CN112639146A - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的课题在于提供拉伸强度为980MPa以上且具有优异的耐延迟断裂特性的高强度钢板及其制造方法。本发明的高强度钢板具有特定的成分组成，特定区域中的Mn偏析度为1.5以下，特定区域中的P最大浓度为0.08质量％以下，在距表面板厚方向上100μm以内的区域中的与钢板的轧制方向平行的板厚截面，含有特定的MnS粒子群，特定的MnS粒子群在每1mm2为2.0个以下，特定的氧化物系夹杂物在每1mm2为8个以下，在上述氧化物系夹杂物的总个数中，具有特定组成的氧化物系夹杂物的个数比率为80％以上，钢组织以体积分率计具有马氏体：30～95％、铁素体相：5～70％、贝氏体：小于30％(包括0％)、奥氏体相：小于2.0％(包括0％)，拉伸强度为980MPa以上。

Description

高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合用作汽车部件等的坯材的耐延迟断裂特性优异的高强度钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，随着地球环境保护意识的提高，迫切希望改善油耗以减少汽车的CO2排放量。随之，想要将作为汽车部件的坯材的钢板高强度化，实现部件的薄壁化，使车体轻型化的趋势越来越明显。通过压制成型将拉伸强度为980MPa级以上的钢板进行成型加工时，由于部件内的残余应力的增加或钢板本身的耐延迟断裂特性的劣化，可能导致延迟断裂产生。这里，延迟断裂是指在对部件施加高应力的状态下将部件放置于氢侵入环境下时，氢侵入构成部件的钢板内，使原子间结合力下降或因弯曲加工等产生局部变形，从而产生微小龟裂，随着该微小龟裂进展而造成断裂的现象。本发明中，需要在高浓度酸浸渍的腐蚀环境中确保优异的耐延迟断裂特性。
关于高强度钢板的弯曲加工性的改善手段，一直以来进行了各种研究。例如，在专利文献1中，公开了通过改善凝固组织的非均质性使钢板表层的硬度分布均质化，尽管为含有铁素体和马氏体的组织也可提高弯曲性的技术。另外，在专利文献1所记载的技术中，使用铸模内电磁搅拌装置等，对板坯加快铸模弯液面附近的凝固界面的钢水流速，通过钢水的流动搅拌处于凝固过程的板坯表层的钢水，从而在枝晶的臂间不易捕捉夹杂物、缺陷，在铸造时阻碍不均质的凝固组织在板坯表层附近发展，从而减少了由这些凝固组织的不均质性引起的冷轧退火后的钢板表层的组织的不均匀变动和由此带来的弯曲性的劣化。
另外，作为控制夹杂物的量、形状而改善钢板的坯材特性的技术，例如有专利文献2和3的技术。
在专利文献2中，为了提高拉伸凸缘性，公开了限制金属组织和夹杂物量的高强度冷轧钢板。专利文献2中，提出了一种拉伸凸缘性优异的高强度冷轧钢板，具有以面积率计含有50％以上(包括100％)的硬度380Hv以下的回火马氏体，剩余部分由铁素体构成的组织，回火马氏体中存在的当量圆直径0.1μm以上的渗碳体粒子在每该回火马氏体1μm2为2.3个以下，全部组织中存在的长径比2.0以上的夹杂物在每1mm2为200个以下。
另外，专利文献3中提出了一种拉伸凸缘性和疲劳特性优异的高强度钢板，具有以下的化学成分：Ce或La中的1种或2种的合计为0.001～0.04％，并且以质量计，(Ce+La)/酸溶Al≥0.1，且(Ce+La)/S为0.4～50。专利文献3中公开了在因添加Ce、La而由脱氧生成的微细且硬质的Ce氧化物、La氧化物、氧硫化铈、氧硫化镧上析出MnS、TiS、(Mn、Ti)S，即便在轧制时也不易发生该析出的MnS、TiS、(Mn、Ti)S的变形，因此在钢板中伸展的粗大MnS粒子明显减少，在反复变形时、扩孔加工时，这些MnS系夹杂物不易成为裂纹产生的起点或龟裂传播的路径。另外，专利文献3中，公开了通过成为与酸溶Al浓度对应的Ce、La浓度，从而对Al脱氧中生成的Al2O3系夹杂物，添加的Ce、La还原分解而形成微细的夹杂物，氧化铝系氧化物不会团簇化而变得粗大。
另外，专利文献4中，公开了下述技术：通过以质量％或质量ppm计含有C：0.08～0.18％、Si：1％以下、Mn：1.2～1.8％、P：0.03％以下、S：0.01％以下、sol.Al：0.01～0.1％、N：0.005％以下、O：0.005％以下、B：5～25ppm，进一步含有Nb：0.005～0.04％、Ti：0.005～0.04％、Zr：0.005～0.04％中的1种或2种以上，Ceq与TS的关系满足TS≥2270×Ceq+260、Ceq≤0.5、Ceq＝C+Si/24+Mn/6，关于微观组织，以体积分率计含有80％以上的马氏体，从而改善耐延迟断裂特性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1:日本特开2011－111670号公报
专利文献2:日本特开2009－215571号公报
专利文献3:日本特开2009－299137号公报
专利文献4:日本特开平09－111398号公报
发明内容
然而，在专利文献1记载的技术中存在以下的课题：由于在铸模弯液面附近的凝固界面的钢水流速为15cm/秒以上的条件下铸造，所以容易残留非金属系夹杂物，在该夹杂物的附近有时产生微小的弯曲裂纹，在酸浸渍试验中以这样的微小的弯曲裂纹为起点产生延迟断裂。另外，也没有适当地控制Mn偏析度、P最大浓度、MnS的分布形态。即，得不到作为本发明目的的优异的耐延迟断裂特性。应予说明，铸模弯液面附近是指在铸造钢水时，从板坯表面向板坯中心形成枝晶组织的程度的附近。
另外，专利文献2记载的技术虽然通过控制MnS夹杂物等的形态而改善拉伸凸缘性，但没有给出关于氧化物系夹杂物控制的启示，也没有适当地控制Mn偏析度、P最大浓度、MnS的分布形态。因此，专利文献2记载的技术得不到作为本发明目的的优异的耐延迟断裂特性。
另外，专利文献3记载的技术在氧化物系夹杂物的控制中需要添加Ce、La之类的特殊元素，因此制造成本明显增加。另外，也没有适当地控制Mn偏析度、P最大浓度、MnS的分布形态，因此专利文献3记载的技术得不到作为本发明目的的优异的耐延迟断裂特性。
另外，专利文献4记载的技术是用电解法评价耐延迟断裂特性时的耐延迟断裂特性改善技术，尤其在利用5wt％这种高浓度的HCl浸渍的腐蚀环境中，耐延迟断裂特性的改善效果未必充分。另外，也没有适当地控制Mn偏析度、P最大浓度、MnS的分布形态，因此专利文献4记载的技术得不到作为本发明目的的优异的耐延迟断裂特性。
本发明鉴于上述情况，其目的在于提供拉伸强度为980MPa以上且具有优异的耐延迟断裂特性的高强度钢板及其制造方法。
首先，对本发明中的耐延迟断裂特性的评价方法进行说明。本发明中，准备在实施U弯曲加工后，通过螺栓紧固对加工部负载应力的试验片。弯曲半径以在实施弯曲加工时通过目视观察不产生裂纹的最小的弯曲半径进行加工。负载了应力的试验片通过以下的第1～3工序制作。首先，在第1工序中，如图1所示，制作具有2个穿孔2、端面经机械研磨的宽度(c)：30mm、长度(d)：100mm的细长的长方体形状的试验片1。接着，在第2工序中，如图2所示，对试验片1的中央部实施弯曲加工。接下来，在第3工序中，如图3所示，将氟化乙烯树脂制的垫圈3安装于上述的穿孔2，用不锈钢螺栓4紧固，由此对试验片1负载应力。
应力值是通过给予与以螺栓紧固量为零的弯曲加工后为基准，使杨氏模量为210GPa根据胡克定律算出的与弹性应力2000MPa相当的应变量进行负载的(本说明书中，有时表述为负载2000MPa的应力)。此时的应变量通过在弯曲加工部的前端安装标距长度(gauge length)1mm的应变计进行测定。准备9个这样制作的U型弯曲螺栓紧固试验片，浸渍在浓度5wt％、比液量60ml/cm2的盐酸中，在浸渍96hr后全部9个试验片均未产生长度1mm以上的裂纹的情况下判断为耐延迟断裂特性优异。
