CN114026261B - 钢板 - Google Patents

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Abstract

一种钢板，其金相组织以体积分数计为回火马氏体：95％以上；铁素体、珠光体、贝氏体、淬火马氏体和残余奥氏体的一种以上：总计为5％以下，在所述钢板(10)的与板厚方向平行的截面中，将板厚设为t时，在以t/2的位置为中心的300μm见方的区域内，以9.8N的载荷在30个点测得的维氏硬度的标准偏差为30以下，在以t/2的位置为中心的100μm见方的区域内，以最大载荷1mN测定100个点的纳米硬度时，任意的测定点和与所述任意的测定点相邻的8个测定点的纳米硬度之差为3GPa以上的测定点的比例为10％以下，所述钢板的拉伸强度为1100MPa以上。该钢板具备高的强度和优异的抗碰撞性。

Description

钢板
技术领域
本发明涉及钢板。
背景技术
为了确保汽车碰撞时的安全性和减轻重量，要求汽车结构部件同时具有高的强度和优异的抗碰撞性。
专利文献1(日本特开2013-227614号公报)中记载了一种高强度钢板，其通过以5～100℃/s的升温速度将具有规定的化学组成的冷轧钢板加热至Ac3点以上且950℃以下的温度范围，加热后冷却时，以50℃/s以上的冷却速度冷却至Ar3～350℃的温度范围，热冲压后的拉伸强度为1470MPa以上。
专利文献2(日本特开2015-117403号公报)中记载了一种高强度热浸镀锌钢板及其制造方法，其从距离钢板表面100μm位置处的维氏硬度减去距离钢板表面20μm深度位置处的维氏硬度得到的值(△Hv)为30以上。
专利文献3和4中记载了一种具有规定的化学组成的冷轧钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2013-227614号公报
专利文献2：日本特开2015-117403号公报
专利文献3：国际公开公报第2009/110607号
专利文献4：日本特开2009-215571号公报
发明内容
发明要解决的问题
专利文献1所述的发明在获得高强度部件方面具有优异的效果，但期望一种除了拉伸强度以外，进一步改善了抗碰撞性的钢板。
专利文献2所述的发明中，由于具有以体积分数计含有20～50％的回火马氏体的微观组织，因而无法得到充分的硬度，抗碰撞性变差。
专利文献3和4的发明中，虽然采用两步热处理，但第1次热处理的温度高达1100～1200℃。因此，无法得到充分的硬度，抗碰撞性变差。
为了确保抗碰撞性，抑制裂纹的生成和扩展是很重要的。为了抑制裂纹的生成和扩展，考虑了使钢板的金相组织均质化，具体而言使其形成为单一组织。专利文献1所述的高强度部件中，由于金相组织为大致马氏体单相，因此从金相组织的角度来说可以认为是大致均匀的。
但是，本发明人等经过更详细的研究，发现除了金相组织以外，在硬度方面也减少偏差，从而进一步改善抗碰撞性。
本发明的目的在于，提供可以兼具高的强度和优异的抗碰撞性的钢板。
用于解决问题的方案
本发明人等首先对各种钢板的与板厚方向平行的截面(以下，称为板厚截面。)中的维氏硬度(宏观硬度)和纳米硬度(微观硬度)这两者进行了测定。结果发现，抗碰撞性优异的钢板与抗碰撞性差的钢板相比，宏观硬度和微观硬度这两者的偏差均小。认为这种宏观硬度和微观硬度不均匀是由热轧时生成的粗大的碳化物引起的。
为此，本发明人等对减少粗大的碳化物的方法进行了进一步的研究。一般而言，粗大的碳化物在通常的热处理循环中难以溶解。特别是富含Mn等合金元素的碳化物的溶解在通常的热处理循环中会大幅度延迟。为了促进碳化物的溶解，将加热温度设为高温以及延长加热时间是有效的。但是，确认了在实际的操作中可以控制的热处理条件范围内调节加热温度和加热时间时，促进碳化物溶解的效果小。
碳化物的溶解是由元素的扩散引起的现象。本发明人等着眼于以晶界作为扩散路径的晶界扩散比在晶粒内扩散的晶粒内扩散的元素的扩散系数大。然后，本发明人等为了有效地利用晶界扩散，尝试利用了含有大量晶界的马氏体。具体而言，确认了通过多阶段热处理，即首先进行热处理，得到包含大量晶界的马氏体组织后，再次进行热处理，可以减少粗大的碳化物。除此之外，还确认了通过将热轧后的卷取温度设为550℃以下，可以减少热轧后的碳化物量，并且抑制合金元素向碳化物富集。
另外，本发明人等发现，通过提高钢板的弯曲性，可以进一步提高抗碰撞性。钢板发生弯曲变形时，弯曲外周表层部的圆周方向上会受到较大的拉伸应力，同时弯曲内周表层部会受到较大的压缩应力。通过在钢板的表层设置软质层，可以缓和钢板的弯曲变形时在钢板的表层所产生的拉伸应力和压缩应力，从而改善钢板的弯曲性。本发明人等发现，通过在钢板的表层设置软质层，同时提高该软质层中硬度的均匀性，可以进一步提高钢板的弯曲性。
由此得到的本发明的要旨为下述(1)或(2)所示。
(1)一种钢板，其金相组织以体积分数计为
回火马氏体：95％以上；
铁素体、珠光体、贝氏体、淬火马氏体和残余奥氏体的一种以上：总计小于5％，
在所述钢板的与板厚方向平行的截面中，将板厚设为t时，
在以t/2的位置为中心的300μm见方的区域内，以9.8N的载荷在30个点测得的维氏硬度的标准偏差为30以下，
将以t/2的位置为中心的100μm见方的区域划为100个10×10的小区域，当在各个所述小区域的中心以最大载荷1mN测定纳米硬度时，与周围8个所述小区域中的任意一个所述小区域的纳米硬度之差为3GPa以上的所述小区域为10个以下，
所述钢板的化学组成以质量％计为
C：0.18％以上且0.40％以下、
Si：0.01％以上且2.50％以下、
Mn：0.60％以上且5.00％以下、
P：0.0200％以下、
S：0.0200％以下、
N：0.0200％以下、
O：0.0200％以下、
Al：0％以上且1.00％以下、
Cr：0％以上且2.00％以下、
Mo：0％以上且0.50％以下、
Ti：0％以上且0.10％以下、
Nb：0％以上且0.100％以下、
