高强度钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及用于汽车部件等的高强度钢板及其制造方法。更详细而言，本发明涉及耐延迟断裂特性优良的高强度钢板及其制造方法。

背景技术

近年来，对于中柱R/F(加强件)等车身骨架部件、保险杠、冲击梁部件等(以下也称为部件)，正在推进应用拉伸强度(TS)为1320～1470MPa级的高强度钢板。而且，从汽车车身的进一步轻量化的观点出发，也在研究对部件应用具有TS为1800MPa(1.8GPa)级以上的强度的钢板。

随着钢板的高强度化，有可能发生延迟断裂，近年来，有可能从加工成部件形状的样品、特别是应变集中的弯曲加工部的剪切端面发生延迟断裂，抑制这样的以剪切端面为起点的延迟断裂变得重要。

例如，在专利文献1中提供如下薄钢板：其由化学成分满足C：0.05～0.3％、Si：3.0％以下、Mn：0.01～3.0％、P：0.02％以下、S：0.02％以下、Al：3.0％以下、N：0.01％以下、余量为Fe和不可避免的杂质的钢构成，并规定了Mg的氧化物、硫化物、复合结晶物及复合析出物的粒径和密度，由此使成形加工后的耐延迟断裂特性优良。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2003-166035号公报

发明内容

发明所要解决的问题

专利文献1中公开的技术提供通过规定化学成分以及钢中的析出物的粒径和密度而使耐延迟断裂特性优良的钢板。但是，对于专利文献1的钢板而言，添加的C量较少，因此，与本发明的高强度钢板相比强度较低，TS小于1470MPa。对于专利文献1的钢板，认为即使通过使C量增多等来提高强度，但由于强度升高时端面的残余应力也增加，因此耐延迟断裂特性也劣化。

本发明是鉴于上述情况而完成的，其目的在于提供耐延迟断裂特性优良的高强度钢板及其制造方法。

在本发明中，高强度是指拉伸强度(TS)为1470MPa以上。

在本发明中，耐延迟断裂特性优良是指，如实施例所述，将弯曲加工后的钢板浸渍在pH＝1(25℃)的盐酸中，测定不发生延迟断裂的最大负荷应力作为临界负荷应力时，该临界负荷应力为屈服强度(YS)以上。

用于解决问题的方法

本发明人为了解决上述问题进行了深入研究，结果发现，通过使钢板具有规定的成分组成，制成以马氏体和贝氏体为主的规定的钢板组织，存在于与轧制方向垂直的截面中的平均粒径为5μm以上的夹杂物的平均个数为5.0个/mm

[1]一种高强度钢板，其具有以质量％计含有C：0.17％以上且0.35％以下、Si：0.001％以上且1.2％以下、Mn：0.9％以上且3.2％以下、P：0.02％以下、S：0.001％以下、Al：0.01％以上且0.2％以下和N：0.010％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，

相对于钢板组织整体，含有平均粒径为50nm以下的碳化物的贝氏体和含有平均粒径为50nm以下的碳化物的马氏体中的一种或两种的面积率合计为90％以上，

存在于与轧制方向垂直的截面中的平均粒径为5μm以上的夹杂物的平均个数为5.0个/mm

[2]一种高强度钢板，其具有以质量％计含有C：0.17％以上且0.35％以下、Si：0.001％以上且1.2％以下、Mn：0.9％以上且3.2％以下、P：0.02％以下、S：0.001％以下、Al：0.01％以上且0.2％以下、N：0.010％以下和Sb：0.001％以上且0.1％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，

相对于钢板组织整体，含有平均粒径为50nm以下的碳化物的贝氏体和含有平均粒径为50nm以下的碳化物的马氏体中的一种或两种的面积率合计为90％以上，

存在于与轧制方向垂直的截面中的平均粒径为5μm以上的夹杂物的平均个数为5.0个/mm

[3]如[1]或[2]所述的高强度钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有B：0.0002％以上且小于0.0035％。

