CN115003834A - 耐延迟断裂特性优异的高强度钢板 - Google Patents

耐延迟断裂特性优异的高强度钢板 Download PDF

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Abstract

本发明的抗拉强度1700MPa以上的耐延迟断裂特性优异的高强度钢板，满足规定的成分组成，并且马氏体组织在全部金属组织中所占的比例为95面积％以上，以及过渡碳化物在全部金属组织中所占的比例为0.8体积％以上。

Description

耐延迟断裂特性优异的高强度钢板
技术领域
本发明涉及耐延迟断裂特性优异的高强度钢板。
背景技术
为了兼顾汽车的轻量化和碰撞安全性，汽车结构材料、增强材料用的钢板要求进一步的高强度化。但是，随着钢板的高强度化，有可能因氢向钢中的侵入等而引起延迟断裂发生。耐延迟断裂特性的提高，从各种观点出发进行了尝试，例如提出有控制钢中析出物的形态，具体来说就是进行MnS微细化、碳化物密度的控制等。
例如在专利文献1中公开有一种冷轧钢板，其满足规定的成分、和表示S与N的关系的式(1)，在组织中，回火马氏体和贝氏体相对于全体组织的面积率合计为95％以上且100％以下，由沿轧制方向伸展和/或点列状分布的1个以上的长轴：0.3μm以上的夹杂物粒子构成，该夹杂物粒子由2个以上构成时，该夹杂物粒子间的距离为30μm以下，轧制方向的总长高于120μm的夹杂物群为0.8个/mm2以下，长宽比为2.5以下，长轴为0.20μm以上且2μm以下的以Fe为主成分的碳化物为3500个/mm2以下，在所述回火马氏体组织和/或所述贝氏体的内部分布的直径10～50nm的碳化物为0.7×107个/mm2以上，原始γ晶粒的平均粒径为18μm以下。
另外在专利文献2中公开有一种弯加工性优异的高强度冷轧钢板，其满足规定的成分组成，钢组织是马氏体组织的单一组织，在从钢板的表面至(板厚×0.1)深度的表层区域，确定夹杂物群的配置。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第6112261号公报
专利文献2：日本专利第5466576号公报
发明内容
发明所要解决的问题
在上述专利文献1、2中，对于改善高强度钢板的耐延迟断裂特性进行了研究，但为了使更高强度的钢板，特别是抗拉强度为1700MPa以上的强度更高的钢板的耐延迟断裂特性提高，认为需要进一步的研究。本发明鉴于该情况而提出，其课题在于，实现能够使抗拉强度为1700MPa以上的高强度和优异的耐延迟断裂特性并立的钢板。
解决问题的手段
本发明的方式1是一种抗拉强度1700MPa以上的耐延迟断裂特性优异的高强度钢板，其中，含有：
C：0.280质量％以上且0.404质量％以下、
Si：0质量％以上且0.6质量％以下、
Mn：高于0质量％并在1.5质量％以下、
Al：高于0质量％并在0.15质量％以下、
B：0.01质量％以下、
Cu：0.5质量％以下、
Ni：0.5质量％以下、
Ti：0.20质量％以下、
N：高于0质量％并在0.01质量％以下、
P：高于0质量％并在0.02质量％以下、和
S：高于0质量％并在0.01质量％以下，
余量由Fe和不可避免的杂质构成，
在全部金属组织中，马氏体组织所占的比例为95面积％以上，以及在全部金属组织中，过渡碳化物所占的比例为0.8体积％以上。
本发明的方式2，根据方式1所述的高强度钢板，其中，还含有Cr：高于0质量％并在1.0质量％以下。
本发明的方式3，根据方式1或2所述的高强度钢板，其中，还含有从
V：高于0质量％并在0.1质量％以下、
