CN115038807A - 钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种钢板，其具有规定的化学组成及显微组织，距离表面为1～10μm的第1深度区域中的块径为5.0μm以下，距离表面为10～60μm的第2深度区域中的块径为6.0～20.0μm，距离表面为60μm～板厚1/4的第3深度区域中的块径低于6.0μm。进一步提供一种钢板的制造方法，其包括以下工序：将具有规定的化学组成的钢坯进行热轧并在500℃以上卷取的工序；将热轧钢板进行酸洗而除去氧化皮的工序，其中，热轧钢板的表层的除去量低于5.00μm；以30～90％的压下率进行冷轧的工序；以及在露点为‑20～20℃的气氛中在740～900℃的温度区域中保持40～300秒钟的退火工序。

Description

钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及高强度并且焊接性优异的钢板及其制造方法。
背景技术
在通过点焊机来焊接镀锌钢板时，有时因熔融的锌而在钢板中产生开裂。该开裂被称为LME开裂(液态金属脆化开裂)，其是熔融的锌沿着钢的晶界侵入到钢板的内侧而产生的。
迄今为止，虽然公开了关于高强度钢板的许多发明，但其中关于抑制点焊LME开裂的技术的公开例少。(例如参照专利文献1及2)
专利文献1中公开了一种钢板，其通过使钢板表层中分散包含Si和/或Mn的微细的氧化物而提高硬度来提高强度和耐粘着性，其公开了按照使钢板表层中生成氧化物的方式控制热轧条件、按照不将该氧化物完全除去的方式控制酸洗条件的技术。然而，专利文献1中未公开抑制LME的技术。
专利文献2中公开了一种钢板，其通过在钢板表层设置具有一定深度的内部氧化层而作为氢捕获位点发挥功能，将表层软化，从而提高强度与延展性的平衡、弯曲性、耐延迟断裂性，其公开了使在热轧中生成的内部氧化层即使在酸洗和冷轧后也以一定的厚度残留、并且在氧化及还原气氛中进行退火的技术。然而，专利文献2中完全未公开抑制LME的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2013-60630号公报
专利文献2：日本特开2016-130355号公报
发明内容
发明所要解决的课题
本发明鉴于上述实情，课题是提供高强度并且焊接性优异的钢板及其制造方法。
用于解决课题的手段
本发明人们对解决上述课题的方法进行了深入研究，弄清楚了：对于LME开裂的产生而言，“应变”的影响较大。例如，即使是相同的通电循环(热历程)，若按照增大钢板的塑性变形量的方式进行点焊，则也会显著地引起LME开裂。认为LME开裂伴随着“应变”的增加而变得容易产生的理由是由于变得容易引起上述的“熔融锌向钢板内部的侵入”。因此，通过防止钢板表层中的应变的增加，能够抑制点焊LME开裂的产生。本发明人们为了防止钢板表层的应变增加，发现了沿板厚方向施以强度差的手段。具体而言，发现了：在点焊时钢板受到快速加热时，其奥氏体粒径受到焊接前的原材料的块径的影响，将最表层(第1层)的块径微细化，对硬的最表层的板厚内侧赋予块径大的柔软的层(第2层)，而且，进一步在板厚内部侧设置与该柔软的层相比块径微细的硬的层(第3层)。像这样，通过制成从板厚表层朝向板厚中心层梯度控制了块径的3层的结构，从而即使是在点焊时，也成为在受到变形时块径大且柔软的层(第2层)承担应变，能够抑制最表层(第1层)中的应变的过度增加。此外，通过一并在板厚方向上设置块径的差，可抑制在扩孔加工中龟裂向最表层的贯通，因此还能够得到高的扩孔特性。
此外，本发明人们通过反复进行各种研究还发现了：在板厚方向上设置有适宜的块径的差的层结构的钢板即使仅单一地对热轧条件、退火条件等下功夫也难以制造，仅能够通过在热轧和退火工序等所谓的一条龙工序中达成最佳化来制造，从而完成了本发明。
本发明的主旨如下所述。
(1)一种钢板，其具有下述化学组成：以质量％计含有
C：0.20～0.40％、
Si：0.01～1.00％、
Mn：0.10～4.00％、
P：0.0200％以下、
S：0.0200％以下、
Al：1.000％以下、
N：0.0200％以下、
Co：0～0.5000％、
Ni：0～1.0000％、
Mo：0～1.0000％、
Cr：0～2.0000％、
O：0～0.0200％、
Ti：0～0.500％、
B：0～0.0100％、
Nb：0～0.5000％、
V：0～0.5000％、
Cu：0～0.5000％、
W：0～0.1000％、
Ta：0～0.1000％、
Sn：0～0.0500％、
Sb：0～0.0500％、
As：0～0.0500％、
Mg：0～0.0500％、
Ca：0～0.0500％、
Y：0～0.0500％、
Zr：0～0.0500％、
La：0～0.0500％、及
Ce：0～0.0500％，
剩余部分由Fe及杂质构成，
上述钢板具有下述显微组织：以面积率计含有
铁素体、珠光体及贝氏体的合计：0～10.0％、以及
马氏体及回火马氏体的合计：80.0～100.0％，
在沿与轧制方向正交的宽度方向切断的断面组织中，
距离表面为1～10μm的第1深度区域中的块径(block diameter，也可成为板条块径)为5.0μm以下，
距离表面为10～60μm的第2深度区域中的块径为6.0～20.0μm，
距离表面为60μm～板厚1/4的第3深度区域中的块径低于6.0μm。
(2)根据上述(1)所述的钢板，其中，上述化学组成以质量％计含有选自由下述元素构成的组中的1种或2种以上：
Co：0.0001～0.5000％、
Ni：0.0001～1.0000％、
Mo：0.0001～1.0000％、
Cr：0.0001～2.0000％、
O：0.0001～0.0200％、
Ti：0.0001～0.500％、
B：0.0001～0.0100％、
Nb：0.0001～0.5000％、
V：0.0001～0.5000％、
Cu：0.0001～0.5000％、
W：0.0001～0.1000％、
Ta：0.0001～0.1000％、
Sn：0.0001～0.0500％、
Sb：0.0001～0.0500％、
As：0.0001～0.0500％、
Mg：0.0001～0.0500％、
Ca：0.0001～0.0500％、
Y：0.0001～0.0500％、
Zr：0.0001～0.0500％、
La：0.0001～0.0500％、及
Ce：0.0001～0.0500％。
(3)根据上述(1)或(2)所述的钢板，其中，上述显微组织中的残余奥氏体的面积率为10.0％以下。
(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的钢板，其中，在上述钢板的至少一个表面形成有镀层，所述镀层含有锌、铝、镁、由这些元素的任意组合构成的合金、或这些元素中的至少1种与铁的合金。
(5)一种钢板的制造方法，其包括以下工序：
将具有上述(1)或(2)所述的化学组成的钢坯进行热轧、接着在500℃以上卷取的工序；
将所得到的热轧钢板进行酸洗而将存在于上述热轧钢板的表面上的氧化皮除去的工序，其中，上述热轧钢板的表层的除去量低于5.00μm；
将上述热轧钢板以30～90％的压下率进行冷轧的工序；以及
将所得到的冷轧钢板在露点为-20～20℃的气氛中在740～900℃的温度区域中保持40～300秒钟的退火工序。
(6)根据上述(5)所述的钢板的制造方法，其中，在上述退火工序中，在上述冷轧钢板的至少一个表面形成镀层，所述镀层含有锌、铝、镁、由这些元素的任意组合构成的合金、或这些元素中的至少1种与铁的合金。
发明效果
根据本发明，能够提供高强度并且焊接性优异的钢板及其制造方法。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。需要说明的是，这些说明的意图是对本发明的实施方式的单纯的例示，本发明并不限定于以下的实施方式。
<钢板>
本发明的实施方式的钢板的特征在于，其具有下述化学组成：以质量％计含有
C：0.20～0.40％、
Si：0.01～1.00％、
Mn：0.10～4.00％、
P：0.0200％以下、
S：0.0200％以下、
Al：1.000％以下、