[4]如[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％计还含有选自Nb：0.002％以上且0.08％以下和Ti：0.002％以上且0.12％以下中的至少一种。

[5]如[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％计还含有选自Cu：0.005％以上且1％以下和Ni：0.005％以上且1％以下中的至少一种。

[6]如[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％计还含有选自Cr：0.01％以上且1.0％以下、Mo：0.01％以上且小于0.3％、V：0.003％以上且0.5％以下、Zr：0.005％以上且0.20％以下和W：0.005％以上且0.20％以下中的至少一种。

[7]如[1]～[6]中任一项所述的高强度钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有选自Ca：0.0002％以上且0.0030％以下、Ce：0.0002％以上且0.0030％以下、La：0.0002％以上且0.0030％以下和Mg：0.0002％以上且0.0030％以下中的至少一种。

[8]如[1]～[7]中任一项所述的高强度钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有Sn：0.002％以上且0.1％以下。

[9]一种高强度钢板的制造方法，其具有：

热轧工序，将具有[1]～[8]中任一项所述的成分组成的钢以1.80米/分钟以下的铸造速度进行铸造后，在使钢坯加热温度为1200℃以上、使精轧结束温度为840℃以上的条件下进行热轧，在630℃以下的卷取温度下进行卷取；

冷轧工序，对通过上述热轧工序得到的热轧钢板进行冷轧；和

退火工序，将通过上述冷轧工序得到的冷轧钢板加热至A

发明效果

根据本发明，可以提供耐延迟断裂特性优良的高强度钢板及其制造方法。另外，通过将本发明的高强度钢板应用于汽车结构构件，能够兼顾汽车用钢板的高强度化和耐延迟断裂特性提高。即，通过本发明，使汽车车身高性能化。

附图说明

图1是示出在实施例中将弯曲加工后的钢板用螺栓和螺母紧固后的状态的侧视图。

具体实施方式

以下，对本发明的实施方式进行说明。需要说明的是，本发明不限定于以下实施方式。

首先，对高强度钢板的成分组成进行说明。在下述的成分组成的说明中，作为成分的含量的单位的“％”是指“质量％”。

C是提高淬透性的元素。从确保规定的马氏体和贝氏体中的一种或两种的合计面积率、并且使马氏体和贝氏体的强度升高、确保TS≥1470MPa的观点出发，C含量为0.17％以上、优选为0.18％以上、更优选为0.19％以上。另一方面，C含量超过0.35％时，因弯曲加工而助长龟裂产生，使耐延迟断裂特性劣化。因此，C含量为0.35％以下、优选为0.33％以下、更优选为0.31％以下。

Si是基于固溶强化的强化元素。另外，Si在使钢板保持于200℃以上的温度范围的情况下抑制粗大的碳化物的过量生成从而有助于提高伸长率。此外，减少板厚中央部的Mn偏析，也有助于抑制MnS的生成。为了充分地得到如上所述的效果，Si含量为0.001％以上、优选为0.003％以上、更优选为0.005％以上。另一方面，Si含量过多时，容易在板厚方向生成粗大的MnS，助长弯曲加工时的龟裂生成，使耐延迟断裂特性劣化。因此，Si含量为1.2％以下、优选为1.1％以下、更优选为1.0％以下。

Mn是为了提高钢的淬透性、确保规定的马氏体和贝氏体中的一种或两种的合计面积率而含有的。Mn含量小于0.9％时，在钢板表层部生成铁素体而导致强度降低。因此，Mn含量为0.9％以上、优选为1.0％以上、更优选为1.1％以上。另外，为了不使MnS增加而助长弯曲加工时的龟裂生成，Mn含量为3.2％以下、优选为3.1％以下、更优选为3.0％以下。

P是对钢进行强化的元素，其含量多时，助长龟裂产生，使耐延迟断裂特性劣化。因此，P含量为0.02％以下、优选为0.015％以下、更优选为0.01％以下。需要说明的是，P含量的下限没有特别限定，现在工业上可实施的下限为约0.003％。

