JP7400707B2 - Steel plate and its manufacturing method - Google Patents

Description

本発明は、自動車用の部品等に用いられる鋼板及びその製造方法に関する。 TECHNICAL FIELD The present invention relates to a steel plate used for automobile parts, etc., and a method for manufacturing the same.

近年、地球環境保全の観点から、ＣＯ_２排出量の抑制を目的として自動車のさらなる燃費改善が求められている。自動車の燃費改善には、部品の薄肉化による自動車の軽量化が有効である。そのため、近年、自動車用の部品に対する高強度鋼板の使用量が増加しつつある。 In recent years, from the perspective of preserving the global environment, there has been a demand for further improvement in the fuel efficiency of automobiles with the aim of suppressing CO ₂ emissions. An effective way to improve automobile fuel efficiency is to reduce the weight of automobiles by making parts thinner. Therefore, in recent years, the amount of high-strength steel sheets used for automobile parts has been increasing.

しかし、高強度鋼板を使用した部品では、一般的に耐遅れ破壊特性の劣化が懸念される。ここで、遅れ破壊とは、応力が加わった状態で部品が水素侵入環境下に置かれたときに、水素が部品を構成する鋼板内に侵入し、原子間結合力を低下させることや局所的な変形を生じさせることで微小亀裂が生じ、その微小亀裂が進展することで破壊に至る現象である。 However, in parts using high-strength steel plates, there is generally a concern that delayed fracture resistance may deteriorate. Here, delayed fracture is a phenomenon that occurs when a component is placed in a hydrogen intrusion environment under stress, and hydrogen enters the steel plate that makes up the component, reducing the interatomic bonding force and causing local damage. This is a phenomenon in which micro-cracks occur due to severe deformation, and the micro-cracks propagate leading to destruction.

微小亀裂は旧オーステナイト粒界から生じやすいため、この旧オーステナイト粒界の存在が遅れ破壊の発生を招く要因の１つとなる。 Since microcracks are likely to occur from prior austenite grain boundaries, the presence of these prior austenite grain boundaries is one of the causes of delayed fracture occurrence.

このような高強度鋼板の遅れ破壊を抑制する技術として、例えば、特許文献１には、成分組成は、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．３～１．０％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．００５～０．１％、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５～０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、Ｃｒ：０．２％以上４．０％以下、Ｍｏ：０．２％以上４．０％以下、Ｎｉ：０．２％以上４．０％以下のうちいずれか一種または二種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、主相組織は、フェライトと炭化物が層をなしており、さらに、炭化物のアスペクト比が１０以上で、かつ、層の間隔が５０ｎｍ以下である層状組織が組織全体に対する体積率で６５％以上であることを特徴とする引張強さが１５００ＭＰａ以上の高強度鋼板が開示されている。 As a technique for suppressing such delayed fracture of high-strength steel plates, for example, Patent Document 1 discloses that the component composition is, in mass%, C: 0.3 to 1.0%, Si: 2.0% or less, Contains Mn: 2.0% or less, P: 0.005 to 0.1%, S: 0.05% or less, Al: 0.005 to 0.1%, N: 0.01% or less, Cr: Contains one or more of the following: 0.2% to 4.0%, Mo: 0.2% to 4.0%, Ni: 0.2% to 4.0%, and the remainder is composed of Fe and unavoidable impurities, and the main phase structure is a layered structure of ferrite and carbide.Furthermore, the entire structure is a layered structure in which the aspect ratio of carbide is 10 or more and the spacing between the layers is 50 nm or less. A high-strength steel plate having a tensile strength of 1500 MPa or more and characterized in that the volume fraction thereof is 65% or more is disclosed.

また、特許文献２には、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量が質量％で（１）式：「Ｃ≧０．１」および（２）式：「１７．５３Ｃ＋１３．７５Ｓｉ＋６．２５Ｍｎ＜２４」を満たし残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有し、フェライト＋ 球状セメンタイト組織、フェライト＋パーライト組織、 パーライト組織のいずれかの冷間加工された金属組織を呈し、ばね限界値が２５０ＭＰａ以上、導電率が７％ＩＡＣＳ以上である導電性に優れたばね用鋼板が開示されている。 Furthermore, in Patent Document 2, the contents of C, Si, and Mn are expressed in mass% by formula (1): "C≧0.1" and formula (2): "17.53C+13.75Si+6.25Mn<24". The remaining part has a chemical composition consisting of Fe and unavoidable impurities, exhibits a cold worked metal structure of ferrite + spheroidal cementite structure, ferrite + pearlite structure, or pearlite structure, and has a spring limit value of 250 MPa or more, A steel plate for springs with excellent electrical conductivity and an electrical conductivity of 7% IACS or higher is disclosed.

特開２０１０－１３８４８８号JP2010-138488 特開２００４－１５６１２０号JP 2004-156120

しかし、特許文献１の技術では、遅れ破壊を抑制する効果が見られるものの、その効果は必ずしも十分とは言えず、実施例に提示されている図を見ても、十分に圧延されているパーライト組織と十分に圧延されていないパーライトが混在しており、耐遅れ破壊特性のさらなる改善が求められているのが現状である。 However, although the technique of Patent Document 1 has the effect of suppressing delayed fracture, the effect is not necessarily sufficient. Currently, there is a coexistence of microstructure and pearlite that has not been sufficiently rolled, and further improvement in delayed fracture resistance is required.

また、特許文献２の技術では、パーライト組織を活用しているものの、冷間圧延率が不十分なため、耐遅れ破壊特性は十分ではないと思われる。 Further, although the technique of Patent Document 2 utilizes a pearlite structure, the cold rolling rate is insufficient, so it seems that the delayed fracture resistance is not sufficient.

本発明は、上記の現状に鑑み開発されたものであって、高強度であり、かつ、耐遅れ破壊特性にも優れる鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。 The present invention was developed in view of the above-mentioned current situation, and an object of the present invention is to provide a steel plate having high strength and excellent delayed fracture resistance, and a method for manufacturing the same.

さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、鋭意検討を重ねたところ、以下の知見を得た。
（ａ）パーライト組織を様々な方向に強加工することで旧オーステナイト粒界が減少し、高強度となり、耐遅れ破壊特性に優れる。
（ｂ）鋼板内の板厚方向における各パーライト相の硬度比を低減することで、微小亀裂の発生を抑制でき、優れた耐遅れ破壊特性を得ることが可能となる。
（ｃ）強加工前のパーライト相のラメラ間隔を微細にすることで高強度を得ることができ、ラメラ間隔を微細にするためには強加工前の熱処理時の保持温度をＣ量に応じて制御するのが好ましい。 Now, the inventors have made extensive studies to achieve the above object, and have obtained the following findings.
(a) By strongly processing the pearlite structure in various directions, prior austenite grain boundaries are reduced, resulting in high strength and excellent delayed fracture resistance.
(b) By reducing the hardness ratio of each pearlite phase in the thickness direction of the steel sheet, it is possible to suppress the occurrence of microcracks and to obtain excellent delayed fracture resistance.
(c) High strength can be obtained by making the lamella spacing of the pearlite phase finer before heavy working, and in order to make the lamella spacing finer, the holding temperature during heat treatment before hard working should be adjusted according to the amount of C. Preferably controlled.

本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．２０％以上０．９０％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：１．５０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、および残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼組織全体に対する面積率で、圧延加工パーライトが９５％以上であり、板厚方向で測定される最大硬度と最小硬度の比である最大硬度／最小硬度が１．０以上２．０以下であり、引張強さが１５００ＭＰａ以上である鋼板。
［２］前記成分組成として、さらに、質量％で、Ｃｒ：４．０％以下、Ｍｏ：４.０％以下、Ｖ：０．５％以下、およびＮｉ：０．１０％以下のうちから選ばれた少なくとも１種を含有する、［１］に記載の鋼板。
［３］前記成分組成として、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．０２０％以下、Ｃｕ：０．２０％以下、Ｂ：０．００２０％以下、Ｓｂ：０．１０％以下、およびＳｎ：０．１０％以下のうちから選ばれた少なくとも１種を含有する、［１］または［２］に記載の鋼板。
［４］［１］～［３］のいずれかに記載の成分組成を有し、鋼組織全体に対する面積率で、９５％以上のパーライトを有し、該パーライト組織の平均ラメラ間隔が３００ｎｍ以下である鋼素材を、以下の１）～４）の条件全てを満たす複数方向での冷間圧延条件で冷間圧延を施す冷間圧延工程を含む鋼板の製造方法。
１） 圧延方向の数ｎ：ｎは整数、ｎ≧２
２） １つの圧延方向における最小総圧下率ｒ：ｒ≧１０％
３） 全方向の合計の総圧下率Ｒ：Ｒ≧９０％
４） １回目の冷間圧延後の各圧延方向の１回目の冷間圧延方向に対する角度のうち、０°超９０°以下となる角度を読み取るとき、前記各圧延方向の中で最も大きな角度となる角度Ｘｍａｘ：６０°≦Ｘｍａｘ≦９０°
［５］［１］～［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、９００℃以上の加熱温度で１分以上保持した後、１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、（８５０－３８０［Ｃ］^１／２）℃以上（９５０－３８０［Ｃ］^１／２）℃以下（［Ｃ］は前記鋼素材に含まれるＣ含有量である。）で２０分以上保持した後、室温まで冷却する熱処理工程と、以下の１）～４）の条件全てを満たす複数方向での冷間圧延条件で冷間圧延を施す冷間圧延工程と、を含む高強度鋼板の製造方法。
１） 圧延方向の数ｎ：ｎは整数、ｎ≧２
２） １つの圧延方向における最小総圧下率ｒ：ｒ≧１０％
３） 全方向の合計の総圧下率Ｒ：Ｒ≧９０％
４） １回目の冷間圧延後の各圧延方向の１回目の冷間圧延方向に対する角度のうち、０°超９０°以下となる角度を読み取るとき、前記各圧延方向の中で最も大きな角度となる角度Ｘｍａｘ：６０°≦Ｘｍａｘ≦９０° The present invention was completed based on the above findings and further studies.
That is, the gist of the present invention is as follows.
[1] In mass%, C: 0.20% or more and 0.90% or less, Si: 0.50% or less, Mn: 1.50% or less, P: 0.050% or less, S: 0.020% Below, the composition is Al: 0.10% or less, N: 0.010% or less, and the remainder is Fe and unavoidable impurities. A steel plate having a maximum hardness/minimum hardness, which is a ratio of maximum hardness to minimum hardness measured in the thickness direction, of 1.0 or more and 2.0 or less, and a tensile strength of 1500 MPa or more.
[2] The component composition is further selected from Cr: 4.0% or less, Mo: 4.0% or less, V: 0.5% or less, and Ni: 0.10% or less, in mass %. The steel plate according to [1], containing at least one kind of.
[3] The component composition further includes, in mass %, Nb: 0.020% or less, Ti: 0.020% or less, Cu: 0.20% or less, B: 0.0020% or less, Sb: 0. The steel plate according to [1] or [2], containing at least one selected from 10% or less and Sn: 0.10% or less.
[4] It has the component composition according to any one of [1] to [3], has pearlite in an area ratio of 95% or more with respect to the entire steel structure, and has an average lamella spacing of the pearlite structure of 300 nm or less. A method for producing a steel plate, which includes a cold rolling process in which a certain steel material is cold rolled under cold rolling conditions in multiple directions that satisfy all of the following conditions 1) to 4).
1) Number of rolling directions n: n is an integer, n≧2
2) Minimum total reduction rate r in one rolling direction: r≧10%
3) Total rolling reduction ratio R in all directions: R≧90%
4) When reading the angle of more than 0° to 90° among the angles of each rolling direction with respect to the first cold rolling direction after the first cold rolling, the angle is the largest angle among the above rolling directions. Angle Xmax: 60°≦Xmax≦90°
[5] A steel material having a composition according to any one of [1] to [3] is held at a heating temperature of 900°C or higher for 1 minute or more, and then cooled at an average cooling rate of 10°C/second or higher. , held at (850-380 [C] ^1/2 ) °C or higher and (950-380 [C] ^1/2 ) °C or lower ([C] is the C content contained in the steel material) for 20 minutes or more. After that, a heat treatment step in which the steel sheet is cooled to room temperature, and a cold rolling step in which cold rolling is performed under cold rolling conditions in multiple directions that satisfy all of the following conditions 1) to 4). Method.
1) Number of rolling directions n: n is an integer, n≧2
2) Minimum total reduction rate r in one rolling direction: r≧10%
3) Total rolling reduction ratio R in all directions: R≧90%
4) When reading the angle of more than 0° to 90° among the angles of each rolling direction with respect to the first cold rolling direction after the first cold rolling, the angle is the largest angle among the above rolling directions. Angle Xmax: 60°≦Xmax≦90°