Nb：高于0质量％并在0.1质量％以下、和
Mo：高于0质量％并在0.5质量％以下所构成的群中选择的至少一种。
本发明的方式4，根据方式1～3中任一项所述的高强度钢板，其中，还含有
Ca：高于0质量％并在0.005质量％以下、和
Mg：高于0质量％并在0.005质量％以下之中的一种或两种。
发明效果
根据本发明的实施方式，能够提供一种可以使抗拉强度为1700MPa以上的高强度和优异的耐延迟断裂特性并立的钢板。
附图说明
图1是表示本发明的实施方式的热处理过程的图。
具体实施方式
本发明人为了解决所述课题，以高强度钢板，特别是以能够达成抗拉强度1700MPa以上的超高强度的马氏体组织主体的钢板为对象，为了改善其耐延迟断裂特性而反复锐意研究。其结果得到了如下发现：后述的过渡碳化物作为氢陷阱位点有效地发挥作用，以及按照在全部金属组织中所占的比例计而确保该过渡碳化物为0.8体积％以上，便能够实现在后述的U型弯曲盐酸浸渍试验中的断裂时间超过4小时的优异的耐延迟断裂特性。
以下，按顺序对于本发明的实施方式的钢板的金属组织、成分组成、特性和该钢板的制造方法进行说明。
1.金属组织
本发明的实施方式的高强度钢板的金属组织，其特征在于，在全部金属组织中马氏体组织所占的比例为95面积％以上，以及在全部金属组织中过渡碳化物所占的比例为0.8体积％以上。
(1)马氏体组织的比例为95面积％以上
在本发明的实施方式中，为了确保1700MPa以上的抗拉强度，使在全部金属组织中马氏体组织占据的比例为95面积％以上。该马氏体组织的比例优选为97面积％以上，也可以为100面积％。
在本发明的实施方式的高强度钢板中，除了上述马氏体组织以外，作为在制造工序中不可避免会含有的组织，也可以包括铁素体组织、贝氏体组织、残余奥氏体组织等。
(2)过渡碳化物为0.8体积％以上
在本发明的实施方式中，如上述，在抗拉强度为1700MPa以上的超高强度区域，为了实现利用氢陷阱提高耐延迟断裂特性而进行研究时，首先发现的是，如前述，作为氢陷阱位点，作为铁系碳化物的过渡碳化物有效地起作用。在本发明的实施方式中所谓“过渡碳化物”，是以Fe为主体的碳化物，即金属元素之中Fe的含量最高的碳化物，意味着ε碳化物(ε)和η碳化物(η)，不包括θ(渗碳体)。即本发明的实施方式中的“过渡碳化物”，也能够表现为ε碳化物(ε)和η碳化物(η)合在一起的“过渡碳化物(ε、η)”。还有，过渡碳化物，也可以还包括能够形成碳化物的元素(例如，Cr、V等)。
而且发现，为了发挥作为该氢陷阱位点的效果，需要使该过渡碳化物存在0.8体积％以上。所述过渡碳化物优选存在0.9体积％以上，更优选存在1.0体积％以上。在本发明的实施方式中，ε碳化物(ε)和η碳化物(η)的合计量为0.8体积％以上即可，ε碳化物(ε)和η碳化物(η)的各自的比例没有影响。过渡碳化物量的上限没有特别限定，但实质上以3.0体积％左右为上限。
还有在专利文献1中也控制碳化物的形状，但专利文献1所述的碳化物与本发明的实施方式的碳化物不同。专利文献1中以SEM观察碳化物，规定为10nm以上的尺寸。但是，由于这些碳化物比较粗大，所以推定为渗碳体，氢陷阱能力低。另一方面，本发明的实施方式的过渡碳化物，是当量圆直径10nm以下的微细的过渡碳化物，无法由SEM观察。另外本发明的实施方式的过渡碳化物，具有氢陷阱能力高于渗碳体的特征，能够更有效地抑制氢脆。
另外在专利文献2中记述有控制了夹杂物的马氏体组织钢。但是专利文献2并不是本发明的实施方式的思想，即并非通过后述的回火控制，使氢陷阱能力高的过渡碳化物微细析出，专利文献2中，因为回火时间短达100秒，所以认为不能发挥充分的耐延迟断裂特性。
