CN117677725A

CN117677725A - 钢板、构件和它们的制造方法

Info

Publication number: CN117677725A
Application number: CN202280050162.9A
Authority: CN
Inventors: 浅川大洋; 吉冈真平; 金子真次郎
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2021-07-28
Filing date: 2022-06-22
Publication date: 2024-03-08
Also published as: WO2023008002A1; JPWO2023008002A1; KR20240024946A; EP4350015A1; JP7226673B1

Abstract

本发明提供高强度且具有优良的耐延迟断裂特性的钢板及其制造方法。所述钢板以质量％计含有C：0.15～0.45％、Si：1.5％以下、Mn：1.7％以下、P：0.03％以下、S：小于0.0020％、sol.Al：0.20％以下、N：0.005％以下、B：0.0015～0.0100％、Nb和Ti中的一种以上：合计为0.005～0.080％、余量由Fe和不可避免的杂质构成，马氏体相对于组织整体的面积率为95～100％，原γ粒径小于11.0μm，等效圆直径为500nm以上的析出物的数密度A满足式：A(个/mm²)≤8.5×10⁵×[B]。

Description

钢板、构件和它们的制造方法

技术领域

本发明涉及在汽车等中经过冷压成形而使用的冷压成形用高强度钢板等钢板、使用了该钢板的构件和它们的制造方法。

背景技术

近年来，以汽车的轻量化、碰撞安全性为目的，正在推进对汽车用骨架部件应用拉伸强度TS为1310MPa级以上的钢板。另外，正在推进对保险杠、防撞梁部件等应用拉伸强度TS为1470MPa级以上的钢板。

在将拉伸强度TS为1470MPa级以上的高强度钢板通过冷压进行成形而制成部件的情况下，由于部件内的残余应力的增加、钢板本身的耐延迟断裂特性的劣化，有可能发生延迟断裂。

在此，延迟断裂是指如下现象：在对部件施加高的应力的状态下将部件置于氢侵入环境下时，氢侵入构成部件的钢板内，使原子间结合力降低、产生局部变形，由此产生微小龟裂，该微小龟裂进展而导致断裂。

作为改善这样的延迟断裂特性的技术，例如，通过减少成为延迟断裂破坏的起点的粗大的析出物来改善耐延迟断裂特性，基于这样的见解，专利文献1中公开了一种耐延迟断裂特性优良的高强度钢板，其特征在于，其具有以质量％计以满足(1)式、(2)式的方式含有C：0.13％以上且0.40％以下、Si：0.02％以上且1.5％以下、Mn：0.4％以上且1.7％以下、P：0.030％以下、S：0.0002％以上且小于0.0010％、sol.Al：0.01％以上且0.20％以下、N：0.0055％以下、O：0.0025％以下、Nb：0.002％以上且0.035％以下和Ti：0.002％以上且0.040％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，并且具有马氏体和贝氏体相对于组织整体的面积率合计为95％以上且100％以下、余量由铁素体和残余奥氏体中的一种或两种构成、原奥氏体晶粒的平均粒径大于5μm、满足下述条件、长轴的长度为20～80μm的夹杂物组以5个/mm²以下存在的钢组织，拉伸强度为1320MPa以上。

[％Ti]+[％Nb]＞0.007 (1)

[％Ti]×[％Nb]²≤7.5×10^-6 (2)

在此，[％Nb]、[％Ti]表示Nb、Ti的含量(％)。

另外，专利文献2中公开了一种耐氢脆特性和加工性优良的高强度冷轧钢板，其特征在于，具有以质量％计含有C：0.05％～0.30％、Si：2.0％以下(包括0％)、Mn：大于0.1％且2.8％以下、P：0.1％以下、S：0.005％以下、N：0.01％以下、Al：0.01～0.50％以下、并且以合计为0.01％以上且满足[％C]-[％Nb]/92.9×12-[％Ti]/47.9×12-[％Zr]/91.2×12＞0.03的方式含有Nb、Ti和Zr中的一种或两种以上、余量由铁和不可避免的杂质构成的成分组成，并且具有含有以面积率计为50％以上(包括100％)的回火马氏体、余量由铁素体构成的组织，关于回火马氏体中的析出物的分布状态，等效圆直径为1～10nm的析出物相对于每1μm²回火马氏体为20个以上，等效圆直径为20nm以上的析出物、即含有Nb、Ti和Zr中的一种或两种以上的析出物相对于每1μm²回火马氏体为10个以下，由晶体取向差为15°以上的大角晶界包围的铁素体的平均粒径为5μm以下。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利第6388085号公报

专利文献2：日本专利第4712882号公报

发明内容

发明所要解决的问题

但是，现有技术作为在确保1470MPa以上的拉伸强度TS的同时具有优良的耐延迟断裂特性的技术还不能说是充分的。

本发明是为了解决这样的问题而完成的，目的在于提供拉伸强度为1470MPa以上(TS≥1470MPa)、具有优良的耐延迟断裂特性的钢板、构件和它们的制造方法。

优良的耐延迟断裂特性是指通过以下评价判断为具有优良的耐延迟断裂特性。

(1)首先，从自得到的钢板(卷材)的宽度方向端部起卷材宽度的1/4位置裁取轧制直角方向为100mm、轧制方向为30mm的条形试验片。

(2)将长度为100mm的长边侧的端面的切割设定为剪切加工，在剪切加工的状态下(不实施除去毛刺的机械加工)，以毛刺为弯曲外周侧的方式实施弯曲加工，维持该弯曲成形时的试验片形状，利用螺栓固定试验片。

剪切加工的间隙设定为13％，前角设定为1°，弯曲加工以前端弯曲半径为10mm、弯曲顶点内侧的角度为90度(V型弯曲)的方式进行。

冲头使用前端半径与上述前端弯曲半径R相同且为U字形(前端R部分为半圆形状且冲头主体部的厚度为2R)的冲头，冲模使用角部R为30mm的冲模。然后，调整冲头按压钢板的深度，以前端的弯曲角度(弯曲顶点内侧的角度)为90度(V字形)的方式进行成形。

以弯曲成形时的直片部的凸缘端部彼此的距离为与弯曲成形时相同的距离的方式(以消除由回弹引起的直片部的开口的方式)，利用液压千斤顶夹着试验片进行紧固，在这样的状态下进行螺栓紧固。螺栓通过预先设置于距条形试验片的短边边缘10mm内侧的椭圆形(短轴10mm、长轴15mm)的孔而固定。

(3)将得到的螺栓紧固后的试验片浸渍在将0.1质量％的硫氰酸铵水溶液与McIlvaine缓冲液以1：1混合并将pH调整为8.0的溶液中，实施耐延迟断裂特性评价试验。此时，溶液的温度设定为20℃，试验片的每1cm³表面积的液量设定为20ml。

