(57)【要約】【課題】１１８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、かつ耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板、及びその製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３、Ｓｉ：３．０％未満、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ｖ：０．０２〜０．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下を含有し、かつ１≦（Ｍｏ／Ｖ）を満足し、さらに必要に応じて、Ｃｒ：０．０５〜３．０％、Ｎｉ：０．０５〜５．０％、Ｃｕ：０．０５〜２．０％、Ｗ：０．０５〜３．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．３％、Ｂ：０．０００３〜０．０５％、Ｎ：０．００１〜０．０５％、の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板。【選択図】    図３
2004359974.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０５〜０．３％、
Ｓｉ：３．０％未満、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、
Ｍｏ：０．１〜３．０％、
Ｖ  ：０．０２〜０．５％、
Ｐ  ：０．０２％以下、
Ｓ  ：０．０２％以下
を含有し、かつ
１≦（Ｍｏ／Ｖ）
を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、引張強度が１１８０ＭＰａ以上であることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板。
【請求項２】
さらに質量％で、
Ｃｒ：０．０５〜３．０％、
Ｎｉ：０．０５〜５．０％、
Ｃｕ：０．０５〜２．０％、
Ｗ  ：０．０５〜３．０％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板。
【請求項３】
さらに質量％で、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、
Ｂ  ：０．０００３〜０．０５％、
Ｎ  ：０．００１〜０．０５％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板。
【請求項４】
さらに質量％で、
Ｃａ：０．００１〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
Ｚｒ：０．００１〜０．０５％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板。
【請求項５】
限界拡散性水素量が０．２ｐｐｍ以上であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板。
【請求項６】
マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの何れか１種以上を面積率にて７０％以上含み、残留オーステナイトの含有率が面積率にて５％以下であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板。
【請求項７】
請求項１〜６のいずれか１項に記載の高強度鋼板を製造する方法であって、請求項１〜４のいずれか１項に記載の成分からなる鋼スラブを１１００℃以上の温度に加熱し、８５０℃以上の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、５００℃以上７００℃以下の温度で巻き取ることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【請求項８】
鋼板を巻き取った後、酸洗し、冷間圧延を行い、Ａｃ３  変態点以上の温度に均熱して連続焼鈍を行い、加熱温度からマルテンサイト変態開始温度以下まで２０〜３００℃／秒で冷却し、その後、再加熱するかまたはそのままの状態で１００℃〜Ａｃ１  変態点で焼戻すことを特徴とする請求項７記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車部品などに用いられる１１８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、かつ耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板、及びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、環境問題への対応のため炭酸ガス排出低減や燃費低減を目的として、自動車の軽量化が望まれている。また、衝突安全性向上に対する要求はますます高くなっている。自動車の軽量化や衝突安全性向上のためには鋼材の高強度化が有効な手段であり、近年ではバンパーやドアインパクトビームなどの補強材やシートレールなどの用途に、引張強度を１１８０ＭＰａ以上に高めた超高強度鋼板が要望されている。
