CN116507747A - 钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

该钢板具有预定的化学组成，在金属组织中，铁素体、贝氏体、珠光体的体积率合计为0％以上、50％以下，残留奥氏体的体积率为3％以上、20％以下，剩余部分为初生马氏体及回火马氏体，长宽比为3.0以上的残留奥氏体以面积率计占全部所述残留奥氏体中的80％以上，具有从所述钢板的表面起的厚度为4.0μm以上的内部氧化层、以及从所述钢板的所述表面起的厚度为10μm以上100μm以下的脱碳层，所述钢板中含有的扩散性氢量以质量基准计为1.00ppm以下。

Description

钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及钢板及其制造方法。

本願基于在2021年01月07日在日本申请的特愿2021－001682号主张优先权，将其内容援引于此。

背景技术

为了使汽车轻量化来燃料经济性，减少二氧化碳气体的排出量，并且确保搭乗者的安全性，将高强度钢板用作汽车用钢板。近年来，为了充分地确保车身及零件的耐腐蚀性，作为汽车用钢板，除了高强度热浸镀锌钢板之外，还使用高强度合金化热浸镀锌钢板(例如，参照专利文献1)。

另外，在用于汽车用零件的高强度钢板中，不仅要求强度，例如还要求均匀拉伸等零件成形所必要的特性(成形性)。强度与成形性处于折中的关系，但是，作为兼顾两者的手段，已知利用了残留奥氏体的相变诱发塑性的高强度钢板的TRIP(TransformationInduced Plasticity：相变诱发塑性)钢板。

但是，为了组装车身及/或零件，当对镀锌钢板(热浸镀锌钢板、电镀锌钢板或合金化热浸镀锌钢板)彼此进行点焊、将冷轧钢板和镀锌钢板进行点焊时，在点焊部，有时会发生被称为熔融金属脆化(Liquid Metal Embrittlement：LME)裂纹的裂纹。LME裂纹是由于以下原因而产生的裂纹：在点焊时发生的热量使得锌镀层的锌熔融，熔融锌侵入到焊接部的钢板组织的晶界，在该状态下作用拉伸应力。关于LME裂纹，即使一方为未实施镀锌的冷轧钢板，而只要另一方为镀锌钢板，则在进行点焊时，由于镀锌钢板中熔融的锌与冷轧钢板接触，从而有时会发生LME裂纹。

另外，LME裂纹尤其是在将高强度TRIP钢板(相变诱发塑性钢板)进行了点焊时显著地发生。所谓高强度TRIP钢板，是指如下的钢板：与通常的高强度钢板相比，C、Si、Mn浓度更高，含有残留奥氏体，由此，具有优异的能量吸收能力及冲压成形性。

另外，在抗拉强度超过980MPa那样的超高强度钢板的情况下，不仅需要解决成形性，还需要解决钢板的氢脆化裂纹的问题。所谓氢脆化裂纹是一项的现象：在使用状况下作用有高应力的钢构件由于从环境侵入到钢中的氢而突然破坏。该现象也根据破坏的发生形态而被称为延迟破坏。通常，已知钢板的抗拉强度越是上升，则钢板的氢脆化裂纹越容易发生。认为其原因在于，钢板的抗拉强度越高，在零件成形后残留在钢板中的应力越增大。将针对该氢脆化裂纹(延迟破坏)的感受性称为耐氢脆化特性。在汽车用钢板的情况下，氢脆化裂纹尤其容易在带来较大的塑性应变的弯曲加工部中发生。因此，在将高强度钢板用于汽车构件的情况下，不仅要求拉伸、弯曲性、扩孔性等成形性，还要求弯曲加工部的耐氢脆化特性的提高。车身所使用的高强度钢板容易因钢中氢而脆化，在弯曲变形等施加了应力的状态下，容易在低应力下发生裂纹或断裂。

对于这样的问题，例如在专利文献2中公开了一种、延展性及扩孔性优异、化学转化处理性、镀层密合性优异、疲劳特性及弯曲加工部的耐氢脆化特性良好的高强度钢板。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：国际公开第2018/043453号

专利文献2：国际公开第2019/187060号

发明内容

发明要解决的技术问题

但是，在汽车中，在零件的成形时，进行冲裁加工。本发明人研究的结果，探明了：专利文献2的高强度钢板尽管在弯曲加工部的耐氢脆化特性上优异，但是，在进行了冲裁加工的情况下，担心在冲裁端面中产生氢脆化，有的情况下难以应对近年来的更高的碰撞特性的要求。

如上所述，以往，并未公开具有高强度并且成形性、耐碰撞特性(尤其是冲裁加工部的耐碰撞特性)、及点焊时的耐LME性优异的钢板。

简要以上情况下，本发明的目的在于提供一种具有高强度并且成形性(尤其是均匀拉伸)、耐碰撞特性(尤其是冲裁加工部)、及点焊时的耐LME性优异的钢板及其制造方法。

用于解决技术问题的技术手段

本发明基于上述认识而完成，其主旨如下。

[1]本发明的一个方案的钢板，化学组成以质量％计含有C：0.10～0.40％、Si：0.10～1.20％、Al：0.30～1.50％、Mn：1.0～4.0％、P：0.0200％以下、S：0.0200％以下、N：0.0200％以下、O：0.0200％以下、Ni：0～1.00％、Mo：0～0.50％、Cr：0～2.00％、Ti：0～0.100％、B：0～0.0100％、Nb：0～0.10％、V：0～0.50％、Cu：0～0.50％、W：0～0.10％、Ta：0～0.100％、Co：0～0.50％、Mg：0～0.050％、Ca：0～0.0500％、Y：0～0.050％、Zr：0～0.050％、La：0～0.0500％、Ce：0～0.050％、Sn：0～0.05％、Sb：0～0.050％、As：0～0.050％，剩余部分为Fe及杂质，在金属组织中，铁素体、贝氏体、珠光体的体积率合计为0％以上、50％以下，残留奥氏体的体积率为3％以上、20％以下，剩余部分为初生马氏体及回火马氏体的1种或2种，长宽比为3.0以上的残留奥氏体以面积率计占全部所述残留奥氏体中的80％以上，具有从所述钢板的表面起的厚度为4.0μm以上的内部氧化层、以及从所述钢板的所述表面起的厚度为10μm以上100μm以下的脱碳层，所述钢板中含有的扩散性氢量以质量基准计为1.00ppm以下。

[2]在所述[1]所述的钢板中，也可以在所述表面具有热浸镀锌层。

[3]在所述[1]所述的钢板中，也可以在所述表面具有合金化热浸镀锌层。

[4]本发明的另一方案的钢板的制造方法具有以下工序：热轧工序，对具有[1]所述的所述化学组成的板坯进行热轧，制成热轧钢板；卷取工序，将所述热轧钢板以5℃/s以上的冷却速度进行冷却，并在400℃以下卷取；冷轧工序，将所述卷取工序后的所述热轧钢板进行酸洗后，以0.5％以上20.0％以下的压下率进行冷轧而制成冷轧钢板；氢量减少工序，将所述冷轧钢板在大气中放置1小时以上其下述式(1)所示的t小时以上的时间；以及退火工序，对所述氢量减少工序后的所述冷轧钢板进行退火，在所述退火工序中，对于所述冷轧钢板，在150～400℃下向钢板赋予弯曲恢复，将所述冷轧钢板在露点为－20℃～20℃的、含有0.1～30.0体积％的氢且剩余部分为氮及杂质的环境下加热，将所述加热后的所述冷轧钢板以Ac1～Ac3℃的保持温度保持1秒以上1000秒以下，将所述保持后的所述冷轧钢板以平均冷却速度4℃/s以上冷却至100～340℃，将所述冷却后的所述冷轧钢板再加热，并以350℃以上480℃以下保持80秒以上。

t＝－2.4×T+96 (1)

其中，T为放置时的平均气温(℃)。

[5]在所述[4]所述的钢板的制造方法中，也可以进一步具有热浸镀锌工序，在该热浸镀锌工序中，将所述退火工序后的所述冷轧钢板控制到(锌镀浴温度－40)℃～(锌镀浴温度+50)℃的温度域之后，浸渍到热浸镀锌浴中，由此，在所述冷轧钢板的表面形成热浸镀锌。

