(57)【要約】【課題】従来の鋼板よりも耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼板を提供する。【解決手段】化学成分組成において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｓ、およびＮが規定範囲を満たし、残部が鉄及び不可避不純物からなり、全組織に占めるマルテンサイトおよび炭化物が合計で９５面積％以上であり、かつ、鋼板表面から板厚方向に深さ１０μｍの位置から板厚の１／４深さの位置までの組織において、旧オーステナイト粒径（Ｄγ）：２０μｍ以下、および炭化物の占める面積率（Ｑ値）：３．０％以下（但し、Ｑ値＝０％は含まない）を満たし、更に、引張強度が１１８０ＭＰａ以上１３７０ＭＰａ以下であることを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼板。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学成分組成が、
Ｃ：０．０８〜０．２０％（質量％の意味。化学成分組成について以下同じ）、
Ｓｉ：０．２０〜３．０％、
Ｍｎ：１．０〜３．５％、
Ａｌ：３％以下（０％を含まない）、
Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、および
Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）
を満たし、残部が鉄及び不可避不純物からなり、
全組織に占めるマルテンサイトおよび炭化物が合計で９５面積％以上であり、かつ、
鋼板表面から板厚方向に深さ１０μｍの位置から板厚の１／４深さの位置までの組織において、旧オーステナイト粒径（Ｄγ）：２０μｍ以下、および炭化物の占める面積率（Ｑ値）：３．０％以下（但し、Ｑ値＝０％は含まない）を満たし、更に、
引張強度が１１８０ＭＰａ以上１３７０ＭＰａ以下であることを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼板。
【請求項２】
更に、
Ｂ：０．０００１〜０．０２％、および
Ｔｉ：０．００５〜０．３％
よりなる群から選択される１種以上の元素を含む請求項１に記載の高強度鋼板。
【請求項３】
更に、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、
Ｃｒ：０．００３〜２％、および
Ｍｏ：０．０１〜１．１％
よりなる群から選択される１種以上の元素を含む請求項１または２に記載の高強度鋼板。
【請求項４】
更に、
Ｃｕ：０．０１〜０．３％、
Ｎｉ：０．０１〜０．３％、
Ｃｏ：０．００５〜０．２％、および
Ｖ：０．００３〜１％
よりなる群から選択される１種以上の元素を含む請求項１〜３のいずれかに記載の高強度鋼板。
【請求項５】
更に、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、および
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
よりなる群から選択される１種以上の元素を含む請求項１〜４のいずれかに記載の高強度鋼板。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれかに記載の耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼板の製造方法であって、請求項１〜５のいずれかに記載の成分組成の鋼材を用い、
圧下率５％以上で冷間圧延を行い、かつ、
得られた冷延鋼板を用いて、下記の条件（Ａ）〜（Ｃ）の全てを満たすように熱処理を行うと共に、熱間圧延後の巻き取り工程以降は、鋼板温度が４００℃以上である場合、雰囲気の酸素分圧を１２００ｐｐｍ以下とすることを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（Ａ）焼き入れ前の加熱を、加熱温度Ｔ１と加熱時間ｔ１が下記式（３）を満たすように行う。
5.3×10６×ｅｘｐ（−1.38×10５/（8.31×Ｔ１））×ｔ１0.2≦１６．０  …（３）
［式（３）において、
Ｔ１：加熱温度（Ｋ）、Ｔ１ ≦ １２２５
ｔ１：加熱時間（秒）、６０≦ ｔ１ ≦１２００
を示す］
（Ｂ）上記加熱後、加熱温度Ｔ１から３００℃以下まで冷却する。このとき、加熱温度Ｔ１から３００℃までを５０℃／ｓｅｃ以上で冷却して焼き入れる。
（Ｃ）焼き戻しを、焼戻温度Ｔ２：４２３Ｋ以上５２３Ｋ以下、かつ焼戻時間ｔ２：３０秒以上６００秒以下の条件で行う。
【請求項７】
請求項１〜５のいずれかに記載の耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼板の製造方法であって、請求項１〜５のいずれかに記載の成分組成の鋼材を用い、
圧下率５％以上で冷間圧延を行い、かつ、
得られた冷延鋼板を用いて、下記条件（Ａ）〜（Ｃ）の全てを満たすように熱処理を行うと共に、下記焼き戻し後に、鋼板表層部に形成されたＳｉ欠乏層を、酸溶解により除去するかまたは研削除去することを特徴とする耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（Ａ）焼き入れ前の加熱を、加熱温度Ｔ１と加熱時間ｔ１が下記式（３）を満たすように行う。