本发明人等为了解决关于上述耐延迟断裂特性的课题，对高强度钢板的耐延迟断裂特性的控制因素进行了研究。其结果，发现以在板厚方向上距钢板的表面100μm以内的区域(本说明书中有时称为“表层”)存在的各种夹杂物为起点产生断裂。
首先，得知存在规定量以上的长径150μm以上的粗大MnS粒子群时耐延迟断裂特性显著劣化。认为其原因如下：MnS在热轧和冷轧中在轧制方向伸展而以长径比较大的状态存在，因此由于MnS的形态本身带来的效应和在与基地钢板之间形成局部电池而促进基地钢板的熔化和腐蚀所产生的缺口效应而产生大的应力集中，此外通过腐蚀产生的氢量也增加。因此，本发明人等对用于使MnS产生的耐延迟断裂特性的劣化无害化的方法进行了各种研究，结果清楚了在距表面板厚方向上100μm以内的区域中的与钢板的轧制方向平行的板厚截面，通过将长径150μm以上的MnS粒子群控制成在每1mm2为2.0个以下，能够改善耐延迟断裂特性。另外，本发明人等清楚了通过将该MnS的S减少至0.0015质量％以下，将铸造时形成的Mn微观偏析部的Mn偏析度控制在1.5以下，将板坯加热条件、热轧条件控制在各种适当范围，能够将长径150μm以上的MnS粒子群在每1mm2减少到2.0个以下。
另外，得知在弯曲加工时产生微小裂纹的情况下，有时在酸浸渍后以该微小裂纹为起点产生延迟断裂，无法稳定地获得良好的耐延迟断裂特性。可知这样的弯曲加工时的微小裂纹的起点是在板厚方向上距钢板表面100μm以内存在的粒子直径为5μm以上的氧化物系夹杂物，将该氧化物系夹杂物数减少到每1mm2为8个以下对确保耐延迟断裂特性的稳定有效。
除上述以外，还发现了通过将P最大浓度控制在0.08质量％以下，进一步得到耐延迟断裂特性的改善效果。该原因尚不明确，但认为这是由于P偏析部使钢板母相的韧性下降，P偏析部与MnS、上述氧化物系夹杂物共存的情况下成为断裂的起点。
通过将这些全部组合，并且调整成分组成，进一步调整距表面板厚方向上100μm以内的区域中的Mn偏析度，且调整粒子直径2μm以上的氧化物系夹杂物的组成，得到作为本发明目的的耐延迟断裂特性优异的高强度钢板，从而完成了本发明。
本发明是基于上述的见解而完成的，其主旨如下。
[1]一种高强度钢板，具有以下的成分组成，以质量％计含有C：0.10～0.35％、Si：0.01～2.0％、Mn：1.5以上且小于2.2％、P：0.015％以下(不包括0％)、S：0.0015％以下(不包括0％)、Sol.Al：0.01～1.0％、N：0.0055％以下(不包括0％)、O：0.0025％以下(不包括0％)以及Ca：0.0005％以下(包括0％)，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成，
距表面板厚方向上100μm以内的区域中的Mn偏析度为1.5以下，
距表面板厚方向上100μm以内的区域中的P最大浓度为0.08质量％以下，
在距表面板厚方向上100μm以内的区域中的与钢板的轧制方向平行的板厚截面，含有MnS粒子群，该MnS粒子群由在轧制方向伸展和/或呈点列状分布的1个以上的长轴0.3μm以上的MnS粒子构成，该MnS粒子群由2个以上的MnS粒子构成时该MnS粒子间的距离为40μm以下，且长径150μm以上的MnS粒子群在每1mm2为2.0个以下，
在距表面板厚方向上100μm以内的区域中的与板面平行的面，粒子直径5μm以上的氧化物系夹杂物在每1mm2为8个以下，
在上述粒子直径5μm以上的氧化物系夹杂物的总个数中，具有氧化铝含有率50质量％以上、二氧化硅含有率20质量％以下、且氧化钙含有率40质量％以下的组成的氧化物系夹杂物的个数比率为80％以上，
钢组织以体积分率计具有马氏体：30～95％、铁素体相：5～70％、贝氏体：小于30％(包括0％)和奥氏体相：小于2.0％(包括0％)，
拉伸强度为980MPa以上。
[2]根据[1]所述的高强度钢板，其中，上述成分组成以质量％计进一步含有Ti：0.003～0.05％、Nb：0.003～0.05％、V：0.001～0.1％和Zr：0.001～0.1％中的1种或2种以上。
[3]根据[1]或[2]所述的高强度钢板，其中，上述成分组成以质量％计进一步含有Cr：0.01～1.0％、Mo：0.01～0.20％和B：0.0001～0.0030％中的1种或2种以上。
[4]根据[1]～[3]中任一项所述的高强度钢板，其中，上述成分组成以质量％计进一步含有Cu：0.01～0.5％、Ni：0.01～0.5％和Sn：0.001～0.1％中的1种或2种以上。
[5]根据[1]～[4]中任一项所述的高强度钢板，其中，上述成分组成以质量％计进一步含有Sb：0.001～0.1％。
[6]根据[1]～[5]中任一项所述的高强度钢板，其中，上述成分组成以质量％计进一步含有REM和Mg中的1种或2种：合计0.0002％～0.01％。
[7]根据[1]～[6]中任一项所述的高强度钢板，其中，在表面具有镀锌层。
[8]一种高强度钢板的制造方法，是[1]～[6]中任一项所述的高强度钢板的制造方法，具有以下的工序：
铸造工序，使RH真空脱气装置中的回流时间为500秒以上，精炼结束后，在连续铸造时，使铸造温度与凝固温度的差为10℃～35℃，使铸模弯液面附近的凝固界面的钢水流速为0.5～1.5m/分钟，使弯曲部和矫正部在550℃～1050℃通过，
热轧工序，将上述铸造工序中得到的钢坯材直接或者暂时冷却后加热至1220～1300℃后保持80分钟以上，以粗轧的第1道次的压下量为10％以上、精轧的第1道次的压下量为20％以上进行热轧，
冷轧工序，将上述热轧工序中得到的热轧钢板进行酸洗后，进行冷轧，以及
退火工序，将上述冷轧工序中得到的冷轧钢板进行退火。
[9]根据[8]所述的高强度钢板的制造方法，其中，上述退火工序为如下的工序：将上述冷轧工序中得到的冷轧钢板加热至780～900℃的温度区域后，在该温度区域均热保持20秒以上，以平均一次冷却速度1～100℃/s从该均热温度一次冷却至580℃以上的骤冷开始温度后，以从骤冷开始温度到300℃的平均二次冷却速度80℃/秒以上且小于2000℃/秒进行二次冷却至300℃以下，在450～130℃的温度区域的滞留时间：10～1000秒的条件下保持，在130～50℃的温度区域以平均三次冷却速度5℃/秒以上进行三次冷却。
[10]根据[8]或[9]所述的高强度钢板的制造方法，其中，具有对上述退火工序后的钢板实施镀锌的镀锌工序。
根据本发明，通过减少钢板表层(距钢板表面100μm以内的区域)的各种氧化物系夹杂物和MnS粒子群的个数，将该氧化物系夹杂物的组成控制在适当范围内，且在适当范围内减小Mn偏析度和P最大浓度，能够得到适合汽车的结构部件等的汽车部件用坯材的、耐延迟断裂特性优异的高强度钢板。
如果使用本发明的或者通过本发明的制造方法制造的高强度钢板，则实现汽车的碰撞安全性的提高，并且还实现由汽车部件的轻型化带来的油耗改善。
附图说明
图1是用于说明耐延迟断裂特性的评价手法的第1工序的示意图。
图2是用于说明耐延迟断裂特性的评价手法的第2工序的示意图。
图3是用于说明耐延迟断裂特性的评价手法的第3工序的示意图。
图4是表示MnS粒子群由在轧制方向伸展的1个以上的MnS粒子构成时的1个例子的示意图。
图5是表示MnS粒子群由在轧制方向呈点列状分布的1个以上的MnS粒子构成时的1个例子的示意图。
图6是表示MnS粒子群由在轧制方向伸展的1个以上的MnS粒子和在轧制方向呈点列状分布的1个以上的MnS粒子构成时的1个例子的示意图。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。应予说明，本发明不限于以下的实施方式。