N：0.0200％以下、
Co：0～0.5000％、
Ni：0～1.0000％、
Mo：0～1.0000％、
Cr：0～2.0000％、
O：0～0.0200％、
Ti：0～0.500％、
B：0～0.0100％、
Nb：0～0.5000％、
V：0～0.5000％、
Cu：0～0.5000％、
W：0～0.1000％、
Ta：0～0.1000％、
Sn：0～0.0500％、
Sb：0～0.0500％、
As：0～0.0500％、
Mg：0～0.0500％、
Ca：0～0.0500％、
Y：0～0.0500％、
Zr：0～0.0500％、
La：0～0.0500％、及
Ce：0～0.0500％，
剩余部分由Fe及杂质构成，
所述钢板具有下述显微组织：以面积率计含有
铁素体、珠光体及贝氏体的合计：0～10.0％、以及
马氏体及回火马氏体的合计：80.0～100.0％，
在沿与轧制方向正交的宽度方向切断的断面组织中，
距离表面为1～10μm的第1深度区域中的块径为5.0μm以下，
距离表面为10～60μm的第2深度区域中的块径为6.0～20.0μm，
距离表面为60μm～板厚1/4的第3深度区域中的块径低于6.0μm。
首先，对限定本发明的实施方式的钢板的化学组成的理由进行说明。这里关于成分的“％”是指质量％。进而，在本说明书中，表示数值范围的“～”在没有特别说明的情况下，以包含其前后记载的数值作为下限值及上限值的含义来使用。
(C：0.20～0.40％)
C是廉价地使抗拉强度增加的元素，是为了控制钢的强度而言极为重要的元素。为了充分得到这样的效果，C含量设定为0.20％以上。C含量也可以为0.22％以上、0.24％以上或0.28％以上。另一方面，若过度含有C，则有时会促进LME的产生。因此，C含量设定为0.40％以下。C含量也可以为0.38％以下、0.36％以下或0.34％以下。
(Si：0.01～1.00％)
Si是作为脱氧剂起作用、抑制冷轧板退火中的冷却过程中的碳化物的析出的元素。为了充分得到这样的效果，Si含量设定为0.01％以上。Si含量也可以为0.05％以上、0.10％以上或0.20％以上。另一方面，若过度含有Si，则随着钢强度的增加而导致扩孔性的降低，进而变成粗大的氧化物分散在热轧钢板的表层中，在冷轧板退火后的钢板的表层中变得不能得到所期望的粒径分布，因此有时使耐LME性降低。因此，Si含量设定为1.00％以下。Si含量也可以为0.90％以下、0.80％以下或0.70％以下。
(Mn：0.10～4.00％)
Mn是对钢的铁素体相变施加影响的因子，是对强度上升有效的元素。为了充分得到这样的效果，Mn含量设定为0.10％以上。Mn含量也可以为0.50％以上、0.90％以上或1.50％以上。另一方面，若过度含有Mn，则随着钢强度的增加导致扩孔性的降低，进而变成粗大的氧化物分散在热轧钢板的表层中，在冷轧板退火后的钢板的表层中变得不能得到所期望的粒径分布，因此有时使耐LME性降低。因此，Mn含量设定为4.00％以下。Mn含量也可以为3.30％以下、3.00％以下或2.70％以下。
(P：0.0200％以下)
P是在铁素体晶界中强烈偏析而促进晶界的脆化的元素。P含量越少越优选，因此理想而言为0％。然而，P含量的过度的降低会导致成本的大幅增加，因此P含量也可以设定为0.0001％以上，也可以为0.0010％以上或0.0040％以上。另一方面，若过度含有P，则随着钢强度的增加而导致钢的脆化，进而有时使耐LME性降低。因此，P含量设定为0.0200％以下。P含量也可以为0.0180％以下、0.0150％以下或0.0100％以下。
(S：0.0200％以下)
S是在钢中生成MnS等非金属夹杂物、导致钢材部件的延展性的降低的元素。S含量越少越优选，因此理想而言为0％。然而，S含量的过度的降低会导致成本的大幅增加，因此S含量也可以设定为0.0001％以上，也可以为0.0002％以上、0.0010％以上或0.0050％以上。另一方面，若过度含有S，则有时在冷成形时导致以非金属夹杂物作为起点的开裂的产生，并且使耐LME性降低。因此，S含量设定为0.0200％以下。S含量也可以为0.0180％以下、0.0150％以下或0.0100％以下。
(Al：1.000％以下)
Al是作为钢的脱氧剂起作用而将铁素体稳定化的元素，也可以根据需要含有。也可以不含有Al，因此Al含量的下限为0％。为了充分得到其效果，Al含量优选设定为0.001％以上，也可以为0.010％以上、0.050％以上或0.100％以上。另一方面，若过度含有Al，则在冷轧板退火中冷却过程中的铁素体相变及贝氏体相变过度促进，因此有时钢板的强度降低。因此，Al含量设定为1.000％以下。Al含量也可以为0.900％以下、0.800％以下或0.700％以下。
(N：0.0200％以下)
N是在钢板中形成粗大的氮化物、使钢板的加工性降低的元素。此外，N是成为焊接时的气孔的产生原因的元素。N含量越少越优选，因此理想而言为0％。然而，N含量的过度的降低会导致制造成本的大幅增加，因此N含量也可以设定为0.0001％以上，也可以为0.0005％以上、0.0010％以上或0.0050％以上。另一方面，若过度含有N，则与Al、Ti结合而生成大量的AlN或TiN，这些氮化物使块径与冷轧板退火中的奥氏体粒径一起变得微细，因此有时变得无法在板厚方向上梯度控制钢板表层中的块径。因此，N含量设定为0.0200％以下。N含量也可以为0.0160％以下、0.0100％以下或0.0080％以下。
本实施方式中的钢板的基本化学组成如上所述。进而，本实施方式中的钢板也可以根据需要含有以下的任意选择元素中的至少一种来代替剩余部分的Fe的一部分。这些元素也可以不含有，因此其下限为0％。
(Co：0～0.5000％)
Co是对碳化物的形态控制和强度的增加有效的元素，也可以为了控制固溶碳而根据需要含有。为了充分得到这些效果，Co含量优选为0.0001％以上。Co含量也可以为0.0010％以上、0.0100％以上或0.0400％以上。另一方面，若过度含有Co，则析出许多微细的Co碳化物，这些碳化物使块径与冷轧板退火中的奥氏体粒径一起变得微细，因此有时变得无法在板厚方向上梯度控制钢板表层中的块径。因此，Co含量优选为0.5000％以下。Co含量也可以为0.4000％以下、0.3000％以下或0.2000％以下。
(Ni：0～1.0000％)
Ni为强化元素，并且对于淬火性的提高是有效的。此外，还带来浸润性的提高、合金化反应的促进，因此也可以根据需要含有。为了充分得到这些效果，Ni含量优选为0.0001％以上。Ni含量也可以为0.0010％以上、0.0100％以上或0.0500％以上。另一方面，若过度含有Ni，则有时对制造时及热轧时的制造性造成不良影响，并且使扩孔性劣化。因此，Ni含量优选为1.0000％以下。Ni含量也可以为0.8000％以下、0.5000％以下或0.200％以下。
(Mo：0～1.0000％)
Mo是对钢板的强度的提高有效的元素。此外，Mo是具有抑制在利用连续退火设备或连续热浸镀锌设备的热处理时产生的铁素体相变的效果的元素。为了充分得到这些效果，Mo含量优选为0.0001％以上。Mo含量也可以为0.0010％以上、0.0100％以上或0.0500％以上。另一方面，若过度含有Mo，则析出许多微细的Mo碳化物，这些碳化物使块径与冷轧板退火中的奥氏体粒径一起变得微细，因此有时变得无法在板厚方向上梯度控制钢板表层中的块径。因此，Mo含量优选为1.0000％以下。Mo含量也可以为0.9000％以下、0.8000％以下或0.700％以下。
(Cr：0～2.0000％)
Cr与Mn同样地是抑制珠光体相变、对钢的高强度化有效的元素，也可以根据需要含有。为了充分得到这样的效果，Cr含量优选为0.0001％以上。Cr含量也可以为0.0010％以上、0.0100％以上或0.0500％以上。另一方面，若过度含有Cr，则有时会促进残余奥氏体的生成，使扩孔性劣化。因此，Cr含量优选为2.0000％以下。Cr含量也可以为1.8000％以下、1.6000％以下或1.000％以下。
(O：0～0.0200％)