本発明によれば、高強度であり、かつ、耐遅れ破壊特性にも優れる鋼板が得られる。そして、特に、本発明の鋼板および該鋼板を用いてなる高強度鋼板を自動車用の部品に適用することにより、自動車車体の軽量化を通じて、自動車車体の高性能化が可能となる。 According to the present invention, a steel plate having high strength and excellent delayed fracture resistance can be obtained. In particular, by applying the steel plate of the present invention and the high-strength steel plate made using the steel plate to automobile parts, it is possible to improve the performance of the automobile body by reducing the weight of the automobile body.

本発明を、以下の実施形態に基づき説明する。
本発明の鋼板は、質量％で、Ｃ：０．２０％以上０．９０％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：１．５０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、および残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼組織全体に対する面積率で、圧延加工パーライトが９５％以上であり、板厚方向で測定される最大硬度と最小硬度の比である最大硬度／最小硬度が１．０以上２．０以下であり、引張強さが１５００ＭＰａ以上である。 The present invention will be explained based on the following embodiments.
The steel plate of the present invention has, in mass %, C: 0.20% or more and 0.90% or less, Si: 0.50% or less, Mn: 1.50% or less, P: 0.050% or less, and S: 0. .020% or less, Al: 0.10% or less, N: 0.010% or less, and the remainder consists of Fe and unavoidable impurities. % or more, the maximum hardness/minimum hardness, which is the ratio of the maximum hardness to the minimum hardness measured in the plate thickness direction, is 1.0 or more and 2.0 or less, and the tensile strength is 1500 MPa or more.

まず、本発明の高強度鋼板の成分組成について説明する。下記の成分組成の説明において、成分の含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。 First, the composition of the high-strength steel sheet of the present invention will be explained. In the following description of the component composition, "%", which is the unit of content of the component, means "% by mass".

Ｃ：０．２０％以上０．９０％以下
Ｃは、炭化物を形成し、高強度を得るために必要である。また、Ｃは、パーライトのラメラ間隔を微細にし、パーライトの強度を上昇させ、本発明で目的とする強度（ＴＳ）がＴＳ≧１５００ＭＰａを確保する観点から必要である。Ｃ含有量が０．２０％未満では、上記した所定の強度を得ることができなくなる。したがって、Ｃ含有量は０．２０％以上とする。好ましくは０．３０％以上とし、より好ましくは０．４０％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．９０％を超えると、冷間圧延性が劣化するのみならず、各パーライトの最大硬度と最小硬度の比を大きくすることにより、耐遅れ破壊特性を低下させる。したがって、Ｃ含有量は０．９０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．８８％以下とし、より好ましくは０．８６％以下とする。 C: 0.20% or more and 0.90% or less C is necessary to form carbides and obtain high strength. Further, C is necessary from the viewpoint of making the lamella spacing of pearlite finer, increasing the strength of pearlite, and ensuring the strength (TS) aimed at in the present invention is TS≧1500 MPa. If the C content is less than 0.20%, the above-mentioned predetermined strength cannot be obtained. Therefore, the C content is set to 0.20% or more. Preferably it is 0.30% or more, more preferably 0.40% or more. On the other hand, when the C content exceeds 0.90%, not only the cold rollability deteriorates, but also the delayed fracture resistance decreases by increasing the ratio between the maximum hardness and the minimum hardness of each pearlite. Therefore, the C content is set to 0.90% or less. The C content is preferably 0.88% or less, more preferably 0.86% or less.

Ｓｉ：０．５０％以下
Ｓｉは固溶強化による強化元素であり、強度を増加するために添加される。しかしながら、Ｓｉは添加しすぎると酸化物を形成するため、酸化物が遅れ破壊の起点となり耐遅れ破壊特性を劣化させる。また、Ｓｉは炭化物の生成を抑制する元素であるため、パーライトのラメラ間隔を大きくし、強度を低下させるのみならず、各パーライトの最大硬度と最小硬度の比を大きくすることにより、耐遅れ破壊特性を低下させる。したがって、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．４０％以下とし、より好ましくは０．３０％以下とする。Ｓｉ含有量の下限は特に限定しないが、０．００１％以上であることが好ましい。 Si: 0.50% or less Si is a strengthening element through solid solution strengthening, and is added to increase strength. However, if too much Si is added, it forms an oxide, which becomes a starting point for delayed fracture and deteriorates the delayed fracture resistance. In addition, since Si is an element that suppresses the formation of carbides, it not only increases the lamella spacing of pearlite and reduces strength, but also increases the ratio of the maximum hardness and minimum hardness of each pearlite to resist delayed fracture. Reduce properties. Therefore, the Si content is set to 0.50% or less. The Si content is preferably 0.40% or less, more preferably 0.30% or less. Although the lower limit of the Si content is not particularly limited, it is preferably 0.001% or more.

Ｍｎ：１．５０％以下
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させ、所定の強度を確保するために含有させる。しかしながら、Ｍｎが多くなりすぎると、ミクロ偏析によるマルテンサイト組織を生じやすく、所定のパーライトの面積率を得られず、耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、Ｍｎ含有量は１．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．４０％以下とし、より好ましくは１．３０％以下とする。Ｍｎ含有量の下限は特に限定しないが、０．１０％以上であることが好ましい。 Mn: 1.50% or less Mn is included in order to improve the hardenability of the steel and ensure a predetermined strength. However, if Mn is too large, a martensitic structure is likely to occur due to microsegregation, making it impossible to obtain a predetermined pearlite area ratio and deteriorating delayed fracture resistance. Therefore, the Mn content is set to 1.50% or less. The Mn content is preferably 1.40% or less, more preferably 1.30% or less. Although the lower limit of the Mn content is not particularly limited, it is preferably 0.10% or more.

Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは、鋼を強化する元素であるが、その含有量が多いとミクロ偏析することで耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、Ｐ含有量は０．０５０％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３０％以下とする。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在において、工業的に実施可能な下限は０．００３％程度である。よって、Ｐ含有量は、好ましくは０．００３％以上とする。Ｐ含有量は、より好ましくは０．００２％以上とする。 P: 0.050% or less P is an element that strengthens steel, but if its content is high, it causes micro-segregation and deteriorates delayed fracture resistance. Therefore, the P content is set to 0.050% or less. The P content is preferably 0.030% or less. Note that the lower limit of the P content is not particularly limited, but at present, the lower limit that is industrially practicable is about 0.003%. Therefore, the P content is preferably 0.003% or more. The P content is more preferably 0.002% or more.

Ｓ：０．０２０％以下
Ｓは、ＭｎＳ等の形成を通じて耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、Ｓ含有量は０．０２０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１０％以下とする。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在において、工業的に実施可能な下限は０．０００２％程度である。よって、Ｓ含有量は、好ましくは０．０００２％以上とする。Ｓ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上とする。 S: 0.020% or less S deteriorates delayed fracture resistance through the formation of MnS and the like. Therefore, the S content is set to 0.020% or less. The S content is preferably 0.010% or less. Note that the lower limit of the S content is not particularly limited, but at present, the lower limit that is industrially practicable is about 0.0002%. Therefore, the S content is preferably 0.0002% or more. The S content is more preferably 0.0005% or more.

Ａｌ：０．１０％以下
Ａｌは十分な脱酸を行い、鋼中の粗大介在物を低減し、耐遅れ破壊特性を良好にするために添加される。しかしながら、Ａｌ含有量が０．１０％超えとなると、ＡｌＮ等の窒化物系の析出物が粗大に生成するため、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下とする。 Al: 0.10% or less Al is added to sufficiently deoxidize, reduce coarse inclusions in the steel, and improve delayed fracture resistance. However, when the Al content exceeds 0.10%, nitride-based precipitates such as AlN are formed coarsely, resulting in decreased delayed fracture resistance. Therefore, the Al content is set to 0.10% or less. Preferably it is 0.08% or less.

Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、結晶粒界をピン止めできるＡｌＮ等の窒化物系の析出物を生成する元素であり、耐遅れ破壊特性を良好にするために添加される。しかし、含有量が０．１０％超えとなると、ＡｌＮ等の窒化物系の析出物が粗大に生成するため、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは０．００５％以下とする。なお、Ｎ含有量の下限は特に限定されるものではないが、現在において、工業的に実施可能な下限は０．０００６％程度である。よって、好ましくは０．０００６％以上とする。より好ましくは０．００１０％以上とする。 N: 0.010% or less N is an element that generates nitride-based precipitates such as AlN that can pin grain boundaries, and is added to improve delayed fracture resistance. However, if the content exceeds 0.10%, coarse nitride-based precipitates such as AlN are formed, resulting in decreased delayed fracture resistance. Therefore, the N content is set to 0.010% or less. Preferably it is 0.005% or less. Note that the lower limit of the N content is not particularly limited, but at present, the industrially practicable lower limit is about 0.0006%. Therefore, it is preferably 0.0006% or more. More preferably, it is 0.0010% or more.

