の焼入れでの加熱時において、オーステナイト粒を微細化する。オーステナイト粒の微細化は、鋼板の焼入れ性を低下する。Ａｌ含有量が０．１００％を超えれば、焼入れでの加熱時にオーステナイト粒が過剰に微細化し、鋼板の焼入れ性が顕著に低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．１００％以下である。
　Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
　Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。
　Ａｌ含有量の好ましい範囲は例えば０．００１～０．０９０％であり、さらに好ましくは０．００５～０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０１０～０．０５０％である。
　本実施形態の鋼板の化学組成において、Ａｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）含有量を意味する。
　Ｃｒ：０．０１～１．２０％
　クロム（Ｃｒ）は、鋼板の焼入れ性を高める。その結果、鋼板を素材として機械部品を製造する工程で焼入れを実施することにより、機械部品の強度が高まる。Ｃｒ含有量が０．０１％未満であれば、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が１．２０％を超えれば、鋼板の強度が過度に高くなる。そのため、鋼板の曲げ性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．０１～１．２０％である。
　Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
　Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．１５％であり、さらに好ましくは１．１０％であり、さらに好ましくは１．００％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
　Ｃｒ含有量の好ましい範囲は例えば０．０２～１．１５％であり、さらに好ましくは０．０３～１．１０％であり、さらに好ましくは０．０５～０．５０％である。
　Ｎ：０．０１５０％以下
　窒素（Ｎ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｎ含有量は０％超である。ＮはＡｌと結合してＡｌＮを形成する。ＡｌＮは、鋼板を素材として機械部品を製造する工程中の焼入れでの加熱時において、オーステナイト粒を微細化する。オーステナイト粒の微細化は、鋼板の焼入れ性を低下する。Ｎ含有量が０．０１５０％を超えれば、焼入れでの加熱時にオーステナイト粒が過剰に微細化し、鋼板の焼入れ性が顕著に低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１５０％以下である。
　Ｎ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。
　Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１４０％であり、さらに好ましくは０．０１３０％である。
　Ｎ含有量の好ましい範囲は例えば０．０００１～０．０１４０％であり、さらに好ましくは０．０００５～０．０１３０％である。
　本実施形態による鋼板の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、化学組成における不純物とは、鋼板を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本実施形態による鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　［任意元素（Ｏｐｔｉｏｎａｌ　Ｅｌｅｍｅｎｔｓ）について］
　本実施形態の鋼板の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、第１群～第３群からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
　［第１群］
　Ｍｏ：０～０．５００％、
　Ｎｉ：０～１．０００％、及び、
　Ｂ：０～０．０１００％、からなる群から選択される１種以上
　［第２群］
　Ｖ：０～０．５００％、
　Ｎｂ：０～０．５００％、及び、
　Ｔｉ：０～０．１５０％、からなる群から選択される１種以上
　［第３群］
　Ｃｕ：０～０．１５％、
　Ｗ：０～０．１５％、
　Ｔａ：０～０．１５％、
　Ｓｎ：０～０．０５０％、
　Ｓｂ：０～０．０５０％、
　Ｃｏ：０～０．０５０％、
　Ａｓ：０～０．０５０％、
　Ｍｇ：０～０．０５０％、
　Ｙ：０～０．０５０％、
　Ｚｒ：０～０．０５０％、
　Ｌａ：０～０．０５０％、
　Ｃｅ：０～０．０５０％、及び、
　Ｃａ：０～０．０５０％、からなる群から選択される１種以上
　以下、これらの任意元素について説明する。
　［第１群（Ｍｏ、Ｎｉ及びＢ）について］
　本実施形態による鋼板の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ、Ｎｉ及びＢからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｏ、Ｎｉ及びＢは、鋼板の焼入れ性を高める。
　Ｍｏ：０～０．５００％
　モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｏ含有量は０％であってもよい。
　Ｍｏが含有される場合、つまり、Ｍｏ含有量が０％超である場合、Ｍｏは鋼板の焼入れ性を高める。そのため、鋼板を素材として機械部品を製造する工程で焼入れを実施することにより、機械部品の強度が高まる。Ｍｏはさらに、鋼板を素材として機械部品を製造する工程で焼戻しを実施した場合に、鋼板の焼戻し軟化抵抗を高める。Ｍｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．５００％を超えれば、鋼板の強度が過度に高くなる。そのため、鋼板の曲げ性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０～０．５００％である。
　Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
　Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．４５０％であり、さらに好ましくは０．４００％であり、さらに好ましくは０．３５０％であり、さらに好ましくは０．３００％である。
　Ｍｏ含有量の好ましい範囲は例えば０．００１～０．４５０％であり、さらに好ましくは０．００３～０．４００％であり、さらに好ましくは０．００５～０．３５０％であり、さらに好ましくは０．０１０～０．３００％である。
　Ｎｉ：０～１．０００％
　ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。
　Ｎｉが含有される場合、つまり、Ｎｉ含有量が０％超である場合、Ｎｉは鋼板の焼入れ性を高める。そのため、鋼板を素材として機械部品を製造する工程で焼入れを実施することにより、機械部品の強度が高まる。Ｎｉはさらに、鋼板を素材として機械部品を製造する工程で焼戻しを実施した場合に、鋼板の焼戻し軟化抵抗を高める。Ｎｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｉ含有量が１．０００％を超えれば、鋼板の強度が過度に高くなる。そのため、鋼板の曲げ性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０～１．０００％である。
　Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．００７％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
　Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．９５０％であり、さらに好ましくは０．９００％であり、さらに好ましくは０．８００％であり、さらに好ましくは０．７００％であり、さらに好ましくは０．６００％である。
　Ｎｉ含有量の好ましい範囲は例えば０．００１～０．９５０％であり、さらに好ましくは０．００５～０．９００％であり、さらに好ましくは０．００７～０．８００％であり、さらに好ましくは０．０１０～０．７００％であり、さらに好ましくは０．０１０～０．６００％である。
　Ｂ：０～０．０１００％
　ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｂ含有量は０％であってもよい。
　Ｂが含有される場合、つまり、Ｂ含有量が０％超である場合、Ｂは鋼板の焼入れ性を高める。そのため、鋼板を素材として機械部品を製造する工程で焼入れを実施することにより、機械部品の強度が高まる。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｂ含有量が０．０１００％を超えれば、Ｂ化合物が生成する。この場合、鋼板の強度が過度に高くなる。そのため、鋼板の曲げ性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０～０．０１００％である。
　Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。
　Ｂ含有量の好ましい上限は０．００９０％であり、さらに好ましくは０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。
　Ｂ含有量の好ましい範囲は例えば０．０００１～０．００９０％であり、さらに好ましくは０．０００３～０．００８０％であり、さらに好ましくは０．０００５～０．００７０％であり、さらに好ましくは０．０００５～０．００６０％であり、さらに好ましくは０．０００５～０．００５０％である。
　［第２群（Ｖ、Ｎｂ及びＴｉ）について］
　本実施形態による鋼板の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｖ、Ｎｂ及びＴｉからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｖ、Ｎｂ及びＴｉは炭化物を形成し、鋼板を素材として機械部品を製造する工程での焼入れ加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。そのため、機械部品の靭性が向上する。
　Ｖ：０～０．５００％
　バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｖ含有量は０％であってもよい。
　Ｖが含有される場合、つまり、Ｖ含有量が０％超である場合、Ｖは炭化物を形成し、鋼板を素材として機械部品を製造する工程での焼入れ加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。そのため、機械部品の靭性が向上する。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｖ含有量が０．５００％を超えれば、炭化物を過剰に形成して、鋼板を析出強化する。そのため、鋼板の曲げ性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０～０．５００％である。
　Ｖ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
　Ｖ含有量の好ましい上限は０．４８０％であり、さらに好ましくは０．４５０％であり、さらに好ましくは０．４００％である。
　Ｖ含有量の好ましい範囲は例えば０．００１～０．４８０％であり、さらに好ましくは０．００３～０．４５０％であり、さらに好ましくは０．００５～０．４００％である。
　Ｎｂ：０～０．５００％
　ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。
　Ｎｂが含有される場合、つまり、Ｎｂ含有量が０％超である場合、Ｎｂは炭化物を形成し、鋼板を素材として機械部品を製造する工程での焼入れ加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。そのため、機械部品の靭性が向上する。また、ＮｂはＮと結合して、固溶Ｂが窒化物を形成するのを抑制する。これにより、固溶Ｂによる鋼板の焼入れ性が高まる。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．５００％を超えれば、炭化物を過剰に形成して、鋼板を析出強化する。そのため、鋼板の曲げ性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．５００％である。
　Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
　Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．４８０％であり、さらに好ましくは０．４５０％であり、さらに好ましくは０．４００％であり、さらに好ましくは０．３５０％であり、さらに好ましくは０．３００％である。
　Ｎｂ含有量の好ましい範囲は例えば０．００１～０．４８０％であり、さらに好ましくは０．００３～０．４５０％であり、さらに好ましくは０．００５～０．４００％であり、さらに好ましくは０．００５～０．３５０％であり、さらに好ましくは０．００５～０．３００％である。
　Ｔｉ：０～０．１５０％
　チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｔｉ含有量は０％であってもよい。
　Ｔｉが含有される場合、つまり、Ｔｉ含有量が０％超である場合、Ｔｉは炭化物を形成し、鋼板を素材として機械部品を製造する工程での焼入れ加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。そのため、機械部品の靭性が向上する。また、ＴｉはＮと結合して、固溶Ｂが窒化物を形成するのを抑制する。これにより、固溶Ｂによる鋼板の焼入れ性が高まる。Ｔｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．１５０％を超えれば、炭化物を過剰に形成して、鋼板を析出強化する。そのため、鋼板の冷間加工性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０～０．１５０％である。
　Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
　Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．１４５％であり、さらに好ましくは０．１３０％であり、さらに好ましくは０．１２０％であり、さらに好ましくは０．１００％であり、さらに好ましくは０．０８０％である。
　Ｔｉ含有量の好ましい範囲は０．００１～０．１４５％であり、さらに好ましくは０．００３～０．１３０％であり、さらに好ましくは０．００５～０．１２０％であり、さらに好ましくは０．００５～０．１００％であり、さらに好ましくは０．００５～０．０８０％である。
　［第３群（Ｃｕ、Ｗ、Ｔａ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｍｇ、Ｙ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｃｅ、及びＣａ）について］
