CN115427600B - 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，在距离表面为1～10μm的深度区域中直径低于0.1μm的析出物以10～200个/μm2的数密度存在，距离表面为10～60μm的深度区域中的固溶C量低于0.20质量％，抗拉强度为1200MPa以上。进而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，在580℃以下进行卷取的工序；将热轧钢板进行酸洗而将氧化皮除去，并且将热轧钢板的表层至少除去5μm的工序；以及，将热轧钢板进行冷轧，接着进行退火的工序，所述退火是在露点为‑20～20℃的气氛中在200～400℃的温度区域中保持20～180秒钟，在740～900℃的温度区域中保持40～300秒钟。

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，有可能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)，是由于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DP钢(复合组织钢)、高强度钢板的大量发明，但其中关于抑制点焊LME开裂的技术的公开案例较少。(例如参照专利文献1～3)
在专利文献1中公开了一种钢铁构件，其具备：表面层；和配置于上述表面层的下层的氮元素的浓度为0.2～1.0质量％的第1马氏体层，上述表面层以锂铁复合氧化物、FeO及Fe3O4的至少任一者作为主要成分，并且含有选自固溶硅、硅氧化物及硅氮化物中的至少一种，上述第1马氏体层含有面积率为30％以下的γ相及面积率为10％以下的ε相。在专利文献1中，对利用高频加热淬火而带来的高强度化有益的技术而言公开范围有限，未示出改善焊接性的技术。
在专利文献2中公开了一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，在对具有下述成分组成的板坯实施热轧时，在精轧中，将从自最终道次起数第2个道次至最终道次为止的温度设定为800～950℃，将从自最终道次起数第2个道次至最终道次为止的累计压下率设定为10～40％，将最终道次的压下率设定为8～25％，在精轧结束后以0.5～3.0秒开始冷却，将600～720℃的温度区域以30℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，在590℃以下进行卷取，所述板坯的成分组成以质量％计含有C：0.05～0.25％、Si：1.0％以下、Mn：2.0～4.0％、P：0.100％以下、S：0.02％以下、Al：1.0％以下、N：0.001～0.015％、并且含有选自Ti：0.003～0.030％、Nb：0.010～0.050％、Mo：0.005～0.100％中的1种以上、剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成。然而，在专利文献2中未公开抑制LME的技术。
在专利文献3中公开了一种高强度钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.075％～0.350％、Si：0.30％～2.50％、Mn：1.20％～3.50％、P：0.001％～0.100％、S：0.0001％～0.0100％、Al：0.005％～2.500％及N：0.0001％～0.0100％，剩余部分由铁及不可避免的杂质构成，粒径为20nm以上的包含Si和/或Mn的氧化物粒子以2.5μm以下的平均粒子间距离分散的区域存在于距离表面为0.3μm～15μm的平均深度的范围内，该区域中的该氧化物粒子的平均粒径为0.3μm以下，从与该区域的界面起的深度为30μm的部位处的平均硬度为Hv250以上。然而，在专利文献3中未公开抑制LME的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2019-35111号公报
专利文献2：日本特开2018-90894号公报
专利文献3：日本特开2013-60630号公报
发明内容
发明所要解决的课题
本发明鉴于上述实际情况，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
本发明的发明者们对解决上述课题的方法进行深入研究，弄清楚了“应变”对于产生LME开裂的影响大。例如，即使是相同的通电循环(热历程)，如果按照增大钢板的塑性变形量的方式进行点焊，则会显著地引起LME开裂。LME开裂伴随着“应变”的增加而变得容易产生的理由据认为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，通过防止钢板表层处的应变的增加，能够抑制点焊LME开裂的产生。本发明的发明者们为了防止钢板表层的应变增加，发现了在板厚方向上给予强度差的方法。具体而言，通过析出强化来较硬地控制最表层(第1深度区域)，在硬的最表层的板厚内侧给予降低了碳浓度的柔软的层(第2深度区域)，然后，在板厚更内部侧设置比该柔软的层更硬的层(第3深度区域)。像这样，通过制成特性从板厚表层朝向板厚中心层而发生了倾斜的3层的结构，从而在受到变形时变成柔软的层(第2深度区域)承担应变，变得能够抑制最表层(第1深度区域)处的应变的过度的增加。
此外，本发明的发明者们通过反复各种研究还认识到：上述那样的沿板厚方向具有适宜的强度差的层结构的钢板即使是单纯对热轧条件、退火条件等单一地下功夫也难以制造，只能够通过采用热轧和退火工序等所谓的一连贯工序实现最优化来进行制造，从而完成了本发明。
