CN114286870B

CN114286870B - 钢板

Info

Publication number: CN114286870B
Application number: CN202080059877.1A
Authority: CN
Inventors: 横山卓史; 盐川一生; 大渊竜也; 林邦夫
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2019-09-03
Filing date: 2020-09-03
Publication date: 2022-07-26
Anticipated expiration: 2040-09-03
Also published as: JPWO2021045168A1; MX2022002486A; JP7311807B2; US20220275493A1; KR20220038466A; WO2021045168A1; EP4026922A1; EP4026922A4; CN114286870A

Abstract

本申请涉及具有规定的化学组成、具有下述钢组织的钢板及钢板的制造方法。(1)以面积率％计含有铁素体：0～5％、马氏体：90～100％、回火马氏体在全部马氏体中所占的比例：80～100％、残余奥氏体：0.5～6.0％。(2)满足最大粒径≥3μm的夹杂物的个数密度为40个/mm²以下。(3)算出各分区的满足最大粒径≥3μm的夹杂物的个数密度时，个数密度处于上位10％的分区中的个数密度为80个/mm²以下。(4)满足式(A)。Vγ'/Vγ≥0.1(A)Vγ：初期的残余奥氏体、Vγ'：‑196℃深冷后的残余奥氏体。(5)抗拉强度为1470MPa以上。

Description

钢板

技术领域

本申请涉及钢板。

背景技术

近年来，从伴随地球变暖对策的温室效应气体排放量限制的观点出发，要求汽车的燃料效率提高，为了车体的轻量化和确保碰撞安全性，高强度钢板的应用正在逐渐扩大。特别是最近，抗拉强度为1470MPa以上的超高强度钢板的需求正在提高。此外，对于车体中也要求防锈性的部位，要求在表面实施了热浸镀锌的高强度热浸镀锌钢板。

然而，在将抗拉强度超过1470MPa那样的超高强度钢板作为汽车用构件来应用的情况下，解决其压制成形性自不必说，更需要解决钢板的氢脆开裂。

所谓氢脆开裂是指下述现象：在使用状况下作用有高应力钢构件起因于从环境中侵入到钢中的氢而发生突然断裂。该现象根据断裂的产生形态也被称为延迟断裂。一般而言，已知钢板的抗拉强度越上升则钢板的氢脆开裂变得越容易产生。据认为这是由于：钢板的抗拉强度越高，则在部件成形后残余于钢板中的应力越增大。将对该氢脆开裂(延迟断裂)的敏感性称为耐氢脆特性。

迄今为止也进行了各种想要改善钢板的耐氢脆特性的尝试。

例如，在专利文献1中公开了：“一种抗拉强度为1300MPa以上且耐氢脆特性优异的超高强度冷轧钢板，其特征在于，具有规定的化学组成，具有下述的钢组织：钢中的固溶B量solB[质量％]及原奥氏体粒径Dγ[μm]的值满足式(1)：solB·Dγ≥0.0010的关系，进而，以面积率计，多边形铁素体为10％以下，贝氏体为30％以下，残余奥氏体为6％以下，回火马氏体为60％以上，回火马氏体中的Fe碳化物的个数密度为1×10⁶/mm²以上，钢整体的平均位错密度为1.0×10¹⁵/m²～2.0×10¹⁶/m²，有效晶体粒径为7.0μm以下。”。

此外，在专利文献2中公开了：“一种冷轧钢板，其具有规定的成分组成，具有下述组织：回火马氏体及贝氏体相对于组织整体的面积率合计为95％～100％，由沿轧制方向伸展和/或以点列状分布的1个以上的长轴：0.3μm以上的夹杂物粒子构成、在该夹杂物粒子以2个以上构成的情况下、该夹杂物粒子间的距离为30μm以下、轧制方向上的全长超过120μm的夹杂物群为0.8个/mm²以下，长宽比为2.5以下、长轴为0.20μm～2μm的以Fe作为主要成分的碳化物为3500个/mm²以下，上述回火马氏体和/或上述贝氏体的内部所分布的直径为10～50nm的碳化物为0.7×10⁷个/mm²以上，原γ晶粒的平均粒径为18μm以下，板厚为0.5～2.6mm，抗拉强度为1320MPa以上”。

此外，在专利文献3中公开了：“一种切断端部处的耐延迟断裂特性优异的超高强度钢板，其具有规定的成分组成，具有以相对于全部组织的面积率计由马氏体：90％以上、残余奥氏体：0.5％以上构成的组织，局部的Mn浓度处于钢板整体的Mn含量的1.1倍以上的区域以面积率计存在2％以上，抗拉强度为1470MPa以上。”。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2016-50343号公报

专利文献2：国际公开第2016/152163号

专利文献3：日本特开2016-153524号公报

发明内容

发明所要解决的课题

像这样，在所有的专利文献1～3中都公开了耐氢脆特性优异的钢板。

但是，在要求水平变高的近年来，现状是要求具有1470MPa以上的抗拉强度并且具有高的总伸长率、并且进一步改善耐氢脆特性、特别是改善剪切加工部的耐氢脆特性。

因此，本申请的课题是提供具有1470MPa以上的抗拉强度并且具有高的总伸长率、并且剪切加工部的耐氢脆特性优异的钢板。

用于解决课题的手段

用于解决课题的手段包含下述的方案。

[1]一种钢板，其具有下述化学组成：

以质量％计含有：

C：0.18％～0.35％、

Si：0.01％～1.00％、

Mn：0.10％～2.40％、

P：0.050％以下、

S：0.0050％以下、

Al：0.001％～1.00％、

Ti：0.001％～0.050％、

B：0.0005％～0.0050％、

N：0.0100％以下、

O：0.0050％以下、

Cr：0％～1.00％、

Mo：0％～0.50％、

Cu：0％～0.50％、

Ni：0％～0.50％、

Co：0％～0.50％、

W：0％～0.50％、

Sn：0％～0.50％、

Sb：0％～0.50％、

Nb：0％～0.050％、

V：0％～0.50％、

Ca：0％～0.0100％、

Mg：0％～0.0100％、

Ce：0％～0.0100％、

Zr：0％～0.0100％、

La：0％～0.0100％、

Hf：0％～0.0100％、

Bi：0％～0.0100％、及

REM：0％～0.0100％，并且，

满足式：0.001≤Ti-(47.88/14.01)×N≤0.040(其中，式中的元素符号表示对应元素的质量％。)，

剩余部分由Fe及杂质构成，

其中，在钢板的轧制方向截面中，以距离上述钢板的表面1/4厚作为中心的1/8厚～3/8厚的范围内的钢组织以面积率％计含有：

铁素体：0～5％、

马氏体：90.0～99.5％、

回火马氏体在全部马氏体中所占的比例：80.0～100.0％

残余奥氏体：0.5～6.0％，

在钢板的轧制方向截面中的作为与钢板的表面相距1/8厚度～7/8厚度×25mm的范围的测定区域中，满足最大粒径≥3μm的夹杂物的个数密度为40个/mm²以下，

在将上述测定区域按照在厚度方向上进行2分割、在宽度方向上进行50分割的方式来分割成100个分区、算出各分区的满足最大粒径≥3μm的上述夹杂物的个数密度时，个数密度处于上位10％的分区中的个数密度为80个/mm²以下，

满足下述式(A)，

抗拉强度为1470MPa以上。

Vγ’/Vγ≥0.1 (A)

