CN115735012A - 钢板以及钢板的制造方法 - Google Patents

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annealing
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池田亚梨纱
竹田健悟
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Nippon Steel Corp
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Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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Abstract

本实施方式涉及的钢板，Ti含量和N含量满足Ti‑3.5×N≥0.003，在板厚1/4位置，金属组织包含以体积分率计为90％以上的马氏体，在板厚1/4位置，等效圆直径为1～500nm的TiC的个数密度为3.5×104个/mm2以上，在板厚1/4位置，Mn浓度的中央值+3σ的值为5.00％以下，在板厚1/4位置测定出的硬度为在距钢板的表面为50μm的深度的位置测定出的硬度的1.30倍以上。

Description

钢板以及钢板的制造方法
技术领域
本发明涉及钢板以及钢板的制造方法。
本申请基于在2020年9月30日向日本申请的专利申请2020-165790号要求优先权，在此引用其内容。
背景技术
为了抑制来自汽车的二氧化碳的排出量，正在进行使用高强度钢板来确保安全性且使汽车车身轻量化的尝试。但是，一般地，若提高钢板的强度，则容易产生延迟断裂(滞后破坏)。所谓延迟断裂是起因于腐蚀等而从环境侵入到钢中的氢使钢的强度和断裂特性劣化，产生裂纹以及断裂的现象。钢板的强度越高，对延迟断裂的敏感性越高。从进一步提高机械部件的强度的观点出发，对应用于该机械部件的高强度钢板要求优异的延迟断裂特性。在此，所谓“延迟断裂特性”是针对延迟断裂的抵抗力的指标。难以产生延迟断裂的钢板被判断为延迟断裂特性良好。
另外，对于被用于机械部件的高强度钢板，为了确保机械部件的刚性和制造的容易性这两者，也要求优异的强度延展性平衡。在此，所谓“强度延展性平衡”是采用将钢板的抗拉强度TS和伸长率EL相乘而得到的值评价的值。
此外，从机械部件的长寿命化的观点出发，对应用于该机械部件的高强度钢板也要求优异的疲劳特性。疲劳特性是采用例如屈服比评价的值。所谓屈服比是屈服应力除以抗拉强度而得到的值。
作为高强度钢板的现有技术，例如有以下列举的技术。
在专利文献1中公开了一种外观优异、韧性和屈服强度的各向同性优异的高强度热轧钢板，其特征在于，具有以下化学成分组成：以质量％计，包含C：0.04％以上且0.15％以下、Si：0.01％以上且0.25％以下、Mn：0.1％以上且2.5％以下、P：0.1％以下、S：0.01％以下、Al：0.005％以上且0.05％以下、N：0.01％以下、Ti：0.01％以上且0.12％以下、B：0.0003％以上且0.0050％以下、余量包含Fe和不可避免的杂质，组织的90％以上为马氏体，TiC析出量为0.05％以下，JIS G 0202中规定的A系夹杂物的洁净度为0.010％以下。
然而，在专利文献1中，对于延迟断裂没有进行任何研究。另外，在专利文献1中记载的钢板中，C含量为0.15％以下，抗拉强度大约为1300MPa以下。专利文献1没有教导用于在C含量为0.20％以上的高强度钢板中使延迟断裂特性提高的方法。
在专利文献2中公开了一种高强度钢板，其特征在于，成分组成以质量％计含有C：0.20％以上且低于0.45％、Si：0.50％以上且2.50％以下、Mn：1.5％以上且4.0％以下、P：0.050％以下、S：0.0050％以下、Al：0.01％以上且0.10％以下、Ti：0.020％以上且0.150％以下、N：0.0005％以上且0.0070％以下、O：0.0050％以下，余量包含铁和不可避免的杂质，组织以面积率计，铁素体和贝氏体的合计为30％以上且70％以下、残余奥氏体为15％以上，马氏体为5％以上且35％以下，并且，所述残余奥氏体的平均当量圆直径为3.0μm以下，在组织中，长径为5nm以上且100nm以下的、TiC和包含TiC的复合析出物的合计每1mm2具有2×105个以上，并且，长径为250nm以上的、包含Ti的碳化物、氮化物、氧化物和包含它们的复合析出物的合计每1mm2具有8×103个以下。
然而，在专利文献2所记载的钢板中，用于将侵入到钢中的氢无害化的手段仅是控制Mn量和P量。因此，在专利文献2所记载的钢板中，也具有使延迟断裂特性进一步提高的余地。
在专利文献3中公开了一种耐磨损钢板，其具有以下成分组成：以质量％计，包含C：0.20～0.45％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.3～2.5％、P：0.020％以下、S：0.01％以下、Cr：0.01～2.0％、Ti：0.10～1.00％、B：0.0001～0.0100％、Al：0.1％以下、和N：0.01％以下，余量包含Fe和不可避免的杂质，具有以下组织：距所述耐磨损钢板的表面为1mm的深度处的马氏体的体积分率为90％以上，所述耐磨损钢板的板厚中心部的原始奥氏体粒径为80μm以下，距所述耐磨损钢板的表面为1mm的深度处的具有0.5μm以上的大小的TiC析出物的个数密度为400个/mm2以上，板厚中心偏析部的Mn的浓度[Mn](质量％)和P的浓度[P](质量％)满足0.04[Mn]+[P]＜0.50。
然而，在专利文献3所记载的钢板中，为了提高耐磨损性而使用了粗大的TiC。根据本发明人的见解，认为TiC的粗大化损害延迟断裂特性。
在先技术文献
专利文献
专利文献1：日本国特开2014-47414号公报
专利文献2：日本国特开2018-3114号公报
专利文献3：国际公开第2017/183057号
发明内容
本发明的课题是提供具有高强度、强度延展性平衡优异、延迟断裂特性优异、而且疲劳特性优异的钢板以及其制造方法。
本发明的主旨如下。
(1)本发明的一方式涉及的钢板，作为化学组成，以质量％为单位，包含C：0.20％以上且0.45％以下、Si：0.01％以上且2.50％以下、Mn：1.20％以上且3.50％以下、P：0.040％以下、S：0.010％以下、Al：0.001％以上且0.100％以下、N：0.0001％以上且0.0100％以下、Ti：0.005％以上且0.100％以下、B：0％以上且0.010％以下、O：0.006％以下、Mo：0％以上且0.50％以下、Nb：0％以上且0.20％以下、Cr：0％以上且0.50％以下、V：0％以上且0.50％以下、Cu：0％以上且1.00％以下、W：0％以上且0.100％以下、Ta：0％以上且0.10％以下、Ni：0％以上且1.00％以下、Sn：0％以上且0.050％以下、Co：0％以上且0.50％以下、Sb：0％以上且0.050％以下、As：0％以上且0.050％以下、Mg：0％以上且0.050％以下、Ca：0％以上且0.040％以下、Y：0％以上且0.050％以下、Zr：0％以上且0.050％以下、La：0％以上且0.050％以下、以及Ce：0％以上且0.050％以下，余量包含Fe以及杂质，Ti含量和N含量满足下述式1，在板厚1/4位置，金属组织包含以体积分率计为90％以上的马氏体，在所述板厚1/4位置，等效圆直径为1～500nm的TiC的个数密度为3.5×104个/mm2以上，在所述板厚1/4位置，Mn浓度的中央值+3σ的值为5.00％以下，在所述板厚1/4位置测定出的硬度为在距钢板的表面为50μm的深度的位置测定出的硬度的1.30倍以上，抗拉强度为1310MPa以上，
