CN111373064A - 韧性优异的耐磨损性钢板 - Google Patents

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Abstract

在非调质材料中以高水平兼具“耐磨损性”和“韧性”。钢板，其具有如下的化学组成：用质量％表示，包含C：0.60～1.25％、Si：0.50％以下、Mn：0.30～1.20％、P：0.030％以下、S：0.030％以下、Cr：0.30～1.50％、Nb：0.10～0.50％、Ti：0～0.50％、Mo：0～0.50％、V：0～0.50％、Ni：0～2.00％、余量Fe和不可避免的杂质，具有在铁素体相的金属基底中分散着渗碳体粒子和含有Nb、Ti中的1种以上的碳化物(以下称为“Nb·Ti系碳化物”)的粒子的金相组织，在与轧制方向和板厚方向平行的截面(L截面)中，圆当量直径0.5μm以上的Nb·Ti系碳化物粒子的个数密度为3000～9000个/mm2，圆当量直径1.0μm以上的空隙的个数密度为1250个/mm2以下。

Description

韧性优异的耐磨损性钢板
技术领域
本发明涉及在分散有硬质的Nb·Ti系碳化物的耐磨损性钢板中实现了特别是韧性的改善的钢板。
背景技术
汽车部件、产业机器的链条部件、齿轮等动力传送构件、木材的切断·割草等中使用的圆盘锯、带锯等刃具构件要求耐磨损性。一般，钢材的耐磨损性通过提高硬度来提高。因此，对于重视耐磨损性的构件，多使用利用淬火等热处理而硬质化的钢材、碳等合金元素含量高的钢材。即，钢材的硬度与耐磨损性存在密切的关系，以往，作为对钢材赋予耐磨损性的手法，一般采用增大硬度的手法。
另一方面，对于刀刃高速旋转的圆盘锯等刃具构件而言，使用中不折损是重要的。为了防止折损，需要确保钢材的韧性。对耐磨损性的提高有利的硬质化是使韧性降低的主要因素。因此，一般地，“耐磨损性”与“韧性”存在权衡(折衷)关系。
在收割果实、谷物、棉花等农产品的圆盘锯等一部分刃具中，磨损比较平稳，因此与硬度相比，更重视对防止折损有利的“韧性”。在这样的刃具用途中，也较多地应用铁素体相+球状化渗碳体组织的“非调质材料”，而不是经过淬火等调质热处理而硬质化了的“调质材料”。但是，对制品的长寿命化的要求强烈，即使是磨损比较平稳的用途，耐磨损性的改善要求也不断提高。希望构筑在非调质材料中以高水平兼具“耐磨损性”和“韧性”的技术。
在专利文献1、2中记载了在热锻造用钢中通过促进磨损的铁素体相的硬质化和面积率减小来提高钢的耐磨损性。但是，这些文献中成为对象的钢为铁素体-珠光体组织，与铁素体-球状化渗碳体组织相比韧性差。
在专利文献3中公开了如下技术：对使晶粒微细化从而赋予了高强度·高韧性的热轧钢材直接进行切削加工，从而得到没有进行调质热处理就能够使用的机械结构用部件。但是，对于需要耐磨损性的用途而言，需要高频淬火-回火的处理。
在专利文献4中公开了通过将高碳钢的衣材和低碳钢的芯材包层化(覆层化)从而兼具耐磨损性和韧性的圆盘锯用钢板。但是，需要包层化的工序。
在专利文献5、6中公开了利用硬质的Nb·Ti系碳化物的分散来提高耐磨损性的技术。这些技术以通过淬火回火处理来实现硬质化的调质材料作为对象。虽然获得高耐磨损性，但在韧性方面希望进一步的改善。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平10-137888号公报
专利文献2：日本特开2003-201536号公报