5.3×10６×ｅｘｐ（−1.38×10５/（8.31×Ｔ１））×ｔ１0.2≦１６．０  …（３）
［式（３）において、
Ｔ１：加熱温度（Ｋ）、Ｔ１ ≦ １２２５
ｔ１：加熱時間（秒）、６０≦ ｔ１ ≦１２００
を示す］
（Ｂ）上記加熱後、加熱温度Ｔ１から３００℃以下まで冷却する。このとき、加熱温度Ｔ１から３００℃までを５０℃／ｓｅｃ以上で冷却して焼き入れる。
（Ｃ）焼き戻しを、焼戻温度Ｔ２：４２３Ｋ以上５２３Ｋ以下、かつ焼戻時間ｔ２：３０秒以上６００秒以下の条件で行う。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車の軽量化・衝突安全性の両立のため、自動車構造材・補強材用の鋼板は高強度化され、実用化が進んでいる。しかし鋼板の高強度化に伴い、水素の侵入等を起因とする遅れ破壊発生の懸念が高まるといった問題がある。この遅れ破壊に影響を与える鋼材因子として、組織、材料硬さ、結晶粒度、各種合金元素の影響等が認められているものの、その発生防止手段が確立されているわけではなく、種々の観点から、耐遅れ破壊性の向上が試みられている。例えば特許文献１には、種々の元素の酸化物、硫化物、窒化物、複合晶出物および複合析出物が、水素のトラップサイトになり得るよう形態制御することが提案されている。しかし、より優れた耐遅れ破壊性を達成させるには、上記水素のトラップサイトとなりうる析出物の抑制だけでは不十分であり、材料の破壊特性そのものを更に改善することが必要であると考える。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特許第４１６７５８７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、従来の鋼板よりも耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼板を実現することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
上記課題を解決し得た本発明の耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼板は、化学成分組成が、Ｃ：０．０８〜０．２０％（質量％の意味。化学成分組成について以下同じ）、Ｓｉ：０．２０〜３．０％、Ｍｎ：１．０〜３．５％、Ａｌ：３％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、および
Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）を満たし、残部が鉄及び不可避不純物からなり、全組織に占めるマルテンサイトおよび炭化物が合計で９５面積％以上であり、かつ、鋼板表面から板厚方向に深さ１０μｍの位置から板厚の１／４深さの位置までの組織において、旧オーステナイト粒径（Ｄγ）：２０μｍ以下、および炭化物の占める面積率（Ｑ値）：３．０％以下（但し、Ｑ値＝０％は含まない）を満たし、更に、引張強度が１１８０ＭＰａ以上１３７０ＭＰａ以下であるところに特徴を有する。
【０００６】
上記鋼板は、更に、
（ａ）Ｂ：０．０００１〜０．０２％、およびＴｉ：０．００５〜０．３％よりなる群から選択される１種以上の元素；や、
（ｂ）Ｎｂ：０．００５〜０．３％、Ｃｒ：０．００３〜２％、およびＭｏ：０．０１〜１．１％よりなる群から選択される１種以上の元素；
（ｃ）Ｃｕ：０．０１〜０．３％、Ｎｉ：０．０１〜０．３％、Ｃｏ：０．００５〜０．２％、およびＶ：０．００３〜１％よりなる群から選択される１種以上の元素；
（ｄ）Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、およびＭｇ：０．０００５〜０．０１％よりなる群から選択される１種以上の元素；
を含んでいてもよい。
【０００７】
本発明は、前記鋼板の製造方法も含むものであって、該製造方法は、前記成分組成の鋼材を用い、圧下率５％以上で冷間圧延を行い、かつ、得られた冷延鋼板を用いて、下記の条件（Ａ）〜（Ｃ）の全てを満たすように熱処理を行うと共に、熱間圧延後の巻き取り工程以降は、鋼板温度が４００℃以上である場合、雰囲気の酸素分圧を１２００ｐｐｍ以下とするところに特徴を有する。
【０００８】
（Ａ）焼き入れ前の加熱を、加熱温度Ｔ１と加熱時間ｔ１が下記式（３）を満たすように行う。
5.3×10６×ｅｘｐ（−1.38×10５/（8.31×Ｔ１））×ｔ１0.2≦１６．０  …（３）
［式（３）において、
Ｔ１：加熱温度（Ｋ）、Ｔ１ ≦ １２２５
ｔ１：加熱時間（秒）、６０≦ ｔ１ ≦１２００
を示す］
（Ｂ）上記加熱後、加熱温度Ｔ１から３００℃以下まで冷却する。このとき、加熱温度Ｔ１から３００℃までを５０℃／ｓｅｃ以上で冷却して焼き入れる。
（Ｃ）焼き戻しを、焼戻温度Ｔ２：４２３Ｋ以上５２３Ｋ以下、かつ焼戻時間ｔ２：３０秒以上６００秒以下の条件で行う。
【０００９】
また本発明は、前記鋼板の別の製造方法も含むものであって、該製造方法は、前記成分組成の鋼材を用い、圧下率５％以上で冷間圧延を行い、かつ、得られた冷延鋼板を用いて、下記条件（Ａ）〜（Ｃ）の全てを満たすように熱処理を行うと共に、下記焼き戻し後に、鋼板表層部に形成されたＳｉ欠乏層を、酸溶解により除去するかまたは研削除去するところに特徴を有する。
【００１０】