Ti-3.5×N≥0.003 (式1)
在此，上述式1中包含的元素符号Ti以及N意指上述钢板的上述Ti含量以及上述N含量。
(2)根据上述(1)所述的钢板，可以具有热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层、电镀层或者镀铝层。
(3)本发明的另一方式涉及的钢板的制造方法，具备：将精轧结束温度设为Ac3点以上而将具有上述(1)中所记载的化学成分的铸坯热轧从而得到钢板的工序；将卷取温度设为500℃以下而将所述钢板卷取的工序；将压下率设为0～20％而将所述钢板冷轧的工序；以及，将700℃以上的温度区域中的氧势设为-1.2以上且0以下而在Ac3点以上的温度区域将所述钢板退火的工序，在所述退火中，在将所述钢板加热至Ac3点以上的所述温度区域时，使所述钢板在500℃～700℃的温度范围内滞留70～130秒，在所述退火中，在将所述钢板从Ac3点以上的所述温度区域冷却时，使所述钢板在700℃～500℃的温度范围内滞留4～25秒。
(4)根据上述(3)所述的钢板的制造方法，可以还具备将退火了的所述钢板回火的工序。
(5)根据上述(3)或(4)所述的钢板的制造方法，可以还具备对退火了的所述钢板进行热浸镀锌、合金化热浸镀锌、电镀或者镀铝的工序。
根据本发明，能够提供具有高强度、强度延展性平衡优异、延迟断裂特性优异、而且疲劳特性优异的钢板以及其制造方法。
具体实施方式
作为用于使延迟断裂特性提高的手段，本发明人着眼于TiC。TiC作为氢捕获位点起作用，因此能够将侵入到钢中的氢无害化。
但是，不能够由等效圆直径超过500nm的粗大的TiC充分地得到上述的效果。为了通过TiC来提高延迟断裂特性，需要使钢板中大量地分散等效圆直径为1～500nm的微细的TiC。本发明人对使TiC微细分散的手段反复进行了研究。其结果，本发明人发现，将如以下那样制造的钢板退火对TiC的微细分散极其有效。
(A)使退火前的钢板的组织为主要由贝氏体和/或马氏体构成的组织。
(B)使退火前的钢板以固溶状态含有Ti。
(C)控制向退火前的钢板中的基于冷轧的位错的导入量。
(D)在用于退火的加热以及退火后的冷却时，使钢板的温度滞留在500℃～700℃的温度范围内。
(A)首先，优选使退火前的钢板的组织为主要由贝氏体和/或马氏体构成的组织。在这样的低温相变组织中较多地含有位错。通过将该位错作为TiC的析出位点有效利用，在为了将钢板退火而升温时，能够使钢板中微细析出TiC。
另外，通过该低温相变组织中所含的位错和晶界，在钢板的退火中使Mn的偏析减少，能够进一步提高钢板的特性。因此，使退火前的钢板的组织主要为贝氏体和/或马氏体也具有减轻Mn偏析的效果。另外，退火前的钢板的组织，在退火时暂时进行奥氏体相变。因此，希望注意到退火后的钢板的组织未必与退火前的钢板的组织一致。
(B)接着，优选使退火前的钢板以固溶状态含有Ti。通常，在含有Ti的高强度钢板中，Ti作为氮固定元素使用。N是与B结合而形成BN，损害由B带来的淬火性提高效果的元素。另一方面，N与Ti结合而形成TiN。因此，通过使钢板含有Ti并使用其生成TiN，能够提高钢板的淬火性，提高钢板的强度。
但是，在本实施方式涉及的钢板的制造方法中，优选在退火前的阶段使Ti以固溶状态存在于钢中。这是因为在退火前的阶段以TiN的形式存在的Ti在退火过程中不形成TiC。若在退火前的钢板中预先使Ti固溶于基体中，则在用于退火的升温时，固溶Ti形成TiC。
(C)而且，控制位错向退火前的钢板的导入。如上述那样，退火前的钢板中所含的位错在退火中具有减轻Mn偏析的效果。另一方面，若对具有过量的量的位错的钢板进行退火，则在升温时位错促进钢板的组织的再结晶，使升温中的钢板的晶体粒径增大。
用于退火的升温中的钢板的晶界作为TiC的析出位点起作用。升温中的钢板的晶体粒径越微细，作为TiC的析出位点的晶界越多，TiC的个数密度越增大。换言之，若退火前的钢板的位错量过量，则在用于退火的升温时，TiC粗大化，其个数密度变得不充分。
在使退火前的钢板的组织为主要由贝氏体和/或马氏体构成的组织的情况下，在钢板中已经含有不少来源于低温相变组织的位错。因此，优选通过降低冷轧中的压下率、或省略冷轧(换言之，使冷轧压下率为0％)，来防止位错的量变得过量。
(D)此外，在用于退火的加热以及退火后的冷却时，使钢板的温度滞留在500℃～700℃的温度范围内。
TiC在500℃～700℃的温度范围内析出。在用于退火的加热时，通过将钢板的温度在500℃～700℃的温度范围内保持一定时间，能够使以固溶状态存在于钢中的Ti以等效圆直径为1～500nm的微细的TiC的形式析出。
但是，在加热时析出的TiC的一部分在钢板的温度保持在Ac3点以上的温度范围内时溶解。因此，在退火后的冷却时也需要通过将钢板的温度在500℃～700℃的温度范围内保持一定时间来使TiC再析出。
本发明人发现，通过上述要素(A)～(D)的协同效应，能使钢板的TiC显著微细化，使其个数密度增大。此外，本发明人还发现，通过在含有等效圆直径为1～500nm的微细的TiC的钢板的表面形成利用脱碳等手段形成的软质层，延迟断裂特性进一步提高。而且，本发明人发现，微细分散的TiC具有不仅使延迟断裂特性提高，也使钢板的疲劳强度提高的作用。
以下对基于这些见解而得到的本实施方式涉及的钢板进行详细说明。
首先，对本实施方式涉及的钢板的化学成分进行说明。在此，合金元素的含量的单位“％”意指质量％。再者，如上述那样，本实施方式涉及的钢板，在其表层具有软质层，但以下说明的化学成分是软质层以外的部位的化学成分。因此，在测定钢板的化学成分时，需要将充分远离其表层的部位(例如板厚中心部)作为测定区域。
(C：0.20％以上且0.45％以下)
C是使钢板的强度提高的元素。为了得到充分的抗拉强度，需要使C含量为0.20％以上。也可以使C含量为0.200％以上、0.22％以上、0.25％以上、或0.30％以上。
另一方面，若C含量过量，则招致延迟断裂特性劣化，焊接性显著降低等等。因此，使C含量为0.45％以下。也可以使C含量为0.450％以下、0.42％以下、0.40％以下、或0.35％以下。
(Si：0.01％以上且2.50％以下)
Si是使钢板发生固溶强化，而且抑制马氏体的回火软化，由此使钢板的强度提高的元素。为了得到这些效果，使Si含量为0.01％以上。也可以使Si含量为0.10％以上、0.20％以上、或0.50％以上。
另一方面，若Si含量过量，则钢板的延展性受损，有可能难以作为机械部件的材料使用。另外，若Si含量过量，则镀覆性降低，容易发生镀不上。因此，使Si含量为2.50％以下。也可以使Si含量为2.00％以下、1.50％以下、或1.00％以下。
(Mn：1.20％以上且3.50％以下)
Mn是使钢板的淬火性提高、使钢板的强度提高的元素。为了得到这些效果，使Mn含量为1.2％以上、或1.20％以上。也可以使Mn含量为1.5％以上、1.50％以上、1.8％以上、1.80％以上、2.0％以上、或2.00％以上。
另一方面，若Mn含量过量，则镀覆性、加工性以及焊接性有可能降低。因此，使Mn含量为3.5％以下、或3.50％以下。也可以使Mn含量为3.2％以下、3.20％以下、3.0％以下、3.00％以下、2.5％以下、或2.50％以下。
(P：0.040％以下)
P是在晶界偏析而使钢板脆化的元素，越少越优选。因此，P含量可以为0％。另一方面，若过度地降低P含量，则精炼成本高涨。如果P为0.040％以下，则在本实施方式涉及的钢板中被允许。也可以使P含量为0.001％以上、0.005％以上、或0.010％以上。也可以使P含量为0.0400％以下、0.035％以下、0.030％以下、或0.020％以下。
(S：0.010％以下)