B：0％以上且0.0100％以下、
V：0％以上且0.50％以下、
Cu：0％以上且0.500％以下、
W：0％以上且0.100％以下、
Ta：0％以上且0.100％以下、
Ni：0％以上且1.00％以下、
Co：0％以上且1.00％以下、
Sn：0％以上且0.050％以下、
Sb：0％以上且0.050％以下、
As：0％以上且0.050％以下、
Mg：0％以上且0.050％以下、
Ca：0％以上且0.050％以下、
Y：0％以上且0.050％以下、
Zr：0％以上且0.050％以下、
La：0％以上且0.050％以下、
Ce：0％以上且0.050％以下、
余量：Fe和杂质，
所述钢板的拉伸强度为1100MPa以上。
(2)一种钢板，其具备：由上述(1)的钢板构成的基材层、和形成在所述基材层的至少一个表面上的软质层，
每单侧的所述软质层的厚度大于10μm且为0.15t以下，
在距离所述软质层的表面10μm的位置处，以4.9N的载荷在150个点测得的维氏硬度的标准偏差为30以下，
所述软质层的平均维氏硬度Hv1为t/2的位置处的平均维氏硬度Hv0的0.9倍以下。
上述(1)或(2)的钢板，其表面可以具备热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层或电镀锌层。
发明的效果
根据本发明，可得到可以兼具高的强度和优异的抗碰撞性的钢板。
附图说明
图1是示意性地示出钢板的硬度测定位置和测定区域的图。图1的(a)是示出钢板截面的一部分的图；图1的(b)是图1的(a)所示的B区域的放大图。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。
(金相组织)
对本实施方式涉及的钢板的金相组织进行说明。本实施方式涉及的钢板的金相组织以体积分数计为回火马氏体：95％以上；铁素体、珠光体、贝氏体、淬火马氏体和残余奥氏体的一种以上：总计小于5％。
通过使回火马氏体为95％以上，可以得到充分的钢板的强度。从该角度出发，回火马氏体优选为98％以上。
另外，对于铁素体、珠光体、贝氏体、淬火马氏体和残余奥氏体的一种以上，总计小于5％是可以接受的。
(宏观硬度)
接着，对本实施方式涉及的钢板的硬度进行说明。图1的(a)和图1的(b)示意性地示出了钢板的硬度测定位置和测定区域。图1的(a)示出了本实施方式涉及的钢板10的与板厚方向平行的截面(与轧制方向R平行的板厚截面)的一部分。图1的(b)是图1的(a)所示的B区域的放大图。
实施方式涉及的钢板的宏观硬度是在图1的(a)所示的区域A中测定的。区域A是将钢板10的板厚设为t时，在钢板10的与板厚方向平行的截面中，以距离钢板10的表面10a的t/2的位置为中心的300μm见方的区域。在区域A中，以9.8N的载荷随机测定30个点的维氏硬度，求出这些维氏硬度的标准偏差。在本实施方式涉及的钢板中，该标准偏差为30以下。若形成粗大的碳化物，则宏观硬度容易产生偏差。因此，宏观硬度的偏差小可以作为粗大的碳化物的形成得到抑制的指标。通过使上述标准偏差为30以下，可以降低由粗大的碳化物引起的宏观硬度的偏差，改善钢板的抗碰撞性。另外，在5个区域内同样地进行上述求出维氏硬度的标准偏差的作业，各区域的标准偏差的相加平均值优选为30以下，该相加平均值更优选为25以下。需要说明的是，钢板受到拉伸应力时，容易从板厚中心部发生断裂。因此，优选t/2的位置处的硬度的偏差小。因此，按照上述在以t/2的位置为中心的区域内测定维氏硬度。
(微观硬度)
在图1的(a)和图1的(b)所示的区域B内测定实施方式涉及的钢板的微观硬度。区域B是将钢板10的板厚设为t时，在钢板10的与板厚方向平行的截面中，以距离钢板10的表面10a的t/2的位置为中心的100μm见方的区域。将区域B划为100个大小相同的10×10的小区域，在各个小区域的中心，以最大载荷1mN测定纳米硬度。即，以最大载荷1mN测定100个点的纳米硬度。并且，将与周围8个小区域内的任意一个小区域的纳米硬度之差为3GPa以上的小区域设为10个以下。以下，更详细地进行说明。
如图1的(b)所示，将任意的小区域内的纳米硬度设为H00时，该任意的小区域周围的8个小区域即为上述“周围的8个小区域”。假设各个小区域内的纳米硬度为H01、H02、H03、H04、H05、H06、H07和H08，以|H00-H01|、|H00-H02|、|H00-H03|、|H00-H04|、|H00-H05|、|H00-H06|、|H00-H07|和|H00-H08|计算各个纳米硬度之差。并且，只要该8个差值中，有1个为3GPa以上，即作为“与周围8个小区域中的任意一个小区域内的纳米硬度之差为3GPa以上的小区域”。在除了区域B中的最外面的小区域之外的64个小区域进行该作业，求出“与周围8个小区域中的任意一个小区域内的纳米硬度之差为3GPa以上的小区域”的个数。本实施方式涉及的钢板中，该个数为10个以下。该个数优选为8个以下。另外，在5个区域中同样地进行上述求出纳米硬度的作业，优选上述个数的相加平均值为10个以下，更优选为8个以下。认为由于这种微观硬度的偏差小，因此由元素的偏析引起的硬度的偏差小，从而可以提高钢板的抗碰撞性。需要说明的是，在以t/2的位置为中心的区域内测定纳米硬度的原因与上述宏观硬度的测定相同。
(拉伸强度)
本实施方式涉及的钢板的拉伸强度为1100MPa以上。尤其优选为1200MPa以上，更优选为1400MPa以上，进一步优选为1470MPa以上。需要说明的是，本发明的钢板的拉伸强度通过拉伸试验求出。具体而言，按照JIS Z 2241(2011)，采用与钢板的轧制方向成直角地截取的JIS No.5试验片进行拉伸试验，将测得的拉伸最大强度作为钢板的拉伸强度。
(化学组成)
接着，对本实施方式涉及的钢板的化学组成进行说明。需要说明的是，涉及各元素的含量的“％”表示“质量％”。
C：0.18％以上且0.40％以下