（Ａ）焼き入れ前の加熱を、加熱温度Ｔ１と加熱時間ｔ１が下記式（３）を満たすように行う。
5.3×10６×ｅｘｐ（−1.38×10５/（8.31×Ｔ１））×ｔ１0.2≦１６．０  …（３）
［式（３）において、
Ｔ１：加熱温度（Ｋ）、Ｔ１ ≦ １２２５
ｔ１：加熱時間（秒）、６０≦ ｔ１ ≦１２００
を示す］
（Ｂ）上記加熱後、加熱温度Ｔ１から３００℃以下まで冷却する。このとき、加熱温度Ｔ１から３００℃までを５０℃／ｓｅｃ以上で冷却して焼き入れる。
（Ｃ）焼き戻しを、焼戻温度Ｔ２：４２３Ｋ以上５２３Ｋ以下、かつ焼戻時間ｔ２：３０秒以上６００秒以下の条件で行う。
【発明の効果】
【００１１】
本発明の鋼板は、引張強度が１１８０ＭＰａ以上と高強度であっても、十分に優れた耐遅れ破壊性を発揮する。よって、自動車の構造材や補強材として好適に用いることができる。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
本発明者らは、前記課題を解決するため、高強度（引張強度が１１８０ＭＰａ以上１３７０ＭＰａ以下）を達成することのできるマルテンサイト主体（マルテンサイトと炭化物の合計が面積率で９５％以上）の鋼板を対象に、種々の組織形態と耐遅れ破壊性との関係について鋭意研究を行った。その結果、耐遅れ破壊性に影響を及ぼす組織因子として、「旧オーステナイト粒径」（以下「旧γ粒径」または「Ｄγ」と示すことがある）、および「母材組織に占める炭化物の面積率」（以下「Ｑ値」と示すことがある）の２つが存在することを把握し、これらの因子と耐遅れ破壊性との関係について、更に研究を行った。
【００１３】
その結果、上記２因子を下記に示す通りそれぞれ制御すれば、耐遅れ破壊性に優れる高強度鋼板が得られることを見出した。
【００１４】
尚、本発明では、上記２因子の制御範囲を、鋼板の表層（具体的には、鋼板表面から板厚方向に深さ１０μｍの位置）から、板厚の１／４までの範囲とする。その理由は次の通りである。即ち、遅れ破壊を招く応力は、特に加工された鋼部材の表面近傍で大きな値となる。本発明では、（加工前の）鋼板の表層から板厚の１／４深さまでの組織を、耐遅れ破壊性に優れたものとすることによって、該鋼板に加工を施した場合であっても、優れた耐遅れ破壊性を維持することができる。
【００１５】
言い換えれば、鋼板の、板厚の１／４深さから１／２深さまでの範囲（即ち、鋼板内部）の組織は、上記２因子の制御対象ではなく、特に問わない。
【００１６】
以下では、まず、Ｄγ、Ｑ値のそれぞれが耐遅れ破壊性に及ぼす影響について説明する。
【００１７】
〔旧γ粒径（Ｄγ）の影響について〕
本発明者らが研究したところ、旧γ粒径を小さくすれば耐遅れ破壊性が改善される傾向が見られた。マルテンサイトを母相とする高強度鋼板では、遅れ破壊が発生した場合、旧γ粒界で破断する場合がある。厳しい条件で曲げ加工を施した場合など、局所的にせん断変形が起こった部位（せん断帯）、特にせん断帯と粒界の交線で亀裂が発生すると考えられる。しかし旧γ粒の微細化により、曲げ加工時にせん断変形が発生する箇所を鋼材中に分散させて、局所的な応力集中部を発生させないようにする（遅れ破壊の起点発生を抑制する）ことで、耐遅れ破壊性の向上に効果があると考えられる。
【００１８】
また、旧γ粒径が小さくなると、単位体積あたりの旧γ粒界の割合が大きくなる。よって、粒界に析出する炭化物量が同じである場合、旧γ粒径が小さく旧γ粒界が多いほど、この旧γ粒界に占める炭化物の割合は低下するため、下記に説明するような析出炭化物による粒界の脆化が抑制されると考えられる。
【００１９】
〔母材組織に占める炭化物の面積率（Ｑ値）の影響について〕
焼き入れたマルテンサイトは強度が高すぎて脆いため、焼き戻して機械的特性を調整するが、焼き戻す際に炭化物が析出する。旧γ粒界では炭化物の核生成・成長の駆動力が大きいため、上記炭化物は旧γ粒界に析出しやすい傾向がある。
【００２０】
しかし、旧γ粒界に存在する炭化物が多くなると、該粒界が脆化しやすく、遅れ破壊が生じやすいと考えられる。よって耐遅れ破壊性を向上させるには、旧γ粒界に存在する炭化物量を制御する必要がある。
【００２１】
ところで、母材組織に占める析出炭化物量が比較的少ない場合（例えば後述の走査型電子顕微鏡観察で面積率３．０％以下である場合）、炭化物は、ほとんどが旧γ粒界に析出するため、旧γ粒界以外の箇所（ブロック境界、パケット境界等）に析出する炭化物量を無視することができる。即ち、析出炭化物量の多少に関わらず、全析出炭化物のうちのほとんどが旧γ粒界に存在するとみなせる。
【００２２】
よって本発明では、旧γ粒界に存在する炭化物量の制御の代わりに、明確かつ確認の容易な、母材組織に占める炭化物の面積率で制御することとした。
【００２３】
以上の傾向をふまえながら、上記ＤγおよびＱ値と耐遅れ破壊性との関係について、次の通り研究を行った。即ち、上記２因子の値が種々の鋼板を用いて、後述する実施例に示すとおり、低歪速度引張試験（ＳＳＲＴ試験）を行い、大気中でこの試験を行った場合の破断伸びＥＬ０と、水素チャージしながら上記試験を行った場合の破断伸びＥＬＨを求めた。そして、上記ＥＬ０とＥＬＨとの差をＥＬ０で除した値：（ＥＬ０−ＥＬＨ）／ＥＬ０を、遅れ破壊感受性Ｓとして求めて評価した。
【００２４】