S是使热脆性产生、并且损害焊接性和耐蚀性的元素，因此越少越优选。因此，S含量可以为0％。另一方面，若过度地降低S含量，则精炼成本高涨。如果S为0.010％以下，则在本实施方式涉及的钢板中被允许。也可以使S含量为0.001％以上、0.003％以上、或0.005％以上。也可以使S含量为0.0100％以下、0.009％以下、0.008％以下、或0.007％以下。
(Al：0.001％以上且0.100％以下)
Al是具有脱氧效果的元素。另外，Al是抑制铁系碳化物的生成、使钢板的强度提高的元素。为了得到这些效果，使Al含量为0.001％以上。也可以使Al含量为0.005％以上、0.010％以上、或0.020％以上。
另一方面，若Al含量过量，则铁素体分率上升，有可能损害钢板的强度。因此，使Al含量为0.100％以下。也可以使Al含量为0.080％以下、0.050％以下、或0.030％以下。
(N：0.0001％以上且0.0100％以下)
N是与Ti结合而形成TiN，由此使TiC的生成量减少的元素，越少越优选。因此，从确保本实施方式涉及的钢板的特性的观点出发，N含量可以为0％。另一方面，若过度地降低N含量，则精炼成本高涨，因此将N含量的下限值设为0.0001％。如果N为0.0100％以下，则在本实施方式涉及的钢板中被允许。也可以使N含量为0.0001％以上、0.0002％以上、或0.0005％以上。也可以使N含量为0.0090％以下、0.0085％以下、或0.0080％以下。
(Ti：0.005％以上且0.100％以下)
Ti是与C结合而形成TiC的元素。TiC通过作为氢捕获位点起作用，来使延迟断裂特性提高。另外，TiC通过钉扎效应而使原始奥氏体晶粒微细化，并抑制晶界破坏裂纹，由此也使延迟断裂特性提高。为了得到这些效果，使Ti含量为0.005％以上。也可以使Ti含量为0.010％以上、0.020％以上、或0.030％以上。
另一方面，若Ti含量过量，则其效果饱和，制造成本增大。而且，若Ti含量过量，则TiC大量析出，固溶C量减少，因此也存在抗拉强度受损的情况。因此，使Ti含量为0.100％以下。也可以使Ti含量为0.080％以下、0.060％以下、或0.050％以下。
(B：0％以上且0.010％以下)
B在解决本实施方式涉及的钢板的课题方面不是必需的。因此，B含量的下限值为0％。另一方面，B能够使钢板的淬透性提高。为了得到该效果，可以使B含量为0.001％以上、0.002％以上、或0.005％以上。但是，在B含量过量的情况下，其效果饱和，制造成本增大。因此，也可以使B含量为0.010％以下、0.0100％以下、0.009％以下、或0.008％以下。
(O：0.006％以下)
O是形成各种氧化物，对钢板的机械特性造成不良影响的元素，越少越优选。因此，O含量可以为0％。另一方面，若过度地降低O含量，则精炼成本高涨。如果O为0.006％以下，则在本实施方式涉及的钢板中被允许。也可以使O含量为0.001％以上、0.002％以上、或0.003％以上。也可以使O含量为0.005％以下、0.004％以下、或0.003％以下。
(Mo：0％以上且0.50％以下)
Mo在解决本实施方式涉及的钢板的课题方面不是必需的。因此，Mo含量的下限值为0％。另一方面，Mo能够使钢板的淬透性提高。为了得到该效果，可以使Mo含量为0.001％以上、0.005％以上、或0.010％以上。但是，在Mo含量过量的情况下，有时钢板的酸洗性、焊接性、热加工性等劣化。因此，可以使Mo含量为0.50％以下、0.500％以下、0.30％以下、或0.20％以下。
(Nb：0％以上且0.20％以下)
Nb在解决本实施方式涉及的钢板的课题方面不是必需的。因此，Nb含量的下限值为0％。另一方面，Nb能够减小钢板的晶体粒径，进一步提高其韧性。为了得到该效果，也可以使Nb含量为0.001％以上、0.005％以上、或0.010％以上。但是，在Nb含量过量的情况下，其效果饱和，制造成本增大。因此，可以使Nb含量为0.20％以下、0.200％以下、0.10％以下、或0.050％以下。
(Cr：0％以上且0.50％以下)
Cr在解决本实施方式涉及的钢板的课题方面不是必需的。因此，Cr含量的下限值为0％。另一方面，Cr能够使钢板的淬透性提高。为了得到该效果，也可以使Cr含量为0.001％以上、0.002％以上、或0.005％以上。但是，在Cr含量过量的情况下，钢板的延展性有可能降低。因此，可以使Cr含量为0.50％以下、0.500％以下、0.30％以下、或0.10％以下。
(V：0％以上且0.50％以下)
V在解决本实施方式涉及的钢板的课题方面不是必需的。因此，V含量的下限值为0％。另一方面，V形成碳化物而使组织微细化，能够提高钢板的韧性。为了得到该效果，也可以使V含量为0.01％以上、0.05％以上、或0.10％以上。但是，在V含量过量的情况下，钢板的成形性有可能降低。因此，可以使V含量为0.50％以下、0.500％以下、0.40％以下、或0.30％以下。
(Cu：0％以上且1.00％以下)
Cu在解决本实施方式涉及的钢板的课题方面不是必需的。因此，Cu含量的下限值为0％。另一方面，Cu是有助于提高钢板的强度的元素。为了得到该效果，也可以使Cu含量为0.01％以上、0.05％以上、或0.10％以上。但是，在Cu含量过量的情况下，有时钢板的酸洗性、焊接性、热加工性等劣化。因此，可以使Cu含量为1.00％以下、1.000％以下、0.80％以下、或0.30％以下。
(W：0％以上且0.100％以下)
W在解决本实施方式涉及的钢板的课题方面不是必需的。因此，W含量的下限值为0％。另一方面，含有W的析出物和结晶物成为氢捕获位点。为了得到该效果，也可以使W含量为0.01％以上、0.02％以上、或0.03％以上。但是，在W含量过量的情况下，招致粗大的W析出物或结晶物的生成，在该粗大的W析出物或结晶物中容易产生裂纹，该龟裂以低的负荷应力在钢材内传播，因此存在延迟断裂特性(耐氢脆性)劣化的情况。因此，可以使W含量为0.09％以下、0.090％以下、0.08％以下、0.080％以下、或0.030％以下。
(Ta：0％以上且0.10％以下)
Ta在解决本实施方式涉及的钢板的课题方面不是必需的。因此，Ta含量的下限值为0％。另一方面，Ta形成碳化物而使组织微细化，能够使钢板的韧性提高。为了得到该效果，也可以使Ta含量为0.01％以上、0.02％以上、或0.03％以上。但是，在Ta含量过量的情况下，钢板的成形性有可能降低。因此，可以使Ta含量为0.10％以下、0.100％以下、0.09％以下、0.08％以下、或0.03％以下。
(Ni：0％以上且1.00％以下)
Ni在解决本实施方式涉及的钢板的课题方面不是必需的。因此，Ni含量的下限值为0％。另一方面，Ni是有助于提高钢板的强度的元素。为了得到该效果，也可以使Ni含量为0.01％以上、0.05％以上、或0.10％以上。但是，在Ni含量过量的情况下，有可能对制造时的制造性造成不良影响、或者使延迟断裂特性降低。因此，可以使Ni含量为1.00％以下、1.000％以下、0.80％以下、或0.30％以下。
(Co：0％以上且0.50％以下)
Co在解决本实施方式涉及的钢板的课题方面不是必需的。因此，Co含量的下限值为0％。另一方面，Co是有助于提高钢板的强度的元素。为了得到该效果，也可以使Co含量为0.01％以上、0.05％以上、或0.10％以上。但是，在Co含量过量的情况下，招致粗大的Co碳化物的析出，以该粗大的Co碳化物为起点生成裂纹，因此有可能延迟断裂特性劣化。因此，可以使Co含量为0.50％以下、0.500％以下、0.30％以下、或0.20％以下。
(Mg：0％以上且0.050％以下)