C是确保规定量的马氏体、改善钢板的强度的元素。通过将C的含量设为0.18％以上，容易形成规定量的马氏体，使钢板的强度为1100MPa以上。根据其它条件的不同，有时难以获得11000以上的强度，因此，C的含量优选为0.22％以上。另一方面，从抑制钢板的强度过度提高而引起脆化的角度出发，C的含量优选设为0.40％以下。优选C含量为0.38％以下。
Si：0.01％以上且2.50％以下
Si是作为脱氧剂发挥作用的元素。另外，Si是通过固溶强化来改善钢板的强度的元素。为了获得通过含有Si而具有的这些效果，将Si的含量设为0.01％以上。另一方面，从抑制钢板脆化从而加工性降低的角度出发，Si的含量设为2.50％以下。Si是铁素体稳定化元素，如果其含量多，存在铁素体量过多的情况。尤其是热处理时的冷却速度快时，可能产生问题。因此，Si的含量优选小于0.60％，进一步优选为0.58％以下。
Mn：0.60％以上且5.00％以下
Mn是作为脱氧剂发挥作用的元素，也是改善淬火性的元素。为了通过Mn得到充分的回火马氏体，将Mn的含量设为0.60％以上。另一方面，Mn的含量若过多，则会形成粗大的Mn氧化物，其可能成为压制成型时的断裂的起点。因此，从抑制由此钢板加工性劣化的角度出发，Mn的含量设为5.00％以下。
P：0.0200％以下
P属于杂质元素，是在钢板的板厚中心偏析使韧性降低，或使焊接部脆化的元素。从抑制钢板的加工性、抗碰撞性降低的角度出发，P的含量越少越优选。具体而言，将P的含量设为0.0200％以下。优选P的含量为0.0100％以下。不过，实用钢板中，若将P的含量降低至小于0.00010％，则制造成本会大幅上升，在经济方面是不利的。因此，P的含量也可以为0.00010％以上。
S：0.0200％以下
S属于杂质元素，是会损害焊接性或损害铸造时与热轧时的制造性的元素。另外，S也是会形成粗大的MnS而阻碍扩孔性的元素。从抑制焊接性的降低、制造性的降低以及抗碰撞性的降低的角度出发，S的含量越少越优选。具体而言，S的含量设为0.0200％以下。S的含量优选为0.0100％以下。不过，实用钢板中，若将S的含量降低至小于0.000010％，则制造成本会大幅上升，在经济方面是不利的。因此，S的含量也可以为0.000010％以上。
N：0.0200％以下
N是会形成粗大的氮化物，使钢板的成形性、抗碰撞性劣化或成为焊接时的吹孔的发生原因的元素。因此，N的含量优选设为0.0200％以下。
O：0.0200％以下
O是会形成粗大的氧化物，使钢板的成形性、抗碰撞性劣化或成为焊接时的吹孔的发生原因的元素。因此，O的含量优选为0.0200％以下。
Al：0％以上且1.00％以下
Al是作为脱氧剂发挥作用的元素，可以根据需要添加。为了获得通过含有Al而具有的上述效果，Al的含量优选为0.02％以上。不过，从抑制生成粗大的Al氧化物而使钢板的加工性降低的角度出发，Al的含量优选为1.00％以下。
Cr：0％以上且2.00％以下
Cr是与Mn一样提高淬火性，对提高钢的强度有效的元素。Cr的含量可以为0％，不过，为了获得通过含有Cr而具有的上述效果，Cr的含量优选为0.10％以上。另一方面，从抑制形成粗大的Cr碳化物而使冷成型性降低的角度出发，Cr的含量优选为2.00％以下。
Mo：0％以上且0.50％以下
Mo是与Mn、Cr一样对提高钢的强度有效的元素。Mo的含量可以为0％，但为了获得通过含有Mo而具有的上述效果，Mo的含量优选为0.01％以上。另一方面，从抑制形成粗大的Mo碳化物而使冷加工性降低的角度出发，Mo的含量优选为0.50％以下。
Ti：0％以上且0.10％以下
Ti是对控制碳化物的形态有效的元素。因此，可以根据需要使钢板含有Ti。使钢板含有Ti时，Ti的含量优选为0.001％以上。不过，从抑制钢板的加工性降低的角度出发，Ti的含量越少越优选，优选为0.10％以下。
Nb：0％以上且0.100％以下
Nb是与Ti一样对控制碳化物的形态有效的元素，也是对使组织微细化从而改善韧性有效的元素。因此，可以根据需要使钢板含有Nb。使钢板含有Nb时，Nb的含量优选为0.001％以上。不过，从抑制大量微细且硬质的Nb碳化物析出而使钢板的强度提高、并且延展性劣化的角度出发，Nb的含量优选为0.100％以下。
B：0％以上且0.0100％以下
B是抑制自奥氏体的冷却过程中的铁素体和珠光体的生成，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是有助于提高钢的强度的元素。因此，可以根据需要使钢板含有B。使钢板含有B时，B的含量优选为0.0001％以上。需要说明的是，对于小于0.0001％的B的鉴定，在分析时需要特别注意，并且根据分析装置的不同，可能达到检测下限。另一方面，从抑制可能成为钢板的压制成型过程中的空隙的发生起点的粗大的B氮化物的生成的角度出发，B的含量优选为0.0100％以下。
V：0％以上且0.50％以下
V是与Ti、Nb一样对控制碳化物的形态有效的元素，也是对通过使组织微细化而改善钢板的韧性有效的元素。因此，可以根据需要使钢板含有V。使钢板含有V时，V的含量优选为0.001％以上。另一方面，从抑制大量微细的V碳化物析出而使钢板的强度提高、并且延展性劣化的角度出发，V的含量优选为0.50％以下。
Cu：0％以上且0.500％以下
Cu是对提高钢的强度有效的元素。Cu的含量可以为0％，但为了获得通过使钢板含有Cu而具有的该效果，Cu的含量优选为0.001％以上。另一方面，从抑制热轧时的热脆性引起的生产率降低的角度出发，Cu的含量优选为0.500％以下。
W：0％以上且0.100％以下
W是与Nb、V一样对控制碳化物的形态与提高钢的强度有效的元素。W的含量可以为0％，但为了获得通过使钢板含有W而具有的该效果，W的含量优选为0.001％以上。另一方面，从抑制大量微细的W碳化物析出而使钢板的强度提高、并且延展性劣化的角度出发，W的含量优选为0.100％以下。
Ta：0％以上且0.100％以下