(4)经过24小时后确认有无能够通过目视确认的级别(长度1mm以上)的龟裂，未观察到龟裂的情况判断为耐延迟断裂特性优良。

用于解决问题的方法

本发明人为了解决上述问题反复进行了深入研究，结果发现，通过满足以下全部条件，能够使耐延迟断裂特性大幅提高。

i)马氏体的面积率为95％以上。

ii)原奥氏体晶粒的平均粒径(原γ粒径)小于11.0μm。

iii)等效圆直径为500nm以上的析出物的数密度A满足下述条件。

A(个/mm²)≤8.5×10⁵×[B]

在此，[B]表示B的含量(质量％)。

本发明是基于上述见解加以进一步研究而完成的，其主旨如下。

[1]一种钢板，其具有以质量％计含有C：0.15％以上且0.45％以下、Si：1.5％以下、Mn：1.7％以下、P：0.03％以下、S：小于0.0020％、sol.Al：0.20％以下、N：0.005％以下、B：0.0015％以上且0.0100％以下、Nb和Ti中的一种以上：合计为0.005％以上且0.080％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，

并且具有马氏体相对于组织整体的面积为95％以上且100％以下的组织，

原奥氏体晶粒的平均粒径小于11.0μm，

等效圆直径为500nm以上的析出物的数密度A满足下述式(1)。

A(个/mm²)≤8.5×10⁵×[B]…式(1)

在此，[B]表示B的含量(质量％)。

[2]根据[1]所述的钢板，其中，作为上述成分组成，以质量％计还含有选自Cu：1.0％以下和Ni：1.0％以下中的一种或两种。

[3]根据[1]或[2]所述的钢板，其中，作为上述成分组成，以质量％计还含有选自Cr：1.0％以下、Mo：小于0.3％、V：0.5％以下、Zr：0.2％以下和W：0.2％以下中的一种或两种以上。

[4]根据[1]～[3]中任一项所述的钢板，其中，作为上述成分组成，以质量％计还含有选自Ca：0.0030％以下、Ce：0.0030％以下、La：0.0030％以下、REM(不包括Ce、La)：0.0030％以下和Mg：0.0030％以下中的一种或两种以上。

[5]根据[1]～[4]中任一项所述的钢板，其中，作为上述成分组成，以质量％计还含有选自Sb：0.1％以下和Sn：0.1％以下中的一种或两种。

[6]根据[1]～[5]中任一项所述的钢板，其中，在钢板表面具有镀层。

[7]一种构件，其是使用[1]～[6]中任一项所述的钢板而成的构件。

[8]一种钢板的制造方法，其中，

将具有[1]～[5]中任一项所述的成分组成的钢坯以10℃/分钟以下的平均加热速度以钢坯表面温度计从1000℃加热至1250℃以上的加热保持温度，并在上述加热保持温度下保持30分钟以上，然后，

将900～1000℃时的停留时间设定为20秒以上且150秒以下，在将精轧温度设定为850℃以上的条件下进行热精轧，

进行将从上述精轧温度到650℃的范围内的平均冷却速度设定为40℃/秒以上的冷却，

然后，在650℃以下的卷取温度下进行卷取，由此制成热轧钢板，

将该热轧钢板以40％以上的压下率进行冷轧，由此制成冷轧钢板，

进行如下连续退火：

将退火温度设定为830～950℃，将上述冷轧钢板以1.0℃/秒以上的平均加热速度从400℃加热至上述退火温度，

在上述退火温度下保持600秒以下，

以70℃/秒以上的平均冷却速度从680℃以上的冷却开始温度冷却至260℃以下的冷却停止温度，

然后，在150～260℃的保持温度下保持20～1500秒。

[9]根据[8]所述的钢板的制造方法，其中，在上述连续退火之后对钢板表面进行镀覆处理。

[10]一种构件的制造方法，其包括对[1]～[6]中任一项所述的钢板实施成形加工、接合加工中的至少一者而制成构件的工序。

发明效果

根据本发明，可提供高强度且耐延迟断裂特性优良的钢板、构件和它们的制造方法。

具体实施方式

以下，对本发明的实施方式进行说明。

本发明的钢板具有以质量％计含有C：0.15％以上且0.45％以下、Si：1.5％以下、Mn：1.7％以下、P：0.03％以下、S：小于0.0020％、sol.Al：0.20％以下、N：0.005％以下、B：0.0015％以上且0.0100％以下、Nb和Ti中的一种以上：合计为0.005％以上且0.080％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，并且具有马氏体相对于组织整体的面积率为95％以上且100％以下的组织，原奥氏体晶粒(以下，也记为原γ晶粒)的平均粒径(原γ粒径)小于11.0μm，等效圆直径为500nm以上的析出物的数密度A满足下述式(1)。

A(个/mm²)≤8.5×10⁵×[B]…式(1)

在此，[B]表示B的含量(质量％)。

成分组成

以下，对本发明的钢板具有的成分组成的范围的限定理由进行说明。需要说明的是，关于成分含量的％是指“质量％”。

C：0.15％以上且0.45％以下

C是为了提高淬透性从而得到为马氏体的钢组织并且为了使马氏体的强度升高而含有的。为了确保1470MPa以上的拉伸强度(以下，也记为TS≥1470MPa)，C含量设定为0.15％以上。从由拉伸强度的增加带来的汽车用骨架部件的轻量化的观点出发，C含量优选为0.20％以上，更优选为0.27％以上。另一方面，过量添加的C成为因铁碳化物的生成、向晶界的偏析而使耐延迟断裂特性劣化的因素。从这些观点出发，C含量限定为0.45％以下的范围。C含量优选为0.40％以下，更优选为0.37％以下。

Si：1.5％以下

Si是作为基于固溶强化的强化元素并且从抑制在200℃以上的温度范围内进行回火时的膜状的碳化物的生成而改善耐延迟断裂特性的观点出发而含有的。另外，从减少板厚中央部处的Mn偏析而抑制MnS的生成的观点出发，含有Si。此外，为了抑制连续退火生产线(CAL)上的退火时的表层的氧化所致的脱碳、脱B，含有Si。Si含量的下限值没有规定，但从得到上述效果的观点出发，Si优选含有0.02％以上。Si含量优选为0.10％以上，更优选为0.20％以上。另一方面，Si含量过多时，导致热轧、冷轧中的轧制载荷的显著增加、韧性的降低。从这些观点出发，Si含量设定为1.5％以下(包括0％)。Si含量优选为1.2％以下，更优选为1.0％以下。

Mn：1.7％以下

Mn是为了使马氏体的面积率为规定范围从而使钢的淬透性提高、得到期望的强度而含有的。另一方面，Mn含量过多时，Mn的偏析增加，使加工性、焊接性降低。因此，Mn设定为1.7％以下。Mn含量优选为1.5％以下，更优选为1.3％以下。Mn含量的下限值没有规定，但为了在工业上稳定地确保规定的马氏体的面积率，优选含有0.2％以上的Mn。

