CN110662854A - 液态金属脆化龟裂抵抗性优异的钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种液态金属脆化龟裂抵抗性优异的钢板及其制造方法。根据本发明的一个实施方式，提供一种液态金属脆化龟裂抵抗性优异的钢板及其制造方法，以重量％计，所述钢板包含：C：0.04～0.35％、Al+Si：0.99％以下、Mn：3.5～10％、P：0.05％以下(0％除外)、S：0.02％以下(0％除外)、N：0.02％以下(0％除外)、余量的Fe和其他不可避免的杂质，以体积分数计，微细组织包含10％以上的残余奥氏体、60％以上的退火马氏体以及20％以下的α马氏体和ε马氏体，Mn耗尽层的平均厚度为从产品表面到0.5μm以上。根据本发明的一个方面，可以提高点焊时发生的龟裂抵抗性，因此可以制造点焊后材料的性能也不会降低的可进行冷压成型的超高强度高延展性钢板。

Description

液态金属脆化龟裂抵抗性优异的钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种液态金属脆化龟裂抵抗性优异的钢板及其制造方法。
背景技术
为了车辆钢板的轻量化，需要减少钢板的厚度，然而为了确保碰撞安全性，需要增加钢板的厚度，即存在彼此矛盾的方面。为了解决该矛盾，需要在提高材料的强度的同时提高成型性，并且已知其可以通过作为先进高强度钢(Advanced High Strength Steel，AHSS)的双相钢(Dual Phase Steel，以下称为“DP钢”)、相变诱导塑性钢(TransformationInduced Plasticity Steel，以下称为“TRIP钢”)、复相钢(Complex Phase Steel，以下称为“CP钢”)等各种车辆钢板来实现。
尽管可以通过增加如上所述的先进高强度钢的碳含量或合金成分来进一步提高强度，但是考虑到点焊性等实际方面，可以实现的拉伸强度局限在约1200MPa级水平。另外，当为了确保强度而提高合金成分时，由于镀覆材料的点焊部的液态金属脆化(LiquidMetal Embrittlement)而产生龟裂，从而难以扩大使用超高强度钢。
图1是在点焊之后发生液态金属脆化龟裂的钢材的照片。如图1所示，点焊之后的龟裂根据发生部位可以分为Type(类型)A、Type B和Type C，Type A是在焊接电极接触部中发生的龟裂，并且已知其对材料性能的影响微小，在焊接肩部发生的Type B和在母材中发生龟裂的Type C影响材料的性能，从而按照严格标准来进行管理。已知液态金属脆化(Liquid Metal Embrittlement)现象由以下三种因素引起。
-材料因素：合金元素(Si、Al、B、V等)、表层微细组织、晶粒度、母材强度
-镀覆因素：镀覆量、镀层成分/熔点
-焊接因素：热输入量、电极间隙(Gap)、焊接电极排列不良
已经开发有各种实现超高强度钢的现有技术。在专利文献1和2中分别使用3.5～9％的Mn和2～9％的Mn钢来获得拉伸强度和延伸率的乘积为30000MPa％以上的非常优异的物理性质，但是，并没有提及在镀覆材料中发生的焊接部龟裂现象和对应的解决方案。
在专利文献3中提供了使用3.5～10％的Mn钢来制造拉伸强度为980MPa以上、拉伸强度和延伸率的乘积为24000MPa％以上的高强度钢板的制造方法，然而，在上述现有专利中也没有提供点焊部液态金属脆化现象的解决方案。
现有技术文献
(专利文献1)中国专利公开号CN 101638749B
(专利文献2)中国专利公开号CN 103060678A
(专利文献3)韩国公开专利公报第2014-0060574号
发明内容
(一)要解决的技术问题
本发明的一个方面的目的在于，提供一种拉伸强度和延伸率的乘积优异的产品，并且液态金属脆化(Liquid Metal Embrittlement)龟裂抵抗性优异的超高强度高延展性钢板及其制造方法。