上記以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。 The remainder other than the above is Fe and unavoidable impurities.

本発明の鋼板には、上記の成分に加えて、下記の成分を任意成分として含有させることができる。なお、本発明において、下記の任意成分を各成分の下限値未満で含む場合、その成分は後述する不可避的不純物として含まれるものとする。 In addition to the above-mentioned components, the steel plate of the present invention can contain the following components as optional components. In the present invention, when the following optional components are contained below the lower limit of each component, the components are included as inevitable impurities described below.

Ｃｒ：４．０％以下、Ｍｏ：４．０％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｎｉ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．０２０％以下、Ｃｕ：０．２０％以下、Ｂ：０．００２０％以下、Ｓｂ：０．１０％以下、Ｓｎ：０．１０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉは、炭化物を形成し、冷間圧延後の鋼の強度を高めるために含有させることができる。しかしながら、いずれの元素も多くなりすぎると炭化物等の析出物量が過剰となり粗大化するため、耐遅れ破壊特性が低下する。そのため、Ｃｒを含有させる場合には、Ｃｒ含有量は４．０％以下とすることが好ましく、より好ましくは３．５％以下とする。Ｍｏを含有させる場合には、Ｍｏ含有量は４．０％以下とすることが好ましく、より好ましくは３．５％以下とする。Ｖを含有させる場合には、Ｖ含有量は０．５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．４％以下とする。Ｎｉを含有させる場合には、Ｎｉ含有量は０．１０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０５％以下とする。一方、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉの下限は特に限定しないが、鋼の強度を高める目的でいずれも０．００５％以上が好ましい。 Cr: 4.0% or less, Mo: 4.0% or less, V: 0.5% or less, Ni: 0.10% or less, Nb: 0.020% or less, Ti: 0.020% or less, Cu: One or more of Cr, Mo, V, and Ni selected from 0.20% or less, B: 0.0020% or less, Sb: 0.10% or less, Sn: 0.10% or less, It can be included to form carbides and increase the strength of steel after cold rolling. However, if the content of either element is too large, the amount of precipitates such as carbides becomes excessive and becomes coarse, resulting in a decrease in delayed fracture resistance. Therefore, when Cr is contained, the Cr content is preferably 4.0% or less, more preferably 3.5% or less. When Mo is contained, the Mo content is preferably 4.0% or less, more preferably 3.5% or less. When V is contained, the V content is preferably 0.5% or less, more preferably 0.4% or less. When Ni is contained, the Ni content is preferably 0.10% or less, more preferably 0.05% or less. On the other hand, the lower limits of Cr, Mo, V, and Ni are not particularly limited, but are preferably 0.005% or more for the purpose of increasing the strength of the steel.

ＮｂやＴｉは、微細析出物の生成を通じて、高強度化に寄与する。しかしながら、ＮｂやＴｉを多量に含有させると、炭窒化物系の析出物量が過剰となり粗大化するため、耐遅れ破壊特性が低下する。このため、ＮｂおよびＴｉのうちから選ばれた１種または２種を含有させる場合には、Ｎｂ含有量は０．０２０％以下、Ｔｉ含有量は０．０２０％以下とすることが好ましい。より好ましくはＮｂ含有量は０．０１５％以下、Ｔｉ含有量は０．０１５％以下とする。一方、ＮｂやＴｉの下限は特に限定しないが、鋼の強度を高める目的でいずれも０．００２％以上が好ましい。 Nb and Ti contribute to high strength through the formation of fine precipitates. However, when a large amount of Nb or Ti is contained, the amount of carbonitride-based precipitates becomes excessive and becomes coarse, resulting in a decrease in delayed fracture resistance. Therefore, when one or two selected from Nb and Ti are contained, the Nb content is preferably 0.020% or less and the Ti content is preferably 0.020% or less. More preferably, the Nb content is 0.015% or less, and the Ti content is 0.015% or less. On the other hand, the lower limits of Nb and Ti are not particularly limited, but both are preferably 0.002% or more for the purpose of increasing the strength of the steel.

Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。Ｂ含有により、Ｍｎ含有量が少ない場合であっても、所定の強度を得る効果が得られる。しかしながら、Ｂ含有量が０．００２０％超えになると、ＢＮ等の窒化物系の析出物量が過剰となり粗大化するため、耐遅れ破壊特性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．００２０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００１５％以下とする。一方、Ｂの下限は特に限定しないが、鋼の強度を高める目的で０．０００２％以上が好ましい。 B is an element that improves the hardenability of steel. By containing B, even when the Mn content is low, the effect of obtaining a predetermined strength can be obtained. However, when the B content exceeds 0.0020%, the amount of nitride-based precipitates such as BN becomes excessive and becomes coarse, resulting in a decrease in delayed fracture resistance. Therefore, the B content is preferably 0.0020% or less. More preferably, it is 0.0015% or less. On the other hand, the lower limit of B is not particularly limited, but is preferably 0.0002% or more for the purpose of increasing the strength of the steel.

Ｃｕは、自動車の使用環境での耐食性を向上させ、かつ腐食生成物が鋼板表面を被覆して鋼板への水素侵入を抑制する効果がある。しかしながら、Ｃｕ含有量が過剰になると、ＣｕＳ等の析出物量が過剰となり粗大化するため、耐遅れ破壊特性が低下する。そのため、Ｃｕ含有量は０．２０％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．１５％以下である。一方、Ｃｕの下限は特に限定しないが、自動車の最低限度の耐食性を得る目的で０．００５％以上が好ましい。 Cu has the effect of improving corrosion resistance in the environment of automobile use and suppressing hydrogen intrusion into the steel plate by coating the surface of the steel plate with corrosion products. However, when the Cu content becomes excessive, the amount of precipitates such as CuS becomes excessive and becomes coarse, resulting in a decrease in delayed fracture resistance. Therefore, the Cu content is preferably 0.20% or less. The Cu content is more preferably 0.15% or less. On the other hand, the lower limit of Cu is not particularly limited, but is preferably 0.005% or more in order to obtain the minimum corrosion resistance of automobiles.

Ｓｂ、Ｓｎは、鋼板表層部での酸化や窒化を抑制し、ひいては鋼板表層部での酸化や窒化に伴う鋼中のＣやＢの低減を抑制する。また、Ｓｂは、鋼板表層部でのフェライト生成を抑制し、高強度化に寄与する。しかしながら、ＳｂやＳｎ含有量が０．１０％を超えると、ミクロ偏析することで耐遅れ破壊特性を劣化させる。したがって、Ｓｂ含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．０８％以下である。Ｓｎ含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．０８％以下である。一方、ＳｂやＳｎの下限は特に限定しないが、鋼中のＣやＢの低減を抑制し、鋼の強度を高める目的でいずれも０．００５％以上が好ましい。 Sb and Sn suppress oxidation and nitridation in the surface layer of the steel sheet, and further suppress reduction of C and B in the steel due to oxidation and nitridation in the surface layer of the steel sheet. Furthermore, Sb suppresses the formation of ferrite in the surface layer of the steel sheet and contributes to increasing the strength. However, if the Sb or Sn content exceeds 0.10%, micro-segregation occurs and the delayed fracture resistance deteriorates. Therefore, the Sb content is preferably 0.10% or less. The Sb content is more preferably 0.08% or less. The Sn content is preferably 0.10% or less. The Sn content is more preferably 0.08% or less. On the other hand, the lower limits of Sb and Sn are not particularly limited, but are preferably 0.005% or more for the purpose of suppressing the reduction of C and B in the steel and increasing the strength of the steel.

次いで、本発明の高強度鋼板の鋼組織について説明する。 Next, the steel structure of the high-strength steel plate of the present invention will be explained.

本発明の高強度鋼板の鋼組織は、圧延加工パーライトが９５％以上である。なお、以降の説明において、面積率とは、鋼組織全体に対する面積率のことを指す。 The steel structure of the high-strength steel plate of the present invention contains 95% or more of rolled pearlite. In addition, in the following description, the area ratio refers to the area ratio with respect to the entire steel structure.

圧延加工パーライトの面積率：９５％以上
圧延加工パーライトは高強度を得て、かつ旧オーステナイト粒界を無くし良好な耐遅れ破壊特性を得る観点から必要である。したがって、圧延加工パーライトの面積率は、９５％以上とする。好ましくは９７％以上とし、より好ましくは９９％以上とする。上限は特に限定せず、１００％であっても構わない。 Area ratio of rolled pearlite: 95% or more Rolled pearlite is necessary from the viewpoint of obtaining high strength and eliminating prior austenite grain boundaries to obtain good delayed fracture resistance. Therefore, the area ratio of rolled pearlite is 95% or more. Preferably it is 97% or more, more preferably 99% or more. The upper limit is not particularly limited and may be 100%.

なお、ここでいうパーライトとは、フェライトと針状セメンタイトからなる組織であり、圧延加工パーライトとはパーライトが圧延加工された組織である。圧延加工パーライトの硬さはＨＶ換算で３００以上である。換算方法については、硬さの異なるパーライトのサンプルにてビッカース硬さＨＶと、本発明の実施例にある硬度測定を行い、パーライトの硬さがＨＶ換算で３００以上の場合を、圧延加工されたと定義する。 Note that pearlite here is a structure consisting of ferrite and acicular cementite, and rolled pearlite is a structure obtained by rolling pearlite. The hardness of rolled pearlite is 300 or more in terms of HV. Regarding the conversion method, we measured the Vickers hardness HV and the hardness described in the examples of the present invention on pearlite samples with different hardnesses, and when the hardness of pearlite was 300 or more in HV conversion, it was considered that it had been rolled. Define.

その他の金属相の面積率：５％未満
本発明の一実施形態に従う鋼板の組織には、圧延加工パーライト以外のその他の金属相を含んでいてもよい。ここで、その他の金属相の面積率は５％未満であれば許容される。
その他の金属相としては、例えば、フェライト、マルテンサイト、ベイナイトが挙げられる。 Area ratio of other metal phases: less than 5% The structure of the steel sheet according to an embodiment of the present invention may contain metal phases other than rolled pearlite. Here, the area ratio of other metal phases is allowed as long as it is less than 5%.
Examples of other metal phases include ferrite, martensite, and bainite.

なお、ここでいうフェライトとは、ＢＣＣ格子の結晶粒からなる組織であり、比較的高温でオーステナイトからの変態により生成する。マルテンサイトは、マルテンサイト変態点（単にＭｓ点ともいう。）以下でオーステナイトから生成した硬質な組織を指し、焼入れままのいわゆるフレッシュマルテンサイトと、フレッシュマルテンサイトが再加熱されて焼戻されたいわゆる焼戻しマルテンサイトの両方を含むものとする。ベイナイトとは、針状又は板状のフェライト中に微細な炭化物が分散した硬質な組織であり、比較的低温（マルテンサイト変態点以上）でオーステナイトから生成する。 Note that ferrite here is a structure consisting of crystal grains in a BCC lattice, and is generated by transformation from austenite at a relatively high temperature. Martensite refers to a hard structure generated from austenite below the martensite transformation point (also simply referred to as the Ms point). It shall contain both tempered martensite. Bainite is a hard structure in which fine carbides are dispersed in needle-like or plate-like ferrite, and is generated from austenite at a relatively low temperature (above the martensitic transformation point).