Vγ：初期的残余奥氏体的面积率，Vγ’：-196℃深冷后的残余奥氏体的面积率。

[2]根据[1]所述的钢板，其中，上述满足最大粒径≥3μm的夹杂物的个数密度为30个/mm²以下。

[3]根据[1]或[2]所述的钢板，其中，上述个数密度处于上位10％的分区中的个数密度为60个/mm²以下。

[4]根据[1]～[3]中任一项所述的钢板，其满足下述式(A2)。

Vγ’/Vγ≥0.2 (A2)

发明效果

根据本申请，能够提供具有1470MPa以上的抗拉强度并且具有高的总伸长率、并且剪切加工部的耐氢脆特性优异的钢板。

附图说明

图1是用于说明钢组织的各组织的面积率的测定位置的示意图。

图2是用于说明夹杂物的个数密度的测定位置的示意图。

图3是表示具有垂直部的垂直弯曲型连续铸造设备的一部分的概略构成图。

具体实施方式

以下，对本申请进行说明。

需要说明的是，本说明书中，使用“～”表示的数值范围是指将“～”的前后记载的数值作为下限值及上限值所包含的范围。

在分级性地记载的数值范围内，以某个数值范围记载的上限值也可以置换成其他的分级性记载的数值范围的上限值，下限值也可以置换成其他的分级性记载的数值范围的下限值。

在数值范围内，以某个数值范围记载的上限值或下限值也可以置换成实施例中所示的值。

“工序”这一术语不仅包含独立的工序，在无法与其他工序明确地相区别的情况下只要可达成工序所期望的目的，则也包含于本术语中。

“优选的方案的组合”是更优选的方案。

“钢板的轧制方向截面”表示钢板的板宽方向成为法线的切断面。

“Y/X厚度”这一表述表示为板厚的Y/X。具体而言，“1/8厚度”表示为板厚的1/8。

(钢板)

本申请的钢板具有规定的化学组成，具有下述的钢组织。

(1)以距离钢板的表面1/4厚作为中心的1/8厚～3/8厚的范围内的钢组织以面积率％计含有铁素体：0～5％、马氏体：90.0～99.5％、回火马氏体在全部马氏体中所占的比例：80.0～100.0％、残余奥氏体：0.5～6.0％。

(2)在钢板的轧制方向截面中的作为与钢板的表面相距1/8厚度～7/8厚度×25mm的范围的测定区域中，满足最大粒径≥3μm的夹杂物的个数密度40个/mm²以下。

(3)在将夹杂物的个数密度的测定区域按照在厚度方向上进行2分割、在宽度方向上进行50分割的方式来分割成100个分区、算出各分区的满足最大粒径≥3μm的夹杂物的个数密度时，个数密度处于上位10％的分区中的个数密度为80个/mm²以下。

(4)满足式(A)。

Vγ’/Vγ≥0.1 (A)

Vγ：初期的残余奥氏体；Vγ’：-196℃深冷后的残余奥氏体。

(5)抗拉强度为1470MPa以上。

本申请的钢板通过上述构成，成为具有1470MPa以上的抗拉强度并且具有高的总伸长率、并且剪切加工部的耐氢脆特性优异的钢板。本申请的钢板通过下述的认识得以被发现。

本发明的发明者对剪切加工部的耐氢脆特性进行了研究。其结果是，得到下述的认识。

就高强度的钢板而言，有可能在剪切加工部的端面正下方产生微小的初期龟裂。在剪切加工部处，该端面正下方的初期龟裂成为氢脆开裂的起点。进而，该初期龟裂具有在聚集有大量粗大的夹杂物的部位处产生的倾向。即，如果减少夹杂物的个数密度则氢脆特性会改善是已知的，但除此以外，通过降低夹杂物的聚集度(即，夹杂物的个数密度处于上位10％的分区中的个数密度)，能够更进一步改善剪切加工部的耐氢脆特性。

此外，残余奥氏体也成为剪切加工部的耐氢脆开裂的要因。这是由于：通过剪切加工，残余奥氏体加工诱发相变为马氏体。据认为：这样的马氏体由于包含高浓度的固溶碳，因此极脆，对氢脆开裂造成不良影响。另一方面，残余奥氏体也是为了提高钢板的延展性所需的组织。

于是，本发明的发明者对于使残余奥氏体稳定化这一事项进行了研究。其结果查明：通过在连续退火工序中的冷却模式上下功夫，可提高残余奥氏体的稳定性，其结果是，能够改善剪切加工部的耐氢脆特性。

即，本发明的发明者认识到：如果制成上述钢组织，则能够具有1470MPa以上的抗拉强度并且具有高的总伸长率，并且剪切加工部的耐氢脆特性能够提高。

由以上的认识发现了本申请的钢板成为具有1470MPa以上的抗拉强度并且具有高的总伸长率、并且剪切加工部的耐氢脆特性优异的钢板。

以下，对本申请的钢板进一步进行详细说明。

(化学组成)

对本申请的钢板的化学组成进行说明。

需要说明的是，Cr、Mo、Cu、Ni、Co、W、Sn、Sb、Nb、V、Ca、Mg、Ce、Zr、La、Hf、Bi及REM为任选元素，也可以不含有于钢中。

[C：0.18％～0.35％]

C是为了达成所期望的抗拉强度所必需的元素。另一方面，过度的C的含有会使耐氢脆特性及焊接性劣化。因而，C量设定为0.18％～0.35％。

C量的下限优选为0.19％以上，更优选为0.20％以上。

C量的上限优选为0.33％以下，更优选为0.25％以下。

[Si：0.01％～1.00％]

Si不仅是固溶强化元素，由于抑制马氏体中的铁碳化物的生成和生长，因此还是对钢板的高强度化有效的元素。另一方面，过度的Si的含有会使钢板的化学转化处理性及耐氢脆特性劣化。因而，Si量设定为0.01％～1.00％。

Si量的下限优选为0.10％以上，更优选为0.30％以上。

Si量的上限优选为0.90％以下，更优选为0.80％以下。

[Mn：0.10％～2.40％]

Mn是强力的奥氏体稳定化元素，是对钢板的淬透性提高所必需的元素。另一方面，过度的Mn的含有会使点焊部的韧性及耐氢脆特性劣化。因而，Mn量设定为0.10％～2.40％。

Mn量的下限优选为0.70％以上，更优选为1.00％以上，进一步优选为1.30％以上。

Mn量的上限优选为2.10％以下，更优选为1.80％以下。

[P：0.050％以下]

P是固溶强化元素，是对钢板的高强度化有效的元素。另一方面，过度的P的含有会使焊接性及韧性劣化。因而，P量设定为0.050％以下。

P量的上限优选为0.02％以下，更优选为0.015％。

但是，从抑制脱P成本的增加的观点出发，P量的下限例如为超过0％(优选为0.001％)。

[S：0.0050％以下]

S是作为杂质含有的元素，在钢中形成MnS而使韧性、扩孔性、耐氢脆特性劣化。因而，S量设定为0.0050％以下。

S量的上限优选为0.0040％以下，更优选为0.0030％以下。

但是，从抑制脱S成本的增加的观点出发，S量的下限例如为超过0％(优选为0.0001％)。

[Al：0.001％～1.00％]

Al是用于钢的脱氧的元素。另一方面，过量的Al的含有不仅会使脱氧效果饱和，导致成本上升，而且使钢的相变温度上升，使热轧时的负荷增大。因而，Al量设定为0.001％～1.00％。

Al量的下限优选为0.005％以上，更优选为0.010％以上。

Al量的上限优选为0.50％以下，更优选为0.20％以下。

[Ti：0.001％～0.050％]