＜高强度钢板＞
首先，对本发明的高强度钢板的成分组成进行说明。应予说明，本发明中提及的高强度是指拉伸强度为980MPa以上。
以下，对各成分进行具体说明。在以下的说明中表示成分的含量的“％”是指“质量％”。
C：0.10～0.35％
C是用于强化淬透组织的马氏体的重要元素。C含量小于0.10％时，强度上升的效果变得不充分。因此，使C含量为0.10％以上。C含量优选为0.12％以上，更优选为0.14％以上。另一方面，如果C含量超过0.35％，则强度变得过高，耐延迟断裂特性明显劣化。另外，在点焊的十字拉伸试验中焊接部断裂，所以接合强度明显下降。因此，使C含量为0.35％以下。C含量优选为0.30％以下，更优选为0.24％以下。
Si：0.01～2.0％
Si对提高高强度钢板的延展性有效。另外，具有抑制表层的脱碳而改善疲劳特性的效果。因此使Si含量为0.01％以上。从提高延展性、疲劳特性的观点考虑，Si含量优选为0.10％以上，更优选为0.20％以上，进一步优选为0.40％以上。另一方面，如果以大于2.0％含有Si，则难以将氧化物组成控制在规定范围，耐延迟断裂特性劣化。另外，Si具有使焊接性劣化的作用。因此，使Si含量为2.0％以下。从提高耐延迟断裂特性和焊接性的观点考虑，优选使Si含量为1.5％以下，更优选小于1.0％，进一步优选小于0.8％。
Mn：1.5以上且小于2.2％
Mn提高高强度钢板的强度。如果Mn含量小于1.5％，则退火冷却时生成的铁素体生成量变多，另外还容易引起珠光体的生成，强度变得不充分。因此，使Mn含量为1.5％以上。Mn含量优选为1.6％以上，更优选为1.7％以上。但是，如果Mn含量为2.2％以上，则粗大的MnS的比例变多，如果长径150μm以上的MnS粒子群在每1mm2超过2.0个，则得不到作为本发明目的的优异的耐延迟断裂特性。因此，使Mn含量小于2.2％。Mn含量优选为2.1％以下，更优选为2.0％以下。
P：0.015％以下(不包括0％)
本发明中P为杂质。在铸造时形成的微观偏析部的P最大浓度的增大使耐延迟断裂特性劣化，因此本发明中，使P含量为0.015％以下是重要的要件。如果P含量超过0.015％，则难以将表层的P最大浓度控制在0.08质量％以下，得不到作为本发明目的的优异的耐延迟断裂特性。因此，需要使P含量为0.015％以下。P含量优选为0.010％以下，进一步优选为0.008％以下。另外，优选尽可能除去P，P含量小于0.003％时，耐延迟断裂特性的改善效果饱和，明显阻碍生产率，P含量优选为0.003％以上。
S：0.0015％以下(不包括0％)
本发明中，S在本发明钢中为杂质。S与Mn结合而形成MnS，粗大的MnS粒子的存在使耐延迟断裂特性明显劣化。因此，本发明中使S含量为0.0015％以下是特别重要的要件。如果S含量超过0.0015％，则长径150μm以上的粗大的MnS粒子群增加而得不到作为本发明目的的优异的耐延迟断裂特性。因此，需要使S含量为0.0015％以下。另外优选尽可能除去S，S含量优选为0.0010％以下，更优选为0.0008％以下，进一步优选为0.0005％以下。另一方面，为了将S含量减少至小于0.0002％会明显阻碍生产率，因此优选为0.0002％以上。
Sol.Al：0.01～1.0％
Sol.Al含量小于0.01％时，脱氧·脱氮的效果不充分。因此，使Sol.Al含量为0.01％以上。Sol.Al含量优选为0.02％以上。另外，Sol.Al与Si同样是铁素体生成元素，在需要含有铁素体的钢组织时添加。另一方面，如果Sol.Al含量超过1.0％，则难以稳定地确保拉伸强度980MPa。另外，耐延迟断裂特性也劣化。因此，使Sol.Al含量为1.0％以下。Sol.Al含量优选为0.5％以下，更优选为0.1％以下。应予说明，这里，Sol.Al为酸溶铝，Sol.Al含量是钢中总Al含量中除以氧化物存在的Al以外的Al含量。
N：0.0055％以下(不包括0％)
N是粗钢中含有的杂质，由于使钢板的成型性劣化，所以使N含量为0.0055％以下。N含量优选为0.0050％以下，更优选为0.0045％以下。另一方面，如果想要使N含量小于0.0006％，则精炼成本明显增加。因此，优选使N含量为0.0006％以上。
O：0.0025％以下(不包括0％)
O以精炼时生成的金属氧化物等作为钢中的夹杂物残留。本发明中，如下所述，通过适当地控制氧化物系夹杂物的组成，能够介由弯曲加工性改善耐延迟断裂特性。如果O含量超过0.0025％，则弯曲加工时的微小裂纹的产生率明显上升，结果耐延迟断裂特性劣化。因此，使O含量为0.0025％以下。O含量优选为0.0020％以下，更优选为0.0014％以下。另一方面，如果想要使O含量小于0.0008％，则精炼成本明显增加。因此，为了抑制精炼成本的增加，优选使O含量为0.0008％以上。
Ca：0.0005％以下(包括0％)
Ca是粗钢中含有的杂质，与氧反应而形成氧化物，或者与其它的氧化物反应而形成复合氧化物。如果它们存在于钢中，则导致钢板的缺陷，或者介由弯曲性使耐延迟断裂特性劣化，因此需要使Ca含量为0.0005％以下。Ca含量优选为0.0003％以下，更优选为0.0002％以下。
本发明的钢板具有含有上述成分且除上述成分以外的剩余部分包含Fe(铁)和不可避免的杂质的成分组成。这里，本发明的钢板优选具有含有上述成分且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成。另外，本发明的钢板的成分组成中，除了上述的元素，根据目的，还可以进一步含有下述的任意元素。
Ti：0.003～0.05％、Nb：0.003～0.05％、V：0.001～0.1％和Zr：0.001～0.1％中的1种或2种以上
Ti、Nb、V、Zr具有在铸造、热轧工序中在钢中形成碳化物、氮化物而抑制晶粒直径的粗大化，从而抑制由加工引起的龟裂的传播的效果。为了得到这样的效果，优选以上述下限值以上含有Ti、Nb、V、Zr。Ti含量更优选为0.02％以上。Nb含量更优选为0.02％以上。V含量更优选为0.003％以上，进一步优选为0.006％以上。Zr含量更优选为0.003％以上，进一步优选为0.006％以上。但是，这些元素的过量添加会使碳氮化物的析出量变多，粗大物质在板坯加热时仍有残留，使产品的成型性下降。因此，优选以上述上限值以下含有Ti、Nb、V、Zr。Ti含量更优选为0.04％以下。Nb含量更优选为0.04％以下。V含量更优选为0.050％以下，进一步优选为0.010％以下。Zr含量更优选为0.050％以下，进一步优选为0.010％以下。
Cr：0.01～1.0％、Mo：0.01～0.20％和B：0.0001～0.0030％中的1种或2种以上
Cr、Mo、B是对提高淬透性而稳定地得到980MPa以上的拉伸强度有效的元素，为了得到这样的效果，优选含有这些元素中的1种或2种以上。通过各自含有下限值以上，能够得到上述效果。Cr含量更优选为0.1％以上。Mo含量更优选为0.05％以上。B含量更优选为0.0003％以上。另一方面，如果Cr、Mo、B分别超过上述上限值则可能使延展性劣化。因此，优选为上述上限值以下。Cr含量更优选为0.7％以下。Mo含量更优选为0.15％以下。B含量更优选为0.0020％以下。
Cu：0.01～0.5％、Ni：0.01～0.5％和Sn：0.001～0.1％中的1种或2种以上