Mg在解决本实施方式涉及的钢板的课题方面不是必需的。因此，Mg含量的下限值为0％。另一方面，Mg控制硫化物和氧化物的形态，有助于钢板的弯曲成形性的提高。为了得到该效果，也可以使Mg含量为0.001％以上、0.005％以上、或0.010％以上。但是，在Mg含量过量的情况下，有可能因粗大的夹杂物的形成而引起延迟断裂特性的降低。因此，可以使Mg含量为0.050％以下、0.040％以下、或0.020％以下。
(Ca：0％以上且0.040％以下)
Ca在解决本实施方式涉及的钢板的课题方面不是必需的。因此，Ca含量的下限值为0％。另一方面，Ca控制硫化物和氧化物的形态，有助于钢板的弯曲成形性的提高。为了得到该效果，也可以使Ca含量为0.001％以上、0.005％以上、或0.010％以上。但是，在Ca含量过量的情况下，有可能因粗大的夹杂物的形成而引起延迟断裂特性的降低。因此，可以使Ca含量为0.040％以下、0.030％以下、或0.020％以下。
(Y：0％以上且0.050％以下)
Y在解决本实施方式涉及的钢板的课题方面不是必需的。因此，Y含量的下限值为0％。另一方面，Y控制硫化物和氧化物的形态，有助于钢板的弯曲成形性的提高。为了得到该效果，也可以使Y含量为0.001％以上、0.005％以上、或0.010％以上。但是，在Y含量过量的情况下，有可能因粗大的夹杂物的形成而引起延迟断裂特性的降低。因此，可以使Y含量为0.050％以下、0.040％以下、或0.020％以下。
(Zr：0％以上且0.050％以下)
Zr在解决本实施方式涉及的钢板的课题方面不是必需的。因此，Zr含量的下限值为0％。另一方面，Zr控制硫化物和氧化物的形态，有助于钢板的弯曲成形性的提高。为了得到该效果，也可以使Zr含量为0.001％以上、0.005％以上、或0.010％以上。但是，在Zr含量过量的情况下，有可能因粗大的夹杂物的形成而引起延迟断裂特性的降低。因此，可以使Zr含量为0.050％以下、0.040％以下、或0.020％以下。
(La：0％以上且0.050％以下)
La在解决本实施方式涉及的钢板的课题方面不是必需的。因此，La含量的下限值为0％。另一方面，La控制硫化物和氧化物的形态，有助于钢板的弯曲成形性的提高。为了得到该效果，也可以使La含量为0.001％以上、0.005％以上、或0.010％以上。但是，在La含量过量的情况下，有可能因粗大的夹杂物的形成而引起延迟断裂特性的降低。因此，可以使La含量为0.050％以下、0.040％以下、或0.020％以下。
(Ce：0％以上且0.050％以下)
Ce在解决本实施方式涉及的钢板的课题方面不是必需的。因此，Ce含量的下限值为0％。另一方面，Ce控制硫化物和氧化物的形态，有助于钢板的弯曲成形性的提高。为了得到该效果，也可以使Ce含量为0.001％以上、0.005％以上、或0.010％以上。但是，在Ce含量过量的情况下，有可能因粗大的夹杂物的形成而引起延迟断裂特性的降低。因此，可以使Ce含量为0.050％以下、0.040％以下、或0.020％以下。
本实施方式涉及的钢板的化学组成的余量(其余部分)包含Fe和杂质。所谓杂质意指例如在工业性地制造钢材时，通过矿石或废料等那样的原料混入或因制造工序的各种因素而混入的、在不对本实施方式涉及的钢板造成不良影响的范围内被允许的成分。作为杂质的例子，可列举Sn、Sb以及As。但是，Sn、Sb以及As只不过是杂质的一例。
(Sn：0％以上且0.050％以下)
Sn是在使用废料作为钢板的原料的情况下，在钢板中可能含有的元素。另外，Sn有可能引起钢板的冷成形性的降低。因此，Sn的含量越少越优选。因此，Sn含量可以为0％。另一方面，若过度地降低Sn含量而使其低于0.001％，则精炼成本高涨。因此，可以使Sn含量为0.001％以上、0.002％以上、或0.003％以上。另外，若Sn为0.050％以下，则在本实施方式涉及的钢板中被允许。也可以使Sn含量为0.040％以下、0.030％以下、或0.020％以下。
(Sb：0％以上且0.050％以下)
Sb是在使用废料作为钢板的原料的情况下，在钢板中可能含有的元素。另外，Sb有可能在晶界偏析而引起晶界的脆化和延展性的降低、招致冷成形性的降低等等。因此，Sb的含量越少越优选。因此Sb含量可以为0％。另一方面，若过度地降低Sb含量而使其低于0.001％，则精炼成本高涨。因此，也可以使Sb含量为0.001％以上、0.002％以上、或0.003％以上。另外，若Sb为0.050％以下，则在本实施方式涉及的钢板中被允许。也可以使Sb含量为0.040％以下、0.030％以下、或0.020％以下。
(As：0％以上且0.050％以下)
As是在使用废料作为钢板的原料的情况下，在钢板中可能含有的元素。另外，As有可能在晶界偏析而引起晶界的脆化和延展性的降低、招致冷成形性的降低等等。因此，As的含量越少越优选。因此，As含量可以为0％。另一方面，若过度地降低As含量而使其低于0.001％，则精炼成本高涨。因此，也可以使As含量为0.001％以上、0.002％以上、或0.003％以上。另一方面，若As为0.050％以下，则在本实施方式涉及的钢板中被允许。也可以使As含量为0.040％以下、0.030％以下、或0.020％以下。
(Ti含量和N含量的关系)
在本实施方式涉及的钢板中，为了提高延迟断裂特性而使用TiC。为了使TiC大量且微细地分散，如上述那样，优选对以固溶状态含有Ti的钢板进行退火。但是，钢中所含的N，与Ti结合而生成TiN，使以固溶状态在钢中含有的Ti(固溶Ti)的量减少。
为了在退火前的钢板中确保充分的量的固溶Ti，在本实施方式涉及的钢板中，Ti含量和N含量需要满足下述式1。
Ti-3.5×N≥0.003 (式1)
在此，式1中所含的元素符号Ti以及N意指钢板的Ti含量以及N含量。“Ti-3.5×N”意指：在假定钢板中所含的N全部与Ti结合了的情况下的、未形成TiN的Ti的量。推定为在通过退火等手段使TiC析出之前的钢板中，“Ti-3.5×N”大致与固溶Ti量一致。因此，推定为在化学成分满足式1的钢板中，固溶Ti量为约0.003质量％以上。通过以满足式1的方式控制钢板的化学成分，能够在退火前的钢板中充分确保成为TiC的材料的固溶Ti。也可以将“Ti-3.5×N”设为0.005以上、0.010以上、0.015以上、或0.020以上。
再者，Ti-3.5×N的上限值没有特别限定。Ti含量在上述的范围内为最大值、且N含量在上述的范围内为最小值时的Ti-3.5×N的值“0.0965”为Ti-3.5×N的实质性的上限值。另外，也可以将Ti-3.5×N设为0.095以下、0.092以下、0.090以下、0.080以下、或0.060以下。
接着，对本实施方式涉及的钢板的金属组织、Mn偏析状态、以及夹杂物进行说明。另外，对它们的评价方法也一并进行说明。再者，金属组织、Mn偏析状态、以及夹杂物全部在板厚1/4位置进行评价。所谓板厚1/4位置是指距钢板的表面为钢板的厚度的约1/4的深度的位置。板厚1/4位置位于在热处理时温度最容易变动的钢板的表面与温度最难变动的钢板的板厚方向中心即板厚1/2位置的中间点。因此，在板厚1/4位置的组织能够视为代表钢板整体的组织的组织。
(在板厚1/4位置的金属组织：以体积分率计为90％以上的马氏体、以及其余组织)
在本实施方式涉及的钢板中，在板厚1/4位置的金属组织包含以体积分率计为90％以上的马氏体。由此，能够对钢板赋予优异的强度(例如抗拉强度1310～1760MPa)。在板厚1/4位置的马氏体的体积分数也可以为92％以上、95％以上、98％以上、或100％。
在板厚1/4位置的金属组织的其余部分没有特别限定。在板厚1/4位置的金属组织中也可以包含例如合计为10％以下的残余奥氏体、铁素体、珠光体和贝氏体等。另外，所谓本实施方式中的“马氏体”是包括回火马氏体和新鲜马氏体(未回火的马氏体)这两者的概念。因此，所谓马氏体的体积分率是指新鲜马氏体和回火马氏体的体积分率的合计值。
(在板厚1/4位置，等效圆直径为1～500nm的TiC的个数密度为3.5×104个/mm2以上)
