CN114207169B

CN114207169B - 钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN114207169B
Application number: CN202080053969.9A
Authority: CN
Inventors: 塚本绘里子; 竹田健悟
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2019-10-09
Filing date: 2020-10-09
Publication date: 2023-06-20
Anticipated expiration: 2040-10-09
Also published as: KR20220033516A; EP4043596A4; EP4043596A1; US20220290269A1; WO2021070925A1; MX2022002303A; JP7364933B2; JPWO2021070925A1; CN114207169A; EP4043596B1

Abstract

本发明涉及一种钢板，其具有规定的化学组成，金属组织以面积率计为铁素体、贝氏体及珠光体：合计0～10％、残余奥氏体：1～15％、剩余部分为马氏体；原奥氏体晶界中，宽50nm～2μm的马氏体或残余奥氏体的存在比例为70％以上。

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。

本申请基于2019年10月9日提出的日本专利申请第2019-185996号主张优先权，在此引用其内容。

背景技术

为了抑制来自汽车的二氧化碳气体的排放量，正在进行使用高强度钢板来确保安全性，同时使汽车车体轻量化的尝试。可是，一般来讲，如果提高钢板的强度，则成形性下降。在高强度钢板中，难以兼顾强度和成形性，为解决该课题，提出了几种手段。

例如，专利文献1中公开了一种超高强度钢板，其特征在于：以质量％计，分别含有C：0.15～0.35％、Si：0.5～3.0％、Mn：0.5～1.5％、Al：0.001～0.10％，剩余部分包含铁及不可避免的杂质，限制所述不可避免的杂质中的规定组成的含量，以相对于整个组织的面积率计，具有包含马氏体：90％以上、残余奥氏体：0.5％以上的组织，局部的Mn浓度达到整个钢板的Mn含量的1.2倍以上的区域以面积率计存在1％以上，抗拉强度为1470MPa以上，屈服比为0.75以上，且总拉伸率为10％以上。

专利文献2中公开了一种热浸镀锌钢板，其是钢板表面具有热浸镀锌层的热浸镀锌钢板，其特征在于：上述钢板的成分组成以质量％计，含有C：0.03～0.70％、Si：0.25～2.50％、Mn：1.00～5.00％、P：0.0005～0.100％、S：0.010％以下、sol.Al：0.001～2.500％、N：0.020％以下、B：0～0.0200％、Ti：0～0.30％、Nb：0～0.30％、V：0～0.30％、Cr：0～2.00％、Mo：0～2.00％、Cu：0～2.00％、Ni：0～2.00％、Ca：0～0.010％、Mg：0～0.010％、REM：0～0.10％及Bi：0～0.050％，剩余部分为Fe及不可避免的杂质，上述钢板的金属组织以体积％计，含有残余奥氏体：超过5.0％及回火马氏体：超过5.0％，上述残余奥氏体含有C：0.85质量％以上，上述钢板的金属组织中的原奥氏体晶界中的C偏析量(原子数/nm²)∶[C]_γgb和P偏析量(原子数/nm²)∶[P]_γgb之比：[C]_γgb/[P]_γgb为4.0以上。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2019-2078号公报

专利文献2：日本专利第6421903号公报

发明内容

发明所要解决的问题

专利文献1及专利文献2中，虽对通常的屈服强度(屈服比)进行了研究，但遵循最近的有关汽车车体的轻量化的要求，一直要求具有更适合的特性。具体地讲，优选通过提高弹性极限来扩大弹性变形区域，从而提高钢板对冲击能量的吸收性能。

鉴于上述情况，本发明的目的在于：提供具有1310MPa以上的抗拉强度、直到应力-应变曲线中的真应力值为600MPa以上的区域都可维持超过180GPa的加工硬化率的钢板及其制造方法。

用于解决课题的手段

本发明是基于上述见识而完成的，其主旨如下。

[1]本发明的一个方案涉及一种钢板，其中，化学组成以质量％计含有：

C：0.20～0.40％、

Si：0.10％～1.0％、

Al：0.20％～1.0％、

Mn：0.1～4.0％、

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：0～1.00％、

Cr：0～2.000％、

Ti：0～0.500％、

B：0～0.0100％、

Nb：0～0.500％、

V：0～0.500％、

Cu：0～0.500％、

W：0～0.10％、

Ta：0～0.10％、

Sn：0～0.050％、

Co：0～0.50％、

Sb：0～0.050％、

As：0～0.050％、

Mg：0～0.050％、

Ca：0～0.040％、

Y：0～0.050％、

Zr：0～0.050％、及

La：0～0.050％，

剩余部分包含铁及杂质；

Si+Al满足0.30～1.4％，

板厚1/4部分中的金属组织以面积率计为：

铁素体、贝氏体及珠光体：合计0～10％、

残余奥氏体：1～15％、

剩余部分为马氏体；

原奥氏体晶界中，宽50nm～2μm的马氏体或残余奥氏体的存在比例为70％以上。

[2]根据上述[1]所述的钢板，其中，所述化学组成以质量％计也可以含有选自以下元素中的1种或2种以上：

Ni：0.01～1.00％、

Mo：0.01～1.00％、

Cr：0.001～2.000％、

Ti：0.001～0.500％、

B：0.0001～0.0100％、

Nb：0.001～0.500％、

V：0.001～0.500％、

Cu：0.001～0.500％、

W：0.001～0.10％、

Ta：0.001～0.10％、

Sn：0.001～0.050％、

Co：0.001～0.50％、

Sb：0.001～0.050％、

As：0.001～0.050％、

Mg：0.0001～0.050％、

Ca：0.001～0.040％、

Y：0.001～0.050％、

Zr：0.001～0.050％、

La：0.001～0.050％。

[3]根据上述[1]或[2]所述的钢板，其中，也可以在表面具有热浸镀锌层。

[4]根据上述[1]或[2]所述的钢板，其中，也可以在表面具有合金化热浸镀锌层。

[5]根据上述[1]～[4]中的任一项所述的钢板，其中，原奥氏体的晶界厚度也可以为50nm～2μm。

[6]本发明的另一个方案涉及一种钢板的制造方法，其中，具有以下工序：

热轧工序，其通过对具有[1]或[2]所述的化学组成的板坯进行热轧而形成热轧钢板，

冷轧工序，其通过在将所述热轧钢板酸洗后对其进行冷轧而形成冷轧钢板，

退火工序，其对所述冷轧钢板进行退火；

在所述退火工序中，

在以830℃为起点、以840℃～900℃的温度即T℃为终点的温度范围，以1.0℃/s以下的加热速度对所述冷轧钢板进行加热；

在所述T℃下保持{T/13-(100×Si)^0.8-(70×Al)^0.5}秒以上；

在所述保持后，以20℃/s～60℃/s的平均冷却速度冷却到300℃以下的冷却停止温度。

[7]根据上述[6]所述的钢板的制造方法，其中，也可以通过将所述退火工序后的所述冷轧钢板控制在(锌镀浴温度－40)℃～(锌镀浴温度+50)℃的温度区域，浸渍在热浸镀锌浴中而形成热浸镀锌层。