Cu、Ni、Sn具有通过提高钢板的耐腐蚀性而提高耐延迟断裂特性的效果，为了得到这样的效果，优选含有这些元素中的1种或2种以上。Cu、Ni、Sn的含量分别为0.01％以上、0.01％以上、0.001％以上时能够得到这样的效果，因此优选使Cu含量为0.01％以上，使Ni含量为0.01％以上，使Sn含量为0.001％以上。更优选Cu含量为0.05％以上，Ni含量为0.05％以上，Sn含量为0.005％以上。另一方面，含有Cu、Ni、Sn中的1种或2种以上时，如果各自的含量超过0.5％、0.5％、0.1％，则因铸造和热轧时的脆化而产生表面缺陷。因此，优选使Cu含量为0.5％以下，使Ni含量为0.5％以下，使Sn含量为0.1％以下。更优选使Cu含量为0.2％以下，使Ni含量为0.2％以下，使Sn含量为0.050％以下。
Sb：0.001～0.1％
Sb在连续退火的退火过程中通过在钢板的表层稠化而抑制存在于钢板的表层的C含量和B含量的减少。为了得到这样的效果，优选使Sb含量为0.001％以上。Sb含量更优选为0.003％以上。另一方面，如果Sb含量超过0.1％，则不仅其效果饱和，还可能因Sb的晶界偏析使韧性下降。因此，优选使Sb含量为0.1％以下。Sb含量更优选为0.015％以下。
REM和Mg中的1种或2种：合计0.0002％～0.01％
这些元素是对通过使夹杂物微细化、减少断裂的起点而提高成型性有用的元素。在合计含量小于0.0002％的添加时，无法有效发挥如上所述的作用。另一方面，如果合计含量超过0.01％，则夹杂物反而粗大化，可能使成型性下降。因此，REM和Mg中的1种或2种的合计含量优选为0.0002％～0.01％。这里，REM是指Sc、Y和镧系元素的合计17种元素，镧系元素的情况下，在工业上以稀土金属混合物的形式添加。本发明中，REM的含量是指这些元素的合计含量。
应予说明，在本发明的钢板中，上述以外的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。含有低于上述下限值的上述可任意含有的任意元素时，这些元素不损害本发明的效果，因此不可避免的杂质中包含这些元素。
接下来，对本发明钢板的表层的Mn偏析度和P最大浓度的限定理由进行说明。
距表面板厚方向上100μm以内的区域中的Mn偏析度为1.5以下
本发明中，Mn偏析度是指相对于除钢板的中心偏析部以外的平均的Mn量的、板厚方向上距表面10μm深度到100μm深度的区域(轧制方向的垂直截面)的最大Mn量(Mn偏析度＝(最大Mn量/平均Mn量))。距最表面的深度小于10μm的区域的测定值由于测定表面而产生测定误差，所以从测定中除去。另外，Mn偏析度的控制在获得作为本发明目的的优异的耐延迟断裂特性方面是最重要的要件之一。
测定Mn偏析度时，利用EPMA(Electron Probe Micro Analyzer，电子探针显微分析仪)测定钢板的Mn浓度分布。Mn偏析度根据EPMA的测定条件而变化，因此本发明中，在加速电压15kV、照射电流2.5μA、照射时间0.05s/点、探针直径1μm、测定间距1μm的一定条件下，使测定面积为45000μm2(深度方向90μm×轧制方向500μm)进行评价。对得到的数据在3μm×3μm的范围使数据平均化，将得到的值作为该区域的测定数据。本发明中，使一个评价区域为3μm×3μm。应予说明，如果MnS粒子等夹杂物存在，则最大Mn偏析度明显变大，因此当遇到夹杂物时，排除该值进行评价。
如果Mn偏析度超过1.5，则粗大的MnS粒子的比例变多，并且偏析区域的断裂强度下降而使龟裂沿着偏析传播。因此，使Mn偏析度为1.5以下。Mn偏析度优选为1.3以下。
另外，上述Mn偏析度的下限没有特别限定，上述Mn偏析度的值越小越好。通常，上述Mn偏析度为1.0以上。
应予说明，与距钢板表面板厚方向上100μm相比更靠近板厚中心侧存在的Mn偏析对作为本发明目的的耐延迟断裂特性的影响小，因此本发明中没有特别规定。
距表面板厚方向上100μm以内的区域中的P最大浓度为0.08质量％以下
本发明中，P的最大浓度是指除钢板的中心偏析部以外的板厚方向上从距表面10μm深度到100μm深度的区域(轧制方向的垂直截面)的P的最大浓度。距最表面的深度小于10μm的区域的测定值由于测定表面产生测定误差，所以从测定中除去。另外，P最大浓度的控制在获得作为本发明目的的优异的耐延迟断裂特性方面是重要的要件之一。
测定P的最大浓度时，利用EPMA(Electron Probe Micro Analyzer)测定钢板的P的浓度分布。P最大浓度根据EPMA的测定条件而变化，因此本发明中，在加速电压15kV、照射电流2.5μA、照射时间0.05s/点、探针直径1μm、测定间距1μm的一定条件下，使测定面积为45000μm2(深度方向90μm×轧制方向500μm)进行评价。对得到的数据在3μm×3μm的范围使数据平均化，将得到的值作为该区域的测定数据。本发明中，使一个评价区域为3μm×3μm。
如果P的最大浓度增加，则最大浓度区域的断裂强度下降而使龟裂沿着浓度高的区域传播。如果P的最大浓度超过0.08质量％，则在浸渍延迟断裂试验时来自以粗大的MnS粒子为起点的裂纹的龟裂的进展变得显著，得不到作为本发明目的的优异的耐延迟断裂特性。因此，使P最大浓度为0.08质量％以下。P最大浓度优选为0.06质量％以下，进一步优选为0.05质量％以下。
另外，上述最大浓度的下限没有特别限定，上述P最大浓度越少越好，但通常大多为0.01质量％以上。
应予说明，优选与距钢板表面板厚方向上100μm相比更靠近板厚中心侧存在的P偏析也减少，但由于对作为本发明目的的耐延迟断裂特性的影响小，所以本发明中没有特别规定。
接着，对关于MnS的限定理由进行说明。
对于本发明的钢板，在距表面板厚方向上100μm以内的区域中的与钢板的轧制方向平行的板厚截面，含有MnS粒子群，该MnS粒子群由在轧制方向伸展和/或呈点列状分布的1个以上的长轴0.3μm以上的MnS粒子构成，该MnS粒子群由2个以上的MnS粒子构成时该MnS粒子间的距离为40μm以下，且长径150μm以上的MnS粒子群在每1mm2为2.0个以下。MnS粒子群是指含有由在轧制方向伸展和/或呈点列状分布的1个以上的长轴0.3μm以上的MnS粒子构成的MnS粒子群、当该MnS粒子群由2个以上的MnS粒子构成时该MnS粒子间的距离为40μm以下的粒子群。应予说明，本发明中提及的MnS粒子的长轴是指当量圆椭圆的长轴。
利用图4～6对MnS粒子群进行说明。图4～6示出了与钢板10的轧制方向D1平行的板厚截面。
MnS粒子群如上所述由在轧制方向伸展和/或呈点列状分布的1个以上的MnS粒子构成。也就是说，MnS粒子群被分成由以下的(1)～(3)的任一个MnS粒子构成的情况。
(1)在轧制方向伸展的1个以上的MnS粒子
(2)在轧制方向呈点列状分布的1个以上的MnS粒子
(3)具有在轧制方向伸展的1个以上的MnS粒子和在轧制方向呈点列状分布的1个以上的MnS粒子的MnS粒子
将上述(1)的情况的1个例子示于图4。图4中示出了在距钢板表面100μ以内的区域中，在与钢板10的轧制方向D1平行的板厚截面在轧制方向D1伸展的MnS粒子11。
将上述(2)的情况的1个例子示于图5。图5中示出了在距钢板表面100μ以内的区域中，在与钢板10的轧制方向D1平行的板厚截面在轧制方向D1呈点列状分布的多个MnS粒子12。
将上述(3)的情况的1个例子示于图6。图6中示出了在距钢板表面100μ以内的区域中，在与钢板10的轧制方向D1平行的板厚截面在轧制方向D1伸展的MnS粒子11和在轧制方向D1呈点列状分布的多个MnS粒子12连续存在的情况。
另外，这些MnS粒子各自的长轴为0.3μm以上。另外，MnS粒子群由2个以上的MnS粒子构成的图5和6中，MnS粒子间的距离为40μm以下。