S形成MnS、TiS、Ti(C,S)等夹杂物。为了抑制该夹杂物引起的龟裂产生，S含量需要设定为0.001％以下。S含量优选为0.0009％以下、更优选为0.0007％以下、进一步优选为0.0005％以下。需要说明的是，S含量的下限没有特别限定，现在工业上可实施的下限为约0.0002％。

Al是为了进行充分的脱氧、减少钢中的粗大夹杂物而添加的。为了得到该效果，Al含量为0.01％以上、优选为0.015％以上。另一方面，Al含量超过0.2％时，在热轧后的卷取时生成的渗碳体等以Fe作为主要成分的碳化物在退火工序中难以固溶，生成粗大的夹杂物、碳化物，因此，助长龟裂产生，使耐延迟断裂特性劣化。另外，还过量地生成AlN的夹杂物。因此，Al含量为0.2％以下、优选为0.17％以下、更优选为0.15％以下。

N是在钢中形成TiN、(Nb,Ti)(C,N)、AlN等氮化物、碳氮化物系的粗大夹杂物的元素，由于它们的生成而助长龟裂产生。为了防止耐延迟断裂特性的劣化，N含量为0.010％以下、优选为0.007％以下、更优选为0.005％以下。需要说明的是，N含量的下限没有特别限定，现在工业上可实施的下限为约0.0006％。

Sb抑制钢板表层部的氧化、氮化，抑制钢板表层部的氧化、氮化引起的脱碳。通过抑制脱碳，从而抑制钢板表层部的铁素体生成，有助于高强度化。进而，通过抑制脱碳，耐延迟断裂特性也提高。从这样的观点出发，Sb含量优选为0.001％以上、更优选为0.002％以上、进一步优选为0.003％以上。另一方面，Sb含有超过0.1％时，在原奥氏体(γ)晶界发生偏析而助长龟裂产生，因此有可能使耐延迟断裂特性劣化。因此，Sb含量优选为0.1％以下、更优选为0.08％以下、进一步优选为0.06％以下。需要说明的是，优选含有Sb，但在不含有Sb的情况下可充分地得到钢板的高强度化和耐延迟断裂特性提高的效果时，也可以不含有Sb。

本发明的钢优选基本上含有上述成分，余量为铁和不可避免的杂质，在不损害本发明的作用的范围内可以含有以下的允许成分。

B是提高钢的淬透性的元素，其具有即使在Mn含量少的情况下也生成规定的面积率的马氏体和贝氏体的优点。为了得到这样的B的效果，B含量优选为0.0002％以上、更优选为0.0005％以上、进一步优选为0.0007％以上。另外，从将N固定的观点出发，优选与0.002％以上的Ti复合添加。另一方面，B含量为0.0035％以上时，使得退火时的渗碳体的固溶速度延迟，残留未固溶的渗碳体等以Fe作为主要成分的碳化物，由此，生成粗大的夹杂物、碳化物，因此助长龟裂产生而使耐延迟断裂特性劣化。因此，B含量优选为小于0.0035％、更优选为0.0030％以下、进一步优选为0.0025％以下。

<选自Nb：0.002％以上且0.08％以下和Ti：0.002％以上且0.12％以下中的至少一种>

Nb、Ti通过原奥氏体(γ)晶粒的微细化而有助于高强度化。从这样的观点出发，Nb含量和Ti含量各自优选为0.002％以上、更优选为0.003％以上、进一步优选为0.005％以上。另一方面，含有大量Nb、Ti时，在热轧工序的钢坯加热时未固溶而残留的NbN、Nb(C,N)、(Nb、Ti)(C,N)等Nb系的粗大的析出物、TiN、Ti(C,N)、Ti(C,S)、TiS等Ti系的粗大的析出物增加，助长龟裂产生而使耐延迟断裂特性劣化。因此，Nb含量优选为0.08％以下、更优选为0.06％以下、进一步优选为0.04％以下。另外，Ti含量优选为0.12％以下、更优选为0.10％以下、进一步优选为0.08％以下。