[8]根据上述[7]所述的钢板的制造方法，其中，也可以在300～500℃的温度区域使所述热浸镀锌层合金化。

发明的效果

根据本发明，能够提供具有1310MPa以上的抗拉强度、直到应力-应变曲线上的真应力值为600MPa以上的区域都可维持超过180GPa的加工硬化率的钢板及其制造方法。

附图说明

图1是表示点焊两块钢板，评价耐熔融金属脆化开裂性的试验的情况的示意图。

具体实施方式

以下，适宜参照附图对本实施方式涉及的钢板及其制造方法进行说明。

本实施方式涉及一种钢板，其中，化学组成以质量％计含有：

C：0.20～0.40％、

Si：0.10％～1.0％、

Al：0.20％～1.0％、

Mn：0.1～4.0％、

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：0～1.00％、

Cr：0～2.000％、

Ti：0～0.500％、

B：0～0.0100％、

Nb：0～0.500％、

V：0～0.500％、

Cu：0～0.500％、

W：0～0.10％、

Ta：0～0.10％、

Sn：0～0.050％、

Co：0～0.50％、

Sb：0～0.050％、

As：0～0.050％、

Mg：0～0.050％、

Ca：0～0.040％、

Y：0～0.050％、

Zr：0～0.050％、及

La：0～0.050％，

剩余部分包含铁及杂质；

Si+Al满足0.30～1.4％，

板厚1/4部分中的金属组织以面积率计为：

铁素体、贝氏体及珠光体：合计0～10％、

残余奥氏体：1～15％、

剩余部分为马氏体；

以下，对本发明的一个方案涉及的钢板进行说明。

首先，对本实施方式涉及的钢板的金属组织进行说明。以下，由于组织分数通过图像处理来测定，所以用面积率加以表示，但也可以将这里的面积率看作为体积率。因此，组织分数的单位“％”意味着体积％。

金属组织

铁素体、贝氏体及珠光体：合计0～10％

铁素体因是软质的组织而容易变形，是有助于提高拉伸率的组织。但是，为得到适合的强度，需要限制铁素体的面积率。

贝氏体是通过在退火后于350℃以上且450℃以下保持一定时间而得到的相。贝氏体由于相对于马氏体是软质的，所以具有提高延展性的效果，但为得到适合的强度，与铁素体同样需要限制面积率。

珠光体是含有硬质的渗碳体的组织，由于在扩孔时成为发生孔隙的起点，使扩孔性劣化，所以与铁素体及贝氏体同样需要限制面积率。

所以，在本实施方式涉及的钢板中，铁素体、贝氏体及珠光体的面积率合计为10％以下。由于也可以不含铁素体、贝氏体及珠光体，所以其下限为0％。

残余奥氏体：1～15％

残余奥氏体通过TRIP效应而提高延展性，有助于提高均匀拉伸率。因此，将残余奥氏体的面积率设定为1％以上。

另一方面，如果残余奥氏体的面积率过剩，则残余奥氏体的粒径增大。这样的粒径大的残余奥氏体在变形后成为粗大且硬质的马氏体。在此种情况下，容易成为开裂的起点，使扩孔性劣化，因而是不优选的。因此，将残余奥氏体的面积率设定为15％以下，优选为12％以下，更优选为10％以下。

剩余部分：马氏体

铁素体、贝氏体、珠光体及残余奥氏体以外的剩余部分的组织为马氏体。这里，所谓马氏体，是所谓初生马氏体和回火马氏体的总称。

初生马氏体由于是位错密度高且硬质的组织，所以是有助于提高抗拉强度的组织。

回火马氏体与初生马氏体同样，是板条状的晶粒的集合。另一方面，与初生马氏体不同，是通过回火而在内部含有微细的铁系碳化物的硬质的组织。回火马氏体可通过热处理等对由退火后的冷却等而生成的马氏体进行回火来得到。

贝氏体也是含有微细的铁系碳化物的组织，但回火马氏体是铁系碳化物的变种具有多种，而贝氏体是铁系碳化物的变种为单一，可通过此点进行区别。

在原奥氏体晶界，宽50nm～2μm的马氏体或残余奥氏体的存在比例为70％以上

在原奥氏体晶界(以下有时称为原γ晶界)，当宽50nm～2μm的马氏体或残余奥氏体的存在比例低于70％时，马氏体及残余奥氏体不存在的区域扩大。马氏体及残余奥氏体不存在的区域优先产生显微屈服。因此，难以阻碍位错运动，拉伸变形时的显微屈服的抑制变得困难，所以是不优选的。因此，在本实施方式涉及的钢板中，在原奥氏体晶界，将宽50nm～2μm的马氏体或残余奥氏体的存在比例设定为70％以上，优选为80％以上。

在原奥氏体晶界，宽50nm～2μm的马氏体或残余奥氏体的存在比例理想为100％，但实际的上限为98％左右。

在马氏体或残余奥氏体的宽度低于50nm时，显微屈服的抑制效果并不充分。因此，在本实施方式中将马氏体或残余奥氏体的宽度设定为50nm以上。

另一方面，在马氏体或残余奥氏体的宽度超过2μm时，该部分变得过硬，与周围的软质相产生强度差，容易成为发生孔隙的起点，因此是不优选的。所此，在本实施方式中将马氏体或残余奥氏体的宽度设定为2μm以下。

只要原奥氏体晶界中宽50nm～2μm的马氏体或残余奥氏体的存在比例即晶界被覆率为70％以上，就不特别限定被覆原奥氏体晶界的马氏体或残余奥氏体的其它要件。例如，只要晶界被覆率为70％以上，即使在原奥氏体晶界存在宽度低于50nm或超过2μm的马氏体或残余奥氏体，通过阻碍位错运动，也能抑制拉伸变形时的显微屈服。因此，容许在原奥氏体晶界存在宽度低于50nm或超过2μm的马氏体或残余奥氏体。