O由于会形成氧化物、使加工性劣化，因此需要抑制含量。特别是氧化物大多情况下作为夹杂物而存在，若存在于冲裁端面、或切断面，则由于在端面处形成缺口状的损伤或粗大的凹坑，因此在胀形时、强加工时导致应力集中，成为龟裂形成的起点而带来大幅的加工性的劣化。因此，O含量也可以为0％，但过度的降低会导致大幅的成本提高，在经济上不优选。因此，O含量优选为0.0001％以上。O含量也可以为0.0005％以上、0.0010％以上或0.0015％以上。另一方面，若过度含有O，则以粗大的氧化物作为起点而变得容易进行断裂，因此有时使扩孔性劣化。因此，O含量优选为0.0200％以下。O含量也可以为0.0160％以下、0.0100％以下或0.0050％以下。
(Ti：0～0.500％)
Ti是强化元素，通过析出物强化、利用晶粒的生长抑制的细粒强化及通过再结晶抑制的位错强化而有助于钢板的强度上升。为了充分得到这样的效果，Ti含量优选为0.0001％以上。Ti含量也可以为0.001％以上、0.005％以上、0.010％以上或0.030％以上。另一方面，若过度含有Ti，则有时粗大的碳化物的析出变多而扩孔性劣化。因此，Ti含量优选为0.500％以下。Ti含量也可以为0.400％以下、0.200％以下或0.100％以下。
(B：0～0.0100％)
B是在从奥氏体起的冷却过程中抑制铁素体及珠光体的生成、促进贝氏体或马氏体等低温相变组织的生成的元素。此外，B是对钢的高强度化有益的元素，也可以根据需要含有。然而，若B含量过低，则有时不会充分得到高强度化等提高效果。进而，对于低于0.0001％的鉴定，在分析中需要细心的注意，并且因分析装置而达到检测下限。因此，B含量优选为0.0001％以上。B含量也可以为0.0005％以上、0.0010％以上或0.0015％以上。另一方面，若过度含有B，则有时在钢中导致粗大的B氧化物的生成，成为冷成形时的空隙的产生起点，扩孔性劣化。因此，B含量优选为0.0100％以下。B含量也可以为0.0080％以下、0.0060％以下或0.0040％以下。
(Nb：0～0.5000％)
Nb是对碳化物的形态控制有效的元素，由于通过其添加而将组织微细化，因此是对韧性的提高也有效的元素。为了充分得到这些效果，Nb含量优选为0.0001％以上。Nb含量也可以为0.0010％以上、0.0100％以上或0.0200％以上。另一方面，若过度含有Nb，则析出许多微细且硬质的Nb碳化物，这些碳化物使块径与冷轧板退火中的奥氏体粒径一起变得微细，因此有时变得无法在板厚方向上梯度控制钢板表层中的块径。因此，Nb含量优选为0.5000％以下。Nb含量也可以为0.4000％以下、0.2000％以下或0.1000％以下。
(V：0～0.5000％)
V是强化元素，通过析出物强化、利用铁素体晶粒的生长抑制的细粒强化及通过再结晶抑制的位错强化而有助于钢板的强度上升。为了充分得到这样的效果，V含量优选为0.0001％以上。V含量也可以为0.0010％以上、0.0100％以上或0.0200％以上。另一方面，若过度含有V，则有时碳氮化物的析出变多而扩孔性劣化。因此，V含量优选为0.5000％以下。V含量也可以为0.4000％以下、0.2000％以下或0.1000％以下。
(Cu：0～0.5000％)
Cu是对钢板的强度的提高有效的元素。为了充分得到这样的效果，Cu含量优选为0.0001％以上。Cu含量也可以为0.0010％以上、0.0100％以上或0.0200％以上。另一方面，若过度含有Cu，则有时在热轧中钢材脆化，热轧变得不可能。进而，有时钢的强度显著提高，扩孔性劣化。因此，Cu含量优选为0.5000％以下。Cu含量也可以为0.4000％以下、0.2000％以下或0.1000％以下。
(W：0～0.1000％)
W对钢板的强度上升是有效的，而且含有W的析出物及结晶物成为氢捕获位点，因此是非常重要的元素。为了充分得到这些效果，W含量优选为0.0001％以上。W含量也可以为0.0010％以上、0.0050％以上或0.0100％以上。另一方面，若过度含有W，则以粗大的碳化物作为起点而在冷加工时促进空隙的生成，因此有时使扩孔性降低。因此，W含量优选为0.1000％以下。W含量也可以为0.0800％以下、0.0600％以下或0.0400％以下。
(Ta：0～0.1000％)
Ta与Co同样地是对碳化物的形态控制和强度的增加有效的元素，也可以根据需要含有。为了充分得到这些效果，Ta含量优选为0.0001％以上。Ta含量也可以为0.0010％以上、0.0050％以上或0.0100％以上。另一方面，若过度含有Ta，则有时析出许多微细的Ta碳化物，使扩孔性降低。因此，Ta含量优选为0.1000％以下。Ta含量也可以为0.0800％以下、0.0600％以下或0.0400％以下。
(Sn：0～0.0500％)
Sn是在使用废铁作为原料的情况下含有于钢中的元素，越少越优选。因此，Sn含量也可以为0％，但过度的降低会导致精炼成本的增加。因此，Sn含量优选为0.0001％以上。Sn含量也可以为0.0005％以上、0.0010％以上或0.0020％以上。另一方面，若过度含有Sn，则有时因钢板的脆化而引起扩孔性的降低。因此，Sn含量优选为0.0500％以下。Sn含量也可以为0.0400％以下、0.0200％以下或0.0100％以下。
(Sb：0～0.0500％)
Sb与Sn同样地是在使用废铁作为钢原料的情况下含有的元素。Sb由于在晶界中强烈偏析而导致晶界的脆化及延展性的降低，因此越少越优选，也可以为0％。然而，过度的降低会导致精炼成本的增加。因此，Sb含量优选为0.0001％以上。Sb含量也可以为0.0005％以上、0.0010％以上或0.0020％以上。另一方面，若过度含有Sb，则有时会引起扩孔性的降低。因此，Sb含量优选为0.0500％以下。Sb含量也可以为0.0400％以下、0.0200％以下或0.0100％以下。
(As：0～0.0500％)
As与Sn及Sb同样地是在使用废铁作为钢原料的情况下含有、在晶界中强烈偏析的元素，越少越优选。因此，As含量也可以为0％，但过度的降低会导致精炼成本的增加。因此，As含量优选为0.0001％以上。As含量也可以为0.0005％以上、0.0010％以上或0.0020％以上。另一方面，若过度含有As，则有时会导致扩孔性的降低。因此，As含量优选为0.0500％以下。As含量也可以为0.0400％以下、0.0300％以下或0.0200％以下。
(Mg：0～0.0500％)
Mg是通过微量添加而能够控制硫化物的形态的元素，也可以根据需要含有。为了充分得到这样的效果，Mg含量优选为0.0001％以上。Mg含量也可以为0.0005％以上、0.0010％以上或0.0020％以上。另一方面，若过度含有Mg，则有时因粗大的夹杂物的形成而引起扩孔性的降低。因此，Mg含量优选为0.0500％以下。Mg含量也可以为0.0400％以下、0.0300％以下或0.0200％以下。
(Ca：0～0.0500％)
Ca除了作为脱氧元素是有用的以外，而且对硫化物的形态控制也发挥效果。为了充分得到这些效果，Ca含量优选为0.0001％以上。Ca含量也可以为0.0005％以上、0.0010％以上或0.0020％以上。另一方面，若过度含有Ca，则有时扩孔性劣化。因此，Ca含量优选为0.0500％以下。Ca含量也可以为0.0400％以下、0.0300％以下或0.0200％以下。
(Y：0～0.0500％)
Y与Mg及Ca同样地是通过微量添加而能够控制硫化物的形态的元素，也可以根据需要含有。为了充分得到这样的效果，Y含量优选为0.0001％以上。Y含量也可以为0.0005％以上、0.0010％以上或0.0020％以上。另一方面，若过度含有Y，则有时生成粗大的Y氧化物，扩孔性降低。因此，Y含量优选为0.0500％以下。Y含量也可以为0.0400％以下、0.0300％以下或0.0200％以下。
(Zr：0～0.0500％)
Zr与Mg、Ca及Y同样地是通过微量添加而能够控制硫化物的形态的元素，也可以根据需要含有。为了充分得到这样的效果，Zr含量优选为0.0001％以上。Zr含量也可以为0.0005％以上、0.0010％以上或0.0020％以上。另一方面，若过度含有Zr，则有时生成粗大的Zr氧化物，扩孔性降低。因此，Zr含量优选为0.0500％以下。Zr含量也可以为0.0400％以下、0.0300％以下或0.0200％以下。