专利文献3：日本特开2011-195858号公报
专利文献4：日本特开昭60-82647号公报
专利文献5：日本特开2010-138453号公报
专利文献6：日本特开2013-136820号公报
发明内容
发明要解决的课题
本发明的目的是在非调质材料中以高水平兼具“耐磨损性”和“韧性”。
用于解决课题的手段
根据本发明人的调查，获知在专利文献5、6中公开那样的利用硬质的Nb·Ti系碳化物来赋予耐磨损性的技术中，虽然实施淬火等调质热处理之前的钢板(非调质材料)是比较软质的，但在该阶段，未必呈现良好的韧性。详细调查的结果，查明在冷轧时在硬质的碳化物粒子的附近产生空隙，其成为阻碍韧性的主要因素。因此，本发明人为了找到不易产生空隙的制造条件进行了研究。其结果，首先，发现了如下倾向：减小冷轧压下率时，空隙变得不易产生。进一步进行了研究，结果获知：在将冷轧和退火反复进行的情况下，如果中间的冷轧压下率超过35％，有时韧性显著地劣化。发现通过以35％以下的比较轻的压下率进行中间冷轧，实施中间退火，然后实施最终的精冷轧的工序，可得到粗大空隙的形成少的钢板，能够稳定地赋予高韧性。这种情况下，确认了精冷轧压下率容许直至60％左右。本发明基于这样的发现。
上述目的通过下述钢板实现：用质量％表示，该钢板具有包含C： 0.60～1.25％、Si：0.50％以下、Mn：0.30～1.20％、P：0.030％以下、 S：0.030％以下、Cr：0.30～1.50％、Nb：0.10～0.50％、Ti：0～0.50％、 Mo：0～0.50％、V：0～0.50％、Ni：0～2.00％、余量Fe和不可避免的杂质的化学组成，具有在铁素体相的金属基底中分散有渗碳体粒子和含有Nb、Ti中的1种以上的碳化物(以下称为“Nb·Ti系碳化物”。) 的粒子的金相组织，在与轧制方向和板厚方向平行的截面(L截面) 中，圆当量直径0.5μm以上的Nb·Ti系碳化物粒子的个数密度为 3000～9000个/mm2，圆当量直径1.0μm以上的空隙的个数密度为1250 个/mm2以下。其中，Ti、Mo、V、Ni为任选添加元素。该钢板的板厚例如为0.2～4.0mm。
这里所说的“Nb·Ti系碳化物”是含有Nb和Ti中的1种或2种作为构成碳化物的金属元素的硬质碳化物。作为Nb·Ti系碳化物的种类，可列举出以NbC作为主体的类型、以TiC作为主体的类型和以 (Nb,Ti)C作为主体的类型。本发明中以含有规定量的Nb的钢作为对象，因此在钢成分中不含Ti的情况下生成以NbC作为主体的类型的硬质碳化物。这样的不含Ti的类型的含Nb硬质碳化物在本说明书中也称为“Nb·Ti系碳化物”。在钢成分中含有Ti的情况下除了生成以(Nb,Ti)C作为主体的类型以外，认为根据Ti含量，以TiC作为主体的类型、以NbC作为主体的类型也可混合存在。在钢基底中也存在球状化的渗碳体(Fe3C)的粒子。某碳化物是否为Nb·Ti系碳化物能够采用EDX(能量分散型荧光X射线分析法)等分析手法确认。
空隙为Nb·Ti系碳化物粒子的表面与钢基底(基体)之间存在的空隙。圆当量直径1.0μm以上的空隙的个数密度能够如下所述求出。
[空隙的个数密度的求法]