另一方面，除了晶界被覆率，也可以将原奥氏体的晶界厚度限定在50nm～2μm的范围内。所谓原奥氏体的晶界厚度，为被覆原奥氏体晶界的马氏体或残余奥氏体的宽度的平均值。再者，在测定晶界厚度时，将没有被马氏体或残余奥氏体被覆的原奥氏体晶界的宽度看作为0nm。通过将晶界厚度限定在50nm～2μm的范围内，可进一步提高显微屈服的抑制效果。

接着，对铁素体、贝氏体、珠光体、残余奥氏体、马氏体的鉴定和面积率的计算进行说明。

各金属组织的鉴定和面积率的计算可通过EBSD(Electron Back ScatteringDiffraction：电子背散射衍射)、X射线测定、采用硝酸乙醇试剂或LePera溶液的腐蚀及扫描式电子显微镜，以1000～50000倍的放大倍数观察沿着板厚1/4部分中的钢板的轧制方向、且与板面垂直的断面的100μm×100μm区域来进行。

残余奥氏体的体积率可通过采用X射线测定衍射强度来算出。

在采用X射线的测定中，可通过机械研磨及化学研磨从试样的板面除去到深度1/4的位置，在板厚1/4的位置上，采用MoKα射线，从bcc相的(200)、(211)及fcc相的(200)、(220)、(311)的衍射峰的积分强度比，算出残余奥氏体的组织分数。作为通常的计算方法可采用5峰法。

马氏体的面积率可通过以下步骤求出。用LePera溶液腐蚀试样的观察面，在以板厚1/4部分为中心的板厚1/8～3/8的范围内，通过FE-SEM观察100μm×100μm的区域。在LePera腐蚀时，由于马氏体及残余奥氏体不被腐蚀，所以未被腐蚀的区域的面积率为马氏体及残余奥氏体的合计面积率。从该未被腐蚀的区域的面积率减去通过X射线测定的残余奥氏体的面积率，可算出马氏体的面积率。作为马氏体的面积率，采用在3处测定的面积率的平均值。

在采用扫描式电子显微镜的电子通道衬度图像中，马氏体能够与其它组织相区别。在上述图像中，位错密度高且晶粒内具有板条块(block)和板条束(packet)等下部组织的区域为马氏体。

此外，回火马氏体在组织内的渗碳体具有多个变种这点上可以与贝氏体相区别。

将通过上述方法未鉴定为残余奥氏体或马氏体的组织判定为铁素体、贝氏体或珠光体。

原奥氏体晶界中的宽50nm～2μm的马氏体或残余奥氏体的存在比例按以下那样进行测定。

用硝酸乙醇试剂腐蚀试样的观察面，在以板厚1/4为中心的板厚1/8～3/8的范围内，采用FE-SEM观察100μm×100μm的区域。发现碳浓化的残余γ及马氏体的腐蚀缓慢，发白地浮现出来而可以看到。将以边框状发白地浮现出来的组织判定为存在于原γ晶界的马氏体或残余奥氏体。通过EBSD测定结果的反向分析能够确定原γ晶粒，因此通过图像分析可求出在100μm×100μm的区域中任意提取的10个原γ晶粒的晶界长度L。此外，通过该部分的SEM照片的图像分析，能够求出原γ晶界中具有50nm～2μm的宽度的马氏体及/或残余奥氏体所被覆的部分的长度l。通过将l除以L，可求出原γ晶界中的宽50nm～2μm的马氏体或残余奥氏体的存在比例。

长度l的更具体的测定方法如下。

(1)通过EBSD测定结果的反向分析，确定FE-SEM照片中的原γ晶粒，由此提取成为测定对象的10个原γ晶粒。

(2)对判定为重叠地存在于10个原γ晶粒的晶界上的马氏体或残余奥氏体的组织(发白地浮现出来的组织)进行确定。

(3)在10个原γ晶粒中，按100nm间隔绘制与原γ晶界垂直的线。重叠地存在于原γ晶界的该组织的图像通过这些线而呈现出与原γ晶界垂直地按100nm间隔被切成片的形貌。

(4)将被切成片的该组织各自的形状看作为100nm宽的长方形，算出该组织各自的沿着与原γ晶界垂直的方向的长度x。具体地讲，首先通过图像分析测定该组织各自的面积(单位nm²)，接着算出将该组织各自的面积除以100nm所得的值x。该长度x相当于原γ晶界中的马氏体或残余奥氏体的宽度。

(5)从被切成片的该组织中，提取沿着与原γ晶界垂直的方向的长度x在50nm～2μm的范围内的部分。

(6)对被提取的该组织被覆的原γ晶界的长度进行测定，将其看作为上述的“具有50nm～2μm的宽度的马氏体及/或奥氏体所被覆的部分的长度l”。

此外，晶界厚度是为了测定长度l而用上述方法按100nm间隔被切成片的整个该组织的、沿着与原γ晶界垂直的方向的长度x的平均值。这里，在计算晶界厚度时，将不存在马氏体或残余奥氏体的原γ晶界中的“被切成片的该组织各自的沿着与原γ晶界垂直的方向的长度x”看作为0nm。换句话讲，晶界厚度为原γ晶界的宽度的平均值，该原γ晶界还考虑了未被马氏体或残余奥氏体被覆的原γ晶界、及被宽度超过2μm或低于50nm的马氏体或残余奥氏体被覆的原γ晶界。

再者，在通常的钢板中，由于不进行向原γ晶界的碳偏析，所以原γ晶界中的马氏体及/或残余奥氏体的量较小。因此，即使通过FE-SEM观察通常的钢板的被腐蚀的观察面，大多也不能看到发白地浮现出来的原γ晶界。所以，在通常的钢板中，有时不能根据FE-SEM照片清楚地判断原γ晶界。可是，由于如上述那样通过EBSD测定结果的反向分析能够确定原γ晶粒，所以通常的钢板的晶界厚度及晶界被覆率也可按照上述方法进行测定。

接着，对本实施方式涉及的钢板的化学组成的限定理由进行说明。以下，成分组成涉及的％意味着质量％。此外，采用“～”表示的数值范围只要不特别指出，意味着将“～”的左右所记载的数值作为下限值和上限值而包含的范围。也就是说，所谓0.20～0.40％，意味着0.20％以上且0.40％以下。