【０００３】
しかしながら、一般に鋼材を高強度化すると、切欠き感受性が高まり環境の悪影響を受けやすくなる。特に腐食環境下では表面に腐食ピットが形成されると、これが応力集中源となり、さらに腐食反応の進行に伴って発生する水素により、水素脆化による割れ、所謂遅れ破壊が発生するという問題があった。
【０００４】
遅れ破壊を防止する方法については、これまで高強度ボルトやＰＣ鋼棒などで検討されており、結晶粒を微細化させる方法やＰ，Ｓなどの結晶粒界に偏析する不純物元素を低減して結晶粒界を強化する方法などが考えられているが、いずれの方法も本発明者らの試験では大幅な耐遅れ破壊特性の改善には至っていない。
【０００５】
また、高強度ボルトやＰＣ鋼棒などは、通常Ｃ量が０．３％を超える中炭素鋼を焼き入れ焼戻し処理して製造されるため、高温焼き戻し時に析出するＶＣやＭＯ２  Ｃなどの炭化物を水素トラップサイトとして用いる方法が考えられている。
しかしながら、炭化物の析出に長時間を要するため製造性に問題があることに加え、炭素量が高いがゆえに薄鋼板で要求される加工性や溶接性が劣悪である。
一方、炭素量を下げると高温焼き戻しでは所要の強度が得られない。従って、上記の方法を薄鋼板に適用することは困難である。
【０００６】
高強度鋼板の耐遅れ破壊特性を向上させる技術として、例えば特許文献１には、フェライトを面積率で３〜５０％含有する組織とする技術が提案されているが、本発明者らの試験では大幅な耐遅れ破壊特性の改善には至っていない。
以上のように、従来の技術では、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、かつ耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板を製造することは困難であった。
【０００７】
【特許文献１】
特許第３２８６０４７号公報
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記したような問題点を解決しようとするものであって、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、かつ耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板、及びその製造方法を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、まず通常の薄鋼板製造プロセスによって製造した種々の強度レベルの高強度鋼板を用いて、耐遅れ破壊特性を詳細に解析した。高強度鋼板の耐遅れ破壊特性の評価は、遅れ破壊が発生しない「限界拡散性水素量」を求めることにより評価した。この評価方法は、電解水素チャージにより種々のレベルの拡散性水素量を試料に含有させた後、遅れ破壊試験中に試料から大気中に水素が抜けることを防止するためＣｄめっきを施し、その後、大気中で所定の荷重を負荷し、遅れ破壊が発生しなくなる拡散性水素量を評価するものである。
【００１０】
ここで遅れ破壊試験片は、図１に示すような形状の切り欠き付きのものであり、遅れ破壊試験の負荷応力は引張強度の０．９倍である。なお、試料中の拡散性水素量はガスクロマトグラフによる昇温水素分析法で測定することができる。本発明では、鋼材を１００℃／ｈｏｕｒの昇温速度で加熱した際に、室温から３００℃までに鋼材から放出される水素量を「拡散性水素量」と定義している。
【００１１】
図２に、拡散性水素量と遅れ破壊に至るまでの破断時間の関係について解析した一例を示す。試料中に含まれる拡散性水素量が少なくなるほど遅れ破壊に至るまでの時間が長くなり、拡散性水素量がある値以下では遅れ破壊が発生しなくなる。この水素量を「限界拡散性水素量」と定義する。この限界拡散性水素量が高いほど鋼材の耐遅れ破壊特性は良好であり、鋼材の成分、熱処理等の製造条件によって決まる鋼材固有の値である。なお、試料中の拡散性水素量はガスクロマトグラフで容易に測定することができる。
【００１２】
そこで、高強度鋼板の限界拡散性水素量を増加させる手段を種々検討した。その結果、（Ｍｏ，Ｖ）２  Ｃが水素トラップサイトとして非常に有効であり、限界拡散性水素量を大幅に高めることを見出した。さらに、（Ｍｏ，Ｖ）２  Ｃは成分と熱間圧延条件を適切に制御することにより、通常の薄鋼板製造プロセスで有効に析出させることができることを見出した。