P：0.03％以下

P是使钢强化的元素，其含量多时，在晶界偏析，使晶界强度降低，导致耐延迟断裂特性、点焊性显著劣化。从上述观点出发，P含量设定为0.03％以下。P含量优选为0.02％以下，更优选为0.01％以下。P含量的下限没有规定，但作为现在工业上可实施的下限，设定为0.002％。

S：小于0.0020％

S形成粗大的MnS，成为延迟断裂的起点而使耐延迟断裂特性大幅降低。因此，为了减少MnS，S含量需要设定为至少小于0.0020％。从改善耐延迟断裂特性的观点出发，S含量优选小于0.0010％，更优选为0.0008％以下，进一步优选为0.0006％以下。下限没有规定，但作为现在工业上可实施的下限，设定为0.0002％。

sol.Al：0.20％以下

Al是为了进行充分的脱氧、减少钢中夹杂物而含有的。sol.Al的下限没有特别规定，但是，为了稳定地进行脱氧，优选将sol.Al含量设定为0.005％以上。sol.Al含量更优选为0.01％以上，进一步优选为0.02％以上。另一方面，sol.Al含量超过0.20％时，卷取时生成的渗碳体在退火过程中难以固溶，耐延迟断裂特性劣化。因此，sol.Al含量设定为0.20％以下。sol.Al含量优选为0.10％以下，更优选为0.05％以下。

N：0.005％以下

N在钢中形成TiN、(Nb,Ti)(C,N)等析出物，由于它们的生成，使对原奥氏体粒径的微细化有效的NbC、TiC、(Nb,Ti)C减少。它们妨碍调整成本发明要求的钢组织，给耐延迟断裂特性带来不良影响。为了减小这样的不良影响，N含量设定为0.005％以下。N含量优选为0.0040％以下。下限没有规定，但作为现在工业上可实施的下限，设定为0.0006％。

B：0.0015％以上且0.0100％以下

B是使钢的淬透性提高的元素，具有即使以少的Mn含量也生成规定面积率的马氏体的优点。另外，B由于在晶界偏析而使晶界的结合力增加，通过抑制使晶界强度降低的P的偏析，使耐延迟断裂特性提高。另一方面，过量的B的添加得到使Fe₂₃(C,B)₆、BN增加、成为延迟断裂的起点反而使耐延迟断裂特性降低的结果。因此，为了得到由添加B带来的提高耐延迟断裂特性的效果，需要兼顾晶界固溶B的增加和B系析出物的抑制。在原γ粒径为10μm以下的钢中，为了得到充分的晶界固溶B量，B含量设定为0.0015％以上。B含量优选为0.0025％以上，更优选为0.0040％以上。另一方面，在含有大于0.0100％的B的情况下，即使控制热轧条件和退火条件也难以减少B系析出物。因此，B含量设定为0.0100％以下。B含量优选为0.0090％以下，更优选为0.0080％以下。

Nb和Ti中的一种以上：合计为0.005％以上且0.080％以下

Nb和Ti通过马氏体的内部结构的微细化而有助于高强度化，并且通过原γ粒径的微细化而改善耐延迟断裂特性。从这样的观点出发，含有合计为0.005％以上的Nb和Ti中的一种以上。Nb和Ti的合计含量优选为0.010％以上，更优选为0.020％以上。另一方面，Nb和Ti中的一种以上合计超过0.080％时，在钢坯再加热中Nb和Ti未完全固溶，TiN、Ti(C,N)、NbN、Nb(C,N)、(Nb,Ti)(C,N)等等效圆直径为500nm以上的析出物增加，成为延迟断裂的起点，因此耐延迟断裂特性反而劣化。因此，Nb和Ti的合计含量的上限为0.080％。Nb和Ti的合计含量(Ti+Nb)优选为0.07％以下，更优选为0.06％以下。

本发明中的钢板的成分组成含有上述成分元素作为基本成分，余量含有铁(Fe)和不可避免的杂质。在此，本发明的钢板优选具有含有上述基本成分、余量由铁(Fe)和不可避免的杂质构成的成分组成。

在本发明中，作为成分组成，可以含有选自以下(A)～(D)中的一组或两组以上。

(A)以质量％计，选自Cu：1.0％以下和Ni：1.0％以下中的一种或两种；

(B)以质量％计，选自Cr：1.0％以下、Mo：小于0.3％、V：0.5％以下、Zr：0.2％以下和W：0.2％以下中的一种或两种以上；

(C)以质量％计，选自Ca：0.0030％以下、Ce：0.0030％以下、La：0.0030％以下、REM(不包括Ce、La)：0.0030％以下和Mg：0.0030％以下中的一种或两种以上；

(D)以质量％计，选自Sb：0.1％以下和Sn：0.1％以下中的一种或两种。

Cu：1.0％以下

Cu使汽车的使用环境下的耐腐蚀性提高。另外，通过含有Cu，具有腐蚀产物被覆钢板表面而抑制氢向钢板侵入的效果。另外，Cu是将废料作为原料有效利用时混入的元素，通过允许Cu的混入能够将再生材料作为原料材料有效利用，能够削减制造成本。从上述观点出发，Cu优选含有0.01％以上，进而从提高耐延迟断裂特性的观点出发，Cu优选含有0.05％以上。Cu含量更优选为0.10％以上。但是，其含量过多时，成为表面缺陷的原因，因此Cu含量优选设定为1.0％以下。根据上述，在含有Cu的情况下，Cu含量设定为1.0％以下。Cu含量更优选为0.50％以下，进一步优选为0.30％以下。

Ni：1.0％以下

Ni也是具有使耐腐蚀性提高的作用的元素。另外，Ni具有减少在含有Cu时容易生成的表面缺陷的作用。因此，从上述观点出发，Ni优选含有0.01％以上。Ni含量更优选为0.05％以上，进一步优选为0.10％以上。但是，Ni含量过多时，加热炉内的氧化皮生成变得不均匀，成为表面缺陷的原因，并且导致显著的成本增加。因此，在含有Ni的情况下，Ni含量设定为1.0％以下。Ni含量更优选为0.50％以下，进一步优选为0.30％以下。

Cr：1.0％以下

Cr可以为了得到使钢的淬透性提高的效果而添加。为了得到该效果，优选含有0.01％以上的Cr。Cr含量更优选为0.05％以上，进一步优选为0.10％以上。但是，Cr含量超过1.0％时，使退火时的渗碳体的固溶速度延迟，使未固溶的渗碳体残留，由此使剪切端面的耐延迟断裂特性劣化。另外，还会使耐点蚀性劣化。此外，还会使化学转化处理性劣化。因此，在含有Cr的情况下，Cr含量设定为1.0％以下。耐延迟断裂特性、耐点蚀性、化学转化处理性均具有在Cr含量超过0.2％时开始劣化的倾向，因此，从防止这些的观点出发，Cr含量更优选设定为0.2％以下。