等效圆直径为1～500nm的TiC具有捕获侵入到钢中的氢而将其无害化的作用。等效圆直径为1～500nm的TiC的个数密度越大，由TiC带来的氢捕获能力越提高，钢板的延迟断裂特性越得到改善。另外，等效圆直径为1～500nm的TiC也具有抑制钢板内部的位错的移动的作用。因此，通过提高等效圆直径为1～500nm的TiC的个数密度，也能够提高钢板的疲劳强度。
为了得到这些效果，在本实施方式涉及的钢板中，在板厚1/4位置，等效圆直径为1～500nm的TiC的个数密度被设为3.5×104个/mm2以上。也可以使在板厚1/4位置的等效圆直径为1～500nm的TiC的个数密度为4.5×104个/mm2以上、5.5×104个/mm2以上、6.5×104个/mm2以上、7.5×104个/mm2以上、或8.5×104个/mm2以上。
在板厚1/4位置的等效圆直径为1～500nm的TiC的个数密度越大越优选，其上限值没有特别限定，例如可以将其上限值设为8.5×104个/mm2。另外，认为等效圆直径为3～300nm的TiC对提高钢板的特性是最有效的。因此，代替限定等效圆直径为1～500nm的TiC的个数密度，或者在该限定的基础上，可以将等效圆直径为3～300nm的TiC的个数密度的下限值设为3.5×104个/mm2、4.5×104个/mm2、5.5×104个/mm2、6.5×104个/mm2、7.5×104个/mm2、或者8.0×104个/mm2，可以将等效圆直径为3～300nm的TiC的个数密度的上限值设为8.5×104个/mm2。
再者，等效圆直径小于1nm的TiC的个数密度、以及等效圆直径超过500nm的TiC的个数密度没有特别限定。这是因为推定为：等效圆直径小于1nm的TiC以及等效圆直径超过500nm的TiC，氢捕获能力小，无助于钢板的延迟断裂特性的改善。另外，在Ti含量、N含量以及等效圆直径为1～500nm的TiC的个数密度设为上述的范围内的情况下，退火前的钢板中所含的固溶Ti的大半形成等效圆直径为1～500nm的TiC，等效圆直径小于1nm的TiC和等效圆直径超过500nm的TiC的个数自然被限定在不对本实施方式涉及的钢板的特性造成不良影响的范围内。基于以上的理由，等效圆直径小于1nm的TiC的个数密度、以及等效圆直径超过500nm的TiC的个数密度没有特别限定。
(在板厚1/4位置，Mn浓度的中央值+3σ的值为5.00％以下)
在本实施方式涉及的钢板中，使在板厚1/4位置的Mn浓度的中央值+3σ的值为5.00％以下。在此，在板厚1/4位置的Mn浓度的中央值+3σ是将在板厚1/4位置测定出的Mn浓度作为总体而算出的值，表示测定值的99.7％在该范围内。
Mn浓度的中央值+3σ的值越小，在板厚1/4位置测定出的Mn浓度的偏差越小，因此，Mn的偏析的程度越小。通过降低Mn偏析，变得难以产生由氢引起的晶界裂纹，能够降低氢脆敏感性。再者，Mn浓度的中央值+3σ的值的下限值不需要特别规定，但可以设为例如3.20％以上、3.40％以上、或3.60％以上。
(在钢板的板厚1/4位置测定出的硬度：在距钢板的表面为50μm的深度的位置测定出的硬度的1.30倍以上)
接着，对本实施方式涉及的钢板的硬度进行说明。在本实施方式涉及的钢板中，在钢板的板厚1/4位置测定出的硬度被设为在距钢板的表面为50μm的深度的位置测定出的硬度的1.30倍以上。在该情况下，在钢板的表层设置有通过脱碳等手段形成的软质层。延迟断裂在对钢板进行弯曲加工时容易产生。软质层使钢板的弯曲性提高。因此，通过在钢板的表层设置软质层，能够更有效地抑制延迟断裂。另外，软质层也具有抑制氢的侵入的效果。但是，在板厚1/4位置测定出的硬度小于在距钢板的表面为50μm的深度的位置测定出的硬度的1.30倍的情况下，认为钢板的表层的软质化不充分，不能得到提高延迟断裂特性的效果。因此，在板厚1/4位置测定出的硬度被设为在距钢板的表面为50μm的深度的位置测定出的硬度的1.30倍以上。在板厚1/4位置测定出的硬度也可以为在距钢板的表面为50μm的深度的位置测定出的硬度的1.40倍以上、1.50倍以上、或1.60倍以上。再者，在距钢板的表面为50μm的深度的位置测定出的硬度除以在板厚1/4位置测定出的硬度而得到的值的上限值不需要特别规定，但可以设为例如1.70倍以下、1.80倍以下、或1.90倍以下。
本实施方式涉及的钢板的金属组织、TiC的个数密度、Mn的偏析度以及硬度的评价方法如下。
在板厚1/4位置的马氏体和回火马氏体的体积分率，通过使用场发射型扫描电子显微镜(FE-SEM：Field Emission-Scanning Electron Microscope)的电子通道衬度成像，对以板厚的1/4位置为中心的1/8～3/8厚度的范围进行观察而求出。这些组织与铁素体相比难以被腐蚀，因此在组织观察面上作为凸部而存在。再者，回火马氏体是板条状的晶粒的集合，在内部含有长径为20nm以上的铁系碳化物，该碳化物是属于多个变体(variant)、即属于在不同的方向伸长的多个铁系碳化物群的碳化物。另外，残余奥氏体在组织观察面上也以凸部存在。因此，将通过上述的步骤求出的凸部的面积率视为马氏体、回火马氏体和残余奥氏体的体积分率的合计值，从该体积分率的合计值减去通过后述的步骤测定的残余奥氏体的体积分率，由此能够准确地测定马氏体和回火马氏体的合计的体积分率。
再者，残余奥氏体的体积分数能够通过使用X射线的测定来算出。通过机械研磨和化学研磨来除去从试样的板面沿板厚方向直到深度1/4位置的部分，由对于研磨后的试样使用MoKα射线作为特性X射线而得到的bcc相的(200)、(211)和fcc相的(200)、(220)、(311)的衍射峰的积分强度比，算出残余奥氏体的组织分率，将其作为残余奥氏体的体积分率。
在板厚1/4位置的等效圆直径为1～500nm的TiC的个数密度通过以下说明的方法进行测定。首先，以沿着轧制方向的方式相对于钢板的表面垂直地切断钢板。接着，从板厚1/4位置通过FIB加工制取能够观察10μm×10μm的区域的样品，制作出厚度为100nm以上且300nm以下的薄膜试样。其后，利用电场透射型电子显微镜对板厚1/4位置的试样进行10个视场的20000倍的拍摄。通过EDS(能量分散型X射线分析)来分析视场内的析出物后，通过超微电子衍射法(NBD：Nano Beam electron Diffraction)进行晶体结构解析，确认为TiC。对等效圆直径为1～500nm的TiC进行计数，该个数除以观察面积，由此能够求出在板厚1/4位置的TiC的个数密度。再者，所谓TiC的等效圆直径是指具有与在上述的截面中观察到的TiC的截面积相同的面积的圆的直径。
在板厚1/4位置的Mn浓度的中央值+3σ使用利用EPMA(电子探针显微分析仪)测定出的结果来定义。与前述的利用SEM进行的组织观察同样地，在以板厚的1/4位置为中心的1/8～3/8厚度的范围内，以测定间隔0.1μm取得35μm×25μm的区域中的元素浓度映射图。以8个视场的元素浓度映射图的数据为基础，求出Mn浓度的直方图，用正态分布来近似通过该实验得到的Mn浓度的直方图，算出中央值、标准偏差σ。再者，在求取直方图的情况下，将Mn浓度的区间设定为0.1％。
在板厚1/4位置的硬度的测定方法、以及在距钢板的表面为50μm的深度处的硬度的测定方法如下。首先，形成与钢板的轧制方向垂直的切断面，对其进行研磨。钢板的轧制方向能够基于金属组织的延伸方向等容易地推定。接着，在切断面进行维氏硬度测定。测定部位是距钢板的表面为钢板的厚度的1/4的深度的位置、即板厚1/4位置、以及距钢板的表面为50μm的深度的位置。在板厚1/4位置和50μm深度位置各自进行4次硬度测定。维氏硬度测定中的载荷设为2kgf。将板厚1/4位置以及50μm深度位置各自的硬度测定值的平均值视为板厚1/4位置的硬度以及50μm深度位置的硬度。