化学组成

C：0.20～0.40％

C是可确保规定量的马氏体并提高钢板强度的元素。如果C含量低于0.20％，则难以得到规定量的马氏体，不能确保所希望的抗拉强度，因此将C含量设定为0.20％以上。C含量优选为0.25％以上。

另一方面，如果C含量超过0.40％，则焊接性劣化，而且扩孔性也劣化。此外耐氢脆性也劣化。因此，将C含量设定为0.40％以下。C含量优选为0.35％以下。

Si：0.10％～1.0％

Si对于通过固溶强化增加钢板强度是有用的元素。此外，Si由于可抑制渗碳体的生成，所以对于促进C向奥氏体中的浓化，从而在退火后生成残余奥氏体是有效的元素。此外，Si在后述的退火工序中具有在γ晶界上使碳(C)偏析的效果。在Si含量为0.10％以下时，难以得到由上述作用产生的效果，难以实现均匀的拉伸率，而且耐氢脆性劣化，因此是不优选的。所以，将Si含量设定为0.10％以上，优选为0.50％以上，更优选为0.60％以上。

另一方面，如果Si含量超过1.0％，则焊接时容易产生LME开裂(也称为液态金属脆化开裂)。另外，化学转化处理性及镀覆性显著劣化。所以，将Si含量设定为1.0％以下，优选为0.90％以下，更优选为0.80％以下。

Al：0.20％～1.0％

Al是具有对钢水进行脱氧的作用的元素。此外，Al在后述的退火工序中具有在γ晶界上使碳(C)偏析的效果。由此，在本实施方式涉及的钢板中，原γ晶界被马氏体及残余奥氏体被覆，能够得到所希望的抗拉强度和宽的弹性变形区域。在Al含量低于0.20％时，不会取得这些效果，因此将Al含量设定为0.20％以上，优选为0.30％以上，更优选为0.40％以上。从通过在晶界上使C更多地偏析来进一步提高弹性极限的观点出发，更优选将Al含量设定为超过0.50％，进一步优选设定为0.55％以上，特别优选设定为0.60％以上。

另一方面，如果Al含量过高，则不仅容易发生起因于氧化铝的表面缺陷，而且相变点较大地上升，铁素体的面积率增大。在此种情况下，难以得到上述金属组织，不能得到充分的抗拉强度。另外，高的Al含量还使铸造性恶化。所以，将Al含量设定为1.0％以下，优选为0.80％以下，更优选为0.70％以下。

Si+Al：0.30～1.4％

如上所述，Si和Al都是在退火工序中具有在γ晶界使C偏析的效果的元素。如果Si+Al(Si含量和Al含量的合计)低于0.30％，则在退火工序中不能充分得到在γ晶界使C偏析的效果，难以得到所希望的抗拉强度。因此，Si+Al设定为0.30％以上，优选为0.80％以上，更优选为1.0％以上。

另一方面，如果Si+Al超过1.4％，则因Si及/或Al的过剩添加而产生板坯开裂，所以Si+Al设定为1.4％以下，优选为1.3％以下，更优选为1.2％以下。

Mn：0.1～4.0％

Mn具有提高钢的淬透性的作用，对于得到上述金属组织是有效的元素。在Mn含量低于0.1％时，难以得到上述金属组织。在此种情况下，得不到充分的抗拉强度。所以，将Mn含量设定为0.1％以上，优选为1.0％以上。

另一方面，在Mn含量超过4.0％时，因Mn的偏析不仅提高淬透性的效果减弱，而且还招致原材料成本的上升。所以，将Mn含量设定为4.0％以下，优选为3.5％以下。

P：0.0200％以下

P是杂质元素，是因向钢板的板厚中央部偏析而阻碍韧性，而且使焊接区脆化的元素。如果P含量超过0.0200％，则焊接区强度及扩孔性显著下降。因此，将P含量设定为0.0200％以下。P含量优选为0.0100％以下。

P含量越少越优选，但在实用钢板中，如果将P减低至低于0.0001％，则制造成本大幅度上升，在经济上是不利的。因此，也可以将P含量的下限值设定为0.0001％。

S：0.0200％以下

S是杂质元素，是阻碍焊接性，此外还阻碍铸造时和热轧时的制造性的元素。此外，S还是通过形成粗大的MnS而阻碍扩孔性的元素。如果S含量超过0.0200％，则焊接性、制造性及扩孔性的下降显著。因此，将S含量设定为0.0200％以下。

S含量越少越优选，但在实用钢板中，如果将S含量减低至低于0.0001％，则制造成本大幅度上升，在经济上是不利的。因此，也可以将S含量的下限值设定为0.0001％。

N：0.0200％以下

N是形成粗大的氮化物、阻碍弯曲性及扩孔性、此外为焊接时可能导致气孔的发生的元素。如果N含量超过0.0200％，则扩孔性的下降及气孔的发生显著。因此，将N含量设定为0.0200％以下。

N含量越少越优选，但在实用钢板中，如果将N含量减低至低于0.0001％，则制造成本大幅度上升，在经济上是不利的。因此，也可以将N含量的下限值设定为0.0001％。

O：0.0200％以下

O是形成粗大的氧化物，阻碍弯曲性及扩孔性，此外为焊接时可能导致气孔的发生的元素。如果O含量超过0.0200％，则扩孔性的下降及气孔的发生显著。因此，将O含量设定为0.0200％以下。

O含量越少越优选，但在实用钢板中，如果将O含量减低至低于0.0005％，则制造成本大幅度上升，在经济上是不利的。因此，也可以将O含量的下限值设定为0.0005％。

本实施方式涉及的钢板也可以含有选自Ni：0.01～1.00％、Mo：0.01～1.00％、Cr：0.001～2.000％、Ti：0.001～0.500％、B：0.0001～0.0100％、Nb：0.001～0.500％、V：0.001～0.500％、Cu：0.001～0.500％、W：0.001～0.10％、Ta：0.001～0.10％、Sn：0.001～0.050％、Co：0.001～0.50％、Sb：0.001～0.050％、As：0.001～0.050％、Mg：0.0001～0.050％、Ca：0.001～0.040％、Y：0.001～0.050％、Zr：0.001～0.050％及La：0.001～0.050％中的1种或2种以上。由于也可以不含这些元素，所以其下限为0％。