[6]在所述[5]所述的钢板的制造方法中，也可以进一步具有合金化工序，在该合金化工序中，将所述热浸镀锌钢板加热到300～500℃的温度域从而对镀层进行合金化。

发明效果

根据本发明的上述方案，能够提供具有较高的强度，并且成形性、耐碰撞特性、点焊时的耐LME性优异的钢板及其制造方法。

附图说明

图1是说明评价耐熔融金属脆化裂纹性(耐LME性)的试验方法的图。

具体实施方式

以下，说明本发明的一实施方式的钢板(本实施方式的钢板)及其制造方法。

本实施方式的钢板具有后述的预定的化学组成，

在金属组织中，

铁素体、贝氏体、珠光体的体积率合计为0％以上、50％以下，

残留奥氏体的体积率为3％以上、20％以下，

剩余部分为初生马氏体及回火马氏体的1种或2种，

长宽比为3.0以上的残留奥氏体以面积率计占全部所述残留奥氏体中的80％以上，

具有从所述钢板的表面起的厚度为4.0μm以上的内部氧化层、以及从所述钢板的所述表面起的厚度为10μm以上100μm以下的脱碳层，

所述钢板中含有的扩散性氢量以质量基准计为1.00ppm以下。

＜金属组织＞

首先，说明本实施方式的钢板的金属组织(显微组织)。以下，组织分率以体积率来表示，因此，组织分率的单位“％”只要没有特别说明，就表示体积％。通过图像处理来确定组织分率时，将面积率视为体积率。本实施方式的钢板的金属组织只要没有特别说明，则表示板厚1/4部(距表面在板厚方向上为板厚的1/4的深度位置)处的金属组织。规定板厚1/4部的金属组织的理由在于，有的情况下，在板厚方向上，在表面附近及板厚中心附近，分别由于脱碳及Mn偏析而使钢板的显微组织(构成要素)与其他部分大不相同，板厚1/4部的金属组织是钢板的代表性的组织。

[铁素体、贝氏体及珠光体：合计为0～50％]

铁素体是软质的组织，因此容易变形，是有助于拉伸率的提高的组织。但是，为了获得期望的高强度，需要限制铁素体的体积率。

贝氏体是通过在退火后在350℃以上、450℃以下保持一定时间而得到的组织。贝氏体相对于马氏体而言为软质，因此，是有助于拉伸率的提高的组织。但是，为了获得期望的高强度，需要与铁素体同样地限制体积率。

珠光体是包含硬质的铁碳化物并在扩孔时成为气孔的发生的起点的组织。

基于上述的理由，在本实施方式的钢板中，铁素体、贝氏体及珠光体的体积率合计设为50％以下。为了提高强度，铁素体、贝氏体及珠光体的合计体积率也可以合计设为40％以下。为了获得本实施方式的效果，铁素体、贝氏体及珠光体并非必须，其下限为0％。

[残留奥氏体：3～20％]

残留奥氏体是基于TRIP效果有助于提高拉伸率(尤其是均匀拉伸)的组织。为了获得该效果，残留奥氏体的体积率设为3％以上。残留奥氏体的体积率优选为5％以上，更优选为7％以上。

另一方面，当残留奥氏体的体积率过剩，则残留奥氏体的粒径变大。这样的粒径较大的残留奥氏体在变形后成为粗大且硬质的马氏体。在此情况下，容易成为裂纹的起点，扩孔性会劣化，因此不是优选。因此，残留奥氏体的体积率设为20％以下。残留奥氏体的体积率优选为18％以下，更优选为16％以下。

另外，在本实施方式的钢板中，如下所述，通过不仅控制残留奥氏体的体积率，还控制残留奥氏体的长宽比，从而提高了残留奥氏体的稳定性。由于残留奥氏体的稳定性较高，所以能够抑制向硬质相的初生马氏体相的加工引发相变，因此，均匀拉伸率会提高。

[剩余部分：初生马氏体及/或回火马氏体]

上述的铁素体、贝氏体、珠光体、残留奥氏体以外的剩余部分为初生马氏体及回火马氏体的1种或2种。

初生马氏体是位错密度高且硬质的组织，是有助于抗拉强度的提高的组织。

回火马氏体与初生马氏体同样地是板条状的晶粒的集合，是有助于抗拉强度的提高的组织。另一方面，回火马氏体与初生马氏体不同，是通过回火而在内部包含微细的铁系碳化物的硬质的组织。

回火马氏体通过对初生马氏体以热处理等进行回火而获得，该初生马氏体通过退火后的冷却等而生成。

如果考虑铁素体、贝氏体、珠光体、残留奥氏体的体积率，则初生马氏体与回火马氏体的合计体积率为30～97％。

说明金属组织中的铁素体、贝氏体、珠光体、残留奥氏体、初生马氏体及回火马氏体的确定及体积率的计算。

残留奥氏体的体积率能够使用X线测定衍射强度来计算。

在使用X线的测定中，通过机械研磨及化学研磨将从钢板切出的试样的从表面至板厚的1/4深度位置为止除去，在研磨面(1/4深度位置)处，使用MoKα线，进行X线衍射，根据bcc相的(200)、(211)、及fcc相的(200)、(220)、(311)的衍射峰的积分强度比，计算残留奥氏体的组织分率。作为一般的计算方法，利用5峰法。

初生马氏体的体积率按以下的顺序来求得。

以与钢板的轧制方向平行的板厚截面成为观察面的方式提取试样。将试样的观察面用Lepera液进行蚀刻，关于以距表面为板厚的1/4深度位置为中心的从表面至板厚的1/8～3/8的范围内的100μm×100μm的区域，使用电场放射型扫描电子显微镜(FE－SEM)，以3000倍的倍率观察，根据得到的二次电子像来决定。在Lepera腐蚀中，由于初生马氏体及残留奥氏体不会被腐蚀，所以未被腐蚀的区域的面积率是初生马氏体及残留奥氏体的合计面积率。将该未被腐蚀的区域的面积率视为初生马氏体及残留奥氏体的合计面积率，通过从该合计面积率减去上述的以X线测定的残留奥氏体的体积率，从而计算初生马氏体的体积率。

铁素体、贝氏体、珠光体、回火马氏体的体积率能够通过FE－SEM来观察，根据得到的二次电子像来决定。观察面设为与钢板的轧制方向平行的板厚截面。对观察面进行研磨及硝酸乙醇蚀刻，对观察面中的以距表面为板厚的1/4深度的位置为中心的从表面至板厚的1/8～3/8的范围内的100μm×100μm的区域以3000倍的倍率进行观察。通过在上述的Lepera腐蚀中观察的区域的周围残留多个压痕，从而能够确认与在Lepera腐蚀中观察到的区域相同的区域。

在观察中，铁素体的晶界的内侧以均匀的对比度进行拍摄。贝氏体是板条状的晶粒的集合，在内部不含有长径20nm以上的铁系碳化物，或者，在内部含有长径20nm以上的铁系碳化物，该碳化物为单一的变型，即，属于在同一方向伸长的铁系碳化物群。在此，所谓在同一方向上伸长的铁系碳化物群，是指铁系碳化物群的伸长方向的差异为5°以内。回火马氏体是板条状的晶粒的集合，在内部包含长径20nm以上的铁系碳化物，但是，组织内的渗碳体具有多个变型。另外，渗碳体呈薄片状析出的区域为珠光体。基于这些差异来确定各组织，通过图像处理来计算面积率。而且，在本实施方式中，如上所述，将通过图像处理计算面积率得到的值视为体积率。

[长宽比为3.0以上的残留奥氏体的比例：全部残留奥氏体中的80面积％以上]

残留奥氏体通过被针状化，从而受到应变时的稳定性会提高。具体而言，残留奥氏体从晶界起阶段性地相变为马氏体，伴随该相变而产生应变。当相变进展时，在晶界附近产生的位错穿过晶粒内而向相反侧的晶界移动，位错被蓄积。在残留奥氏体为针状的情况下，从产生位错的晶界附近到蓄积位错的晶界为止的距离较近。因此，在蓄积的位错与新产生的位错之间产生斥力，因马氏体相变而产生的应变不被容许。由于在以上的机理下马氏体相变受阻碍，所以残留奥氏体的稳定性会提高。

在本实施方式的钢板中，用后述的方法使残留奥氏体成为针状，但是，不进行形状的控制而生成的残留奥氏体不会成为针状组织，在各个残留奥氏体中稳定性存在偏差，因此，均匀拉伸率会恶化。

进一步，在奥氏体内部容易残存氢，但是，针状化的奥氏体相比于块状奥氏体，表面积更大，因此，在下述的保持过程中，奥氏体内部的氢扩散得到促进。由此，能够减少钢板中的扩散性氢量。

在本实施方式中，将“长宽比为3.0以上的残留奥氏体”定义为“针状化的残留奥氏体”。通过长宽比为3.0以上的残留奥氏体为全部残留奥氏体中的80％以上，从而均匀拉伸率会提高，并且，耐氢脆化特性会提高。长宽比为3.0以上的残留奥氏体优选为全部残留奥氏体中的83％以上，更优选为85％以上。长宽比为3.0以上的残留奥氏体在全部残留奥氏体占据的比例的上限没有特别限定，理想地为100％。在此所说的“比例”如后所述是面积率。