また、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトまたはベイナイトの何れか１種以上を面積率にて７０％以上含み、残留オーステナイトの含有率が面積率で１０％以下とすることにより、限界拡散性水素量を大幅に高めることを見出した。
【００１３】
さらに研究を進めた結果、ＭｏとＶの添加比率（Ｍｏ／Ｖ）を１以上とし、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトまたはベイナイトの何れか１種以上を面積率にて７０％以上含み、残留オーステナイトの含有率が面積率にて５％以下とすることにより、１１８０ＭＰａ上の引張強度を有しかつ耐水素疲労特性に優れた高強度鋼板が得られることを知見した。
【００１４】
本発明はこのような知見に基づいて構成したものであり、その要旨は、下記のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ  ：０．０５〜０．３％、    Ｓｉ：３．０％未満、
Ｍｎ：０．５〜３．０％、      Ｍｏ：０．１〜３．０％、
Ｖ  ：０．０２〜０．５％、    Ｐ  ：０．０２％以下、
Ｓ  ：０．０２以下
を含有し、かつ
１≦（Ｍｏ／Ｖ）
を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、引張強度が１１８０ＭＰａ以上であることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板。
（２）  前記（１）記載の成分を含有し、さらに質量％で、
Ｃｒ：０．０５〜３．０％、    Ｎｉ：０．０５〜５．０％、
Ｃｕ：０．０５〜２．０％、    Ｗ  ：０．０５〜３．０％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板。
【００１５】
（３）  前記（１）又は（２）記載の成分を含有し、さらに質量％で、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、  Ｔｉ：０．００５〜０．３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％、  Ｂ  ：０．０００３〜０．０５％、
Ｎ  ：０．００１〜０．０５％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板。
（４）  前記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の成分を含有し、さらに質量％で、
Ｃａ：０．００１〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
Ｚｒ：０．００１〜０．０５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板。
【００１６】
（５）  限界拡散性水素量が０．２ｐｐｍ以上であることを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板。
（６）  マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの何れか１種以上を面積率にて７０％以上含み、残留オーステナイトの含有率が面積率にて５％以下であることを特徴とする前記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板。
【００１７】
（７）  前記（１）〜（６）のいずれか１項に記載の高強度鋼板を製造する方法であって、（１）〜（４）のいずれか１項に記載の成分からなる鋼スラブを１１００℃以上の温度に加熱し、８５０℃以上の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、５００℃以上７００℃以下の温度で巻き取ることを特徴とする耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（８）  鋼板を巻き取った後、酸洗し、冷間圧延を行い、Ａｃ３  変態点以上の温度に均熱して連続焼鈍を行い、加熱温度からマルテンサイト変態開始温度以下まで２０〜３００℃／秒で冷却し、その後、再加熱するかまたはそのままの状態で１００℃〜Ａｃ１  変態点で焼戻すことを特徴とする前記（７）記載の耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【００１８】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明における各要件の意義及び限定理由について具体的に説明する。