本发明的主旨如下。
(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：0.01～2.00％、
Mn：0.10％～4.00％、
P：0.0200％以下、
S：0.0200％以下、
Al：1.500％以下、
N：0.0200％以下、
Ti：0.005～0.500％、
Co：0～0.5000％、
Ni：0～1.0000％、
Mo：0～1.0000％、
Cr：0～2.0000％、
O：0～0.0200％、
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，
在距离表面为1～10μm的深度区域中直径低于0.1μm的析出物以10～200个/μm2的数密度存在，
距离表面为10～60μm的深度区域中的固溶C量低于0.20质量％，所述钢板的抗拉强度为1200MPa以上。
(2)根据上述(1)所述的钢板，其中，上述化学组成以质量％计含有选自下述元素中的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％、
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，在上述钢板的至少一个表面形成有含有锌、铝、镁、包含它们的任意组合的合金、或这些元素中的至少1种与铁的合金的镀层。
(4)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580℃以下进行卷取的工序；
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，并且将上述热轧钢板的表层至少除去5μm的工序；以及
将上述热轧钢板进行冷轧，接着进行退火的工序，上述退火包括：将所得到的冷轧钢板在露点为-20～20℃的气氛中在200～400℃的温度区域中保持20～180秒钟，接着在露点为-20～20℃的气氛中在740～900℃的温度区域中保持45～300秒钟。
(5)根据上述(4)所述的钢板的制造方法，其中，在上述退火中，在上述冷轧钢板的至少一个表面形成含有锌、铝、镁、包含它们的任意组合的合金、或这些元素中的至少1种与铁的合金的镀层。
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，这些说明旨在进行本发明的实施方式的单纯例示的说明，本发明并不限于以下的实施方式。
<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：0.01～2.00％、
Mn：0.10％～4.00％、
P：0.0200％以下、
S：0.0200％以下、
Al：1.500％以下、
N：0.0200％以下、
Ti：0.005～0.500％、
Co：0～0.5000％、
Ni：0～1.0000％、
Mo：0～1.0000％、
Cr：0～2.0000％、
O：0～0.0200％、
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，
在距离表面为1～10μm的深度区域中直径低于0.1μm的析出物以10～200个/μm2的数密度存在，
距离表面为10～60μm的深度区域中的固溶C量低于0.20质量％，
所述钢板的抗拉强度为1200MPa以上。
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，以下述含义来使用：包含其前后记载的数值作为下限值及上限值。
(C：0.20～0.40％)
C是廉价地增加抗拉强度的元素，是为了控制钢的强度而极为重要的元素。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、0.25％以上或0.28％以上。另一方面，如果过度含有C，则有可能在伸长率降低的同时促进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：0.01～2.00％)
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0.10％以上、0.30％以上或0.80％以上。另一方面，如果过度含有Si，则在钢强度增加的同时导致伸长率的降低，进而在点焊时有可能因LME而导致钢板的开裂。因此，Si含量设定为2.00％以下。Si含量也可以为1.80％以下、1.50％以下或1.20％以下。
(Mn：0.10～4.00％)
Mn是对钢的铁素体相变造成影响的因子，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、1.00％以上或1.50％以上。另一方面，如果过度含有Mn，则在钢强度增加的同时导致伸长率的降低，进而在点焊时有可能因LME而导致钢板的开裂。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是在铁素体晶界处强力偏析而促进晶界脆化的元素。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0.0050％以上。另一方面，如果过度含有P，则导致钢的脆化，进而在点焊时有可能因LME而导致钢板的开裂。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，如果过度含有S，则有可能在冷成形时导致以非金属夹杂物作为起点的开裂的产生，与此同时在点焊时因LME而导致钢板的开裂。