将MnS粒子的存在形态控制成上述范围在获得作为本发明目的的优异的耐延迟断裂特性方面是最重要的要件之一。由于与距钢板表面板厚方向上100μm相比更靠近板厚中心侧存在的MnS粒子群、或者长径小于150μm的MnS粒子群对耐延迟断裂特性的影响小，所以本发明中不需要特别控制。因此，对在板厚方向上距钢板表面100μm以内的区域存在的、长径150μm以上的MnS粒子群如下限定。
另外，MnS粒子群的长径在MnS粒子群由1个MnS粒子构成时是指该粒子的轧制方向的长度。MnS粒子群由2个以上的MnS粒子构成时，是指存在于轧制方向的两端的粒子的外周上的2点间的轧制方向的最大长度。另外，图4～6中图示了上述(1)～(3)的情况的MnS粒子群的长径L1(参照图4～6)。
如果在板厚方向上距钢板表面100μm以内的区域中的与钢板的轧制方向平行的板厚截面，长径150μm以上的MnS粒子群在每1mm2超过2.0个，则由于MnS粒子的形态本身带来的效应和在与基体钢板之间形成局部电池而促进基体钢板的熔化和腐蚀所产生的缺口效应，在基体钢板和MnS界面产生大的应力集中，此外通过腐蚀的促进使得每单位时间产生的氢量也增加，因此得不到作为本发明目的的优异的耐延迟断裂特性。因此，使该MnS粒子群的个数在每1mm2为2.0个以下。MnS粒子群的个数优选在每1mm2为1.5个以下。应予说明，MnS粒子群的个数可以在每1mm2为0个。应予说明，MnS通过轧制进行伸展而呈现薄的板状的形态，所以本发明中，夹杂物的大小利用在与钢板的轧制方向平行的板厚截面中轧制方向的粒子长度进行评价。即，轧制方向的长度相当于粒子长径。另外，测定用SEM(扫描式电子显微镜)进行，使评价面积为3mm2(深度方向100μm×轧制方向30000μm)进行评价。
另外，在板厚方向上距钢板表面100μm以内的区域中的与钢板的轧制方向平行的板厚截面的、长径150μm以上的MnS粒子群的每1mm2的个数的下限没有特别限定，越少越好，但通常大多为0.2个以上。
此外，对关于氧化物系夹杂物的限定理由进行说明。
本发明中，在板厚方向上距钢板的表面100μm以内的区域中的粒子直径5μm以上的氧化物系夹杂物在每1mm2为8个以下，该氧化物系夹杂物的总个数中，具有氧化铝含有率50质量％以上、二氧化硅含有率20质量％以下、氧化钙含有率40质量％以下的组成的氧化物系夹杂物的个数比率为80％以上。
将氧化物系夹杂物的形态、组成控制成上述范围在获得作为本发明目的的优异的耐延迟断裂特性方面是重要的要件之一。由于与距钢板表面板厚方向上100μm相比更靠近板厚中心侧存在的氧化物系夹杂物、或者粒子直径小于5μm的氧化物系夹杂物对耐延迟断裂特性的影响小，所以本发明中不需要特别控制。因此，对在板厚方向上距钢板表面100μm以内的区域存在的粒子直径5μm以上的氧化物系夹杂物如下限定。应予说明，粒子直径是指当量圆直径的直径的长度。
如果在板厚方向上距钢板表面100μm以内的区域中，在与包含钢板的轧制方向的板面平行的面，粒子直径5μm以上的氧化物系夹杂物在每1mm2超过8个，则在弯曲加工时微小裂纹在钢板内部的夹杂物周围产生，在浸渍试验时龟裂从该微小裂纹传播而造成钢板的裂纹。因此，使该夹杂物的个数在每1mm2为8个以下。本发明中，由于深度方向(板厚方向)上距氧化物系夹杂物的钢板表面100μm以内的分布通常几乎是均匀的，所以评价位置可以在距钢板表面100μm以内的任意截面进行。但是，当粒子直径5μm以上的氧化物系夹杂物在板厚方向不均匀分布的情况下，用分布个数最多的深度来评价。另外，测定使用光学显微镜进行，使评价面积为100mm2以上。
在粒子直径为5μm以上的氧化物系夹杂物中，氧化铝以脱氧产物的形式不可避免地含有，但氧化铝单独对耐延迟断裂特性的影响小。另一方面，如果氧化物系夹杂物中的氧化铝含有率小于50质量％，则氧化物低熔点化，氧化物系夹杂物在轧制加工时伸展，容易成为弯曲加工时的裂纹起点。因此，使粒子直径为5μm以上的氧化物系夹杂物中的氧化铝含有率为50质量％以上。二氧化硅、氧化钙与氧化铝共存导致氧化物低熔点化，氧化物系夹杂物在轧制加工时伸展，容易成为弯曲加工时的裂纹起点，使钢板的耐延迟断裂特性劣化。如果以质量％计分别超过20质量％、40质量％，则弯曲加工性的劣化明显，因此使二氧化硅含有率为20质量％以下，使氧化钙含有率为40质量％以下。应予说明，作为更优选的夹杂物组成，钢水中的钢中氧化物的平均组成以质量％计，氧化铝含有率：60％以上、且二氧化硅含有率：10％以下、且氧化钙含有率：20％以下。此时，如上所述，在评价的板厚方向上距钢板的表面100μm以内的钢板中的粒子直径5μm以上的氧化物系夹杂物的总个数中，如果以个数比率计80％以上满足上述组成的范围，则可得到良好的耐延迟断裂特性。因此，使满足上述组成的氧化物系夹杂物的个数比率为80％以上。即，使具有氧化铝含有率：50质量％以上、且二氧化硅含有率：20质量％以下、且氧化钙含有率：40质量％以下的组成的氧化物系夹杂物的个数比率为80％以上。为了进一步提高耐延迟断裂特性，优选使该个数比率为88％以上，更优选为90％以上，最优选为100％。氧化物组成的调整可通过调整转炉或者二次精炼工艺的炉渣组成来实现。另外，钢中氧化物的平均组成可以通过从板坯切下样品，利用提取残渣分析法(例如，藏保等：铁和钢，Vol.82(1996)，1017)定量地求出。应予说明，本发明中的氧化物系夹杂物的粒子直径是指当量圆直径。
接下来对钢组织的限定理由进行说明。应予说明，体积分率的测定方法采用实施例中记载的方法，如实施例所记载，除残余奥氏体以外，将面积率视为体积分率。
马氏体的体积分率：30～95％
通过使马氏体的体积分率为30％以上，能够稳定地确保以拉伸强度计980MPa以上的强度。马氏体的体积分率优选为55％以上，更优选为60％以上。为了确保作为压制成型性的指标的伸长率，使马氏体的体积分率为95％以下。马氏体的体积分率优选为90％以下，更优选为85％以下。应予说明，本发明中，马氏体包括回火的马氏体。
铁素体相的体积分率：5～70％
由于软质的铁素体相有助于提高钢板的伸长率，所以本发明中从确保伸长率的观点考虑，铁素体相的体积分率为5％以上。铁素体相的体积分率优选为10％以上，更优选为20％以上。另一方面，如果铁素体相以体积分率计超过70％，则根据与低温相变相的硬度的组合，有时难以确保拉伸强度980MPa。因此，铁素体相以体积分率计限制在70％以下。铁素体相的体积分率优选为45％以下，更优选为40％以下。应予说明，铁素体相中包括贝氏体铁素体(bainitic ferrite)。
贝氏体：小于30％(包括0％)
贝氏体与马氏体相比为软质的，由于加工固化能力的下降导致伸长率的劣化，另外，伴随贝氏体相变有时生成后述的奥氏体相，因此优选不含有，但如果小于30％，则可确保作为本发明目的的耐延迟断裂特性，所以允许。优选为3％以下。
奥氏体相(残余奥氏体相)：小于2.0％(包括0％)
优选不含有奥氏体相，但如果小于2.0％，则实质上无害，因此可以含有。如果奥氏体相为2.0％以上，则奥氏体相在弯曲加工时相变成硬的马氏体，因此存在软质的铁素体相时硬度差大，成为弯曲裂纹的起点，有时使耐延迟断裂特性劣化，故而不优选。
在不损害本发明的效果的范围内可以含有上述相以外的其它的相。如果其它的相的合计体积分率为4％以下，则可以允许。作为其它的相，例如可举出珠光体。
应予说明，上述高强度钢板可以具有镀锌层。镀锌层例如为热浸镀锌层、电镀锌层。另外，热浸镀锌层可以为经合金化的合金化热浸镀锌层。
以上的本发明的高强度钢板因成分组成、钢组织和表层的状态如上述那样被调整，所以强度高。具体而言，用实施例中记载的方法测定的拉伸强度为980MPa以上。优选为1200MPa以上。应予说明，拉伸强度越高越好，但从取得与其它性质的平衡的容易性的观点考虑，优选为1600MPa以下。