Ta是与Nb、V、W一样对控制碳化物的形态与提高钢的强度有效的元素。Ta的含量可以为0％，但为了获得通过使钢板含有Ta而具有的该效果，Ta的含量优选为0.001％以上，更优选为0.002％以上。另一方面，从抑制大量微细的Ta碳化物析出而使钢板的强度提高、并且延展性劣化的角度出发，Ta的含量优选为0.100％以下，更优选为0.080％以下。
Ni：0％以上且1.00％以下
Ni是对提高钢的强度有效的元素。Ni的含量可以为0％，但为了获得通过使钢板含有Ni而具有的该效果，Ni的含量优选为0.001％以上。另一方面，从抑制钢板的延展性降低的角度出发，Ni的含量优选为1.00％以下。
Co：0％以上且1.00％以下
Co是与Ni一样对提高钢的强度有效的元素。Co的含量可以为0％，但为了获得通过使钢板含有Co而具有的该效果，Co的含量优选为0.001％以上。另一方面，从抑制钢板的延展性降低的角度出发，Co的含量优选为1.00％以下。
Sn：0％以上且0.050％以下
Sn是使用废料作为原料时有可能包含在钢中的元素。Sn的含量越少越优选，可以为0％。从抑制由铁素体的脆化引起的冷成型性降低的角度出发，Sn的含量优选为0.050％以下，更优选为0.040％以下。不过，从抑制精炼成本上升的角度出发，Sn的含量也可以为0.001％以上。
Sb：0％以上且0.050％以下
Sb是与Sn一样使用废料作为钢原料时有可能包含在钢中的元素。Sb的含量越少越优选，可以为0％。从抑制钢板的冷成型性降低的角度出发，Sb的含量优选为0.050％以下，更优选为0.040％以下。不过，从抑制精炼成本上升的角度出发，Sb的含量也可以为0.001％以上。
As：0％以上且0.050％以下
As是与Sn、Sb一样使用废料作为钢原料时有可能包含在钢中的元素。As的含量越少越优选，可以为0％。从抑制钢板的冷成型性降低的角度出发，As的含量优选为0.050％以下，更优选为0.040％以下。不过，从抑制精炼成本上升的角度出发，As的含量也可以为0.001％以上。
Mg：0％以上且0.050％以下
Mg是微量含有就可以控制硫化物的形态的元素。Mg的含量可以为0％，但为了获得通过使钢板含有Mg而具有的该效果，Mg的含量优选为0.0001％以上，更优选为0.0005％以上。另一方面，从抑制粗大的夹杂物的形成引起的冷成型性降低的角度出发，Mg的含量优选为0.050％以下，更优选为0.040％以下。
Ca：0％以上且0.050％以下
Ca是与Mg一样微量含有就可以控制硫化物的形态的元素。Ca的含量可以为0％，但为了获得通过使钢板含有Ca而具有的该效果，Ca的含量优选为0.001％以上。另一方面，从抑制粗大的Ca氧化物生成而使钢板的冷成型性降低的角度出发，Ca的含量优选为0.050％以下，更优选为0.040％以下。
Y：0％以上且0.050％以下
Y是与Mg、Ca一样微量含有就可以控制硫化物的形态的元素。Y的含量可以为0％，但为了获得通过使钢板含有Y而具有的该效果，Y的含量优选为0.001％以上。另一方面，从抑制粗大的Y氧化物生成而使钢板的冷成型性降低的角度出发，Y的含量优选为0.050％以下，更优选为0.040％以下。
Zr：0％以上且0.050％以下
Zr是与Mg、Ca、Y一样微量含有就可以控制硫化物的形态的元素。Zr的含量可以为0％，但为了获得通过使钢板含有Zr而具有的该效果，Zr的含量优选为0.001％以上。另一方面，从抑制粗大的Zr氧化物生成而使钢板的冷成型性降低的角度出发，Zr的含量优选为0.050％以下，更优选为0.040％以下。
La：0％以上且0.050％以下
La是微量含有就对控制硫化物的形态有效的元素。La的含量可以为0％，但为了获得通过使钢板含有La而具有的该效果，La的含量优选为0.001％以上。另一方面，从抑制粗大的La氧化物生成而使钢板的冷成型性降低的角度出发，La的含量优选为0.050％以下，更优选为0.040％以下。
Ce：0％以上且0.050％以下
Ce是与La一样微量含有就对控制硫化物的形态有效的元素。Ce的含量可以为0％，但为了获得通过使钢板含有Ce而具有的该效果，Ce的含量优选为0.001％以上。另一方面，从抑制Ce氧化物生成而使钢板的成形性降低的角度出发，Ce的含量优选为0.050％以下，更优选为0.040％以下。
需要说明的是，本实施方式涉及的钢板的化学组成的余量为Fe和杂质。杂质是从钢原料或废料中不可避免混入的元素或炼钢过程中不可避免混入的元素，可以列举出在本发明的钢板能够获得上述本发明的效果的范围内允许含有的元素。
(具备软质层的钢板)
在本发明中，可以是具备由上述钢板构成的基材层、和形成在所述基材层的至少一个表面上的软质层的钢板。该软质层如下确定。首先，在板厚1/2的位置处，在垂直于板厚方向且平行于轧制方向的直线上，以压痕载荷4.9N测定5个点的维氏硬度。将如此测定得到的5个点的维氏硬度的相加平均值作为板厚1/2的位置处的平均维氏硬度Hv0。然后，从板厚1/2的位置至表面，以板厚的2％的间隔在垂直于板厚方向且平行于轧制方向的直线上，与上述一样分别测定5个点的维氏硬度。求出如此测定得到的各个板厚方向位置的5个点的维氏硬度的平均值，将其平均值作为各个板厚方向位置的平均维氏硬度。接着，将与相对于板厚1/2的位置处的平均维氏硬度Hv0的平均维氏硬度为0.9倍以下的板厚方向位置相比靠近表面的一侧定义为软质层。
将钢板的板厚设为t时，软质层的厚度t0优选设为大于10μm且为0.15t以下。通过将软质层的厚度设为大于10μm，可以容易地改善钢板的弯曲性。另外，通过将软质层的厚度t0设为0.15t以下，可以抑制钢板的强度过度降低。上述软质层的厚度t0是每单侧的软质层的厚度。软质层以大于10μm且为0.15t以下的厚度形成在基材层的至少一个表面上即可。例如，若一个表面上形成了厚度大于10μm且为0.15t以下的软质层，则形成在另一个表面上的软质层的厚度t0可以为10μm以下。不过，优选在两个表面上形成厚度大于10μm且为0.15t以下的软质层。需要说明的是，本发明的实施方式的钢板的板厚t无特别限定，优选为0.8mm以上，板厚t优选为1.8mm以下。
(软质层的硬度)