後述する実施例に示す通り、遅れ破壊感受性Ｓが０．５０以下であれば耐遅れ破壊性に優れると評価できることから、上記Ｓが０．５０以下となるよう上記２因子の条件について検討したところ、Ｄγ≦２０（μｍ）、かつＱ値≦３．０（面積％）（但し、Ｑ値＝０面積％は含まない。）を満たせばよいことがわかった（以下、これらを「特定域組織要件」と総称することがある）。
【００２５】
Ｄγは、耐遅れ破壊性を向上させる観点から小さいほどよく、好ましくは１５μｍ以下、より好ましくは１３μｍ以下である。Ｄγに好ましい下限値は無いが、焼き入れ前にオーステナイト単相化が可能な範囲で熱処理を行うことで、概ね８μｍ以上となる。
【００２６】
またＱ値も、耐遅れ破壊性を向上させる観点から小さいほどよく、好ましくは１面積％以下、より好ましくは０．５０面積％以下、更に好ましくは０．２０面積％以下である。尚、焼き戻しを全く行わない、または１５０℃未満の低温で焼き戻しを行う場合、Ｑ値はほぼ０となるが、この様に十分な焼き戻しを行わない場合、引張強度が必要以上に高くなりすぎて耐遅れ破壊性が悪化する。よって本発明では、Ｑ値＝０面積％の場合を含まないこととする。
【００２７】
尚、上記Ｄγ、Ｑ値は、実施例に記載の方法で求められるものである。
【００２８】
本発明の鋼板の鋼組織は、上述した通り、全組織に占めるマルテンサイトと炭化物が合計で９５面積％以上である。また、マルテンサイトと炭化物の合計に占める、マルテンサイトの割合は９６面積％以上であることが好ましい。
【００２９】
上記マルテンサイトと炭化物以外の組織として、鋼板表面近傍に生じうる脱炭層に伴い、フェライトが形成される場合があるが、このフェライトは、高強度を確保する観点から少ない方が好ましいため、全組織に占める面積率で５％以下とするのがよい。また、残留オーステナイトが面積率で３％以下程度存在しても良い。
【００３０】
〈製造方法〉
引張強度が１１８０ＭＰａ以上１３７０ＭＰａ以下でかつ特定域組織要件を満たす本発明の鋼板を得るには、後述する化学成分組成を満たす鋼材を用い、一般的に行われている条件で加熱、熱間圧延を行った後、特に、圧下率５％以上で冷間圧延を行い、次いで、下記の条件で熱処理（焼き入れ焼き戻し）を行う必要がある。
【００３１】
本発明において、圧下率５％以上で冷間圧延を行うのは強靭な組織を得るためである。上記圧下率は、好ましくは１０％以上であり、圧下率の上限は特に指定しない。
【００３２】
次いで、熱処理を行う。本発明の鋼板は、マルテンサイトを主体とするものであるが、焼き入れたマルテンサイトは強度が高すぎて脆いため、焼き戻して機械的特性を調整する必要がある。この焼き入れ焼き戻しを下記の（Ａ）〜（Ｃ）の全ての条件を満たすように行うことによって、引張強度を１１８０ＭＰａ以上確保しつつ、特定域組織要件を満たす組織を得ることができる。
【００３３】
〔（Ａ）焼き入れに際しての加熱（均熱保持）〕
焼き入れに際しての加熱温度（焼き入れ時の均熱温度）Ｔ１（Ｋ）と加熱時間（前記加熱温度での保持時間）ｔ１（秒）は、旧γ粒径（Ｄγ）に影響を及ぼす。具体的に旧γ粒径は、加熱温度Ｔ１（Ｋ）と加熱時間ｔ１（秒）に対し、下記式（１）の通り成長する。本発明者らが研究した範囲内では、旧γ粒径と、Ｔ１およびｔ１との関係は、上記式（１）におけるａが５．３×１０６、ｂが−１．３８×１０５、ｎが０．２である下記式（２）で表されることが分かった。
【００３４】
また本発明では、引張強度を１１８０ＭＰａ以上確保しつつ、特定域組織要件を満たすようにするには、式（２）で表される旧γ粒径（Ｄγ）が概ね１６．０μｍ以下であることが必要であるため、下記式（３）の通りとした。
【００３５】
尚、Ｔ１が１２２５Ｋを超えると、Ｄγが急速に大きくなる傾向があるため、Ｔ１は１２２５Ｋ以下とする。Ｔ１は好ましくは１２０８Ｋ以下である。またｔ１が短すぎると、焼入れ前の組織としてオーステナイト化されない部分が残る場合が起こり、強度等の機械的特性のばらつきが生じるため６０秒以上とする。好ましくは１００秒、より好ましくは１２０秒以上である。一方、ｔ１が長すぎると、式（３）を満たすのが困難となる。よってｔ１は１２００秒以下とする。好ましくは６００秒以下、より好ましくは４００秒以下である。
【００３６】
Ｄγ＝ａ×ｅｘｐ（ｂ／（8.31×Ｔ１））×ｔ１ｎ    …（１）
Ｄγ＝5.3×10６×ｅｘｐ（−1.38×10５/（8.31×Ｔ１））×ｔ１０．２  …（２）
5.3×10６×ｅｘｐ（−1.38×10５/（8.31×Ｔ１））×ｔ１０．２≦１６．０  …（３）
［式（１）〜（３）において、
Ｄγ：旧γ粒径（μｍ）、
Ｔ１：加熱温度（Ｋ）、
ｔ１：加熱時間（秒）
ａ，ｂ，ｎ：定数を示す。］
【００３７】
〔（Ｂ）焼き入れ時の冷却条件〕
上記加熱後、加熱温度Ｔ１から３００℃以下まで冷却するが、この冷却で十分に焼きが入るように、加熱温度Ｔ１から３００℃までの冷却速度（Ｃ１）を、５０℃／ｓｅｃ以上（例えば水冷）とする。この条件で冷却することによって、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することができる。
【００３８】
〔（Ｃ）焼き戻し条件〕
焼き戻し温度Ｔ２（Ｋ）と焼き戻し時間ｔ２（秒）は、焼き戻しによって析出する炭化物の量、および得られる材料の強度に影響を及ぼす。一般に、焼き戻し温度Ｔ２によって焼き戻し炭化物の析出量が概ねきまるが、さらに焼き戻し時間ｔ２によっても変化する。ただし、極端に短い時間（例えば３０秒以下）でない限りはその影響は小さい。
【００３９】