2.成分组成
以下对于本发明的实施方式的高强度钢板的成分组成进行说明。
[C：0.280质量％以上且0.404质量％以下]
C是用于得到1700MPa以上的抗拉强度所需要的元素。因此，使C量为0.280质量％以上。C量优选为0.290质量％以上，更优选为0.300质量％以上。另一方面，若C量过多，则马氏体组织的强度过度上升，或渗碳体等粗大的碳化物生成，耐延迟断裂特性劣化。因此C量为0.404质量％以下。C量优选为0.380质量％以下，更优选为0.360质量％以下。
[Si：0质量％以上且0.6质量％以下]
Si对于提高抗回火软化性是有效的元素。另外，在利用固溶强化提高强度上也是有效的元素。Si量也可以为0质量％，但发挥上述效果时，优选使Si含有0.02质量％以上。但是，因为Si是铁素体生成元素，所以若大量包含，则淬火性受损，难以确保高强度。因此，Si量为0.6质量％以下。Si量优选为0.5质量％以下，更优选为0.2质量％以下，进一步优选为0.1质量％以下，更进一步优选为0.05质量％以下。
[Mn：高于0质量％并在1.5质量％以下]
Mn使淬火性提高，对于提高强度是有效的元素。为了发挥这样的效果，Mn量高于0质量％。Mn量优选为0.1质量％以上，更优选为0.2质量％以上，进一步优选为0.3质量％以上，更进一步优选为0.65质量％以上。但是，若Mn量过剩，则耐延迟断裂特性、焊接性恶化，另外，没有实施电镀锌处理等的镀覆处理时，耐腐蚀性也恶化。因此，Mn量为1.5质量％以下。Mn量优选为1.2质量％以下，更优选为1.0质量％以下，进一步优选为0.8质量％以下。
[Al：高于0质量％并在0.15质量％以下]
Al作为脱氧剂起作用，另外也有提高钢的耐腐蚀性的效果。为了发挥这样的效果，使Al量高于0质量％。从充分发挥上述效果的观点出发，优选使Al量为0.035质量％以上，更优选为0.040质量％以上。但是，若Al过剩地包含，则夹杂物大量生成而成为表面疵点的原因，因此使其上限为0.15质量％。Al量优选为0.10质量％以下，更优选为0.07质量％以下，进一步优选为0.055质量％以下。
[B：0.01质量％以下]
B对于提高淬火性是有效的元素。为了充分发挥这样的效果，优选使B量高于0质量％，更优选为0.0001质量％以上，进一步优选为0.0005质量％以上，更进一步优选为0.0010质量％以上。但是，若B被过剩包含，则延展性降低，因此B量为0.01质量％以下，优选为0.0080质量％以下，更优选为0.0065质量％以下，进一步优选为0.0040质量％以下。
[Cu：0.5质量％以下]
[Ni：0.5质量％以下]
Cu和Ni使钢板的耐腐蚀性提高，从而抑制与氢脆相关的氢的发生，在提高耐延迟断裂特性上是有效的元素。为了充分发挥该效果，Cu的情况是优选含有高于0质量％，更优选为0.01质量％以上，进一步优选为0.05质量％以上，更进一步优选为0.08质量％以上。另一方面，若过剩地包含Cu，则酸洗性和化成处理性劣化，因此Cu量为0.5质量％以下，优选为0.4质量％以下，更优选为0.2质量％以下。另外，Ni的情况下，也是优选含有高于0质量％，更优选为0.01质量％以上，进一步优选为0.05质量％以上，更进一步优选为0.08质量％以上。但是，若过剩地包含Ni，则延展性和母材的加工性降低，因此Ni量为0.5质量％以下，优选为0.4质量％以下，更优选为0.2质量％以下。
[Ti：0.20质量％以下]