对于与轧制方向和板厚方向平行的截面(L截面)研磨而成的观察面，采用共聚焦激光显微镜进行观察，在观察图像上，计数与Nb·Ti 系碳化物邻接地存在的空隙中圆当量直径为1.0μm以上的空隙的个数，将该计数总数除以观察总面积(mm2)所得的值设为当量直径1.0 μm以上的空隙的个数密度(个/mm2)。其中，观察面积设为90μm× 60μm×20个视场。从观察视场溢出了一部分的空隙只要在观察视场内出现的部分的圆当量直径为1.0μm以上，则设为计数对象。其中，某空隙的圆当量直径为与观察图像上的该空隙的面积相等的圆的直径。空隙的面积能够通过用图像处理软件对观察图像进行处理来测定。
在上述钢板中，更优选圆当量直径0.5μm以上的Nb·Ti系碳化物粒子的个数密度为3000～9000个/mm2。含有Nb的碳化物粒子的个数密度能够如下所述求出。
[Nb·Ti系碳化物粒子的个数密度的求法]
对于将与轧制方向和板厚方向平行的截面(L截面)研磨后蚀刻而成的观察面，采用共聚焦激光显微镜进行观察，在观察图像上，计数圆当量直径为0.5μm以上的Nb·Ti系碳化物粒子的个数，将该计数总数除以观察总面积(mm2)所得的值设为圆当量直径0.5μm以上的Nb·Ti系碳化物粒子的个数密度(个/mm2)。其中，观察面积设为 90μm×60μm×20个视场。从观察视场溢出了一部分的Nb·Ti系碳化物粒子只要在观察视场内出现的部分的圆当量直径为0.5μm以上，则设为计数对象。其中，某Nb·Ti系碳化物粒子的圆当量直径为与观察图像上的该Nb·Ti系碳化物粒子的面积相等的圆的直径。Nb·Ti系碳化物粒子的面积能够通过用图像处理软件对观察图像进行处理来测定。
上述钢板例如能够采用以下的方法制造。
制造方法，其以下述的顺序具有：
铸造工序，将钢水(溶鋼)从液相线温度冷却到固相线温度期间的冷却速度控制在5～20℃/分钟以制造铸片的工序，
铸片加热工序，将铸片在1200～1350℃加热保持0.5～4小时的工序，
热轧工序，实施热轧的工序，
热轧板退火工序，根据需要，对热轧工序中得到的热轧钢板实施在500℃以上且不到Ac1点的温度下保持10～50小时后进行冷却的退火的工序，
中间冷轧退火工序，将实施压下率35％以下的冷轧、接下来在500℃以上且不到Ac1点的温度下保持10～50小时后进行冷却的程序进行1 次以上的工序，
精冷轧工序，实施压下率60％以下的冷轧的工序，和
消除应变退火工序，根据需要，实施在300～500℃下保持1～5小时的退火的工序。
压下率根据下述(1)式确定。
压下率(％)＝(h0-h1)/h0×100…(1)
其中，h0为轧制前的板厚(mm)，h1为轧制后的板厚(mm)。
发明效果
根据本发明，在含Nb钢的非调质材料中能够改善韧性。该钢材兼具优异的耐磨损性和韧性。在收割果实、谷物、棉花等的圆盘锯等以往应用了非调质材料的刃具部件中获得耐磨损性提高带来的寿命延长效果。另外，抑制以往与耐磨损性的提高存在权衡关系的韧性的劣化。
具体实施方式
[化学组成]
本说明书中，与钢的成分元素有关的“％”只要无特别说明，则是指“质量％”。
C是为了确保钢板的强度所必需的元素。在此，以C含量0.60％以上的钢作为对象。如果C含量升高，则粗大的碳化物增多，成为韧性降低的主要因素。C含量限制在1.25％以下。
Si有时作为脱酸剂添加，但大量含有时，韧性劣化。Si含量限制在0.50％以下。通常可在0.01～0.50％的含量范围调整。
Mn对于钢板的强度提高有效，确保0.30％以上的含量。含有大量的Mn招致热轧钢板的硬质化，成为制造性降低的主要因素。Mn含量限制在1.20％以下，可管理在不到1.00％。
P和S由于对韧性产生不良影响，因此希望含量较少。P限制在 0.030％以下，S限制在0.030％以下。通常，P可在0.001％以上的范围调整，S可在0.0005％以上的范围调整。