Mo：小于0.3％

Mo可以出于得到使钢的淬透性提高的效果、使成为氢捕获位点的含有Mo的微细的碳化物生成的效果和使马氏体微细化带来的耐延迟断裂特性的改善效果的目的而添加。大量添加Nb、Ti时，生成它们的粗大析出物，耐延迟断裂特性反而劣化，但是，Mo的固溶极限量与Nb、Ti相比较大。与Nb、Ti复合添加时，形成它们与Mo复合而成的微细析出物，具有使组织微细化的作用。因此，通过在添加少量的Nb、Ti的基础上复合添加Mo，能够不残留粗大的析出物地使组织微细化并且使微细碳化物大量分散，能够使耐延迟断裂特性提高。为了得到该效果，Mo优选含有0.01％以上。Mo含量更优选为0.03％以上，进一步优选为0.05％以上。但是，含有0.3％以上的Mo时，化学转化处理性劣化。因此，在含有Mo的情况下，Mo含量设定为小于0.3％。Mo含量优选为0.2％以下。

V：0.5％以下

V可以出于得到使钢的淬透性提高的效果、使成为氢捕获位点的含有V的微细的碳化物生成的效果和使马氏体微细化带来的耐延迟断裂特性的改善效果的目的而添加。为了得到该效果，优选将V含量设定为0.003％以上。V含量更优选为0.03％以上，进一步优选为0.05％以上。但是，含有超过0.5％的V时，铸造性显著劣化。因此，在含有V的情况下，V含量设定为0.5％以下。V含量更优选为0.3％以下，进一步优选为0.2％以下。V含量进一步优选为0.1％以下。

Zr：0.2％以下

Zr通过原γ晶粒的微细化及由此带来的马氏体的内部结构的微细化而有助于高强度化并且改善耐延迟断裂特性。另外，通过形成成为氢捕获位点的微细的Zr系碳化物/碳氮化物而高强度化并且改善耐延迟断裂特性。另外，Zr改善铸造性。从这样的观点出发，Zr含量优选设定为0.005％以上。Zr含量更优选为0.010％以上，优选为0.015％以上。但是，大量添加Zr时，热轧工序的钢坯加热时因未固溶而残留的ZrN、ZrS系的粗大的析出物增加，使剪切端面的耐延迟断裂特性劣化。因此，在含有Zr的情况下，Zr含量设定为0.2％以下。Zr含量更优选为0.1％以下，进一步优选为0.04％以下。

W：0.2％以下

W通过形成成为氢的捕获位点的微细的W系碳化物、碳氮化物，有助于高强度化以及改善耐延迟断裂特性。从这样的观点出发，W优选含有0.005％以上。W含量更优选为0.010％以上，进一步优选为0.030％以上。但是，大量含有W时，在热轧工序的钢坯加热时因未固溶而残留的粗大的析出物增加，剪切端面的耐延迟断裂特性劣化。因此，在含有W的情况下，W含量设定为0.2％以下。W含量更优选为0.1％以下。

Ca：0.0030％以下

Ca将S以CaS的形式固定而改善耐延迟断裂特性。为了得到该效果，优选含有0.0002％以上的Ca。Ca含量更优选为0.0005％以上，进一步优选为0.0010％以上。但是，大量添加Ca时，使表面品质、弯曲性劣化，因此，Ca含量优选为0.0030％以下。根据上述，在含有Ca的情况下，Ca含量设定为0.0030％以下。Ca含量更优选为0.0025％以下，进一步优选为0.0020％以下。

Ce：0.0030％以下

Ce也固定S而改善耐延迟断裂特性。为了得到该效果，优选含有0.0002％以上的Ce。Ce含量更优选为0.0003％以上，进一步优选为0.0005％以上。但是，大量添加Ce时，使表面品质、弯曲性劣化，因此Ce含量优选为0.0030％以下。根据上述，在含有Ce的情况下，Ce含量设定为0.0030％以下。Ce含量更优选为0.0020％以下，进一步优选为0.0015％以下。

La：0.0030％以下

La也固定S而改善耐延迟断裂特性。为了得到该效果，优选含有0.0002％以上的La。La含量更优选为0.0005％以上，进一步优选为0.0010％以上。但是，大量添加La时，使表面品质、弯曲性劣化，因此La含量优选为0.0030％以下。根据上述，在含有La的情况下，La含量设定为0.0030％以下。La含量更优选为0.0020％以下，进一步优选为0.0015％以下。

REM：0.0030％以下

REM也固定S而改善耐延迟断裂特性。为了得到该效果，优选含有0.0002％以上的REM。REM含量更优选为0.0003％以上，进一步优选为0.0005％以上。但是，大量添加REM时，使表面品质、弯曲性劣化，因此REM含量优选为0.0030％以下。根据上述，在含有REM的情况下，REM含量设定为0.0030％以下。REM含量更优选为0.0020％以下，进一步优选为0.0015％以下。

需要说明的是，本发明中所述的REM是指原子编号21号的钪(Sc)和原子编号39号的钇(Y)以及从原子编号57号的镧(La)到71号的镥(Lu)的镧系元素中除Ce和La以外的元素。本发明中的REM浓度是指从上述REM中选择的一种或两种以上元素的总含量。

Mg：0.0030％以下

Mg将O以MgO的形式固定而改善耐延迟断裂特性。为了得到该效果，优选含有0.0002％以上的Mg。Mg含量更优选为0.0005％以上，进一步优选为0.0010％以上。但是，大量添加Mg时，使表面品质、弯曲性劣化，因此Mg含量优选为0.0030％以下。根据上述，在含有Mg的情况下，Mg含量设定为0.0030％以下。Mg含量更优选为0.0020％以下，进一步优选为0.0015％以下。

Sb：0.1％以下

Sb抑制表层的氧化、氮化，抑制由此所致的C、B的减少。通过抑制C、B的减少，抑制表层的铁素体生成，有助于高强度化和改善耐延迟断裂特性。从这样的观点出发，Sb含量优选设定为0.002％以上。Sb含量更优选为0.004％以上，进一步优选为0.006％以上。但是，Sb含量超过0.1％时，铸造性劣化，并且，Sb在原γ晶界偏析而使剪切端面的耐延迟断裂特性劣化。因此，Sb含量优选为0.1％以下。根据上述，在含有Sb的情况下，Sb含量设定为0.1％以下。Sb含量更优选为0.05％以下，进一步优选为0.02％以下。

Sn：0.1％以下

Sn抑制表层的氧化、氮化，抑制由此所致的C、B在表层中的含量的降低。通过抑制C、B的减少，抑制表层的铁素体生成，有助于高强度化和改善耐延迟断裂特性。从这样的观点出发，Sn含量优选设定为0.002％以上。Sn含量优选为0.003％以上。但是，Sn含量超过0.1％时，铸造性劣化，并且，Sn在原γ晶界偏析而剪切端面的耐延迟断裂特性劣化。因此，在含有Sn的情况下，Sn含量设定为0.1％以下。Sn含量更优选为0.05％以下，进一步优选为0.01％以下。