(La：0～0.0500％)
La是通过微量添加而对硫化物的形态控制有效的元素，也可以根据需要含有。为了充分得到这样的效果，La含量优选为0.0001％以上。La含量也可以为0.0005％以上、0.0010％以上或0.0020％以上。另一方面，若过度含有La，则有时生成La氧化物，导致扩孔性的降低。因此，La含量优选为0.0500％以下。La含量也可以为0.0400％以下、0.0300％以下或0.0200％以下。
(Ce：0～0.0500％)
Ce与La同样地是通过微量添加而能够控制硫化物的形态的元素，也可以根据需要含有。为了充分得到这样的效果，Ce含量优选为0.0001％以上。Ce含量也可以为0.0005％以上、0.0010％以上或0.0020％以上。另一方面，若过度含有Ce，则有时生成Ce氧化物，导致扩孔性的降低。因此，Ce含量优选为0.0500％以下。Ce含量也可以为0.0400％以下、0.0300％以下或0.0200％以下。
需要说明的是，在本实施方式中的钢板中，上述叙述的成分的剩余部分为Fe及杂质。所谓杂质是在工业制造本实施方式的钢板时，以矿石、废铁等那样的原料为代表、因制造工序的各种原因而混入的成分等。
接着，叙述本发明的实施方式的钢板的组织及特性的特征。
(铁素体、珠光体及贝氏体的合计：0～10.0％)
铁素体、珠光体及贝氏体是引起钢板的强度降低、以及扩孔性的降低的因子，其面积率越少越优选。因此，铁素体、珠光体及贝氏体的合计以面积率计设定为10.0％以下，也可以为8.0％以下、6.0％以下、5.0％以下或0％。然而，控制为0％有时会产生以高精度控制一条龙制造条件的需要，导致生产率的降低。因此，铁素体、珠光体及贝氏体的合计以面积率计也可以为0.3％以上或0.5％以上。
(马氏体及回火马氏体的合计：80.0～100.0％)
马氏体及回火马氏体是对钢板的强度上升极为有效的组织，为了确保强度、以及扩孔性，其面积率越高越优选。因此，马氏体及回火马氏体的合计以面积率计设定为80.0％以上，也可以为85.0％以上、90.0％以上、95.0％以上或100.0％。然而，控制为100.0％有时会产生以高精度控制一条龙制造条件的需要，导致生产率的降低。因此，马氏体及回火马氏体的合计以面积率计也可以为99.5％以下或99.0％以下。
(残余奥氏体：0～10.0％)
本发明的实施方式的钢板的显微组织只要如上所述以面积率计含有铁素体、珠光体及贝氏体的合计：0～10.0％、以及马氏体及回火马氏体的合计：80.0～100.0％即可，也可以仅由它们构成或也可以存在剩余组织。在存在剩余组织的情况下，其优选以面积率计由残余奥氏体：0～10.0％构成。残余奥氏体虽然是对钢板的强度延展性平衡的提高有效的组织，但在大量含有时，会导致局部延展性的降低，有时使扩孔性劣化。因此，为了可靠地改善扩孔性等特性，显微组织中的残余奥氏体的面积率优选为10.0％以下，也可以为9.0％以下、8.0％以下、5.0％以下、4.0％以下、3.0％以下、2.0％以下、1.0％以下、0.9％以下、0.8％以下、0.6％以下、0.4％以下或0％。然而，控制为0％有时会产生以高精度控制一条龙制造条件的需要，导致生产率的降低。因此，显微组织中的残余奥氏体的面积率也可以为0.1％以上或0.3％以上。
(距离钢板表面为1～10μm的第1深度区域中的块径：5.0μm以下)
距离钢板表面在板厚方向上为1～10μm的第1深度区域中的块径是为了提高点焊时的钢板的热变形阻力而言重要的因子。这里，第1深度区域以及之后说明的第2及第3深度区域是指沿与钢板的轧制方向正交的宽度方向并且相对于钢板表面垂直的方向将钢板切断而得到的断面组织中的区域。在点焊时钢板受到快速加热时，热变形、即通过点焊而被加热的区域的奥氏体粒径受到焊接前的原材料的块径的影响。即，原材料的块径越微细，在点焊时被加热的区域的奥氏体粒径变得越微细。通过该奥氏体粒径的微细化的效果，在点焊时的焊接材料的最表层中能够抑制应变的过度增加。若第1深度区域中的块径大，则无法得到该效果，导致点焊时的LME的产生。因此，第1深度区域中的块径设定为5.0μm以下，优选为4.0μm以下，更优选为3.0μm以下。第1深度区域中的块径的下限值没有特别限定，但一般而言为0.1μm以上或0.3μm以上。
(距离钢板表面为10～60μm的第2深度区域中的块径：6.0～20.0μm)
距离钢板表面为10～60μm的第2深度区域中的块径是为了在点焊时抑制向钢板表层的应变集中而言重要的因子。在第2深度区域中的块径相对于第1深度区域中的块径充分粗大时，在第1深度区域和第2深度区域中在点焊时的热变形时，所承担的应变的量产生差异。具体而言，变成第2深度区域与第1深度区域相比承担较多的应变，能够抑制第1深度区域中产生的应变。若第2深度区域中的块径与第1深度区域中的块径相比不充分大，则无法得到该效果。其结果是，钢板导致点焊时的LME的产生。因此，第2深度区域中的块径设定为6.0μm以上，也可以为8.0μm以上或10.0μm以上。另一方面，若第2深度区域中的块径过大，则点焊时的变形阻力过度降低。因此若第2深度区域中的块径过大，则在点焊时第2深度区域中的变形量显著增大，在第1深度区域中产生的应变量增大，引起LME的产生。因此，第2深度区域中的块径设定为20.0μm以下，优选为18.0μm以下，更优选为15.0μm以下。
(距离钢板表面为60μm～板厚1/4的第3深度区域中的块径：低于6.0μm)
距离钢板表面为60μm～板厚1/4的第3深度区域中的块径是为了在点焊时抑制向钢板表层的应变集中而言重要的因子。为了使在点焊时在第2深度区域中产生的应变并非沿板厚方向而是沿着与钢板的轧制方向及宽度方向平行的面分散，必须将第3深度区域设定成与第2深度区域相比块径微细并且硬的层。通过具有这样的构成，点焊时的第3深度区域中的热变形阻力与第2深度区域相比变高。像这样，通过与第2深度区域的块径相比减小第1深度区域和第3深度区域的块径，第1深度区域和第3深度区域的热变形阻力与第2深度区域的热变形阻力相比变大。因此在点焊时产生的应变在第2深度区域中集中地产生，能够抑制第1深度区域和第3深度区域中的应变的产生。若第3深度区域中的块径比第2深度区域大，则在点焊时在第2深度区域中产生的应变还分散于第3深度区域中。因此应变沿板厚方向分散，无法得到该效果，导致点焊时的LME的产生。因此，第3深度区域中的块径设定为低于6.0μm，优选为5.0μm以下，更优选为3.0μm以下。第3深度区域中的块径的下限值没有特别限定，但一般为0.1μm以上或0.3μm以上。
(镀层)
本发明的实施方式的钢板也可以以耐蚀性的提高等为目的，在至少一个表面、优选在两个表面包含镀层。该镀层为具有本领域技术人员所公知的任意组成的镀层为宜，没有特别限定，例如也可以包含锌、铝、镁、或由这些元素的任意组合构成的合金。此外，镀层可以实施合金化处理或也可以不实施合金化处理。在实施合金化处理的情况下，镀层也可以含有上述元素中的至少1种与从钢板扩散来的铁的合金。此外，镀层的附着量没有特别限制，为一般的附着量为宜。
(抗拉强度：TS)
关于抗拉强度，为了提高使用钢作为原材料的结构体的轻量化及塑性变形中的结构体的阻力，优选钢原材料具有大的加工硬化能而显示出最大强度，具体而言优选具有1200MPa以上的抗拉强度。若抗拉强度低，则对于以钢作为原材料的结构体的轻量化及变形阻力的提高的效果变小。与其相关联地，根据具有上述的化学组成及组织的钢板，能够可靠地达成1200MPa以上的抗拉强度。钢板的抗拉强度优选为1280MPa以上，更优选为1350MPa以上或1400MPa以上，最优选为1500MPa以上。另一方面，若抗拉强度过高，则在塑性变形中材料变得容易引起脆性断裂，成形性降低。因此，钢板的抗拉强度一般为2300MPa以下，也可以为2100MPa以下、2000MPa以下或1900MPa以下。抗拉强度通过下述测定：从试验片的长度方向成为与钢板的轧制直角方向平行的方向采集JIS5号试验片，依据JIS Z 2241(2011)进行拉伸试验。
(总伸长率：t-El)