Cr对于钢板的强度提高有效，确保0.30％以上的含量。含有大量的Cr成为韧性降低的主要因素。Cr含量限制在1.50％以下。
Nb在铸造后的冷却过程中在钢中形成非常硬质的Nb·Ti系碳化物粒子，有助于耐磨损性、特别是耐磨料磨损性的提高。为了充分地发挥上述作用，确保0.10％以上的Nb含量。不过，大量地添加Nb时， Nb·Ti系碳化物粒子的生成量变得过大，成为损害韧性的主要因素。各种研究的结果，需要将Nb含量限制在0.50％以下。可管理在0.45％以下。
Ti与Nb同样地在铸造后的冷却过程中在钢中形成非常硬质的 Nb·Ti系碳化物粒子，有助于耐磨损性的提高。因此，根据需要可添加Ti。这种情况下设为0.01％以上的Ti含量更为有效。不过，大量地添加Ti时，成为损害韧性的主要因素。各种研究的结果，在添加Ti的情况下需要在0.50％以下的含量范围内进行添加。可管理在0.30％以下的Ti含量。
Mo、V和Ni均为对提高韧性有效的元素。因此，根据需要可添加这些中的1种以上。在这种情况下，使Mo的含量为0.10％以上、使V 的含量为0.10％以上、使Ni的含量为0.10％以上是更有效的。即使过量地添加这些元素，也不能期待与成本相符的韧性提高效果。优选将 Mo控制在0.50％以下的含量范围，将V控制在0.50％以下的含量范围，将Ni控制在2.00％以下的含量范围。
[金相组织]
本发明的意图在于兼顾没有实施以淬火回火、等温回火 (austemper)为代表的利用了相变的组织调整(所谓的调质热处理) 的非调质材料中的耐磨损性和韧性。因此，根据本发明的钢板的金属基底(基体)为铁素体相。在该金属基底中分散着球状化渗碳体粒子和Nb·Ti系碳化物粒子。
就该钢板而言，冷轧工序中在Nb·Ti系碳化物粒子的附近生成的空隙的存在量较少。具体地，在与轧制方向和板厚方向平行的截面(L 截面)中圆当量直径1.0μm以上的空隙的个数密度控制在1250个/mm2以下，更优选在1000个/mm2以下。已知这种空隙中圆当量直径1.0μ m以上的空隙成为使非调质材料即钢板的韧性降低的较大的主要因素。如果将Nb含量和Ti含量控制在上述的适当范围，则圆当量直径1.0 μm以上的空隙个数密度限制在1250个/mm2以下，从而获得韧性的显著的改善效果。圆当量直径1.0μm以上的空隙个数密度更优选为1000 个/mm2以下。空隙的生成越少，对韧性改善越有利，但过度地限制空隙在得到适当的板厚的冷轧制品方面成为招致工序上的制约的主要因素。通常，可将圆当量直径1.0μm以上的空隙个数密度设为300个 /mm2以上的范围。该空隙个数密度的降低例如能够采用插入了比较轻的压下率的中间冷轧工序的制造方法(后述)来实现。
Nb·Ti系碳化物粒子发挥使耐磨损性提高的功能。特别是，在L 截面中将圆当量直径0.5μm以上的Nb·Ti系碳化物粒子的个数密度调整在3000～9000个/mm2是更有效的。Nb·Ti系碳化物粒子的个数密度可采用优化铸造时的冷却速度、热轧前的铸片加热温度的公知手法(例如专利文献5中公开的技术)来进行控制。
[制造方法]
根据本发明的耐磨损性钢板例如能够采用以下的工序制造。
铸造→铸片加热→热轧→(热轧板退火)→中间冷轧→中间退火→精冷轧→(消除应变退火)
这种情况下，“中间冷轧→中间退火”的部分的工序能够进行1 次或多次。在本说明书中将进行1次或多次的“中间冷轧→中间退火”工序称为“中间冷轧退火工序”。应予说明，根据需要可插入酸洗等锈垢除去工序。以下对于上述各工序进行说明。