另外，本发明的高强度钢板因成分组成、钢组织和表层的状态如上述那样被调整，所以具有优异的伸长率。具体而言，用实施例中记载的方法测定的伸长率(El)为10％以上。
另外，本发明的高强度钢板的耐延迟断裂特性优异。具体而言，通过在上述的范围调整成分组成、钢组织和表层的状态，可得到优异的耐延迟断裂特性。
接下来，对本发明的高强度钢板的制造方法进行说明。本发明的高强度钢板的制造方法具有铸造工序、热轧工序、冷轧工序和退火工序。另外，可以在退火工序后具有镀锌工序。应予说明，将以下所示的板坯(钢坯材)、钢板等加热或者冷却时的温度没有特别说明，是指板坯(钢坯材)、钢板等的表面温度。
铸造工序是指在RH真空脱气装置中的回流时间为500秒以上，精炼结束后，在连续铸造时，铸造温度与凝固温度之差为10℃～35℃，铸模弯液面附近的凝固界面的钢水流速为0.5～1.5m/分钟，使弯曲部和矫正部在550℃～1050℃通过的条件下铸造的工序。
RH真空脱气装置中的回流时间：500秒以上
使成分调整用的金属、合金铁的最终添加后的RH真空脱气装置中的回流时间为500秒以上。如果钢板中存在Ca系复合氧化物，则弯曲加工时的微小裂纹产生使耐延迟断裂特性劣化，因此需要减少这些氧化物。因此，在精炼工序中，需要使成分调整用的金属、合金铁的最终添加后的RH真空脱气装置中的回流时间为500秒以上。回流时间优选为650秒以上，更优选为800秒以上。另外，回流时间的上限没有特别规定，如果考虑生产率，则上述回流时间优选为3600秒以下。
铸造温度与凝固温度之差：10℃～35℃
通过减小铸造温度与凝固温度之差，能够促进凝固时的等轴晶体的生成而减少P、Mn等的偏析。为了充分获得该效果，使铸造温度与凝固温度之差为35℃以下。铸造温度与凝固温度之差优选为30℃以下。另一方面，铸造温度与凝固温度之差小于10℃时，担心因铸造时的粉末、炉渣等的卷入所引起的缺陷增加。因此，使铸造温度与凝固温度之差为10℃以上。铸造温度与凝固温度之差优选为15℃以上。铸造温度可以通过实测中间包内的钢水温度而求出。凝固温度可以通过实测钢的成分组成，利用下述式求出。
凝固温度(℃)＝1539－(70×[％C]+8×[％Si]+5×[％Mn]+30×[％P]+25×[％S]+5×[％Cu]+4×[％Ni]+1.5×[％Cr])
上述式中，[％元素符号]表示钢中的各元素的含量(质量％)。
铸模弯液面附近的凝固界面的钢水流速：0.5～1.5m/分钟
精炼结束后，通过在连续铸造时使铸模弯液面附近的凝固界面的钢水流速为1.5m/分钟以下，从而非金属系夹杂物浮起而被除去。如果钢水流速超过1.5m/分钟，则钢中残留的非金属系夹杂物的量增加，微小裂纹的增加导致耐延迟断裂特性劣化。钢水流速优选为1.2m/分钟以下。另一方面，如果钢水流速低于0.5m/分钟，则凝固速度明显下降，因此Mn偏析度、P最大浓度增加，耐延迟断裂特性劣化。钢水流速为0.5m/分钟以上，优选为0.8m/分钟以上。
弯曲部和矫正部的通过温度：550℃～1050℃
使弯曲部和矫正部的通过温度为1050℃以下通过抑制铸片的鼓起而减少P、Mn等的偏析，减少在板厚方向上距钢板的表面100μm以内的区域中的长径150μm以上的MnS粒子群、P的最大浓度，对改善耐延迟断裂特性是有效的。如果该通过温度超过1050℃，则该效果降低。该通过温度更优选为1000℃以下。
另一方面，如果使弯曲部和矫正部的通过温度低于550℃，则铸片硬质化，弯曲的矫正装置的变形负荷增大，因此缩短矫正部的辊寿命，或者在由凝固末期的辊开度的狭小化引起的轻压下无法充分作用，中心偏析劣化。因此，该通过温度为550℃以上。
热轧工序是指将铸造工序中得到的钢坯材直接或者暂时冷却后加热至1220℃～1300℃后保持80分钟以上，以粗轧的第1道次的压下量为10％以上、精轧的第1道次的压下量为20％以上完成热轧，进行卷取的工序。
板坯加热温度：在1220℃～1300℃保持80分钟以上
将上述铸造中得到的钢坯材根据需要加热(如果铸造后的钢板坯的温度在1220℃～1300℃的范围则不需要加热)，以板坯的表面温度在1220℃～1300℃的范围保持80分钟以上对于减少长径150μm以上的MnS粒子群的个数是重要的要件之一。另外，同时也可减少Mn、P偏析。如果保持温度低于1220℃，则均热时的MnS的熔化变得不充分，在铸造时生成的粗大的MnS粒子无法充分熔化而残留，在其后的热轧和接下来的冷轧中形成大量伸展到长径150μm以上的MnS粒子群，因此耐延迟断裂特性变得不充分。板坯加热温度优选为1240℃以上。由于加热温度过高在经济上不理想，所以使板坯加热温度为1300℃以下。如果该板坯加热温度区域的保持时间少于80分钟，则均热时的MnS的熔化变得不充分，在铸造时生成的粗大的MnS粒子无法充分熔化而残留，在其后的热轧和接下来的冷轧中形成大量伸展到长径150μm以上的MnS粒子群，因此耐延迟断裂特性变得不充分。该板坯加热温度区域的保持时间为80分钟以上，优选为90分以上。保持时间的上限没有特别限定，但如果超过120分钟，则成为生产率的阻碍要素，因此优选为120分钟以下。
粗轧的第1道次的压下量：10％以上
通过使粗轧的第1道次的压下量为10％以上能够减少Mn偏析、P偏析，所以耐延迟断裂特性提高。该压下量优选为12％以上。该压下量低于10％时，偏析减少效果下降，耐延迟断裂特性变得不充分。应予说明，第1道次中的过度压下量有时损害钢板形状，因此优选为18％以下。
精轧的第1道次的压下量：20％以上
通过使精轧的第1道次的压下量为20％以上能够减少Mn偏析、P偏析，所以耐延迟断裂特性提高。该压下量优选为24％以上。该压下量低于20％时，偏析减少效果下降，耐延迟断裂特性变得不充分。应予说明，从热轧时的通板性的观点考虑，上述压下量优选为35％以下。
热精轧温度：Ar3相变点以上(优选条件)
热精轧温度低于Ar3相变点时，热精轧后的组织成为带状的延展粒组织，冷轧退火后仍残留带状的延展粒组织，因此有时得不到充分的伸长率。因此，热精轧温度优选为Ar3相变点以上。精轧温度的优选上限没有特别规定，但如果超过1000℃，则热精轧后的组织变得粗大，冷轧退火后的组织也成为粗大的状态，因此有时伸长率下降。另外，这种情况下，由于热精轧后在高温下长时间滞留，所以氧化皮厚度变厚，酸洗后的表面的凹凸变大，导致对冷轧退火后的钢板的弯曲性造成不良影响的结果。应予说明，Ar3相变点由下式定义。
Ar3相变点(℃)＝910－310×[％C]－80×[％Mn]－20×[％Cu]－15×[％Cr]－55×[％Ni]－80×[％Mo]+0.35×(t－8)
上述式中，[％元素符号]表示各元素的含量(质量％)，不含有的元素为0。另外，t表示钢板厚度(mm)。
卷取温度：低于600℃(优选条件)
卷取温度优选低于600℃。如果卷取温度为600℃以上，则在卷取后的冷却过程中沿着Mn偏析带生成珠光体，在其后的退火过程中，在该珠光体区域可能生成Mn稠化显著的带状的组织。从减少Mn偏析的观点考虑，优选使卷取温度低于600℃，在卷取后的冷却过程中抑制珠光体而成为贝氏体和马氏体主体的组织。从在冷却过程中进一步减少珠光体，减少Mn偏析度的观点考虑，卷取温度更优选为570℃以下。另一方面，如果卷取温度低于400℃，则有产生钢板的形状不良、或者钢板过度硬质化而引起冷轧时的断裂的可能性。因此，卷取温度优选为400℃以上，更优选为420℃以上。
冷轧工序是指将热轧工序中得到的热轧钢板进行酸洗后，进行冷轧的工序。
冷轧率：40％以上(优选条件)
如果冷轧率小于40％，则无法向钢板中均匀地导入应变，因此在钢板中再结晶的进展状态可能产生不均，成为存在粗大晶粒和微细晶粒的不均匀的组织。因此，可能得不到充分的伸长率。因此，冷轧率优选为40％以上。上限没有特别限定，但如果轧制率超过80％，则可能成为生产率的阻碍要素，因此优选为80％以下。冷轧率更优选为45～70％。