根据本发明的特定的实施方式，除了能够改善高强度及优异的焊接性以外，还能够改善总伸长率，例如能够达成5.0％以上、6.0％以上或8.0％以上的总伸长率。关于上限值，没有特别限定，例如，总伸长率为25.0％以下或20.0％以下为宜。在将作为原材料的钢板进行冷成形来制造结构体时，为了精加工成复杂的形状而变得需要伸长率。因此，可达成这样高的总伸长率的钢板在制造结构体的方面是非常有用的。总伸长率通过下述测定：从试验片的长度方向成为与钢板的轧制直角方向平行的方向采集JIS5号试验片，依据JIS Z2241(2011)进行拉伸试验。
(扩孔值：λ)
根据本发明的特定的实施方式，除了能够改善高强度及优异的焊接性以外，还能够改善扩孔性，例如能够达成20.0％以上、25.0％以上或30.0％以上的扩孔值。这样高的扩孔值可通过将显微组织中的残余奥氏体的面积率设定为10.0％以下来可靠地达成。关于上限值没有特别限定，例如，扩孔值为90.0％以下或80.0％以下为宜。在将作为原材料的钢板进行冷成形来制造结构体时，为了精加工成复杂的形状，变得需要伸长率，还需要扩孔性。因此，可达成这样高的扩孔值的钢板在制造结构体的方面是非常有用的。扩孔值如以下那样来确定。首先，对试验片以留空量成为12.5％的条件冲裁直径为10mm的圆形孔(初期孔：孔径d0＝10mm)，使毛刺(飞边)成为冲模侧，利用顶角为60°的圆锥冲头将初期孔扩张至产生贯通板厚的开裂为止，测定开裂产生时的孔径d1mm，利用下述式子求出各试验片的扩孔值λ(％)。实施5次该扩孔试验，将它们的平均值确定为扩孔值λ。
λ＝100×(d1-d0)/d0
(板厚)
钢板的板厚是对成形后的钢构件的刚性施加影响的因子，板厚越大则构件的刚性变得越高。因此，从提高刚性的观点出发，优选为0.2mm以上的板厚。板厚也可以为0.3mm以上、0.6mm以上、1.0mm以上或2.0mm以上。另一方面，若板厚过厚，则有时扩孔成形时的成形载荷增加，导致模具的损耗、生产率的降低。因此，优选为6.0mm以下的板厚。板厚也可以为5.0mm以下或4.0mm以下。
接着，叙述上述中规定的组织的观察及测定方法。
(铁素体、珠光体及贝氏体的面积率的评价方法)
组织观察通过扫描型电子显微镜来进行。在观察之前，将组织观察用的样品通过利用砂纸的湿式研磨及具有1μm的平均粒子尺寸的金刚石磨粒进行研磨，将观察面精加工成镜面后，利用3％硝酸醇溶液对组织进行腐蚀。将观察的倍率设定为3000倍，对距离表面为板厚的1/4位置处的30μm×40μm的视场随机地拍摄10张。组织的比率通过点计数法来求出。对于所得到的组织图像，规定合计100点以纵3μm且横4μm的间隔排列的格子点，判别格子点下存在的组织，由10张的平均值求出钢材中所含的组织比率。铁素体为块状的晶粒，在内部不含长径为100nm以上的铁系碳化物。贝氏体是板条状的晶粒的集合，在内部不含长径为20nm以上的铁系碳化物，或者在内部包含长径为20nm以上的铁系碳化物且该碳化物属于单一的变体、即沿同一方向伸长的铁系碳化物组。这里，所谓沿同一方向伸长的铁系碳化物组是指铁系碳化物组的伸长方向的差异为5°以内的碳化物组。贝氏体是将由取向差为15°以上的晶界所围成的贝氏体计数为1个贝氏体晶粒。珠光体是包含以列状析出的渗碳体的组织，将在2次电子图像中以明亮的对比度拍摄的区域设定为珠光体，算出面积率。
(马氏体及回火马氏体的面积率的评价方法)
对于回火马氏体，对距离表面为板厚的1/4位置用扫描型及透射型电子显微镜进行观察，将包含在内部含有许多Fe的碳化物(Fe系碳化物)的组织鉴定为回火马氏体，将基本不含碳化物的组织鉴定为马氏体。对于Fe系碳化物，报道了具有各种晶体结构的Fe系碳化物，可以含有任一Fe系碳化物。根据热处理条件，有时存在多种Fe系碳化物。
(残余奥氏体的面积率的评价方法)
残余奥氏体的面积率通过X射线测定如以下那样来确定。首先，将从钢板的表面至板厚的1/4位置为止的部分通过机械研磨及化学研磨而除去，通过对该化学研磨后的面使用MoKα射线作为特性X射线来进行测定。而且，由体心立方晶格(bcc)相的(200)及(211)以及面心立方晶格(fcc)相的(200)、(220)及(311)的衍射峰的积分强度比使用下式来算出残余奥氏体的面积率。
Sγ＝(I200f+I220f+I311f)/(I200b+I211b)×100
这里，Sγ为残余奥氏体的面积率，I200f、I220f及I311f分别表示fcc相的(200)、(220)及(311)的衍射峰的强度，I200b及I211b分别表示bcc相的(200)及(211)的衍射峰的强度。
(第1～第3深度区域中的块径的评价方法)
对于块径(μm)，没有马氏体板条块及贝氏体板条块的区别，由通过FESEM-EBSP法得到的晶体取向图来求出。具体而言，将钢板表层中和与轧制方向正交的宽度方向平行的面通过FIB(聚焦离子束)切出，对在轧制方向上为30μm并且在板厚方向上为90μm的视场以0.1μm间距进行EBSP测定。由通过EBSP测定而采集的菊池线(Kikuchi line)图案来鉴定αFe的取向。由αFe的取向来求出晶体取向图。将该晶体取向图沿板厚方向分割成1～10μm(第1深度区域)、10～60μm(第2深度区域)、60～90μm(第3深度区域)这3个区域，在分割后的晶体取向图中，识别由与相邻的晶体的取向差为15°以上所围成的区域。将由15°以上的取向差所围成的区域定义为板条块的一个晶粒。由各个板条块的面积来求出当量圆直径。算出视场内的当量圆直径的平均值，将其设定为块径。
<钢板的制造方法>
本发明的实施方式的钢板的制造方法使用上述的成分范围的材料，特征在于热轧和冷轧及退火条件的一条龙的管理。具体而言，本发明的实施方式的钢板的制造方法的特征在于，其包括以下工序：
将具有与关于钢板在前文说明的化学组成相同的化学组成的钢坯进行热轧，接着在500℃以上卷取的工序；
将所得到的热轧钢板进行酸洗而将存在于上述热轧钢板的表面上的氧化皮除去的工序，其中，上述热轧钢板的表层的除去量低于5.00μm；
将上述热轧钢板以30～90％的压下率进行冷轧的工序；以及
将所得到的冷轧钢板在露点为-20～20℃的气氛中在740～900℃的温度区域中保持40～300秒钟的退火工序。
以下，对各工序进行详细说明。
(热轧及卷取工序)
本工序中，将具有与关于钢板在前文说明的化学组成相同的化学组成的钢坯供于热轧。从生产率的观点出发，所使用的钢坯优选通过连续铸造法来进行铸造，也可以通过铸锭法或薄板坯铸造法来制造。此外，对于所铸造的钢坯，为了板厚调整等，也可以任意选择地在精轧之前实施粗轧。这样的粗轧只要是可确保所期望的薄板坯尺寸即可，其条件没有特别限定。热轧没有特别限定，但一般在精轧的完成温度达到650℃以上那样的条件下进行。因为若精轧的完成温度过低，则轧制排斥力提高，变得难以稳定地得到所期望的板厚。上限没有特别限定，但一般而言精轧的完成温度为950℃以下。
(卷取温度)
在热轧后，所得到的热轧钢板在500℃以上的卷取温度下被卷取。卷取温度是控制热轧钢板中的氧化皮及钢板表层的氧化物的生成状态、对热轧钢板的强度施加影响的因子。通过在500℃以上的卷取温度下卷取，能够使热轧钢板的表层中生成氧化物(内部氧化物)，并将该氧化物通过之后的冷轧进行破碎而使其微细分散化。通过该微细分散化后的氧化物，能够抑制钢板表层的第1深度区域中的晶粒生长。因此，能够制出在冷轧板退火后从板厚表层朝向板厚中心层梯度控制了块径的结构。然而，若在比较低的温度下卷取，则无法在热轧钢板的表层中沿板厚方向生成充分的氧化物。因此，在接下来的酸洗及冷轧工序中在钢板表层中变得无法促进氧化物的破碎和微细分散化，在冷轧板退火后变得无法对钢板表层的原奥氏体粒径以及块径进行梯度控制。因此，卷取温度设定为500℃以上，优选为530℃以上，更优选为超过550℃或560℃以上。通过在超过550℃、特别是560℃以上的比较高的温度下卷取，能够进一步促进热轧钢板的表层中的内部氧化物的形成，能够显著地提高由之后的冷轧带来的内部氧化物的微细分散化、而且第1深度区域中的晶粒生长的抑制效果。卷取温度的上限没有特别限定，但若卷取温度过高，则在热轧钢板的表层中生成的氧化物显著变得粗大，经由接下来的酸洗及冷轧工序后，这些粗大的氧化物未被破碎，即使在冷轧板退火后也残留粗大的状态，从而有时会引起扩孔性的降低。因此，卷取温度优选设定为700℃以下，更优选为670℃以下。