Ti在提高强度，和通过使γ晶粒微细化而改善淬火后的韧性方面是有效的元素。为了发挥该效果，优选使Ti量高于0质量％。为了充分发挥上述效果，更优选使Ti量为0.003质量％以上，进一步优选为0.020质量％以上，更进一步优选为0.045质量％以上。但是，若过剩地包含Ti，则碳氮化物等的析出增大，母材的加工性降低。因此，Ti量优选为0.20质量％以下，更优选为0.15质量％以下。
[N：高于0质量％并在0.01质量％以下]
若N量过剩，则氮化物的析出量增大，对韧性造成不良影响。因此，N量为0.01质量％以下。N量优选为0.008质量％以下，更优选为0.006质量％以下。还有，若考虑炼钢上的成本等，则N量通常为0.001质量％以上。
[P：高于0质量％并在0.02质量％以下]
P具有使钢强化的作用，但使韧性降低，另外还使延展性降低，因此为0.02质量％以下。P量优选为0.01质量％以下，更优选为0.006质量％以下。
[S：高于0质量％并在0.01质量％以下]
S生成硫化物系的夹杂物，使母材的加工性和焊接性劣化。因此，S量越少越好，在本发明的实施方式中为0.01质量％以下。S量优选为0.005质量％以下，更优选为0.003质量％以下。
[余量]
余量是Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，允许由原料、物料，制造设备等的状况而引入的微量元素(例如，As、Sb、Sn等)的混入。还有，例如，如P和S这样，通常，含量越少越优选，因此是不可避免的杂质，但存在关于其组成范围如上述这样另行规定的元素。因此，在本说明书中，构成余量的“不可避免的杂质”这种情况，是除去了其组成范围被另行规定的元素的概念。
本发明的实施方式的钢板，成分组成由上述元素和余量Fe和不可避免的杂质构成即可，也可以不包含下述的选择元素。钢板的成分组成，如果根据需要，在含有上述元素的同时还含有下述元素，则能够进一步提高钢板的强度、耐腐蚀性等的特性。
[Cr：高于0质量％并在1.0质量％以下]
Cr在通过提高淬火性而提高强度方面是有效的元素。另外，Cr对于提高马氏体组织钢的抗回火软化是有效的元素。为了充分发挥这些效果，优选使Cr量高于0质量％，更优选为0.01质量％以上，进一步优选为0.05质量％以上。但是，若过剩地含有，则使耐延迟断裂特性劣化，因此Cr量的上限为1.0质量％，优选的上限为0.7质量％。
[从V：高于0质量％并在0.1质量％以下、Nb：高于0质量％并在0.1质量％以下、和Mo：高于0质量％并在0.5质量％以下所构成的群中选择的至少一种]
V、Nb和Mo在提高强度，和通过使γ晶粒微细化而改善淬火后的韧性上均是有效的元素。为了充分发挥该效果，V、Nb和Mo任意一个都优选含有高于0质量％，更优选为0.003质量％以上，进一步优选为0.020质量％以上。但是，若上述元素过剩地包含，则碳氮化物等的析出增大，母材的加工性降低。因此，V量和Nb量分别优选为0.1质量％以下，更优选为0.05质量％以下，Mo量优选为0.5质量％以下。
[Ca：高于0质量％并在0.005质量％以下、和Mg：高于0质量％并在0.005质量％以下之中的一种或两种]
Ca代替Mn而与S结合，控制沿轧制方向延伸的MnS的形态，此外通过在钢板端面断开MnS，能够抑制局部腐蚀起点的局部化，是能够抑制局部腐蚀起点的氢发生和氢侵入的元素。另外Mg与O结合形成MgO，能够抑制腐蚀前端的pH降低，是能够抑制氢发生和氢侵入的元素。为了充分发挥这些效果，使Ca和Mg的任意一个含有时，都优选使之高于0质量％，更优选为0.0010质量％以上，进一步优选为0.0015质量％以上。但是，若上述元素过剩地含有，则加工性劣化，因此这些元素的含量分别优选为0.005质量％以下，更优选为0.003质量％以下。