Ni：0～1.00％

Ni对于提高钢板强度是有效的元素。Ni含量也可以为0％，但为得到上述效果，优选Ni含量为0.01％以上。另一方面，如果Ni含量过多，则有因钢板延展性下降而招致成形性下降的顾虑。因此，Ni含量优选为1.00％以下。

Mo：0～1.00％

Mo与Cr同样，是有助于钢板的高强度化的元素。即便是微量，也可得到此效果。Mo含量也可以为0％，但为得到上述效果，Mo含量优选为0.01％以上。另一方面，如果Mo含量超过1.00％，则有形成粗大的Mo碳化物、钢板的冷成形性下降的顾虑。因此，Mo含量优选为1.00％以下。

Cr：0～2.000％

Cr是提高钢的淬透性，有助于高强度化的元素，对于得到上述金属组织是有效的元素。所以，也可以含有Cr。Cr含量也可以为0％，但为充分得到上述效果，优选将Cr含量设定为0.001％以上。

但是，即使过剩地含有Cr，由上述作用产生的效果也饱和，而且还不经济。所以，即使含有时，也将Cr含量设定为2.000％以下。

Ti：0～0.500％

Ti对于控制碳化物的形态是重要的元素。通过Ti可促进铁素体的强度增加。此外，Ti还是有因形成粗大的Ti氧化物或TiN而使钢板成形性下降的顾虑的元素。因此，从确保钢板的成形性的观点出发，Ti含量越少越优选，优选设定为0.500％以下，也可以为0％。但是，将Ti含量减低至低于0.001％，则招致精炼成本的过度增加，所以也可以将Ti含量的下限设定为0.001％。

B：0～0.0100％

B是在从奥氏体的冷却过程中抑制生成铁素体及珠光体、促进生成贝氏体或马氏体等的低温相变组织的元素。此外，B是对钢的高强度化有益的元素。即便是微量，也能得到此效果。B含量也可以为0％，但为得到上述效果，优选将B含量设定为0.0001％以上。但是，如果B含量过多，则有生成粗大的B氧化物，该B氧化物在压力成形时成为发生孔隙的起点，有使钢板成形性下降的顾虑。因此，B含量优选为0.0100％以下。在低于0.0001％的B的鉴定中，分析时需要予以细心注意。在B含量低于分析装置的检测下限时，有时也将B含量看作为0％。

Nb：0～0.500％

Nb与Ti同样，是对控制碳化物的形态有效的元素，对于通过使组织微细化提高钢板韧性也是有效的元素。即便是微量，也能得到此效果。Nb含量也可以为0％，但为得到上述效果，优选将Nb含量设定为0.001％以上。但是，如果Nb含量过多，则有微细且硬质的Nb碳化物大量析出，招致钢板强度上升且延展性显着劣化，从而钢板成形性下降的顾虑。因此，Nb含量优选为0.500％以下。

V：0～0.500％

V也与Ti及Nb同样，是对控制碳化物的形态有效的元素，对于通过使组织微细化提高钢板韧性也是有效的元素。V含量也可以为0％，但为得到上述效果，优选V含量为0.001％以上。但是，如果V含量过多，则有因微细的V碳化物大量析出而招致钢板强度上升和延展性下降，从而使钢板成形性下降的顾虑。因此，V含量优选为0.500％以下。

Cu：0～0.500％

Cu是有助于提高钢板强度的元素。即便是微量，也能得到此效果。Cu含量也可以为0％，但为得到上述效果，优选Cu含量为0.001％以上。但是，如果Cu含量过多，则有因招致热脆性而使热轧中的生产率下降的顾虑。因此，Cu含量优选为0.500％以下。

W：0～0.10％

W是对提高钢板强度有效的元素。W含量也可以为0％，但为得到上述效果，优选W含量为0.001％以上。另一方面，如果W含量过多，则有因微细的W碳化物大量析出而招致钢板强度上升和延展性下降，从而使钢板的冷加工性下降的顾虑。因此，优选将W含量设定为0.10％以下。

Ta：0～0.10％

Ta也与W同样，是对提高钢板强度有效的元素。Ta含量也可以为0％，但为得到上述效果，优选Ta含量为0.001％以上。另一方面，如果Ta含量过多，则有因微细的Ta碳化物大量析出而招致钢板强度上升和延展性下降，从而使钢板的冷加工性下降的顾虑。因此，优选将Ta含量设定为0.10％以下，更优选为0.02％以下，进一步优选为0.010％以下。

Sn：0～0.050％

Sn是在作为钢板原料使用废料时可含在钢板中的元素。此外，Sn有引起由铁素体的脆化导致的钢板冷成形性的下降的顾虑。因此，Sn含量越少越优选。将Sn含量设定为0.050％以下，优选为0.040％，也可以为0％。可是，使Sn含量减低至低于0.001％，则招致精炼成本的过度增加，因此也可以将Sn含量设定为0.001％以上。

Co：0～0.50％

Co是对提高钢板强度有效的元素。Co含量也可以为0％，但为得到上述效果，优选Co含量为0.001％以上。另一方面，如果Co含量过多，则有因钢板延展性下降而使成形性下降的顾虑。因此，将Co含量设定为0.50％以下。

Sb：0～0.050％

Sb与Sn同样，是在作为钢板原料使用废料时可含在钢板中的元素。Sb有因在晶界较强地偏析而招致晶界脆化及延展性下降以及冷成形性下降的顾虑。因此，Sb含量越少越优选。将Sb含量设定为0.050％以下，优选为0.040％，也可以为0％。可是，使Sb含量减低至低于0.001％，则招致精炼成本的过度增加，所以也可以将Sb含量设定为0.001％以上。

As：0～0.050％

As与Sn、Sb同样，是在作为钢板原料使用废料时可含在钢板中的元素。As是在晶界较强地偏析的元素，有招致冷成形性下降的顾虑。因此，As含量越少越优选。将As含量设定为0.050％以下，优选为0.040％，也可以为0％。可是，使As含量减低至低于0.001％，则招致精炼成本的过度增加，所以也可以将As含量设定为0.001％以上。

Mg：0～0.050％

Mg可控制硫化物及氧化物的形态，有助于提高钢板的弯曲成形性。即便是微量，也能得到此效果。Mg含量也可以为0％，但为得到上述效果，优选Mg含量为0.0001％以上。可是，如果Mg含量过多，则有引起由形成粗大的夹杂物导致的冷成形性下降的顾虑。因此，将Mg含量设定为0.050％以下，优选为0.040％以下。