(酸洗工序)
将卷取后的热轧钢板开卷，供于酸洗。通过进行酸洗，将热轧钢板的表面上存在的氧化皮除去，能够谋求冷轧钢板的化学转化处理性、镀覆性的提高。所谓氧化皮是指形成于钢板的表面的氧化物的层(外部氧化层)，其包含生成于与钢板的界面处的FeO与SiO2的复合氧化物即铁橄榄石(Fe2SiO4)等。此外，通过在酸洗中促进钢板的表层的溶解，在热轧钢板的表层中使氧化皮之下即钢板内部所生成的氧化物(内部氧化物)不溶解或不完全溶解而残留，并通过冷轧使这些未溶解的氧化物破碎而微细分散化，能够在退火后使钢板表层的组织具有梯度功能。在为了使热轧钢板的氧化皮之下生成的钢中的氧化物残留而控制钢的溶解量的方面，酸洗可以是一次，也可以分成多次来进行，还可以在酸洗的前后利用磨削刷等来实施机械研磨。此外，代替酸洗前后的板厚的变化的测定，也可以由酸洗前后的卷材重量的变化来求出钢板表层的除去量。若钢板表层的除去量过多，则在冷轧后存在于钢板表层中的被破碎的氧化物的量变少，因此在冷轧板退火后的钢板表层中变得不能得到所期望的粒径分布，使耐LME性降低。因此，利用酸洗的钢板表层的除去量设定为低于5.00μm，优选为4.00μm以下或3.50μm以下。通过如前文说明的那样将卷取温度设定为500℃以上而促进内部氧化物的形成并且将利用之后的酸洗的钢板表层的除去量抑制为低于5.00μm、即500℃以上的卷取温度与利用酸洗的低于5.00μm的除去量的特定的组合，能够在酸洗后冷轧前确保1.00μm以上的内部氧化层厚度，其结果是能够可靠地发挥利用冷轧的内部氧化物的微细分散化、而且第1深度区域中的晶粒生长的抑制效果。酸洗后冷轧前的内部氧化层的厚度只要确保1.00μm以上即可，上限没有特别限定，例如为15.00μm以下为宜。若内部氧化层的厚度厚、粗大的氧化物变多，则通过冷轧未将这些粗大的氧化物充分破碎，即使是在冷轧板退火后也残留粗大的状态，从而有时会引起扩孔性的降低。因此，从谋求扩孔性的提高的观点出发，酸洗后冷轧前的内部氧化层的厚度优选为10.00μm以下。这里，内部氧化层的厚度是指从钢板的表面向钢板的板厚方向(与钢板的表面垂直的方向)进展的情况下的从钢板的表面至内部氧化物所存在的最远的位置为止的距离。钢板表层的除去量的下限值没有特别限定，也可以为0μm。然而，除去量低于0.01μm时，有时在钢板表面部分地残留氧化皮，在这样的情况下有可能会引起表面的美观降低和/或表面粗糙度的降低，引起扩孔性的降低。因此，从扩孔性的提高等观点出发，钢板表层的除去量优选为0.01μm以上，也可以为0.10μm以上、0.20μm以上、0.30μm以上、0.40μm以上、0.50μm以上、0.60μm以上、0.80μm以上或1.00μm以上。
(冷轧工序)
接下来，对所得到的热轧钢板实施冷轧。冷轧中的压下率是为了在表层中残留有氧化物的钢板中将该氧化物通过破碎而微细分散化、在冷轧板退火后在距离钢板表面为1～10μm的第1深度区域中得到由氧化物的微细分散化带来的块径的微细化效果而言极为重要的控制因子。压下率低于30％时，不能得到氧化物的破碎的效果，变得无法将第1深度区域中的块径控制为5.0μm以下。因此，压下率设定为30％以上，优选为35％以上或40％以上。另一方面，压下率超过90％时，在热轧钢板的表层中生成的氧化物层的厚度在冷轧后变得极薄，因此在冷轧板退火后的钢板的表层中变得不能得到所期望的粒径分布，使耐LME性降低。因此，压下率设定为90％以下，优选为85％以下或80％以下。在本发明的实施方式的钢板的制造方法中，促进内部氧化物的形成、通过比较弱的酸洗来主要除去外部氧化层而残留内部氧化物、并且将该内部氧化物微细分散化是重要的。本方法中，通过500℃以上的卷取温度、利用酸洗的低于5.00μm的除去量、及以30～90％的压下率的冷轧的特定组合来达成这样的内部氧化物的微细分散化。关于基于这样的制造条件的特定的组合的内部氧化物的微细分散化、而且第1深度区域中的晶粒生长的抑制效果在以往并不知晓，这次由本发明人们首次明确。
为了进一步促进冷轧工序中的钢板表层的氧化物的微细分散化，优选在冷轧中对钢板表层施与更大的剪切变形。为了对钢板表层施与更大的剪切变形，例如，冷轧工序优选包含一边对钢板与轧辊之间供给摩擦系数低于0.10的润滑油、一边进行轧制载荷为800ton/m以上的轧制。需要说明的是，只要在由多段的轧制机架构成的连续冷轧机中在至少1个轧机中实施摩擦系数低于0.10、并且轧制载荷为800ton/m以上的轧制即可。此外，在分成多次来进行轧制的情况下，只要在这些轧制中的至少1次轧制中实施摩擦系数低于0.10、并且轧制载荷为800ton/m以上的轧制即可。在摩擦系数为0.10以上或轧制载荷低于800ton/m的情况下，有时剪切变形量变得比较少，无法充分促进钢板表层的氧化物的微细分散化。此外，摩擦系数越小和/或轧制载荷越高则对钢板表层施与的剪切变形量变得越大。因此，摩擦系数优选为0.08以下，也可以为0.06以下、0.04以下、或0.02以下。摩擦系数的下限没有特别限定，例如摩擦系数也可以为0.01以上。此外，轧制载荷也可以为1000ton/m以上、1200ton/m以上、1300ton/m以上、1400ton/m以上、或1600ton/m以上。轧制载荷的上限没有特别限定，例如轧制载荷也可以为2000ton/m以下。
(退火工序)
最后，对所得到的冷轧钢板实施规定的退火(也称为“冷轧板退火”)，得到本发明的实施方式的钢板。以下，对该冷轧板退火进行详细说明。
(740～900℃的温度区域中的露点)
在冷轧板退火中，通过控制740～900℃下的露点，促进距离钢板表面为10～60μm的第2深度区域中的脱碳，由此能够增加奥氏体的晶界的移动度，使该第2深度区域中的块径粗大化。若露点过低，则第2深度区域中的脱碳量不足，奥氏体的晶界的移动度未增加，妨碍该第2深度区域中的奥氏体粒径及块径的粗大化。因此，露点的下限值设定为-20℃以上，优选为-15℃以上。另一方面，若露点高，则第2深度区域中的脱碳量变得过量，奥氏体的晶界的移动度显著地增加，因此该第2深度区域中的奥氏体粒径及块径显著粗大化。因此，露点的上限值设定为20℃以下，优选为15℃以下。
(740～900℃的温度区域中的保持时间)
在冷轧板退火中，通过控制740～900℃的温度区域中的保持时间，促进第2深度区域中的脱碳，由此能够增加奥氏体的晶界的移动度，使该第2深度区域中的奥氏体粒径及块径粗大化。这里，所谓保持时间是指在740～900℃的温度区域中滞留的时间，因而包含在740～900℃之间缓慢地升温的情况的时间。若保持时间短，则第2深度区域中的脱碳量不足，奥氏体的晶界的移动度未增加，妨碍该第2深度区域中的奥氏体粒径及块径的粗大化。因此，保持时间的下限值设定为40秒以上，优选为60秒以上。另一方面，若保持时间长，则第2深度区域中的脱碳量变得过量，奥氏体的晶界的移动度显著地增加，因此该第2深度区域中的奥氏体粒径及块径显著粗大化。因此，保持时间的上限值设定为300秒以下，优选为250秒以下。
(平均冷却速度)
以下，对退火后的冷却、回火及镀覆处理的优选的实施方式进行详细说明。下述的记载是退火后的冷却、回火及镀覆处理的优选的实施方式的单纯例示，不对钢板的制造方法进行任何限定。上述退火后的冷却优选从750℃以平均冷却速度100℃/秒以下实施至550℃为止。通过以100℃/秒以下的平均冷却速度进行冷却，能够抑制硬度的不均。平均冷却速度也可以为80℃/秒以下或50℃/秒以下。平均冷却速度的下限值没有特别限定，从确保充分的强度的观点出发，例如为2.5℃/秒为宜，优选为5℃/秒以上，更优选为10℃/秒以上，最优选为20℃/秒以上。
(冷却停止温度)
上述的冷却在25～550℃的温度下停止(冷却停止温度)，接着，在该冷却停止温度比镀浴温度低的情况下也可以再加热至350～550℃的温度区域而使其滞留。若在上述的温度范围内进行冷却则在冷却中由未相变的奥氏体生成马氏体。之后，通过进行再加热，马氏体被回火，引起硬质相内的碳化物析出、位错的恢复和再排列，耐氢脆性改善。
(滞留温度及滞留时间)