需要说明的是，在含有小于优选下限值的上述任选元素的情况下，设定为上述任选元素作为不可避免的杂质含有。

钢组织

本发明的钢板的钢组织具备以下构成。

(构成1)马氏体相对于组织整体的面积率为95％以上且100％以下。

(构成2)原奥氏体晶粒的平均粒径小于11.0μm。

(构成3)等效圆直径为500nm以上的析出物的数密度A满足下述式(1)。

A(个/mm²)≤8.5×10⁵×[B]…式(1)

在此，[B]表示B的含量(质量％)。

以下，对各构成进行说明。

为了兼顾TS≥1470MPa的高强度和优良的耐延迟断裂特性，将钢组织中的马氏体的面积率设定为95％以上。更优选为99％以上，进一步优选为100％。需要说明的是，在含有马氏体以外的组织的情况下，余量可以列举贝氏体、铁素体、残余奥氏体(残余γ)。这些组织以外是微量的碳化物、硫化物、氮化物、氧化物。余量组织为5％以下，优选为1％以下。另外，马氏体也包含未发生包括连续冷却中的自回火在内、通过在约150℃以上停留一定时间而进行的回火的马氏体。需要说明的是，也可以不含余量而马氏体的面积率为100％。

(构成2)原奥氏体晶粒的平均粒径小于11.0μm。

对于钢组织中的马氏体的面积率为95％以上的钢而言，延迟断裂断面大多呈晶界断面，延迟断裂的起点和延迟断裂初期的龟裂进展路径被认为在原奥氏体晶界上。为了抑制晶间断裂，原奥氏体晶粒的微细化是有效的，通过原奥氏体晶粒的微细化，耐延迟断裂特性显著地改善。作为机理，认为是：由于原奥氏体晶粒的微细化，原奥氏体晶界的面积率增加，作为晶界脆化元素的P等杂质元素在原奥氏体晶界上的浓度降低。另外，原奥氏体晶粒的微细化也有助于提高拉伸强度。从耐延迟断裂特性和强度的观点出发，原奥氏体晶粒的平均粒径(原γ粒径)小于11.0μm。该平均粒径优选为10μm以下，更优选为7.0μm以下，进一步优选为5.0μm以下。

(构成3)等效圆直径为500nm以上的析出物的数密度A满足下式。

A(个/mm²)≤8.5×10⁵×[B]…式(1)

在此，[B]表示B的含量(质量％)。

在具有TS≥1470MPa的高强度的钢中，为了抑制晶间断裂，除了原奥氏体晶粒的微细化以外，使B在晶界偏析而强化晶界也是有效的。但是，单纯的B添加量的增加不仅使晶界偏析B增加，而且使成为延迟断裂的起点的以Fe₂₃(C,B)₆为主体的B系析出物也增加，因此反而使耐延迟断裂特性降低。本发明人发现，通过控制热轧条件降低等效圆直径为500nm以上的析出物的数密度A、满足下述条件，由此，能够兼顾由B的晶界强化带来的耐延迟断裂特性的提高和析出物起点的断裂的抑制。

A(个/mm²)≤8.5×10⁵×[B]

优选A(个/mm²)≤5.0×10⁵×[B]，更优选A(个/mm²)≤2.0×10⁵×[B]。

对以上钢组织中的各构成的测定方法进行说明。

马氏体、贝氏体、铁素体的面积率如下测定：将钢板的L截面(与轧制方向平行且与钢板表面垂直的截面(以下也记为与轧制方向平行的垂直截面))研磨后，用硝酸乙醇溶液腐蚀，在距钢板表面1/4厚度位置处，用SEM以2000倍的倍率观察4个视野，对拍摄的组织照片进行图像分析，测定马氏体、贝氏体、铁素体的面积率。在此，马氏体、贝氏体是指在SEM中呈灰色或白色的组织。另一方面，铁素体是在SEM中呈黑色的对比度的区域。需要说明的是，在马氏体、贝氏体的内部含有微量的碳化物、氮化物、硫化物、氧化物，但难以将它们排除，因此将包含它们的区域的面积率作为其面积率。

在此，贝氏体具有以下特征。即，长径比为2.5以上且呈板状的形态，是与马氏体相比略显黑色的组织。上述板的宽度为0.3～1.7μm。贝氏体内部的直径为10～200nm的碳化物的分布密度为0～3个/μm²。

残余奥氏体(残余γ)的测定如下：用草酸对钢板的表层200μm进行化学研磨，以板面作为对象，通过X射线衍射强度法求出残余奥氏体(残余γ)。根据通过Mo-Kα射线测定的(200)α、(211)α、(220)α、(200)γ、(220)γ、(311)γ衍射面峰的积分强度来计算。

原奥氏体晶粒的平均粒径(原γ粒径)的测定如下：将钢板的L截面(与轧制方向平行的垂直截面)研磨后，利用腐蚀原γ晶界的试剂(例如，饱和苦味酸水溶液或向其中添加氯化铁而得到的溶液)腐蚀，在距钢板表面1/4厚度位置处，用光学显微镜以500倍的倍率观察4个视野，在得到的照片中，沿板厚方向、轧制方向按照以实际的长度计10μm以上的间隔分别绘制15条线，数出晶界与线的交点的数量。进而，通过使利用总线长除以交点的数量而得到的值乘以1.13，能够测定原γ粒径(原奥氏体晶粒的平均粒径)。

等效圆直径为500nm以上的析出物的数密度A如下求出：将钢板的L截面(与轧制方向平行的垂直截面)研磨后，在钢板的板厚1/5位置～4/5位置的区域、即从距钢板表面为相对于板厚1/5位置起夹着板厚中央至4/5位置为止的区域中，用SEM连续地拍摄2mm²的区域，从拍摄的SEM照片中测定这样的析出物的个数，由此求出等效圆直径为500nm以上的析出物的数密度A。另外，进行拍摄的倍率为2000倍。另外，在进行各夹杂物粒子的成分分析时，将各夹杂物粒子放大至10000倍，对上述析出物进行分析。在此，等效圆直径为500nm以上的析出物是Fe₂₃(C,B)₆等含有B的析出物，通过利用加速电压为3kV的能量色散型X射线光谱法(EDS)的元素分析考察有无B的峰，有B的峰时，评价为存在上述析出物。

需要说明的是，在钢坯再加热不充分的情况下，含有Nb、Ti的析出物也增加，这些析出物也会对延迟断裂特性带来不良影响。

需要说明的是，等效圆直径是指具有由SEM照片算出的各析出物的面积的正圆的直径。

拉伸强度(TS)：1470MPa以上

耐延迟断裂特性的劣化在钢板的拉伸强度为1470MPa以上时会显著明显化。即使拉伸强度为1470MPa以上，耐延迟断裂特性也良好，这一点是本发明的特征之一。因此，在本发明中，拉伸强度需要为1470MPa以上。从汽车用骨架部件的轻量化的观点出发，优选为1700MPa以上。本发明的钢板的拉伸强度可以为2100MPa以下。