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：1.500％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，也可以根据需要来含有。Al也可以不含有，因此Al含量的下限为0％。为了充分得到该效果，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，如果过度含有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，因此有可能钢板的强度会降低。因此，Al含量设定为1.500％以下。Al含量也可以为1.400％以下、1.200％以下或1.000％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，如果过度含有N，则与Ti结合而生成大量的TiN，因此钢板中的固溶Ti量变少，有可能变得无法控制钢板表层处的析出物(例如Ti氧化物)的生成。因此，N含量设定为0.0200％以下。N含量也可以为0.0150％以下、0.0100％以下或0.0080％以下。
(Ti：0.005～0.500％)
Ti是下述事项所需的元素：在冷轧板退火中的加热及均热的工序中，与从退火气氛侵入到钢的表层中的氧结合而在钢板表层形成微细的析出物(例如Ti氧化物)。为了充分地形成这样的析出物，Ti含量设定为0.005％以上。Ti含量也可以为0.010％以上、0.050％以上、0.100％以上或0.150％以上。另一方面，如果过度含有Ti，则有可能引起过量的析出物的形成、或者在冷轧板退火中的冷却过程中促进铁素体相变而引起强度的降低。因此，Ti含量设定为0.500％以下。Ti含量也可以为0.450％以下、0.400％以下、0.350％以下或0.300％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来含有以下的任选元素中的至少一种来代替剩余部分的Fe的一部分。这些元素也可以不被包含，其下限为0％。
(Co：0～0.5000％)
Co是对于碳化物的形态控制和强度的增加有效的元素，为了控制固溶碳，也可以根据需要来含有。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，如果过度含有Co，则有可能析出大量微细的Co碳化物，导致钢材的过度的强度上升和/或延展性的降低。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是强化元素，并且对于淬透性的提高是有效的。此外，从带来润湿性的提高、合金化反应的促进的方面出发，也可以根据需要来含有。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，如果过度含有Ni，则有可能对制造时及热轧时的制造性造成不良影响、或者引起伸长率的降低。因此，Ni含量优选为1.0000％以下。Ni含量也可以为0.9000％以下、0.5000％以下或0.200％以下。
(Mo：0～1.0000％)
Mo是对于钢板的强度提高有效的元素。此外，Mo是具有下述效果的元素：对在连续退火设备或连续热浸镀锌设备中的热处理时产生的铁素体相变进行抑制。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，如果过度含有Mo，则有可能析出大量微细的Mo碳化物，导致钢材的过度的强度上升和/或延展性的降低。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、对于钢的高强度化有效的元素，也可以根据需要来含有。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，如果过度含有Cr，则有可能导致钢材的过度的强度上升和/或延展性的降低。因此，Cr含量优选为2.0000％以下。Cr含量也可以为1.7000％以下、1.5000％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，氧化物大多情况作为夹杂物存在，如果存在于冲裁端面或切断面中，则会在端面形成缺口状的伤痕、粗大的凹痕，因此在鼓凸成形时、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升高，在经济上是不优选的。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，如果过度含有O，则除了上述的倾向变得显著以外，还有可能引起过量的析出物的形成。因此，O含量优选为0.0200％以下。O含量也可以为0.0150％以下、0.0100％以下或0.0050％以下。
(B：0～0.0100％)
B是下述元素：在从奥氏体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。此外，B是对钢的高强度化有益的元素，也可以根据需要来含有。然而，如果B含量过低，则有可能无法充分得到高强度化等提高效果。此外，对于低于0.0001％的鉴定，需要对分析付出细心的注意，并且根据分析装置的不同而会达到检测下限。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，如果过度含有B，则有可能在钢中导致粗大的B氧化物的生成，成为冷成形时的空隙的产生起点，扩孔性等冷加工性劣化。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是对于碳化物的形态控制有效的元素，由于通过其添加来将组织微细化，因此是对于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，如果过度含有Nb，则有可能析出大量微细且硬质的Nb碳化物，导致延展性的显著劣化，使冷加工性降低。