本発明者らは、この焼き戻し条件について検討を進めたところ、以下の条件とすることで、適度に強度を調整し、また特定域組織要件を満たすような材料が得られることが分かった。即ち、焼戻温度（Ｔ２）を４２３Ｋ以上５２３Ｋ以下とし、かつ焼戻時間（ｔ２）を３０秒以上６００秒以下とする。
【００４０】
焼戻温度（Ｔ２）が高すぎる場合や焼戻時間（ｔ２）が長すぎる場合、焼き戻しが過剰に進み、炭化物が過大に析出するとともに強度が軟化する。強度を得るためにＣ添加量を増加しても良好な耐遅れ破壊性が得られない。よって、Ｔ２は５２３Ｋ以下とする。好ましくは４９３Ｋ以下である。またｔ２は６００秒以下とする。好ましくは４００秒以下である。一方、焼戻温度（Ｔ２）が低すぎる場合や焼戻時間（ｔ２）が短すぎる場合、強度が高くなり、また焼き入れたままの材料のように材料内部に応力や歪が残された材料となるため、優れた耐遅れ破壊性を確保することができない。よって、Ｔ２は４２３Ｋ以上とする。好ましくは４５３Ｋ以上である。またｔ２は３０秒以上とする。好ましくは１００秒以上である。
【００４１】
本発明では、Ｓｉを０．２０％以上含有させることにより、焼き戻し炭化物の過剰な析出を抑制している。しかし、上記量のＳｉを含む高Ｓｉ系鋼板の製造工程では、特に熱延デスケーリング後の鋼板温度が４００℃を超える状況（例えば、前記焼き入れ焼き戻しの工程）で、雰囲気の酸素ポテンシャルによってＳｉが鉄よりも優先的に酸化され、鋼板表面に移動することで、素地鋼板表層付近にＳｉ濃度が低下したＳｉ欠乏層が形成しやすい。表層付近のＳｉ濃度が低下すると、焼き戻し時の炭化物抑制効果が低下するため、特定域組織要件を満足する適切な鋼板組織が得られない。
【００４２】
本発明ではこのＳｉ欠乏層による耐遅れ破壊性の低下を防ぐため、下記の（ｉ）または（ｉｉ）を実施する。
（ｉ）熱間圧延後の巻き取り工程以降は、鋼板温度が４００℃以上である場合（例えば、焼き入れ焼き戻しの工程）、雰囲気の酸素分圧を１２００ｐｐｍ以下（より好ましくは１０００ｐｐｍ以下、更に好ましくは８００ｐｐｍ以下）とする。雰囲気の酸素分圧を抑えることによって、鋼中のＳｉと雰囲気中の酸素との反応を抑制し、Ｓｉ欠乏層の形成を抑制する。
（ｉｉ）鋼板表層部に形成されたＳｉ欠乏層を、酸溶解により除去するかまたは研削除去する。
【００４３】
次に、本発明で化学成分組成を規定した理由について説明する。
【００４４】
〔Ｃ：０．０８〜０．２０％〕
Ｃは、鋼板の強度確保に必要な元素であるため、０．０８％以上含有させる。好ましくは０．１０％以上である。しかしＣ含有量が過剰になると、強度が高まり過ぎて耐遅れ破壊性が悪化するため、０．２０％以下とする。好ましくは０．１５％以下である。
【００４５】
〔Ｓｉ：０．２０〜３．０％〕
Ｓｉは、鋼板の硬質化に寄与する置換型固溶体強化元素である。またＳｉは、０．２０％以上とすることで焼き戻し時の炭化物析出を抑制することによって、上記特定域組織要件を満たし、耐遅れ破壊性を確保するのに有効な元素である。好ましくは０．３％以上、より好ましくは０．６％以上である。更に好ましくは１．０％以上、特に好ましくは１．３０％以上である。しかしＳｉが過剰の場合、引張強度が必要以上に高くなり、耐遅れ破壊性の確保が困難となる。また靭性の劣化も招く。よって、Ｓｉ量の上限は３．０％とする。好ましくは２．５％以下、より好ましくは２．０％以下、更に好ましくは１．７０％以下、特に好ましくは１．６０％以下である。
【００４６】
〔Ｍｎ：１．０〜３．５％〕
Ｍｎは、鋼板の強度確保に有効な元素であり、１．０％以上含有させる。好ましくは１．５％以上、より好ましくは１．９％以上、更に好ましくは２．０％以上である。一方、Ｍｎを多量に含有させると、Ｍｎの偏析が顕著になり、耐遅れ破壊性が低下する。また加工性や溶接性も劣化し易くなる。よってＭｎ量の上限を３．５％とする。好ましくは３．０％以下であり、より好ましくは２．５％以下である。
【００４７】
〔Ａｌ：３％以下（０％を含まない）〕
Ａｌは脱酸のために必要な元素である。そのため０．０１％以上含有させることが好ましい。しかし、過剰に添加すると延性の低下や鋼の脆化を招くため、その上限を３％とする。好ましくは２．５％以下であり、より好ましくは１．０％以下である。
【００４８】
〔Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない）〕
Ｐは、粒界偏析による粒界破壊を助長する元素であるため、その上限を０．１５％とする。好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０５％以下である。
【００４９】
〔Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）〕
Ｓは、過剰に含まれると、硫化物系介在物が増大して鋼板の強度が劣化するため、上限を０．０２％とする。好ましくは０．０１０％以下であり、より好ましくは０．００５％以下、更に好ましくは０．００２５％以下、特に好ましくは０．００２０％以下である。
〔Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）〕
Ｎ（窒素）は介在物を形成して靭性や耐遅れ破壊性を悪化させるため、０．０１％以下に抑える。より好ましくは０．００７％以下、更に好ましくは０．００５０％以下である。
【００５０】