ここで、各相の面積率は以下のようにして測定する。 Here, the area ratio of each phase is measured as follows.

すなわち、鋼板の母材領域から、圧延方向に平行なＬ断面が試験面となるように試験片を採取する。ついで、試験片の試験面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出する。組織現出した試験片の試験面を、ＳＥＭにより倍率１５００倍で観察し、ポイントカウンティング法により、板厚１／４位置における圧延加工パーライト以外の面積率を測定する。 That is, a test piece is taken from the base material region of the steel plate so that the L cross section parallel to the rolling direction serves as the test surface. Next, the test surface of the test piece is mirror polished and the structure is exposed using nital solution. The test surface of the test piece on which the structure has been exposed is observed using a SEM at a magnification of 1500 times, and the area ratio other than rolled pearlite at a position of 1/4 of the plate thickness is measured using a point counting method.

なお、ＳＥＭ像では、マルテンサイトは白色の組織を呈している。また、マルテンサイトのうち焼戻しマルテンサイトでは、内部に微細な炭化物が析出している。フェライトは、黒色の組織を呈している。ベイナイトは、黒色の組織の中に白色の炭化物が析出している。これらの点から、ＳＥＭ像において各相を識別する。ただし、ブロック粒の面方位とエッチングの程度によっては、内部の炭化物が現出しにくい場合もあるので、その場合はエッチングを十分に行い確認するものとする。 Note that in the SEM image, martensite exhibits a white structure. Further, among martensite, tempered martensite has fine carbides precipitated inside. Ferrite exhibits a black structure. Bainite has white carbide precipitated within a black structure. From these points, each phase is identified in the SEM image. However, depending on the plane orientation of the block grains and the degree of etching, internal carbides may be difficult to reveal, so in that case, sufficient etching should be performed to confirm.

圧延加工パーライトの面積率は、１００％から圧延加工パーライト以外の面積率を減ずることにより算出する。 The area ratio of rolled pearlite is calculated by subtracting the area ratio of other than rolled pearlite from 100%.

板厚方向で測定される最大硬度と最小硬度の比である最大硬度／最小硬度が１．０以上２．０以下
耐遅れ破壊特性を良好にするためには、遅れ破壊の初期亀裂を抑止する必要がある。遅れ破壊の初期亀裂は各相の硬度差が大きい場合に発生することが多いため、各圧延加工パーライトの硬度比は小さいほど好ましい。各相の硬度を測定するためには圧痕サイズは対角線長さで５００ｎｍ以下であることが好ましい。また、硬さデータを十分に確保するため圧痕間隔は５．０μｍ以下であることが好ましい。ただし、圧痕同士の干渉を防ぐため、圧痕間隔は１．５μｍ以上であることが好ましい。本発明では、板厚方向で測定される最大硬度と最小硬度の比である最大硬度／最小硬度は２．０以下とする。好ましくは１．８以下であり、より好ましくは１．７以下である。硬度比は低いほど好ましく、最も低い場合は１．０となるため、下限は１．０とする。 Maximum hardness/minimum hardness, which is the ratio of maximum hardness to minimum hardness measured in the plate thickness direction, is 1.0 or more and 2.0 or less In order to improve delayed fracture resistance, it is necessary to suppress the initial cracking of delayed fracture. There is a need. Since initial cracks of delayed fracture often occur when the difference in hardness between the phases is large, it is preferable that the hardness ratio of each rolled pearlite be as small as possible. In order to measure the hardness of each phase, the indentation size is preferably 500 nm or less in diagonal length. Furthermore, in order to ensure sufficient hardness data, the indentation interval is preferably 5.0 μm or less. However, in order to prevent interference between the impressions, the interval between the impressions is preferably 1.5 μm or more. In the present invention, the maximum hardness/minimum hardness, which is the ratio of the maximum hardness to the minimum hardness measured in the thickness direction, is 2.0 or less. Preferably it is 1.8 or less, more preferably 1.7 or less. The lower the hardness ratio, the more preferable it is, and the lowest case is 1.0, so the lower limit is set to 1.0.

ここで、硬度は、以下のようにして測定する。 Here, hardness is measured as follows.

すなわち、鋼板の母材領域の板幅中央部から、金属組織観察用の試験片を採取する。ついで、金属組織観察用の試験片を研磨し、５００μＮの荷重（載荷１０ｓ、除荷１０ｓ）にて、圧延方向に平行であり、板厚方向の断面内の、５０μｍ×５０μｍの測定エリアを３μｍ間隔で測定する。この測定を鋼板表面から裏面にかけて実施する。この結果から、測定値のなかで最も大きな値を最大硬度、最も小さな値を最小硬度として、最大硬度／最小硬度を求めた。硬度の測定は、Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社製ＴｒｉｂｏＳｃｏｐｅ／ＴｒｉｂｏＩｎｄｅｎｔｅｒを用いて実施した。なお、圧痕サイズが各圧延加工パーライトの板厚方向の長さよりも小さければ、荷重は５００μＮより小さくても、大きくても構わない。圧痕間隔は圧痕サイズに応じて圧痕が近くなりすぎないように調整すればよく、３μｍ間隔でなくても構わない。通常、圧痕間隔は圧痕サイズの３倍以上とする。鋼板表面から裏面にかけて硬度測定が実施できれば、一回の測定エリアも５０μｍ×５０μｍに限定しない。 That is, a test piece for metallographic observation is taken from the center of the sheet width in the base material region of the steel sheet. Next, the test piece for metallographic observation was polished, and under a load of 500 μN (loading 10 s, unloading 10 s), a measurement area of 50 μm x 50 μm in a cross section parallel to the rolling direction and in the plate thickness direction was polished to 3 μm. Measure in intervals. This measurement is carried out from the front surface to the back surface of the steel plate. From this result, the maximum hardness/minimum hardness was determined by setting the largest value among the measured values as the maximum hardness and the smallest value as the minimum hardness. The hardness was measured using TriboScope/TriboIndenter manufactured by Hysitron. Note that as long as the indentation size is smaller than the length of each rolled pearlite in the plate thickness direction, the load may be smaller or larger than 500 μN. The interval between the indentations may be adjusted according to the indentation size so that the indentations do not become too close together, and the interval does not need to be 3 μm. Usually, the indentation interval is at least three times the indentation size. As long as the hardness can be measured from the front surface to the back surface of the steel plate, the area for one measurement is not limited to 50 μm×50 μm.

なお、本発明の一実施形態に従う鋼板は、めっき層を有していてもよい。めっき層としては、例えば、Ｚｎ系めっきやＡｌ系めっきなどが挙げられる。 In addition, the steel plate according to one embodiment of the present invention may have a plating layer. Examples of the plating layer include Zn-based plating and Al-based plating.

次いで、本発明の鋼板の特性（機械的特性）について説明する。 Next, the characteristics (mechanical characteristics) of the steel sheet of the present invention will be explained.

本発明の一実施形態に従う鋼板の引張強さは、１５００ＭＰａ以上である。本発明の一実施形態に従う鋼板の引張強さは、好ましくは１６００ＭＰａ以上、より好ましくは１７００ＭＰａ以上、さらに好ましくは１８００ＭＰａ以上である。なお、本発明の一実施形態に従う鋼板の引張強さの上限は特に限定されないが、他の特性とのバランスの取りやすさの観点およびせん断加工時の刃の損傷を防ぐ観点から、２５００ＭＰａ以下が好ましい。 The tensile strength of the steel plate according to one embodiment of the present invention is 1500 MPa or more. The tensile strength of the steel plate according to one embodiment of the present invention is preferably 1600 MPa or more, more preferably 1700 MPa or more, and still more preferably 1800 MPa or more. Note that the upper limit of the tensile strength of the steel plate according to an embodiment of the present invention is not particularly limited, but from the viewpoint of easy balance with other properties and from the viewpoint of preventing damage to the blade during shearing, it is preferably 2500 MPa or less. preferable.

また、「耐遅れ破壊特性に優れる」とは、後述する方法により求めた臨界負荷応力が降伏強度（以下、単にＹＳともいう。）以上であることを意味する。臨界負荷応力は、好ましくは（ＹＳ＋１００）ＭＰａ以上、より好ましくは（ＹＳ＋２００）ＭＰａ以上である。 Moreover, "excellent delayed fracture resistance" means that the critical load stress determined by the method described below is greater than or equal to the yield strength (hereinafter also simply referred to as YS). The critical load stress is preferably (YS+100) MPa or more, more preferably (YS+200) MPa or more.

ここで、引張強さ（ＴＳ）および降伏強度（ＹＳ）は、以下のようにして測定する。
すなわち、鋼板の母材領域の板幅中央部から、圧延方向が長手方向となるように、標点間距離５０ｍｍ、標点間幅２５ｍｍのＪＩＳ５号試験片を採取する。ついで、採取したＪＩＳ５号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の規定に準拠して引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）及び降伏強度（ＹＳ）を測定する。なお、引張速度は１０ｍｍ／分とする。 Here, tensile strength (TS) and yield strength (YS) are measured as follows.
That is, a JIS No. 5 test piece with a gauge distance of 50 mm and a gauge width of 25 mm is taken from the center of the plate width in the base material region of the steel plate so that the rolling direction is the longitudinal direction. Next, using the sampled JIS No. 5 test piece, a tensile test is conducted in accordance with the provisions of JIS Z 2241 (2011), and the tensile strength (TS) and yield strength (YS) are measured. Note that the tensile speed is 10 mm/min.

また、耐遅れ破壊特性は以下の方法で評価できる。
すなわち、鋼板から、長手方向がせん断端面となるように１１０ｍｍ×３０ｍｍの試験片を採取し、当該試験片に、長手方向に対してＶ字曲げ加工を施す。ついで、ボルト、ナット及びテーパーワッシャーを用いて、Ｖ字曲げ加工した試験片を板面の両側からボルトで締め込み、狙い値で１２００ＭＰａから２４００ＭＰａまでの１０ＭＰａ間隔の種々の負荷応力がＶ字曲げ部にかかるように、成形部材試験片を作製する。ここで、負荷応力の調整は、負荷応力とボルト締込量の相関を用いて行う。なお、負荷応力とボルト締込量の相関は、ＹＵモデルを用いたＣＡＥ解析により求める。また、ＣＡＥ解析では、引張試験により求めた応力－ひずみ曲線を用いる。 Further, delayed fracture resistance can be evaluated by the following method.
That is, a 110 mm x 30 mm test piece is taken from a steel plate so that the longitudinal direction is the sheared end surface, and the test piece is subjected to a V-shaped bending process in the longitudinal direction. Then, using bolts, nuts, and taper washers, the V-shaped bent test piece was tightened with bolts from both sides of the plate surface, and various applied stresses at 10 MPa intervals from 1200 MPa to 2400 MPa were applied to the V-shaped bent part. A molded member test piece is prepared as follows. Here, the load stress is adjusted using the correlation between the load stress and the amount of bolt tightening. Note that the correlation between the applied stress and the amount of bolt tightening is determined by CAE analysis using the YU model. Further, in the CAE analysis, a stress-strain curve obtained by a tensile test is used.