本发明的实施方式的钢板，出于进一步改善耐腐蚀性和耐延迟断裂特性的目的，作为其他的元素，例如，也可以含有Se、As、Sb、Pb、Sn、Bi、Zn、Zr、W、Cs、Rb、Co、La、Tl、Nd、Y、In、Be、Hf、Tc、Ta、O等，合计0.01质量％以下。
本发明的实施方式的钢板，满足强度(TS)为1700MPa以上，并且显示出在后述的U型弯曲盐酸浸渍试验中断裂时间超过4小时的优异的耐延迟断裂特性。
3.制造方法
接着对于本发明的实施方式的高强度钢板的推荐制造方法进行说明。
本发明人等，通过对于具有上述成分组成的热轧钢板或冷轧钢板等的轧制材，进行以下详述的包括退火、淬火和回火处理的热处理，由此能够得到具有上述希望的金属组织而发挥希望特性的高强度钢板。以下，对于推荐的制造方法说明详情
上述退火、淬火和回火处理以外，能够采用一般的条件。因此作为供热处理的钢板，例如使用冷轧钢板时，该冷轧钢板能够遵循常规方法熔炼，通过连续铸造得到板坯等钢片之后，加热到1100℃～1250℃左右，接着进行热轧，卷取后酸洗，再经冷轧而取得。以下，使用作为本实施方式的钢板制造的热处理过程的一例而示的图1，对于接下来进行的热处理详述。
[退火：以Ac3点以上且950℃以下的最高加热温度T1，加热30秒以上的保持时间t1]
如图1的[1]和[2]所示，将钢板加热至Ac3点～950℃的最高加热温度T1，在该温度范围的保持时间t1为30秒以上。在该温度范围进行加热，使轧制材的组织完全逆相变，由此经后工序的淬火处理，能够确实地得到马氏体组织的比例为95面积％以上的组织。最高加热温度T1下的保持时间t1，根据最高加热温度T1等适宜决定即可，但为了在Ac3点～950℃的温度范围使钢板的奥氏体相变完毕，如上述为30秒以上。上述最高加热温度T1低于Ac3点时，或该温度范围内的保持时间t1低于30秒时，供热处理的轧制材，例如会成为热轧钢板的组织(例如铁素体－珠光体)残留的状态，即使之后进行淬火工序，也得不到马氏体主体的组织，难以获得1700MPa以上的抗拉强度。另一方面，若上述最高加热温度T1高于950℃，则奥氏体晶粒生长成为粗大的组织，对力学特性和耐延迟断裂特性造成不良影响。另外，过剩高温下的保持，因为设备负荷增大，此外经济性也差，所以不为优选。因此，上述最高加热温度T1为950℃以下。
还有Ac3点通过下式(1)(参照Leslie铁钢材料学(1985年，William C.Leslie)的p273－(VII－20)式)计算。
Ac3(℃)＝910－203×[C]1/2－15.2×[Ni]+44.7×[Si]+104×[V]+31.5×[Mo]+13.1×[W]－30×[Mn]－11×[Cr]－20×[Cu]+700×[P]+400×[Al]+120×[As]+400×[Ti]…(1)
式(1)中，[元素名]表示钢中的各元素以质量％计的含量，不包含的元素作为0计算。
[淬火处理：从600℃以上的淬火开始温度以50℃/s(秒)以上冷却]
如图1的[3]和[4]所示，通过从最高加热温度T1冷却至淬火加热温度(急冷开始温度)T2后，从淬火开始温度T2急冷而进行淬火，得到马氏体主体的组织，即马氏体组织的比例为95面积％以上的金属组织。淬火开始温度T2为600℃以上。若该淬火开始温度T2低于600℃，则马氏体组织基体中过剩地生成铁素体，难以提高强度和耐延迟断裂特性。淬火开始温度T2优选为700℃以上，更优选为800℃以上，并在上述最高加热温度T1以下。