まず、本発明における高強度鋼板の成分限定理由について説明する。
Ｃ：Ｃは鋼の強度を増加させる元素として添加されるものである。０．０５％未満では１１８０ＭＰａ以上の引張強度の確保が困難であり、０．３％を超える過剰の添加は延性、溶接性、靭性などを著しく劣化させる。従ってＣ含有量は０．０５〜０．３％とした。
【００１９】
Ｓｉ：Ｓｉは固溶強化により鋼板の強度を増大させるのに有用な元素であるが、３．０％を超える過剰の添加は熱間圧延で生じるスケールの剥離性や化成処理性を著しく劣化させるため、Ｓｉ含有量は３．０％未満とした。Ｓｉ量の下限は特に限定しないが、強度を増大させるためには０．０５％以上含有することが好ましい。
【００２０】
Ｍｎ：Ｍｎは焼入れ性を高めるために有効な元素であるが、一方で粒界を脆化させ耐遅れ破壊特性を劣化させる有害な元素である。０．５％未満では焼入れ性を高める効果が発現されず、３．０％を超える過剰の添加は耐遅れ破壊特性を劣化させる。従ってＭｎ含有量は０．５〜３．０％とした。
【００２１】
Ｍｏ：ＭｏはＶ，Ｃとともに（Ｍｏ，Ｖ）２  Ｃを形成し、拡散性水素をトラップすることにより耐遅れ破壊特性を向上させる必須の元素であるが、０．１％未満ではその効果が発現されず、３．０％を超える過剰の添加は靭性を低下させるため、Ｍｏ含有量は０．１〜３．０％とした。
【００２２】
Ｖ：ＶはＭｏ，Ｃとともに（Ｍｏ，Ｖ）２  Ｃを形成し、拡散性水素をトラップすることにより耐遅れ破壊特性を向上させる必須の元素であるが、０．０２％未満ではその効果が発現されず、０．５％を超える過剰の添加は靭性を低下させるため、Ｖ含有量は０．０２〜０．５％とした。
【００２３】
Ｐ：Ｐは粒界に偏析して粒界強度を低下させ、靱性を劣化させる不純物元素であり、可及的低レベルが望ましいが、現状精錬技術の到達可能レベルとコストを考慮して、上限を０．０２％とした。
【００２４】
Ｓ：Ｓは熱間加工性及び靭性を劣化させる不純物元素であり、可及的低レベルが望ましいが、現状精錬技術の到達可能レベルとコストを考慮して、上限を０．０２％とした。
【００２５】
また、本発明者らは、０．１５％Ｃ−０．５％Ｓｉ−１．５％Ｍｎをベース成分とし、ＭｏとＶの添加比率を種々に変えた鋼を通常の薄鋼板製造プロセスによって製造した。焼鈍条件を調整することにより同一強度レベルに調質し、限界拡散性水素量を測定した。ＭｏとＶの添加比率（Ｍｏ／Ｖ）と限界拡散性水素量の関係を図３に示す。図３より、Ｍｏ／Ｖが１以上のとき限界拡散性水素量が大幅に向上することを知見した。その他のＣ，Ｓｉ，Ｍｎ量でも同じことが成立することを確認した。従って、Ｍｏ／Ｖを１以上とした。
【００２６】
以上が本発明の基本成分であり、上記以外はＦｅ及び不可避的不純物からなるが、所望の強度レベルやその他の必要特性に応じて、Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｂ，Ｎ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｚｒ，ＲＥＭの１種または２種以上を添加しても良い。
【００２７】
Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｗ：Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｗは、いずれも耐食性及び強度を向上させる有効な元素である。この効果はそれぞれ０．０５％未満では発現されず、Ｃｒは３％、Ｎｉは５％、Ｃｕは２％、Ｗは３％を超える過剰添加は靭性を劣化させる。従って、Ｃｒの含有量を０．０５〜３．０％、Ｎｉの含有量を０．０５〜５．０％、Ｃｕの含有量を０．０５〜２．０％、Ｗの含有量を０．０５〜３．０％とした。
【００２８】
Ａｌ：Ａｌは脱酸剤として、またＡｌＮを形成し結晶粒粗大化を抑制する効果があるが、０．００５％未満ではその効果が発現されず、０．１％を超えて過剰添加すると靭性が劣化するため、Ａｌの含有量を０．００５〜０．１％とした。
【００２９】
Ｔｉ：ＴｉはＴｉＮを形成し結晶粒粗大化を抑制する効果があるが、０．００５％未満ではその効果が発現されず、０．３％を超えて過剰添加すると靭性が劣化するため、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．３％とした。
【００３０】
Ｎｂ：Ｎｂは微細な炭窒化物を形成し結晶粒粗大化を抑制する効果があるが、０．００５％未満ではその効果が発現されず、０．３％を超えて過剰添加すると靭性が劣化するため、Ｎｂの含有量を０．００５〜０．３％とした。
【００３１】