规定面积率的残留奥氏体的长宽比的上限没有限定，但是，在长宽比高的情况下，残留γ发生了相变时成为气孔的发生起点，均匀拉伸率有可能降低。因此，优选长宽比为3.0～8.0的残留奥氏体的比例为80％以上。

长宽比为3.0以上的残留奥氏体在全部残留奥氏体中占据的面积比例通过使用了FE－SEM的EBSD分析法来进行。

具体而言，提取以与钢板的轧制方向平行的板厚截面为观察面的试样，在对试样的观察面进行了研磨后，通过电解研磨来除去应变影响层，对于以距表面为板厚的1/4深度位置为中心的从表面至板厚的1/8～3/8的范围内的100μm×100μm的区域，将测定步长设为0.05μm，进行EBSD分析。测定的倍率选择1000～9000倍中的任意的倍率，例如也可以设为与上述的SEM－反射电子像的观察相同的3000倍。根据测定后的数据制作残留奥氏体映射图，提取长宽比为3.0以上的残留奥氏体并求出面积率(长宽比为3.0以上的残留奥氏体的面积/全部残留奥氏体的面积)。

[内部氧化层厚度：从表面起4.0μm以上]

本实施方式的钢板具有从表面起的厚度为4.0μm以上的内部氧化层(从表面至至少4.0μm的深度为止，形成有内部氧化层)。所谓内部氧化层，是指晶界的至少一部分被Si、Mn等易氧化性元素的氧化物覆盖的层。通过晶界被氧化物覆盖，从而能够在焊接时抑制熔融金属向晶界的侵入，并且，抑制焊接中的LME裂纹。当内部氧化层的厚度小于4.0μm时，无法充分获得上述效果。因此，将内部氧化层的厚度设为4.0μm以上。

另一方面，当内部氧化层的厚度过厚时，均匀拉伸率会降低。因此，内部氧化层的上限优选设为15.0μm以下。

其中，在镀覆钢板的情况下，所谓表面是指母材钢板的表面(镀层与母材钢板的界面)。

内部氧化层的厚度按以下的方法求得。

在将钢板的板厚(在镀覆钢板的情况为母材钢板的板厚)设为t时，以距表面在板厚方向上为t/2的位置为板厚中心C。将钢板的与轧制方向平行的板厚截面作为测定面，将钢板的表面作为原点，从表面向板厚中心C跨过120μm的距离地，利用高频辉光放电发光分析装置(GDS)来连续地测定Mn的浓度分布。通过内部氧化层的形成，导致氧化物周边的固溶Mn缺乏，Mn浓度会降低，因此，Mn浓度在内部氧化层中较低，并从内部氧化层朝向板厚内部不断地增加，从某处其变成恒定的浓度。因此，将该变得恒定的位置的浓度作为钢板内部的代表浓度。在Mn浓度从内部氧化层朝向板厚内部不断增加时，将Mn浓度达到钢板内部的代表浓度的90％的位置设为X1，将从表面至X1为止的距离定义为内部氧化层的厚度。

在用高频辉光放电分析法进行分析的情况下，能够使用公知的高频GDS分析法。具体而言，使用将钢板的表面置于Ar环境中，在施加电压使辉光等离子体产生的状态下，一边对钢板表面进行溅射一边在深度方向上进行分析的方法。然后，根据在辉光等离子体中原子被激发而发出的元素特有的发光光谱波长，来确定材料(钢板)中含有的元素，根据确定出的元素的发光强度来估算材料中含有的元素的量。深度方向的数据能够根据溅射时间来估算。具体而言，通过预先使用标准样本来求得溅射时间与溅射深度的关系，从而能够将溅射时间转换成溅射深度。因此，将从溅射时间转换出的溅射深度定义为从材料的表面起的深度。在高频GDS分析中，能够使用市售的分析装置。

[脱碳层厚度：从表面起10μm以上100μm以下]

为了改善加工后的弯曲性，使钢板的表层软质化是重要的要件之一。作为使钢板的表层软质化的手段，可以想到在钢板的表层设置脱碳层。

另外，通过在钢板的表层存在脱碳层，从而弯曲后的耐氢脆化特性优异。通过存在脱碳层从而弯曲后的耐氢脆化特性优异详细的机理虽不明确，但是认为是，通过脱碳使表层的组织中的残留奥氏体量减少，从而在弯曲加工时进行加工引发相变而生成的初生马氏体量会减少，耐氢脆化特性提高。

在本实施方式的钢板中，为了获得上述效果，具有从钢板的表面起的厚度为10μm以上的脱碳层(从表面到至少10μm的深度为止，形成有脱碳层)。脱碳层的厚度如果小于10μm，则无法充分获得上述效果。另一方面，当脱碳层的厚度超过100μm时，强度会不足。因此，脱碳层的厚度设为100μm以下。

脱碳层的厚度用以下的方法求出。

在本实施方式的钢板中，将比平均硬度相对于钢板内部的平均硬度为80％以下的最深的位置更靠钢板的表面侧的区域(镀层除外)定义为脱碳层。在本实施方式中，钢板内部的平均硬度及钢板的厚度方向的各位置处的平均硬度按以下的方式求出。

将钢板的与轧制方向平行的板厚截面作为观察面而提取试样，掩膜观察面并剖光为镜面，进一步为了除去表层的加工层而使用胶体二氧化硅进行化学研磨。对于得到的试样的观察面，使用微小硬度计，以距表面(在镀覆钢板的情况下为母材钢板与镀层的界面)5μm的深度为起点，从表面到板厚的1/8厚度的位置为止，在钢板的厚度方向上以10μm节距，压入顶角136°的四棱锥形状的维氏压头。此时，压入载荷设定为彼此的维氏压痕不会干扰。例如，压入载荷20gf。然后，使用光学显微镜或扫描电子显微镜等，测定压痕的对角线长度，转换为维氏硬度(Hv)。

接下来，将测定位置在轧制方向移动10μm以上，将起点设为距表面10μm的深度位置，到板厚1/8厚度的位置为止，进行同样的测定。接下来，再将测定位置在轧制方向上移动10μm以上，以距表面5μm的深度的位置为起点，从表面到板厚的1/8厚度的位置为止，进行同样的测定。接下来，将测定位置在轧制方向上移动10μm以上，将起点设为距最表层10μm深度位置，到板厚1/8厚度的位置为止，进行同样的测定。通过充分上述操作，对于各深度位置，测定各5点的维氏硬度。这样，事实上，得到在深度方向上5μm节距的硬度测定数据。没有将测定间隔单纯地设为5μm节距的原因在于，避免压痕彼此的干扰。将相同深度位置的5点的平均值作为该厚度位置处的硬度。通过对各数据间以直线进行插补，从而获得深度方向的硬度曲线。

另外，关于以同观察面的1/4厚度位置为中心的1/8厚～3/8厚的范围，使用与上述相同的要领使用微小硬度测定装置测定至少5点的硬度，将对值取平均而得到的值作为钢板内部的平均硬度。

对于如上所述求出的钢板内部的平均硬度，将比平均硬度成为80％以下的最深的位置更靠钢板的表面侧的区域作为脱碳层。

在本实施方式的钢板中，在从表面起在板厚方向上厚度10～100μm的区域中，存在如上所述定义的脱碳层。换言之，在钢板的表层部，存在硬度为钢板内部的平均硬度的80％以下的脱碳层，该脱碳层的厚度为10～100μm。

[钢板中含有的扩散性氢量：1.00ppm以下]

钢板中的扩散性氢量越少，耐碰撞特性越优异。在本实施方式的钢板中，为了使得即使为高强度，耐碰撞特性也优异，而将钢板中的扩散性氢量设为以质量基准计1.00ppm以下。在扩散性氢量超过1.00ppm时，耐碰撞特性会降低。扩散性氢量优选为0.80ppm以下。

所谓耐氢脆化特性，有时也以极限扩散性氢量来评价，但是，在本实施方式的钢板中，从使制造时的氢量减少的观点出发，控制了钢板中的扩散性氢量。

钢板中的扩散性氢量以基于气相色谱的升温氢分析法(升温速度：100℃/小时、测定到300℃为止)来测定，将从室温到200℃为止从钢材放出的氢量作为扩散性氢量。

接下来，说明本实施方式的钢板的化学组成的限定理由。以下，成分组成所涉及的％表示质量％。

＜化学组成＞

C：0.10～0.40％

C是确保预定量的马氏体(初生马氏体及回火马氏体)而使钢板的强度提高的元素。当C含量为0.10％以上时，能够获得预定量的马氏体，能够确保期望的抗拉强度。C含量优选为0.12％以上。