平均冷却速度CR2大致为50℃/s以上。例如通过进行水冷来进行淬火。若平均冷却速度CR2慢于此，则冷却途中析出铁素体，得不到马氏体主体的组织，不能确保抗拉强度1700MPa以上。另一方面，过度加快平均冷却速度CR2，虽然材质上不会产生任何问题，但需要过剩的设备投资，因此平均冷却速度CR2大致为1000℃/s以下。另外，冷却停止温度T3，在冷却方法是水冷的情况，大致为100℃以下。冷却停止温度T3的下限即使没有特别规定，本发明的实施方式的效果仍可体现，但使冷却停止温度T3处于室温以下，则经济负担大，因此实质上以室温为下限。
从图1的[3]的最高加热温度T1至淬火开始温度T2的平均冷却速度CR1为5℃/s以上。该平均冷却速度CR1越大越为优选，也可以与淬火时的平均冷却速度CR2相同。换言之，也可以不设置图1的[3]的冷却工序，例如，从最高加热温度T1(＝淬火开始温度T2)，以平均冷却速度CR2，即50℃/s以上冷却至冷却停止温度T3而进行淬火。
冷却停止温度T3下的保持时间t3不重要，如图1的[5]所示，可以在冷却停止温度T3下保持，或者也可以不在冷却停止温度T3下保持。以冷却停止温度T3保持时，作为优选的保持时间t3可列举1～600秒。即使保持时间t3长于600秒，所得到的钢板的特性也不怎么提高，而钢板的生产率降低，因此优选为600秒以下。
[回火处理]
接着，如图1的[6]～[8]所示进行回火。通过恰当控制回火温度和时间，能够控制本发明的实施方式的过渡碳化物即Fe系碳化物的析出和生长，确保该过渡碳化物在0.8体积％以上。
(从冷却停止温度T3，以1.0℃/s以上的再加热速度HR1加热至回火温度T4)
如图1的[6]所示，从上述的冷却停止温度T3以1.0℃/s以上的再加热速度HR1加热至回火温度T4。再加热速度HR1慢时，回火中析出的碳化物粗大化，因此以上述速度进行加热。再加热速度HR1优选为5.0℃/s以上。通过提升再加热速度，碳化物微细化，因此耐延迟断裂特性改善。因此再加热速度的上限没有特别设定，但能够使再加热速度的上限例如为250℃/s。
(在规定的回火参数满足130～200的回火温度T4下，以高于100秒并低于1000秒的回火时间t4进行加热)
回火中，以由下式(2)定义的回火参数满足130～200的范围内，设定回火温度T4，以此回火温度T4，保持超过100秒并低于1000秒的时间(回火时间)。
回火参数＝－160×[C]+T4…(2)
式(2)中，[C]表示钢中的C量(质量％)，T4表示回火温度(℃)。
为了使作为本发明特征的规定量的过渡碳化物析出，需要根据C量控制回火温度。本发明与没有考虑这一点的现有技术不同。即，在现有技术中，本发明的实施方式中规定的过渡碳化物未以规定量析出，认为难以使抗拉强度为1700MPa以上的高强度与优异的耐延迟断裂特性并立。
本发明的实施方式如上述，通过恰当地进行回火，能够使微细的过渡碳化物以规定量析出。回火参数低于130时，C的扩散不充分，因此过渡碳化物的量不足，耐延迟断裂特性不足。回火参数优选为135以上，更优选为140以上，进一步优选为145以上。另外，若回火参数高于200，则强度降低，或粗大的渗碳体大量生成，因此耐延迟断裂特性有可能劣化。回火参数优选为190以下。
回火时间t4在100秒以下时，C的扩散不充分，因此即使满足上述回火参数的条件，也得不到优异的耐延迟断裂特性。因此回火时间t4超过100秒，优选超过240秒，更优选超过360秒。另外回火温度T4下的长时间保持在经济上不利，因此低于1000秒，优选低于800秒，更优选低于600秒。
接着，如图1的[8]所示，回火后，例如通过放冷等，冷却至例如室温这样低于100℃的温度即可。作为该冷却时优选的平均冷却速度CR3，可以例如为20℃/秒以下，例如为10℃/秒。
[镀覆处理]