[铸造·铸片加热]
在铸造工序中，在冷却过程中生成Nb·Ti系碳化物。Nb·Ti系碳化物的形成尺寸能够通过铸片的冷却速度和铸片加热温度进行控制。例如，下述手法是有效的：将钢水从液相线温度冷却到固相线温度期间的冷却速度控制在5～20℃/分钟，将从1500℃到900℃的温度范围的滞留时间确保在30分钟以上，将得到的铸片在1200～1350℃加热保持0.5～4.0小时。该铸片的加热处理可利用热轧前的铸片加热进行。
[热轧·(热轧板退火)]
热轧条件例如能够设为精轧温度800～900℃、卷取温度750℃以下。根据需要可进行热轧板退火。进行热轧板退火的情况下，能够采用在500℃以上且不到Ac1点的温度范围加热保持例如10～50小时的条件。采用上述的铸造·铸片加热条件和热轧条件，能够使钢板L截面中的圆当量直径0.5μm以上的Nb·Ti系碳化物粒子的个数密度成为3000～9000个/mm2。该阶段中的Nb·Ti系碳化物粒子的个数密度大体反映在精冷轧后的钢板中。
[中间冷轧]
对上述的中间制品板材实施压下率35％以下的比较轻度的冷轧。该冷轧在最终的精冷轧之前进行，因此在本说明书中称为“中间冷轧”。获知在中间冷轧压下率为35％以下的情况下，精冷轧时难以发生空隙的生长。对于其机理，尚未充分地查明，但认为如下所述。即，Nb·Ti 系碳化物粒子是非常硬质的，不发生塑性变形，因此在冷轧时在Nb·Ti 系碳化物粒子的周围产生空隙，但在退火中微细的空隙消失，因此在产生的空隙足够小的情况下韧性没有劣化。但是，如果中间冷轧压下率超过35％，则产生在退火中不消失的粗大的空隙，在精冷轧中该空隙生长，因此圆当量直径1.0μm以上的空隙的个数密度增加，有时韧性劣化。另外，随着中间冷轧压下率变大，该影响变大，特别是中间冷轧压下率超过45％时，韧性的劣化显著。另外，即使中间冷轧压下率为超过35％且45％以下的范围，在反复进行多次中间冷轧和中间退火的情况下，确认了如下情形：中间退火中没有消失的空隙的残留和冷轧时的空隙的生长反复发生，因此韧性显著地劣化。因此，在压下率 35％以下的范围进行中间冷轧以使在Nb·Ti系碳化物粒子的周围产生的空隙通过退火而充分地消失。不过，在中间冷轧中，确保例如10％以上的压下率是有效的，可管理为15％以上的压下率，如果太低，不能充分地享受设置该工序的效果。
[中间退火]
对于完成了上述中间冷轧的钢板实施退火。该退火在精冷轧之前进行，因此在本说明书中称为“中间退火”。中间退火的加热保持温度设为500℃以上且不到Ac1点。通过保持在该温度，在中间冷轧中产生的空隙的消失充分地进行。另外，也进行渗碳体的球状化。如果不到500℃，则空隙的消失变得不充分。另外，有时渗碳体的球状化也变得不充分。另一方面，如果升温到Ac1点以上，则奥氏体相生成，得不到金属基底为铁素体相的组织状态。中间退火的加热保持时间(材料温度处于500℃以上且不到Ac1点的范围的时间)优选设为10～50小时。
应予说明，“中间冷轧→中间退火”工序根据需要可进行多次。这种情况下也将各中间冷轧中的压下率设为35％以下，将各中间退火中的加热保持温度和加热保持时间设为上述那样。
[精冷轧]
对中间退火后的钢板实施冷轧。该冷轧是减小到最终的目标板厚的工序，因此在本说明书中称为“精冷轧”。精冷轧压下率需要设为60％以下。如果压下率比其大，即使在适当的条件下进行上述的中间冷轧和中间退火，也容易过度地生成空隙。即，难以稳定地改善钢板的韧性。另一方面，该精冷轧对于改善钢板的最终形状(平坦性)也是有效的。因此，优选确保例如10％以上的压下率。最终板厚能够在例如 0.2～4.0mm的范围设定。