そして、作製した種々の成形部材試験片を、ｐＨ＝３（２５℃）の塩酸水溶液中に９６時間浸漬し、浸漬後に遅れ破壊（割れ）がなかった成形部材試験片の負荷応力の最大値を、臨界負荷応力とする。 Then, the various molded member test pieces prepared were immersed in a hydrochloric acid aqueous solution of pH=3 (25°C) for 96 hours, and the maximum value of the applied stress of the molded member test pieces that did not show delayed fracture (cracking) after immersion was determined. , the critical load stress.

なお、遅れ破壊の判定は目視、及び、実体顕微鏡で倍率：２０倍に拡大した画像にて行い、長さ：２００μｍ以上の亀裂が確認されなかった場合に、遅れ破壊（割れ）なしと評価できる。 Delayed fracture is determined visually and using images magnified to 20x using a stereomicroscope. If no cracks with a length of 200 μm or more are observed, it can be evaluated that there is no delayed fracture (cracking). .

次に、本発明の一実施形態に従う鋼板の製造方法について説明する。 Next, a method for manufacturing a steel plate according to an embodiment of the present invention will be described.

本発明の一実施形態に従う鋼板の製造方法は、
鋼組織全体に対する面積率で、９５％以上のパーライトを有し、該パーライト組織の平均ラメラ間隔が３００ｎｍ以下である鋼素材を、以下の１）～４）の条件全てを満たす冷間圧延条件で複数方向での冷間圧延工程を有する。
１）圧延方向の数ｎ：ｎは整数、ｎ≧２
２）１つの圧延方向における最小総圧下率ｒ：ｒ≧１０％
３）総圧下率Ｒ：Ｒ≧９０％
４）１回目（初期）の冷間圧延後の２～ｎ回目の各圧延方向の１回目（初期）の冷間圧延方向に対する角度のうち、０°超９０°以下となる角度を読み取るとき、圧延方向の中で最も大きな角度となる角度Ｘｍａｘ：６０°≦Ｘｍａｘ≦９０°
鋼素材
パーライトの面積率：９５％以上
冷間圧延前の鋼素材のパーライト面積率は、冷間圧延後の圧延加工パーライトの面積率と同じとなるため、冷間圧延後に高強度を得て、かつ旧オーステナイト粒界を無くし良好な耐遅れ破壊特性を得る観点から、鋼素材のパーライトの面積率は、９５％以上とする。好ましくは９７％以上とし、より好ましくは９９％以上とする。上限は特に限定せず、１００％であっても構わない。 A method for manufacturing a steel plate according to an embodiment of the present invention includes:
A steel material having pearlite with an area ratio of 95% or more to the entire steel structure and an average lamella spacing of the pearlite structure of 300 nm or less is subjected to cold rolling conditions that satisfy all of the following conditions 1) to 4). It has a cold rolling process in multiple directions.
1) Number of rolling directions n: n is an integer, n≧2
2) Minimum total reduction rate r in one rolling direction: r≧10%
3) Total rolling reduction R: R≧90%
4) When reading the angle of more than 0° and less than 90° among the angles of each of the 2nd to nth rolling directions after the 1st (initial) cold rolling with respect to the 1st (initial) cold rolling direction, Angle Xmax that is the largest angle in the rolling direction: 60°≦Xmax≦90°
Steel material Pearlite area ratio: 95% or more The pearlite area ratio of the steel material before cold rolling is the same as the area ratio of rolled pearlite after cold rolling, so high strength can be obtained after cold rolling. In addition, from the viewpoint of eliminating prior austenite grain boundaries and obtaining good delayed fracture resistance, the area ratio of pearlite in the steel material is set to 95% or more. Preferably it is 97% or more, more preferably 99% or more. The upper limit is not particularly limited and may be 100%.

なお、ここでいうパーライトとは、フェライトと針状セメンタイトからなる組織である。 Note that pearlite here is a structure consisting of ferrite and acicular cementite.

本発明の一実施形態に従う鋼素材の組織には、パーライト以外のその他の金属相を含んでいてもよい。ここで、その他の金属相の面積率は５％未満であれば許容される。
その他の金属相としては、例えば、フェライト、マルテンサイト、ベイナイトが挙げられる。 The structure of the steel material according to an embodiment of the present invention may contain metal phases other than pearlite. Here, the area ratio of other metal phases is allowed as long as it is less than 5%.
Examples of other metal phases include ferrite, martensite, and bainite.

ここで、各相の面積率は以下のようにして測定する。 Here, the area ratio of each phase is measured as follows.

すなわち、鋼板の母材領域から、圧延方向に平行なＬ断面が試験面となるように試験片を採取する。ついで、試験片の試験面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出する。組織現出した試験片の試験面を、ＳＥＭにより倍率１５００倍で観察し、ポイントカウンティング法により、板厚１／４位置におけるパーライト以外の面積率を測定する。 That is, a test piece is taken from the base material region of the steel plate so that the L cross section parallel to the rolling direction serves as the test surface. Next, the test surface of the test piece is mirror polished and the structure is exposed using nital solution. The test surface of the test piece on which the structure has been exposed is observed using a SEM at a magnification of 1500 times, and the area ratio other than pearlite at a position of 1/4 of the plate thickness is measured using a point counting method.

パーライトの面積率は、１００％からパーライト以外の面積率を減ずることにより算出する。 The area ratio of pearlite is calculated by subtracting the area ratio of other than pearlite from 100%.

パーライトの平均ラメラ間隔
冷間圧延後に高強度を得る観点から、鋼素材のパーライトの平均ラメラ間隔は、３００ｎｍ以下とする。好ましくは２８０ｎｍ以下とし、より好ましくは２５０ｎｍ以下とする。下限は特に限定しないが、細かすぎると強度が過剰となり十分な冷間圧延率が取れないため、良好な耐遅れ破壊特性を得る観点から、５０ｎｍ以上が好ましい。 Average lamella spacing of pearlite From the viewpoint of obtaining high strength after cold rolling, the average lamella spacing of pearlite in the steel material is set to 300 nm or less. Preferably it is 280 nm or less, more preferably 250 nm or less. The lower limit is not particularly limited, but if it is too fine, the strength will be excessive and a sufficient cold rolling rate will not be obtained, so from the viewpoint of obtaining good delayed fracture resistance, it is preferably 50 nm or more.

この平均ラメラ間隔の測定は、ＳＥＭ観察から平均幅を決定することが可能である。ここで、パーライトのラメラ間隔は、ラメラを構成する隣り合うフェライト層とセメンタイト層各々の厚さ方向の中心点間の平均距離を意味する。前記平均距離は、例えば、フェライト層１層とセメンタイト層１層を一組の層としてとらえ、組織観察において層の展伸方向に対して垂直方向の所定長さの線分により何組の層が切断されるかを測定して求めればよい。なお、線分の両端で線分により完全には切断されない層は、計測しない。すなわち、ラメラ間隔＝線分長さ／（線分により切断される組数×２）により算出される。
なお、上記組織は、圧延方向に平行な断面をナイタールもしくは電解研磨によりエッチングし、ＳＥＭを用いて、５０００倍以上で３視野以上撮影し、画像解析などの手法により測定することができる。 By measuring this average lamella spacing, it is possible to determine the average width from SEM observation. Here, the lamella spacing of pearlite means the average distance between the center points in the thickness direction of each of the adjacent ferrite layers and cementite layers that constitute the lamella. The above-mentioned average distance is, for example, considering one ferrite layer and one cementite layer as a set of layers, and how many sets of layers are divided by a line segment of a predetermined length in the direction perpendicular to the direction in which the layers are stretched in microstructure observation. All you have to do is measure and find out if it is cut. Note that layers that are not completely cut by the line segment at both ends of the line segment are not measured. That is, it is calculated by lamella interval=line segment length/(number of pairs cut by line segment×2).
The above-mentioned structure can be measured by etching a cross section parallel to the rolling direction by nital or electrolytic polishing, photographing three or more fields of view at 5000 times or more using an SEM, and performing image analysis.

冷間圧延工程
圧延方向の数ｎ：ｎは整数、ｎ≧２
パーライトはラメラの方向によって加工のされやすさが異なる。圧延方向が１方向であれば圧延方向と垂直方向にラメラの方向を有するパーライトは加工されにくいため硬度が低くなり、板厚全方向の硬度比が大きくなる。これにより、耐遅れ破壊特性は劣化する。したがって、圧延方向の数は２以上とする。好ましくは３以上である。圧延方向の数の上限は特に限定されないが、１つの圧延方向における総圧下率を稼ぐ観点から、圧延方向の数は１０以下とすることが好ましい。より好ましくは８以下である。 Cold rolling process Number of rolling directions n: n is an integer, n≧2
The ease with which pearlite can be processed differs depending on the direction of its lamellae. If the rolling direction is one direction, pearlite having lamellae in a direction perpendicular to the rolling direction is difficult to process, so its hardness is low, and the hardness ratio in all directions of the plate thickness is high. This deteriorates the delayed fracture resistance. Therefore, the number of rolling directions is two or more. Preferably it is 3 or more. Although the upper limit of the number of rolling directions is not particularly limited, the number of rolling directions is preferably 10 or less from the viewpoint of increasing the total rolling reduction in one rolling direction. More preferably it is 8 or less.