(二)技术方案
本发明的一个实施方式，提供一种液态金属脆化龟裂抵抗性优异的钢板，以重量％计，所述钢板包含：C：0.04～0.35％、Al+Si：0.99％以下、Mn：3.5～10％、P：0.05％以下(0％除外)、S：0.02％以下(0％除外)、N：0.02％以下(0％除外)、余量的Fe和其他不可避免的杂质，以体积分数计，微细组织包含10％以上的残余奥氏体、60％以上的退火马氏体以及20％以下的α马氏体和ε马氏体，Mn耗尽层的平均厚度为从产品表面到0.5μm以上。
根据本发明的另一实施方式，提供一种液态金属脆化龟裂抵抗性优异的钢板的制造方法，包括以下步骤：在1100～1300℃的温度下，对钢坯进行再加热，以重量％计，所述钢坯包含：C：0.04～0.35％、Al+Si：0.99％以下、Mn：3.5～10％、Cr：1.5％以下(0％除外)、P：0.05％以下(0％除外)、S：0.02％以下(0％除外)、N：0.02％以下(0％除外)、余量的Fe和其他不可避免的杂质；在Ar3以上且1000℃以下的温度下，对再加热的所述钢坯进行热精轧，以获得热轧钢板；在720℃以下的温度下，对所述热轧钢板进行收卷；在Ac1～Ac1+(Ac3-Ac1)/2温度区域，对收卷的所述热轧钢板进行热处理30分钟以上；对热处理的所述热轧钢板进行酸洗5秒以上；对酸洗的所述热轧钢板进行冷轧，以获得冷轧钢板；在580～900℃温度区域，对冷却的所述冷轧钢板进行两相退火热处理10秒～5分钟。
(三)有益效果
根据本发明的一个方面，可以提高点焊时发生的龟裂抵抗性，从而能够制造点焊之后材料的性能也不会降低的可进行冷压成型的超高强度高延展性钢板。
附图说明
图1是在点焊之后发生液态金属脆化龟裂的钢材的照片。
图2是使用电子显微分析仪(Electron Probe X-ray Micro Analyzer，EPMA)观察本发明的实施例1的发明钢1和比较钢2的焊接部的照片。
图3是测量本发明的实施例1的发明钢1至发明钢7以及比较例1和比较例2的Mn耗尽层的照片。
图4是观察本发明的实施例2的发明例1和发明例2以及比较例1的照片，其中(a)是测量Mn耗尽层的照片，(b)是使用电子显微分析仪观察焊接部的照片。
最佳实施方式
发明人了解到，通过适当地控制合金组成、微细组织和制造条件，尤其，控制Al+Si的含量和酸洗时间来形成预定水平以上的Mn耗尽层，可以提供具有优异的液态金属脆化龟裂抵抗性的钢板，由此并完成了本发明。
下面，对本发明进行说明。首先，对本发明的合金成分和组成范围进行说明。下面，除非有特别说明，各元素含量的单位表示重量％。
C：0.04～0.35％
C是为了残余奥氏体的稳定化而添加的元素，并且需要添加0.04％以上的C。但是，当C的含量超过0.35％时，在如本发明所述含有大量的Mn的情况下，作为车辆结构部件的主要接合技术的点焊接性变差，因此，优选将C的上限限定在0.35％。因此，所述C的含量优选为0.04～0.35％的范围，可以更优选为0.07～0.30％。
Al+Si：0.99％以下
Al和Si抑制从铁素体内析出碳化物，并且促进铁素体内的碳扩散到奥氏体，从而有助于残余奥氏体的稳定化。但是，当Al+Si的含量超过0.99％时，点焊特性变差，从而液态金属脆化(Liquid Metal Embrittlement)龟裂抵抗性大幅度降低，因此，优选将Al+Si的上限限制在0.99％以下。然而，不限制Al+Si的下限且包含0％的原因在于，在如本发明所述含有大量的Mn的钢中，即使没有添加Al或Si，也容易确保残余奥氏体的稳定性，因此不做限制。因此，所述Al+Si的含量优选为0.99％以下的范围，可以更优选为0.95％以下。
Mn：3.5～10％