在再加热后并且镀浴浸渍前，也可以使钢板在350～550℃的温度区域中滞留。该温度区域中的滞留不仅有助于马氏体的回火，而且消除板的宽度方向的温度不均，提高镀覆后的外观。需要说明的是，在冷却停止温度为350～550℃的情况下，只要不进行再加热地进行滞留即可。在进行滞留的情况下，滞留时间优选为10～600秒。
(回火)
回火也可以通过在一连串的退火工序中，在将冷轧板或对冷轧板实施镀覆处理而得到的钢板冷却至室温后、或在冷却至室温的途中(其中为马氏体相变开始温度(Ms)以下)开始再加热，在150～400℃的温度区域中保持2秒以上来实施。根据这样的处理，通过将在再加热后的冷却中生成的马氏体回火而制成回火马氏体，能够改善耐氢脆性。回火可以在连续退火设备内进行，也可以在连续退火后脱机地通过别的设备来实施。此时，回火时间根据回火温度的不同而不同。即，越是低温则时间越长，越是高温则时间越短。
(镀覆)
对于退火工序中或退火工序后的冷轧钢板，也可以根据需要加热或冷却至(镀锌浴温度-40)℃～(镀锌浴温度+50)℃，实施热浸镀锌。通过热浸镀锌工序，在冷轧钢板的至少一个表面、优选在两个表面形成热浸镀锌层。该情况下，冷轧钢板的耐蚀性提高，因此优选。即使实施热浸镀锌，也能够充分维持冷轧钢板的耐LME性。
(镀浴浸渍板温度)
镀浴浸渍板温度(在热浸镀锌浴中浸渍时的钢板的温度)优选为从比热浸镀锌浴温度低40℃的温度(热浸镀锌浴温度-40℃)至比热浸镀锌浴温度高50℃的温度(热浸镀锌浴温度+50℃)为止的温度范围。若镀浴浸渍板温度低于热浸镀锌浴温度-40℃，则有时镀浴浸渍时的除热大，熔融锌的一部分凝固，使镀覆外观劣化，因此不优选。在浸渍前的板温度低于热浸镀锌浴温度-40℃的情况下，也可以通过任意的方法在镀浴浸渍前进一步进行加热，将板温度控制为热浸镀锌浴温度-40℃以上后浸渍于镀浴中。此外，若镀浴浸渍板温度超过热浸镀锌浴温度+50℃，则会诱发伴随镀浴温度上升的操作上的问题。
(镀浴的组成)
镀浴的组成优选以Zn作为主体、有效Al量(从镀浴中的总Al量中减去总Fe量而得到的值)为0.050～0.250质量％。若镀浴中的有效Al量低于0.050质量％，则有可能Fe向镀层中的侵入过度进展，镀覆密合性降低。另一方面，若镀浴中的有效Al量超过0.250质量％，则有可能在钢板与镀层的边界处生成阻碍Fe原子及Zn原子的移动的Al系氧化物，镀覆密合性降低。镀浴中的有效Al量更优选为0.065质量％以上，更优选为0.180质量％以下。镀浴除了Zn、Al以外还可以含有Mg等元素。
(镀浴浸渍后的保持温度)
在对热浸镀锌层实施合金化处理的情况下，优选将形成有热浸镀锌层的钢板加热至470～550℃的温度范围。若合金化温度低于470℃，则有可能合金化不充分进行。另一方面，若合金化温度超过550℃，则合金化过度进行，通过Γ相的生成而镀层中的Fe浓度超过15％，从而有可能耐蚀性劣化。合金化温度更优选为480℃以上，进一步更优选为540℃以下。合金化温度由于需要根据钢板的成分组成及内部氧化层的形成程度来改变，因此只要一边确认镀层中的Fe浓度一边进行设定即可。另一方面，在不对热浸镀锌层实施合金化处理的情况下，镀浴浸渍后的保持温度低于470℃为宜，例如低于450～470℃为宜。
(镀覆预处理)
为了进一步提高镀覆密合性，也可以在连续热浸镀锌生产线中的退火前，对母材钢板实施包含Ni、Cu、Co、Fe的单独或多种的镀覆。
(镀覆后处理)
在热浸镀锌钢板及合金化热浸镀锌钢板的表面，也可以出于改善涂装性、焊接性的目的，实施上层镀覆、或实施各种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。
(表皮光轧压下率)
进而，以通过钢板形状的矫正或可动位错导入来谋求延展性的提高为目的，也可以实施表皮光轧。热处理后的表皮光轧的压下率优选为0.1～1.5％的范围。低于0.1％时效果小，控制也困难，因此将0.1％设定为下限。若超过1.5％则生产率显著降低，因此将1.5％设定为上限。表皮光轧可以以联机进行，也可以以脱机进行。此外，可以一次性进行目标压下率的表皮光轧，也可以分成多次来进行。
根据上述的制造方法，能够得到本发明的实施方式的钢板。
以下示出本发明的实施例。本发明并不限定于该一个条件例。只要不脱离本发明主旨而达成本发明目的，则本发明可采用各种条件。
实施例
(例1)
将具有各种化学组成的钢进行熔炼而制造钢坯。将这些钢坯插入到加热至1220℃的炉内，施加保持60分钟的均匀化处理后取出到大气中，进行热轧而得到板厚为2.6mm的钢板。热轧中的精轧的完成温度为890℃，冷却至540℃并卷取。接着，将该热轧钢板的氧化皮通过酸洗从钢板的两面的表层除去单面3.0μm的厚度(酸洗后冷轧前的内部氧化层的厚度如表2中所示的那样)，实施压下率为50％的冷轧，将板厚精加工至1.4mm。将在冷轧中附加了最高的轧制载荷的轧机的轧制载荷和在该轧机中使用的润滑油的摩擦系数示于表2中。进而，将该冷轧钢板进行退火，具体而言在升温至880℃时，将740～900℃的温度范围控制为露点8℃的气氛，将该温度范围内的保持时间设定为130秒。接着，将冷轧钢板在表2中所示的条件下冷却及滞留，接着实施表皮光轧。对从所得到的各钢板采集的试样进行分析而得到的化学组成如表1中所示的那样。需要说明的是，表1中所示的成分以外的剩余部分为Fe及杂质。此外，表2是施加了上述的加工热处理后的钢板的特性的评价结果。
(抗拉强度、总伸长率及扩孔值的评价)
抗拉强度(TS)及总伸长率(t-El)通过从试验片的长度方向成为与钢板的轧制直角方向平行的方向采集JIS5号试验片，依据JIS Z 2241(2011)进行拉伸试验来测定。此外，扩孔值如以下那样来确定。首先，对试验片以留空量成为12.5％的条件冲裁直径为10mm的圆形孔(初期孔：孔径d0＝10mm)，使毛刺(飞边)成为冲模侧，利用顶角为60°的圆锥冲头将初期孔扩张至产生贯通板厚的开裂为止，测定开裂产生时的孔径d1mm，通过下述式子求出各试验片的扩孔值λ(％)。将该扩孔试验实施5次，将它们的平均值确定为扩孔值λ。
λ＝100×(d1-d0)/d0
(耐LME性的评价)
耐LME性如以下那样来评价。GA软钢(合金化热浸镀锌钢板)和表2中所示的钢板以下述条件进行焊接试验，制作从4.0kA至10.0kA为止改变电流量而焊接的试验片，之后，对断面组织进行观察，确认熔核径和开裂的长度，在熔核径为5.5mm以下的区域中开裂长度低于0.10mm的情况下设定为合格，在熔核径为5.5mm以下的区域中开裂长度为0.10mm以上的情况下设定为不合格(NG)。此外，在合格中，在开裂长度为0.03mm以下的情况下给出A判定，在开裂长度超过0.03mm并且为0.06mm以下的情况下给出B判定，在开裂长度超过0.06mm并且低于0.10mm的情况下给出C判定。
电极：Cr-Cu制的DR型电极(前端外径：8mm、R：40mm)
加压力P：450kg
电极的倾斜角θ：5°
增加(upslope)：无
第1通电时间t1：0.2秒
无通电间tc：0.04秒
第2通电时间t2：0.4秒
电流比I1/I2：0.7
通电结束后的保持时间：0.1秒
将抗拉强度为1200MPa以上、耐LME性的评价为OK的情况评价为高强度并且焊接性优异的钢板。
Figure BDA0003774941410000291
Figure BDA0003774941410000301
Figure BDA0003774941410000311
Figure BDA0003774941410000321
Figure BDA0003774941410000331
Figure BDA0003774941410000341
Figure BDA0003774941410000351
Figure BDA0003774941410000361