[消除应变退火]
在精冷轧后能够根据需要进行消除应变退火。根据化学组成和精冷轧压下率来控制加热温度、保持时间，从而能够调整强度水平。消除应变退火的加热温度在300～500℃的范围中设定。中间退火的加热保持时间(材料温度处于300℃以上且500以下的范围的时间)优选设为1～5小时。
实施例
将表1中所示的化学组成的钢熔炼，采用铸造→铸片加热→热轧→中间冷轧→中间退火→精冷轧→消除应变退火的工序得到了供试材料的钢板。
铸造时将钢水从液相线温度冷却到固相线温度期间的冷却速度控制在5～20℃/分钟，得到了铸片。将铸片在1250～1350℃下加热保持了1小时后抽出(抽出)，进行了热轧。热轧条件设为精轧温度(热轧最终道次的轧制温度)850℃、卷取温度590℃，得到了板厚7.0mm 的热轧钢板。为了使后续工序中进行分派了精冷轧压下率的实验时得到的供试材料的板厚一致，对热轧钢板进行磨削加工，准备了调整到板厚3.1mm(40％轧制用)、4.2mm(55％轧制用)、或6.3mm(70％轧制用)的中间制品板材。
对各中间制品板材实施了压下率20％的中间冷轧后，实施了550℃×17小时的中间退火。对中间退火后的板材以表2中记载的压下率实施精冷轧，得到了板厚1.5mm的冷轧钢板。然后，根据组成和精冷轧压下率，实施在设定于300～450℃的范围的温度下保持3小时的消除应变退火，以使硬度成为32±2HRC，制成了供试材料。
[表1]
表1
Figure BDA0002394423610000111
加阴影：本发明的规定范围之外
对于各供试材料，进行了与轧制方向和板厚方向平行的截面(L截面)的金相组织观察。其结果，均是金属基底为铁素体相，具有在金属基底中分散有球状化渗碳体粒子和Nb·Ti系碳化物粒子的金相组织。
另外，采用共聚焦激光显微镜(OLYMPUS公司制造；OLS3000)观察各供试材料的L截面，测定了圆当量直径0.5μm以上的Nb·Ti系碳化物粒子的个数密度和圆当量直径1.0μm以上的空隙的个数密度。这些测定分别按照以上所示的“Nb·Ti系碳化物粒子的个数密度的求法”和“空隙的个数密度的求法”。进而，对于各供试材料，采用以下的方法进行了耐磨损性试验和冲击试验。
[耐磨损性试验]
从供试材料切出摩擦面为直径10mm的圆形的试验片，采用Pin- on-Disk型磨损试验机进行了试验。作为磨损材料，准备了根据JIS R6001的规定的粒度为#3000的WA(氧化铝)磨粒。将该磨粒每50g 与水300mL混合，制备了研磨液。将试验片固定于试样支架，在钢制的圆板表面粘贴有抛光布(バフ研磨布)的旋转体的平坦的表面上，一边供给充分量的研磨液，一边用试验载荷F＝5N按压试验片表面，在摩擦速度0.4m/s、摩擦距离L＝750m的条件下进行了磨损试验。由试验前后的试样板厚差算出由于磨损而消失的材料的体积，将其作为磨损减量W(mm3)。然后，根据下述(2)式求出了比磨损量C(mm3/(Nm))。
比磨损量C＝磨损减量W/(试验载荷F×摩擦距离L)…(2)
上述磨粒的硬度为约1600HV。该磨损试验模拟了微细砂子的混入引起的磨料磨损。对于将硬度调整为32±2HRC的钢材，如果根据该试验的比磨损量C为5.0×10-4mm3/Nm以下，则能够判断具有优异的耐磨损性。因此，将比磨损量C为5.0×10-4mm3/(Nm)以下的试样判定为合格(耐磨损性；良好)。