Mn是为了残余奥氏体的形成和稳定化以及冷却时抑制铁素体的转变而在相变组织钢中使用最多的元素。当添加小于3.5％的锰时，容易发生铁素体转变，并且由于不足以确保奥氏体，无法确保高机械物理性质，当添加超过10％的锰时，难以进行无头轧制生产，并且由于投入大量的合金铁，钢水温度降低等难以稳定地确保生产性。因此，所述Mn的含量优选为3.5～10％的范围，可以更优选为4.0～9.0％。
P：0.05％以下(0％除外)
P是固溶强化元素，但是，当P的含量超过0.05％时，焊接性降低，并且发生钢的脆性的风险增加，因此，优选地，将P的上限限定在0.05％。更优选地，将所述P的含量限制在0.02％以下，进一步更优选地，限制在0.01％以下。
S：0.02％以下(0％除外)
与P相同，S是钢中的杂质元素，并且是阻碍钢板的延展性和焊接性的元素。当S的含量超过0.02％时，阻碍钢板的延展性和焊接性的可能性高，因此，优选地，将S的上限限定在0.02％。更优选地，将所述S的含量限制在0.008％以下。
N：0.02％以下(0％除外)
N是对奥氏体的稳定化起到有效作用的成分，但是，当N的含量超过0.02％时，发生脆性的风险高，并且由于析出过量的AlN等，连铸质量降低，因此，优选将N的上限限定在0.02％。更优选地，将所述N的含量限制在0.008％以下。
除了所述合金成分以外，本发明的钢板还可以包含以下的附加合金成分。
Ti：0.15％以下
Ti是微细碳化物形成元素，并且有助于确保本发明的强度。另外，Ti是氮化物形成元素，并且将钢中的N析出为TiN以进行清除(scavenging)，从而抑制析出AlN并降低连铸时产生裂纹的风险，因此，更优选地，以化学当量将Ti添加48/14*[N]以上。当所述Ti的含量超过0.15％时，由于粗大的碳化物的析出以及钢中碳含量的减少，强度可能降低，并且连铸时喷嘴可能被堵住。
Nb：0.5％以下
Nb是通过偏析在奥氏体晶界来抑制退火热处理时的奥氏体晶粒的粗大化并通过形成微细碳化物来增加强度的元素，但是，当Nb的含量超过0.5％时，由于粗大的碳化物的析出以及钢中碳含量的减少，强度可能降低，并且由于合金的投入量过多，可能导致合金铁成本增加。
V：0.5％以下
V通过形成低温析出物而有助于增加强度，但是，当V的含量超过0.5％时，由于粗大的碳化物的析出以及钢中碳含量的减少，强度可能降低，并且由于合金的投入量过多，可能导致合金铁的成本增加。
Mo：0.5％以下
Mo具有通过提高淬透性来抑制铁素体的形成的优点，因此具有在退火后冷却时抑制铁素体的形成的优点。另外，通过形成微细的碳化物而极大地有助于提高强度。但是，当Mo的含量超过0.5％时，由于合金的投入量过多，可能导致合金铁的成本增加。
Zr：0.001～0.1％和W：0.001～0.5％
与Ti、Nb、V、Mo相同，所述Zr和W是对钢板的析出强化和晶粒微细化有效的元素。当所述Zr和W的含量小于0.001％时，难以确保如上所述的效果，当Zr的含量超过0.1％、W的含量超过0.5％时，没有所述效果的提高，另外，制造成本可能上升，并且由于过多的析出物，延展性可能降低。
Ni：1％以下，Cr：1.5％以下和Cu：0.5％以下
所述Ni、Cr和Cu是有助于残余奥氏体的稳定化的元素，并且通过与说明的所述C、Si、Mn、Al等的复合作用而有助于奥氏体的稳定化。但是，当Ni、Cr和Cu分别超过1％、1.5％和0.5％时，过多增加制造成本。另外，在本发明中，在热轧时Cu可能引起脆性，因此，更优选地，在添加Cu时一起添加Ni。
Cr是有助于残余奥氏体的稳定化的元素，并且通过与C、Si、Mn等的复合作用而有助于奥氏体的稳定化。但是，当Cr超过1.5％时，过多增加制造成本。
Sb：0.1％以下、Ca：0.01％以下和B：0.01％以下
Sb具有通过晶界偏析而阻碍Si、Al等表面氧化元素的移动以提高镀覆表面质量的效果，但是，当Sb的含量超过0.1％时，镀锌层的合金化延迟。Ca是通过控制硫化物的形态来提高加工性的有效元素，但是，当Ca的含量超过0.01％时，所述效果饱和。另外，B具有通过与Mn、Cr等的复合效果来提高淬火性从而抑制在高温下冷却时软质铁素体的转变的优点，但是，当B的含量超过0.01％时，在制造成镀覆钢板时，在表面富集过多的B，从而可能导致镀覆附着性变差。