　本実施形態による鋼板の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｗ、Ｔａ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｍｇ、Ｙ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｃｅ、及びＣａからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、これらの元素含有量は０％であってもよい。
　これらの元素はいずれもトランプエレメントであり、本発明においては不純物である。したがって、Ｃｕ含有量は０～０．１５％であり、Ｗ含有量は０～０．１５％であり、Ｔａ：０～０．１５％であり、Ｓｎ：０～０．０５０％であり、Ｓｂ：０～０．０５０％であり、Ｃｏ：０～０．０５０％であり、Ａｓ：０～０．０５０％であり、Ｍｇ：０～０．０５０％であり、Ｙ：０～０．０５０％であり、Ｚｒ：０～０．０５０％であり、Ｌａ：０～０．０５０％であり、Ｃｅ：０～０．０５０％であり、Ｃａ：０～０．０５０％である。
　Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３である。
　Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．１３％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
　Ｃｕ含有量の好ましい範囲は例えば０．０１～０．１３％であり、さらに好ましくは０．０３～０．１０％である。
　Ｗ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％である。
　Ｗ含有量の好ましい上限は０．１３％であり、さらに好ましくは０．１０％ある。
　Ｗ含有量の好ましい範囲は例えば０．０１～０．１３％であり、さらに好ましくは０．０３～０．１０％である。
　Ｔａ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３である。
　Ｔａ含有量の好ましい上限は０．１３％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
　Ｔａ含有量の好ましい範囲は例えば０．０１～０．１３％であり、さらに好ましくは０．０３～０．１０％である。
　Ｓｎ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
　Ｓｎ含有量の好ましい上限は０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３５％である。
　Ｓｎ含有量の好ましい範囲は例えば０．００１～０．０４５％であり、さらに好ましくは０．００５～０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０１０～０．０３５％である。
　Ｓｂ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
　Ｓｂ含有量の好ましい上限は０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３５％である。
　Ｓｂ含有量の好ましい範囲は例えば０．００１～０．０４５％であり、さらに好ましくは０．００５～０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０１０～０．０３５％である。
　Ｃｏ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
　Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３５％である。
　Ｃｏ含有量の好ましい範囲は例えば０．００１～０．０４５％であり、さらに好ましくは０．００５～０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０１０～０．０３５％である。
　Ａｓ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
　Ａｓ含有量の好ましい上限は０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３５％である。
　Ａｓ含有量の好ましい範囲は例えば０．００１～０．０４５％であり、さらに好ましくは０．００５～０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０１０～０．０３５％である。
　Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
　Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３５％である。
　Ｍｇ含有量の好ましい範囲は例えば０．００１～０．０４５％であり、さらに好ましくは０．００５～０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０１０～０．０３５％である。
　Ｙ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
　Ｙ含有量の好ましい上限は０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３５％である。
　Ｙ含有量の好ましい範囲は例えば０．００１～０．０４５％であり、さらに好ましくは０．００５～０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０１０～０．０３５％である。
　Ｚｒ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
　Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３５％である。
　Ｚｒ含有量の好ましい範囲は例えば０．００１～０．０４５％であり、さらに好ましくは０．００５～０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０１０～０．０３５％である。
　Ｌａ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
　Ｌａ含有量の好ましい上限は０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３５％である。
　Ｌａ含有量の好ましい範囲は例えば０．００１～０．０４５％であり、さらに好ましくは０．００５～０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０１０～０．０３５％である。
　Ｃｅ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
　Ｃｅ含有量の好ましい上限は０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３５％である。
　Ｃｅ含有量の好ましい範囲は例えば０．００１～０．０４５％であり、さらに好ましくは０．００５～０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０１０～０．０３５％である。
　Ｃａ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
　Ｃａ含有量の好ましい上限は０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３５％である。
　Ｃａ含有量の好ましい範囲は例えば０．００１～０．０４５％であり、さらに好ましくは０．００５～０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０１０～０．０３５％である。
　［鋼板の化学組成の測定方法］