另一方面，当C含有超过0.40％时，焊接性或耐LME性会劣化，并且，扩孔性会劣化。另外，耐氢脆性也会劣化。因此，C含量设为0.40％以下。C含量优选为0.35％以下。

Si：0.10％～1.20％

Si是为了通过固溶强化而使钢板的强度提高而有用的元素。另外，Si抑制渗碳体的生成，因此，促进C向奥氏体中的浓化，是为了在退火后使残留奥氏体生成而有效的元素。另外，Si具有在后述的退火工序中在γ晶界上使碳(C)偏析的效果。当Si含量小于0.10％时，难以获得上述作用带来的效果，无法获得充分的均匀拉伸率，并且，耐氢脆性会劣化，因此不优选。因此，Si含量设为0.10％以上。Si含量优选为0.50％以上，更优选为0.60％以上。

另一方面，当Si含量超过1.20％时，在焊接时容易产生LME裂纹，并且，化学转化处理性及镀覆性显著劣化。因此，Si含量设为1.20％以下。Si含量优选为1.10％以下，更优选为1.00％以下。

Al：0.30％以上、1.50％以下

Al是具有使钢液脱氧的作用的元素。另外，Al与Si同样地抑制渗碳体的生成，因此，促进C向奥氏体中的浓化，是为了在退火后使残留奥氏体生成而有效的元素。在本实施方式的钢板中，为了提高耐LME性，将Si含量设为上述的范围，并且，为了提高残留γ的体积率而将Al含量设为比较高的范围。具体而言，在Al含量小于0.30％的情况下，无法充分获得这些效果，因此，Al含量设为0.30％以上。Al含量优选为0.40％以上，更优选为0.50％以上。

另一方面，当Al含量过高时，生成粗大的Al氧化物，钢板的加工性会降低。另外，当Al含量高时，铸造性恶化。因此，Al含量设为1.50％以下。Al含量优选为1.40％以下，更优选为1.30％以下。

Mn：1.0～4.0％

Mn具有使钢的淬火性提高的作用，是为了获得本实施方式的金属组织而有效的元素。通过将Mn含量设为1.0％以上，能够获得期望的金属组织。Mn含量优选为1.3％以上。

另一方面，当Mn含量过剩时，Mn的偏析导致淬火性提高的效果会降低，并且，材料成本会上升。因此，Mn含量设为4.0％以下。Mn含量优选为3.5％以下。

P：0.0200％以下

P是杂质元素，是偏析到钢板的板厚中央部而使韧性降低，另外，使焊接部脆化的元素。当P含量超过0.0200％时，焊接部强度、扩孔性显著降低。因此，P含量设为0.0200％以下。P含量优选为0.0100％以下。

P含量越少越优选，也可以为0％，但是，在实用钢板中如果将P含量降低至小于0.0001％，则制造成本大幅上升，经济上不利。因此，也可以将P含量设为0.0001％以上。

S：0.0200％以下

S是杂质元素，是使焊接性降低，另外，使铸造时和热轧时的制造性降低的元素。另外，S也是形成粗大的MnS而成为扩孔性的降低的原因的元素。当S含量超过0.0200％时，焊接性的降低、制造性的降低、及扩孔性的降低变得显著。因此，S含量设为0.0200％以下。

S含量越少越优选，也可以为0％，但是，在实用钢板中S如果降低至小于0.0001％，则制造成本大幅上升，经济上不利。因此，S含量也可以设为0.0001％以上。

N：0.0200％以下

N是形成粗大的氮化物，使弯曲性、扩孔性降低，另外，成为焊接时的气孔的发生原因的元素。当N含量超过0.0200％时，扩孔性的降低、气孔的发生变得显著。因此，N含量设为0.0200％以下。

N含量越少越优选，也可以为0％，但是，在实用钢板中如果将N含量降低至小于0.0001％，则制造成本大幅上升，经济上不利。因此，也可以将N含量设为0.0001％以上。

O：0.0200％以下

O是形成粗大的氧化物，使弯曲性、扩孔性降低，另外，成为焊接时的气孔的发生原因的元素。当O含量超过0.0200％时，扩孔性的降低、气孔的发生变得显著。因此，O含量设为0.0200％以下。

O含量越少越优选，也可以为0％，但是，在实用钢板中如果将O降低至小于0.0005％，则制造成本大幅上升，经济上不利。因此，也可以将O含量设为0.0005％以上。

在本实施方式的钢板的化学组成中，除了上述元素之外的剩余部分基本为Fe及杂质。所谓杂质，是从钢原料及/或在制钢过程中混入，在不会使本实施方式的钢板的特性明显劣化的范围内允许存在的元素。

另一方面，本实施方式的钢板的化学组成以各种特性的提高为目的，代替Fe的一部分，也可以含有从由Ni：1.00％以下、Mo：0.50％以下、Cr：2.00％以下、Ti：0.100％以下、B：0.0100％以下、Nb：0.10％以下、V：0.50％以下、Cu：0.50％以下、W：0.10％以下、Ta：0.100％以下、Co：0.50％以下、Mg：0.050％以下、Ca：0.0500％以下、Y：0.050％以下、Zr：0.050％以下、La：0.0500％以下、Ce：0.050％以下、Sn：0.05％以下、Sb：0.050％以下、As：0.050％以下构成的组中选择的1种或2种以上。也可以不含有这些元素，因此下限为0％。另外，如果为上述的范围，则也可以含有这些元素作为杂质，不会阻碍本实施方式的钢板的效果。

Ni：0～1.00％

Ni是对于钢板的强度的提高有效的元素。Ni含量可以为0％，但是，为了获得上述效果，Ni含量优选为0.001％以上。Ni含量更优选为0.01％以上。

另一方面，当Ni含量过多时，钢板的拉伸率降低而成形性可能会降低。因此，Ni含量设为1.00％以下。

Mo：0～0.50％

Mo是与Cr同样地有助于钢板的高强度化的元素。该效果即使是微量的也能够获得。Mo含量可以为0％，但是，为了获得上述效果，Mo含量优选为0.01％以上。

另一方面，当Mo含量超过0.50％时，形成粗大的Mo碳化物，钢板的冷成形性可能会降低。因此，Mo含量设为0.50％以下。

Cr：0～2.00％

Cr是使钢的淬火性提高而有助于高强度化的元素，是对于获得上述的金属组织有效的元素。因此，也可以含有Cr。Cr含量也可以为0％，但是，为了充分地获得上述的效果，优选将Cr含量设为0.01％以上。

另一方面，即使过剩地含有Cr，上述作用带来的效果会饱和，并且，变得不经济。因此，Cr含量设为2.00％以下。

Ti：0～0.100％

Ti是利用析出强化、铁素体晶粒的成长抑制带来的细粒强化、及/或通过再结晶的抑制带来的位错强化，有助于钢板的强度上升的元素。Ti含量也可以为0％，但是，为了充分获得上述效果，Ti含量优选为0.001％以上。为了钢板的进一步的高强度化，更优选Ti含量为0.010％以上。

另一方面，当Ti含量超过0.100％时，碳氮化物的析出变多而成形性劣化。因此，Ti含量设为0.100％以下。

B：0～0.0100％

B是在从奥氏体温度域起的冷却过程中，抑制金属组织中的铁素体及珠光体的生成，并促进贝氏体或马氏体等低温相变组织的生成的元素。另外，B是有益于钢的高强度化的元素。该效果即使是微量也能够获得。B含量也可以为0％，但是，为了获得上述效果，优选将B含量设为0.0001％以上。

另一方面，当B含量过多时，生成粗大的B氧化物，该B氧化物在冲压成形时成为气孔的发生起点，钢板的成形性有可能会降低。因此，B含量设为0.0100％以下。

Nb：0～0.10％

Nb是利用析出强化、铁素体晶粒的成长抑制带来的细粒强化、及/或通过再结晶的抑制带来的位错强化，有助于钢板的强度上升的元素。Nb含量也可以为0％，但是，为了充分获得上述效果，优选Nb含量为0.01％以上。为了钢板的进一步的高强度化，Nb含量优选为0.05％以上。

另一方面，当Nb含量超过0.10％时，碳氮化物的析出变多而成形性劣化。因此，Nb含量设为0.10％以下。从成形性的观点出发，Nb含量优选为0.06％以下。

V：0～0.50％

V是利用析出强化、铁素体晶粒的成长抑制带来的细粒强化、及/或通过再结晶的抑制带来的位错强化，有助于钢板的强度上升的元素。V含量也可以为0％，但是，为了充分获得上述效果，V含量优选为0.01％以上，更优选为0.02％以上。