拉伸强度可以如下测定：在卷材宽度1/4位置处以轧制直角方向为长度方向的方式切割出JIS5号拉伸试验片，通过依据JIS Z2241的拉伸试验测定拉伸强度。

以上的本发明的钢板也可以是在表面具有镀层的钢板。镀层可以是Zn镀层，也可以是其它金属的镀层。另外，可以是热镀层、电镀层中的任一种。

接着，对本发明的钢板的制造方法进行说明。

本发明的钢板的制造方法为如下所述的钢板的制造方法，其中，将具有上述成分组成的钢坯以10℃/分钟以下的平均加热速度以钢坯表面温度计从1000℃加热至1250℃以上的加热保持温度，并在该加热保持温度下保持30分钟以上，然后，将900～1000℃时的停留时间设定为20秒以上且150秒以下，在将精轧温度设定为850℃以上的条件下进行热精轧，进行将从精轧温度到650℃的范围内的平均冷却速度设定为40℃/秒以上的冷却，然后，在650℃以下的卷取温度下进行卷取，由此制成热轧钢板，将该热轧钢板以40％以上的压下率进行冷轧，由此制成冷轧钢板，进行如下连续退火：将退火温度设定为830～950℃，将上述冷轧钢板以1.0℃/秒以上的平均加热速度从400℃加热至上述退火温度，在上述退火温度下保持600秒以下，以70℃/秒以上的平均冷却速度从680℃以上的冷却开始温度冷却至260℃以下的冷却停止温度，然后，在150～260℃的保持温度下保持20～1500秒。

热轧

在热轧前的钢坯加热中，通过将从1000℃到1250℃以上的加热保持温度的平均加热速度设定为10℃/分钟以下，能够实现硫化物的固溶促进，能够实现夹杂物的大小、个数减小。Nb、Ti的熔化温度高，因此，通过以钢坯表面温度计将加热保持温度设定为1250℃以上、将保持时间设定为30分钟以上，能够实现Nb、Ti的固溶促进，能够实现析出物的大小、个数减小。上述加热保持温度优选设定为1300℃以上。更优选为1350℃以上。

在此，平均加热速度是指“(钢坯加热完成时的温度(加热保持温度)(℃)-钢坯加热开始时的温度(℃)(1000℃))/从加热开始到加热完成的加热时间(分钟)”。

然后，使钢坯在900～1000℃停留20秒以上且150秒以下。900～1000℃的温度范围内的停留时间的增加使以BN为主体的析出物生成/粗大化。在这些温度范围内生成的析出物难以通过退火加热而固溶，使退火后的固溶B量降低。因此，停留时间超过150秒时，不能得到对抑制延迟断裂有效的固溶B量。因此，停留时间为150秒以下，优选为120秒以下，更优选为100秒以下。另一方面，停留时间小于20秒时，组织有可能变得不均匀。因此，停留时间为20秒以上，优选为30秒以上，更优选为40秒以上。

在热精轧中，为了抑制Nb、Ti、B等的析出，精轧温度(FT)设定为850℃以上。优选精轧温度为930℃以下。

另外，在热精轧后的冷却中，进行将从精轧温度到650℃的范围内的平均冷却速度设定为40℃/秒以上的冷却。平均冷却速度小于40℃/秒时，由于Nb碳氮化物、Ti碳氮化物的粗大化，等效圆直径为1.0μm以上的碳氮化物增加，得不到期望的耐延迟断裂特性。优选平均冷却速度为250℃/秒以下，更优选为200℃/秒以下。

需要说明的是，热轧工序中的平均冷却速度是指“(冷却开始时的温度(精轧温度)(℃)-冷却完成时的温度(℃)(650℃))/从冷却开始到冷却完成的冷却时间(秒)”。

上述冷却至650℃后，根据需要冷却并进行卷取。此时，卷取温度超过650℃时，只进行在微细的奥氏体区域析出的Nb、Ti系析出物的粗大化，因此，粗大的析出物增加，延迟断裂特性降低。因此，卷取温度设定为650℃以下。优选卷取温度为500℃以上。

冷轧

冷轧中，如果将压下率(冷轧率)设定为40％以上，则能够使之后的连续退火中的再结晶行为、织构取向稳定化。小于40％时，退火时的奥氏体晶粒的一部分变得粗大，强度有可能降低。另外，冷轧率优选为80％以下。

连续退火

对于冷轧后的钢板，通过连续退火生产线(CAL)实施退火，并根据需要实施回火处理、平整轧制。

Fe₂₃(C,B)₆在退火加热中的铁素体区域生成、粗大化，因此，为了使Fe₂₃(C,B)₆减少、充分地得到由B带来的晶界强化的效果，使400℃以上时的平均加热速度增加是极其重要的。另外，从将原γ粒径微细化至小于11.0μm的观点出发，也需要增加加热速度。从以上观点出发，400℃以上时的平均加热速度为1.0℃/秒以上。另外，优选400℃以上时的平均加热速度为1.5℃/秒以上，更优选为3.0℃/秒以上。

另外，优选该平均加热速度为10℃/秒以下。

需要说明的是，此处的平均加热速度是指“后述的退火温度(℃)-400(℃))/从400℃到退火温度的加热时间(分钟)”。

为了充分地减少退火后因未固溶而残留的Fe₂₃(C,B)₆等析出物，退火在高温下进行长时间。具体而言，需要将退火温度设定为830℃以上。

另一方面，超过950℃的退火的情况下，原γ粒径变得粗大，得不到目标组织，因此退火温度设定为950℃以下。另外，超过900℃的退火的情况下，BN在晶界析出，有时耐延迟断裂特性劣化，因此更优选为900℃以下。退火温度下的均热时间(保持时间)的长时间化也会使原γ粒径变得过于粗大，因此设定为600秒以下的均热。优选该均热时间为10秒以上。

然后，为了减少铁素体、残余奥氏体、使马氏体的面积率为95％以上，以70℃/秒以上的平均冷却速度从680℃以上的冷却开始温度冷却至260℃以下的冷却停止温度。

在此，平均冷却速度是指“680℃以上的冷却开始温度(℃)-260℃以下的冷却停止温度(℃))/从680℃以上的冷却开始温度到260℃以下的冷却停止温度的冷却时间(秒)”。