本発明鋼材の成分は上記の通りであり、残部は鉄及び不可避不純物からなるものである。また、上記元素に加えて更に、下記に示す元素を適量含有させることにより、更なる高強度化や、耐食性等の向上を図ることができる。以下、これらの元素について詳述する。
【００５１】
〔Ｂ：０．０００１〜０．０２％、およびＴｉ：０．００５〜０．３％よりなる群から選択される１種以上の元素〕
Ｂは、鋼板の焼き入れ性を高めるために有効な元素である。またＢは、粒界を強化して耐遅れ破壊性を向上させる効果を有する。これらの効果を十分に発揮させるため、Ｂを０．０００１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０００１５％以上であり、更に好ましくは０．００１％以上である。しかし過剰に含有させると熱間加工性が劣化するため、その上限を０．０２％とするのが好ましい。より好ましくは０．００５％以下である。
【００５２】
ところで、Ｂが鋼中に存在する固溶Ｎと結合してＢＮを形成すると、上記効果が発揮されない。よって、上記Ｂによる効果を発揮させるには、Ｔｉを含有させて、鋼中の固溶ＮをＴｉＮとして無害化を図ることが好ましい。具体的には、化学量論的観点から、
[Ｔｉ]＞３．４×[Ｎ]
（［Ｔｉ］、［Ｎ］は、それぞれの元素の鋼中濃度（質量％）を表す。）
を満たすようにＴｉを含有させることが好ましい。
【００５３】
Ｔｉはまた、結晶粒を微細化する元素であり、靱性を損なうことなく鋼板の強度を向上させるのに有効な元素である。
【００５４】
更に、引張強度が９８０ＭＰａを超えると特に水素脆化が懸念される（よって、本発明で対象とする引張強度が１１８０ＭＰａ以上の鋼板においても、特に水素脆化が懸念される）が、Ｔｉは、鋼中のＣやＮと結合して微細な炭窒化物を形成し、この水素脆化の原因となる水素のトラップサイトとして有効に機能する。
【００５５】
これらの効果を発揮させるには、Ｔｉ量を０．００５％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０１０％以上、更に好ましくは０．０３０％以上である。しかし過剰に含有させても、その効果が飽和するだけでなくコスト的に不利になるため、上限を０．３％とするのが好ましい。より好ましくは０．１％以下である。
【００５６】
〔Ｎｂ：０．００５〜０．３％、Ｃｒ：０．００３〜２％、およびＭｏ：０．０１〜１．１％よりなる群から選択される１種以上の元素〕
これらの元素は、鋼板の強度を向上させるのに有効な元素である。
【００５７】
このうちＮｂは、結晶粒を微細化する元素であり、靱性を損なうことなく鋼板の強度を向上させるのに有効な元素である。この様な効果を発揮させるには、Ｎｂ量を０．００５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０３％以上である。しかし過剰に含有させてもその効果が飽和するだけでなくコスト的にも不利になるため、上限を０．３％とするのが好ましい。より好ましくは０．１％以下である。
【００５８】
Ｃｒは、焼き入れ性を向上させる元素であり、フェライトの過剰な生成を抑制して鋼板の強度を確保するのに有効な元素である。更にＣｒを含有させると、鋼材自体の耐食性が向上するため、使用環境中に生じ得る腐食による水素発生を十分に抑えることができる。該効果は、Ｃｒを後述するＣｕ、Ｎｉと共存させることによって、さらに有効に作用する。これらの効果を発揮させるには、Ｃｒ量を０．００３％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．１％以上である。しかしＣｒ量が過剰になると、その効果が飽和するだけでなく加工性が劣化するため、Ｃｒ量の上限値は２％とすることが好ましい。より好ましくは１％以下である。
【００５９】
Ｍｏは、鋼板の焼き入れ性を高めるのに有効な元素である。また、水素侵入を抑制し、耐遅れ破壊性を向上させる効果も有する。更には、粒界を強化して水素脆性の発生を抑制する効果がある。これらの効果を有効に発揮させるには、Ｍｏを０．０１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．１％以上である。しかし過剰に含有させると、効果が飽和するだけでなく高価な合金元素であるためコストアップを招く。加えて、熱延板の強度が非常に高まるため、冷間圧延しにくいことなどの問題が生じる。よってＭｏ量の上限は１．１％とすることが好ましい。より好ましくは０．５％以下である。
【００６０】
〔Ｃｕ：０．０１〜０．３％、Ｎｉ：０．０１〜０．３％、Ｃｏ：０．００５〜０．２％、およびＶ：０．００３〜１％よりなる群から選択される１種以上の元素〕
Ｃｕは、鋼板の耐食性向上に寄与する元素である。また固溶強化元素でもあり、鋼板の強度向上にも寄与する元素である。これらの効果を発揮させるには、Ｃｕ量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．１％以上である。
【００６１】
しかしＣｕ量が０．３％を超えると、熱間圧延時の疵や割れが発生する場合（赤熱脆性）がある。よってＣｕ量の上限は０．３％とすることが好ましい。より好ましくは０．２％以下である。
【００６２】