　本実施形態の鋼板の化学組成は、周知の成分分析法で測定できる。具体的には、ドリルを用いて、鋼板の表面から０．１ｍｍ深さ以上の内部から、切粉を採取する。採取された切粉を酸に溶解させて溶液を得る。溶液に対して、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ　Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を実施して、化学組成の元素分析を実施する。Ｃ含有量及びＳ含有量については、周知の高周波燃焼法（燃焼－赤外線吸収法）により求める。Ｎ含有量については、周知の不活性ガス溶融－熱伝導度法を用いて求める。
　なお、各元素含有量は、本実施形態で規定された有効数字に基づいて、測定された数値の端数を四捨五入して、本実施形態で規定された各元素含有量の最小桁までの数値とする。例えば、本実施形態の鋼板のＣ含有量は小数第二位までの数値で規定される。したがって、Ｃ含有量は、測定された数値の小数第三位を四捨五入して得られた小数第二位までの数値とする。
　本実施形態の鋼板のＣ含有量以外の他の元素含有量も同様に、測定された値に対して、本実施形態で規定された最小桁までの数値の端数を四捨五入して得られた値を、当該元素含有量とする。なお、四捨五入とは、端数が５未満であれば切り捨て、端数が５以上であれば切り上げることを意味する。
　［（特徴２）ミクロ組織について］
　本実施形態の鋼板のミクロ組織において、フェライト及びセメンタイト粒子の総面積率は９５％以上である。つまり、本実施形態の鋼板のミクロ組織は、実質的にフェライト及びセメンタイト粒子からなる。
　ミクロ組織において、フェライト及びセメンタイト粒子以外の組織は例えば、ベイナイト、マルテンサイト、及び、パーライトからなる群から選択される１種以上である。
　好ましくは、ミクロ組織におけるフェライト及びセメンタイト粒子の総面積率は９６％以上であり、さらに好ましくは９７％以上であり、さらに好ましくは９８％以上であり、さらに好ましくは９９％以上である。ミクロ組織は、フェライト及びセメンタイト粒子からなる組織であってもよい。
　フェライト及びセメンタイト粒子の総面積率の好ましい範囲は９６～１００％であり、さらに好ましくは９７～１００％であり、さらに好ましくは９８～１００％であり、さらに好ましくは９９～１００％である。
　フェライト及びセメンタイト粒子の総面積率が９５％以上であれば、特徴１、特徴３～特徴６を満たすことを前提として、優れた曲げ性が得られ、機械部品としたときに高い耐水素脆性が得られる。
　［ミクロ組織中のフェライト及びセメンタイト粒子の総面積率の測定方法］
　ミクロ組織中のフェライト及びセメンタイト粒子の総面積率は、次の方法で測定できる。
　鋼板の板幅中心部から、鋼板の圧延方向に１５ｍｍ×板幅方向に１０ｍｍ×板厚の試験片を採取する。試験片の表面のうち、圧延方向に１５ｍｍ×板厚の表面を観察面と定義する。試験片の観察面を鏡面研磨する。鏡面研磨された観察面に対して、３％硝酸アルコール（ナイタール腐食液）を用いてエッチングを行う。エッチングされた観察面のうち、任意の５箇所の観察視野に対して、１０００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で二次電子像を観察する。各観察視野は１００μｍ×１２０μｍの矩形とする。
　観察視野において、フェライト及びセメンタイト粒子は、他の組織（ベイナイト、マルテンサイト、パーライト等）とは異なるコントラスト及び異なる形態を示す。したがって、コントラスト及び形態に基づいて、観察視野内でのフェライトとセメンタイト粒子とを特定する。
　５箇所の観察視野でのフェライトの総面積及びセメンタイト粒子の総面積と、５箇所の観察視野の総面積とに基づいて、フェライト及びセメンタイト粒子の総面積率（％）を求める。
　［（特徴３）フェライトの平均粒径について］
　本実施形態の鋼板ではさらに、フェライトの平均粒径は２０．０μｍ以下である。
　フェライトの平均粒径が２０．０μｍを超えれば、曲げ性が低下する。フェライトの平均粒径が２０．０μｍを超えればさらに、フェライト粒の粗大化のために焼鈍時間が長くなる。この場合、セメンタイト中への合金元素の濃化が進み、焼入れ性が低下する。したがって、フェライトの平均粒径は２０．０μｍ以下である。
　フェライトの平均粒径の好ましい上限は１９．５μｍであり、さらに好ましくは１９．０μｍであり、さらに好ましくは１８．５μｍであり、さらに好ましくは１８．０μｍである。
　フェライトの平均粒径の下限は特に限定されない。しかしながら、フェライトの過度の微細化は、鋼板の降伏強度を過度に高める。この場合、曲げ加工時の加工荷重が過度に高まる。そのため、フェライトの平均粒径の好ましい下限は５．０μｍである。フェライトの平均粒径のさらに好ましい下限は５．２μｍであり、さらに好ましくは５．５μｍであり、さらに好ましくは５．７μｍであり、さらに好ましくは６．０μｍであり、さらに好ましくは６．５μｍである。
　フェライトの平均粒径の好ましい範囲は例えば５．０～２０．０μｍであり、さらに好ましくは５．２～１９．５μｍであり、さらに好ましくは５．５～１９．０μｍであり、さらに好ましくは５．７～１８．５μｍであり、さらに好ましくは６．０～１８．０μｍであり、さらに好ましくは６．５～１８．０μｍである。
　［フェライトの平均粒径の測定方法］
　フェライトの平均粒径は、次の方法で測定できる。
　鋼板の板幅中心部から、鋼板の圧延方向に１５ｍｍ×板幅方向に１０ｍｍ×板厚の試験片を採取する。試験片の表面のうち、圧延方向に１５ｍｍ×板厚の表面を観察面と定義する。試験片の観察面を鏡面研磨する。鏡面研磨後、３％ナイタール腐食液でエッチングを実施する。エッチングされた観察面において、鋼板の表面から板厚／４深さ位置での任意の５箇所の観察視野で走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて二次電子像を撮影する。ＪＩＳ　Ｇ　０５５１：２０２０に準拠して、切断法によりフェライトの結晶粒度番号を求める。このとき、１本の線分で切断されるフェライト結晶粒の数が、１つの視野で少なくとも１０個以上になるように、ＳＥＭの倍率を５００～３０００倍の範囲で選定する。５箇所の観察視野について、切断長さを求める。５箇所の観察視野の切断長さの算術平均値から、フェライトの結晶粒度番号を求める。得られた結晶粒度番号から、フェライトの平均粒径（μｍ）を求める。
　フェライトの平均粒径は、得られた値の小数第２位を四捨五入して得られた値（つまり、小数第１位の値）である。
　［（特徴４）セメンタイト粒子の平均粒子径について］
　本実施形態の鋼板において、セメンタイト粒子の平均粒子径は１．５０μｍ以下である。
　セメンタイト粒子の平均粒子径が大きければ、鋼板の曲げ性が低下する。セメンタイト粒子の平均粒子径が大きければさらに、鋼板を素材として機械部品を製造する工程中の焼入れ工程での加熱時において、セメンタイト粒子が十分に溶解しない。この場合、鋼板において十分な焼入れ性が得られない。その結果、鋼板を素材として製造された機械部品において、十分な強度が得られない。
　セメンタイト粒子の平均粒子径が１．５０μｍ以下であれば、セメンタイト粒子が十分に小さい。そのため、鋼板において十分な曲げ性が得られる。さらに、焼入れ工程での加熱時において、セメンタイト粒子が十分に溶解し、鋼板の焼入れ性が高まる。
　セメンタイト粒子の平均粒子径の好ましい上限は１．４５μｍであり、さらに好ましくは１．４０μｍであり、さらに好ましくは１．３５μｍであり、さらに好ましくは１．３０μｍである。
　焼入れ性の向上には、セメンタイト粒子の平均粒子径は小さい方が好ましい。しかしながら、セメンタイト粒子の平均粒子径が小さすぎれば、鋼板の硬さが高くなりすぎ、冷間加工性が低下する。したがって、セメンタイト粒子の平均粒子径の好ましい下限は０．０５μｍであり、さらに好ましくは０．１０μｍであり、さらに好ましくは０．１５μｍであり、さらに好ましくは０．２０μｍである。
　セメンタイト粒子の平均粒子径の好ましい範囲は例えば０．０５～１．５０μｍであり、さらに好ましくは０．１０～１．４５μｍであり、さらに好ましくは０．１５～１．４０μｍであり、さらに好ましくは０．２０～１．３５μｍであり、さらに好ましくは０．２０～１．３０μｍである。