另一方面，当V含量超过0.50％时，碳氮化物过度地析出而成形性劣化。因此，V含量设为0.50％以下。V含量优选为0.40％以下。

Cu：0～0.50％

Cu是有助于钢板的强度的提高的元素。该效果即使是微量也能够获得。Cu含量也可以为0％，但是，为了获得上述效果，Cu含量优选为0.01％以上。

另一方面，当Cu含量过多时，红热脆性有可能导致热轧中的生产率降低。因此，Cu含量设为0.50％以下。

W：0～0.10％

W是对于钢板的强度的提高有效的元素。W含量也可以为0％，但是，为了获得上述效果，W含量优选为0.01％以上。

另一方面，当W含量过多时，微细的W碳化物会大量析出，钢板的过剩的强度上升导致拉伸率会降低，钢板的冷加工性有可能会降低。因此，W含量设为0.10％以下。

Ta：0～0.100％

Ta也与W同样，是对于钢板的强度的提高有效的元素。Ta含量也可以为0％，但是，为了获得上述效果，Ta含量优选为0.001％以上。

另一方面，当Ta含量过多时，微细的Ta碳化物会大量析出从而钢板的过剩的强度上升会导致伸长率降低，钢板的冷加工性可能会降低。因此，Ta含量设为0.100％以下。Ta含量优选为0.020％以下，更优选为0.010％以下。

Co：0～0.50％

Co是对于钢板的强度的提高有效的元素。Co含量也可以为0％，但是，为了获得上述效果，Co含量优选为0.01％以上。

另一方面，当Co含量过多时，钢板的拉伸率会降低而成形性可能会降低。因此，Co含量设为0.50％以下。

Mg：0～0.050％

Mg是控制硫化物、氧化物的形态从而有助于钢板的弯曲成形性的提高的元素。该效果即使为微量也能够获得，因此，Mg含量也可以为0％，但是，为了获得上述效果，Mg含量优选为0.0001％以上。

另一方面，当Mg含量过多时，由于粗大的夹杂物的形成导致冷成形性可能会降低。因此，Mg含量设为0.050％以下。Mg含量优选为0.040％以下。

Ca：0～0.0500％

Ca与Mg同样，是能够以微量控制硫化物的形态的元素。Ca含量也可以为0％，但是，为了获得上述效果，Ca含量优选为0.0010％以上。

另一方面，当Ca含量过多时，生成粗大的Ca氧化物，该粗大的Ca氧化物在冷成形时可能成为裂纹发生的起点。因此，Ca含量设为0.0500％以下。Ca含量优选为0.0400％以下，更优选为0.0300％以下。

Y：0～0.050％

Y与Mg、Ca同样，是能够以微量来控制硫化物的形态的元素。Y含量也可以为0％，但是，为了获得上述效果，Y含量优选为0.001％以上。

另一方面，当Y含量过多时，生成粗大的Y氧化物，冷成形性有可能会降低。因此，Y含量设为0.050％以下。Y含量优选为0.040％以下。

Zr：0～0.050％

Zr与Mg、Ca、Y同样，是能够以微量来控制硫化物的形态的元素。Zr含量也可以为0％，但是，为了获得上述效果，Zr含量优选为0.001％以上。

另一方面，当Zr含量过多时，生成粗大的Zr氧化物，冷成形性有可能会降低。因此，Zr含量设为0.050％以下。Zr含量优选为0.040％以下。

La：0～0.0500％

La是对于以微量来控制硫化物的形态有效的元素。La含量也可以为0％，但是，为了获得上述效果，La含量优选为0.0010％以上。

另一方面，La含量过多时，生成La氧化物，冷成形性有可能会降低。因此，La含量设为0.0500％以下。La含量优选为0.0400％以下。

Ce：0～0.050％

Ce是能够以微量来控制硫化物的形态的元素，是也有助于耐LME性的提高的元素。为了充分地获得上述的效果，Ce含量优选设为0.001％以上。Ce含量也可以为0.002％以上、0.003％以上或0.005％以上。

另一方面，当Ce含量过多时，钢板会脆化，存在钢板的拉伸率降低的情况。因此，Ce含量设为0.050％以下。Ce含量也可以为0.040％以下、0.020％以下或0.010％以下。

Sn：0～0.05％

Sn是在使用废料作为钢板的原料的情况下等可能在钢板中含有的元素。Sn具有耐腐蚀性提高效果，因此，也可以含有，但是，是有可能引起因铁素体的脆化导致的钢板的冷成形性的降低的元素。当Sn含量超过0.05％时，不良影响变得显著，因此，Sn含量设为0.05％以下。Sn含量优选为0.04％以下，也可以为0％。但是，将Sn含量向小于0.001％减小时会招致精炼成本的过度增加，因此，也可以将Sn含量设为0.001％以上。

Sb：0～0.050％

Sb与Sn同样，是在使用废料作为钢板的原料的情况下等可能在钢板中含有的元素。Sb具有耐腐蚀性提高效果，因此，也可以含有，但是，是有可能在晶界上强偏析而成为晶界的脆化及拉伸率的降低、冷成形性的降低的原因的元素。当Sb含量超过0.050％时，不良影响变得显著，因此，Sb含量设为0.050％以下。Sb含量优选为0.040％以下，也可以为0％。但是，将Sb含量向小于0.001％降低时会招致精炼成本的过度增加，因此，也可以将Sb含量设为0.001％以上。

As：0～0.050％

As与Sn、Sb同样，在使用废料作为钢板的原料的情况下等，可能在钢板中含有的元素。As是使钢的淬透性提高的元素，也可以含有，但是，是在晶界上强偏析的元素，是有可能成为冷成形性的降低的原因的元素。当As含量超过0.050％时，不良影响变得显著，因此，As含量设为0.050％以下。As含量优选为0.040％以下，也可以为0％。但是，将As含量向小于0.001％减少时会招致精炼成本的过度增加，因此，也可以将As含量设为0.001％以上。

本实施方式的钢板的化学组成能够用以下的方法来求出。

上述的钢板的化学组成根据一般的化学组成来测定即可。例如，可以使用ICP－AES(Inductively Coupled Plasma－Atomic Emission Spectrometry：电感耦合等离子体原子发射光谱法)来测定。C及S可以使用燃烧－红外线吸收法来测定，N可以使用非活性气体熔解－导热度法，O可以使用非活性气体熔解－非分散型红外线吸收法来测定。在钢板在表面具备镀层的情况下，可以在通过机械磨削除去镀层后进行化学组成的分析。

在本实施方式的钢板的表面(两面或单面)，也可以形成有锌镀层(热浸镀锌层或电锌镀层)。热浸镀锌层也可以是合金化的合金化热浸镀锌层。本实施方式的钢板的热浸镀锌层的化学组成没有特别限定，可以是公知的镀层。另外，本实施方式的钢板也可以具有其他镀覆(例如镀铝等)。

在热浸镀锌层未合金化的情况下，热浸镀锌层中的Fe含量优选小于7.0质量％。

在热浸镀锌层为合金化的合金化热浸镀锌层的情况下，优选Fe含量为6.0质量％以上。更优选为7.0质量％以上。合金化热浸镀锌钢板具有比热浸镀锌钢板更优异的焊接性。

在本实施方式的钢板中，也可以设置有锌镀层、以及在锌镀层上处于改善涂装性、焊接性等目的而进一步设置的上层镀层。另外，也可以对镀锌的钢板实施各种的处理，例如铬酸盐处理、磷酸盐处理、润滑性提高处理、焊接性提高处理等。

＜特性＞

[抗拉强度]

在本实施方式的钢板中，考虑有助于汽车的燃料经济性提高，抗拉强度(TS)以980MPa以上为目标。抗拉强度的上限虽没有特别限定，但是，在成形性这一点上也可以为1310MPa以下。

[均匀拉伸率]

在本实施方式的钢板中，从成形性的观点出发，均匀拉伸率(u－El)以7.0％以上为目标。均匀拉伸率的上限没有特别限定。

关于抗拉强度、及均匀拉伸率，从钢板中在垂直于轧制方向的垂直方向上提取JISZ 2241：2011所记载的JIS5号拉伸试验片，按照JIS Z 2241：2011进行拉伸试验来测定。

[耐碰撞特性]