１つの圧延方向における最小総圧下率ｒ：ｒ≧１０％
１つの圧延方向の最小総圧下率が１０％未満であればその方向にラメラの方向を有するパーライトは加工率が不足するため硬度が低くなり、板厚全方向の硬度比が大きくなる。これにより、耐遅れ破壊特性は劣化する。したがって、１つの圧延方向における最小総圧下率ｒは１０％以上とする。好ましくは１５％以上である。１つの圧延方向における最小総圧下率ｒの上限は特に限定されないが、その他の圧延方向における圧下率を稼ぐ観点から、１つの圧延方向における最小総圧下率ｒは５０％以下とすることが好ましい。
ここで、総圧下率ｒとは、同方向（１つの圧延方向）での圧延率の合計である。なお、圧延方向が±５°以下であれば同方向と見なしても良い。 Minimum total reduction rate r in one rolling direction: r≧10%
If the minimum total reduction rate in one rolling direction is less than 10%, the pearlite having lamella orientation in that direction will have an insufficient processing rate, resulting in a low hardness and a high hardness ratio in all directions of the plate thickness. This deteriorates the delayed fracture resistance. Therefore, the minimum total rolling reduction r in one rolling direction is set to 10% or more. Preferably it is 15% or more. The upper limit of the minimum total rolling reduction r in one rolling direction is not particularly limited, but from the viewpoint of increasing the rolling reduction in other rolling directions, the minimum total rolling reduction r in one rolling direction is preferably 50% or less.
Here, the total rolling reduction r is the sum of rolling reductions in the same direction (one rolling direction). Note that if the rolling directions are within ±5°, they may be considered to be the same direction.

全方向の合計の総圧下率Ｒ：Ｒ≧９０％
高強度の特性を得て、耐遅れ破壊特性を良好にするためには旧オーステナイト粒界が減少するほど強加工する必要がある。したがって、全方向の合計の総圧下率Ｒは９０％以上とする。好ましくは９５％以上である。総圧下率Ｒの上限は特に限定されないが、冷間圧延機の製造限界から、総圧下率Ｒは１２０％以下とすることが好ましい。
ここで、総圧下率Ｒとは、全圧延方向での圧延率の合計である。 Total rolling reduction ratio R in all directions: R≧90%
In order to obtain high-strength properties and improve delayed fracture resistance, it is necessary to process the material so strongly that the prior austenite grain boundaries are reduced. Therefore, the total rolling reduction ratio R in all directions is set to be 90% or more. Preferably it is 95% or more. Although the upper limit of the total rolling reduction R is not particularly limited, it is preferable that the total rolling reduction R is 120% or less due to the production limit of a cold rolling mill.
Here, the total rolling reduction R is the sum of rolling reductions in all rolling directions.

１回目（初期）の冷間圧延圧延後の各圧延方向の１回目（初期）の冷間圧延方向に対する角度のうち、０°超９０°以下となる角度を読み取るとき、前記各圧延方向の中で最も大きな角度となる角度Ｘｍａｘ：６０°≦Ｘｍａｘ≦９０°
２～ｎ回目の方向の中で最も大きな角度と初期圧延方向（１回目の冷間圧延の方向）の角度が６０°未満であることは、つまり初期圧延方向の垂直方向±３０°以内では圧延されていないことを意味する。これにより、圧延方向と垂直方向にラメラの方向を有するパーライトは加工されにくいため硬度が低くなり、板厚全方向の硬度比が大きくなる。したがって、２～ｎ回目の方向の中で最も大きな角度と初期圧延方向の角度は６０°以上とする。好ましくは６５°以上である。最大は９０°であるため、２～ｎ回目までの方向の中で最も大きな角度と初期圧延方向の角度は９０％以下とする。 Among the angles of each rolling direction after the first (initial) cold rolling with respect to the first (initial) cold rolling direction, when reading an angle that is more than 0° and 90° or less, Angle Xmax that is the largest angle: 60°≦Xmax≦90°
The angle between the largest angle among the 2nd to nth directions and the initial rolling direction (the direction of the first cold rolling) is less than 60°, which means that rolling is possible within ±30° perpendicular to the initial rolling direction. means not. As a result, pearlite, which has lamellae in a direction perpendicular to the rolling direction, is difficult to process, so its hardness is low, and the hardness ratio in all directions of the plate thickness is increased. Therefore, the angle between the largest angle among the 2nd to nth directions and the initial rolling direction is 60° or more. Preferably it is 65° or more. Since the maximum angle is 90°, the angle between the largest angle among the 2nd to nth directions and the initial rolling direction is 90% or less.

本発明の一実施形態に従う鋼板の製造方法は、
鋼素材を、９００℃以上の加熱温度で１分以上保持した後、１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、（８５０－３８０［Ｃ］^１／２）℃以上（９５０－３８０［Ｃ］^１／２）℃以下で２０分以上保持した後、室温まで冷却する熱処理工程を有する。ここで、［Ｃ］は鋼素材に含まれるＣ含有量であり、冷間圧延後に得られる鋼板中のＣ含有量と同じである。
また、室温とは、－５～４０℃とする。 A method for manufacturing a steel plate according to an embodiment of the present invention includes:
After holding the steel material at a heating temperature of 900°C or higher for 1 minute or more, it is cooled at an average cooling rate of 10°C/second or higher to reach a temperature of (850-380[C] ^1/2 )°C or higher (950-380[C] ] ^1/2 ) It has a heat treatment step of maintaining the temperature at or below 0.degree. C. for 20 minutes or more and then cooling it to room temperature. Here, [C] is the C content contained in the steel material, and is the same as the C content in the steel plate obtained after cold rolling.
Furthermore, room temperature is defined as -5 to 40°C.

熱処理工程
面積率で、９５％以上のパーライトを有し、該パーライト組織の平均ラメラ間隔が３００ｎｍ以下である鋼素材を得るためには、冷間圧延の前に以下の熱処理を施すことが好ましい。 Heat Treatment Step In order to obtain a steel material having an area ratio of 95% or more pearlite and an average lamella spacing of the pearlite structure of 300 nm or less, it is preferable to perform the following heat treatment before cold rolling.

加熱温度９００℃以上
最終組織でパーライト組織とするためには、フェライトが存在しないようにし、オーステナイト単相域で加熱するのが好ましい。したがって、加熱温度は９００℃以上が好ましい。より好ましくは９２０℃以上である。上限は特に限定しないが、過剰にスケールが生成すると、冷間圧延前の板厚が薄くなるため、冷間圧延率を稼ぐのが難しくなる。したがって、加熱温度の上限は１１００℃以下が好ましい。 Heating temperature: 900° C. or higher In order to obtain a pearlite structure as the final structure, it is preferable to avoid the presence of ferrite and heat in the austenite single phase region. Therefore, the heating temperature is preferably 900°C or higher. More preferably, the temperature is 920°C or higher. Although the upper limit is not particularly limited, if excessive scale is generated, the plate thickness before cold rolling becomes thinner, making it difficult to obtain a good cold rolling rate. Therefore, the upper limit of the heating temperature is preferably 1100°C or less.

加熱時間１分以上
最終組織でパーライト組織とするためには、フェライトを完全に無くし、オーステナイト単相域で加熱するのが好ましい。そのためにはオーステナイト温度域で１分以上の保持が好ましい。より好ましくは５分以上である。上限は特に限定しないが、過剰にスケールが生成すると、冷間圧延前の板厚が薄くなるため、冷間圧延率を稼ぐのが難しくなる。したがって、加熱時間の上限は７２００秒以下が好ましい。 Heating time: 1 minute or more In order to obtain a pearlite structure as the final structure, it is preferable to completely eliminate ferrite and heat in the austenite single phase region. For this purpose, it is preferable to maintain the temperature in the austenite temperature range for 1 minute or more. More preferably, it is 5 minutes or more. Although the upper limit is not particularly limited, if excessive scale is generated, the plate thickness before cold rolling becomes thinner, making it difficult to obtain a good cold rolling rate. Therefore, the upper limit of the heating time is preferably 7200 seconds or less.

平均冷却速度１０℃／秒以上
最終組織でパーライト組織とするためには、フェライトが生成するより速く冷却するのが好ましい。そのためには平均冷却速度は１０℃／秒以上が好ましい。より好ましくは１２℃／秒以上である。上限は特に限定せず、速いほど好ましい。水冷相当の２０００℃／秒以上であっても構わない。 Average cooling rate: 10° C./sec or more In order to obtain a pearlite structure in the final structure, it is preferable to cool faster than the formation of ferrite. For this purpose, the average cooling rate is preferably 10° C./second or more. More preferably, it is 12° C./second or more. The upper limit is not particularly limited, and the faster the speed, the better. The temperature may be 2000° C./second or higher, which is equivalent to water cooling.

保持温度（８５０－３８０［Ｃ］^１／２）℃以上（９５０－３８０［Ｃ］^１／２）℃以下
パーライト組織の平均ラメラ間隔を３００ｎｍ以下とするためには、パーライトノーズ付近での保持が好ましい。パーライトノーズは化学成分により変動し、特に炭素の影響が大きいため、炭素量に応じて最適温度を選定するのが好ましい。パーライトノーズから５０℃以上高くなるもしくは低くなるとパーライト組織の平均ラメラ間隔を３００ｎｍ以下にするのが困難となるため、保持温度は（８５０－３８０［Ｃ］^１／２）℃以上（９５０－３８０［Ｃ］^１／２）℃以下とする。好ましくは（８７０－３８０［Ｃ］^１／２）℃以上（９３０－３８０［Ｃ］^１／２）℃以下である。 Holding temperature (850-380 [C] ^1/2 ) °C or more and (950-380 [C] ^1/2 ) °C or less In order to keep the average lamella spacing of the pearlite structure to 300 nm or less, it is necessary to hold it near the pearlite nose. preferable. The pearlite nose varies depending on the chemical composition, and the influence of carbon is particularly large, so it is preferable to select the optimum temperature according to the amount of carbon. If it becomes higher or lower than 50°C from the pearlite nose, it will be difficult to make the average lamella spacing of the pearlite structure 300 nm or less, so the holding temperature should be (850-380[C] ^1/2 ) or higher (950-380[C]). C] ^1/2 )℃ or less. Preferably, the temperature is at least (870-380[C] ^1/2 )°C and at most (930-380[C] ^1/2 )°C.

保持時間２０分以上
最終組織でパーライト組織とするためには、保持時間は長いほど好ましい。したがって、保持時間は２０分以上が好ましい。より好ましくは２５分以上である。上限は特に限定しないが、炭化物が粗大化し、耐遅れ破壊特性を劣化させないためには、保持時間の上限は１２０分以下が好ましい。 Holding time: 20 minutes or more In order to obtain a pearlite structure as the final structure, the longer the holding time is, the more preferable. Therefore, the holding time is preferably 20 minutes or more. More preferably, it is 25 minutes or more. Although the upper limit is not particularly limited, the upper limit of the holding time is preferably 120 minutes or less in order to prevent coarsening of carbides and deterioration of delayed fracture resistance.

加熱温度や保持温度は、保持中、一定であってもよく、また、上記の温度範囲内にあれば、保持中、常に一定としなくてもよい。スラブの保持についても同様である。 The heating temperature and the holding temperature may be constant during the holding, and may not always be constant during the holding as long as they are within the above temperature range. The same goes for holding the slab.

なお、上記以外の各工程の条件については特に限定されず、常法に従えばよい。 Note that the conditions for each step other than those described above are not particularly limited, and may be according to conventional methods.