<选自Cu：0.005％以上且1％以下和Ni：0.005％以上且1％以下中的至少一种>

Cu、Ni具有提高汽车的使用环境下的耐腐蚀性、并且腐蚀产物被覆钢板表面而抑制氢向钢板侵入的效果。另外，从提高耐延迟断裂特性的观点出发，Cu、Ni优选含有0.005％以上、进一步优选为0.008％以上。但是，Cu、Ni变得过多时，导致表面缺陷的产生，使镀覆性、化学转化处理性劣化，因此，Cu含量和Ni含量各自优选为1％以下、更优选为0.8％以下、进一步优选为0.6％以下。

<选自Cr：0.01％以上且1.0％以下、Mo：0.01％以上且小于0.3％、V：0.003％以上且0.5％以下、Zr：0.005％以上且0.20％以下和W：0.005％以上且0.20％以下中的至少一种>

出于提高钢的淬透性的效果目的，可以含有Cr、Mo、V。为了得到这样的效果，Cr含量和Mo含量各自优选为0.01％以上、更优选为0.02％以上、进一步优选为0.03％以上。V含量优选为0.003％以上、更优选为0.005％以上、进一步优选为0.007％以上。但是，任一种元素变得过多时，都会由于碳化物的粗大化而助长龟裂产生，使耐延迟断裂特性劣化。因此，Cr含量优选为1.0％以下、更优选为0.4％以下、进一步优选为0.2％以下。Mo含量优选为小于0.3％、更优选为0.2％以下、进一步优选为0.1％以下。V含量优选为0.5％以下、更优选为0.4％以下、进一步优选为0.3％以下。

Zr、W通过原奥氏体(γ)晶粒的微细化而有助于高强度化。从这样的观点出发，Zr含量和W含量各自优选为0.005％以上、更优选为0.006％以上、进一步优选为0.007％以上。但是，含有大量Zr、W时，在热轧工序的钢坯加热时未固溶而残留的粗大的析出物增加，助长龟裂产生而使耐延迟断裂特性劣化。因此，Zr含量和W含量各自优选为0.20％以下、更优选为0.15％以下、进一步优选为0.10％以下。

<选自Ca：0.0002％以上且0.0030％以下、Ce：0.0002％以上且0.0030％以下、La：0.0002％以上且0.0030％以下和Mg：0.0002％以上且0.0030％以下中的至少一种>

Ca、Ce、La通过将S以硫化物的形式固定而有助于改善耐延迟断裂特性。因此，这些元素的含量各自优选为0.0002％以上、更优选为0.0003％以上、进一步优选为0.0005％以上。另一方面，这些元素大量添加时，由于硫化物的粗大化，助长龟裂产生，使耐延迟断裂特性劣化。因此，这些元素的含量各自优选为0.0030％以下、更优选为0.0020％以下、进一步优选为0.0010％以下。

Mg将O以MgO的形式固定，成为钢中氢的捕获点，因此有助于改善耐延迟断裂特性。因此，Mg含量优选为0.0002％以上、更优选为0.0003％以上、进一步优选为0.0005％以上。另一方面，Mg大量添加时，由于MgO的粗大化，助长龟裂产生，使耐延迟断裂特性劣化，因此，Mg含量优选为0.0030％以下、更优选为0.0020％以下、进一步优选为0.0010％以下。

Sn抑制钢板表层部的氧化、氮化，抑制钢板表层部的氧化、氮化引起的脱碳。通过抑制脱碳，从而抑制钢板表层部的铁素体生成，有助于高强度化。从这样的观点出发，Sn含量优选为0.002％以上、更优选为0.003％以上、进一步优选为0.004％以上。另一方面，含有超过0.1％的Sn时，在原奥氏体(γ)晶界发生偏析而助长龟裂产生，因此使耐延迟断裂特性劣化。因此，Sn含量优选为0.1％以下、更优选为0.08％以下、进一步优选为0.06％以下。