若参照表2，则例U-1由于C含量低，因此抗拉强度低于1200MPa。例V-1由于C含量高，因此耐LME性降低。例W-1由于Si含量高，因此随着抗拉强度的增加而扩孔性降低，进而耐LME性降低。例X-1由于Mn含量低，因此抗拉强度低于1200MPa。例Y-1由于Mn含量高，因此随着抗拉强度的增加而扩孔性降低，进而耐LME性降低。例Z-1由于P含量高，因此钢板脆化，耐LME降低。例AA-1由于S含量高，因此耐LME降低。例AB-1由于Al含量高，因此铁素体相变等被过度促进而未得到充分的抗拉强度。例AC-1由于N含量高，因此无法沿板厚方向梯度控制钢板表层中的块径，耐LME性降低。另一方面，例AD-1～AU-1虽然抗拉强度及耐LME性良好，但分别由于Ni、Cr、O、Ti、B、V、Cu、W、Ta、Sn、Sb、As、Mg、Ca、Y、Zr、La及Ce含量高，因此无法达成充分的扩孔性。这些例子虽然是解决“提供高强度并且焊接性优异的钢板”这样的本发明的课题的例子，但由于上述元素的含量为本发明的范围外，因此作为参考例。
与此相对照地，在例A-1～T-1中，通过适宜地控制钢板的化学组成及组织，能够得到高强度并且具有优异的耐LME性、并且总伸长率及扩孔性也得以改善的钢板。
(例2)
进而，为了调查制造条件的影响，以表2中确认到优异特性的钢种A～T作为对象，施加表3中记载的制造条件的加工热处理，制作板厚为1.4mm的冷轧钢板，评价冷轧退火后的钢板的特性。这里，实施镀覆后的钢板是将钢板在热浸镀锌浴中浸渍后在表3中所示的温度下保持，保持温度低于450～470℃时为热浸镀锌钢板，保持温度为470℃以上时是对钢板的表面施与铁与锌的合金镀层后的合金化热浸镀锌钢板。此外，将至在冷轧板退火中在各个滞留温度下保持后的钢板冷却至室温为止的期间，施以将暂且冷却至150℃的钢板进行再加热并保持2秒以上的回火处理。将所得到的结果示于表3中。需要说明的是，特性的评价方法与例1的情况同样。
Figure BDA0003774941410000381
Figure BDA0003774941410000391
Figure BDA0003774941410000401
Figure BDA0003774941410000411
Figure BDA0003774941410000421
Figure BDA0003774941410000431
若参照表3，则例C-2及J-3由于冷轧中的压下率低，因此不能得到氧化物的破碎效果，无法充分降低第1深度区域中的块径。其结果是耐LME性降低。例E-2及T-4由于冷轧板退火中的740～900℃的温度区域中的保持时间短，因此无法将第2深度区域中的块径控制为所期望的范围。其结果是耐LME性降低。例F-2及Q-2由于卷取温度低，因此在冷轧板退火后无法梯度控制钢板表层的块径，耐LME性降低。认为这起因于：在热轧钢板的表层中无法沿板厚方向生成充分的氧化物，在接下来的酸洗及冷轧工序中在钢板表层中无法促进氧化物的破碎和微细分散化。例H-2及N-2由于冷轧板退火中的740～900℃的温度区域中的露点低，因此无法将第2深度区域中的块径控制为所期望的范围。其结果是耐LME性降低。
例P-2及G-3由于冷轧中的压下率高，因此在冷轧板退火后的钢板表层中不能得到所期望的粒径分布，耐LME性降低。认为这起因于热轧钢板表层的氧化物层的厚度在冷轧后变得极薄。例D-3及M-3由于冷轧板退火中的740～900℃的温度区域中的保持时间长，因此第2深度区域中的块径粗大化，耐LME性降低。例L-3及H-4由于利用酸洗的钢板表层的除去量多，因此在冷轧板退火后的钢板表层中不能得到所期望的粒径分布，耐LME性降低。认为这起因于：由于利用酸洗的钢板表层的除去量多，因此在冷轧后存在于钢板表层中的被破碎的氧化物的量变少。例B-4及O-4由于冷轧板退火中的740～900℃的温度区域中的露点高，因此无法将第2深度区域中的块径控制为所期望的范围。其结果是耐LME性降低。
与此相对照地，在本发明的全部的实施例中，尤其是通过适宜地控制卷取温度、利用酸洗的钢板表层的除去量、冷轧中的压下率、冷轧板退火的规定的温度区域中的露点及保持时间，能够得到高强度并且优异的耐LME性。例如，例A-4及K-4由于利用酸洗的钢板表层的除去量为零，因此扩孔值λ低于20.0％，但在利用酸洗的钢板表层的除去量为0.01μm的A-5及K-5中，扩孔值λ成为20％以上，因而扩孔性大大改善。此外，在实施例中，通过更低地控制冷轧时的润滑油的摩擦系数、和/或更高地控制轧制载荷，见到耐LME性进一步改善的倾向。例如，在摩擦系数为0.08以下并且轧制载荷为1000ton/m以上的情况下，能够将耐LME性的评价可靠地设定为B判定以上，进而在摩擦系数为0.02以下并且轧制载荷为1300ton/m以上的情况下能够将耐LME性的评价设定为A判定。

Claims (6)

1.一种钢板，其具有下述化学组成：以质量％计含有
C：0.20～0.40％、
Si：0.01～1.00％、
Mn：0.10～4.00％、
P：0.0200％以下、
S：0.0200％以下、
Al：1.000％以下、
N：0.0200％以下、
Co：0～0.5000％、
Ni：0～1.0000％、
Mo：0～1.0000％、
Cr：0～2.0000％、
O：0～0.0200％、
Ti：0～0.500％、
B：0～0.0100％、
Nb：0～0.5000％、
V：0～0.5000％、
Cu：0～0.5000％、
W：0～0.1000％、
Ta：0～0.1000％、
Sn：0～0.0500％、
Sb：0～0.0500％、
As：0～0.0500％、
Mg：0～0.0500％、
Ca：0～0.0500％、
Y：0～0.0500％、
Zr：0～0.0500％、
La：0～0.0500％、及
Ce：0～0.0500％，
剩余部分由Fe及杂质构成，
所述钢板具有下述显微组织：以面积率计含有
铁素体、珠光体及贝氏体的合计：0～10.0％、以及
马氏体及回火马氏体的合计：80.0～100.0％，
在沿与轧制方向正交的宽度方向切断的断面组织中，
距离表面为1～10μm的第1深度区域中的块径为5.0μm以下，
距离表面为10～60μm的第2深度区域中的块径为6.0～20.0μm，
距离表面为60μm～板厚1/4的第3深度区域中的块径低于6.0μm。
2.根据权利要求1所述的钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有选自由下述元素构成的组中的1种或2种以上：
Co：0.0001～0.5000％、
Ni：0.0001～1.0000％、
Mo：0.0001～1.0000％、
Cr：0.0001～2.0000％、
O：0.0001～0.0200％、
Ti：0.0001～0.500％、
B：0.0001～0.0100％、
Nb：0.0001～0.5000％、
V：0.0001～0.5000％、
Cu：0.0001～0.5000％、
W：0.0001～0.1000％、
Ta：0.0001～0.1000％、
Sn：0.0001～0.0500％、
Sb：0.0001～0.0500％、
As：0.0001～0.0500％、
Mg：0.0001～0.0500％、
Ca：0.0001～0.0500％、
Y：0.0001～0.0500％、
Zr：0.0001～0.0500％、
La：0.0001～0.0500％、及
Ce：0.0001～0.0500％。
3.根据权利要求1或2所述的钢板，其中，所述显微组织中的残余奥氏体的面积率为10.0％以下。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的钢板，其中，在所述钢板的至少一个表面形成有镀层，所述镀层含有锌、铝、镁、由这些元素的任意组合构成的合金、或这些元素中的至少1种与铁的合金。
5.一种钢板的制造方法，其包括以下工序：
将具有权利要求1或2所述的化学组成的钢坯进行热轧、接着在500℃以上卷取的工序；
将所得到的热轧钢板进行酸洗而将存在于所述热轧钢板的表面上的氧化皮除去的工序，其中，所述热轧钢板的表层的除去量低于5.00μm；
将所述热轧钢板以30～90％的压下率进行冷轧的工序；以及
将所得到的冷轧钢板在露点为-20～20℃的气氛中在740～900℃的温度区域中保持40～300秒钟的退火工序。
6.根据权利要求5所述的钢板的制造方法，其中，在所述退火工序中，在所述冷轧钢板的至少一个表面形成镀层，所述镀层含有锌、铝、镁、由这些元素的任意组合构成的合金、或这些元素中的至少1种与铁的合金。
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