Ti通过在钢中将N以TiN的形式固定，抑制成为淬透性降低因子的BN的形成。此外，将加热时的奥氏体粒径微细化，提高韧性及耐氢脆性。另一方面，过量的Ti的含有会大量地生成粗大的TiS，钢板的韧性及耐氢脆性降低。因而，Ti量设定为0.001％～0.050％。

Ti量的下限优选为0.005％以上，更优选为0.010％以上。

Ti量的上限优选为0.040％以下，更优选为0.030％以下。

[B：0.0005％～0.0050％]

B通过在钢板的加热时在奥氏体晶界处偏析，将奥氏体晶界稳定化，从而提高钢的淬透性。此外，通过提高奥氏体晶界的结合力，从而提高钢板的韧性及耐氢脆特性。另一方面，过度的B的含有由于形成硼化物，结果导致损害钢的淬透性。因而，B量设定为0.0005％～0.0050％。

B量的下限优选为0.0007％以上，更优选为0.0010％以上。

B量的上限优选为0.0035％以下，更优选为0.0025％以下。

[N：0.0100％以下]

N是作为杂质含有的元素，在钢中形成粗大的氮化物而使扩孔性及耐氢脆特性劣化。因而，N量设定为0.0100％以下。

N量的上限优选为0.0060％以下。

但是，从抑制脱N成本的增加的观点出发，N量的下限例如为超过0％(优选为0.0005％)。

[O：0.0050％以下]

O是作为杂质含有的元素，在钢中形成粗大的氧化物而使扩孔性及耐氢脆特性劣化。因而，O量设定为0.0050％以下。

O量的上限优选为0.0030％以下。

但是，从抑制脱O成本的增加的观点出发，O量的下限例如为超过0％(优选为0.0001％)。

本实施方式的钢板的成分组成除了含有上述元素以外，以特性提高为目的，还可以含有选自以下记载的元素组中的一种或两种以上。在本实施方式的钢板中，它们为任选元素。在本实施方式的钢板中，这些任选元素的含量也可以低于关于这些任选元素各自在以下所示的下限值(包括0％)。

[Cr：0％～1.00％]

Cr是对钢板的高强度化有效的元素。因此，Cr也可以根据需要含有于钢中。另一方面，过度的Cr的含有会使效果饱和，导致成本的增大。因而，Cr量设定为0％～1.00％。

Cr量的下限优选为0.001％以上。

Cr量的上限优选为0.50％以下。

[Mo：0％～0.50％]

Mo是对于钢板的淬透性的提高有效的元素，还具有通过将钢板的加热中的奥氏体粒径微细化来提高韧性及耐氢脆特性的效果。因此，Mo也可以根据需要含有于钢中。另一方面，过度的Mo的含有会使效果饱和，导致成本的增大。因而，Mo量设定为0％～0.50％。

Mo量的下限优选为0.001％以上，更优选为0.050％以上。

Mo量的上限优选为0.30％以下，更优选为0.20％以下。

[Cu：0％～0.50％]

Cu是对钢板的高强度化有效的元素。因此，Cu也可以根据需要含有于钢中。另一方面，过度的Cu的含有会使效果饱和，导致成本的增大。因而，Cu量设定为0％～0.50％。

Cu量的下限优选为0.001％以上。

Cu量的上限优选为0.30％以下。

[Ni：0％～0.50％]

Ni是对钢板的高强度化有效的元素。因此，Ni也可以根据需要含有于钢中。另一方面，过度的Ni的含有会使效果饱和，导致成本的增大。因而，Ni量设定为0％～0.50％。

Ni量的下限优选为0.001％以上。

Ni量的上限优选为0.30％以下。

[Co：0％～0.50％]

Co是对钢板的高强度化有效的元素。因此，Co也可以根据需要含有于钢中。另一方面，过度的Co的含有会使效果饱和，导致成本的增大。因而，Co量设定为0％～0.50％。

Co量的下限优选为0.001％以上。

Co量的上限优选为0.30％以下。

[W：0％～0.50％]

W是对钢板的高强度化有效的元素。因此，W也可以根据需要含有于钢中。另一方面，过度的W的含有会使效果饱和，导致成本的增大。因而，W量设定为0％～0.50％。

W量的下限优选为0.001％以上。

W量的上限优选为0.30％以下。

[Sn：0％～0.50％]

Sn是对钢板的耐蚀性提高有效的元素。因此，Sn也可以根据需要含有于钢中。另一方面，过度的Sn的含有会使效果饱和，导致成本的增大。因而，Sn量设定为0％～0.50％。

Sn量的下限优选为0.001％以上。

Sn量的上限优选为0.30％以下。

[Sb：0％～0.50％]

Sb是对钢板的耐蚀性提高有效的元素。因此，Sb也可以根据需要含有于钢中。另一方面，过度的Sb的含有会使效果饱和，导致成本的增大。因而，Sb量设定为0％～0.50％。

Sb量的下限优选为0.001％以上。

Sb量的上限优选为0.30％以下。

[Nb：0％～0.050％]

Nb是碳化物形成元素，是对钢板的高强度化有效的元素。因此，Nb也可以根据需要含有于钢中。另一方面，过度的Nb的含有会使效果饱和，导致成本的增大。因而，Nb量设定为0％～0.050％。

Nb量的下限优选为0.001％以上。

Nb量的上限优选为0.035％以下。

[V：0％～0.50％]

V是碳化物形成元素，是对钢板的高强度化有效的元素。因此，V也可以根据需要含有于钢中。另一方面，过度的V的含有会使效果饱和，导致成本的增大。因而，V量设定为0％～0.50％。

V量的下限优选为0.001％以上。

V量的上限优选为0.300％以下。

[Ca：0％～0.0100％]

Ca是有助于钢中夹杂物的微细分散化的元素，是有助于钢板的耐氢脆特性及韧性提高的元素。因此，Ca也可以根据需要含有于钢中。另一方面，过度的Ca的含有会引起延展性的劣化。因而，Ca量设定为0％～0.0100％。

Ca量的下限优选为0.0001％以上。

Ca量的上限优选为0.0050％以下。

[Mg：0％～0.0100％]

Mg是有助于钢中夹杂物的微细分散化的元素，是有助于钢板的耐氢脆特性及韧性提高的元素。因此，Mg也可以根据需要含有于钢中。另一方面，过度的Mg的含有会引起延展性的劣化。因而，Mg量设定为0％～0.0100％。

Mg量的下限优选为0.0001％以上。

Mg量的上限优选为0.0050％以下。

[Ce：0％～0.0100％]

Ce是有助于钢中夹杂物的微细分散化的元素，是有助于钢板的耐氢脆特性及韧性提高的元素。因此，Ce也可以根据需要含有于钢中。另一方面，过度的Ce的含有会引起延展性的劣化。因而，Ce量设定为0％～0.0100％。

Ce量的下限优选为0.0001％以上。

Ce量的上限优选为0.0050％以下。

[Zr：0％～0.0100％]

Zr是有助于钢中夹杂物的微细分散化的元素，是有助于钢板的耐氢脆特性及韧性提高的元素。因此，Zr也可以根据需要含有于钢中。另一方面，过度的Zr的含有会引起延展性的劣化。因而，Zr量设定为0％～0.0100％。

Zr量的下限优选为0.0001％以上。

Zr量的上限优选为0.0050％以下。

[La：0％～0.0100％]

La是有助于钢中夹杂物的微细分散化的元素，是有助于钢板的耐氢脆特性及韧性提高的元素。因此，La也可以根据需要含有于钢中。另一方面，过度的La的含有会引起延展性的劣化。因而，La量设定为0％～0.0100％。