Ca：0～0.040％

Ca与Mg同样，是通过微量就能控制硫化物的形态的元素。Ca含量也可以为0％，但为得到上述效果，优选Ca含量为0.001％以上。可是，如果Ca含量过多，则生成粗大的Ca氧化物，该Ca氧化物在冷成形时成为开裂发生的起点。因此，将Ca含量设定为0.040％以下，优选为0.030％以下。

Y：0～0.050％

Y与Mg、Ca同样，是通过微量就能控制硫化物的形态的元素。Y含量也可以为0％，但为得到上述效果，优选Y含量为0.001％以上。可是，如果Y含量过多，则有生成粗大的Y氧化物，使冷成形性下降的顾虑。因此，将Y含量设定为0.050％以下，更优选为0.040％以下。

Zr：0～0.050％

Zr与Mg、Ca、Y同样，是通过微量就能控制硫化物的形态的元素。Zr含量也可以为0％，但为得到上述效果，优选Zr含量为0.001％以上。可是，如果Zr含量过多，则有生成粗大的Zr氧化物，使冷成形性下降的顾虑。因此，Zr含量优选为0.050％以下，更优选为0.040％以下。

La：0～0.050％

La是通过微量而对控制硫化物形态有效的元素。La含量也可以为0％，但为得到上述效果，优选La含量为0.001％以上。可是，如果La含量过多，则有生成La氧化物，使冷成形性下降的顾虑。因此，将La含量设定为0.050％以下，优选为0.040％以下。

在本实施方式涉及的钢板的成分组成中，上述元素以外的剩余部分为Fe及杂质。杂质是从钢原料及/或在炼钢过程中混入的，是在不阻碍本实施方式涉及的钢板的特性的范围内容许存在的元素。

本实施方式涉及的钢板也可以在其表面具有热浸镀锌层。本实施方式涉及的钢板的热浸镀锌层的成分组成没有特别的限定。本实施方式涉及的钢板的镀层可以是热浸镀锌层或者合金化热浸镀锌层，此外也可以是使这些镀层合金化的合金化镀层。此外，本实施方式涉及的钢板也不妨具有其它镀层(例如铝镀层等)。

热浸镀锌层及合金化热浸镀锌层优选为含有低于7质量％的Fe的镀层，此外，合金化镀层优选为含有7质量％以上且15质量％以下的Fe的镀层。

特性

[抗拉强度：1310MPa以上]

在本实施方式涉及的钢板中，作为有助于汽车车体的轻量化的强度，以抗拉强度(TS)为1310MPa以上为目标。从冲击吸收性的观点出发，钢板的强度优选为1400MPa以上，更优选为1470MPa以上。

抗拉强度可通过从退火钢板上，在与轧制方向垂直的方向采集JIS Z2241：2011中记载的JIS 5号拉伸试验片，按照JIS Z2241：2011进行拉伸试验来测定。

[直到应力-应变曲线上的真应力值为600MPa以上的区域超过180GPa的加工硬化率]

本实施方式涉及的钢板由于C在原奥氏体晶界适合地偏析，所以直到应力-应变曲线上的真应力值为600MPa以上的区域，都可维持超过180GPa的加工硬化率。通过具有该特征，本实施方式涉及的钢板的弹性变形区域得以扩大。其结果是，高强度钢板的冲击能量的吸收性能得以提高，适合作为汽车车体用。

在求加工硬化率时，与测定抗拉强度时同样，按照JIS Z2241：2011进行拉伸试验。从拉伸试验结果求出公称应力及公称应变，从其斜率求出加工硬化率。真应力也同样从拉伸试验结果算出。

接着，对本实施方式涉及的钢板的制造方法进行说明。

本实施方式涉及的钢板的制造方法具有以下工序：

热轧工序，其通过对具有本实施方式涉及的钢板的化学组成的板坯进行热轧而形成热轧钢板；

冷轧工序，其通过在酸洗后对热轧钢板进行冷轧而形成冷轧钢板；

退火工序，其对冷轧钢板进行退火。

在退火工序中，

在以830℃为起点、以840℃～900℃的温度即T℃为终点的温度范围，以1.0℃/s以下的加热速度对冷轧钢板进行加热，

在T℃保持{T/13-(100×Si)^0.8-(70×Al)^0.5}秒以上，

保持后，直到300℃以下的冷却停止温度以20℃/s～60℃/s的平均冷却速度进行冷却。

以下，对各工序条件进行说明。

[热轧工序]

本实施方式涉及的钢板的制造方法具有通过对具有本实施方式涉及的钢板的成分组成的铸造板坯进行热轧而形成热轧钢板的热轧工序。本实施方式涉及的热轧工序没有特别的限定，只要按照常规方法进行即可。

[冷轧工序]

在酸洗后，对热轧钢板进行冷轧以形成冷轧钢板。

热轧后，进行酸洗及冷轧。这些工序没有特别的制约。例如，酸洗可以是一次，也可以根据需要分多次进行。关于冷轧，可在能确保20％以上且80％以下这一程度的压下率的范围内，适宜地设定轧制道次的次数、每道次的压下率。

[退火工序]

在退火工序中，对冷轧钢板进行退火。此时，在830℃～保持温度T(840℃～900℃)的温度区域，以1.0℃/s以下的加热速度对冷轧钢板进行加热，在保持温度T保持{T/13-(100×Si)^0.8-(70×Al)^0.5}秒以上，在保持后，直到300℃以下的冷却停止温度以20℃/s～60℃/s的平均冷却速度进行冷却。

(在以830℃为起点、以840℃～900℃的温度即T℃为终点的温度范围内，以1.0℃/s以下的加热速度进行加热)

在退火工序中，在以830℃为起点、以840℃～900℃的温度即T℃为终点的温度范围内，以1℃/s以下的加热速度进行加热。也就是说，从830℃到T℃的范围内以不超过1.0℃/s的加热速度进行加热。

在本实施方式中，需要以满足原奥氏体晶界中宽50nm～2μm的马氏体或残余奥氏体的存在比例为70％以上的要件的方式，在退火工序中使C在原γ晶界充分偏析。此时，寻求控制这样的热处理条件：即使原γ晶粒因加热而生长，也能形成具有充分宽度的C浓化区域。因此，将退火工序中限定加热速度的温度范围设定为以830℃为起点、以840℃～900℃的温度即T℃为终点的温度范围。在组织构成上，优选将T℃设定为Ac3点以上的温度。