　［セメンタイト粒子の平均粒子径の測定方法］
　セメンタイト粒子の平均粒子径は、次の方法で求めることができる。
　鋼板の板幅中心部から、鋼板の圧延方向に１５ｍｍ×板幅方向に１０ｍｍ×板厚の試験片を採取する。試験片の表面のうち、圧延方向に１５ｍｍ×板厚の表面を観察面と定義する。
　試験片の観察面を鏡面研磨する。鏡面研磨後、観察面に対して、ピクラール液を用いてエッチングを行う。エッチングされた観察面のうち、鋼板の表面から板厚／４深さ位置の任意の５箇所の観察視野で、二次電子像を撮影する。具体的には、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて５箇所の観察視野を２０００倍の倍率で観察し、上述の二次電子像を撮影する。各観察視野は５０μｍ×６０μｍの矩形とする。
　各二次電子像において、コントラストに基づいて、セメンタイト粒子を特定する。特定された各セメンタイト粒子の面積を求め、面積に基づいて、各セメンタイト粒子の円相当径を求める。求めた円相当径を、当該セメンタイト粒子の粒子径とする。なお、粒子径は、周知の画像処理ソフトウェアを用いて実施する。
　５箇所の観察視野で得られたセメンタイト粒子の粒子径の算術平均値を、セメンタイト粒子の平均粒子径（μｍ）とする。
　セメンタイト粒子の平均粒子径は、得られた値の小数第３位を四捨五入して得られた値（つまり、小数第２位の値）である。
　［（特徴５）球状化率について］
　本実施形態の鋼板において、複数のセメンタイト粒子のうち、アスペクト比が３．０以下のセメンタイト粒子を球状セメンタイト粒子と定義する。複数のセメンタイト粒子の総数に対する、球状セメンタイト粒子の総数の比である球状化率は８５％以上である。
　球状化率が８５％以上であれば、特徴１～特徴４及び特徴６を満たすことを前提として、鋼板において、優れた曲げ性が得られる。したがって、本実施形態の鋼板では、球状化率は８５％以上である。
　球状化率は高い方が好ましい。球状化率の好ましい下限は８７％であり、さらに好ましくは８９％であり、さらに好ましくは９１％であり、さらに好ましくは９５％である。
　球状化率の好ましい範囲は例えば８５～１００％であり、さらに好ましくは８７～１００％であり、さらに好ましくは８９～１００％であり、さらに好ましくは９１～１００％であり、さらに好ましくは９５～１００％である。
　［球状化率の測定方法］
　球状化率は次の方法で測定できる。
　上述の［セメンタイト粒子の平均粒子径の測定方法］により５箇所の観察視野で特定された複数のセメンタイト粒子の各々に対して、アスペクト比を求める。具体的には、セメンタイト粒子の輪郭線を２本の平行な線分で挟んだ場合に得られる最大の間隔を長径と定義する。さらに、長径と平行な２本の線分で、当該セメンタイト粒子の輪郭線を挟んだときの２本の線分の間隔（つまり、長径と垂直な方向の幅）を、短径と定義する。
　得られた長径及び短径に基づいて、各セメンタイト粒子のアスペクト比（＝長径／短径）を求める。５箇所の観察視野中の全てのセメンタイト粒子のうち、アスペクト比が３．０以下のセメンタイト粒子を、「球状セメンタイト粒子」として特定する。５箇所の観察視野において、複数のセメンタイト粒子の総数に対する、球状セメンタイト粒子の総数の比を、球状化率（％）と定義する。
　球状化率は得られた値の小数第１位を四捨五入して得られた値（つまり整数）である。
　［（特徴６）Ｃ濃度比Ｆ１について］
　本実施形態の鋼板において、鋼板の表面から板厚方向に５０μｍ深さ位置でのＣ含有量を［Ｃ］ｓとし、鋼板の板厚方向の中心位置でのＣ含有量を［Ｃ］ｃとしたとき、式（１）で定義されるＣ濃度比Ｆ１が０．５０以下である。
　Ｆ１＝［Ｃ］ｓ／［Ｃ］ｃ　（１）
　なお、鋼板の板厚方向の中心位置は、鋼板の表面から板厚方向に５０μｍ深さ位置よりも、鋼板内部側に位置する。
　Ｃ濃度比Ｆ１が０．５０よりも高い場合、鋼板の表層部分の強度が高く、鋼板を素材として製造される機械部品の表層部分の強度も高い。この場合、鋼板の曲げ性が低下し、さらに、鋼板を素材として製造した機械部品の耐水素脆性が低下する。
　Ｃ濃度比Ｆ１が０．５０以下であれば、鋼板の表層部分の強度が十分に抑制できる。そのため、鋼板において優れた曲げ性が得られる。さらに、鋼板を素材として製造した機械部品において、優れた耐水素脆性が得られる。
　Ｃ濃度比Ｆ１の好ましい上限は０．４９であり、さらに好ましくは０．４８であり、さらに好ましくは０．４７であり、さらに好ましくは０．４６であり、さらに好ましくは０．４５である。
　Ｃ濃度比Ｆ１の下限は特に限定されない。特徴１～特徴６を満たす鋼板において、Ｃ濃度比Ｆ１の下限は例えば０．０５であり、さらに好ましくは０．１０であり、さらに好ましくは０．１５である。
　Ｃ濃度比Ｆ１の好ましい範囲は例えば０．０５～０．５０であり、さらに好ましくは０．１０～０．４９であり、さらに好ましくは０．１５～０．４８であり、さらに好ましくは０．１５～０．４７であり、さらに好ましくは０．１５～０．４６であり、さらに好ましくは０．１５～０．４５である。
　［Ｃ濃度比Ｆ１の測定方法］
　Ｃ濃度比Ｆ１は次の方法で測定できる。
　鋼板の板幅中心部から、鋼板の圧延方向に１５ｍｍ×板幅方向に１０ｍｍ×板厚の試験片を採取する。試験片の表面のうち、圧延方向に１５ｍｍ×板厚の表面を観察面と定義する。試験片の観察面を鏡面研磨する。鏡面研磨後の観察面のうち、鋼板表面から板厚方向に５０μｍ深さ位置で、鋼板の長手方向に１μｍピッチで３００点の測定位置に対して、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて、Ｃ含有量（質量％）を測定する。得られた３００点でのＣ含有量（質量％）の算術平均値を、［Ｃ］ｓとする。さらに、鋼板の板厚方向中心位置で、鋼板の長手方向に１μｍピッチで３００点の測定位置に対して、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて、Ｃ含有量（質量％）を測定する。得られた３００点でのＣ含有量の算術平均値を、［Ｃ］ｃとする。得られた［Ｃ］ｓ及び［Ｃ］ｃを用いて、式（１）からＣ濃度比Ｆ１を求める。なお、ＥＰＭＡは次の条件で測定する。
　加速電圧：１５．０ｋＶ
　照射電流：０．３０μＡ
　照射時間：５０ｍｓ
　ビーム径：１μｍ
　［Ｃ］ｓ（質量％）及び［Ｃ］ｃ（質量％）は、得られた値の小数第３位を四捨五入して得られた値（つまり、小数第２位の値）とする。Ｃ濃度比Ｆ１は、得られた値の小数第３位を四捨五入して得られた値（つまり、小数第２位の値）とする。
　［本実施形態の鋼板の効果］
　以上の特徴１～特徴６を満たす本実施形態の鋼板では、優れた曲げ性が得られる。本実施形態の鋼板ではさらに、当該鋼板を素材とする機械部品を製造する工程中の焼入れ時において、十分な焼入れ性が得られる。さらに、本実施形態の鋼板を素材として製造される機械部品において、優れた耐水素脆性が得られる。
　［曲げ性について］
　曲げ性については、次の方法で評価する。
　［曲げ性評価方法］
　鋼板の板幅中心部から、板状試験片を採取する。板状試験片の形状は、鋼板の圧延方向に１５ｍｍ×板幅方向に３０ｍｍ×板厚とする。板状試験片に対して、９０°Ｖ曲げ試験を実施する。具体的には、ダイと押し込みパンチとを用いて、板状試験片の板幅（３０ｍｍ）の中央位置で、９０°Ｖ曲げ加工を実施する。Ｖ曲げ加工により板状試験片に形成される折り曲げ線は、鋼板の圧延方向と平行とする（Ｌ軸曲げ）。９０°Ｖ曲げ試験に用いる押し込みパンチのＲを０．１ｍｍとする。９０°Ｖ曲げ試験後の板状試験片の表面での割れの有無を目視で観察する。割れが確認されなかった場合、優れた曲げ性が得られると判断する。
　［焼入れ性について］
　焼入れ性については、次の方法で評価する。
　［焼入れ性評価方法］
　（Ａｃ１変態点測定）
　鋼板の板幅中心部から、直径３ｍｍ、長さ１０ｍｍの円柱状試験片を採取する。円柱状試験片の長手方向は、鋼板の圧延方向と平行とする。フォーマスター試験機を用いて、加熱時の熱膨張係数を測定する。得られた熱膨張係数から、Ａｃ１変態点を求める。
　（最高焼入れ硬さ測定）