また、特性を変化させない範囲で、冷間圧延工程の後に、焼戻し処理を行ってもよい。また、鋼板にＺｎ系めっきやＡｌ系めっきなどのめっき処理を施してもよい。さらに、冷間圧延工程の後や焼鈍工程の後、または、めっき処理後に、鋼板に形状調整のための調質圧延を施してもよい。 Furthermore, a tempering treatment may be performed after the cold rolling process within a range that does not change the characteristics. Further, the steel plate may be subjected to a plating treatment such as Zn-based plating or Al-based plating. Furthermore, after the cold rolling process, after the annealing process, or after the plating process, the steel plate may be subjected to temper rolling for shape adjustment.

表１に示す成分組成（残部はＦｅ及び不可避的不純物）を有する鋼素材に、表２に記載の条件（加熱温度、加熱時間、平均冷却速度、保持温度、保持時間）で熱処理を行い、熱処理鋼板を得た。なお、表２に示す保持温度、保持時間での保持後、室温（２５℃）まで冷却した。
得られた熱処理鋼板を研削加工したのち、表３に記載の条件で冷間圧延（１～５方向での冷間圧延）をして冷延鋼板を得た。 A steel material having the component composition shown in Table 1 (the remainder is Fe and unavoidable impurities) is heat treated under the conditions shown in Table 2 (heating temperature, heating time, average cooling rate, holding temperature, holding time). Obtained steel plate. In addition, after holding at the holding temperature and holding time shown in Table 2, it was cooled to room temperature (25° C.).
After grinding the obtained heat-treated steel sheet, it was cold rolled (cold rolling in 1 to 5 directions) under the conditions listed in Table 3 to obtain a cold rolled steel sheet.

また、表１における各元素の空欄は、当該元素を意図的に添加していないことを表しており、当該元素を含有しない（０質量％）場合だけでなく、当該元素を不可避的に含有する場合も含む。 In addition, a blank column for each element in Table 1 indicates that the element is not intentionally added, and not only when the element is not contained (0% by mass), but when the element is unavoidably contained. Including cases.

ここで、得られた鋼板の組織は、以下のようにして測定した。
鋼板の母材領域から、圧延方向に平行なＬ断面が試験面となるように試験片を採取した。ついで、試験片の試験面を鏡面研磨し、ナイタール液で組織現出させた。組織現出した試験片の試験面を、ＳＥＭにより倍率１５００倍で観察し、ポイントカウンティング法により、板厚１／４位置における圧延加工パーライト以外の面積率を測定した。
なお、ＳＥＭ像では、マルテンサイトは白色の組織を呈している。また、マルテンサイトのうち焼戻しマルテンサイトでは、内部に微細な炭化物が析出している。フェライトは、黒色の組織を呈している。ベイナイトは、黒色の組織の中に白色の炭化物が析出している。これらの点から、ＳＥＭ像において各相を識別した。ただし、ブロック粒の面方位とエッチングの程度によっては、内部の炭化物が現出しにくい場合もあるので、その場合はエッチングを十分に行い確認した。
圧延加工パーライトの面積率は、１００％から圧延加工パーライト以外の面積率を減ずることにより算出した。
圧延加工パーライトの硬さはＨＶ換算で３００以上であることを確認した。具体的な換算方法については、硬さの異なるパーライトのサンプルにてビッカース硬さＨＶと、後述の硬度測定を行い、パーライトの硬さがＨＶ換算で３００以上であることで、圧延加工されたと判断した。 Here, the structure of the obtained steel plate was measured as follows.
A test piece was taken from the base material region of the steel plate so that the L cross section parallel to the rolling direction served as the test surface. Next, the test surface of the test piece was mirror-polished, and the structure was revealed using a nital solution. The test surface of the test piece on which the structure was exposed was observed using a SEM at a magnification of 1,500 times, and the area ratio other than rolled pearlite at a position of 1/4 of the plate thickness was measured using a point counting method.
Note that in the SEM image, martensite exhibits a white structure. Further, among martensite, tempered martensite has fine carbides precipitated inside. Ferrite exhibits a black structure. Bainite has white carbide precipitated within a black structure. From these points, each phase was identified in the SEM image. However, depending on the plane orientation of the block grains and the degree of etching, internal carbides may be difficult to reveal, so in that case, sufficient etching was performed to confirm.
The area ratio of rolled pearlite was calculated by subtracting the area ratio of other than rolled pearlite from 100%.
It was confirmed that the hardness of the rolled pearlite was 300 or more in terms of HV. Regarding the specific conversion method, measure the Vickers hardness HV and the hardness described below on pearlite samples with different hardnesses, and if the hardness of pearlite is 300 or more in HV conversion, it is determined that it has been rolled. did.

結果を表４に示す。 The results are shown in Table 4.

組織の同定（ポイントカウンティング法）では、ＳＥＭによる観察領域（８２μｍ×５７μｍの領域）上に間隔が均等となるように１６×１５の格子を置いた。そして、格子点おける各相の点数を数え、格子点総数に対する各相が占める格子点数の割合を、各相の面積率とした。また、各相の面積率は、別々の３つのＳＥＭ像から求めた各相の面積率の平均値とした。
なお、冷間圧延前の鋼素材のパーライトの面積率については、表４中の冷間圧延後の圧延加工パーライトの面積率と同じであることは、同様の方法で確認した。 For tissue identification (point counting method), a 16 x 15 grid was placed at even intervals over the SEM observation area (82 μm x 57 μm area). Then, the number of points of each phase in the lattice points was counted, and the ratio of the number of lattice points occupied by each phase to the total number of lattice points was defined as the area ratio of each phase. Moreover, the area ratio of each phase was taken as the average value of the area ratio of each phase obtained from three separate SEM images.
It was confirmed by the same method that the area ratio of pearlite in the steel material before cold rolling was the same as the area ratio of rolled pearlite after cold rolling in Table 4.

また、冷間圧延前のパーライトの平均ラメラ間隔の測定は、ＳＥＭ観察から平均幅を決定した。ここで、パーライトのラメラ間隔は、ラメラを構成する隣り合うフェライト層とセメンタイト層各々の厚さ方向の中心点間の平均距離を意味する。前記平均距離は、例えば、フェライト層１層とセメンタイト層１層を一組の層としてとらえ、組織観察において層の展伸方向に対して垂直方向の所定長さの線分により何組の層が切断されるかを測定して求めればよい。なお、線分の両端で線分により完全には切断されない層は、計測しない。すなわち、ラメラ間隔＝線分長さ／（線分により切断される組数×２）により算出される。
なお、上記組織は、圧延方向に平行な断面をナイタールもしくは電解研磨によりエッチングし、ＳＥＭを用いて、５０００倍以上で３視野以上撮影し、画像解析などの手法により測定した。 Furthermore, the average lamella spacing of pearlite before cold rolling was measured by determining the average width from SEM observation. Here, the lamella spacing of pearlite means the average distance between the center points in the thickness direction of each of the adjacent ferrite layers and cementite layers that constitute the lamella. The above-mentioned average distance is, for example, considering one ferrite layer and one cementite layer as a set of layers, and how many sets of layers are divided by a line segment of a predetermined length in the direction perpendicular to the direction in which the layers are stretched in microstructure observation. All you have to do is measure and find out if it is cut. Note that layers that are not completely cut by the line segment at both ends of the line segment are not measured. That is, it is calculated by lamella interval=line segment length/(number of pairs cut by line segment×2).
The above-mentioned structure was measured by etching a cross section parallel to the rolling direction by nital or electrolytic polishing, photographing three or more fields of view at a magnification of 5000 times or more using an SEM, and performing image analysis.

さらに、以下の要領で、鋼板の最大硬度／最小硬度を評価した。結果を表４に併記する。 Furthermore, the maximum hardness/minimum hardness of the steel plate was evaluated in the following manner. The results are also listed in Table 4.

すなわち、鋼板の母材領域の板幅中央部から、金属組織観察用の試験片を採取する。ついで、金属組織観察用の試験片を研磨し、５００μＮの荷重（載荷１０ｓ、除荷１０ｓ）にて、圧延方向に平行であり、板厚方向の断面内の、５０μｍ×５０μｍの測定エリアを３μｍ間隔で測定した。この測定を鋼板表面から裏面にかけて実施した。この結果から、測定値のなかで最も大きな値を最大硬度、最も小さな値を最小硬度として、最大硬度／最小硬度を求めた。硬度の測定は、Ｈｙｓｉｔｒｏｎ社製ＴｒｉｂｏＳｃｏｐｅ／ＴｒｉｂｏＩｎｄｅｎｔｅｒを用いて実施した。圧痕サイズは対角線長さで５００ｎｍとし、圧痕間隔は５．０μｍとした。 That is, a test piece for metallographic observation is taken from the center of the sheet width in the base metal region of the steel sheet. Next, the test piece for metallographic observation was polished, and under a load of 500 μN (loading 10 s, unloading 10 s), a measurement area of 50 μm x 50 μm in a cross section parallel to the rolling direction and in the plate thickness direction was polished to 3 μm. Measured at intervals. This measurement was carried out from the front surface to the back surface of the steel plate. From this result, the maximum hardness/minimum hardness was determined by setting the largest value among the measured values as the maximum hardness and the smallest value as the minimum hardness. The hardness was measured using TriboScope/TriboIndenter manufactured by Hysitron. The indentation size was 500 nm in diagonal length, and the indentation interval was 5.0 μm.

以下の要領で、引張特性を評価した。 Tensile properties were evaluated in the following manner.

すなわち、鋼板の母材領域の板幅中央部から、圧延方向が長手方向となるように、標点間距離５０ｍｍ、標点間幅２５ｍｍのＪＩＳ５号試験片を採取する。ついで、採取したＪＩＳ５号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の規定に準拠して引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）及び降伏強度（ＹＳ）を測定する。なお、引張速度は１０ｍｍ／分とする。 That is, a JIS No. 5 test piece with a gauge distance of 50 mm and a gauge width of 25 mm is taken from the center of the plate width in the base material region of the steel plate so that the rolling direction is the longitudinal direction. Next, using the sampled JIS No. 5 test piece, a tensile test is conducted in accordance with the provisions of JIS Z 2241 (2011), and the tensile strength (TS) and yield strength (YS) are measured. Note that the tensile speed is 10 mm/min.

以下の要領で、耐遅れ破壊特性を評価した。 Delayed fracture resistance was evaluated in the following manner.