本实施方式的钢板因为冲裁端面中的耐氢脆化特性优异，所以耐碰撞特性优异。

例如，将在JIS5号拉伸试验片的两端中心部形成直径10mm的半圆状的冲裁孔，并按照JISZ 2241：2011进行了拉伸时的抗拉强度设为TS1，将在JIS5号拉伸试验片的两端中心部通过机械加工形成直径10mm的半圆状的铰刀加工孔，并按照JISZ 2241：2011进行了拉伸时的抗拉强度设为TS2，设为R＝TS1/TS2时，优选R的值为0.93以上。

[耐LME性]

关于本实施方式的钢板，例如，对于至少一方设为镀锌钢板的2片的钢板，使用伺服马达加压式单相交流点焊机(电源频率50Hz)，一边以压力450kgf(4413kg·m/s²)进行加压，一边将电流值设为6.5kA，将电极的倾斜角设为3°，无上升斜率，通电时间0.4秒，通电结束后的保持时间设为0.1秒，对镀覆钢板进行了点焊时，优选在熔核中心部的区域不产生100μm以上的长度的裂纹。

接下来，说明本实施方式的钢板的制造方法。

本实施方式的钢板能够通过包含以下的工序的制造方法来制造。

(I)热轧工序，对具有上述的化学组成的板坯进行热轧，制成为热轧钢板；

(II)卷取工序，将上述热轧钢板以5℃/s以上的冷却速度进行冷却，并在400℃以下卷取；

(III)冷轧工序，将上述卷取工序后的上述热轧钢板进行酸洗后，以0.5％以上20.0％以下的压下率进行冷轧而制成冷轧钢板；

(IV)氢量减少工序，将上述冷轧钢板在大气中放置1小时以上其下述式(1)所示的t小时以上的时间；以及

(V)退火工序，对上述氢量减少工序后的上述冷轧钢板进行退火。

t＝－2.4×T+96 (1)

此处，T为放置时的平均气温(℃)。

以下，关于各工序，说明优选的条件。关于不记载的条件，能够应用公知的条件。

[热轧工序]

在热轧工序中，对具有上述的化学组成(与本实施方式的钢板所具有的化学组成同样的化学组成)的板坯进行热轧，制成为热轧钢板。用于热轧的板坯只要具有上述的化学组成就没有特别限定，可以是用通常方法制造的板坯。该板坯例如可以是连续铸造板坯、以薄板坯铸轧机等一般的方法制造出的板坯。

在热轧中，进行粗轧及精轧。在精轧中，利用多个精轧机，对粗轧后的板坯进行轧制。热轧前的板坯的加热温度及保持时间没有特别限定。

通过热轧获得的热轧钢板的板厚没有特别限定，但是，如果板厚小于1.0mm，则在退火工序中有时在通板中招致板断裂。如果板厚比6.0mm更厚，则钢板较重，在通板时即使施加张力也不能绷紧地张紧，有可能蛇行。因此，优选为1.0～6.0mm。

[卷取工序]

对于如上所述热轧后的钢板(热轧钢板)，以从热轧工序结束温度到卷取温度为止的冷却速度始终为5℃/s以上的方式，冷却到400℃以下的温度(卷取温度)，在该温度下卷取。

通过将冷却速度(最小冷却速度)设为5℃/s以上，将卷取温度设为400℃以下，从而抑制铁素体相变、珠光体相变而获得成为针状组织的来源的硬质组织(低温相变组织)。冷却速度优选为10℃/s以上，更优选为20℃/s以上。冷却速度的上限没有特别限定，但是，从制造性的观点出发，也可以设为100℃/s以下。在低于400℃的温度下，冷却速度没有限定。

[冷轧工序]

在冷轧工序中，对卷取工序后的热轧钢板进行酸洗，然后，以0.5～20.0％的压下率进行冷轧从而制成为冷轧钢板。

酸洗是用于除去热轧钢板的表面的氧化物的工序，可以在公知的条件下进行。酸洗次数可以是1次也可以是多次。

通过利用冷轧赋予应变，并使碳化物的析出区域增加，从而促进后述的退火工序的加热过程中的铁系碳化物的析出。该铁系碳化物通过抑制加热过程的铁素体界面移动，从而能够在均热过程中获得针状的奥氏体。为了获得该效果，将冷轧的压下率设为0.5％以上。压下率优选为5.0％以上。

另一方面，在冷轧的压下率超过20.0％的情况下，在退火工序的加热过程中，铁素体界面移动得到促进，变得无法获得针状奥氏体。根据该理由，将冷轧的压下率设为20.0％以下。冷轧的压下率优选为18.0％以下。

[氢量减少工序]

在氢量减少工序中，在冷轧工序后，到后述的退火工序为止的期间，在大气中放置t(单位：小时)＝[－2.4×T+96]以上的时间(T为放置时的平均气温(℃))。通过该工序，能够减少在上述热轧前的加热、酸洗工序中侵入到钢板中的氢量。

当t(放置时间)小于－2.4×T+96(小时)时，无法充分地减少氢量。

其中，在T为40℃以上的情况下，放置时间设为1小时以上。即，放置时间为1小时以上且t小时以上。

[退火工序]

在退火工序中，对于氢量减少工序后的冷轧钢板，在150～400℃下向钢板赋予弯曲恢复后，在含有0.1～30.0体积％的氢及H₂O，剩余部分为氮及杂质的、露点为－20～20℃的环境下，进行加热(加热过程)，以Ac1～Ac3℃的退火保持温度T℃保持1秒以上1000秒以下(均热过程)，以平均冷却速度4℃/s以上冷却到350℃以上480℃以下的温度域(冷却过程)，在该温度域(350℃以上480℃以下)中保持80秒以上(保持过程)。

(加热过程)

在退火工序的加热过程中，在钢板的温度为150～400℃的状态下以半径1500mm以下的辊向钢板赋予弯曲恢复，在露点为－20～20℃的、含有0.1～30.0体积％的氢且剩余部分为氮及杂质的环境下进行加热。

以150～400℃向钢板赋予弯曲恢复带来的效果有两个。第一个是能够使充足的量的铁系碳化物析出。在此情况下，在后述的均热过程中，奥氏体的形状成为针状。第二个是通过重复地对钢板赋予压缩变形和拉伸变形，从而能够使钢板内部的晶格间隔重复变化，能够使表层的氢向钢板外放出。另外，存在于钢板内部的氢也向表层侧扩散。

当进行弯曲恢复的情况下的温度低于150℃时，不能充分地引起氢的扩散，因此，最终得到的钢板中的扩散性氢浓度变得过剩。另外，当超过400℃时，通过弯曲恢复赋予的位错恢复的速度较快，因此，不会得到充足的量的铁系碳化物，不会得到充分的针状的奥氏体。当辊的半径超过1500mm时，在弯曲－弯曲恢复变形中，难以在钢板组织中有效率地导入位错，因此，辊的半径设为1500mm以下。

另外，通过在含有0.1～30.0体积％的氢、剩余部分为氮及杂质的、露点为－20～20℃的环境下进行加热，从而能够防止易氧化性元素的向钢板表面的扩散，促进内部氧化。

当氢量小于0.1体积％时，不能将存在于钢板表面的氧化膜充分地还原，在钢板上形成氧化膜。因此，在热处理后得到的钢板的化学转化处理性及镀层密合性会降低。另外，当氢量超过30.0体积％时，作业上氢爆发的危险性会增加。因此，将环境中的氢量(H₂含量)设为0.1％以上30.0体积％以下。

另外，当环境的露点低于－20℃时，引起钢板表层中的Si、Mn的外部氧化，内部氧化、脱碳反应变得不充分。在此情况下，耐LME性、耐碰撞特性会降低。另外，当露点超过20℃时，在钢板上形成氧化膜，化学转化处理性、镀层密合性会降低，并且，脱碳反应会过剩地进行，因此，在退火后得到的钢板的强度会不足。

退火炉大体上被划分为预热带、加热带及均热带这3个区域。在本实施方式中，将加热带中的环境设为上述的条件。在预热带及均热带中，也能够进行环境控制。

(均热过程)

在均热过程中，将加热过程的后的冷轧钢板在Ac1点～Ac3点的温度域中均热1秒～1000秒的时间。通过在这样的条件下均热，从而沿着回火马氏体的板条生成针状的奥氏体。

具体的均热温度能够基于以下的式表示的Ac1点(℃)及Ac3点(℃)，酌量期望的金属组织的比例，适当调整。

Ac1＝723－10.7×Mn－16.9×Ni+29.1×Si+16.9×Cr+290×As+6.38×W··(2)

Ac3＝910－203√C+44.7×Si－30×Mn+700×P－20×Cu－15.2×Ni－11×Cr+31.5×Mo+400×Ti+104×V+120×Al··(3)