在钢板的与板厚方向平行的截面(与轧制方向R平行的板厚截面)中，在距离钢板的表面10μm的位置处，以4.9N的载荷在150个点测得的维氏硬度的标准偏差优选为30以下。为了减少钢板的弯曲变形过程中的裂纹的发生起点，表层上的软质层的组织的均匀性很重要。另外，软质层的平均维氏硬度Hv1优选为t/2的位置处的平均维氏硬度Hv0的0.9倍以下，更优选为0.8倍以下，进一步优选为0.7倍以下。这是因为表层的软质层越相对地为软质，越容易改善钢板的弯曲性。另外，t/2的位置处的平均维氏硬度Hv0的求法如上所述，对于软质层的平均维氏硬度Hv1，在如上所述定义的软质层中，以4.9N的载荷随机测定10个点的维氏硬度，取这10个点的维氏硬度的平均值。
(镀覆钢板)
本实施方式涉及的钢板可以是在表面具有镀层的钢板。该镀层可以是例如热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层或电镀锌层中的任意1种。
(制造方法)
接着，对本实施方式涉及的钢板的制造方法进行说明。下述说明的制造方法是本实施方式涉及的钢板的制造方法的一例，本实施方式涉及的钢板的制造方法并不限于下述说明的方法。
制造具有上述化学组成的钢片，使用得到的钢片，通过下述的制造方法可以制造本实施方式涉及的钢板。
“铸造工序”
对于使用具有上述化学组成的钢水制造钢片的方法，没有特别限定，可以通过例如连铸造板坯、薄板坯连铸机等一般的方法制造钢片。
“热轧工序”
热轧条件也没有特别限定。例如，在热轧工序中，优选首先将上述钢片加热至1100℃以上，进行20分钟以上的均热处理。这是为了促进粗大夹杂物的再溶解。加热温度更优选为1200℃以上，均热保持时间更优选为25分钟以上。另外，加热温度优选为1350℃以下，均热保持时间优选为60分钟以下。
另外，在热轧工序中，在对如上所述加热的钢片进行热轧时，优选在850℃以上且1000℃以下的温度范围内进行精轧。精轧时更优选的下限为860℃，更优选的上限为950℃。
“卷取工序”
在550℃以下的温度下将上述精轧的热轧钢板卷绕成卷。通过将卷取温度设为550℃以下，可以抑制卷取工序时所生成的碳化物中的Mn、Si等合金元素的富集。因此，可以在后续说明的多阶段热处理中，充分减少钢板中未溶解的碳化物。其结果，容易使宏观硬度和微观硬度在本发明规定的范围内，可以提高钢板的抗碰撞性。卷取温度更优选为500℃以下。需要说明的是，由于在室温附近进行卷取会降低生产率，因此，卷取温度优选为20℃以上。
也可以根据需要对上述热轧钢板实施以软化为目的的再加热处理。
“酸洗工序”
将卷取得到的热轧钢板复卷，并进行酸洗。通过进行酸洗，可以去除热轧钢板表面的氧化皮，改善冷轧钢板的化学转化处理性、镀覆性。酸洗可以进行一次，也可以分成多次进行。
“冷轧工序”
以30％以上且90％以下的压下率对酸洗后的热轧钢板进行冷轧。通过将压下率设为30％以上，容易使钢板的形状保持平坦，容易抑制最终产品的延展性的降低。另一方面，通过将轧制率设为90％以下，可以抑制冷轧载荷过大，使冷轧变得容易。轧制率的下限优选设为45％，上限优选设为70％。对于轧制道次数、各道次的压下率没有特别限制。
“多阶段热处理工序”
本发明的钢板通过在上述冷轧工序后实施至少2次的热处理来制造。
(第1次热处理)
在第1次热处理中，首先，进行将钢板加热至Ac3点以上且1000℃以下的温度并保持10秒以上的加热工序。制造表面具备软质层的钢板时，通过露点控制将气氛设为1.0×10-21[atm](1.013×10-16[Pa])以上的氧分压，进行将钢板加热至Ac3点以上且1000℃以下的温度并保持20秒以上的加热工序。然后，按照下述1)或2)的条件进行冷却钢板的冷却工序。
1)以20℃/秒以上的平均冷却速度将钢板冷却至25℃以上且300℃以下的温度范围。
2)以0.5℃/秒以上且小于20℃/秒的平均冷却速度将钢板冷却至600℃以上且750℃以下的冷却停止温度(第1阶段冷却)，接着，以20℃/秒以上的平均冷却速度冷却至25℃以上且300℃以下的冷却停止温度。平均冷却速度过高时，钢板容易产生弯曲等形状不良，弯曲性可能劣化，因此，优选设为200℃/秒以下。
需要说明的是，Ac3点通过下述式(a)求出。式(a)中的各元素符号表示各元素的含量(质量％)。对于钢中不含的元素，代入0。
Ac3点(℃)＝901-203×√C―15.2×Ni+44.7×Si+104×V+31.5×Mo+13.1×W……式(a)
通过该第1次热处理工序，使钢板的金相组织形成为以淬火马氏体或回火马氏体为主的组织。马氏体是含有许多晶界、位错的组织。与在晶粒内扩散的晶粒内扩散相比，以晶界作为扩散路径的晶界扩散和以位错作为扩散路径的位错扩散中的元素的扩散快。由于碳化物的溶解是由元素的扩散引起的现象，因此，晶界越多，碳化物越容易溶解。通过促进碳化物的溶解，可以抑制碳化物的偏析。
通过将加热温度设为Ac3点以上，加热时容易得到充分的奥氏体，冷却后容易得到充分的回火马氏体。另外，加热温度大于1000℃时，奥氏体变得粗大，硬度的偏差变大，难以得到期望的性能。另外，通过将加热时的保持时间设为10秒以上，容易得到充分的奥氏体，冷却后容易得到充分的回火马氏体。
另外，若如上所述在氧分压1.0×10-21[atm]以上的气氛下实施热处理，则钢板的表层中的脱碳进展，在钢板的表层形成软质层。为了获得具备期望的软质层的钢板，需要将炉内气氛的氧分压PO2控制在合适的范围内，优选如上所述将氧分压设为1.0×10-21[atm]以上。
在上述1)的冷却工序中，通过将平均冷却速度设为20℃/秒以上，容易充分淬火而得到马氏体。因此，在后述的第2次热处理中，碳化物的溶解可以充分进行。通过将冷却停止温度设为25℃以上，可以抑制生产率的降低。通过将冷却停止温度设为300℃以下，容易得到充分的马氏体。因此，在后述的第2次热处理中，碳化物的溶解可以充分进行。