本发明的剩余成分为铁(Fe)。但是，在传统的制造过程中，可能从原料或周围环境中不可避免地混入不期望的杂质，因此无法排除这些杂质。对于传统制造过程的技术人员来说，这些杂质是公知的，因此，在本说明书中不特别提及其所有内容。
另一方面，优选地，以体积分数计，本发明的钢板的微细组织包含10％以上的残余奥氏体、60％以上的退火马氏体、20％以下的α马氏体和ε马氏体。当残余奥氏体的分数小于10％时，材料在变形期间无法确保充分的加工硬化，从而延伸率变差，并且当α马氏体和ε马氏体超过20％时，可以容易确保强度，但是，由于材料内的位错的增加，延伸率变得非常差，因此，优选地，限制为如上所述的范围。
另外，优选地，本发明的钢板的Mn耗尽(depletion)层的平均厚度为从产品表面到0.5μm以上。所述Mn耗尽层是由钢板表层的退火马氏体和残余奥氏体中的所述残余奥氏体被选择性地蚀刻而产生。即，通过所述蚀刻钢板表层的组织主要由软质的退火马氏体层组成，并且形成Mn耗尽层，从而具有显著提高液态金属脆化(LME)龟裂抵抗性的效果。但是，当Mn耗尽层的深度小于0.5μm时，Mn耗尽层对LME龟裂抵抗性产生的影响变得微小，因此，优选地，限定为如上所述的范围。
对于所述钢板表层的Mn耗尽层区域的大小而言，很难通过一般的微细组织的观察来测量，但是，当使用电子显微分析仪(Electron Probe X-ray Micro Analyzer，EPMA)时，可以测量Mn耗尽层的定量深度。另一方面，实质上三维概念的深度测量方法不容易实现，但是，可以用一般观察微细组织时使用的通过观察截面测量深度的方法来代替。
在本发明中提供的钢板可以是冷轧钢板、热浸镀锌钢板、热浸镀锌合金钢板、电解镀锌钢板、物理气相沉积(PVD)镀锌钢板和热浸镀铝钢板中的一种。
下面，对本发明的钢板的制造方法进行详细说明。
首先，在1100～1300℃的温度下，对满足上述合金组成的钢坯进行再加热。当所述再加热温度小于1100℃时，热轧负荷急剧增加，当所述再加热温度超过1300℃时，表面氧化皮量增加并导致材料损失，当含有大量的Mn时，可能存在液相，因此，将所述再加热温度限制为如上所述的范围。因此，所述钢坯的再加热温度优选为1100～1300℃，更优选为1100～1250℃。
在Ar3以上且1000℃以下的温度下，对再加热的所述钢坯进行热精轧，以获得热轧钢板。当热精轧温度小于Ar3(在冷却奥氏体时铁素体开始出现的温度)时，在铁素体+奥氏体的两相区域或铁素体区域中发生轧制，从而形成混合晶粒组织，并且由于热轧负荷的变动而可能发生误操作。另一方面，当热精轧温度超过1000℃时，由于需要提高再加热温度而导致工艺成本的增加，另外，在粗轧中通过除锈(descaling)去除的板坯表层氧化物再次生成，从而使热轧钢板的质量变差。
在720℃以下的温度下，对所述热轧钢板进行收卷。当所述收卷温度超过720℃时，生成过多的钢板表面的氧化膜，从而可能引起表面缺陷，因此将收卷温度限制为如上所述的范围。收卷温度越低，热轧钢板的强度越高，从而存在作为后工艺的冷轧的轧制负荷增加的缺点，但是，如本发明所述在冷轧前进行热处理时，不会发生上述问题，因此对收卷温度的下限不做限制。然而，在冷轧机的轧制功能优异或在可逆轧机的情况下，可以不需要进行冷轧前的热处理。因此，所述收卷温度优选为720℃以下，更优选为650℃以下。