Ｂ：Ｂは自ら粒界に偏析することにより粒界結合力を向上させるとともに、Ｐ，Ｓ及びＣｕの粒界偏析を抑制し、粒界強度を高め、遅れ破壊特性や靭性を向上させるのに有効な元素であり、また焼入れ性を高めるのに有効な元素でも有る。これらの効果は０．０００３％未満では発現されず、０．０５％を超えて過剰添加すると粒界に粗大な析出物が生成し熱間加工性や靭性が劣化するため、Ｂの含有量を０．０００３〜０．０５％とした。
【００３２】
Ｎ：Ｎは窒化物を形成し結晶粒粗大化を抑制する効果があるが、０．００１％未満ではその効果が発現されず、０．０５％を超えて添加すると靭性が劣化するため、Ｎ含有量を０．００１〜０．０５％とした。
【００３３】
Ｃａ，Ｍｇ，Ｚｒ，ＲＥＭ：Ｃａ，Ｍｇ，Ｚｒ，ＲＥＭは、いずれもＳによる熱間加工性や靭性の劣化を抑制し、かつ耐遅れ破壊特性を向上させる有効な元素である。Ｃａは０．００１％未満、Ｍｇは０．０００５％未満、Ｚｒは０．００１％未満、ＲＥＭは０．００１％未満ではこの効果は発現されず、Ｃａは０．０１％、Ｍｇは０．０１％、Ｚｒは０．０５％、ＲＥＭは０．０５％を超える過剰添加は靭性を劣化させる。従って、Ｃａの含有量を０．００１〜０．０１％、Ｍｇの含有量を０．０００５〜０．０１％、Ｚｒの含有量を０．００１〜０．０５％、ＲＥＭの含有量を０．００１〜０．０５％とした。
【００３４】
限界拡散性水素量については０．２ｐｐｍ未満であると、耐遅れ破壊特性が十分ではなく実際に使用される代表的な環境で遅れ破壊を生じる場合があるため、０．２ｐｐｍ以上とする。
【００３５】
次に本発明における高強度鋼板の組織について説明する。
本発明による鋼板の組織はマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトまたはベイナイトの何れか１種以上を面積率にて７０％以上含み、残留オーステナイトの含有率が面積率にて５％以下とする。本発明のマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトは均質な組織であることを特徴とし、残部組織としてフェライトなどを含む場合においてもそれらはランダムに存在し規則性を有しない。
【００３６】
マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトまたはベイナイトの何れか１種以上を面積率にて７０％以上とするのは、これらの硬質の低温変態組織が面積率で７０％未満であれば、応力負荷時にフェライト等の軟質層に変形が集中し、軟質層と硬質層の境界に生じるボイドの連結が促進され耐遅れ破壊特性が劣化するためである。
【００３７】
また、残留オーステナイトの含有率を５％以下とするのは、残留オーステナイトが５％を超えると耐遅れ破壊特性が大幅に劣化するためである。これは、曲げ加工やプレス成形などにより水素固溶度の高い残留オーステナイトが加工誘起変態して、水素固溶度の低いマルテンサイトに変態すると、残留γ中に固溶していた水素が吐き出されこれが水素供給源となるためと考えられる。
【００３８】
残部組織として、フェライト、残留オーステナイト、パーライトの１種又は２種以上を含有してもよい。フェライトはポリゴナルフェライト、アシキュラーフェライトのいずれでもよい。これらの組織は光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡または透過型電子顕微鏡で観察することにより同定することができる。
尚、本発明において、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイトの各組織の面積率は、鋼板のＣ断面ｔ／４部を光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡により、２００〜１０００倍で１０視野観察した場合の平均値と定義する。
【００３９】
次に製造条件の限定理由について述べる。
本発明においては、上記化学成分を有する鋼スラブを１１００℃以上の温度に加熱し、８５０℃以上の仕上げ圧延温度で熱間圧延し、５００℃以上７００℃以下の温度で巻き取ることにより、熱間圧延を行う。スラブ加熱温度が１１００℃未満であると、Ｖ等が十分に固溶せずに必要な強度や耐遅れ破壊特性が得られないため、スラブ加熱温度の下限は１１００℃とした。
【００４０】
仕上げ圧延温度が８５０℃未満であると、熱延中に（Ｍｏ，Ｖ）２  Ｃ等が析出し粗大化するために必要な耐遅れ破壊特性が得られないので、仕上げ圧延温度の下限は８５０℃にした。
巻き取り温度が５００℃未満では、水素トラップサイトとして有用な（Ｍｏ，Ｖ）２  Ｃ等が析出せず、巻き取り温度が７００℃を超えると、（Ｍｏ，Ｖ）２  Ｃ等が粗大化し有効な水素トラップサイトとして機能しなくなるため、いずれの場合も必要な耐遅れ破壊特性が得られない。そこで、巻き取り温度は５００℃以上７００℃以下とした。
【００４１】