La量的下限优选为0.0001％以上。

La量的上限优选为0.0050％以下。

[Hf：0％～0.0100％]

Hf是有助于钢中夹杂物的微细分散化的元素，是有助于钢板的耐氢脆特性及韧性提高的元素。因此，Hf也可以根据需要含有于钢中。另一方面，过度的Hf的含有会引起延展性的劣化。因而，Hf量设定为0％～0.0100％。

Hf量的下限优选为0.0001％以上。

Hf量的上限优选为0.0050％以下。

[Bi：0％～0.0100％]

Bi是减轻钢中的Mn、Si等置换型合金元素的显微偏析的元素，是有助于钢板的耐氢脆特性及韧性提高的元素。因此，Bi也可以根据需要含有于钢中。另一方面，过度的Bi的含有会引起延展性的劣化。因而，Bi量设定为0％～0.0100％。

Bi量的下限优选为0.0001％以上。

Bi量的上限优选为0.0050％以下。

[REM：0％～0.0100％]

REM是有助于钢中夹杂物的微细分散化的元素，是有助于钢板的耐氢脆特性及韧性提高的元素。因此，REM也可以根据需要含有于钢中。另一方面，过度的REM的含有会引起延展性的劣化。因而，REM量设定为0％～0.0100％。

REM量的下限优选为0.0001％以上。

REM量的上限优选为0.0050％以下。

需要说明的是，所谓REM是Rare Earth Metal的缩写，本申请中表示除Ce及La以外的Sc、Y及属于镧系元素系列的元素。

而且，所谓REM量表示除Ce及La以外的Sc、Y及属于镧系元素系列的元素的合计量。此外，属于镧系元素系列的元素在工业上以混合稀土合金的形式含有。

[0.001≤Ti-(47.88/14.01)×N≤0.040(其中，式中的元素符号表示对应元素的质量％。)]

上式是从钢中Ti量减去以TiN的形式被消耗的Ti量而得到的值。在上式的值过小的情况下，没有以TiN的形式固定的固溶N残存，因此氮化硼(BN)析出，钢的淬透性降低。另一方面，在上式过大的情况下，Ti相对于N量变得过量，硫化物等Ti系夹杂物增加。

因而，Ti量与N量的关系满足0.001≤Ti-(47.88/14.01)×N≤0.040。

Ti量与N量的关系优选满足0.003≤Ti-(47.88/14.01)×N≤0.025。

[剩余部分]

剩余部分为Fe及杂质。所谓杂质是指在工业上制造钢板时从作为原料的矿石、废料或制造环境等混入的物质。此外，作为杂质，可列举出H、Zn、Pb、Cd、As等。这些元素例如被限制为0.01％以下。

(钢组织)

接下来，对本申请的钢板的钢组织进行说明。

[铁素体：0～5％、马氏体：90.0～99.5％、回火马氏体在全部马氏体中所占的比例：80.0～100.0％、残余奥氏体：0.5～6.0％]

以距离钢板的表面1/4厚作为中心的1/8厚～3/8厚的范围(参照图1)内的钢组织以面积率％计含有铁素体：0～5％、马氏体：90.0～99.5％、回火马氏体在全部马氏体中所占的比例：80.0～100.0％、残余奥氏体：0.5～6.0％。

铁素体如果超过5％，则变得难以获得1470MPa以上的抗拉强度。此外，在马氏体为主体的组织中，如果存在作为软质组织的铁素体，则组织的不均匀性增大，因此助长氢脆开裂。因而，铁素体的面积率设定为0～5％。

铁素体的面积率的上限优选为4％以下，优选为2％以下，理想的是0％。

通过将马氏体(淬火状态马氏体+回火马氏体)设定为主体，变得能够获得1470MPa以上的抗拉强度。另一方面，如果马氏体中的淬火状态马氏体多、回火马氏体少，则耐氢脆特性恶化。

因而，马氏体的面积率设定为90.0～99.5％，回火马氏体在全部马氏体中所占的比例设定为80.0～100.0％。

马氏体的面积率的下限优选为93.0％以上，更优选为95.0％以上。

回火马氏体在全部马氏体中所占的比例的下限优选为85.0％以上，更优选为90.0％以上。

如果在钢组织中包含残余奥氏体，则由于通过TRIP(相变诱导塑性；Transformation-Induced Plasticity)效应而使加工硬化率上升，因此延展性改善(即，总伸长率变高)。另一方面，如果过量的残余奥氏体多，则耐氢脆特性恶化。

因而，残余奥氏体的面积率设定为0.5～6.0％。

残余奥氏体的面积率的下限优选为1.0％以上，更优选为1.5％以上。

残余奥氏体的面积率的上限优选为5.5％以下，更优选为5.0％以下。

在钢组织中，除了铁素体、马氏体、残余奥氏体以外，还可以包含剩余组织。作为剩余组织，例如可例示出贝氏体。剩余组织的面积率可例示出0～10％。

[各组织的面积率的测定方法]

残余奥氏体以外的各组织的面积率通过SEM-EBSD法(电子射线背散射衍射法)及SEM二次电子图像观察来评价。首先，以与钢板的轧制方向平行的板厚截面作为观察面来采集试样，将观察面机械研磨而精加工成镜面后，进行电解研磨。接着，在观察面中的以距离表面1/4厚作为中心的1/8厚～3/8厚的范围中的一个乃至多个观察视场中，对合计为3000μm²以上的面积通过SEM-EBSD法进行晶体结构及取向解析。对于通过EBSD法得到的数据的解析，使用TSL公司制的“OIM Analysys 7.0”。此外，标距(step)设定为0.03～0.20μm。以晶体取向差成为15度以上的边界作为晶界而得到晶体晶界图。接着，对同一试样实施硝酸乙醇蚀刻。之后，对于与利用EBSD进行了晶体取向解析的视场的同一视场，使用FE-SEM拍摄二次电子图像。此时，预先通过维氏压痕等作好记号为宜。最后，将上述晶体晶界图与二次电子图像重叠。对于由取向差为15度以上的晶界所围成的各个晶粒，基于以下的基准进行组织分类。

在二次电子图像中，下部组织、铁系碳化物都没有被确认到、并且晶体结构为BCC的晶粒判断为铁素体。

在二次电子图像中，确认到下部组织、并且没有确认到铁系碳化物以单一变体析出的晶粒或铁系碳化物的晶粒判断为贝氏体。

在二次电子图像中，渗碳体以片层状析出的晶粒判断为珠光体。但是，在本申请中，原则上不含珠光体。

将剩余部分判断为马氏体及残余奥氏体。通过从剩余部分的面积率中减去后述的残余奥氏体的面积率，求出马氏体的面积率。

在剩余部分之中，在二次电子图像中，确认到下部组织、并且确认到两个以上的以多个变体析出的铁系碳化物的晶粒判断为回火马氏体。

残余奥氏体的面积率可以通过使用了X射线的测定来算出。即，将从钢板的板面起沿板厚方向至深度1/4位置为止通过机械研磨及化学研磨来除去。然后，对研磨后的试样使用MoKα₁射线作为特性X射线，得到bcc相的(200)、(211)及fcc相的(200)、(220)、(311)的衍射峰的积分强度比，由上述这些衍射峰的积分强度比算出残余奥氏体的组织分率，将其设定为残余奥氏体的面积率。

[满足最大粒径≥3μm的夹杂物的个数密度]