　鋼板の板幅中心部から、板状試験片を採取する。板状試験片の形状は、鋼板の圧延方向に１５ｍｍ×板幅方向に３０ｍｍ×板厚とする。
　ソルトバスを用いて板状試験片を１０００℃で２０分加熱する。その後、板状試験片を水槽内の水に浸漬して焼入れする。焼入れ後の板状試験片を、鋼板の板幅方向に２等分となるように切断する。切断面を鏡面研磨する。鏡面研磨後の切断面の板厚方向中央位置の任意の３箇所で、ＪＩＳ　Ｚ２２４４：２００９に準拠したビッカース硬さ試験を実施する。このとき、試験力を９８Ｎとする。得られたビッカース硬さの算術平均値を、最高焼入れ硬さＨＤ０（ＨＶ）と定義する。
　（焼入れ性評価）
　鋼板の板幅中心部から、板状試験片を採取する。板状試験片の形状は、鋼板の圧延方向に１５ｍｍ×板幅方向に３０ｍｍ×板厚とする。
　Ａｃ１変態点＋８０℃のソルトバス内に板状試験片を１０分間浸漬する。その後、ソルトバスから取り出した板状試験片を水槽内の水に浸漬して焼入れする。焼入れ後の板状試験片を板幅方向に２等分となるように切断する。切断面を鏡面研磨する。鏡面研磨後の切断面の板厚方向中央位置の任意の３箇所で、ＪＩＳ　Ｚ２２４４：２００９に準拠したビッカース硬さ試験を実施する。このとき、試験力を９８Ｎとする。得られたビッカース硬さの算術平均値を、焼入れ硬さＨＤ１（ＨＶ）と定義する。得られた焼入れ硬さＨＤ１が、最高焼入れ硬さＨＤ０の０．９５倍以上である場合、当該鋼板において、十分な焼入れ性が得られると判断する。
　［耐水素脆性について］
　耐水素脆性については、次の方法で評価する。
　［耐水素脆性評価方法］
　鋼板の板幅中央位置から、板状試験片を採取する。板状試験片の形状は、鋼板の圧延方向に３０ｍｍ×板幅方向に１００ｍｍ×板厚とする。板状試験片を押曲げ法でＵ字形状に曲げ加工を実施して、曲率半径Ｒが２．０ｍｍのＵ曲げ試験片を作製する。具体的には、板状試験片の板幅（１００ｍｍ）の中央位置で、Ｕ曲げ加工を実施する。Ｕ曲げ加工により板状試験片に形成される曲げ線は、鋼板の圧延方向と平行とする（Ｌ軸曲げ）。
　Ｕ曲げ試験片をＡｃ１点＋８０℃のソルトバスに１０分間浸漬する。浸漬後のＵ曲げ試験片をソルトバスから取り出し、水槽に浸漬して焼入れする。焼入れ後のＵ曲げ試験片に対して、２５０℃で１時間焼戻しする。焼戻し後のＵ曲げ試験片のうち、対向する非曲げ部が平行になるように、Ｕ曲げ試験片の非曲げ部の一対の端部をボルトで締め付けて弾性変形させる。
　非曲げ部を平行にしたＵ曲げ試験片に対して、遅れ破壊促進試験を実施する。具体的には、ｐＨ１の塩酸にＵ曲げ試験片を１００時間浸漬する。１００時間経過後のＵ曲げ試験片の曲げ部での割れの有無を目視で確認する。割れが確認されなかった場合、優れた耐水素脆性が得られると判断する。
　［鋼板の用途］
　本実施形態の鋼板は、自動車部品に代表される機械部品の素材に適する。機械部品は例えば、自動車のバネ、ワッシャー等である。なお、本実施形態の鋼板は、曲げ性及び耐水素脆性が求められる機械部品以外の他の用途に用いてもよい。
　［鋼板の製造方法］
　本実施形態の鋼板の製造方法の一例を説明する。以降に説明する鋼板の製造方法は、本実施形態の鋼板を製造するための一例である。したがって、上述の構成を有する鋼板は、以降に説明する製造方法以外の他の製造方法により製造されてもよい。しかしながら、以降に説明する製造方法は、本実施形態の鋼板の製造方法の好ましい一例である。
　本実施形態の鋼板の製造方法の一例は、次の工程を含む。
　（工程１）素材準備工程
　（工程２）熱間圧延工程
　（工程３）熱延板焼鈍工程
　（工程４）冷間圧延工程
　（工程５）冷延板焼鈍工程
　以下、各工程について説明する。
　［（工程１）素材準備工程］
　素材準備工程では、特徴１を満たす素材を準備する。素材は例えば、次の方法により製造される。化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内である溶鋼を製造する。上記溶鋼を用いて、鋳造法により素材（スラブ又はインゴット）を製造する。例えば、上記溶鋼を用いて周知の連続鋳造法によりスラブを製造する。又は、上記溶鋼を用いて周知の造塊法によりインゴットを製造する。
　［（工程２）熱間圧延工程］
　熱間圧延工程では、準備された素材（スラブ又はインゴット）に対して熱間圧延を実施して、鋼板を製造する。熱間圧延工程は、素材を粗圧延して粗バー（中間鋼板）を製造する粗圧延工程と、粗バーを仕上げ圧延して鋼板を製造する仕上げ圧延工程とを含む。
　粗圧延工程では、素材（スラブ又はインゴット）を加熱炉で加熱する。加熱された素材を、粗圧延機を用いて圧延し、粗バーを製造する。粗圧延工程での素材の加熱温度は、例えば、１１００～１２５０℃である。加熱炉での素材の在炉時間は３０分以上であり、好ましくは６０分以上である。在炉時間の上限は特に限定されないが、例えば３００分である。
　仕上げ圧延工程では、仕上げ圧延機を用いて、粗バーをさらに圧延（仕上げ圧延）して鋼板を製造する。仕上げ圧延機は、一列に配列された複数のスタンドを含む。各スタンドは、一対のワークロールを備える。仕上げ圧延機の複数のスタンドのうち、最後に鋼板を圧下するスタンドの出側での鋼板の表面温度を、仕上げ圧延温度（℃）と定義する。本実施形態では、仕上げ圧延温度は８３０～９５０℃である。また、仕上げ圧延機内の一列に配列された複数のスタンドのうち、最後尾で鋼板に圧下を加えたスタンドでの圧下率を、最終パスの圧下率（％）と定義する。本実施形態では、最終パスの圧下率は５～２５％である。仕上げ圧延後の熱延鋼板を巻き取り、コイル状にする。巻取温度ＣＴについては後述する。コイル状にした熱延鋼板を常温まで冷却する。
　［（工程３）熱延板焼鈍工程］
　熱延板焼鈍工程では、熱延鋼板に対して、周知の条件で熱延板焼鈍を実施する。熱延板焼鈍工程での焼鈍温度は例えば、５００～７７０℃であり、焼鈍温度での保持時間は例えば５～８０時間である。熱延板焼鈍工程ではいわゆる箱焼鈍が実施される。また、還元雰囲気下で焼鈍が実施される。
　［（工程４）冷間圧延工程］
　冷間圧延工程では、熱延板焼鈍工程後の鋼板に対して、冷間圧延を実施する。冷間圧延は、冷間圧延機を用いて実施する。冷間圧延工程での冷延率ＣＲについては後述する。
　［（工程５）冷延板焼鈍工程］
　冷延板焼鈍工程では、冷間圧延工程後の冷延鋼板に対して、冷延板焼鈍を実施する。本実施形態の冷延板焼鈍工程では、オープンコイル焼鈍法（ＯＣＡ：Ｏｐｅｎ　Ｃｏｉｌ　Ａｎｎｅａｌｉｎｇ）を適用する。オープンコイル焼鈍炉を用いて、後述の条件３～６を満たす条件で、冷延鋼板に対して焼鈍を実施する。これにより、フェライトの再結晶及びセメンタイト粒子の析出度合いを調整する。さらに、Ｃ濃度比Ｆ１を調整する。
　［条件１～条件６について］
　上述の工程１～工程５において、次の条件１～条件６を満たす。
　（条件１）工程２での巻取温度ＣＴ　　：５５０～７５０℃
　（条件２）工程４での冷延率ＣＲ　　　：３５超～６０％
　（条件３）工程５での焼鈍温度Ｔ１　　：６５０～７５０℃
　（条件４）工程５での保持時間ｔ１　　：５～４０時間
　（条件５）工程５での焼鈍炉の雰囲気　：９３～９７体積％水素－３～７体積％窒素雰囲気
　（条件６）工程５での焼鈍炉の露点　　：＋２５～＋６５℃
　以下、各条件について説明する。
　［（条件１）巻取温度ＣＴについて］
　熱間圧延工程において、巻取温度ＣＴは、セメンタイト粒子の球状化率に影響する。巻取温度ＣＴが７５０℃以下であれば、熱延鋼板に生成するセメンタイト粒子が十分に均一に分布する。この場合、焼鈍を施すことによりセメンタイト粒子の球状化率が高まる。したがって、巻取温度ＣＴは７５０℃以下にするのが好ましい。一方、巻取温度ＣＴの下限は特に限定されない。しかしながら、設備制約上、巻取温度ＣＴの好ましい下限は５５０℃である。
　［（条件２）冷延率ＣＲについて］
　冷間圧延工程において、冷延率ＣＲは次の式で定義される。
　冷延率ＣＲ（％）＝（１－（冷間圧延工程後の冷延鋼板の板厚／冷間圧延工程前の熱延鋼板の板厚））×１００