上述的热处理后，可以对于冷却至室温而得到的钢板，遵循常规方法实施电镀锌。或者，也可以遵循常规方法实施熔融镀锌或合金化镀锌处理。只要满足上述本发明的实施方式的成分组成、金属组织、推荐的制造方法，即使进行这些镀覆处理，也不会对本发明的实施方式所要求的强度和耐延迟断裂特性造成影响。
实施电镀锌时，例如，将经过上述热处理而得到的钢板，浸渍在50～60℃的锌溶液中并通电，进行电镀锌处理即可。镀覆附着量没有特别限定，例如，单面为10～100g/m2左右即可。通过实施电镀锌处理，钢板的耐腐蚀性提高。
实施例
以下，列举实施例更具体地说明本发明的实施方式。本发明的实施方式不受以下的实施例限制，在能够符合前述和后述宗旨的范围，也可以适宜加以变更实施，这些均包括在本发明的技术范围内。
将具有表1所示的各成分组成的钢，在实验室进行VIF(vacuum inductionfurnace)熔炼。在表1中“Tr”表示定量限以下的痕量(trace)。其后，实施热粗轧，再以1200～1250℃加热30分钟后，实施精轧，在500～650℃的大气炉中保持30分钟(模拟卷取)后冷却至室温，制作板厚2～3mm的热轧钢板。其后，进行酸洗，之后再实施冷轧，得到厚度1.0mm的冷轧钢板。
使用上述冷轧钢板，以表2所示的热处理条件，进行退火、水淬火和回火，得到钢板。表2的“冷却方法”是从淬火开始温度T2冷却的方法。表2所示以外的热处理条件如下。作为冷却停止温度T3，以室温为目标进行冷却。在冷却停止温度T3下的保持时间t3，如前述不是特别重要，因此不用管理。再加热速度HR1约为2℃/s。回火后放冷至室温。
如以下所示方式，评价得到的钢板的金属组织的比例和过渡碳化物量，以及作为特性的抗拉强度和耐延迟断裂特性。
[金属组织的比例(面积率)的测量]
研磨1.0mm×10mm×5mm的试验片的与轧制方向平行的截面，进行nital(硝酸乙醇腐蚀液)腐蚀后，对于(1/4)t部(t为板厚)，用扫描型电子显微镜(SEM)，以倍率2000倍进行观察。然后，观察到的白色区域定义为马氏体组织，观察到的黑色区域定义为铁素体组织，在任意1个视野中(1个视野的尺寸为90μm×120μm)，纵横分别等间隔地引10条线，其交点中，用作为马氏体组织的交点数或作为马氏体组织以外的组织(铁素体组织)的交点数，各自除以全部交点数，分别求得马氏体组织的面积率、马氏体组织以外的组织(铁素体组织)的面积率。
[过渡碳化物量的测量]
从上述钢板上，以放电加工，提取直径0.5mm、长度25～30mm的棒状的钢片后，以电解研磨加工成直径约0.2mm、长度为25～30mm的试验片。使用该试验片进行X射线衍射测量。该X射线衍射测量使用SPring－8的工业用光束线BL19B2的X射线衍射装置，以能量25keV的条件进行。由得到的衍射峰，通过Rietveld法求得过渡碳化物量。作为氢陷阱位点有效的过渡碳化物是η、ε，但它们的结构类似，不容易根据衍射峰判别。在此次分析中，找不到η与ε区别的衍射峰全部假定为η碳化物，由Rietveld法定量过渡碳化物量。
金属组织的面积率的测量方法和过渡碳化物量的测量方法，如上述有所不同，因此若合计上述金属组织的面积率和过渡碳化物量，则有可能超过100％。
[抗拉特性的评价]
使垂直于钢板轧制方向的方向作为纵长方向，如此从钢板上提取JIS5号拉伸试验片，遵循JIS Z 2241(2011年)中规定的方法，测量抗拉强度(TS)。而后在本实施例中，抗拉强度为1700MPa以上的，评价为高强度。
[耐延迟断裂特性的评价(U型弯曲盐酸浸渍试验)]