如果大量存在粗大的夹杂物，则在剪切加工部处，夹杂物成为开裂的起点，产生氢脆开裂。因此，粗大的夹杂物的个数密度少为宜。

因而，在钢板的轧制方向截面中的作为与钢板的表面相距1/8厚度～7/8厚度×25mm的范围的测定区域(参照图2)中，满足最大粒径≥3μm的夹杂物的个数密度设定为40个/mm²以下。其中，测定区域表示设定为“在钢板的轧制方向截面中，与钢板的表面在板厚方向上相距1/8厚度～7/8厚度的范围”×“在钢板的轧制方向上为宽度25mm的范围”的区域(参照图2)。

满足最大粒径≥3μm的夹杂物的个数密度优选为30个/mm²以下，更优选为20个/mm²以下。

需要说明的是，由于难以完全抑制夹杂物的生成，因此满足最大粒径≥3μm的夹杂物的个数密度的下限例如为1个/mm²以上或2个/mm²以上。

其中，夹杂物例如为TiS、TiN、TiO、Ti(C，S)、MnS、CaS、Al₂O₃、SiO₂、CaO等或它们的复合体。

此外，所谓“最大粒径”，在球状的情况下定义为直径，在椭圆状的情况下定义为长轴的长度，在板状或长方形状的情况下定义为长边的长度，在棒状的情况下定义为长度。

最大粒径低于3μm的夹杂物即使发生聚集，在剪切加工部的端面也难以发展成微小的初期龟裂，因此本申请中不考虑。

[个数密度处于上位10％的分区中的个数密度]

如果粗大的夹杂物不均匀存在，则在剪切加工部处变得容易存在粗大的夹杂物。这样的夹杂物成为开裂的起点，产生氢脆开裂。因此，通过抑制粗大的夹杂物的不均匀存在、降低夹杂物的聚集度，从而降低在剪切加工部处存在粗大的夹杂物的概率为宜。

因而，在将夹杂物的个数密度的测定区域(即，在钢板的轧制方向截面中的作为与钢板的表面相距1/8厚度～7/8厚度×25mm的范围的测定区域)按照在厚度方向上进行2分割、在宽度方向(即轧制方向)上进行50分割的方式来分割成100个分区(参照图2)、算出各分区的满足最大粒径≥3μm的夹杂物的个数密度时，个数密度处于上位10％的分区中的个数密度设定为80个/mm²以下。

个数密度处于上位10％的分区中的个数密度优选为60个/mm²以下，更优选为40个/mm²以下。

需要说明的是，由于难以将夹杂物个数密度设定为0，因此个数密度处于上位10％的分区中的个数密度的下限例如为1个/mm²以上或2个/mm²以上。

[夹杂物的个数密度的测定方法]

夹杂物的个数密度的测定方法如下所述。

以与钢板的轧制方向平行的板厚截面作为观察面来采集试样，以将观察面机械研磨而精加工成镜面得到的试样作为对象，对于包含与钢板的表面相距1/8厚度～7/8厚度×25mm的范围的区域，使用具备EDX(能量色散型X射线分析装置)的SEM拍摄反射电子图像，测定各个夹杂物的组成。关于视场内所含的各个夹杂物，得到关于最大粒径、位置、组成的信息。此外，关于具有几乎不考虑为夹杂物的组成的物质、例如检测到Na、K、Cl中的任一者为5质量％以上、Si为15质量％以上、O为60质量％以上那样的物质，判断为因自来水或研磨剂等而引起的污染，从测定结果中除去。根据本数据，通过将1/8厚度～7/8厚度×25mm的范围内所含的最大粒径为3μm以上的夹杂物的个数除以面积，求出个数密度。进而，对于如上所述进行了100分割的各分区也计测最大粒径为3μm以上的夹杂物的个数，通过除以分区面积，求出各分区的个数密度。

[式(A)]

如果通过由剪切加工产生的能量使得残余奥氏体相变为马氏体(淬火状态马氏体)，则在剪切加工部处，相变后的马氏体成为起点，产生氢脆开裂。因此，存在稳定的残余奥氏体为宜。

因而，作为通过剪切加工而使残余奥氏体难以相变为马氏体(淬火状态马氏体)的指标，满足下述式(A)。优选为满足下述式(A2)，更优选为满足下述式(A3)。

但是，“Vγ’/Vγ”的上限理想的是1，但实际上难以设定为1，因此例如设定为0.95以下或0.9以下。

Vγ’/Vγ≥0.1 (A)

Vγ’/Vγ≥0.2 (A2)

Vγ’/Vγ≥0.3 (A3)

[初期及-196℃深冷后的残余奥氏体的面积率的测定方法]

关于初期的及-196℃深冷后的残余奥氏体的面积率的测定方法，如下所述。首先，从作为对象的钢板中切取出样品后，在-196℃的液氮中进行深冷。浸渍时间只要浸渍至液氮的沸腾充分平息为止即可，例如为1分钟左右为宜。之后的试样制作方法及测定方法与上述的“残余奥氏体的面积率的测定方法”相同。

(机械特性、其他)

接下来，对本申请的钢板的机械特性进行说明。

[抗拉强度(TS)]

本申请的钢板的抗拉强度(TS)设定为1470MPa以上。为了满足近年来的对汽车用钢板所要求的轻量化和碰撞安全性，钢板的抗拉强度设定为1470MPa以上。

[总伸长率(El)]

本申请的钢板的总伸长率(El)优选为6％以上，更优选为7％以上。

其中，钢板的抗拉强度及总伸长率通过在室温(25℃)大气中进行JIS Z 2241(2011)中规定的拉伸试验来测定。

[扩孔率(λ)]

本申请的钢板的扩孔率(λ)优选为20％以上，更优选为30％以上。

扩孔率(λ)通过日本钢铁联盟标准的“JFS T 1001扩孔试验方法”来进行测定。

[最小弯曲半径(R)]

本申请的钢板的最小弯曲半径(R)优选为5mm以下，更优选为4mm以下。

钢板的最小弯曲半径(R)通过在室温(25℃)大气中进行弯曲试验：JIS Z 2248(2014)中规定的弯曲试验的V型块法来测定。

[镀层]

本申请的钢板也可以在两面或单面具有镀层。作为镀层，代表性地例示出热浸镀锌系镀层等。

(钢板的制造方法)

接下来，对本申请的钢板的制造方法的一个例子进行说明。

本申请的钢板的制造方法是依次进行下述(1)～(4)的各工序的制造方法为宜。

[(1)铸造工序]

在铸造工序中，在具有垂直部的垂直弯曲型连续铸造设备中，将具有上述本申请的钢板的化学组成的钢液进行铸造，得到钢板坯。

具体而言，在铸造工序中，例如通过具有垂直部的垂直弯曲型连续铸造设备，将钢液浇注到铸型中，利用铸型中的一次冷却带、从铸型的出侧至弯曲开始部为止的垂直部的二次冷却带、弯曲部以后的三次冷却带进行冷却(参照图3)，与此同时进行铸造，得到钢板坯。

需要说明的是，图3是表示具有垂直部的垂直弯曲型连续铸造设备的一部分的概略构成图，图3中，10表示连续铸造设备，11表示从铸型的出侧至弯曲开始部为止的垂直部，12表示弯曲部，20表示铸型(例如水冷铸型)，30表示用于对铸型供给钢液的浸渍喷嘴，31表示浸渍喷嘴的钢液喷出口，40表示支承辊，50表示钢板坯。

而且，从抑制粗大的夹杂物的生成及不均匀存在化、将“夹杂物的个数密度”、“个数密度处于上位10％的分区中的夹杂物的个数密度”设定为上述范围的观点出发，铸造工序设定为满足下述条件的铸造工序。