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、由铁素体晶粒的生长抑制带来的细粒强化及经由再结晶的抑制带来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，如果过度含有V，则有可能碳氮化物的析出变多从而扩孔性等成形性劣化。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是对于钢板的强度提高有效的元素。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，如果过度含有Cu，则有可能在热轧中钢材脆化，变得无法热轧。进而，有可能钢的强度显著提高，扩孔性等冷加工性劣化。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对于钢板的强度上升是有效的，而且含有W的析出物及结晶产物成为氢捕获位点，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，如果过度含有W，则有可能冷加工性降低。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同样地是对于碳化物的形态控制和强度的增加有效的元素，也可以根据需要来含有。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，如果过度含有Ta，则有可能析出大量微细的Ta碳化物，导致钢板的强度上升和延展性的降低，使扩孔性等冷加工性降低。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是在使用废料作为原料的情况下被含有于钢中的元素，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，如果过度含有Sn，则有可能因铁素体的脆化而引起扩孔性等冷加工性的降低。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同样地是在使用废料作为钢原料的情况下被含有的元素。Sb由于在晶界处强力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，如果过度含有Sb，则有可能会引起扩孔性等冷加工性的降低。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同样地是在使用废料作为钢原料的情况下被含有、在晶界处强力偏析的元素，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，如果过度含有As，则有可能导致冷加工性的降低。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形态的元素，也可以根据需要来含有。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，如果过度含有Mg，则有可能因粗大的夹杂物的形成而引起扩孔性等冷加工性的降低。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不仅作为脱氧元素是有用的，而且对于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，如果过度含有Ca，则有可能扩孔性等冷加工性劣化。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形态的元素，也可以根据需要来含有。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，如果过度含有Y，则有可能生成粗大的Y氧化物，扩孔性等冷加工性降低。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形态的元素，也可以根据需要来含有。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，如果过度含有Zr，则有可能生成粗大的Zr氧化物，扩孔性等冷加工性降低。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于硫化物的形态控制有效的元素，也可以根据需要来含有。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，如果过度含有La，则有可能生成La氧化物，导致扩孔性等冷加工性的降低。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形态的元素，也可以根据需要来含有。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，如果过度含有Ce，则有可能生成Ce氧化物，导致扩孔性等冷加工性的降低。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。所谓杂质是指在工业上制造本实施方式的钢板时因以矿石、废料等那样的原料作为代表的制造工序的各种要因而混入的成分等。
接下来，对本发明的实施方式的钢板的组织及特性的特征进行叙述。
(距离钢板表面为1～10μm的第1深度区域中的直径低于0.1μm的析出物的数密度为10～200个/μm2)