将得到的钢板切割成150mmW×30mmL，这样的试验片准备2个。然后，对于各试验片，在切断端面进行铣削加工后，用冲头/模具以弯曲半径10mm进行U型弯曲加工，对弯曲顶部施加1500MPa的应力，这样的U型弯曲试验片准备2个。将此U型弯曲试验片分别浸渍于0.1N－HCl中，测量截至裂纹发生的时间。还有，目视观察到裂纹时判断为“裂纹发生”。2个U型弯曲试验片的试验结果不同时，采用至裂纹发生的时间较短的一方的试验结果。在本实施例中，截至裂纹发生的时间超过4小时的，评价为耐延迟断裂特性优异。
这些测量结果显示在表3中。还有，在表1、表3中，带下划线的数值，表示脱离本发明的实施方式的规定范围和评价标准。另外在表2中，带下划线的部分，表示脱离推荐的制造条件。
【表1】
Figure BDA0003750593250000141
【表2】
Figure BDA0003750593250000151
【表3】
Figure BDA0003750593250000152
由表1～3的结果可知以下结果。No.4～6均满足本发明的实施方式所规定的成分组成，且以推荐的条件制造，能够得到希望的金属组织，因此显示出高抗拉强度和优异的耐延迟断裂特性。相对于此，No.1～3、7和8不满足规定的成分组成，或未以推荐的条件制造，得不到规定的金属组织，因此抗拉强度和耐延迟断裂特性的至少任意一个差。以下展示详情。
No.1使用C量不足的钢板，且在热处理工序中未进行回火，因此不能确保规定量的过渡碳化物，结果是造成耐延迟断裂特性差结果。
No.2使用C量不足的钢板，且未以满足回火参数的方式进行回火，因此不能确保规定量的过渡碳化物，结果是造成耐延迟断裂特性差的结果。
No.3虽然C量比No.1、2多，但仍然不足，且未以满足回火参数的方式进行回火，因此不能确保规定量的过渡碳化物，结果是造成耐延迟断裂特性差的结果。
No.7虽然使用了满足规定成分组成的钢板，但未以推荐的条件进行回火，因此抗拉强度低，此外耐延迟断裂特性也差。
No.8使用C量过剩的钢板，且未以推荐的条件进行回火，因此为耐延迟断裂特性差的结果。
本申请伴随以申请日为2020年1月21日的日本国专利申请，特愿第2020－007808号为基础申请的优选权主张。特愿第2020－007808号作为参照编入本说明书。

Claims (2)

1.一种抗拉强度1700MPa以上的耐延迟断裂特性优异的高强度钢板，其含有：
C：0.280质量％以上且0.404质量％以下、
Si：0质量％以上且0.6质量％以下、
Mn：高于0质量％并在1.5质量％以下、
Al：高于0质量％并在0.15质量％以下、
B：高于0质量％并在0.01质量％以下
Cu：高于0质量％并在0.5质量％以下
Ni：高于0质量％并在0.5质量％以下
Ti：高于0质量％并在0.20质量％以下
N：高于0质量％并在0.01质量％以下、
P：高于0质量％并在0.02质量％以下、和
S：高于0质量％并在0.01质量％以下，
余量由Fe和不可避免的杂质构成，
在全部金属组织中马氏体组织所占的比例为95面积％以上，以及在全部金属组织中过渡碳化物所占的比例为0.8体积％以上。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，满足以下(a)～(c)的任意1个以上：
(a)还含有Cr：高于0质量％并在1.0质量％以下；
(b)还含有从V：高于0质量％并在0.1质量％以下、Nb：高于0质量％并在0.1质量％以下、和Mo：高于0质量％并在0.5质量％以下所构成的群中选择的至少一种；
(c)还含有Ca：高于0质量％并在0.005质量％以下、和Mg：高于0质量％并在0.005质量％以下之中的一种或两种。
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