在Ac1～Ac1+(Ac3-Ac1)/2温度区域，对收卷的所述热轧钢板进行30分钟以上的热处理。为了降低强度，需要在铁素体和奥氏体同时存在的异相区域温度下进行因此，对于所述热处理温度而言，需要在奥氏体开始生成的Ac1以上的温度下进行热处理。但是，当所述热处理温度超过Ac1+(Ac3-Ac1)/2时，异相区域奥氏体的安全性降低，在冷却时形成很大分数的α马氏体和ε马氏体，从而在热处理后热轧钢板的强度再次增加，冷轧性变差。当所述热处理时间小于30分钟时，热处理时卷板内部的温度无法达到目标温度，从而难以确保用于冷轧的强度。另一方面，所述Ac1是在低温下提升温度时奥氏体开始出现的温度，Ac3是在升温时奥氏体成为100％的温度。
然后，对热处理的所述热轧钢板酸洗5秒以上。在所述酸洗工艺中通过适当地控制时间来将Mn耗尽层形成为0.5μm以上。然而，当所述酸洗时间小于5秒时，表层氧化物无法被充分去除，并且Mn耗尽层形成为小于0.5μm，从而镀覆性和液态金属脆化龟裂抵抗性变差。因此，热处理的所述热轧钢板的酸洗时间优选为5秒以上，更优选为10秒以上。另一方面，所述酸洗时间越长，越有利于形成Mn耗尽层，因此，在本发明中对所述酸洗时间的上限不作特别限制。然而，当所述酸洗时间超过3600秒时，由于过酸洗，可能无法确保所需的冷轧厚度。
对酸洗的所述冷轧钢板进行冷轧以获得冷轧钢板。在酸洗后进行冷轧时，一般根据冷压下率，退火时再结晶行为发生变化，因此，需要限制冷压下率的下限，但是，如本发明所述，在最终退火前进行第一次退火热处理时，对冷压下率不作特别限制。
还可以包括以下步骤：在所述冷轧后，在Ac3以上的温度下，对所述冷轧钢板进行退火热处理30秒以上，并进行冷却。其目的在于，在最终退火前限制由马氏体和残余奥氏体组成相，并且抑制由冷轧的钢板的变形的退火马氏体在最终两相区域退火时再结晶而发生的相(phase)间的硬度偏差。根据如上所述的原因，在本发明中，可以在最终两相区域退火热处理之前进行第一次单相区域退火。但是，在实际热处理中在Ac3以上进行热处理时，由于动力学(kinetics)问题，即使进行残留非常少量的退火马氏体的两相区域退火，对最终物理性质没有很大的影响。另一方面，还可以不进行所述退火热处理，这是因为当适当利用冷轧后增加的材料内的位错密度，可以通过一次退火热处理来确保更高的屈服强度和拉伸强度。
在所述第一次退火热处理后，进行最终退火热处理，所述最终退火热处理在580～900℃温度区域进行两相退火热处理10秒～5分钟后进行冷却，以同时确保强度和延展性以及形状质量。含有大量的Mn等的钢种在进行30分钟以上的长时间的最终退火热处理时，可以获取优异的拉伸强度和延伸率的平衡，但是，可以进行长时间的热处理的实质的方法是对卷板进行热处理的罩式(Batch)退火方式而不是使用传统的连续退火设备，因此，存在在热处理后沿轧制长度方向发生弯曲的缺点。连续退火时间的下限为10秒的原因在于，当没有进行充分的热处理时，由于在最终退火后残余奥氏体的分数低，无法确保充分的强度和延伸率，另一方面，将连续退火时间的上限限制在5分钟的原因在于，当退火5分钟以上时，为了保持材料的温度，消耗过多的热量，从而工艺成本可能大幅度增加。另一方面，当所述两相退火热处理的温度小于500℃时，由于奥氏体转变没有充分进行，最终残余奥氏体分数可能小于10％，因此，无法同时确保强度和延伸率，但是，当所述两相退火热处理的温度超过900℃时，由于热源的过度消耗，工艺成本增加过多。另外，异常区域奥氏体的分数大幅度增加，在冷却时形成大量的α马氏体和ε马氏体，从而容易确保强度，但是延伸率变差，因此，优选地，将退火热处理温度的上限限制为如上所述范围。
然后，还可以包括以下步骤：对两相退火热处理的所述冷轧钢板进行镀覆。此时，所述镀覆可以利用热浸镀锌、热浸镀锌合金、电解镀锌、PVD镀锌和热浸镀铝中的一种。
另外，所述热浸镀锌可以通过将两相退火热处理的所述冷轧钢板浸渍于Zn、Zn-Al、Al-Si、Al-Si-Mg和Zn-Mg-Al镀浴中的一种镀浴中而进行，并且所述PVD镀锌可以通过使用EML-PVD方法来进行。
具体实施方式
下面，通过实施例对本发明进行详细说明。但是，以下的实施例仅用于进一步详细说明本发明，而并不限定本发明的权利范围。
(实施例1)