本实施方式涉及的钢板的抗拉强度为1310MPa以上。由此，能够将本实施方式涉及的钢板应用于要求高强度的各种机械部件。也可以将钢板的抗拉强度设为1350MPa以上、1400MPa以上、或1450MPa以上。钢板的抗拉强度的上限值没有特别规定，但可以设为例如1760MPa以下、1700MPa以下、或1650MPa以下。
本实施方式涉及的钢板也可以具有公知的表面处理层。所谓表面处理层是例如镀层、化学转化处理层以及涂装层等。所谓镀层是例如热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层、电镀层、或镀铝层等。表面处理层可以配置于钢板的一个表面，也可以配置于其两个表面。
接着，对本实施方式涉及的钢板的制造方法进行说明。但是，本实施方式涉及的钢板的制造方法没有特别限定。满足上述的要件的钢板，不论其制造方法如何，都被视为本实施方式涉及的钢板。以下说明的制造方法只不过是优选的一例，并不限定本实施方式涉及的钢板。
本实施方式涉及的钢板的制造方法，具有：将精轧结束温度设为Ac3点以上，对具有上述的本实施方式涉及的钢板的化学成分的铸坯进行热轧而得到钢板的工序；将卷取温度设为500℃以下，对钢板进行卷取的工序；将压下率设为0～20％，对钢板进行冷轧的工序；以及，将700℃以上的温度区域中的氧势设为-1.2以上且0以下，在Ac3点以上的温度区域对钢板进行退火的工序。在退火时，需要将在500℃～700℃的温度范围内的滞留时间设为规定范围内。
(热轧)
首先，对具有上述的本实施方式涉及的钢板的化学成分的铸坯进行热轧，得到钢板(热轧钢板)。热轧的精轧结束温度、即钢板从热轧机的最终机架(最终道次)出来时的钢板的表面温度设为Ac3点以上。由此，防止在退火前的钢板中产生铁素体和珠光体。如果退火前的钢板中含有铁素体和/或珠光体时，则在退火后的钢板中有可能不能充分消除Mn的偏析。
再者，Ac3点(℃)是根据钢板的化学成分而确定的值，通过将合金元素的含量代入到以下的式子中而算出。
910-(203×C1/2)+44.7×Si-30×Mn+700×P-20×Cu-15.2×Ni-11×Cr+31.5×Mo+400×Ti+104×V+120×Al
在此，式中所含的元素符号意指钢板中所含的元素的以质量％为单位的含量。
精轧结束温度以外的热轧条件、例如热轧开始温度和压下率等没有特别限定。但是，如后所述，在制造本实施方式涉及的钢板时，需要使冷轧时的压下率比通常低、或者省略冷轧。因此，可能需要使热轧时的压下率比通常高。另外，从抑制热轧钢板中的铁素体和珠光体的生成的观点出发，热轧后的冷却速度优选直到卷取完成为止总是为5℃/秒以上、10℃/秒以上、或20℃/秒以上。
(钢板的卷取)
接着，对热轧了的钢板进行卷取。刚热轧后的钢板的温度因钢板暴露于外部空气中而急速地降低，但若卷取钢板，则钢板与外部空气接触的面积变小，钢板的冷却速度大幅降低。在本实施方式涉及的钢板的制造方法中，卷取温度设为比通常低的500℃以下。这是为了使退火前的钢板的金属组织为主要由贝氏体和/或马氏体构成的组织。如果在退火前的钢板中含有铁素体和/或珠光体时，则在退火后的钢板中有可能不能充分消除Mn的偏析。
(钢板的冷轧)
接着，可以对被卷取了的钢板进行冷轧而得到冷轧钢板。但是，冷轧中的压下率设为20％以下。这是为了抑制位错向退火前的钢板中的导入。位错减轻钢板的Mn偏析，但促进钢板的组织的再结晶。若使退火前的钢板的位错密度过度高，则在为了退火而加热钢板时，晶粒粗大化，作为TiC的析出位点起作用的晶界的面积减少，TiC的个数减少。从确保TiC的个数的观点出发，冷轧时的压下率越小越优选，也可以为0％。即，也可以不实施冷轧。
(通过钢板的加热、温度保持和冷却进行的钢板的退火)
然后，对钢板(冷轧钢板或热轧钢板)进行退火。退火是由钢板向Ac3点以上的温度区域(奥氏体温度区域)的加热、钢板在Ac3点以上的温度区域中的温度保持、以及钢板的冷却构成的热处理。在钢板的保持温度低于Ac3点的情况下，淬火变得不充分，有可能马氏体量不足、钢板的强度受损等等。
另外，在退火时，将至少700℃以上的温度区域中的氧势设为-1.2以上且0以下。由此，能够将钢板的表层进行脱碳，形成软质层。在氧势小于-1.2时，产生外部氧化，脱碳变得不充分。因此，表层的软化变得不充分，延迟断裂特性受损。另一方面，在氧势超过0的情况下，表层的脱碳过度进行，钢板的抗拉强度受损。
再者，所谓钢板退火时的氧势是指将钢板进行退火的气氛中的log(PH2O/PH2)。所谓PH2O是指将钢板进行退火的气氛中的水蒸气的分压，所谓PH2是指将钢板进行退火的气氛中的氢的分压。另外，log是常用对数。
而且，在退火中将钢板加热至Ac3点以上的温度区域时，需要使钢板在500℃～700℃的温度范围内滞留70～130秒。换言之，在加热时，需要将下述滞留时间设为70～130秒的范围内，所述滞留时间是从钢板的温度到达500℃的时间点起直到钢板的温度到达700℃的时间点为止的时间。500℃～700℃的温度范围是TiC析出的温度范围。在加热时，如果在该温度范围内的滞留时间小于70秒，则TiC的析出量不足，由此等效圆直径为1～500nm的TiC的个数密度不足。另外，在加热时，如果在该温度范围内的滞留时间超过130秒，则TiC粗大化，由此等效圆直径为1～500nm的TiC的个数密度不足。
此外，在退火中将钢板从Ac3点以上的上述温度区域冷却时，也需要使钢板在700℃～500℃的温度范围内滞留4～25秒。换言之，在冷却时，需要将下述滞留时间设为4～25秒的范围内，所述滞留时间是从钢板的温度到达700℃的时间点起直到钢板的温度到达500℃的时间点为止的时间。钢板中的固溶Ti在用于退火的加热中析出而形成的TiC的一部分在Ac3点以上的温度区域分解。因此，即使在Ac3点以上的温度区域对钢板进行退火后，也需要使钢板在700℃～500℃的温度范围内滞留，再次使TiC析出。在冷却时，若在该温度范围内的滞留时间小于4秒，则TiC的析出量不足，由此等效圆直径为1～500nm的TiC的个数密度不足。另外，在冷却时，若在该温度范围内的滞留时间超过25秒，则TiC粗大化，由此等效圆直径为1～500nm的TiC的个数密度不足。
只要满足上述的条件，退火条件就能够适当采用高强度钢板的退火中的通常的条件。例如，退火时间优选设为5～10秒，但并不限定于此。另外，钢板的冷却速度也没有特别限定，能够根据所要求的特性适当选择。
本实施方式涉及的钢板的制造方法也可以包含其它的工序。例如，本实施方式涉及的钢板的制造方法，也可以还具有对退火了的钢板进行回火的工序。由此，能够进一步提高钢板的延展性。回火条件没有特别限定，但例如优选将回火温度设为170℃～420℃的范围内、将回火时间设为10～8000秒的范围内。另外，本实施方式涉及的钢板的制造方法也可以还具有对退火了的钢板进行热浸镀锌、合金化热浸镀锌、电镀或镀铝的工序。由此，能够进一步提高钢板的耐蚀性。再者，在对钢板进行镀覆和回火这两者的情况下，对退火了的钢板的镀覆可以在回火之前进行，也可以在回火之后进行。
实施例
通过实施例更具体地说明本发明的一个方式的效果。但是，实施例中的条件只不过是为了确认本发明的可实施性以及效果而采用的一条件例。本发明并不限定于该一条件例。只要不脱离本发明的主旨、且实现本发明的目的，则本发明能够采用各种条件。
通过对具有表1～表3中记载的化学成分的各种铸坯进行热轧、卷取、冷轧、退火，来制造了钢板。这些钢板的化学成分的余量为铁和杂质。在表1～表3中，未有意地添加的元素的含量作为空栏标记。精轧结束温度、卷取温度、以及冷压下率、以及退火时的加热温度(退火温度)、回火温度、加热时的滞留时间、冷却时的滞留时间、以及在700℃以上的温度区域中的氧势记载于表4-1以及表4-2。另外，关于在表4-1和表4-2中冷压下率被记载为0％的钢板，省略了冷轧。对于一部分钢板，在退火后实施回火，将回火条件记载于表4-1以及表4-2。