-(1-1)于在从铸型的出侧至弯曲开始部为止的垂直部对钢板坯进行冷却的二次冷却带中，以0.5℃/秒以上的冷却速度(也表述为“垂直部冷却速度”)进行冷却直至钢板坯的宽度方向中央部的表面温度达到1000℃以下为止-

在从铸型的出侧至弯曲开始部为止的垂直部的二次冷却带中，如果加快冷却速度，则在钢中，生成夹杂物的合金成分(Ti、Mn、S等)难以浓集，可抑制夹杂物的生成及析出物的生长。由此，可以将“夹杂物的个数密度”及“夹杂物的聚集度(即，夹杂物的个数密度处于上位10％的分区中的个数密度)”设定为上述范围。

因此，垂直部冷却速度设定为0.5℃/秒以上。

垂直部冷却速度的下限优选为1.0℃/秒以上。

但是，垂直部冷却速度的上限例如设定为10℃/秒以下。

-(1-2)钢板坯从铸型的出侧到达至弯曲开始部为止的经过时间(也表述为“垂直部经过时间”)为50～500秒-

如果延长钢板坯从铸型的出侧到达至弯曲开始部为止的经过时间，则用于使夹杂物浮上到液面并分离的时间增加，因此能够降低夹杂物的总数。由此，能够在降低夹杂物的个数密度同时降低夹杂物的聚集度(即，夹杂物的个数密度处于上位10％的分区中的个数密度)。另一方面，如果过量延长经过时间，则会阻碍生产率等，导致设备费用的增大。

因此，垂直部经过时间设定为50～500秒。

垂直部经过时间的下限优选为75秒以上。

垂直部经过时间的上限优选为300秒以下。

这里，在铸造工序中，二次冷却带例如通过喷雾来进行冷却。

[(2)热轧工序]

在热轧工序中，将钢板坯进行热轧，得到热轧板。

具体而言，在热轧工序中，例如将钢板坯进行粗轧、精轧，得到热轧板。

而且，从抑制粗大的夹杂物的生成、将“夹杂物的个数密度”及“夹杂物的聚集度(即，夹杂物的个数密度处于上位10％的分区中的个数密度)”设定为上述范围的观点出发，钢板坯的热轧工序设定为满足下述条件的钢板坯的热轧工序。

-(2-1)板坯加热温度为1200℃以上(优选为1220～1300℃)-

通过将钢板坯进行充分加热，能够使TiC等合金碳化物、一部分夹杂物充分固溶化。由此，能够将“夹杂物的个数密度”及“夹杂物的聚集度(即，夹杂物的个数密度处于上位10％的分区中的个数密度)”设定为上述范围。

因此，板坯加热温度设定为1200℃以上。

板坯加热温度的下限优选为1220℃以上。

但是，从燃料成本的抑制、加热炉的耐久性等方面出发，板坯加热温度的上限例如设定为1300℃以下。

需要说明的是，板坯加热温度为板坯抽出时的温度。

-(2-2)式(B)所示的温度T_{TiS B1}以下时的轧制率为95％以下-

本申请中，在铸造工序中，抑制夹杂物的生成及析出物的生长，在此基础上着眼于夹杂物中的TiS的析出温度，抑制因氢脆开裂引起的粗大的夹杂物的聚集。作为其理由，当在TiS析出后实施过度的热轧的情况下，TiS沿轧制方向过度伸长，因此最终形成的夹杂物的最大粒径变大。由于这样的最大粒径的大夹杂物对氢脆特性造成不良影响，因此限制TiS的析出温度以下时的轧制率。

温度为T_{TiS B1}以下时的“轧制率”是指温度为T_{TiS B1}以下时的总轧制率。总轧制率是指伴随轧制而产生的板厚变化的程度，是将温度为T_{TiS B1}时的板厚设定为100％时的热轧结束时的板厚减少率。

在热轧工序中，如果在TiS析出之后实施总轧制率高的热轧，则TiS发生拉伸，因此最大粒径增加。即，如果降低TiS析出后的总轧制率来实施热轧，则可抑制TiS的拉伸化，作为夹杂物整体，可抑制粗大化。由此，能够将“夹杂物的个数密度”及“夹杂物的聚集度(即，夹杂物的个数密度处于上位10％的分区中的个数密度)”设定为上述范围。

因此，式(B1)所示的温度T_{TiS B1}以下时的轧制率设定为95％以下。

温度为T_{TiS B1}以下时的轧制率的上限优选为90％以下，更优选为85％以下。

温度为T_{TiS B1}以下时的轧制率的下限例如设定为0％以上。

[数学式1]

[Ti^*]＝[Ti]-(47.88/14.01)·[N]

式(B1)所示的温度T_{TiS B1}为TiS析出的温度。而且，式(B1)中，元素符号表示对应元素的质量％。此外，式(B1)所示的温度T_{TiS B1}的单位为开尔文(K)。

此外，作为TiS的溶解度积，报道了下述式(B)中所示的经验式(参照W.J.LIU，ISIJInternational，Vol.30，No.11，pp.985-990)。但是，下述式(B)是通过使用了极低碳钢板进行的平衡实验求出的经验式。据估计本申请的钢板中碳等合金元素量高，而且由于热轧为比较短时间的现象，所以未达到平衡状态，因此TiS的析出温度有可能与下述式(B)相比下降。因此，本发明的发明者进一步进行研究，发现：关于TiS析出的温度，上述式(B1)所表示的温度T_{TiS B1}更符合实态。

[数学式2]

[Ti^*]＝[Ti]-(48/t4)·[N]

式(B)中，元素符号表示对应元素的质量％。此外，式(B)所示的温度T_TiS的单位也为开尔文(K)。

需要说明的是，上述的轧制控制在板坯的铸造条件满足本申请的规定的范围的情况下，表现出更优异的效果。详细的机理虽然不清楚，但在铸造条件不满足本申请的既定的范围的情况下，有可能板坯中的Ti、S的偏析度变强。其结果是，在偏析部处Ti、S的浓度高，因此有可能从比T_TiS高的温度产生TiS的析出。

这里，在热轧工序中，例如以精轧温度为800～1100℃来实施精轧。然后，热轧后的热轧板例如在卷取温度为400～700℃下进行卷取。

此外，板坯加热温度、精轧温度、卷取温度为钢板坯或钢板的宽度方向中央部的表面温度。

[(3)酸洗及冷轧工序]

也可以将热轧板酸洗后，进行冷轧，在得到冷轧板之后进行后述的连续退火工序。酸洗及冷轧的条件为一般的条件即可。冷轧工序为任意的工序。

[(4)连续退火工序]

在连续退火工序中，对热轧板或冷轧板进行连续退火。

具体而言，在连续退火工序中，将热轧板或冷轧板进行加热，在最高加热温度下进行规定时间保持(加热工序)之后，经由一次冷却、二次冷却、低温保持，得到退火钢板。

然后，从得到作为目标的上述钢组织、并且将残余奥氏体稳定化、使其满足式(A)的观点出发，设定为满足下述条件的连续退火工序。

-(4-1)最高加热温度为Ac₃～950℃、并且最高加热温度下的保持时间低于240秒-

在加热工序中，为了得到作为目标的钢组织，将热轧板或冷轧板充分加热，进行奥氏体化。但是，如果最高加热温度下的保持时间处于长时间，则不仅晶体粒径发生粗大化，还导致燃料成本的增大、设备的损伤。