将具有以下表1的组成的钢真空溶解为30kg的钢锭，然后在1200℃的温度下保持1小时，然后进行热轧并在900℃下完成精轧，然后将其装入预加热至600℃的炉中并保持1小时，然后进行炉冷以模拟热轧收卷。在600℃下，对冷却至常温的试片进行热处理10小时，并对其进行酸洗处理30秒，然后以50％的压下率进行冷轧。然后，在820℃下进行退火热处理2分钟后进行冷却，然后在640℃下进行两相退火热处理2分钟。在退火后通过电解电镀方法以60g/m2的附着量进行镀覆以形成镀锌层，并且使用表1的异种焊接材料进行点焊。在点焊之前测量微细组织，然后将其结果表示在以下表2中。
[表1]
Figure BDA0002287026330000121
[表2]
Figure BDA0002287026330000122
在以下表3中表示了为了观察液态金属脆化(Liquid Metal Embrittlement)龟裂抵抗性而使用的ISO标准点焊条件。为了根据ISO标准观察龟裂抵抗性，在获得发生火花(Spark)的最大电流值之后，在“最大电流值-0.5kA”的电流下进行点焊，并且按龟裂的各Type测量所述表1的异种材料和点焊后焊接部最大龟裂大小，然后将其结果表示在以下表3中。
[表3]
Figure BDA0002287026330000123
[表4]
Figure BDA0002287026330000131
从所述表1至表4可知，满足本发明中提出的合金组成，尤其，满足Al+Si含量和Mn耗尽层的深度的发明钢1至7在点焊时的最大龟裂大小为0.1t(t：材料厚度(mm))以下且示出优异的液态金属脆化性能。
相反，可知比较钢1至2的最大龟裂大小超过0.1t，从而具有较差的龟裂抵抗性。在比较钢1的情况下，Mn耗尽层的深度为2.2μm，且示出优异的水平，但是，Al+Si的含量超过本发明中提出的0.99％，从而示出较差的龟裂抵抗性。另外，在比较钢2的情况下，Al+Si超过0.99％，而且Mn耗尽层的深度也小于0.5μm，从而龟裂抵抗性进一步变差，从而相比比较钢1示出更大的龟裂大小。
图2是使用电子显微分析仪观察发明钢1和比较钢2的焊接部的照片，图3测量发明钢1至7以及比较例1和2的Mn耗尽层的照片。如图2所示，可以确认比较钢2几乎没有产生龟裂，相反，比较钢1产生了较大的龟裂。
(实施例2)
如以下表5中的记载所示，在与实施例1的制造条件相同且仅改变酸洗时间的情况下，将具有所述发明钢1的合金组成的钢制造为钢板。针对如上所述制造的钢板，测量Mn耗尽层和将所述钢板与表1的异种材料点焊后根据Type的焊接部的最大龟裂大小，并将其结果表示在以下表5中。
[表5]
Figure BDA0002287026330000141
从上述表5中可知，在满足本发明中提出的酸洗时间的发明例1和2的情况下，Mn耗尽层形成为0.5μm以上，因此，可以知道液态金属脆化龟裂抵抗性为高水平。另一方面，在比较例1的情况下，即使Al+Si的含量为0.99％以下，由于酸洗时间小于5秒，Mn耗尽层的深度形成为小于0.5μm，因此，液态金属脆化龟裂抵抗性变差，从而可以知道龟裂的大小超过0.1t。
图4是观察本发明的实施例2的发明例1和2以及比较例1的照片，其中(a)是测量Mn耗尽层的照片，(b)是使用电子显微分析仪观察焊接部的照片。如图4可知，在发明例1和2的情况下，没有发生龟裂，或者几乎没有发生龟裂，相反，在比较例1的情况下，发生了较大的龟裂。

Claims (16)

1.一种液态金属脆化龟裂抵抗性优异的钢板，以重量％计，所述钢板包含：C：0.04～0.35％、Al+Si：0.99％以下、Mn：3.5～10％、P：0.05％以下(0％除外)、S：0.02％以下(0％除外)、N：0.02％以下(0％除外)、余量的Fe和其他不可避免的杂质，
以体积分数计，微细组织包含10％以上的残余奥氏体、60％以上的退火马氏体以及20％以下的α马氏体和ε马氏体，