本实施方式中的钢板在距离钢板表面为1～10μm的第1深度区域中以10～200个/μm2的数密度存在直径低于0.1μm的析出物。通过像这样存在大量微细的析出物，从而第1深度区域的钢板组织微细化，其结果是，钢板的第1深度区域中的强度及硬度与后述的第2深度区域的强度及硬度相比变得更高。因此，能够使在点焊时加热至高温为止的阶段中的第1深度区域中的钢板的变形阻力增加。因此，当在点焊时将电极按压于钢板而使其通电、在高温保持中施加载荷时，能够抑制钢板的表层区域(第1深度区域)处的塑性应变的增加。如果该析出物的数密度低，则无法提高焊接时的变形阻力，变得难以抑制LME开裂。因此，将第1深度区域中的直径低于0.1μm的析出物的数密度下限值设定为10个/μm2以上，也可以为15个/μm2以上或30个/μm2以上。另一方面，如果该析出物的数密度过多，则由于以高密度存在氧化物，从而导致钢板表面的电阻增加，钢板表层处的发热量变高。因此，有可能引起焊接性的降低。因此，将第1深度区域中的直径低于0.1μm的析出物的数密度上限值设定为200个/μm2以下，也可以为150个/μm2以下或120/μm2以下。上述的析出物可以为任意的析出物，没有特别限定，例如包含Ti析出物、W析出物，更具体而言包含Ti氧化物、Ti碳化物。本发明中的所谓析出物例如为氧化物、碳化物的粒子，为TiO、TiO2、Ti2O3、Ti3O5、TiC。
(距离钢板表面为10～60μm的第2深度区域中的固溶C量低于0.20质量％)
一般而言，固溶C量对钢的强度造成影响，固溶C量越多，则变形阻力越增加。另一方面，固溶C量越少，则钢的强度越降低，即钢变得比较柔软。如之前叙述的那样，为了抑制在点焊时产生LME开裂，防止钢板表层处的应变的增加是重要的。因此，就本发明的实施方式的钢板而言，通过与钢板整体的C含量相比减少距离钢板表面为10～60μm的第2深度区域中的固溶C量，从而使该深度区域的强度降低。因此，第2深度区域的强度与第1深度区域相比变得更低。其结果是，第2深度区域能够比第1深度区域更多地吸收因点焊时的热变形而被导入到钢板中的应变，变得能够抑制LME开裂。如果第2深度区域中的固溶C量为0.20质量％或比0.20质量％更多，则第2深度区域中的钢的强度增加。因此，第2深度区域无法充分抑制第1深度区域中产生的应变的增加，变得难以抑制LME开裂。因此，上述深度区域中的固溶C量设定为低于0.20质量％，优选为0.15质量％以下，更优选为0.10质量％以下。固溶C量的下限值没有特别限定，也可以为0质量％，但一般而言为0.01质量％，也可以为0.02质量％或0.03质量％。
在本发明的实施方式的钢板中，在比距离钢板表面为10～60μm的第2深度区域更靠内部(钢板的深度方向中心)侧，平均碳浓度变得与母材的碳浓度大致相同或完全相同。因此，与距离钢板表面为10～60μm的第2深度区域相比，在距离钢板表面深60μm以上的区域中存在更硬的层。更具体而言，距离钢板表面为60μm～板厚1/4的深度区域(以下设定为第3深度区域)中的固溶C量比距离钢板表面为10～60μm的第2深度区域中的固溶C量更高。出于得到第3深度区域中的硬度相对于第2深度区域中的硬度充分变高的效果的目的，第3深度区域中的固溶C量例如也可以为第2深度区域中的固溶C量的1.10倍以上、1.15倍以上或1.20倍以上，和/或也可以为0.40质量％以下、0.38质量％以下、0.36质量％以下或0.34质量％以下。
(镀层)
本发明的实施方式的钢板出于耐蚀性的提高等目的，也可以在至少一个表面、优选在两个表面包含镀层。该镀层可以为具有本领域技术人员所公知的任意组成的镀层，没有特别限定，例如也可以包含锌、铝、镁或包含它们的任意组合的合金。此外，镀层也可以实施合金化处理或者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种与从钢板中扩散来的铁的合金。此外，镀层的附着量没有特别限制，可以为一般的附着量。
(抗拉强度：TS)
为了以钢作为原材料来使用的结构体的轻量化及塑性变形中的结构体的阻力的提高，优选钢原材料具有大的加工硬化能、显示出最大强度，具体而言优选具有1200MPa以上的抗拉强度。如果抗拉强度低，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而言的效果变小。因此，钢板的抗拉强度设定为1200MPa以上，也可以为1280MPa以上、1400MPa以上或1500MPa以上。另一方面，如果抗拉强度过高，则在塑性变形中材料变得容易引起脆性破坏，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。抗拉强度通过下述方式来测定：从试验片的长度方向变得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，不仅能够改善高强度及优异的焊接性，还能够改善总伸长率，例如能够达成5.0％以上、7.0％以上或10.0％以上的总伸长率。关于上限值没有特别限定，例如，总伸长率可以为25.0％以下或20.0％以下。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。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非常有用。总伸长率通过下述方式来测定：从试验片的长度方向变得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。
(扩孔值：λ)