冷延鋼板を製造する場合には、鋼板を巻き取った後、酸洗し、冷間圧延を行い、連続焼鈍を行う。連続焼鈍を行うに際し、全体をオーステナイト変態させるために、連続焼鈍時の加熱温度はＡｃ３  変態点以上とした。Ａｃ３  変態点以上に加熱後、加熱温度から冷却を開始するが、冷却速度が２０℃／秒未満であると、冷却中に多量のフェライト、パーライト、ベイナイトが生成し強度が低下する可能性が高くなるため、冷却速度の下限を２０℃／秒に限定した。
【００４２】
冷却中に生成しやすいフェライト、パーライト、ベイナイトをできるだけ防止する観点で、より望ましい冷却速度は５０℃／秒以上である。一方、冷却速度が３００℃／秒を超えると焼割れが発生しやすくなるので、冷却速度を３００℃／秒以下とする。なお、マルテンサイトを生成させるため冷却の終了温度はマルテンサイト変態開始温度（ＭＳ点）以下である。
冷却後、後述の焼戻し温度まで再加熱しても良く、再加熱せずに冷却を終了した温度でそのまま保持し後述の焼戻し処理をしてもかまわない。
【００４３】
次に焼戻し処理条件について述べる。上記焼鈍後の鋼はマルテンサイト主体の組織である。マルテンサイト中の過剰な転位や残留応力を回復により消滅させ、過飽和炭素原子を炭化物として析出させることによって、靭性、延性を高めるために焼戻しを行う。この焼戻し処理において加熱温度がＡｃ１  変態点を超えると逆変態が生じて最終的にマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトまたはベイナイト主体の組織の組織が得られず、また、析出物が粗大化し水素トラップサイトとしての効果が低下するため、加熱温度はＡｃ１  変態点以下に制限した。一方、加熱温度が１００℃未満であれば前記の効果が得られないので、加熱温度は１００℃以上とする。
【００４４】
なお、３００℃を超える温度で焼戻しする場合には、１１８０ＭＰａ以上の強度を安定して確保するために多量の合金元素の添加を必要とするため、望ましくは焼戻し温度の範囲は１００〜３００℃とする。また、耐遅れ破壊特性向上の点で、焼戻し時の加熱速度は５℃／秒以上が望ましく、焼戻し後の冷却速度は２０℃／秒以上が望ましい。
【００４５】
【実施例】
以下、実施例により本発明の効果をさらに具体的に説明する。
表１に示す組成を有する鋼を、表２に示す条件で熱間圧延し、冷間圧延した後、表２に示す条件で焼鈍した。焼鈍後の組織分率、降伏応力及び引張強度を表２に併せて示す。本発明例（Ｎｏ．  １〜５）ではいずれも１１８０ＭＰａ以上の引張強度が得られている。これらの鋼板の耐遅れ破壊特性について前述した限界拡散性水素量で評価した。耐遅れ破壊特性評価結果を表２に併せて示す。
【００４６】
表１、表２より、本発明例（Ｎｏ．  １〜５）ではいずれも限界拡散性水素量が０．２ｐｐｍ以上であり、耐遅れ破壊特性が優れている。
Ｍｏ量、Ｖ量、又は（Ｍｏ／Ｖ）のいずれか一つ以上が本発明の範囲から逸脱している比較例（Ｎｏ．  ６、７、８）では、いずれも限界拡散性水素量が０．１ｐｐｍ以下と低く、耐遅れ破壊特性に劣ることがわかる。
また、熱延条件あるいは焼鈍条件が本発明の範囲から逸脱している比較例（Ｎｏ．  ９〜１１）では、引張強度が１１８０ＭＰａに未達であり、マルテンサイト＋焼戻しマルテンサイト＋ベイナイトの面積率、あるいは残留オーステナイトの面積率が本発明で示した範囲から逸脱しており、かつ限界拡散性水素量が０．１ｐｐｍ以下と低く、耐遅れ破壊特性に劣ることがわかる。
【００４７】
以上より、鋼成分及びＭｏとＶの添加比率（Ｍｏ／Ｖ）を本発明で示した範囲に特定し、本発明で示した条件で製造することにより、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を有しかつ耐遅れ破壊特性に優れた鋼板が得られることが明らかである。
【００４８】
【表１】
2004359974.tif 000003
【００４９】
【表２】
2004359974.tif 000004
【００５０】
【発明の効果】
以上のように本発明によれば、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、かつ耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板を製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】遅れ破壊試験片の形状と寸法を示す図である。
【図２】遅れ破壊試験における拡散性水素量と破断時間の関係の一例を示す図である。
【図３】ＭｏとＶの添加比率（Ｍｏ／Ｖ）と限界拡散性水素量の関係を示す図である。
【図１】
2004359974.tif 000005
【図２】
2004359974.tif 000006
【図３】
2004359974.tif 000007