上述2)的冷却工序在例如通过缓冷区后对钢板急冷时进行。在第1阶段冷却过程中，通过将平均冷却速度设为小于20℃/秒，可以生成铁素体和珠光体。不过，采用上述化学组成时，不易发生铁素体相变和珠光体相变，容易抑制铁素体和珠光体的过度生成。第1阶段冷却速度为20℃/秒以上时，仅会得到与进行上述1)的冷却工序相同的结果，钢板的材质并不会发生劣化。另一方面，通过将第1阶段冷却过程中的平均冷却速度设为0.5℃/秒以上，可以抑制铁素体相变和珠光体相变的过度进行，容易得到规定量的马氏体。
(第2次热处理)
在第2次热处理中，首先，进行将钢板再次加热至Ac3点以上的温度并保持10秒以上的加热工序。制造表面具备软质层的钢板时，通过露点控制将气氛设为1.0×10-21[atm](1.013×10-16[Pa])以上的氧分压，进行将钢板再次加热至Ac3点以上的温度并保持10秒以上的加热工序。然后，按照下述1)或2)的条件进行冷却钢板的冷却工序。
1)以20℃/秒以上的平均冷却速度将钢板冷却至25℃以上且300℃以下的温度范围。
2)以0.5℃/秒以上且小于20℃/秒的平均冷却速度将钢板冷却至600℃以上且750℃以下的冷却停止温度(第1阶段冷却)，接着，以20℃/秒以上的平均冷却速度冷却至25℃以上且300℃以下的冷却停止温度。
通过上述第1次热处理工序，形成以淬火马氏体或回火马氏体为主的组织，元素容易扩散。并且，通过进行第2次热处理工序，可以调整金相组织、并且充分溶解钢板的基材层中的粗大碳化物。因此，可以充分减少碳化物的偏析。其结果，可以提高基材层的宏观硬度和微观硬度的均匀性。
通过将加热温度设为Ac3点以上，加热时容易得到充分的奥氏体，冷却后容易得到充分的回火马氏体。通过将加热时的保持时间设为10秒以上，容易得到充分的奥氏体，冷却后容易得到充分的回火马氏体。另外，通过将加热时的保持时间设为10秒以上，碳化物可以充分溶解。
制造表面具备软质层的钢板时，在如上所述氧分压1.0×10-21[atm]以上的气氛下实施热处理。通过这种热处理，钢板的表层中的脱碳进展，在钢板的表层形成软质层。为了获得具备期望的软质层的钢板，需要将炉内气氛的氧分压PO2控制在合适的范围内，优选如上所述将氧分压设为1.0×10-21[atm]以上。
在上述1)的冷却工序中，通过将平均冷却速度设为20℃/秒以上，容易充分淬火而得到期望的回火马氏体。因此，可以使钢板的拉伸强度为1100MPa以上。通过将冷却停止温度设为25℃以上，可以抑制生产率的降低。通过将冷却停止温度设为300℃以下，容易得到期望的回火马氏体。因此，可以使钢板的拉伸强度为1100MPa以上。
上述2)的冷却工序在例如通过缓冷区后对钢板急冷时进行。第1阶段冷却过程中，通过将平均冷却速度设为小于20℃/秒，可以生成铁素体和珠光体。不过，采用上述化学组成时，不易发生铁素体相变和珠光体相变，容易抑制铁素体和珠光体的过度生成。第1阶段冷却速度为20℃/秒以上时，仅会得到与进行上述1)的冷却工序相同的结果，钢板的材质并不会发生劣化。另一方面，通过将第1阶段冷却过程中的平均冷却速度设为0.5℃/秒以上，可以抑制铁素体相变和珠光体相变的过度进行，容易得到期望的量的马氏体。
需要说明的是，多阶段热处理工序的效果可以通过实施上述2次热处理得到充分发挥，但也可以通过在上述第1次热处理工序后进行多次的上述第2次热处理工序，来实施总计3次以上的热处理工序。另外，制造具备软质层的钢板时，将第1次热处理和第2次热处理中的至少一个热处理中的氧分压设为1.0×10-21[atm]以上即可。
“停留工序”
在上述多阶段热处理工序中最后的热处理工序的冷却后，在450℃以下且150℃以上的温度范围内使钢板停留10秒以上且500秒以下。在该停留工序中，可以将钢板保持在相同温度，也可以在中途适当地进行加热、冷却。通过该停留工序，可以对冷却时得到的淬火马氏体进行回火。通过将停留温度设为450℃以下且150℃以上，可以抑制回火过度进行，使钢板的拉伸强度为1100MPa以上。通过将停留时间设为10秒以上，可以充分进行回火。另外，通过将回火时间设为500秒以下，可以抑制回火过度进行，使钢板的拉伸强度为1100MPa以上。
“回火工序”
在停留工序后，可以对钢板进行回火。该回火工序可以是在停留工序后冷却至室温的过程中在规定的温度下保持或再加热的工序，也可以是在冷却至室温完成后再加热至规定的温度的工序。回火工序中的加热方法没有特别限定。不过，从抑制钢板的强度降低的角度出发，回火工序中的保持温度或加热温度优选为500℃以下。在停留工序前，马氏体可能不发生相变而残留奥氏体，若在停留工序及以后对这种奥氏体进行淬火，则钢板上可能会生成过量的淬火马氏体。若在停留工序后实施回火工序，可以对这种淬火马氏体进行回火。
“镀覆工序”
可以对钢板进行电镀处理、蒸镀处理等的镀覆处理，进一步地，也可以在镀覆处理后进行合金化处理。也可以对钢板实施有机覆膜的形成、膜层压、有机盐类或无机盐类处理、无铬处理等的表面处理。
作为镀覆处理，对钢板实施热浸镀锌处理时，例如，将钢板加热或冷却至(镀锌浴的温度-40℃)～(镀锌浴的温度+50℃)的温度，浸渍在镀锌浴中。通过热浸镀锌处理，可得到表面具备热浸镀锌层的钢板，即热浸镀锌钢板。作为热浸镀锌层，例如，可以使用具有Fe：7质量％以上且15质量％以下，以及余量为Zn、Al和杂质的化学组成的热浸镀锌层。另外，热浸镀锌层也可以是锌合金。
热浸镀锌处理后进行合金化处理时，例如，将热浸镀锌钢板加热至460℃以上且600℃以下的温度。通过将该加热温度设为460℃以上，可以充分合金化。另外，通过将加热温度设为600℃以下，可以抑制过度合金化而导致的耐腐蚀性劣化。通过这种合金化处理，可得到表面具备合金化热浸镀锌层的钢板，即合金化热浸镀锌钢板。
实施例1
接着，对本发明的实施例进行说明，其中，实施例中的条件是为了确认本发明的可行性和效果而采用的一个条件示例，本发明并不限于该一个条件示例。本发明可以采用各种条件，只要不脱离本发明的主旨，实现本发明的目的即可。