ＮｉもＣｕと同様に、鋼板自体の耐食性向上に寄与する元素である。また、Ｃｕと同様に固溶強化元素でもあり、鋼板の強度向上にも寄与する。更にＮｉは、Ｃｕに固溶して融点を高め、赤熱脆性を抑制する効果も有する。これらの効果を発揮させるには、Ｎｉ量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以上である。しかしＮｉは高価な元素であり、多量に添加するとコストアップを招くため、その上限を０．３％とすることが好ましい。より好ましくは０．２％以下であり、更に好ましくは０．１５％以下である。
【００６３】
Ｃｏも、Ｎｉと同様の効果を発揮する。即ち、Ｃｕと同様に、鋼板自体の耐食性向上に寄与する。またＣｏは、Ｃｕと同様に固溶強化元素でもあり、鋼板の強度向上にも寄与する。これらの効果を発揮させるには、Ｃｏ量を０．００５％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０１％以上である。しかしＣｏ量が過剰になると、加工性が劣化することに加え、高価な元素であるためコストアップを招く。よってＣｏ量の上限は０．２％とすることが好ましい。より好ましくは０．１５％以下である。
【００６４】
Ｖは、保護性さびの形成に寄与し、特にＴｉとＶを複合添加することで保護性さびの形成が促進される。またＶは、鋼板の強度上昇、細粒化にも有効な元素である。更には、Ｔｉと同様に鋼中のＣやＮと結合して微細な炭窒化物を形成し、前述した水素脆化の原因となる水素のトラップサイトとして有効に機能する。これらの効果を発揮させるには、Ｖを０．００３％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０１％以上である。しかしＶが過剰に含まれると、析出物が多くなり加工性の低下を招く。よって、Ｖ量の上限は１％とすることが好ましく、より好ましくは０．５％以下である。
【００６５】
〔Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、およびＭｇ：０．０００５〜０．０１％よりなる群から選択される１種以上の元素〕
Ｃａ、Ｍｇは、鋼中硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効な元素である。また鋼板表面の腐食に伴う界面雰囲気の水素イオン濃度の上昇を抑制する。これらの効果を十分に発揮するためには、それぞれ０．０００５％以上含有することが好ましい。より好ましくはそれぞれ０．０００７％以上である。一方、過剰に含まれると加工性が劣化するため、それぞれの含有量の上限を、Ｃａ：０．００５％（より好ましくは０．００２％、更に好ましくは０．００１％）、Ｍｇ：０．０１％（より好ましくは０．００５％）とするのが好ましい。
【実施例】
【００６６】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００６７】
表１に記載の化学成分組成（残部は鉄および不可避不純物）を満たす鋼塊を真空溶製にて作成し、次いで、１２５０℃に加熱してから板厚２．４ｍｍまで熱間圧延し、熱間圧延終了から室温までをＮ２雰囲気下で空冷して、熱延鋼板を得た。この熱延鋼板を塩酸で酸洗した後、冷間圧延（圧下率６７％）を行って板厚１．６ｍｍの冷延鋼板を得た。次いで、この冷延鋼板に対し、バッチ式の雰囲気制御加熱冷却炉を用いて、表２および表３に記載の条件で熱処理（焼き入れ焼き戻し）を行った。尚、表２および表３に記載の冷却速度（Ｃ１）は、加熱温度Ｔ１から３００℃までの平均冷却速度である。
【００６８】
【表１】
2014019926.tif 000002
【００６９】
【表２】
2014019926.tif 000003
【００７０】
【表３】
2014019926.tif 000004
【００７１】
そして得られた鋼板について、下記に示す通り、引張強度を測定すると共に、組織形態の測定、および耐遅れ破壊性の評価を行った。これらの結果を表４および表５に示す。
【００７２】
〈引張強度の測定〉
ＪＩＳ５号試験片を用いて引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）を測定した。尚、引張試験の歪速度は１０ｍｍ／ｍｉｎとした。本発明では、上記方法によって測定される引張強度が１１８０ＭＰａ以上１３７０ＭＰａ以下の範囲内にある鋼板を高強度鋼板と評価した。引張強度が１３７０ＭＰａを超えると、成分組成・組織を本発明で規定の通り制御しても耐遅れ破壊性の改善効果が不十分であることから、上記の通り、引張強度の上限を１３７０ＭＰａとした。
【００７３】
〈組織形態の測定〉
（マルテンサイトおよび炭化物の合計分率の測定）
板幅方向に平行な板厚断面において、板厚の１／４の位置から試料を採取し、ナイタールエッチングを施し、光学顕微鏡観察（１視野のサイズは１６０μｍ×２００μｍ）を行った。
【００７４】
そして、得られた顕微鏡写真をマルテンサイトおよび炭化物の相と、マルテンサイトおよび炭化物以外の相に手動で２値化し、画像解析によってマルテンサイトおよび炭化物の合計分率（面積率）を測定した。この測定を、各鋼板につき合計３視野で行い、マルテンサイトおよび炭化物の合計分率（面積率）の平均値を求めた。
【００７５】
（Ｄγ（旧オーステナイト粒径）およびＱ値（母相組織に占める炭化物の面積率）の測定）
鋼板から、板幅方向に平行な板厚断面が観察できるように試験片を採取し、ピクリン酸エッチングを施した。そして、鋼板表面から板厚方向に１０μｍの位置、および板厚の１／４の位置の２箇所について、光学顕微鏡で観察（１視野のサイズは８０μｍ×８０μｍ）を行い、１視野内の旧オーステナイト粒の平均粒径（Ｄγ）を求めた。また、１視野内に存在する炭化物の合計面積の、視野全体の面積に対する割合を、％で表した値（Ｑ値）を求めた。