因此，最高加热温度设定为Ac₃～950℃，最高加热温度下的保持时间设定为低于240秒。

最高加热温度的下限优选为Ac₃+10℃以上。最高加热温度的上限优选为920℃以下。

最高加热温度下的保持时间的上限优选为200秒以下。但是，从充分进行奥氏体化的观点出发，最高加热温度下的保持时间的下限例如设定为50秒以上。

加热工序中的规定温度下的“保持”未必需要将钢板保持在恒定温度下，也可以在满足上述条件的范围内发生变动。

此外，Ac₃(℃)可以通过下述式求出。

Ac₃＝912-230.5C+31.6Si-20.4Mn-39.8Cu-18.1Ni-14.8Cr+16.8Mo+100Al

其中，式中的各元素符号表示对应元素的质量％。在含量为0的情况下，在式中代入0来进行计算。

这里，加热工序例如在露点为-50～+10℃、氢浓度为1～5体积％的气氛下来实施为宜。

-(4-2)从最高加热温度进行冷却至400℃以下为止的一次冷却工序中的400～700℃之间的平均冷却速度为30℃/秒以上-

在一次冷却工序中，如果将热处理后的热轧板或冷轧板(称为热处理钢板)从最高加热温度冷却至400℃以下、并且在400～700℃之间将热处理钢板进行骤冷，则能够抑制马氏体以外的钢组织的生成。

因此，400～700℃之间的平均冷却速度设定为30℃/秒以上。

平均冷却速度的下限优选为40℃/秒。

但是，在冷却设备能力上，难以将冷却速度设定为200℃/秒以上。

此外，一次冷却停止温度的上限优选为380℃以下。

但是，为了使C分配于奥氏体中，一次冷却停止温度的下限优选为未相变的奥氏体残存一定量的Ms-60℃以上。

-(4-3)在一次冷却停止后，进行冷却至100℃～Ms-120℃的范围为止的二次冷却工序中的一次冷却停止～二次冷却停止之间的平均冷却速度为1～20℃/秒-

在二次冷却工序中，通过在一次冷却停止后，将热处理钢板冷却至100℃～Ms-120℃的范围，并且在一次冷却停止～二次冷却停止之间，减小热处理钢板的冷却速度，从而能够使C、Mn等浓集于未相变奥氏体中，能够存在更稳定的残余奥氏体。即，在一次冷却停止后，通过将平均冷却速度设定为1～20℃/秒，将冷却到达温度设定为100℃～Ms-120℃，从而残余奥氏体面积率成为上述范围，并且变得满足式(A)。如果热处理钢板的冷却速度低于1℃/秒，则马氏体面积率变低。如果热处理钢板的冷却速度超过20℃/秒，则无法存在稳定的残余奥氏体，因此是不优选的。

因此，一次冷却停止～二次冷却停止之间的平均冷却速度设定为1～20℃/秒。

平均冷却速度的下限优选为5℃/秒以上。

平均冷却速度的上限优选为18℃/秒以下。

此外，Ms(℃)可以通过下述式求出。

Ms＝561-474C-33Mn-17Cr-21Mo-7.5Si+10Co

此外，连续退火工序中的各温度为热轧板或冷轧板的宽度方向中央部的表面温度。而且，平均冷却速度基于冷轧板的宽度方向中央部的表面温度来算出。

-(4-4)在二次冷却后，在200～320℃的范围内进行保持的低温保持工序中的保持时间为150秒以上-

冷却至冷却到达温度后，将热处理钢板在200～320℃的范围内进行保持。在低温保持工序中，在马氏体生成开始后，通过将热处理钢板在200～320℃的范围内保持，从而C、Mn等浓集于未相变的奥氏体中，残余奥氏体稳定化。即，变得满足式(A)。此外，淬火状态马氏体被回火，回火马氏体在全部马氏体中所占的比例增加。即，回火马氏体在全部马氏体中所占的比例变得满足上述范围。

因此，保持时间设定为150秒以上。

保持时间的下限优选为200秒以上。

但是，从生产率的观点出发，保持时间的上限例如设定为1000秒以下。

此外，低温保持工序中的“保持”是指在不超过保持温度的上下限值的范围内维持在规定的温度±20℃、优选为±10℃的范围内。因此，通过缓慢地进行冷却、或缓慢地进行加热从而在低温保持工序中所规定的温度范围内超过40℃地变动的加热操作及冷却操作不包含在本申请中的低温保持工序中。

这里，如果低温保持工序的保持温度超过320℃，则马氏体的回火过度进行，因此强度降低。另一方面，如果低温保持工序的保持温度低于200℃，则变得难以引起碳从马氏体向奥氏体的分配，因此残余奥氏体变得难以稳定化。因此，低温保持工序的保持温度设定为200～320℃。

需要说明的是，在不实施低温保持工序的情况下，残余奥氏体不会稳定化，变得不满足式(A)。

[其他工序]

对于通过本申请的钢板的制造方法得到的钢板，也可以实施在钢板的单面或两面形成镀层的镀覆工序等后续工序。镀覆工序等后续工序可以通过常规方法来进行。

实施例

以下，对本申请的钢板的实施例进行说明。

通过具有垂直部的垂直弯曲型连续铸造设备，由具有表1中所示的化学组成的钢液以表2中所示的条件铸造240mm厚的钢板坯。

接着，以表2中所示的条件将钢板坯进行热轧，得到3.0mm厚的热轧板，进行卷取。

接着，将热轧板进行酸洗后，以表2中所示的条件进行冷轧，得到冷轧板。冷轧率为0％表示未进行冷轧。

接着，以表2中所示的条件将冷轧板进行连续退火，得到作为目标的钢板。其中，在表2中，“T_TiSB1”的栏的值以摄氏(℃)表示。即，由于设定为摄氏(℃)表述，因此记载了从由式(B1)算出的值(单位：K)减去273.15而得到的值。

此外，表3中，在“表面”的栏中，表述为“CR”的例子表示在冷轧后未实施镀覆而得到钢板的例子，表述为“EG”的例子表示在冷轧后实施电镀锌而得到镀覆钢板的例子。

对于所得到的钢板，按照已述的方法，测定下述特性。

·在钢板的轧制方向截面中，以距离钢板的表面1/4厚作为中心的1/8厚～3/8厚的范围内的钢组织(铁素体、马氏体、回火马氏体在全部马氏体中所占的比例(表中表述为“回火比率”)、残余奥氏体(表中表述为“残余γ”)、贝氏体)

·在钢板的轧制方向截面中的作为与钢板的表面相距1/8厚度～7/8厚度×25mm的范围的测定区域中，满足最大粒径≥3μm的夹杂物的个数密度(表中，表述为夹杂物的个数密度的“平均”。)

·在将夹杂物的个数密度的测定区域按照在厚度方向上进行2分割、在宽度方向上进行50分割的方式来分割成100个分区、算出各分区的满足最大粒径≥3μm的夹杂物的个数密度时，个数密度处于上位10％的分区中的个数密度(表中，表述为夹杂物的个数密度的“上位10％分区”)

·Vγ’/Vγ(-196℃深冷后的残余奥氏体的面积率/初期的残余奥氏体的面积率)的值(需要说明的是，对于因Vγ’为少量所以无法算出Vγ’/Vγ者表述为“-”。)

·钢板的抗拉强度(表中表述为“TS”)

·钢板的总伸长率(表中表述为“El”)

·钢板的扩孔率(表中表述为“λ”)

·钢板的最小弯曲半径(表中表述为“R”)

(评价)