将具有表1～3和表11～13所示的化学组成的钢片在表4～6和表14～16所示的条件下进行热轧并卷取。将得到的热轧钢板在表4～6和表14～16所示的条件下进行冷轧。接着，在表4～6和表14～16所示的条件下对得到的冷轧钢板实施热处理。对部分钢板通过常规方法实施镀覆，对实施了镀覆的钢板中的部分钢板，通过常规方法实施合金化处理。针对由此得到的钢板，通过下述方法鉴定金相组织、测定硬度、拉伸强度，并进行弯曲试验和扩孔试验评价抗碰撞性。将结果示于表7～10和表17～20中。
(金相组织的鉴定)
在本发明中，各金相组织的鉴定和体积分数的计算如下进行。
“铁素体”
首先，截取具有与钢板的轧制方向平行的板厚截面的试样，将该截面作为观察面。将该观察面中以距离钢板表面1/4板厚的位置为中心的100μm×100μm的区域作为观察区域。通过扫描型电子显微镜将该观察区域放大至1000～50000倍并观察后可以看到的电子通道对比度图像是将晶粒的晶体取向之差显示为对比度之差的图像。该电子通道对比度图像中，具有均匀的对比度的部分是铁素体。并且，通过点计数法(基于ASTM E562)计算以此方式鉴定的铁素体的面积率。将以此方式计算出的铁素体的面积率视为铁素体的体积分数。
“珠光体”
首先，使用硝酸酒精试剂腐蚀上述观察面。在经腐蚀的观察面中，以距离钢板表面1/4板厚的位置为中心的100μm×100μm的区域作为观察区域。用光学显微镜将该观察区域放大至1000～50000倍并观察，将观察图像中暗的对比度区域定义为珠光体。并且，通过点计数法计算以此方式鉴定的珠光体的面积率。将以此方式计算出的珠光体的面积率视为珠光体的体积分数。
“贝氏体和回火马氏体”
通过场发射扫描型电子显微镜(FE-SEM：Field Emission Scanning ElectronMicroscope)将如上所述用硝酸酒精试剂腐蚀的观察区域放大至1000～50000倍并观察。在该观察区域内，根据组织内部中所含的渗碳体的位置和渗碳体的排列，如下所述鉴定贝氏体和回火马氏体。
作为贝氏体的存在状态，可以是板条状的贝氏体铁素体的界面处存在渗碳体或残余奥氏体，也可以是板条状的贝氏体铁素体的内部存在渗碳体。板条状的贝氏体铁素体的界面处存在渗碳体或残余奥氏体时，由于知晓贝氏体铁素体的界面，因此可以鉴定贝氏体。另外，板条状的贝氏体铁素体的内部存在渗碳体时，由于贝氏体铁素体与渗碳体的晶体取向关系为1种，且渗碳体具有同一变体，因此，可以鉴定贝氏体。通过点计数法计算以此方式鉴定的贝氏体的面积率。将该贝氏体的面积率视为贝氏体的体积分数。
在回火马氏体中，虽然马氏体板条的内部存在渗碳体，但马氏体板条与渗碳体的晶体取向为2种以上，且渗碳体具有多个变体，因此，可以鉴定回火马氏体。通过点计数法计算以此方式鉴定的回火马氏体的面积率。将该回火马氏体的面积率视为回火马氏体的体积分数。
“淬火马氏体”
首先，用Lepera试剂蚀刻与上述铁素体的鉴定中使用的观察面相同的观察面，将与上述铁素体的鉴定相同的区域作为观察区域。使用Lepera试剂的腐蚀中，马氏体和残余奥氏体不会被腐蚀。因此，通过FE-SEM观察用Lepera试剂经腐蚀的观察区域，将未被腐蚀的区域作为马氏体和残余奥氏体。并且，通过点计数法计算以此方式鉴定的马氏体和残余奥氏体的总面积率，将该面积率视为马氏体和残余奥氏体的总体积分数。
接着，通过从上述总体积分数中减去如下计算出的残余奥氏体的体积分数，可以算出淬火马氏体的体积分数。
“残余奥氏体”
在本发明中，残余奥氏体的面积率通过X射线测定如下确定。首先，通过机械研磨和化学研磨去除从钢板的表面至板厚的1/4处的部分。接着，使用MoKα射线作为特征X射线测定该化学研磨后的表面。并且，根据体心立方晶格(bcc)相的(200)和(211)，以及面心立方晶格(fcc)相的(200)、(220)和(311)的衍射峰的积分强度比，通过下式算出残余奥氏体的面积率Sγ。将这样算出的残余奥氏体的面积率Sγ视为残余奥氏体的体积分数。
Sγ＝(I200f+I220f+I311f)/(I200b+I211b)×100
其中，I200f、I220f和I311f分别表示fcc相的(200)、(220)和(311)的衍射峰的强度，I200b和I211b分别表示bcc相的(200)和(211)的衍射峰的强度。
(软质层的厚度)
软质层的厚度t0的测定方法、即软质层的定义如上所述。
(硬度测定)
钢板的宏观硬度的测定方法如上所述。即，在钢板的与板厚方向平行的截面中的以距离钢板的表面t/2的位置为中心的300μm见方的区域内，以9.8N的载荷随机测定30个点的维氏硬度，求出这些维氏硬度的标准偏差(宏观硬度标准偏差)。另外，钢板的微观硬度的测定方法如上所述。即，在钢板的与板厚方向平行的截面中的以距离钢板的表面t/2的位置为中心的100μm见方的区域内，将该区域划为100个10×10的均匀大小的小区域。在各个小区域的中心，以最大载荷1mN测定纳米硬度。并且，求出与周围8个小区域中的任意一个小区域的纳米硬度之差为3GPa以上的小区域的个数(微观硬度偏差)。
软质层的硬度的测定方法如上所述。即，求出在钢板的与板厚方向平行的截面中，在距离钢板的表面10μm的位置处，以4.9N的载荷测定150个点而得到的维氏硬度的标准偏差。软质层的平均维氏硬度Hv1的测定方法亦如上所述。
需要说明的是，在本实施例中，在钢板的两面形成了软质层，但在本制造条件下形成在各自表面的软质层的厚度没有很大差异，因此表中记载了形成在一个表面的软质层的厚度。
(拉伸强度TS和伸长率El的测定)
按照JIS Z 2241(2011)，使用与钢板的轧制方向成直角地截取的5号试验片，求出拉伸强度TS(MPa)和伸长率El(％)。
(弯曲试验)
基于德国汽车工业协会规定的VDA标准(VDA238-100)，在下述的测定条件下评价弯曲性。在本发明中，根据VDA标准将弯曲试验中得到的最大载荷时的位移转换为角度，求出最大弯曲角α。将最大弯曲角α(deg)为2.37t2-14t+65以上的钢板判定为合格。对于具备软质层的钢板，将最大弯曲角α(deg)为2.37t2-14t+80以上的钢板判定为合格。此处，t表示板厚(mm)。
试验片尺寸：60mm(轧制方向)×60mm(轧制垂直方向)
弯曲脊线：用冲头压入，以使弯曲脊线与轧制方向垂直