接着，对本发明的高强度钢板所具有的组织进行说明。

<相对于钢板组织整体，含有平均粒径为50nm以下的碳化物的贝氏体和含有平均粒径为50nm以下的碳化物的马氏体中的一种或两种的面积率合计为90％以上>

为了得到TS≥1470MPa的高强度，相对于钢板组织整体，含有平均粒径为50nm以下的碳化物的贝氏体和含有平均粒径为50nm以下的碳化物的马氏体中的一种或两种的面积率合计设定为90％以上。小于90％时，铁素体变多，强度降低。需要说明的是，马氏体和贝氏体相对于组织整体的面积率合计可以为100％。另外，可以是马氏体和贝氏体中的任一者的面积率在上述范围内，也可以是两者的合计面积率在上述范围内。另外，从提高强度的观点出发，上述面积率优选为91％以上、更优选为92％以上、进一步优选为93％以上。

马氏体是指淬火状态的马氏体和回火后的回火马氏体的合计。在本发明中，马氏体是指在低温下(马氏体相变点以下)由奥氏体生成的硬质组织，回火马氏体是指对马氏体进行再加热时回火的组织。贝氏体是指在较低温度下(马氏体相变点以上)由奥氏体生成的在针状或板状的铁素体中分散有微细的碳化物的硬质组织。

需要说明的是，马氏体和贝氏体以外的余量组织为铁素体、珠光体、残余奥氏体，其合计量为10％以下就能够允许。也可以为0％。

在本发明中，铁素体是指在较高温度下通过由奥氏体的相变生成的由bcc晶格的晶粒构成的组织，珠光体是指铁素体和渗碳体以层状生成的组织，残余奥氏体是指由于马氏体相变温度为室温以下而没有发生马氏体相变的奥氏体。

本发明中所述的平均粒径为50nm以下的碳化物是在利用SEM观察时在贝氏体和马氏体中能够观察到的微细的碳化物，具体而言，可以列举例如Fe碳化物、Ti碳化物、V碳化物、Mo碳化物、W碳化物、Nb碳化物、Zr碳化物。

需要说明的是，本发明的钢板也可以具备热镀锌层等镀层。作为该镀层，可以列举例如电镀层、化学镀层、热浸镀层等。进而，也可以为合金化镀层。

<存在于与轧制方向垂直的截面中的平均粒径为5μm以上的夹杂物的平均个数为5.0个/mm

为了得到耐延迟断裂特性良好的钢板，需要使存在于与轧制方向垂直的截面中的平均粒径为5μm以上的夹杂物的平均个数为5.0个/mm

另外，本发明中所述的平均粒径为5μm以上的夹杂物是在将钢板沿与轧制方向垂直的方向切割时在母相中存在的结晶物，如实施例所述，可以使用光学显微镜来观察。具体而言，例如大多为MnS、AlN等。另外，平均粒径可以通过实施例中记载的方法来算出。

接着，对本发明的高强度钢板的制造方法的一个实施方式进行说明。

本发明的高强度钢板的制造方法的一个实施方式至少具有铸造工序、热轧工序(热轧工序)、冷轧工序(冷轧工序)和退火工序。更具体而言，本发明的高强度钢板的制造方法的一个实施方式具有：热轧工序，将具有上述成分组成的钢以1.80米/分钟以下的铸造速度进行铸造后，在使钢坯加热温度为1200℃以上、使精轧结束温度为840℃以上的条件下进行热轧，在630℃以下的卷取温度下进行卷取；冷轧工序，对通过上述热轧工序得到的热轧钢板进行冷轧；和退火工序，将通过上述冷轧工序得到的冷轧钢板加热至A

[铸造工序]