在此，C、Si、Mn、P、Cu、Ni、Cr、Mo、Ti、V及Al是各元素的含量[质量％]。

当均热温度低于Ac1点、或均热时间少于1秒时，在均热保持中不会生成奥氏体。因此，成为铁素体的单相组织，因此，不会得到目标的金属组织。另外，当均热温度超过Ac3点时，均热保持中的组织成为奥氏体单相组织，丧失成为针状组织的来源的硬质组织(低温相变组织)的形态。因此，不会得到针状的奥氏体。另外，当均热时间超过1000秒时，生产率会降低。从抑制均热中的铁素体及奥氏体的粗大化的观点出发，均热过程的均热时间也可以定为300秒以内。

均热工序中的钢板的温度不需要恒定。只要能够获得期望的组织比例，则均热工序中的钢板的温度也可以在Ac1点～Ac3点的温度域内变化。

(冷却过程)

在均热过程后的冷却过程中，为了后续的保持过程，将均热工序后的冷轧钢板以平均冷却速度成为4℃/s以上的方式冷却到100～340℃的温度域。通过以这样的条件进行冷却，能够抑制冷却中的铁素体相变，另外，在最终组织中能够获得所望量的马氏体和残留奥氏体。如果平均冷却速度小于4℃/s，则无法抑制铁素体相变。

如果冷却停止温度低于100℃，马氏体分率变高。另一方面，如果冷却停止温度超过340℃，铁素体、贝氏体、珠光体分率变高，则难以得到期望的组织。

(保持过程)

在保持过程中，为了一边提高奥氏体的稳定度，一边减少钢板中的氢量，将冷却过程后的冷轧钢板再加入到350～480℃的温度域，并在该温度域中保持80秒以上。

当保持时间低于80秒时，在未相变奥氏体中碳不会充分浓化，另外，无法将氢放出到钢板外部。通过将上述温度域的保持时间设为80秒以上，从而提高奥氏体中的碳浓度，能够在最终冷却后确保所望量的残留奥氏体。为了稳定地获得上述效果，优选保持时间设为100秒以上。没有必要限定保持时间的上限，但是，如果保持时间过长则生产率会降低，因此，保持时间也可以设为1000秒以下。

在保持温度低于350℃的情况下，无法得到所望量的残留奥氏体，进一步，不会引起氢的充分扩散。因此，保持温度设为350℃以上。优选为380℃以上。另一方面，在保持温度超过480℃的情况下，残留奥氏体会分解成铁素体及渗碳体，因此不优选。因此，保持温度设为480℃以下。优选为450℃以下。

将保持过程后的冷轧钢板冷却到室温的情况下的条件没有限定，但是，为了稳定地获得期望的金属组织，也可以将保持过程后的冷轧钢板以到Ms点以下为止的平均冷却速度为2℃/s以上的方式进行冷却。

在减少钢板中的氢量的情况下，如上所述，氢量减少工序、退火工序中的弯曲-弯曲恢复、及保持过程的各阶段中的控制是重要的，仅通过任一阶段无法获得充分的效果。

(镀覆工序)

在本实施方式的钢板的制造方法中，在退火后的冷却过程的途中、保持过程的途中、或保持过程之后，也可以进一步具有在冷轧钢板的表面形成镀覆的热浸镀锌工序。另外，在热浸镀锌工序之后，也可以进一步具有使镀层进行合金化的合金化工序。

热浸镀锌的方法、合金化的方法没有特别限定，能够使用通常方法。作为热浸镀锌的方法，例如，可以举出如下方法：在冷却过程的途中，通过在(锌镀浴温度－40)℃～(锌镀浴温度+50)℃的温度域中停止冷却，在该温度域中进行控制并浸渍在热浸镀锌浴中，从而形成热浸镀锌。另外，作为合金化的方法，例如可以举出如下方法：使热浸镀锌在300～500℃的温度域中进行合金化。

实施例

参照实施例更具体地说明本发明。

铸造了具有表1所示的化学组成的板坯。将铸造后的板坯加热到表2所示的温度之后，热轧到1.0～6.0mm的厚度。在热轧后，对于热轧钢板，以表2记载的条件进行冷却并卷取，然后，以表2记载的条件进行冷轧而获得冷轧钢板。

对于这些冷轧钢板，以表3的条件在大气中放置而使氢量减少。然后，以表3、表4记载的条件进行退火。进行了弯曲-弯曲恢复的例子中，以辊径的半径为1100mm的辊在150～400℃的温度域中进行。另外，在保持过程之后，以到Ms点以下为止的平均冷却速度为2℃/s以上的方式进行了冷却。

另外，然后，关于一部分的例子，通过在控制在(锌镀浴温度－40)℃～(锌镀浴温度+50)℃的温度域之后，浸渍在热浸镀锌浴中，从而进行了镀覆。进一步，关于进行了镀覆的例子的一部分的例子，将钢板加热到300～500℃的温度域而使镀层进行了合金化。

表中，具有GI的是进行了热浸镀锌的例子，具有GA的是进行了合金化热浸镀锌的例子。

由此，获得了例编号1～37的钢板。

[表1]

[表2]

[表3]

[表4]

＜金属组织的测定＞

从得到的钢板(退火后的钢板或退火后进行了镀覆的钢板)提取SEM观察用试验片，对平行于轧制方向的纵穿面进行了研磨后，以上述的要领观察板厚的1/4位置处的金属组织，通过图像处理，测定各组织(铁素体、贝氏体、珠光体、剩余部分(初生马氏体及/或回火马氏体))的面积率，将其作为体积率。另外，以上述的要领进行X线衍射，求出了残留奥氏体的体积率。将各组织的体积率示出在表5中。

另外，从得到钢板，以上述的要领，利用使用了FE－SEM的EBSD分析法，求出了长宽比为3.0以上的残留奥氏体在全部残留奥氏体中占据的面积比例。将结果示出在表5中。

另外，从得到的钢板，以上述的要领，测定了脱碳层的厚度、内部氧化层的厚度。另外，以上述的要领测定了钢中含有的扩散性氢量。将结果示出在表5中。

[表5]

＜特性的测定＞

另外，用以下的方法评价了得到的钢板的抗拉强度(TS)、作为成形性的指标的均匀拉伸率(u－El)、设想了冲裁加工的耐碰撞特性、点焊部的耐LME特性。

(抗拉强度)

(均匀拉伸率)

通过从得到的钢板在垂直于轧制方向的垂直方向上提取JIS Z 2241：2011记载的JIS5号拉伸试验片，沿着JIS Z 2241：2011进行拉伸试验，测定了抗拉强度、均匀拉伸率。

将抗拉强度为980MPa以上的情况作为合格。

另外，在均匀拉伸率(％)为7.0％以上的情况判断为成形性优异。

将抗拉强度的测定结果示出在表6中。

(耐碰撞特性)

对于耐碰撞特性，通过下述式所示的R的值的范围进行了评价。

在JIS5号拉伸试验片的两端中心部以冲头径10mm、冲裁余隙为12±2％的条件制作直径10mm的半圆状的冲裁孔，将按照JIS Z 2241：2011进行了拉伸时的抗拉强度设为TS1，通过机械加工在JIS5号拉伸试验片的两端中心部形成直径10mm的半圆状的铰刀加工孔，将按照JISZ 2241：2011进行了拉伸时的抗拉强度设为TS2，设为R＝TS1/TS2。

根据R(＝TS1/TS2)按以下方式进行评价，如果是A或B，则判断为耐碰撞特性优异。

A：R＝0.96～1.00

B：R＝0.93～小于0.96

C：R＝小于0.93

(耐LME性)

从得到的钢板提取50mm×80mm的试验片。

另外，铸造具有表1中的A的化学组成的板坯，在应用了例编号1的制造条件之后，浸渍到热浸镀锌浴中，制造了热浸镀锌钢板(对象材料)。从制造出的钢板(对象材料)提取了50mm×80mm的试验片。

在从例编号1～37的钢板分别提取的试验片上重叠作为对象材料的钢板，如图1所示，电焊了2片钢板。具体而言，将作为对象材料的热浸镀锌钢板用于图1的钢板1d，将评价对象的钢板(例编号1～37)作为钢板1e重叠2片，用一对电极4a、4b进行了点焊。作为焊接条件，使用伺服马达加压式单相交流点焊机(电源频率50Hz)，一边以压力450kgf(4413kg·m/s²)进行加压，一边将电流值设为6.5kA、将电极的倾斜角θ设为3°，无上升斜率，通电时间设为0.4秒，通电结束后的保持时间设为0.1秒。