测定通过上述的制造方法得到的各种钢板的在板厚1/4位置的马氏体的体积分率、在板厚1/4位置的等效圆直径为1～500nm的TiC的个数密度、在板厚1/4位置的Mn浓度的中央值+3σ的值、在钢板的板厚1/4位置的硬度、以及在距钢板的表面为50μm的深度的位置的硬度，并记载于表5-1和表5-2。这些值的测定方法如上所述。另外，算出在板厚1/4位置测定出的硬度与在距钢板的表面为50μm的深度的位置测定出的硬度的比率，其也记载于表5-1和表5-2。
此外，通过以下说明的方法评价钢板的延迟断裂特性，记载于表6-1和表6-2。关于使用本实施方式涉及的钢板的制造方法制造的钢板，按照材料(Materia)(日本金属学会会报)，第44卷，第3号(2005)pp.254～256中记载的方法评价延迟断裂特性。具体而言，将钢板以10％的间隙(clearance)剪切后，以10R进行U形弯曲试验。在得到的试验片的中央粘贴应变仪，用螺栓紧固试验片两端，由此赋予应力。所赋予的应力由监测到的应变仪的应变算出。关于负荷应力，赋予了与抗拉强度(TS)的0.8倍对应的应力。这是因为认为在成形时导入的残余应力与钢板的TS具有对应性。将得到的U形弯曲试验片浸渍于液温25℃且pH3的HCl水溶液中，在950～1070hPa的气压下保持48小时，调查有无裂纹。
作为钢板的强度的抗拉强度的合格基准设为1310MPa以上。满足该合格基准的钢板判断为是具有高强度的钢板。
钢板的强度延展性平衡的合格基准设为抗拉强度(TS)×伸长率(EL)为15000MPa％以上。满足该合格基准的钢板判断为是强度优异的钢板。
关于钢板的延迟断裂特性是否合格的基准，将在U形弯曲试验片中确认到超过3mm的长度的裂纹的情况评价为C，将在端面确认到长度小于3mm的微裂纹的情况评价为B，将未确认到裂纹的情况评价为A，将评价为A的情况设为合格，将B和C的情况设为不合格。满足该合格基准的钢板判断为是延迟断裂特性优异的钢板。
钢板的疲劳特性的合格基准设为屈服比为0.65以上。满足该合格基准的钢板判断为是疲劳特性优异的钢板。
表1
No. C Si Mn P S Al N Ti
A 0.291 0.38 2.0 0.0037 0.0008 0.085 0.0009 0.095
B 0.336 2.41 1.4 0.0035 0.0086 0.020 0.0001 0.049
C 0.265 1.09 3.4 0.0172 0.0080 0.008 0.0088 0.083
D 0.396 0.59 3.1 0.0024 0.0038 0.009 0.0042 0.070
E 0.232 0.15 2.2 0.0337 0.0017 0.007 0.0014 0.057
F 0.211 1.71 2.5 0.0312 0.0012 0.043 0.0006 0.056
G 0.315 0.90 2.8 0.0022 0.0008 0.012 0.0018 0.058
H 0.368 2.22 1.7 0.0023 0.0009 0.007 0.0009 0.062
I 0.408 1.43 1.5 0.0067 0.0009 0.079 0.0008 0.068
J 0.438 1.85 2.9 0.0041 0.0008 0.011 0.0003 0.053
K 0.271 1.87 1.9 0.0301 0.0008 0.068 0.0001 0.008
L 0.318 1.26 2.3 0.0125 0.0021 0.011 0.0005 0.020
M 0.281 0.90 2.3 0.0319 0.0075 0.017 0.0005 0.079
N 0.447 1.45 2.0 0.0026 0.0009 0.013 0.0002 0.052
0 0.411 1.14 1.4 0.0048 0.0085 0.007 0.0099 0.095
P 0.254 1.60 1.5 0.0018 0.0008 0.007 0.0008 0.082
Q 0.232 2.13 2.7 0.0025 0.0042 0.076 0.0018 0.058
R 0.382 0.06 2.9 0.0052 0.0019 0.042 0.0008 0.060
S 0.362 1.85 3.4 0.0155 0.0006 0.009 0.0010 0.089
T 0.217 0.34 2.5 0.0349 0.0006 0.008 0.0013 0.067
U 0.333 0.56 1.8 0.0075 0.0005 0.088 0.0001 0.050
V 0.308 2.34 3.1 0.0029 0.0009 0.013 0.0078 0.090
<u>W</u> <u>0.190</u> 0.77 2.7 0.0299 0.0017 0.041 0.0013 0.091
<u>X</u> <u>0.459</u> 0.71 1.4 0.0031 0.0083 0.093 0.0012 0.076
<u>Y</u> 0.380 1.40 <u>1.1</u> 0.0044 0.0009 0.006 0.0014 0.057
<u>Z</u> 0.358 0.31 2.3 0.0335 0.0006 0.045 <u>0.010</u>6 0.082
<u>AA</u> 0.393 0.90 2.1 0.0340 0.0007 0.050 0.0001 <u>0.004</u>
<u>AB</u> 0.326 0.45 1.5 0.0018 0.0009 0.055 0.0009 0.005
<u>AC</u> 0.250 1.19 3.0 0.0273 0.0009 0.006 0.0010 <u>0.108</u>
表2
No. B 0 Mo Nb Cr V Co Ni Cu
A
B
C
D
E
F
G
H
I
J
K
L
M 0.0010
N 0.080 0.047 0.390
0 0.010 0.395 0.100 0.083
P 0.015 0.064
Q 0.037 0.060
R 0.002
S 0.019 0.040
T 0.0020
U 0.001 0.016 0.034
V
<u>W</u> 0.159 0.299 0.782
<u>X</u> 0.001 0.128 0.406
<u>Y</u> 0.0026 0.313 0.041
<u>Z</u>
<u>AA</u>
<u>AB</u>
<u>AC</u>
表3
No. W Ta Sn Sb As Mg Ca Y Zr La Ce 备注 Ti-3.5*N Ac3点
A 实施例 0.092 808
B 实施例 0.049 883
C 实施例 0.052 798
D 实施例 0.055 746
E 实施例 0.052 800
F 实施例 0.054 868
G 实施例 0.052 778
H 实施例 0.059 862
I 实施例 0.065 841
J 实施例 0.052 797
K 实施例 0.008 863
L 实施例 0.018 801
M 实施例 0.077 830
N 实施例 0.051 805
0 实施例 0.060 823
P 实施例 0.079 876
Q 实施例 0.052 860
R 0.002 0.005 0020 0004 0.004 实施例 0.057 733
S 0.009 0.085 0.004 0.039 0.007 0.005 实施例 0.086 816
T 0.037 0.004 0.002 实施例 0.062 808
U 0.003 0.002 0.021 0.005 实施例 0.050 803
V 0.012 0.004 0.005 0.006 0.019 实施例 0.063 849