将具有上述成分组成的钢以1.80米/分钟以下的铸造速度进行铸造。铸造速度对使耐延迟断裂特性劣化的夹杂物的生成量有很大影响，如果铸造速度快，则夹杂物的生成量也变多，不能使存在于与轧制方向垂直的截面中的平均粒径为5μm以上的夹杂物的平均个数为5.0个/mm

[热轧工序]

将具有上述成分组成的钢坯提供于热轧。通过使钢坯加热温度为1200℃以上，可实现硫化物的固溶促进和Mn偏析的减少，可实现上述粗大的夹杂物量的减少，使耐延迟断裂特性提高。因此，钢坯加热温度为1200℃以上、优选为1220℃以上、更优选为1240℃以上。钢坯加热温度的上限没有特别限定，优选为1400℃以下。另外，从抑制夹杂物的生长的观点出发，优选钢坯加热时的加热速度设定为5～15℃/分钟、钢坯均热时间设定为30～100分钟。

精轧结束温度为840℃以上。精轧结束温度低于840℃时，到温度降低为止花费时间，生成夹杂物而使耐延迟断裂特性劣化，不仅如此，钢板内部的品质也有可能降低。因此，精轧结束温度为840℃以上、优选为860℃以上。另一方面，上限没有特别限定，但由于到之后的卷取温度为止的冷却变得困难，因此精轧结束温度优选为950℃以下、更优选为920℃以下。

将冷却后的热轧钢板在630℃以下的温度下卷取。卷取温度超过630℃时，钢基表面有可能发生脱碳，在钢板内部与表面产生组织差异，导致合金浓度不均。另外，由于表层的脱碳，钢板表层的具有碳化物的贝氏体、马氏体的面积率减少，因此难以确保期望的强度。因此，卷取温度为630℃以下、优选为600℃以下。卷取温度的下限没有特别限定，为了防止冷轧性的降低，优选为500℃以上。

[冷轧工序]

在冷轧工序中，对卷取后的热轧钢板进行酸洗后，进行冷轧，制造冷轧钢板。酸洗的条件没有特别限定。压下率小于20％时，有可能表面的平坦度差、组织变得不均匀，因此，压下率优选为20％以上、更优选为30％以上、进一步优选为40％以上。

[退火工序]

将冷轧后的冷轧钢板加热至A

需要说明的是，也可以在加热至A

A

A

如上所述，将冷轧钢板加热至A

从退火温度到550℃的温度范围内的平均冷却速度小于3℃/秒时，导致铁素体的过度生成，因此难以得到期望的强度。另外，在表层生成铁素体，由此难以得到表层附近的具有碳化物的贝氏体、马氏体分数，使耐延迟断裂特性劣化。因此，从退火温度到550℃的温度范围内的平均冷却速度为3℃/秒以上、优选为5℃/秒以上、更优选为10℃/秒以上。

只要没有特别说明，从退火温度到550℃的温度范围内的平均冷却速度为“(退火温度-550℃)/(从退火温度到550℃的冷却时间)”。

从550℃到350℃的温度范围内的平均冷却速度没有特别限定，为了抑制具有粗大的碳化物的贝氏体的生成，优选为1℃/秒以上。

只要没有特别说明，从550℃到350℃的温度范围内的平均冷却速度为“(550℃-350℃)/(从550℃到350℃的冷却时间)”。

冷却停止温度为350℃以下。冷却停止温度超过350℃时，回火没有充分地进行，最终组织中过量地生成不含碳化物的淬火状态的马氏体、残余奥氏体，钢板表层的微细碳化物量减少，由此耐延迟断裂特性劣化。因此，为了得到优良的耐延迟断裂特性，冷却停止温度为350℃以下、优选为300℃以下、更优选为250℃以下。

分布在贝氏体内部的碳化物是在淬火后的低温范围内的保持中生成的碳化物，成为氢的捕获点由此捕捉氢，能够防止耐延迟断裂特性的劣化。停留温度低于100℃或者停留时间小于20秒时，不生成贝氏体，另外生成不含碳化物的淬火状态的马氏体，因此，钢板表层的微细碳化物量减少，得不到上述效果。