　冷延率ＣＲが３５％超であれば、鋼板に十分な歪が導入される。この場合、次工程の焼鈍工程において、セメンタイト粒子の球状化が促進され、球状化率が８５％以上となる。一方、冷延率ＣＲが６０％以下であれば、鋼板に導入される歪が適切である。この場合、フェライトが適度に微細化され、フェライトの平均粒径が５．０μｍ以上になる。
　［（条件３）焼鈍温度Ｔ１について］
　冷延板焼鈍工程において、焼鈍温度Ｔ１は、鋼板のセメンタイト粒子の球状化率を調整する。焼鈍温度Ｔ１が６５０℃未満であれば、セメンタイトの球状化が不十分となり、セメンタイト粒子の球状化率が８５％未満となる。さらに、Ｃ濃度比Ｆ１が０．５０を超える。一方、焼鈍温度Ｔ１が７５０℃を超えれば、焼鈍温度が高すぎる。この場合、セメンタイトの球状化が不十分となり、セメンタイト粒子の球状化率が８５％未満となる。
　［（条件４）焼鈍温度Ｔ１での保持時間ｔ１について］
　冷延板焼鈍工程において、焼鈍温度Ｔ１での保持時間ｔ１は、鋼板のフェライトのサイズ、セメンタイト粒子のサイズに影響する。具体的には、保持時間ｔ１が５時間未満であれば、セメンタイト粒子が十分に球状化しない。一方、保持時間ｔ１が４０時間を超えれば、保持時間が長すぎるため、フェライト及びセメンタイト粒子が粗大化する。その結果、フェライトの平均粒径が２０．０μｍを超えたり、セメンタイト粒子の平均粒子径が１．５０μｍを超えたりする。
　［（条件５）焼鈍炉の雰囲気について］
　冷延板焼鈍工程でのオープンコイル焼鈍炉の雰囲気を、９３～９７体積％水素－３～７体積％窒素雰囲気とする。この場合、Ｃ濃度比Ｆ１を０．５０以下にすることができる。
　［（条件６）焼鈍炉の露点について］
　冷延板焼鈍工程でのオープンコイル焼鈍炉の雰囲気での露点を、＋２５～＋６５℃とする。具体的には、加湿窒素を用いて、上記露点の範囲に調整する。露点が＋２５℃未満であれば、Ｃ濃度比Ｆ１が０．５０を超える。一方、露点が＋６５℃を超えると、設備負荷が過大になる。したがって、冷延板焼鈍工程での露点を＋２５～＋６５℃にする。
　以上の製造工程により、特徴１～特徴６を満たす鋼板を製造できる。
　なお、熱延板焼鈍工程において、還元雰囲気に代えて、条件５及び条件６を満たすように焼鈍を実施して、さらに、冷延板焼鈍工程において還元雰囲気で焼鈍を実施した場合、特徴１～特徴６を満たす鋼板が得られない。熱延板焼鈍工程において条件５及び条件６を満たす焼鈍を実施した場合、熱延板焼鈍工程後の鋼板には脱炭層が形成される。しかしながら、熱延板焼鈍工程後の冷間圧延工程により、脱炭層は延ばされる。その結果、冷間圧延工程により、脱炭層が薄くなる。さらに、冷延板焼鈍工程を実施すれば、鋼板中のＣが拡散して復炭が生じ、鋼板全体でＣ濃度が均一化される。その結果、特徴６を満たす鋼板が得られない。
　本実施形態では、熱延板焼鈍工程は還元雰囲気で焼鈍を実施し、さらに、最終工程である冷延板焼鈍工程において、条件３～条件６を満たす条件で焼鈍を実施する。これにより、鋼板のＣ濃度比を０．５０以下とし、特徴１～特徴６を満たす鋼板を製造できる。
　以下、実施例により本実施形態の鋼板の効果をさらに具体的に説明する。以下の実施例での条件は、本実施形態の鋼板の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例である。したがって、本実施形態の鋼板はこの一条件例に限定されない。
　表１－１及び表１－２に示す化学組成を有する鋼板を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　具体的には、溶鋼を連続鋳造して厚さが２５０ｍｍのスラブを製造した。スラブに対して熱間圧延工程を実施した。具体的には、スラブを１１００～１２５０℃で１２０分加熱した。加熱後のスラブを粗圧延機で圧延して粗バーを製造した。さらに、仕上げ圧延機を用いて粗バーを圧延し、板厚が３．５ｍｍの熱延鋼板を製造した。各試験番号の仕上げ圧延温度は８３０～９５０℃であった。最終パスの圧下率は５～２５％であった。仕上げ圧延後の熱延鋼板を巻き取り、コイル状にした。コイル状にした熱延鋼板を常温まで放冷した。各試験番号の熱間圧延工程での巻取温度ＣＴは表２に示すとおりであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　熱延鋼板に対して、熱延板焼鈍工程を実施した。熱延板焼鈍工程での焼鈍温度は５００～７７０℃であり、焼鈍温度での保持時間は５～８０時間であった。熱延板焼鈍は、還元雰囲気で実施した。熱延板焼鈍工程後の熱延鋼板に対して、冷間圧延工程を実施して冷延鋼板を製造した。冷間圧延工程での冷延率ＣＲは表２に示すとおりであった。冷間圧延後の冷延鋼板に対して、冷延板焼鈍工程を実施した。冷延板焼鈍工程では、オープンコイル焼鈍を実施した。冷延板焼鈍工程での焼鈍温度Ｔ１、保持時間ｔ１、露点は表２に示すとおりであった。なお、オープンコイル焼鈍炉の雰囲気は、いずれの試験番号も、９５体積％水素－５体積％窒素の雰囲気とした。以上の製造工程により、鋼板を製造した。
　［評価試験］
　製造された各試験番号の鋼板に対して、以下の試験を実施した。
　（試験１）化学組成測定試験
　（試験２）フェライト及びセメンタイトの総面積率測定試験
　（試験３）フェライト平均粒径測定試験
　（試験４）セメンタイト粒子の平均粒子径測定試験
　（試験５）セメンタイト粒子の球状化率の測定試験
　（試験６）Ｃ濃度比Ｆ１の測定試験
　（試験７）曲げ性評価試験
　（試験８）焼入れ性評価試験
　（試験９）耐水素脆性評価試験
　以下、試験１～試験９について説明する。
　［（試験１）化学組成測定試験］
　上述の［鋼板の化学組成の測定方法］に記載の方法に基づいて、各鋼番号の鋼板の化学組成を測定した。その結果、各鋼番号の鋼板の化学組成は、表１－１、表１－２に示すとおりであった。
　［（試験２）フェライト及びセメンタイト粒子の総面積率測定試験］
　上述の［ミクロ組織中のフェライト及びセメンタイト粒子の総面積率の測定方法］に記載の方法に基づいて、各試験番号のフェライト及びセメンタイト粒子の総面積率を求めた。その結果、いずれの試験番号の鋼板においても、フェライト及びセメンタイト粒子の総面積率は９５％以上であった。
　［（試験３）フェライト平均粒径測定試験］
　上述の［フェライトの平均粒径の測定方法］に記載の方法に基づいて、各試験番号の鋼板のフェライトの平均粒径を求めた。求めた結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　［（試験４）セメンタイト粒子の平均粒子径測定試験］
　上述の［セメンタイト粒子の平均粒子径の測定方法］に記載の方法に基づいて、各試験番号の鋼板のセメンタイト粒子の平均粒子径（μｍ）を求めた。得られたセメンタイト粒子の平均粒子径（μｍ）を表３に示す。
　［（試験５）セメンタイト粒子の球状化率の測定試験］
　上述の［球状化率の測定方法］に記載の方法に基づいて、各試験番号の鋼板のセメンタイト粒子の球状化率を求めた。得られた球状化率を表３に示す。
　［（試験６）Ｃ濃度比Ｆ１の測定試験］
　上述の［Ｃ濃度比Ｆ１の測定方法］に記載の方法に基づいて、各試験番号の鋼板のＣ濃度比Ｆ１を求めた。得られたＣ濃度比Ｆ１を表３に示す。表３において「Ｆ１≦０．５０」欄で「Ｔ（Ｔｒｕｅ）」は、Ｆ１が０．５０以下であったことを示す。「Ｆ（Ｆａｌｓｅ）」は、Ｆ１が０．５０を超えたことを示す。
　［（試験７）曲げ性評価試験］
　上述の［曲げ性評価方法］に記載の方法に基づいて、各試験番号の鋼板での曲げ性を評価した。表３中の「曲げ性」に評価結果を示す。９０°Ｖ曲げ試験後の板状試験片の表面での割れの有無を目視で観察した結果、割れが確認されなかった場合、優れた曲げ性が得られると判断した（表３中の「曲げ性」欄で「Ｅ（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）」で表示）。一方、割れが確認された場合、優れた曲げ性が得られなかったと判断した（表３中の「曲げ性」欄で「Ｂ（Ｂａｄ）」で表示）。
　［（試験８）焼入れ性評価試験］