冷却开始温度低于680℃时，不能使马氏体的面积率为95％以上。因此，冷却开始温度设定为680℃以上。优选该冷却开始温度为800℃以下。

平均冷却速度小于70℃/秒时，铁素体、贝氏体大量生成，得不到充分的强度。因此，平均冷却速度设定为70℃/秒以上。平均冷却速度优选为700℃/秒以上。

另外，冷却停止温度超过260℃时，存在生成上贝氏体/下贝氏体、残余奥氏体、新鲜马氏体增加的问题。因此，冷却停止温度设定为260℃以下。

分布在马氏体内部的碳化物是在淬火后的低温范围保持中生成的碳化物。为了能够确保优良的耐延迟断裂特性和1470MPa以上的拉伸强度(TS≥1470MPa)，需要适当地控制上述碳化物的生成。

为此，需要在150～260℃的保持温度下将保持时间控制为20～1500秒。

如果为低于该保持温度的下限150℃的低温、或者保持时间为短时间，则相变相内部的碳化物分布密度变得不充分，耐延迟断裂特性劣化。另一方面，在为高于该保持温度的上限260℃的高温时，晶粒内和块状晶界处的碳化物的粗大化变得显著，耐延迟断裂特性有可能劣化。另外，保持时间超过1500秒时，晶粒内和块状晶界处的碳化物的粗大化变得显著，耐延迟断裂特性有可能劣化。因此，在本发明中，在连续退火中在150～260℃的保持温度下保持20～1500秒。

从使表面粗糙度的调整、板形状的平坦化等加压成形性稳定化的观点出发，可以对这样得到的钢板实施表面光轧。这种情况下，表面光轧伸长率优选设定为0.1％以上。另外，表面光轧伸长率优选设定为0.6％以下。这种情况下，表面光轧辊为毛面辊，从形状平坦化的观点出发，优选将钢板的粗糙度Ra调整为0.8μm以上。另外，钢板的粗糙度Ra优选调整为1.8μm以下。

另外，可以对得到的钢板实施镀覆处理。即，可以在连续退火之后对钢板表面实施镀覆处理。通过实施镀覆处理，可以得到在表面具有镀层的钢板。

以上，根据本发明，使高强度冷轧钢板的耐延迟断裂特性大幅提高，有助于应用高强度钢板所带来的部件强度的提高、轻量化。本发明的钢板优选板厚设定为0.5mm以上。另外，板厚优选设定为2.0mm以下。

接着，对本发明的构件及其制造方法进行说明。

本发明的构件是对本发明的钢板实施成形加工、接合加工中的至少一者而成的构件。另外，本发明的构件的制造方法包括对本发明的钢板实施成形加工、接合加工中的至少一者而制成构件的工序。

本发明的钢板的拉伸强度为1470MPa以上，具有优良的耐延迟断裂特性。因此，使用本发明的钢板得到的构件也是高强度的，与以往的高强度构件相比耐延迟断裂特性优良。另外，如果使用本发明的构件，能够实现轻量化。因此，本发明的构件例如能够适合用于车身骨架部件。

成形加工可以没有限制地使用加压加工等一般的加工方法。另外，接合加工可以没有限制地使用点焊、电弧焊等一般的焊接、铆钉接合、铆接接合等。

实施例

以下，对本发明的实施例进行说明。

将表1所示的成分组成的钢熔炼后，铸造成钢坯。

对该钢坯实施表2所示的热处理和轧制，得到板厚为1.4mm的钢板。

具体而言，将具有各成分组成的钢坯以6℃/分钟的平均加热速度加热至以钢坯表面温度计表2所示的加热保持温度，保持表2所示的加热保持时间。然后，使钢坯停留表2所示的900～1000℃时的停留时间，进行将精轧温度设定为870℃的热精轧，进行将从精轧温度到650℃的范围内的平均冷却速度设定为50℃/秒的冷却。

然后，进行冷却并在550℃的卷取温度下进行卷取，由此制成热轧钢板，将该热轧钢板以50％的压下率(冷轧压下率)进行冷轧，由此制成冷轧钢板。

然后，将冷轧钢板以表2所示的平均加热速度从400℃加热至表2所示的退火温度，在上述退火温度下均热表2所示的均热时间。

然后，以表2所示的平均冷却速度从表2所示的冷却开始温度冷却至表2所示的冷却停止温度，根据需要进行再加热，然后，在表2所示的保持温度下保持表2所示的保持时间，由此进行连续退火。

另外，关于No.13，针对得到的钢板实施电镀，得到形成有Zn镀层的钢板。

/>

针对得到的钢板，通过上述方法进行金属组织的定量化，进而进行拉伸试验、耐延迟断裂特性评价试验。

具体而言，组织的测定方法如下进行。

马氏体、贝氏体、铁素体的面积率如下测定：将钢板的L截面(与轧制方向平行的垂直截面)研磨后，用硝酸乙醇溶液腐蚀，在距钢板表面1/4厚度位置处，用SEM以2000倍的倍率观察4个视野，对拍摄的组织照片进行图像分析，测定马氏体、贝氏体、铁素体的面积率。在此，马氏体、贝氏体是指在SEM中呈灰色或白色的组织。在此，贝氏体具有以下特征。即，长径比为2.5以上且呈板状的形态，是与马氏体相比略显黑色的组织。上述板的宽度为0.3～1.7μm。贝氏体内部的直径为10～200nm的碳化物的分布密度为0～3个/μm²。另一方面，铁素体是在SEM中呈黑色的对比度的区域。需要说明的是，在马氏体、贝氏体的内部含有微量的碳化物、氮化物、硫化物、氧化物，但难以将它们排除，因此将包含它们的区域的面积率作为其面积率。

原奥氏体晶粒的平均粒径(原γ粒径)的测定如下：将钢板的L截面(与轧制方向平行的垂直截面)研磨后，利用腐蚀原γ晶界的试剂(例如，饱和苦味酸水溶液或向其中添加氯化铁而得到的溶液)腐蚀，在距钢板表面1/4厚度位置处，用光学显微镜以500倍的倍率观察4个视野，在得到的照片中，沿板厚方向、轧制方向按照以实际的长度计10μm以上的间隔分别绘制15条线，数出晶界与线的交点的数量。通过使利用总线长除以交点的数量而得到的值乘以1.13，求出原γ粒径。