在830℃～保持温度T的温度区域，在加热速度超过1.0℃/s时，在原γ晶界C不能充分偏析，因此是不优选的。另外，在为Al含量如本实施方式那样较大的成分系时(0.20％～1.0％)，Ac3点上升。因此，为了在加热中充分进行奥氏体逆相变和γ生长，同时在原γ晶界使C充分偏析，需要从830℃到T℃，一边抑制加热速度，一边继续花时间使温度上升。因此，将830℃～保持温度T℃的温度区域的加热速度设定为1.0℃/s以下，在该温度区域内，不优选进行超过1.0℃/s的加热及恒温保持。因此，将830℃～保持温度T的温度区域中的加热速度设定为1.0℃/s以下，优选为0.9℃/s以下，更优选为0.8℃/s以下。

该温度区域的加热速度的下限没有特别的限定，但从生产率的观点出发，也可以规定为0.4℃/s以上。再者，“加热”不包含一定温度下的保持，所以加热速度为超过0℃/s。

“加热速度”是与“平均加热速度”不同的概念。在本实施方式涉及的钢板的制造方法中，在830℃以上且保持温度T℃以下的温度范围内，通常必须将钢板的温度的加热速度设定在上述范围内。

(在T℃保持{T/13-(100×Si)^0.8-(70×Al)^0.5}秒以上)

为了生成马氏体或残余奥氏体按规定的比例被覆原γ晶界所需程度的C浓化区域，在以上述加热速度进行加热而使C在晶界浓化后，需要以均热温度将冷轧钢板保持(均热)充分的时间。如果均热温度较低，则不能成为奥氏体单相退火，得不到所希望的金属组织，因此是不优选的。所以，将均热温度设定为840℃以上，优选为850℃以上。另一方面，如果均热温度过高，则制造成本提高，所以将均热温度设定为900℃以下，优选为880℃以下。

在840℃～900℃的温度区域的保持时间低于{T/13-(100×Si)^0.8-(70×Al)^0.5}秒时，伴随着退火时的加热中的奥氏体的晶粒生长，C不能充分遍及宽的原γ晶界全体(C不能充分彻底被覆原γ晶界)，在后述的冷却工序中，不能生成按规定的比例被覆原γ晶界的马氏体或残余奥氏体，因此是不优选的。所以，将840℃～900℃的温度区域的保持时间设定为{T/13-(100×Si)^0.8-(70×Al)^0.5}秒以上。

保持时间的上限没有特别的限定，但如果长时间保持，则γ晶粒成为混合晶粒，因存在粗大的晶粒而使屈服点降低，所以也可以将保持时间规定为400秒以下。

Si表示以单位：质量％计的Si含量，Al表示以单位：质量％计的Al含量。

(在保持后，直到300℃以下的冷却停止温度以20℃/s～60℃/s的平均冷却速度进行冷却)

在将冷轧钢板于上述温度区域保持后，对冷轧钢板进行冷却。在平均冷却速度低于20℃/s时，由于容易产生铁素体相变、珠光体相变及贝氏体相变，所以不能得到本实施方式涉及的钢板的显微组织，是不优选的。因此，将平均冷却速度设定为20℃/s以上，优选为25℃/s以上。另一方面，在冷却速度超过60℃/s时，起因于在钢板表面和内侧，在板厚方向容易产生温度差，从而与表面侧相比内侧延迟发生马氏体相变。其结果是，出现先是发生了马氏体相变的表面侧变形，而后原γ晶界变形等不良影响，所以是不优选的。因此，将平均冷却速度设定为60℃/s以下，优选为55℃/s以下。通过将冷却停止温度设定为300℃以下，容易得到所希望的马氏体量。在本实施方式涉及的钢板中，通过确保规定的马氏体量，可将钢板的抗拉强度设定为1310MPa以上。冷却停止温度优选为250℃以下，更优选为200℃以下。另一方面，如果冷却停止温度低于25℃，则所需的设备增多，从而制造成本增大。因此，冷却停止温度优选为25℃以上。更优选将冷却停止温度设定为100℃以上。

也可以对退火工序后的冷轧钢板实施热浸镀锌工序及合金化工序。在此种情况下，热浸镀锌的方法及合金化的方法没有特别的限定，可采用常规方法。作为热浸镀锌的方法，例如可列举通过将退火工序后的冷轧钢板控制在(锌镀浴温度－40)℃～(锌镀浴温度+50)℃的温度区域，浸渍在热浸镀锌浴中，来形成热浸镀锌层的方法。此外，作为合金化的方法，例如可列举在300～500℃的温度区域对热浸镀锌层进行合金化的方法。

实施例

参照实施例对本发明进行更具体的说明。

<制造方法>

铸造具有表1所示的化学组成的板坯。将铸造后的板坯加热至1100℃，热轧到2.8mm，卷取后冷却到室温。酸洗后，以50％的冷轧率实施冷轧。冷轧后，按表2-1、2-2所示的条件对冷轧钢板实施退火工序。例子编号：34由于发生板坯自生开裂，因而不能实施退火工序以后的工序，不能测定金属组织及特性。

表1

/>

/>

<金属组织的测定>

从得到的退火钢板采集SEM观察用试验片，在将与轧制方向平行的纵断面研磨后，观察板厚1/4部分中的金属组织，通过图像处理测定各组织的面积率。表3-1、3-2中示出了各组织的面积率。表3-1、3-2中，将“在原奥氏体晶界中，宽50nm～2μm的马氏体或残余奥氏体的存在比例”称为“晶界被覆率”。晶界厚度及晶界被覆率的测定方法如上所述。

<特性的测定>

(抗拉强度)

从退火钢板上，在与轧制方向垂直的方向采集JIS 5号拉伸试验片，按照JISZ2241：2011进行拉伸试验，由此测定抗拉强度。

表3-1、3-2中示出了抗拉强度的测定结果。

(加工硬化率及真应力)