退火工序是指将冷轧工序中得到的冷轧钢板进行退火的工序。退火工序优选为以下的工序：将冷轧工序中得到的冷轧钢板加热至780～900℃的温度区域后，在该温度区域保持20秒以上均热，以平均一次冷却速度1～100℃/s从该均热温度一次冷却至580℃以上的骤冷开始温度后，以从骤冷开始温度到300℃的平均二次冷却速度80℃/秒以上且小于2000℃/秒进行二次冷却至300℃以下，在450～130℃的温度区域的滞留时间10～1000秒的条件下保持，在130～50℃的温度区域以平均三次冷却速度5℃/秒以上进行三次冷却。
退火温度(均热温度)：780～900℃
如果退火温度小于780℃，则由于加热退火中的铁素体分率提高，所以退火后最终得到的铁素体相的体积分率变得过量，可能得不到所希望的马氏体分率，因此可能难以确保拉伸强度980MPa以上。另一方面，超过900℃时，如果加热至奥氏体单相的温度区域，则奥氏体粒径变得过度粗大化，在其后的冷却过程中生成的铁素体相的量减少，伸长率可能下降。因此，退火温度优选为780～900℃。退火温度更优选为790～860℃。
均热时间：20秒以上
该均热时间少于20秒时，不能充分生成奥氏体，可能得不到充分的强度。该均热时间为20秒以上，优选为30秒以上。应予说明，该均热时间的上限没有特别规定，但为了不损害生产率，该均热时间优选为1200秒以下。应予说明，为了确保上述滞留时间，可以在加热后不立即开始冷却而保持一定时间。
平均一次冷却速度：1～100℃/秒
平均一次冷却速度是指从均热温度到580℃以上的骤冷开始温度的平均冷却速度。在上述均热保持后，通过将从该均热温度到骤冷开始温度的平均冷却速度控制在1～100℃/秒，能够调整铁素体分率，因此能够确保所希望的伸长率。如果平均一次冷却速度超过100℃/秒，则无法确保所希望的铁素体分率，因此伸长率可能劣化。从生产率的观点考虑，平均一次冷却速度优选为1℃/秒以上。应予说明，需要至少冷却至骤冷开始温度，因此冷却停止温度优选为580℃以上。冷却停止温度优选为780℃以下。
平均二次冷却速度：80℃/秒以上且小于2000℃/秒
平均二次冷却速度是指达到80℃/秒以上的冷却速度的从骤冷开始温度到300℃的平均冷却速度。上述一次冷却后，通过将从骤冷开始温度到300℃的平均冷却速度控制在80℃/秒以上且小于2000℃/秒，能够抑制贝氏体的过度生成，且抑制马氏体的过度回火。由此，能够确保规定的强度，确保优异的耐延迟断裂特性。从生产率的观点考虑，二次冷却速度优选低于2000℃/秒。为了抑制贝氏体的过度生成，且抑制马氏体的过度回火，平均二次冷却速度优选为80℃/秒以上。应予说明，为了抑制贝氏体的过度生成，且抑制马氏体的过度回火，优选至少冷却至300℃。因此，冷却停止温度优选为300℃以下。冷却停止温度的下限没有特别限定，但通常为0℃以上。
450～130℃的滞留(保持)时间：10～1000秒
二次冷却后，根据需要进行再加热，在450～130℃保持10～1000秒。应予说明，为了抑制P向夹杂物界面的偏析而保持优异的耐延迟断裂特性，加热优选以1～50℃/s迅速进行。通过在450～130℃保持，对一次冷却中得到的马氏体实施回火处理，从而耐延迟断裂特性提高。保持温度低于130℃时，可能无法充分得到这样的效果。另一方面，如果该保持温度超过450℃，则可能难以得到980MPa以上的拉伸强度，此外可能因铁系碳化物等析出物的粗大化而导致耐延迟断裂特性劣化。保持温度优选为150～320℃，更优选为180～300℃。
另外，该保持温度区域的保持时间少于10秒时，可能无法充分得到如上所述的马氏体的回火效果。另一方面，如果保持时间超过1000秒，则强度下降明显，可能得不到980MPa以上的拉伸强度。因此，保持时间优选为10～1000秒，更优选为200～800秒。
平均三次冷却速度：5℃/秒以上
上述保持(滞留)后，如果在130～50℃的温度区域冷却的三次冷却的平均冷却速度小于5℃/秒，则回火过度进行，生产率也下降，因此上述温度区域的平均冷却速度(平均三次冷却速度)优选为5℃/秒以上。另一方面，从确保强度的观点考虑，平均三次冷却速度的上限没有特别限定，但难以实现超过2000℃/秒，因此优选为2000℃/秒以下。
三次冷却的冷却停止温度没有特别限定。
应予说明，在上述三次冷却后，优选进一步实施调质轧制。为了消除屈服伸长率，调质轧制优选在伸长率为0.1～0.7％的范围进行。
镀锌工序是指对退火工序后的钢板实施镀锌的工序。镀锌工序在要在钢板的表面形成镀锌层的情况下进行。
作为镀锌，可例示电镀、热浸镀锌。另外，可以在热浸镀锌后实施合金化处理。
另外，无论是具有镀锌层的高强度钢板，还是不具有镀锌层的高强度钢板，都可以根据需要涂布固体润滑材料等。
实施例
使用表1所示的成分组成的钢，在表2所示的条件下将钢锭进行熔化、铸造。将得到的钢锭在表2所示的条件下实施热轧而得到板厚2.8mm的热轧钢板。应予说明，热轧的卷取温度在550℃下进行。接下来，进行冷轧率50％的冷轧，使板厚为1.4mm，实施表2所示的退火条件的处理。退火后，进行伸长率0.2％的调质轧制。应予说明，表2的铸造温度通过实测中间包内的钢水温度而求出。另外，凝固温度通过实测钢的成分组成，由下述式求出。
凝固温度(℃)＝1539－(70×[％C]+8×[％Si]+5×[％Mn]+30×[％P]+25×[％S]+5×[％Cu]+4×[％Ni]+1.5×[％Cr])
上述式中，[％元素符号]表示钢中的各元素的含量(质量％)。
应予说明，表1的“－”不仅包括不含有任意元素的情况(0质量％)，还包括以低于下限值含有任意元素作为不可避免的杂质的情况。
Figure BDA0002952051460000251
Figure BDA0002952051460000261
如下所示，对如上得到的冷轧钢板研究钢组织(组织分率(体积分率))、Mn偏析度、P最大浓度、MnS粒子群和氧化物系夹杂物，并且评价拉伸特性和耐延迟断裂特性。
钢组织(组织分率)
在与轧制方向平行的板厚截面，用扫描式电子显微镜(SEM)观察板厚的1/4位置的面进行分析。观察以N＝5(5处观察视场)实施，使用倍率：2000倍的截面组织照片，通过图像解析，求出在任意设定的50μm×50μm四方的正方形区域内存在的各相的占有面积，将其进行平均，作为各相的体积分率。由组织形态辨别铁素体相、珠光体、马氏体和贝氏体并算出体积分率。应予说明，本发明中规定的马氏体和贝氏体均具有板条状组织，呈现在晶粒内生成针状的铁系碳化物的形态，但可以用SEM组织由晶粒内的针状碳化物的取向状态来辨别。即，贝氏体中的针状碳化物与贝氏体母相具有一定的方位关系而生成，因此碳化物的伸长方向在一个方向进行取向。另一方面，马氏体中的针状碳化物与马氏体母相具有多个方位关系。
另外，利用Mo的Kα射线并通过X射线衍射法求出残余奥氏体相的量。即，使用将包含与钢板的轧制方向平行的面的板面的板厚1/4附近的面作为测定面的试验片，由奥氏体相的(211)面和(220)面与铁素体相的(200)面和(220)面的峰强度算出残余奥氏体相的体积分率，作为体积分率的值。
Mn偏析度和P最大浓度的评价
利用EPMA(Electron Probe Micro Analyzer)测定距表面板厚方向上100μm以内的区域中的Mn和P的浓度分布。应予说明，距离最表面的深度小于10μm的区域的测定值因产生测定表面而引起的测定误差，所以从测定中除去。此时，测定结果根据EPMA的测定条件而发生变化，因此在加速电压15kV、照射电流2.5μA、照射时间0.05s/点、探针直径1μm、测定间距1μm的一定条件下，使测定面积为45000μm2(深度方向90μm×轧制方向500μm)进行测定。对得到的数据在3μm×3μm的范围使数据平均化，将得到的值作为该区域的测定数据。本发明中，使一个评价区域为3μm×3μm。应予说明，如果MnS粒子等夹杂物存在，则最大Mn偏析度明显变大，因此遇到夹杂物时，排出该值进行评价。