另外，停留温度超过260℃或者停留时间超过1500秒时，发生脱碳，进而在贝氏体内部生成粗大的碳化物，因此使耐延迟断裂特性劣化。

因此，停留温度为100℃以上且260℃以下，停留时间为20秒以上且1500秒以下。另外，停留温度优选为130℃以上且240℃以下，停留时间优选为50秒以上且1000秒以下。

需要说明的是，对于热轧后的热轧钢板，可以进行用于组织软质化的热处理，也可以在钢板表面实施Zn、Al等的镀覆。另外，也可以在退火冷却后或镀覆处理后进行用于形状调整的平整轧制。

实施例

参考实施例对本发明进行具体说明，但本发明不限于此。

1.评价用钢板的制造

将具有表1所示的成分组成、余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢在真空熔化炉中以各种铸造速度熔炼后，进行开坯轧制，得到厚度为27mm的开坯轧制材料。将所得到的开坯轧制材料热轧至4.0～2.8mm的板厚，制造热轧钢板。接着，冷轧至1.4mm的板厚，制造冷轧钢板。接着，对如上所述得到的冷轧钢板在表2～4所示的条件下进行热处理(退火工序)。需要说明的是，表1的成分组成的空栏表示没有有意地添加该成分，不仅包括不含有(0质量％)的情况，还包括不可避免地含有的情况。需要说明的是，铸造工序、热轧工序、冷轧工序、退火工序的各条件的详细情况如表2～4所示。

将热处理后的钢板切割成30mm×110mm的小片，在一部分样品中，在弯曲加工前通过激光或磨削对通过剪切生成的端面进行端面切削加工。接着，对样品实施弯曲加工，使用螺栓以与各种负荷应力对应的紧固量进行紧固。在具有90°角度的冲模上放置钢板的样品，利用具有90°角度的冲头对钢板进行压制，进行V字弯曲加工。接着，如图1的侧视图所示，使用螺栓20、螺母21和锥形垫圈22，将弯曲加工后的钢板从钢板11的板面的两侧利用螺栓20紧固。通过CAE(计算机辅助工程，Computer Aided Engineering)解析，算出负荷应力与紧固量的关系，使得紧固量与临界负荷应力一致。临界负荷应力通过后述的方法进行测定。

[表1]

[表2]

※1：钢坯加热温度

※2：精轧结束温度

※3：卷取温度

※4：从退火温度到550℃的温度范围内的平均冷却速度

[表3]

※1：钢坯加热温度

※2：精轧结束温度

※3：卷取温度

※4：从退火温度到550℃的温度范围内的平均冷却速度

[表4]

※1：钢坯加热温度

※2：精轧结束温度

※3：卷取温度

※4：从退火温度到550℃的温度范围内的平均冷却速度

2.评价方法

对于在各种制造条件下得到的钢板，对钢组织进行解析，由此调查组织分数，测定夹杂物的平均个数和平均粒径，实施拉伸试验由此对拉伸强度等拉伸特性进行评价，通过延迟断裂试验测定后述的临界负荷应力，对耐延迟断裂特性进行评价。各评价的方法如下所述。

(相对于钢板组织整体的、含有平均粒径为50nm以下的碳化物的贝氏体和含有平均粒径为50nm以下的碳化物的马氏体中的一种或两种的合计面积率)