Mn耗尽层的平均厚度为从产品表面到0.5μm以上。
2.根据权利要求1所述的液态金属脆化龟裂抵抗性优异的钢板，其中，
所述钢板还包含选自由Ti：0.15％以下、Nb：0.5％以下、V：0.5％以下和Mo：0.5％以下组成的组中的一种以上。
3.根据权利要求1所述的液态金属脆化龟裂抵抗性优异的钢板，其中，
所述钢板还包含Zr：0.001～0.1％和W：0.001～0.5％中的一种以上。
4.根据权利要求1所述的液态金属脆化龟裂抵抗性优异的钢板，其中，
所述钢板还包含选自由Ni：1％以下、Cr：1.5％以下和Cu：0.5％以下组成的组中的一种以上。
5.根据权利要求1所述的液态金属脆化龟裂抵抗性优异的钢板，其中，
所述钢板还包含选自由Sb：0.1％以下、Ca：0.01％以下和B：0.01％以下组成的组中的一种以上。
6.根据权利要求1所述的液态金属脆化龟裂抵抗性优异的钢板，其中，
所述钢板为冷轧钢板、热浸镀锌钢板、热浸镀锌合金钢板、电解镀锌钢板、物理气相沉积镀锌钢板和热浸镀铝钢板中的一种。
7.一种液态金属脆化龟裂抵抗性优异的钢板的制造方法，包括以下步骤：
在1100～1300℃的温度下，对钢坯进行再加热，以重量％计，所述钢坯包含：C：0.04～0.35％、Al+Si：0.99％以下、Mn：3.5～10％、Cr：1.5％以下(0％除外)、P：0.05％以下(0％除外)、S：0.02％以下(0％除外)、N：0.02％以下(0％除外)、余量的Fe和其他不可避免的杂质；
在Ar3以上且1000℃以下的温度下，对再加热的所述钢坯进行热精轧，以获得热轧钢板；
在720℃以下的温度下，对所述热轧钢板进行收卷；
在Ac1～Ac1+(Ac3-Ac1)/2温度区域，对收卷的所述热轧钢板进行热处理30分钟以上；
对热处理的所述热轧钢板进行酸洗5秒以上；
对酸洗的所述热轧钢板进行冷轧，以获得冷轧钢板；
在580～900℃温度区域，对冷却的所述冷轧钢板进行两相退火热处理10秒～5分钟。
8.根据权利要求7所述的液态金属脆化龟裂抵抗性优异的钢板的制造方法，其中，
所述钢坯还包含选自由Ti：0.15％以下、Nb：0.5％以下、V：0.5％以下和Mo：0.5％以下组成的组中的一种以上。
9.根据权利要求7所述的液态金属脆化龟裂抵抗性优异的钢板的制造方法，其中，
所述钢坯还包含Zr：0.001～0.1％和W：0.001～0.5％中的一种以上。
10.根据权利要求7所述的液态金属脆化龟裂抵抗性优异的钢板的制造方法，其中，
所述钢坯还包含选自由Ni：1％以下、Cr：1.5％以下和Cu：0.5％以下组成的组中的一种以上。
11.根据权利要求7所述的液态金属脆化龟裂抵抗性优异的钢板的制造方法，其中，
所述钢坯还包含选自由Sb：0.1％以下、Ca：0.01％以下和B：0.01％以下组成的组中的一种以上。
12.根据权利要求7所述的液态金属脆化龟裂抵抗性优异的钢板的制造方法，还包括以下步骤：
在所述两相退火热处理之前，在Ac3以上的温度下，对所述冷轧钢板进行退火热处理30秒以上并进行冷却。
13.根据权利要求7所述的液态金属脆化龟裂抵抗性优异的钢板的制造方法，还包括以下步骤：
对两相退火热处理的所述冷轧钢板进行镀覆。
14.根据权利要求13所述的液态金属脆化龟裂抵抗性优异的钢板的制造方法，其中，
在所述镀覆步骤中利用热浸镀锌、热浸镀锌合金、电解镀锌、物理气相沉积镀锌和热浸镀铝中的一种。
15.根据权利要求14所述的液态金属脆化龟裂抵抗性优异的钢板的制造方法，其中，
所述热浸镀锌是将两相退火热处理的所述冷轧钢板浸渍于Zn、Zn-Al、Al-Si、Al-Si-Mg和Zn-Mg-Al镀浴中的一种镀浴中而进行。
16.根据权利要求14所述的液态金属脆化龟裂抵抗性优异的钢板的制造方法，其中，
所述物理气相沉积镀锌是利用EML-PVD方法来进行。
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