对于所得到的钢板，以下述条件评价耐氢脆特性。

从钢板中采集40mm见方的试验片，使用直径为20mm的冲头和直径为20.5mm的模具在试验片中央附近制作冲裁孔。之后，将该试验片在盐酸浓度为0.01N、0.1N、1N的盐酸水溶液中浸渍48小时。液量设定为每一片试验片为500mL。盐酸水溶液在经过8小时、24小时时刻更换成新的水溶液。在经过48小时后，将试验片充分洗涤和干燥后，对冲裁孔的端面使用显微镜进行全周观察，确认龟裂的有无。n数设定为3，其中哪怕只有一个确认到龟裂者就判断为NG(不合格)。例如，在0.01N时3个都未开裂者设定为合格(OK)，在0.01N时哪怕只有1个确认到开裂者就设定为不合格(NG)。

而且，将未产生氢脆开裂的情况设定为“OK”，将产生了氢脆开裂的情况表述为“NG”。

表2-1

阴影填充是指为本申请的范围外。

表2-2

阴影填充是指为本申请的范围外。＊400～700℃之间的平均冷却速度

＊＊以3℃/秒冷却至150℃

表3-1

阴影填充是指为本申请的范围外。

表3-2

由上述结果可知：作为本申请例的实验例的钢板为具有1470MPa以上的抗拉强度并且具有高的总伸长率、并且剪切加工部的耐氢脆特性优异的钢板。

另一方面，实验例6(比较例)是在铸造工序中钢板坯的宽度方向中央部的表面温度最初达到至1000℃以下为止的平均冷却速度低的例子。就实验例6(比较例)而言，夹杂物的个数密度处于上位10％的分区中的个数密度变大，耐氢脆特性劣化。

实验例7(比较例)是在铸造工序中钢板坯从上述铸型的出侧到达至弯曲开始部为止的经过时间短的例子。就实验例7(比较例)而言，夹杂物的个数密度以及夹杂物的个数密度处于上位10％的分区中的个数密度变大，耐氢脆特性劣化。

实验例8(比较例)是在热轧工序中式(B1)所示的温度T_TiSB1以下时的轧制率高的例子。就实验例8(比较例)而言，夹杂物的个数密度以及夹杂物的个数密度处于上位10％的分区中的个数密度变大，耐氢脆特性劣化。

实验例9(比较例)是在热轧工序中板坯加热温度低的例子。就实验例9(比较例)而言，夹杂物的个数密度以及夹杂物的个数密度处于上位10％的分区中的个数密度变大，耐氢脆特性劣化。

实验例10(比较例)是在二次冷却工序中二次冷却停止温度低的例子。就实验例10(比较例)而言，残余奥氏体的面积率低，总伸长率(El)劣化。

实验例11(比较例)是在二次冷却工序中一次冷却停止～二次冷却停止之间的平均冷却速度高的例子。就实验例11(比较例)而言，不满足式(A)，耐氢脆特性劣化。

实验例13(比较例)是在一次冷却工序中一次冷却温度高的例子。就实验例13(比较例)而言，贝氏体面积率高，马氏体面积率低，抗拉强度(TS)及耐氢脆特性劣化。

实验例14(比较例)是在低温保持工序中保持温度高的例子。就实验例14(比较例)而言，残余奥氏体的面积率低，抗拉强度(TS)、总伸长率(El)及耐氢脆特性劣化。

实验例15(比较例)是连续退火工序的最高加热温度低的例子。就实验例15(比较例)而言，铁素体面积率高，马氏体面积率低，抗拉强度(TS)及耐氢脆特性劣化。

实验例16(比较例)是在一次冷却工序中平均冷却速度低的例子。就实验例16(比较例)而言，贝氏体面积率高，马氏体面积率低，抗拉强度(TS)及耐氢脆特性劣化。

实验例17(比较例)是在低温保持工序中保持时间短的例子。就实验例17(比较例)而言，不满足式(A)，耐氢脆特性劣化。

实验例20(比较例)是在低温保持工序中保持温度低的例子。就实验例20(比较例)而言，不满足式(A)，耐氢脆特性劣化。

实验例26(比较例)是在二次冷却工序中冷却停止温度低、平均冷却速度快的例子。就实验例26(比较例)而言，残余奥氏体面积率低，总伸长率(El)劣化。

实验例29(比较例)是在二次冷却工序中平均冷却速度低的例子。就实验例29(比较例)而言，贝氏体面积率高，马氏体面积率低，抗拉强度(TS)及耐氢脆特性劣化。

实验例37～44(比较例)是钢板的化学组成不满足本申请的化学组成的例子。就实验例37～44(比较例)而言，抗拉强度(TS)劣化或者耐氢脆特性劣化。

实验例45(比较例)是在连续退火工序中代替低温保持而以3℃/秒从260℃实施慢冷却至150℃的例子。就实验例45(比较例)而言，不满足式(A)，耐氢脆特性劣化。

符号的说明如下所述。

10 连续铸造设备

11 从铸型的出侧至弯曲开始部为止的垂直部

12 弯曲部

20 铸型

30 用于对铸型供给钢液的浸渍喷嘴

31 浸渍喷嘴的钢液喷出口

40 支承辊

50 钢板坯

需要说明的是，日本专利申请第2019-160683号的整体公开内容以参照的形式被纳入本说明书中。

本说明书中记载的全部文献、专利申请及技术标准与具体且分别记载各个文献、专利申请及技术标准以参照的形式被纳入的情况相同程度地以参照的形式被纳入本说明书中。

Claims

1.一种钢板，其具有下述化学组成：

以质量％计含有：

C：0.18％～0.35％、

Si：0.01％～1.00％、

Mn：0.10％～2.40％、

P：0.050％以下、

S：0.0050％以下、

Al：0.001％～1.00％、

Ti：0.001％～0.050％、

B：0.0005％～0.0050％、

N：0.0100％以下、

O：0.0050％以下、

Cr：0％～1.00％、

Mo：0％～0.50％、

Cu：0％～0.50％、

Ni：0％～0.50％、

Co：0％～0.50％、

W：0％～0.50％、

Sn：0％～0.50％、

Sb：0％～0.50％、

Nb：0％～0.050％、

V：0％～0.50％、

Ca：0％～0.0100％、

Mg：0％～0.0100％、

Ce：0％～0.0100％、

Zr：0％～0.0100％、

La：0％～0.0100％、

Hf：0％～0.0100％、

Bi：0％～0.0100％、及

REM：0％～0.0100％，并且，

满足式：0.001≤Ti-(47.88/14.01)×N≤0.040，其中，式中的元素符号表示对应元素的质量％，

剩余部分由Fe及杂质构成，

其中，在钢板的轧制方向截面中，以距离所述钢板的表面1/4厚作为中心的1/8厚～3/8厚的范围内的钢组织以面积率％计含有：

铁素体：0～5％、

马氏体：90.0～99.5％、

回火马氏体在全部马氏体中所占的比例：80.0～100.0％

残余奥氏体：0.5～6.0％，

在将所述测定区域按照在厚度方向上进行2分割、在宽度方向上进行50分割的方式来分割成100个分区、算出各分区的满足最大粒径≥3μm的所述夹杂物的个数密度时，个数密度处于上位10％的分区中的个数密度为80个/mm²以下，

满足下述式(A)，

抗拉强度为1470MPa以上，

Vγ’/Vγ≥0.1(A)

2.根据权利要求1所述的钢板，其中，在所述测定区域中，所述满足最大粒径≥3μm的夹杂物的个数密度为30个/mm²以下。

3.根据权利要求1或权利要求2所述的钢板，其中，所述个数密度处于上位10％的分区中的个数密度为60个/mm²以下。

4.根据权利要求1～权利要求3中任一项所述的钢板，其满足下述式(A2)，

Vγ’/Vγ≥0.2(A2)