对于通过上述退火工序得到的钢板(以下称为退火钢板)，从垂直方向裁取试验片，对与轧制方向平行的板厚L截面进行镜面研磨，利用硝酸乙醇溶液使组织显现后，利用扫描型电子显微镜来观察，在倍率1500倍的SEM图像上的实际长度82μm×57μm的区域上放置4.8μm间隔的16mm×15mm的网格，通过对处于各相上的点数进行计数的点计数法，计算含有平均粒径为50nm以下的碳化物的马氏体和含有平均粒径为50nm以下的碳化物的贝氏体的面积率，算出它们的合计的面积率。面积率设定为由倍率为1500倍的各个SEM图像求出的三个面积率的平均值。马氏体呈白色的组织，贝氏体在黑色的组织的内部析出微细的碳化物。贝氏体和马氏体中的碳化物的平均粒径如下算出。另外，面积率为相对于观察范围整体的面积率，将其视为相对于钢板组织整体的面积率。

(贝氏体和马氏体中的碳化物的平均粒径)

从相对于退火钢板的轧制方向垂直的方向裁取试验片，对与轧制方向平行的板厚L截面进行镜面研磨，利用硝酸乙醇溶液使组织显现后，使用扫描型电子显微镜进行观察，通过基于二值化的图像解析测定倍率为5000倍的SEM图像上的碳化物的总面积，将其总面积进行个数平均，由此算出每1个碳化物的面积。将由每1个碳化物的面积求出的等效圆直径作为平均粒径。

(夹杂物的平均个数和平均粒径的测定)

将退火钢板沿与轧制方向(L方向)垂直的方向(C方向)剪切，裁取试验片。接着，对剪切面(与轧制方向垂直的截面)进行镜面研磨，利用硝酸乙醇溶液使组织显现后，使用光学显微镜，以400倍的倍率拍摄剪切面(与轧制方向垂直的截面)的图像。观察该图像，对平均粒径为5μm以上的夹杂物的个数进行计数。然后，用计数数量除以观察的图像的面积(mm

(拉伸试验)

从退火钢板的轧制方向，裁取标点间距离为50mm、标点间宽度为25mm、板厚为1.4mm的JIS5号试验片，依据JISZ2241(2011)，在拉伸速度为10m米/分钟下进行拉伸试验，测定拉伸强度(TS)和屈服强度(YS)。

(耐延迟断裂特性的评价)

通过延迟断裂试验测定临界负荷应力。具体而言，将上述弯曲加工后的钢板浸渍在pH＝1(25℃)的盐酸中，评价不发生延迟断裂的最大负荷应力作为临界负荷应力。延迟断裂的判定通过利用目视和实体显微镜放大至倍率×20的图像进行，将浸渍100小时而不产生裂纹的情况作为无断裂。此处所述的裂纹是指产生龟裂长度为200μm以上的龟裂的情况。

关于耐延迟断裂特性，将临界负荷应力≥YS的情况评价为“合格(良好)”，将临界负荷应力

3.评价结果

将上述评价结果示于表5～7中。

[表5]

※1：含有平均粒径为50nm以下的碳化物的贝氏体和含有平均粒径为50nm以下的碳化物的马氏体中的一种或两种的合计面积率

※2：存在于与轧制方向垂直的截面中的平均粒径为5μm以上的夹杂物的每1mm

[表6]

※1：含有平均粒径为50nm以下的碳化物的贝氏体和含有平均粒径为50nm以下的碳化物的马氏体中的一种或两种的合计面积率

※2：存在于与轧制方向垂直的截面中的平均粒径为5μm以上的夹杂物的每1mm

[表7]

※1：含有平均粒径为50nm以下的碳化物的贝氏体和含有平均粒径为50nm以下的碳化物的马氏体中的一种或两种的合计面积率

※2：存在于与轧制方向垂直的截面中的平均粒径为5μm以上的夹杂物的每1mm

在本实施例中，将TS≥1470MPa、且临界负荷应力≥YS的情况设为合格，在表5～7中作为发明例示出。另一方面，将TS＜1470MPa或临界负荷应力＜YS的情况设为不合格，在表5～7中作为比较例示出。

根据本发明例和比较例的结果可知，通过本发明，能够提供耐延迟断裂特性优良的高强度钢板及其制造方法。

符号说明

11 钢板

20 螺栓

21 螺母

22 锥形垫圈