　上述の［焼入れ性評価方法］に記載の方法に基づいて、各試験番号の鋼板の、焼入れ時における焼入れ性を評価した。表３中の「焼入れ硬さ下限（ＨＶ）」欄は、最高焼入れ硬さＨＤ０×０．９５の値を示す。焼入れ硬さＨＤ１が、焼入れ硬さ下限以上であれば、十分な焼入れ性が得られたと判断した（表３中の「焼入れ性」欄で「Ｅ（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）」で表示）。一方、焼入れ硬さＨＤ１が、焼入れ硬さ下限未満であれば、十分な焼入れ性が得られなかったと判断した（表３中の「焼入れ性」欄で「Ｂ（Ｂａｄ）」で表示）。さらに、鋼板において最高焼入れ硬さＨＤ０が６００ＨＶ未満である場合、機械部品として十分な強度が得られないと判断した。
　［（試験９）耐水素脆性評価試験］
　上述の［耐水素脆性評価方法］に記載の方法に基づいて、各試験番号の鋼板を素材として製造された機械部品を想定した模擬機械部品（Ｕ曲げ試験片）の耐水素脆性を評価した。評価結果を表３中の「耐水素脆性」欄に示す。Ｕ曲げ試験片の曲げ部での割れの有無を目視で確認し、割れが確認されなかった場合、優れた耐水素脆性が得られると判断した（表３中の「耐水素脆性」欄で「Ｅ（Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ）」で表示）。一方、割れが確認された場合、優れた耐水素脆性が得られなかったと判断した（表３中の「耐水素脆性」欄で「Ｂ（Ｂａｄ）」で表示）。
　［評価結果］
　表１－１、表１－２、表２及び表３を参照して、試験番号１～３５では、化学組成が適切であり、かつ、製造条件も適切であった。そのため、これらの試験番号の鋼板は、特徴１～特徴６を満たした。その結果、優れた焼入れ性、優れた曲げ性、及び、優れた耐水素脆性が得られた。
　一方、鋼番号３３は、Ｃ含有量が低すぎた。そのため、最高焼入れ硬さＨＤ０が６００ＨＶ未満と低く、部品として求められる十分な強度が得られなかった。
　試験番号３６では、Ｃ含有量が高すぎた。そのため、十分な曲げ性及び十分な耐水素脆性が得られなかった。
　試験番号３７では、Ｓｉ含有量が低すぎた。そのため、冷延板焼鈍時の脱炭が不十分であり、Ｃ濃度比Ｆ１が０．５０を超えた。その結果、十分な曲げ性及び十分な耐水素脆性が得られなかった。
　試験番号３８では、Ｓｉ含有量が高すぎた。そのため、固溶強化により鋼板の強度が過度に高くなり、十分な曲げ性が得られなかった。
　試験番号３９では、Ｍｎ含有量が低すぎた。そのため、十分な焼入れ性が得られなかった。
　試験番号４０では、Ｍｎ含有量が高すぎた。そのため、固溶強化により鋼板の強度が過度に高くなり、十分な曲げ性が得られなかった。
　試験番号４１では、Ｃｒ含有量が高すぎた。そのため、十分な焼入れ性が得られなかった。さらに、十分な曲げ性が得られなかった。
　試験番号４２では、Ｍｏ含有量が高すぎた。そのため、十分な焼入れ性が得られなかった。さらに、十分な曲げ性が得られなかった。
　試験番号４３及び４４では、化学組成は適切であったものの、冷延板焼鈍工程の焼戻し温度Ｔ１での保持時間ｔ１が長すぎた。そのため、フェライトの平均粒径が２０．０μｍを超え、セメンタイト粒子の平均粒子径が１．５０μｍを超えた。その結果、十分な焼入れ性が得られず、十分な曲げ性が得られなかった。
　試験番号４５～４７では、化学組成は適切であったものの、冷延板焼鈍時の露点が２５℃未満であった。そのため、Ｃ濃度比Ｆ１が０．５０を超えた。その結果、十分な曲げ性及び十分な耐水素脆性が得られなかった。
　試験番号４８～５０では、化学組成は適切であったものの、冷延率ＣＲが３５％以下と低かった。そのため、セメンタイト粒子の球状化率が８５％未満と低すぎた。その結果、十分な曲げ性が得られなかった。
　試験番号５１では、化学組成は適切であったものの、巻取温度ＣＴが高すぎた。そのため、セメンタイト粒子の球状化率が８５％未満と低すぎた。その結果、十分な焼入れ性及び十分な曲げ性が得られなかった。
　試験番号５２では、化学組成は適切であったものの、冷延板焼鈍工程での焼鈍温度Ｔ１が低すぎた。そのため、セメンタイト粒子の球状化率が８５％未満と低すぎた。さらに、Ｃ濃度比Ｆ１が０．５０を超えた。その結果、十分な曲げ性及び十分な耐水素脆性が得られなかった。
　以上、本開示の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本開示を実施するための例示に過ぎない。したがって、本開示は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。

Claims (4)

  1. 　鋼板であって、
    　質量％で、
    　Ｃ：０．５０～０．９０％、
    　Ｓｉ：０．１０～０．５０％、
    　Ｍｎ：０．２０～１．３０％、
    　Ｐ：０．１００％以下、
    　Ｓ：０．１００％以下、
    　Ａｌ：０．１００％以下、
    　Ｃｒ：０．０１～１．２０％、
    　Ｎ：０．０１５０％以下、
    　Ｍｏ：０～０．５００％、
    　Ｎｉ：０～１．０００％、
    　Ｂ：０～０．０１００％、
    　Ｖ：０～０．５００％、
    　Ｎｂ：０～０．５００％、
    　Ｔｉ：０～０．１５０％、
    　Ｃｕ：０～０．１５％、
    　Ｗ：０～０．１５％、
    　Ｔａ：０～０．１５％、
    　Ｓｎ：０～０．０５０％、
    　Ｓｂ：０～０．０５０％、
    　Ｃｏ：０～０．０５０％、
    　Ａｓ：０～０．０５０％、
    　Ｍｇ：０～０．０５０％、
    　Ｙ：０～０．０５０％、
    　Ｚｒ：０～０．０５０％、
    　Ｌａ：０～０．０５０％、
    　Ｃｅ：０～０．０５０％、
    　Ｃａ：０～０．０５０％、及び、
    　残部はＦｅ及び不純物からなり、
    　ミクロ組織において、フェライトと、セメンタイト粒子との総面積率が９５％以上であり、
    　前記フェライトの平均粒径は２０．０μｍ以下であり、
    　前記セメンタイト粒子の平均粒子径は１．５０μｍ以下であり、
    　前記セメンタイト粒子のうち、アスペクト比が３．０以下の前記セメンタイト粒子を球状セメンタイト粒子と定義したとき、前記セメンタイト粒子の総数に対する、前記球状セメンタイト粒子の総数の比である球状化率が８５％以上であり、
    　前記鋼板の表面から板厚方向に５０μｍ深さ位置でのＣ含有量を［Ｃ］ｓとし、前記鋼板の板厚方向中心位置でのＣ含有量を［Ｃ］ｃとしたとき、式（１）で定義されるＣ濃度比Ｆ１が０．５０以下である、
    　鋼板。
    　Ｆ１＝［Ｃ］ｓ／［Ｃ］ｃ　（１）
  2. 　請求項１に記載の鋼板であって、
    　Ｍｏ：０．００１～０．５００％、
    　Ｎｉ：０．００１～１．０００％、及び、
    　Ｂ：０．０００１～０．０１００％、からなる群から選択される１種以上を含有する、
    　鋼板。
  3. 　請求項１又は請求項２に記載の鋼板であって、
    　Ｖ：０．００１～０．５００％、
    　Ｎｂ：０．００１～０．５００％、及び、
    　Ｔｉ：０．００１～０．１５０％、からなる群から選択される１種以上を含有する、
    　鋼板。
  4. 　請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の鋼板であって、
    　Ｃｕ：０．０１～０．１５％、
    　Ｗ：０．０１～０．１５％、
    　Ｔａ：０．０１～０．１５％、
    　Ｓｎ：０．００１～０．０５０％、
    　Ｓｂ：０．００１～０．０５０％、
    　Ｃｏ：０．００１～０．０５０％、
    　Ａｓ：０．００１～０．０５０％、
    　Ｍｇ：０．００１～０．０５０％、
    　Ｙ：０．００１～０．０５０％、
    　Ｚｒ：０．００１～０．０５０％、
    　Ｌａ：０．００１～０．０５０％、
    　Ｃｅ：０．００１～０．０５０％、及び、
    　Ｃａ：０．００１～０．０５０％、からなる群から選択される１種以上を含有する、
    　鋼板。
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