钢板中的MnS粒子群的评价
在与钢板的轧制方向平行的板厚截面，用SEM观察板厚方向上距钢板表面的深度为100μm以内的范围。对于观察到的夹杂物全部进行SEM－EDX分析，鉴定MnS，对判断为长径150μm以上的MnS粒子群的粒子群的个数进行研究。使评价面积为3mm2(深度方向100μm×轧制方向30000μm)。
钢板中的氧化物系夹杂物的评价
在10mm×10mm的范围观察与板厚方向上距钢板表面的深度为50μm、100μm的板面平行的面，分析粒子直径5μm以上的夹杂物粒子的个数(由于在深度50μm的位置与100μm的位置结果相同(均匀)，所以表中仅示出了一方的结果)。应予说明，与板面平行的面为包含轧制方向的截面。另外，本发明中的氧化物系夹杂物的粒子直径是指当量圆直径。另外，对于粒子直径5μm以上的夹杂物粒子，全部进行SEM－EDX分析，对组成进行定量分析，求出具有氧化铝含有率：50质量％以上、且二氧化硅含有率：20质量％以下、氧化钙含有率：40质量％以下的组成的夹杂物粒子数(符合组成的个数)。另外，如下述式那样求出通过上述观察得到的符合组成的个数与粒子直径5μm以上的夹杂物粒子的总个数的比率，作为符合组成的个数的比率。
符合组成的个数的比率(％)＝{(符合组成的个数)/(粒子直径5μm以上的夹杂物粒子的总个数)}×100
这里，在对氧化物系夹杂物中长径比(轧制方向长度/板厚方向长度)延展至2以上的氧化物系夹杂物进行分析时，轧制方向长度为10μm以上时，将轧制方向长度分割成2份以上(使分割后的分割区域的轧制方向长度成为5～10μm)，分析各分割区域的夹杂物的长边方向的中央部，将各分割区域的分析值进行平均化而求出。
拉伸特性
将与轧制方向成直角的方向作为长边在钢板表面采集JIS5号试验片(JISZ2201)，基于JIS Z2241进行拉伸试验，求出屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)和对接伸长率(突き合わせ伸び，El)。
耐延迟断裂特性
用上述的方法制作9个负载了2000MPa的应力的U型弯曲螺栓紧固试验片。弯曲成型按照弯曲半径R与板厚t的比即R/t进行，1320MPa＞TS≥980MPa的高强度钢板以R/t＝3.0进行，1470MPa＞TS≥1320MPa的高强度钢板以R/t＝4.0进行，TS≥1470MPa的高强度钢板以R/t＝5.0进行。将制作的试验片浸渍在5wt％、比液量60ml/cm2的盐酸中最长96hr，将全部9个试验片均没有产生长度1mm以上的裂纹的钢板判定为耐延迟断裂特性优异。另外对于破裂1处以上的钢板，测定产生裂纹的最小时间。
表3中示出评价结果。由本结果可知，本发明例的钢板具有拉伸强度TS≥980MPa，耐延迟断裂特性优异。另一方面，比较例的钢板的耐延迟断裂特性差。
Figure BDA0002952051460000301
符号说明
1 试验片
2 穿孔
3 垫圈
4 不锈钢螺栓
10 钢板
11 MnS粒子
12 MnS粒子
D1 轧制方向
L1 MnS粒子群的长径

Claims (10)

1.一种高强度钢板，具有如下的成分组成，以质量％计，含有C：0.10～0.35％、Si：0.01～2.0％、Mn：1.5以上且小于2.2％、P：0.015％以下且不包括0％、S：0.0015％以下且不包括0％、Sol.Al：0.01～1.0％、N：0.0055％以下且不包括0％、O：0.0025％以下且不包括0％、以及Ca：0.0005％以下且包括0％，
剩余部分由铁和不可避免的杂质构成，
距表面板厚方向上100μm以内的区域中的Mn偏析度为1.5以下，
距表面板厚方向上100μm以内的区域中的P最大浓度为0.08质量％以下，
在距表面板厚方向上100μm以内的区域中的与钢板的轧制方向平行的板厚截面，含有MnS粒子群，该MnS粒子群由在轧制方向伸展和/或呈点列状分布的1个以上的长轴0.3μm以上的MnS粒子构成，该MnS粒子群由2个以上的MnS粒子构成时，该MnS粒子间的距离为40μm以下，且长径150μm以上的MnS粒子群在每1mm2为2.0个以下，
在距表面板厚方向上100μm以内的区域中的与板面平行的面，粒子直径5μm以上的氧化物系夹杂物在每1mm2为8个以下，
在所述粒子直径5μm以上的氧化物系夹杂物的总个数中，具有氧化铝含有率50质量％以上、二氧化硅含有率20质量％以下、且氧化钙含有率40质量％以下的组成的氧化物系夹杂物的个数比率为80％以上，
钢组织以体积分率计具有马氏体：30～95％、铁素体相：5～70％、贝氏体：小于30％且包括0％和奥氏体相：小于2.0％且包括0％，
拉伸强度为980MPa以上。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有Ti：0.003～0.05％、Nb：0.003～0.05％、V：0.001～0.1％和Zr：0.001～0.1％中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有Cr：0.01～1.0％、Mo：0.01～0.20％和B：0.0001～0.0030％中的1种或2种以上。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有Cu：0.01～0.5％、Ni：0.01～0.5％和Sn：0.001～0.1％中的1种或2种以上。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有Sb：0.001～0.1％。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有REM和Mg中的1种或2种：合计0.0002％～0.01％。
7.根据权利要求1～6中任一项所述的高强度钢板，其中，在表面具有镀锌层。
8.一种高强度钢板的制造方法，是权利要求1～6中任一项所述的高强度钢板的制造方法，具有如下工序：
铸造工序，使RH真空脱气装置中的回流时间为500秒以上，精炼结束后，在连续铸造时，使铸造温度与凝固温度之差为10℃～35℃，使铸模弯液面附近的凝固界面的钢水流速为0.5～1.5m/分钟，使弯曲部和矫正部在550℃～1050℃通过，
热轧工序，将所述铸造工序中得到的钢坯材直接或者暂时冷却后加热至1220～1300℃后保持80分钟以上，以粗轧的第1道次的压下量为10％以上、精轧的第1道次的压下量为20％以上进行热轧，
冷轧工序，将所述热轧工序中得到的热轧钢板进行酸洗后，进行冷轧，以及
退火工序，将所述冷轧工序中得到的冷轧钢板进行退火。
9.根据权利要求8所述的高强度钢板的制造方法，其中，所述退火工序为如下的工序：将所述冷轧工序中得到的冷轧钢板加热至780～900℃的温度区域后，在该温度区域均热保持20秒以上，以平均一次冷却速度1～100℃/s从该均热温度一次冷却至580℃以上的骤冷开始温度后，以从骤冷开始温度到300℃的平均二次冷却速度80℃/秒以上且小于2000℃/秒进行二次冷却至300℃以下，在450～130℃的温度区域的滞留时间10～1000秒的条件下保持，在130～50℃的温度区域以平均三次冷却速度5℃/秒以上进行三次冷却。
10.根据权利要求8或9所述的高强度钢板的制造方法，其中，具有对所述退火工序后的钢板实施镀锌的镀锌工序。
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