在点焊后，使用光学显微镜在倍率200倍至1000倍之间观察了钢板的接合部的熔核中心部的组织。观察的结果，将不容易发生裂纹的情况评价为"A"，将确认了小于100μm的长度的裂纹的情况评价为"B"，将确认了100μm以上的长度的裂纹的情况平均为"C"，在A评价或B评价的情况下，判断为耐LME性优异。

[表6]

如表1～表6所示，在本发明的实施例(例编号1～16)中，抗拉强度为大于980MPa的值，均匀拉伸率为大于7.0％的值，耐碰撞特性的指标R的评价为A或B，耐LME性(点焊后的裂纹的长度)的评价为A或B。

另外，对于上述钢板，在进行了热浸镀锌处理、或热浸镀锌处理和合金化处理的镀覆钢板中，抗拉强度也是大于980MPa的值，均匀拉伸率为大于7.0％的值，耐碰撞特性的指标R的评价为A或B，点焊后的裂纹的长度的评价为A或B。

另一方面，比较例的例编号17～37的化学组成、组织的任一个脱离本发明范围，抗拉强度、均匀拉伸率、耐碰撞特性、耐LME性的任一个差。

例编号17中，从热轧工序结束温度到卷取温度为止的最小的冷却速度小于5℃/s。因此，在退火后的组织中长宽比为3.0以上的残留奥氏体的比例较小，钢中含有的扩散性氢量较多。其结果，均匀拉伸率及耐碰撞特性较低。

例编号18中，卷取温度高于400℃。因此，长宽比为3.0以上的残留奥氏体的比例较小，钢中含有的扩散性氢量较多。其结果，均匀拉伸率、耐碰撞特性较低。

例编号19中，在冷轧工序中冷轧率小于0.5％，因此，在退火后的组织中长宽比为3.0以上的残留奥氏体的比例较小，钢中含有的扩散性氢量较多。其结果，均匀拉伸率、耐碰撞特性较低。

例编号20中，在冷轧工序中冷轧率超过20.0％，因此，在退火后的组织中长宽比为3.0以上的残留奥氏体的比例较小，钢中含有的扩散性氢量较多。其结果，均匀拉伸率、耐碰撞特性较低。

例编号21中，在氢量减少工序中在大气中放置的时间小于－2.4×T+96(小时：hour)，因此，未能充分地减少扩散性氢量。其结果，耐碰撞特性较低。

例编号22中，在退火工序的加热过程中，因为未赋予弯曲恢复，所以在退火后的组织中长宽比为3.0以上的残留奥氏体的比例较小，钢中含有的扩散性氢量较多。其结果，均匀拉伸率、耐碰撞特性较低。

例编号23中，在退火工序的加热过程中，因为露点小于－20℃，所以未充分地得到内部氧化层的厚度及脱碳层的厚度。其结果，耐LME性较低。

例编号24中，在退火工序的加热过程中，因为露点超过20℃，所以脱碳层的厚度变得过度。其结果，抗拉强度较低。

例编号25中，在退火工序的均热过程中，因为保持温度低于Ac1点，所以铁素体、贝氏体、珠光体的合计面积率超过50％，残留奥氏体的体积率为0％。其结果，抗拉强度较低。

例编号26中，在退火工序的均热过程中，因为保持温度超过Ac3点，所以残留奥氏体的体积率变小，另外，长宽比为3.0以上的残留奥氏体的比例变小。其结果，耐碰撞特性及均匀拉伸率较低。

例编号27中，在退火工序的冷却过程中，因为平均冷却速度小于4℃/s，所以铁素体、贝氏体、珠光体的合计面积率超过50％。其结果，抗拉强度较低。

例编号28中，在退火工序的保持过程中，因为保持温度低于350℃，所以残留奥氏体未稳定化，残留奥氏体的体积率变小。其结果，均匀拉伸率较低。

例编号29中，在退火工序的保持过程中，因为保持温度超过480℃，所以铁素体、贝氏体、珠光体的合计面积率超过50％。其结果，抗拉强度较低。

例编号30中，在退火工序的保持过程中，因为保持时间小于80秒，所以残留奥氏体未稳定化，所以残留奥氏体的体积率变小。其结果，均匀拉伸率较低。

例编号31中，因为C含量小于0.10％，所以抗拉强度较低。另外，残留奥氏体的体积率不足。其结果，均匀拉伸率较低。

例编号32中，由于C含量超过0.40％，所以耐LME性降低。

例编号33中，因为Si含量小于0.10％，所以残留奥氏体的体积率不足。其结果，均匀拉伸率较低。

例编号34中，由于Si含量超过1.20％，所以耐LME性降低。

例编号35中，因为Al含量小于0.30％，所以残留奥氏体的体积率不足。其结果，均匀拉伸率较低。

例编号36中，由于Mn含量小于1.0％，所以铁素体、贝氏体、珠光体的合计面积率超过50％。其结果，抗拉强度较低。

例编号37中，因为冷轧工序中的冷轧率小于0.5％，另外，也未进行氢量减少工序，所以在退火后的组织中长宽比为3.0以上的残留奥氏体的比例较小，钢中含有的扩散性氢量较多。其结果，均匀拉伸率、耐碰撞特性较低。

附图标记说明

1d、1e钢板

4a、4b电极

Claims (6)

1.一种钢板，化学组成以质量％计包含：C：0.10～0.40％、

Si：0.10～1.20％、

Al：0.30～1.50％、

Mn：1.0～4.0％、

P：0.0200％以下、

S：0.0200％以下、

N：0.0200％以下、

O：0.0200％以下、

Ni：0～1.00％、

Mo：0～0.50％、

Cr：0～2.00％、

Ti：0～0.100％、

B：0～0.0100％、

Nb：0～0.10％、

V：0～0.50％、

Cu：0～0.50％、

W：0～0.10％、

Ta：0～0.100％、

Co：0～0.50％、

Mg：0～0.050％、

Ca：0～0.0500％、

Y：0～0.050％、

Zr：0～0.050％、

La：0～0.0500％、

Ce：0～0.050％、

Sn：0～0.05％、

Sb：0～0.050％、

As：0～0.050％，

剩余部分为Fe及杂质，

在金属组织中，

铁素体、贝氏体、珠光体的体积率合计为0％以上、50％以下，残留奥氏体的体积率为3％以上、20％以下，

剩余部分为初生马氏体及回火马氏体的1种或2种，

长宽比为3.0以上的残留奥氏体以面积率计占全部所述残留奥氏体中的80％以上，

具有从所述钢板的表面起的厚度为4.0μm以上的内部氧化层、以及从所述钢板的所述表面起的厚度为10μm以上100μm以下的脱碳层，所述钢板中含有的扩散性氢量以质量基准计为1.00ppm以下。

2.根据权利要求1所述的钢板，

在所述表面具有热浸镀锌层。

3.根据权利要求1所述的钢板，

在所述表面具有合金化热浸镀锌层。

4.一种钢板的制造方法，具有以下的工序：

热轧工序，对具有权利要求1所述的所述化学组成的板坯进行热轧，制成热轧钢板；

卷取工序，将所述热轧钢板以5℃/s以上的冷却速度进行冷却，并在400℃以下卷取；

冷轧工序，将所述卷取工序后的所述热轧钢板进行酸洗后，以0.5％以上20.0％以下的压下率进行冷轧而制成冷轧钢板；

氢量减少工序，将所述冷轧钢板在大气中放置1小时以上、且下述式(1)所示的t小时以上的时间；以及

退火工序，对所述氢量减少工序后的所述冷轧钢板进行退火，

t＝－2.4×T+96 (1)

其中，T为放置时的平均气温(℃)

在所述退火工序中，

对于所述冷轧钢板，在150～400℃下向钢板赋予弯曲恢复，

将所述冷轧钢板在露点为－20℃～20℃的、含有0.1～30.0体积％的氢且剩余部分为氮及杂质的环境下加热，

将所述加热后的所述冷轧钢板以Ac1～Ac3℃的保持温度保持1秒以上1000秒以下，

将所述保持后的所述冷轧钢板以平均冷却速度4℃/s以上冷却至100～340℃，

将所述冷却后的所述冷轧钢板再加热，并以350℃以上480℃以下保持80秒以上。

5.根据权利要求4所述的钢板的制造方法，

进一步具有热浸镀锌工序，在该热浸镀锌工序中，通过在将所述退火工序后的所述冷轧钢板控制到(锌镀浴温度－40)℃～(锌镀浴温度+50)℃的温度域之后，浸渍在热浸镀锌浴中，从而在所述冷轧钢板的表面形成热浸镀锌。

6.根据权利要求5所述的钢板的制造方法，

进一步具有合金化工序，在该合金化工序中，将所述热浸镀锌钢板加热到300～500℃的温度域从而使镀层进行合金化。