【００７６】
各鋼板につき、合計５視野について上記Ｄγ、Ｑ値を測定し、それぞれ平均値を求めた。そして、鋼板表面から板厚方向に１０μｍの位置、および板厚の１／４の位置の２箇所のいずれにおいても、上記ＤγおよびＱ値が規定の範囲内にある場合を、本発明で規定のＤγおよびＱ値を満たすと判断した。
【００７７】
尚、本実施例では、鋼板表面から板厚方向に深さ１０μｍの位置と、板厚の１／４深さの位置について測定したが、上記深さ１０μｍの位置から板厚の１／４深さの位置の間について、この２点の測定値の間の値が得られることも確認した。
【００７８】
〈耐遅れ破壊性の評価〉
各鋼板の耐遅れ破壊性は、以下のようにして評価した。各鋼板から採取した、平行部の長さが２０ｍｍで幅が９ｍｍの試験片を用い、低歪速度引張試験（ＳＳＲＴ試験）を、歪速度が２×１０−６ｓｅｃ−１の条件で行って、大気中での試験片の破断伸び（ＥＬ０）を測定した。
【００７９】
また、上記同サイズの試験片を用い、水素チャージしながら上記試験を行って、水素チャージした状態での破断伸び（ＥＬＨ）を求めた。詳細には、無負荷の試験片を５質量％ＮａＣｌ＋０．０４Ｍ−ＫＳＣＮ水溶液に浸漬した状態でチャージ電流密度１μＡ／ｍｍ２にて２４時間水素チャージした後、チャージ電流密度を保持したままＳＳＲＴ試験を上記歪速度で行ってＥＬＨを求めた。
【００８０】
上記大気中での破断伸び（ＥＬ０）と水素チャージした状態での破断伸び（ＥＬＨ）の差を、大気中での破断伸び（ＥＬ０）で除した値：（ＥＬ０−ＥＬＨ）／ＥＬ０を遅れ破壊感受性Ｓとして求めた。そして、引張強度が１１８０ＭＰａ以上であって、Ｓが０．５０以下の場合を耐遅れ破壊性に優れる（判定：〇）と評価し、引張強度が１１８０ＭＰａ以上であるが、Ｓが０．５０超の場合を耐遅れ破壊性に劣る（判定：×）と評価した。尚、耐遅れ破壊性の判定欄の「−」は、引張強度が１１８０ＭＰａ未満であるため耐遅れ破壊性の評価を行わなかったことを示している。
【００８１】
【表４】
2014019926.tif 000005
【００８２】
【表５】
2014019926.tif 000006
【００８３】
表１〜５から次のように考察できる。即ち、Ｎｏ．（試験Ｎｏ．をいう。以下同じ）１〜１４および２６〜４５の通り、本発明で規定する成分・組織形態を満たすものは、引張強度が所定の高強度を示し、かつ耐遅れ破壊性に優れている。
【００８４】
これに対し、本発明で規定する要件を満たさないもの、即ち、引張強度が所定範囲内にないものや、引張強度が所定範囲内であっても、本発明で規定する成分・組織形態の少なくともいずれかを満たさないものは、高強度と優れた耐遅れ破壊性を兼ね備えていない。詳細には以下の通りである。
【００８５】
Ｎｏ．１５〜２５は、成分組成は規定を満たすが製造工程において、規定の通り行わなかったため、高強度と優れた耐遅れ破壊性を兼備していない。
【００８６】
詳細には、Ｎｏ．１５は、焼き入れ前の加熱を、所定の式（３）を満たすように行わなかったため、Ｄγが粗大となり、耐遅れ破壊性に劣るものとなった。
【００８７】
Ｎｏ．１６は、熱処理時の加熱時間（ｔ１）が長すぎて所定の式（３）を満たしていないため、Ｄγが粗大となり、耐遅れ破壊性に劣るものとなった。
【００８８】
Ｎｏ．１７は、熱処理時の加熱温度（Ｔ１）が高すぎて所定の式（３）を満たしていないため、Ｄγが粗大となり、耐遅れ破壊性に劣るものとなった。
【００８９】
Ｎｏ．１８は、加熱温度Ｔ１から３００℃までの冷却速度（Ｃ１）が遅いため、十分焼きが入らず、引張強度が低くなった。
【００９０】
Ｎｏ．１９および２０は、焼戻温度（Ｔ２）が低すぎるため十分焼戻しされず、炭化物面積率（Ｑ値）がゼロであり、引張強度が上限を超え、かつ耐遅れ破壊性に劣るものとなった。
【００９１】
Ｎｏ．２１および２２は、焼戻温度（Ｔ２）が高すぎるため、炭化物面積率（Ｑ値）が過剰になり、引張強度が不足する結果となった。
【００９２】
Ｎｏ．２３および２４は、焼戻時間（ｔ２）が短すぎるため、引張強度が必要以上に高くなりすぎて耐遅れ破壊性に劣る結果となった。
【００９３】
Ｎｏ．２５は、焼入れ・焼戻し中の雰囲気における酸素濃度が高すぎるため、表層付近のＳｉ濃度が低下し、焼き戻し時の炭化物抑制効果が低下して、炭化物面積率（Ｑ値）が過剰になり、耐遅れ破壊性に劣る結果となった。
【００９４】
Ｎｏ．４６〜５５は、製造条件は適切であるが成分組成が規定を満たさないため、所望の強度が得られないか、耐遅れ破壊性に劣る結果となった。
【００９５】
詳細には、Ｎｏ．４６〜４９は、鋼中Ｃ量が不足しているため、引張強度が低くなった。
【００９６】
Ｎｏ．５０および５１は、鋼中Ｃ量が過剰であるため、必要以上に引張強度が高まり、耐遅れ破壊性に劣るものとなった。
【００９７】
Ｎｏ．５２は、鋼中Ｓｉ量が不足しているため、焼き戻し時に析出する炭化物が過剰となり、Ｑ値の上限を超えたため、耐遅れ破壊性に劣る結果となった。
【００９８】
Ｎｏ．５３は、鋼中Ｓｉ量が過剰であるため、引張強度が必要以上に高くなり、耐遅れ破壊性を確保できなかった。
【００９９】
Ｎｏ．５４は、鋼中Ｍｎ量が不足しているため、引張強度が低くなった。
【０１００】
Ｎｏ．５５は、鋼中Ｍｎ量が過剰であるため、Ｍｎの偏析が過剰となり耐遅れ破壊性が低下した。