<u>W</u> 比较例 0.086 823
<u>X</u> 0.021 0025 0.021 0.028 0.012 比较例 0.072 848
<u>Y</u> 0.012 0.086 0.031 0.005 0.004 0.004 比较例 0.052 840
<u>Z</u> 比较例 0.045 795
<u>AA</u> 比较例 0.004 791
<u>AB</u> 比较例 <u>0.002</u> 779
<u>AC</u> 比较例 0.105 835
表4-1
Figure BDA0004017342520000281
表4-2
Figure BDA0004017342520000291
表5-1
Figure BDA0004017342520000301
表5-2
Figure BDA0004017342520000311
表6-1
Figure BDA0004017342520000321
表6-2
Figure BDA0004017342520000331
全部满足本发明的要件的实施例是具有高强度、强度延展性平衡优异、延迟断裂特性优异、而且疲劳特性优异的钢板。另一方面，缺少本发明的要件之中的1个以上的要件的比较例，上述的评价基准之中的1个以上为不合格。再者，在表中，对发明范围外的数值、或不满足合格基准的数值标注了下划线。
钢板36的C含量不足。在该钢板36中，不能确保抗拉强度以及TS×EL。
钢板37的C含量过量。在该钢板37中，由于强度过量，屈服比和TS×EL不足，而且不能确保延迟断裂特性。
钢板38的Mn不足。在该钢板38中，在板厚1/4位置的Mn浓度的中央值+3σ的值过量。认为这是因为：由于在热轧后出现了铁素体，因此在其后的冷轧中应变向钢板的进入方式变得不均匀。因此，在该钢板38中，不能确保延迟断裂特性。
钢板39的N含量过量。在该钢板39中，产生钢板的脆化，不能确保屈服比、抗拉强度以及TS×EL。
钢板40，Ti含量不足，在板厚1/4位置的等效圆直径为1～500nm的TiC的个数密度不足。因此，在钢板40中，不能确保延迟断裂特性。
钢板41，其化学成分不满足Ti与N的关系式。在该钢板41中，在板厚1/4位置的等效圆直径为1～500nm的TiC的个数密度不足。因此，在钢板41中，不能确保延迟断裂特性。
钢板42，在板厚1/4位置的Mn浓度的中央值+3σ的值过量。认为这是因为：由于钢板42的精轧结束温度低于Ac3点，在热轧结束后出现铁素体，因此在其后的冷轧中应变向钢板的进入方式变得不均匀。因此，在钢板42中，不能确保延迟断裂特性。
钢板43，在板厚1/4位置的Mn浓度的中央值+3σ的值过量。认为这是因为：由于钢板43的卷取温度高，出现铁素体，因此在其后的冷轧中应变向钢板的进入方式变得不均匀。因此，在钢板43中，不能确保延迟断裂特性。
钢板44，在板厚1/4位置的Mn浓度的中央值+3σ的值过量，而且，在板厚1/4位置的等效圆直径为1～500nm的TiC的个数密度不足。认为这是因为钢板44的冷压下率过高的缘故。因此，在钢板44中，不能确保屈服比以及延迟断裂特性。
钢板45，在板厚1/4位置的马氏体的体积分率不足。认为这是因为钢板45的退火时的加热温度不足的缘故。因此，钢板45的抗拉强度不足。
钢板46，在距钢板的表面为50μm的深度的位置测定出的硬度相对于在板厚1/4位置测定出的硬度过量。认为这是因为钢板46的退火气氛不适当的缘故。因此，在钢板46中，不能确保延迟断裂特性。
钢板47的Ti含量过量。因此，在钢板47中，TiC大量析出，固溶C量减少，因此不能确保抗拉强度。
钢板48，在板厚1/4位置的等效圆直径为1～500nm的TiC的个数密度不足。认为这是因为，在钢板48的退火中，在将钢板加热至Ac3点以上的温度区域时，在500～700℃中的滞留时间不足的缘故。因此，在钢板48中，不能确保屈服比以及延迟断裂特性。
钢板49，在板厚1/4位置的等效圆直径为1～500nm的TiC的个数密度不足。认为这是因为，在钢板49的退火中，在将钢板加热至Ac3点以上的温度区域时，在500～700℃中的滞留时间过长的缘故。因此，在钢板49中，不能确保屈服比以及延迟断裂特性。
钢板50，在板厚1/4位置的等效圆直径为1～500nm的TiC的个数密度不足。认为这是因为，在钢板50的退火中，在将钢板从Ac3点以上的温度区域冷却时，在700～500℃中的滞留时间不足的缘故。因此，在钢板50中，不能确保屈服比和延迟断裂特性。
钢板51，在板厚1/4位置的等效圆直径为1～500nm的TiC的个数密度不足。认为这是因为，在钢板51的退火中，在将钢板从Ac3点以上的温度区域冷却时，在700～500℃中的滞留时间过长的缘故。因此，在钢板51中，不能确保屈服比以及延迟断裂特性。

Claims (5)

1.一种钢板，
作为化学组成，以质量％为单位，包含C：0.20％以上且0.45％以下、
Si：0.01％以上且2.50％以下、
Mn：1.20％以上且3.50％以下、
P：0.040％以下、
S：0.010％以下、
Al：0.001％以上且0.100％以下、
N：0.0001％以上且0.0100％以下、Ti：0.005％以上且0.100％以下、
B：0％以上且0.010％以下、
O：0.006％以下、
Mo：0％以上且0.50％以下、
Nb：0％以上且0.20％以下、
Cr：0％以上且0.50％以下、
V：0％以上且0.50％以下、
Cu：0％以上且1.00％以下、
W：0％以上且0.100％以下、
Ta：0％以上且0.10％以下、
Ni：0％以上且1.00％以下、
Sn：0％以上且0.050％以下、
Co：0％以上且0.50％以下、
Sb：0％以上且0.050％以下、
As：0％以上且0.050％以下、
Mg：0％以上且0.050％以下、
Ca：0％以上且0.040％以下、
Y：0％以上且0.050％以下、
Zr：0％以上且0.050％以下、
La：0％以上且0.050％以下、和
Ce：0％以上且0.050％以下，
余量包含Fe以及杂质，
Ti含量和N含量满足下述式1，
在板厚1/4位置，金属组织包含以体积分率计为90％以上的马氏体，
在所述板厚1/4位置，等效圆直径为1～500nm的TiC的个数密度为3.5×104个/mm2以上，
在所述板厚1/4位置，Mn浓度的中央值+3σ的值为5.00％以下，
在所述板厚1/4位置测定出的硬度为在距钢板的表面为50μm的深度的位置测定出的硬度的1.30倍以上，
所述钢板的抗拉强度为1310MPa以上，
Ti-3.5×N≥0.003 式1
其中，所述式1中包含的元素符号Ti以及N意指所述钢板的所述Ti含量以及所述N含量。
2.根据权利要求1所述的钢板，具有热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层、电镀层或者镀铝层。
3.一种钢板的制造方法，具备：
将精轧结束温度设为Ac3点以上而将具有权利要求1中所记载的化学成分的铸坯热轧从而得到钢板的工序；
将卷取温度设为500℃以下而将所述钢板卷取的工序；
将压下率设为0～20％而将所述钢板冷轧的工序；和
将700℃以上的温度区域中的氧势设为-1.2以上且0以下而在Ac3点以上的温度区域将所述钢板退火的工序，
在所述退火中，在将所述钢板加热至Ac3点以上的所述温度区域时，使所述钢板在500℃～700℃的温度范围内滞留70～130秒，
在所述退火中，在将所述钢板从Ac3点以上的所述温度区域冷却时，使所述钢板在700℃～500℃的温度范围内滞留4～25秒。
4.根据权利要求3所述的钢板的制造方法，还具备将退火了的所述钢板回火的工序。
5.根据权利要求3或4所述的钢板的制造方法，还具备对退火了的所述钢板进行热浸镀锌、合金化热浸镀锌、电镀或者镀铝的工序。
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