[冲击试验]
由各供试材料制作2mmU型缺口冲击试验片(试验片长度：55mm、试验片高度：10mm、试验片宽度：板厚＝1.5mm、冲击方向：轧制方向)，采用按照JIS Z2242：2005的方法测定了常温(23℃)的Charpy冲击值。其中，设为试验数n＝5，采用这些中的最低值(成绩差的值)作为该供试材料的冲击值。在考虑作为可应用非调质材料的高速旋转刃具 (农产品收割用圆盘锯等)的原料使用的情况下，希望根据该试验的冲击值为50J/cm2以上。因此，将该冲击值为50J/cm2以上的试样判定为合格(韧性；良好)。
[表2]
表2
Figure BDA0002394423610000131
加阴影：本发明的规定范围之外；下划线：特性不充分
就本发明例的试样而言，空隙少，韧性优异。耐磨损性也优异。即，在非调质材料中实现了具备优异的耐磨损性和韧性的非调质材料。
而就作为比较例的No.5、10、13而言，由于精冷轧压下率高，因此圆当量直径1.0μm以上的空隙增多，韧性差。比较例14～16由于使用了不含Nb的钢，因此没有硬质的Nb·Ti系碳化物的生成，耐磨损性差。比较例17～19由于使用了C含量少的钢，因此硬质的Nb·Ti 系碳化物的生成不足，耐磨损性的提高不充分。No.20、21使用了Ti 含量过剩的钢，No.22、23使用了Nb含量过剩的钢，因此它们的Nb·Ti 系碳化物的生成量多，与其相伴，圆当量直径1.0μm以上的空隙增多。其结果，未能改善韧性。

Claims (4)

1.钢板，其具有如下的化学组成：用质量％表示，包含C：0.60～1.25％、Si：0.50％以下、Mn：0.30～1.20％、P：0.030％以下、S：0.030％以下、Cr：0.30～1.50％、Nb：0.10～0.50％、Ti：0～0.50％、Mo：0～0.50％、V：0～0.50％、Ni：0～2.00％、余量Fe和不可避免的杂质，
具有在铁素体相的金属基底中分散着渗碳体粒子和含有Nb、Ti中的1种以上的碳化物(以下称为“Nb·Ti系碳化物”)的粒子的金相组织，
在与轧制方向和板厚方向平行的截面(L截面)中，圆当量直径0.5μm以上的Nb·Ti系碳化物粒子的个数密度为3000～9000个/mm2，圆当量直径1.0μm以上的空隙的个数密度为1250个/mm2以下。
2.权利要求1所述的钢板的制造方法，其以下述的顺序具有：
铸造工序，将钢水从液相线温度冷却到固相线温度期间的冷却速度控制在5～20℃/分钟以制造铸片的工序，
铸片加热工序，将铸片在1200～1350℃加热保持0.5～4小时的工序，
热轧工序，实施热轧的工序，
中间冷轧退火工序，将实施压下率35％以下的冷轧、接下来在500℃以上且不到Ac1点的温度下保持10～50小时后进行冷却的程序进行1次以上的工序，
精冷轧工序，实施压下率60％以下的冷轧的工序。
3.权利要求2所述的钢板的制造方法，其中，在所述热轧工序与中间冷轧退火工序之间，具有：热轧板退火工序，对热轧工序中得到的热轧钢板实施在500℃以上且不到Ac1点的温度下保持10～50小时后进行冷却的退火的工序。
4.权利要求2或3所述的钢板的制造方法，其中，在所述精冷轧工序后，具有：消除应变退火工序，实施在300～500℃下保持1～5小时的退火的工序。
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