すなわち、上記のようにして得た鋼板から、長手方向がせん断端面となるように１１０ｍｍ×３０ｍｍの試験片を採取し、当該試験片に、長手方向に対してＶ字曲げ加工を施した。ついで、ボルト、ナット及びテーパーワッシャーを用いて、Ｖ字曲げ加工した試験片を板面の両側からボルトで締め込み、狙い値で１２００ＭＰａから２４００ＭＰａまでの１０ＭＰａ間隔の種々の負荷応力がＶ字曲げ部にかかるように、種々の成形部材試験片を作製した。ここで、負荷応力の調整は、負荷応力とボルト締込量の相関を用いて行った。なお、負荷応力とボルト締込量の相関は、ＹＵモデルを用いたＣＡＥ解析により求めた。また、ＣＡＥ解析では、引張試験により求めた応力－ひずみ曲線を用いた。 That is, a 110 mm x 30 mm test piece was taken from the steel plate obtained as described above so that the longitudinal direction was the sheared end face, and the test piece was subjected to a V-shaped bending process in the longitudinal direction. Then, using bolts, nuts, and taper washers, the V-shaped bent test piece was tightened with bolts from both sides of the plate surface, and various applied stresses at 10 MPa intervals from 1200 MPa to 2400 MPa were applied to the V-shaped bent part. Various molded member test pieces were prepared as described above. Here, the load stress was adjusted using the correlation between the load stress and the amount of bolt tightening. Note that the correlation between the applied stress and the amount of bolt tightening was determined by CAE analysis using the YU model. Further, in the CAE analysis, a stress-strain curve obtained by a tensile test was used.

そして、作製した種々の成形部材試験片を、ｐＨ＝３（２５℃）の塩酸水溶液中に９６時間浸漬し、浸漬後に遅れ破壊（割れ）がなかった成形部材試験片の負荷応力の最大値を、臨界負荷応力とした。求めた臨界負荷応力を表１に併記する。 Then, the various molded member test pieces prepared were immersed in a hydrochloric acid aqueous solution of pH=3 (25°C) for 96 hours, and the maximum value of the applied stress of the molded member test pieces that did not show delayed fracture (cracking) after immersion was determined. , was taken as the critical load stress. The determined critical load stress is also listed in Table 1.

なお、遅れ破壊の判定は目視、及び、実体顕微鏡で倍率：２０倍に拡大した画像にて行い、長さ：２００μｍ以上の亀裂が確認されなかった場合には「遅れ破壊（割れ）なし」と、長さ：２００μｍ以上の亀裂が１つでも確認された場合には「遅れ破壊（割れ）あり」と判定した。 Delayed fracture was determined visually and using images magnified to 20x using a stereomicroscope. If no cracks with a length of 200 μm or more were observed, it was determined that there was no delayed fracture (cracking). , Length: If even one crack with a length of 200 μm or more was confirmed, it was determined that there was “delayed fracture (cracking)”.

そして、求めた臨界負荷応力により、以下の基準で耐遅れ破壊特性を評価した。 Then, the delayed fracture resistance was evaluated using the determined critical load stress based on the following criteria.

合格（優れる）：臨界負荷応力が降伏応力ＹＳ以上
不合格：臨界負荷応力が降伏応力ＹＳ未満 Pass (excellent): Critical load stress is greater than or equal to yield stress YS Fail: Critical load stress is less than yield stress YS

表４に示したように、発明例の鋼板はいずれも、高強度であり、かつ、耐遅れ破壊特性にも優れていた。 As shown in Table 4, all of the steel plates of the invention examples had high strength and excellent delayed fracture resistance.

一方、比較例では、強度が低い、または、十分な耐遅れ破壊特性が得られなかった。 On the other hand, in the comparative examples, strength was low or sufficient delayed fracture resistance was not obtained.

Claims (5)

質量％で、
Ｃ：０．２０％以上０．９０％以下、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ｍｎ：１．５０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０２０％以下、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、および
残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼組織全体に対する面積率で、圧延加工パーライトが９５％以上であり、
板厚方向で測定される硬度のうちの最大硬度と最小硬度について、前記最大硬度と前記最小硬度の比である最大硬度／最小硬度が１．０以上２．０以下であり、
引張強さが１５００ＭＰａ以上である鋼板。 In mass%,
C: 0.20% or more and 0.90% or less,
Si: 0.50% or less,
Mn: 1.50% or less,
P: 0.050% or less,
S: 0.020% or less,
Al: 0.10% or less,
N: 0.010% or less, and the remainder consists of Fe and unavoidable impurities,
Rolled pearlite is 95% or more in terms of area ratio to the entire steel structure,
Regarding the maximum hardness and minimum hardness of the hardness measured in the plate thickness direction, the maximum hardness/minimum hardness, which is the ratio of the maximum hardness to the minimum hardness, is 1.0 or more and 2.0 or less,
A steel plate having a tensile strength of 1500 MPa or more. 前記成分組成として、さらに、質量％で、
Ｃｒ：４．０％以下、
Ｍｏ：４.０％以下、
Ｖ：０．５％以下、および
Ｎｉ：０．１０％以下のうちから選ばれた少なくとも１種を含有する、請求項１に記載の鋼板。 The component composition further includes, in mass%,
Cr: 4.0% or less,
Mo: 4.0% or less,
The steel plate according to claim 1, containing at least one selected from V: 0.5% or less and Ni: 0.10% or less. 前記成分組成として、さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．０２０％以下、
Ｔｉ：０．０２０％以下、
Ｃｕ：０．２０％以下、
Ｂ：０．００２０％以下、
Ｓｂ：０．１０％以下、および
Ｓｎ：０．１０％以下のうちから選ばれた少なくとも１種を含有する、請求項１または２に記載の鋼板。 The component composition further includes, in mass%,
Nb: 0.020% or less,
Ti: 0.020% or less,
Cu: 0.20% or less,
B: 0.0020% or less,
The steel plate according to claim 1 or 2, containing at least one selected from Sb: 0.10% or less and Sn: 0.10% or less. 請求項１～３のいずれかに記載の成分組成を有し、鋼組織全体に対する面積率で、９５％以上のパーライトを有し、該パーライト組織の平均ラメラ間隔が３００ｎｍ以下である鋼素材を、以下の１）～４）の条件全てを満たす冷間圧延条件で複数方向での冷間圧延を施す冷間圧延工程を含む、鋼組織全体に対する面積率で、圧延加工パーライトが９５％以上であり、板厚方向で測定される硬度のうちの最大硬度と最小硬度について、前記最大硬度と前記最小硬度の比である最大硬度／最小硬度が１．０以上２．０以下であり、引張強さが１５００ＭＰａ以上である鋼板の製造方法。
１） 圧延方向の数ｎ：ｎは整数、ｎ≧２
２） １つの圧延方向における最小総圧下率ｒ：ｒ≧１０％
３） 前記圧延方向の数ｎでの冷間圧延における、各圧延方向の総圧下率の合計である、全方向の合計の総圧下率Ｒ：Ｒ≧９０％
４） １回目の冷間圧延後の各圧延方向の１回目の冷間圧延方向に対する角度のうち、０°超９０°以下となる角度を読み取るとき、前記各圧延方向の中で最も大きな角度となる角度Ｘｍａｘ：６０°≦Ｘｍａｘ≦９０° A steel material having the composition according to any one of claims 1 to 3, having pearlite in an area ratio of 95% or more with respect to the entire steel structure, and having an average lamella spacing of the pearlite structure of 300 nm or less, Rolled pearlite is 95% or more in terms of area ratio to the entire steel structure, including a cold rolling process in which cold rolling is performed in multiple directions under cold rolling conditions that satisfy all of the following conditions 1) to 4). , Regarding the maximum hardness and minimum hardness of the hardness measured in the plate thickness direction, the maximum hardness/minimum hardness, which is the ratio of the maximum hardness and the minimum hardness, is 1.0 or more and 2.0 or less, and the tensile strength is A method for manufacturing a steel plate having a pressure of 1500 MPa or more .
1) Number of rolling directions n: n is an integer, n≧2
2) Minimum total reduction rate r in one rolling direction: r≧10%
3) In cold rolling with the number n of rolling directions, the total rolling reduction ratio R in all directions, which is the sum of the total rolling reduction ratios in each rolling direction : R≧90%
4) When reading the angle of more than 0° to 90° among the angles of each rolling direction with respect to the first cold rolling direction after the first cold rolling, the angle is the largest angle among the above rolling directions. Angle Xmax: 60°≦Xmax≦90° 請求項１～３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、９００℃以上の加熱温度で１分以上保持した後、１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却し、（８５０－３８０［Ｃ］^１／２）℃以上（９５０－３８０［Ｃ］^１／２）℃以下（［Ｃ］は前記鋼素材に含まれるＣ含有量である。）で２０分以上保持した後、室温まで冷却する熱処理工程と、
以下の１）～４）の条件全てを満たす冷間圧延条件で複数方向での冷間圧延を施す冷間圧延工程と、を含む、鋼組織全体に対する面積率で、圧延加工パーライトが９５％以上であり、板厚方向で測定される硬度のうちの最大硬度と最小硬度について、前記最大硬度と前記最小硬度の比である最大硬度／最小硬度が１．０以上２．０以下であり、引張強さが１５００ＭＰａ以上である鋼板の製造方法。
１） 圧延方向の数ｎ：ｎは整数、ｎ≧２
２） １つの圧延方向における最小総圧下率ｒ：ｒ≧１０％
３） 前記圧延方向の数ｎでの冷間圧延における、各圧延方向の総圧下率の合計である、全方向の合計の総圧下率Ｒ：Ｒ≧９０％
４） １回目の冷間圧延後の各圧延方向の１回目の冷間圧延方向に対する角度のうち、０°超９０°以下となる角度を読み取るとき、前記各圧延方向の中で最も大きな角度となる角度Ｘｍａｘ：６０°≦Ｘｍａｘ≦９０° A steel material having a composition according to any one of claims 1 to 3 is held at a heating temperature of 900°C or more for 1 minute or more, and then cooled at an average cooling rate of 10°C/second or more to produce (850-380 [C] ^1/2 ) °C or higher (950-380 [C] ^1/2 ) °C or lower ([C] is the C content contained in the steel material) for 20 minutes or more, then cooled to room temperature. A heat treatment process for cooling;
A cold rolling process in which cold rolling is performed in multiple directions under cold rolling conditions that satisfy all of the following conditions 1) to 4), and rolled pearlite accounts for 95% or more in terms of area ratio to the entire steel structure. and the maximum hardness/minimum hardness, which is the ratio of the maximum hardness to the minimum hardness, is 1.0 or more and 2.0 or less, and the tensile strength is A method for manufacturing a steel plate having a strength of 1500 MPa or more .
1) Number of rolling directions n: n is an integer, n≧2
2) Minimum total reduction rate r in one rolling direction: r≧10%
3) In cold rolling with the number n of rolling directions, the total rolling reduction ratio R in all directions, which is the sum of the total rolling reduction ratios in each rolling direction : R≧90%
4) When reading the angle of more than 0° to 90° among the angles of each rolling direction with respect to the first cold rolling direction after the first cold rolling, the angle is the largest angle among the above rolling directions. Angle Xmax: 60°≦Xmax≦90 °