首先，与测定抗拉强度时同样，按照JIS Z2241：2011进行拉伸试验。从拉伸试验结果求出公称应力及公称应变，从其斜率求出加工硬化率。真应力也同样从拉伸试验结果中算出。表3-1、3-2中示出了加工硬化率及真应力的测定结果。表3-1、3-2中，示出了加工硬化率(表中缩写为WHR)＝180GPa的真应力。只要此值为600MPa以上，就可以说直到应力-应变曲线上的真应力值为600MPa以上的区域，都可维持超过180GPa的加工硬化率。

/>

如表3-1、3-2所示，在本发明涉及的实施例中，具有1310MPa以上的抗拉强度，直到应力-应变曲线上的真应力值为600MPa以上的区域都维持超过180GPa的加工硬化率。特别是，在Al含量为超过0.50％、0.55％以上、0.60％以上的实施例(例如例子编号9、38、42等)中，得出了这些值变得良好的倾向。另一方面，在至少一项没有满足本发明的要件的比较例中，某一特性较差。特别是，根据例子39、40，得知即使830℃～保持温度T(840℃～900℃)的温度区域中的加热速度仅稍微超过1.0℃/s(＝1.1℃/s)，也没有得到良好的结果。

此外，即使在对上述钢板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，也得到了本实施方式中的物性(具有1310MPa以上的抗拉强度，直到应力-应变曲线上的真应力值为600MPa以上的区域都可维持超过180GPa的加工硬化率)。

(耐LME性)

继续，铸造具有表1中的钢种A、C、D及X的化学组成的板坯，采用例子编号1的制造条件制造钢板。从制造的钢板上采集50mm×80mm的试验片。此外，铸造具有表1中的A的化学组成的板坯，在采用了例子编号1的制造条件后，浸渍在热浸镀锌浴中，制造热浸镀锌钢板。从制造的钢板上采集50mm×80mm的试验片。

图1示出了对两块钢板进行点焊，评价耐熔融金属脆化开裂性的试验的情况。使用热浸镀锌钢板作为图1的钢板1d，将评价对象的钢板作为钢板1e，将两块钢板重合，通过一对电极4a、4b进行点焊。焊接条件如下所述。

采用伺服马达加压式单相交流点焊机(电源频率50Hz)，一边以450kgf(4413kg·m/s²)的压力进行加压，一边将电流值设定为6.5kA，将电极的倾斜角设定为3°，没有上坡(upslope)，将通电时间设定为0.4秒，将通电终了后的保持时间设定为0.1秒，从而对镀覆钢板进行焊接。然后，采用光学显微镜观察该钢板的焊点中心部的区域的钢组织。将没有发生开裂时评价为A，将可以看到长度低于500μm的裂纹时评价为B，将可以看到长度为500μm以上的裂纹时评价为C。评价A和B为合格。

具有钢种A及C的化学组成的钢板及具有钢种A的化学组成的热浸镀锌钢板的评价为A，示出了非常良好的耐LME性。具有钢种D的化学组成的钢板的评价为B。

另一方面，具有Si含量偏离本实施方式的钢种X的化学组成的钢板的评价为C，没有示出充分的耐LME特性。

产业上的可利用性

根据本发明，能够提高一种具有1310MPa以上的抗拉强度、直到应力-应变曲线中的真应力值为600MPa以上的区域都可维持超过180GPa的加工硬化率的钢板及其制造方法。

Claims

1.一种钢板，其特征在于，化学组成以质量％计含有：C：0.20～0.40％、

Si：0.10％～1.0％、

Al：0.20％～1.0％、

Mn：0.1～4.0％、

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：0～1.00％、

Cr：0～2.000％、

Ti：0～0.500％、

B：0～0.0100％、

Nb：0～0.500％、

V：0～0.500％、

Cu：0～0.500％、

W：0～0.10％、

Ta：0～0.10％、

Sn：0～0.050％、

Co：0～0.50％、

Sb：0～0.050％、

As：0～0.050％、

Mg：0～0.050％、

Ca：0～0.040％、

Y：0～0.050％、

Zr：0～0.050％、及La：0～0.050％，

剩余部分包含铁及杂质；

Si+Al满足0.30～1.4％，

板厚1/4部分中的金属组织以面积率计为：

铁素体、贝氏体及珠光体：合计0～10％、

残余奥氏体：1～15％、

剩余部分为马氏体；

原奥氏体晶界中，宽50nm～2μm的马氏体或残余奥氏体的存在比例为70％以上；

在用硝酸乙醇试剂腐蚀的情况下，存在于所述原奥氏体晶界的所述马氏体发白地浮现出来。

2.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，所述化学组成以质量％计，含有选自以下元素中的1种或2种以上：

Ni：0.01～1.00％、

Mo：0.01～1.00％、

Cr：0.001～2.000％、

Ti：0.001～0.500％、

B：0.0001～0.0100％、

Nb：0.001～0.500％、

V：0.001～0.500％、

Cu：0.001～0.500％、

W：0.001～0.10％、

Ta：0.001～0.10％、

Sn：0.001～0.050％、

Co：0.001～0.50％、

Sb：0.001～0.050％、

As：0.001～0.050％、

Mg：0.0001～0.050％、

Ca：0.001～0.040％、

Y：0.001～0.050％、

Zr：0.001～0.050％、

La：0.001～0.050％。

3.根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，表面具有热浸镀锌层。

4.根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，表面具有合金化热浸镀锌层。

5.根据权利要求1～4中的任一项所述的钢板，其特征在于，原奥氏体的晶界厚度为50nm～2μm，

所述原奥氏体的晶界厚度为被覆原奥氏体晶界的马氏体或残余奥氏体的宽度的平均值。

6.一种钢板的制造方法，其特征在于，具有以下工序：

热轧工序，其通过对具有权利要求1或权利要求2所述的化学组成的板坯进行热轧而形成热轧钢板，

退火工序，其对所述冷轧钢板进行退火；

在所述退火工序中，

在以830℃为起点、以840℃～900℃的温度即T℃为终点的温度范围，以1.0℃/s以下的加热速度对所述冷轧钢板进行加热，

在所述T℃下保持{T/13-(100×Si)^0.8-(70×Al)^0.5}秒以上，

7.根据权利要求6所述的钢板的制造方法，其特征在于，通过将所述退火工序后的所述冷轧钢板控制在(锌镀浴温度－40)℃～(锌镀浴温度+50)℃的温度区域，浸渍在热浸镀锌浴中而形成热浸镀锌层。

8.根据权利要求7所述的钢板的制造方法，其特征在于，在300～500℃的温度区域使所述热浸镀锌层合金化。