试验方法：辊支撑，冲头压入
辊径：φ30mm
冲头形状：顶端R＝0.4mm
辊间距离：2.0×板厚(mm)+0.5mm
压入速度：20mm/分钟
试验机：SIMADZU AUTOGRAPH 20kN
(扩孔率的测定)
在扩孔率(λ)的测定中，首先，切出一边长度为90mm±10mm的短板，在短板的中央冲出直径10mm的孔，制备扩孔用的试验片。将冲切间隙设为12.5％。将试验片放置在圆锥形状的扩孔夹具的顶点与冲孔中央部的距离为±1mm以内的位置，按照JIS Z 2256(2010)测定扩孔值。
(抗碰撞性的评价)
对于抗碰撞性的评价，在上述的弯曲试验中，将最大弯曲角α(deg)为2.37t2-14t+65以上(对于具备软质层的钢板，最大弯曲角α(deg)为2.37t2-14t+80以上)，且TS×El为13000以上，且TS×λ为33000以上的判定为“○”，不满足其中任意一项的判定为“×”。
[表1]
Figure BDA0003431211500000251
[表2]
Figure BDA0003431211500000261
[表3]
Figure BDA0003431211500000271
[表4]
Figure BDA0003431211500000281
[表5]
Figure BDA0003431211500000291
[表6]
Figure BDA0003431211500000301
[表7]
Figure BDA0003431211500000311
[表8]
Figure BDA0003431211500000321
[表9]
Figure BDA0003431211500000331
[表10]
Figure BDA0003431211500000341
[表11]
Figure BDA0003431211500000351
[表12]
Figure BDA0003431211500000361
[表13]
Figure BDA0003431211500000371
[表14]
Figure BDA0003431211500000381
[表15]
Figure BDA0003431211500000391
[表16]
Figure BDA0003431211500000401
[表17]
Figure BDA0003431211500000411
[表18]
Figure BDA0003431211500000421
[表19]
Figure BDA0003431211500000431
如表7～10所示，满足本发明规定的试验No.1～30的钢板具有高的强度和优异的抗碰撞性。而不满足本发明的宏观硬度、微观硬度和拉伸强度中的任意一个或多个的试验No.31～82的钢板的抗碰撞性差。
如表17～20所示，满足本发明规定的试验No.101～130、151和152的钢板具有高的强度和优异的抗碰撞性。而不满足本发明的基材层的金相组织、化学组成、宏观硬度、微观硬度、以及软质层的厚度和拉伸强度硬度中的任意一个或多个的其它的试验No.131～150和153～158的钢板，至少抗碰撞性差。
产业上的可利用性
根据本发明，可得到可以兼具高的强度(具体而言，1100MPa以上的拉伸强度)和优异的抗碰撞性的钢板。
附图标记说明
10 钢板
10a 钢板表面
t 板厚
A 宏观硬度的测定区域
B 微观硬度的测定区域

Claims (3)

1.一种钢板，其金相组织以体积分数计为
回火马氏体：95％以上；
铁素体、珠光体、贝氏体、淬火马氏体和残余奥氏体的一种以上：总计小于5％，
在所述钢板的与板厚方向平行的截面中，将板厚设为t时，
在以t/2的位置为中心的300μm见方的区域内，以9.8N的载荷在30个点测得的维氏硬度的标准偏差为30以下，
将以t/2的位置为中心的100μm见方的区域划为100个10×10的小区域，当在各个所述小区域的中心以最大载荷1mN测定纳米硬度时，与周围8个所述小区域中的任意一个所述小区域的纳米硬度之差为3GPa以上的所述小区域为10个以下，
所述钢板的化学组成以质量％计为
C：0.18％以上且0.40％以下、
Si：0.01％以上且2.50％以下、
Mn：0.60％以上且5.00％以下、
P：0.0200％以下、
S：0.0200％以下、
N：0.0200％以下、
O：0.0200％以下、
Al：0％以上且1.00％以下、
Cr：0％以上且2.00％以下、
Mo：0％以上且0.50％以下、
Ti：0％以上且0.10％以下、
Nb：0％以上且0.100％以下、
B：0％以上且0.0100％以下、
V：0％以上且0.50％以下、
Cu：0％以上且0.500％以下、
W：0％以上且0.100％以下、
Ta：0％以上且0.100％以下、
Ni：0％以上且1.00％以下、
Co：0％以上且1.00％以下、
Sn：0％以上且0.050％以下、
Sb：0％以上且0.050％以下、
As：0％以上且0.050％以下、
Mg：0％以上且0.050％以下、
Ca：0％以上且0.050％以下、
Y：0％以上且0.050％以下、
Zr：0％以上且0.050％以下、
La：0％以上且0.050％以下、
Ce：0％以上且0.050％以下、
余量：Fe和杂质，
所述钢板的拉伸强度为1100MPa以上。
2.一种钢板，其具备：由权利要求1所述的钢板构成的基材层、和形成在所述基材层的至少一个表面上的软质层，
每单侧的所述软质层的厚度大于10μm且为0.15t以下，
在距离所述软质层的表面10μm的位置处，以4.9N的载荷在150个点测得的维氏硬度的标准偏差为30以下，
所述软质层的平均维氏硬度Hv1为t/2的位置处的平均维氏硬度Hv0的0.9倍以下。
3.根据权利要求1所述的钢板，其表面具备热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层或电镀锌层。
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