拉伸试验如下：在卷材宽度1/4位置处，以轧制直角方向为长度方向的方式切割出JIS5号拉伸试验片，实施拉伸试验(依据JIS Z2241)来评价YP、TS、El。

耐延迟断裂特性的评价如下进行。

从得到的钢板(卷材)的宽度方向上卷材宽度的1/4位置裁取轧制直角方向为100mm、轧制方向为30mm的条形试验片来实施。长度为100mm的长边侧的端面的切割设定为剪切加工，在剪切加工的状态下(不实施除去毛刺的机械加工)，以毛刺为弯曲外周侧的方式实施弯曲加工，维持该弯曲成形时的试验片形状，利用螺栓固定试验片。剪切加工的间隙设定为13％，前角设定为1°。弯曲加工中，前端弯曲半径为10mm，并且弯曲顶点内侧的角度设定为90度(V弯曲)。冲头使用前端半径与上述前端弯曲半径R相同且为U字形(前端R部分为半圆形状且冲头主体部的厚度为2R)的冲头，冲模使用角部R为30mm的冲模。调整冲头按压钢板的深度，以前端的弯曲角度(弯曲顶点内侧的角度)为90度(V字形)的方式进行成形。以弯曲成形时的直片部的凸缘端部彼此的距离为与弯曲成形时相同的距离的方式(以消除由回弹引起的直片部的开口的方式)，利用液压千斤顶夹着试验片进行紧固，在这样的状态下进行螺栓紧固。螺栓通过预先设置于距条形试验片的短边边缘10mm内侧的椭圆形(短轴10mm、长轴15mm)的孔而固定。将得到的螺栓紧固后的试验片浸渍在将0.1质量％的硫氰酸铵水溶液与McIlvaine缓冲液以1：1混合并将pH调整为8.0的溶液中，实施耐延迟断裂特性评价试验。此时，溶液的温度设定为20℃，试验片的每1cm³表面积的液量设定为20ml。经过24小时后确认有无能够通过目视确认的级别(长度1mm以上)的龟裂，未观察到龟裂的情况判断为耐延迟断裂特性优良。

表3中示出所得到的钢板的组织、特性。

[表3]

(*1)余量面积率：贝氏体、铁素体和残余奥氏体的合计面积率

(*2)原γ粒径：原奥氏体晶粒的平均粒径

(*3)A：等效员直径为500nm以上的析出物的数密度

(*4)[B]：B含量(质量％)

本发明的范围内的钢板为高强度、并且耐延迟断裂特性优良。

另一方面，No.14(钢N)的C含量小于本发明规定值的下限，TS不足。

No.15(钢O)的C含量超过本发明规定值的上限，未得到充分的耐延迟断裂特性。

No.16(钢P)的P含量超过本发明规定值的上限，未得到充分的耐延迟断裂特性。

No.17(钢Q)的S含量超过本发明规定值的上限，未得到充分的耐延迟断裂特性。

No.18(钢R)的sοl.Al含量超过本发明规定值的上限，未得到充分的耐延迟断裂特性。

No.19(钢S)的N含量超过本发明规定值的上限，未得到充分的耐延迟断裂特性。

No.20(钢T)的Nb、Ti含量小于本发明规定值的下限，原γ粒径大，未得到充分的耐延迟断裂特性。

No.21(钢U)的Nb、Ti含量超过本发明规定值的上限，未得到充分的耐延迟断裂特性。

No.22(钢V)的B含量超过本发明规定值的上限，粗大的析出物多，未得到充分的耐延迟断裂特性。

No.23(钢W)的B含量小于本发明规定值的下限，未得到充分的耐延迟断裂特性。

No.24(钢A)的加热温度(钢坯表面温度(SRT))低于本发明规定值的下限，原γ粒径大，析出物的数密度A过量，未得到充分的耐延迟断裂特性。

No.25(钢A)的钢坯加热保持时间小于本发明规定值的下限，原γ粒径大，析出物的数密度A过量，未得到充分的耐延迟断裂特性。

No.26(钢A)的900～1000℃时的停留时间超过本发明规定值的上限，析出物的数密度A过量，未得到充分的耐延迟断裂特性。

No.27(钢A)的退火时的平均加热速度小于本发明规定值的下限，原γ粒径大，析出物的数密度A过量，未得到充分的耐延迟断裂特性。

No.28(钢A)的退火时的均热时间超过本发明规定值的上限，原γ粒径大，未得到充分的耐延迟断裂特性。

No.29(钢A)的退火时的冷却开始温度低于本发明规定值的下限，马氏体的生成不充分，未得到充分的耐延迟断裂特性。

No.30(钢A)的退火时的平均冷却速度小于本发明规定值的下限，马氏体的生成不充分，未得到充分的耐延迟断裂特性。

另外，可知：由于本发明例的钢板为高强度、并且具有优良的耐延迟断裂特性，因此，使用本发明例的钢板实施成形加工得到的构件、实施接合加工得到的构件与本发明例的钢板同样为高强度、并且具有优良的耐延迟断裂特性。

Claims

1.一种钢板，其具有以质量％计含有C：0.15％以上且0.45％以下、Si：1.5％以下、Mn：1.7％以下、P：0.03％以下、S：小于0.0020％、sol.Al：0.20％以下、N：0.005％以下、B：0.0015％以上且0.0100％以下、Nb和Ti中的一种以上：合计为0.005％以上且0.080％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，

并且具有马氏体相对于组织整体的面积率为95％以上且100％以下的组织，

原奥氏体晶粒的平均粒径小于11.0μm，

等效圆直径为500nm以上的析出物的数密度A满足下述式(1)，

A(个/mm²)≤8.5×10⁵×[B]…式(1)

在此，[B]表示B的含量(质量％)。

2.根据权利要求1所述的钢板，其中，作为所述成分组成，以质量％计还含有选自Cu：1.0％以下和Ni：1.0％以下中的一种或两种。

3.根据权利要求1或2所述的钢板，其中，作为所述成分组成，以质量％计还含有选自Cr：1.0％以下、Mo：小于0.3％、V：0.5％以下、Zr：0.2％以下和W：0.2％以下中的一种或两种以上。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的钢板，其中，作为所述成分组成，以质量％计还含有选自Ca：0.0030％以下、Ce：0.0030％以下、La：0.0030％以下、REM(不包括Ce、La)：0.0030％以下和Mg：0.0030％以下中的一种或两种以上。

5.根据权利要求1～4中任一项所述的钢板，其中，作为所述成分组成，以质量％计还含有选自Sb：0.1％以下和Sn：0.1％以下中的一种或两种。

6.根据权利要求1～5中任一项所述的钢板，其中，在钢板表面具有镀层。

7.一种构件，其是使用权利要求1～6中任一项所述的钢板而成的构件。

8.一种钢板的制造方法，其中，

将具有权利要求1～5中任一项所述的成分组成的钢坯以10℃/分钟以下的平均加热速度以钢坯表面温度计从1000℃加热至1250℃以上的加热保持温度，并在所述加热保持温度下保持30分钟以上，然后，

进行将从所述精轧温度到650℃的范围内的平均冷却速度设定为40℃/秒以上的冷却，

进行如下连续退火：

将退火温度设定为830～950℃，将所述冷轧钢板以1.0℃/秒以上的平均加热速度从400℃加热至所述退火温度，

在所述退火温度下保持600秒以下，

然后，在150～260℃的保持温度下保持20～1500秒。

9.根据权利要求8所述的钢板的制造方法，其中，在所述连续退火之后对钢板表面进行镀覆处理。

10.一种构件的制造方法，其包括对权利要求1～6中任一项所述的钢板实施成形加工、接合加工中的至少一者而制成构件的工序。