根据本发明的特定的实施方式，不仅能够改善高强度及优异的焊接性，还能够改善扩孔性，例如能够达成10.0％以上、15.0％以上或20.0％以上的扩孔值。对于上限值没有特别限定，例如扩孔值可以为90.0％以下或80.0％以下。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，变得在需要伸长率的同时还需要扩孔性。因此，可达成这样高的扩孔值的钢板在制造结构体的方面非常有用。扩孔值如以下那样操作来决定。首先，对试验片以余隙成为12.5％的条件冲裁直径为10mm的圆形孔(初期孔：孔径d0＝10mm)，使飞边(飞翅)处于冲模侧，利用顶角为60°的圆锥冲头将初期孔扩张直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，将它们的平均值决定为扩孔值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造成影响的因子，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，如果板厚过厚，则有可能鼓凸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6.0mm以下的板厚。板厚也可以为5.0mm以下或4.0mm以下。
接下来，对上述规定的组织的观察及测定方法进行叙述。
(距离钢板表面为1～10μm的深度区域中的直径低于0.1μm的析出物的数密度的测定方法)
距离钢板表面为1～10μm的深度区域中的析出物的直径和数密度的测定通过进行钢的截面中的组织观察来决定。析出物的分散状态在RD方向(钢板的轧制方向)或TD方向(钢板的宽度方向)的各个观察的方向上不会改变，因此只要在与ND面(钢板表面)垂直的面中进行组织观察即可。从实施了通过机械研磨将研磨面精加工成镜面的预处理的原材料的表层部分，通过聚焦离子束(FIB：Focus Ion Beam)加工装置，切取出观察用的试样，将利用场发射型透射型电子显微镜(FE-TEM：Field Emission Transmission ElectronMicroscopy)而进行的倍率为5万倍的观察与利用能量色散型X射线检测器(EDX：EnergyDispersive X-ray Spectrometry)而进行的组成分析并用，在确定析出物的同时求出各个析出物粒子的直径。此外，关于观察的视场，设定为在板厚方向上为10μm、并且在将板厚方向设定为作为二维图的观察图像中的高度方向时与该高度方向正交的横向的长度为5μm的区域、即50μm2，通过将观察及组成分析中得到的直径低于0.1μm的析出物的总数除以该面积，从而求出每单位面积的析出物的个数(数密度)。此外，只要是包含该区域的尺寸，则对于供于观察的试样的面积没有限制，但为了测定后述的表层部的固溶C量，试样的高度优选为超过60μm。此外，如果试样的膜厚发生改变，则所测定的碳化物的总数可能发生变化，因此试样的膜厚设定为10～30nm，优选以15～25nm的膜厚来制作试样。
(距离钢板表面为10～60μm的深度区域中的固溶C量的测定方法)
关于上述深度区域中的固溶C量，与上述记载的步骤同样地切取出评价用的试样，由利用FE-TEM而进行的观察及利用EDX而进行的分析来求出。需要说明的是，为了求出距离钢板表面为10～60μm的深度区域中的组成，试样的高度需要至少超过60μm。在C不为固溶C而是作为析出物存在的情况下，其存在形态被限定为包含氧化物的非金属夹杂物和碳化物这2种。包含氧化物的非金属夹杂物、碳化物中的C的浓度具有超过钢板的平均成分值的2倍的值。因此，在距离钢板表面为10～60μm的深度区域中的基于FE-TEM及EDX得到的图像分析值中，将钢板的平均组成的2倍以下的区域视为钢母相，将该区域的平均C量作为固溶C量。在测定第3深度区域的固溶C量的情况下，试样的高度设定为至少超过90μm，在60～90μm的深度区域中的基于FE-TEM及EDX得到的图像分析值中，将钢板的平均组成的2倍以下的区域视为钢母相，将该区域的平均C量作为第3深度区域(距离钢板表面为60μm～板厚1/4的深度区域)中的固溶C量。
<钢板的制造方法>
本发明的实施方式的钢板的制造方法的特征在于，使用上述的成分范围的材料，进行热轧和冷轧及退火条件的一连贯的管理。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，包括以下工序：将具有与关于钢板在上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580℃以下进行卷取的工序；
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，并且将上述热轧钢板的表层至少除去5μm的工序；以及
将上述热轧钢板进行冷轧，接着进行退火的工序，上述退火包括：将所得到的冷轧钢板在露点为-20～20℃的气氛中在200～400℃的温度区域中保持20～180秒钟，接着在露点为-20～20℃的气氛中在740～900℃的温度区域中保持45～300秒钟。
以下，对各工序进行详细说明。
(热轧及卷取工序)
在本工序中，将具有与关于钢板在上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铸造，但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，为了调整板厚等，也可以任选地在精轧之前实施粗轧。这样的粗轧只要能够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成为650℃以上那样的条件下来进行。这是因为：如果精轧的完成温度过低，则轧制反作用力提高，变得难以稳定地得到所期望的板厚。虽然上限没有特别限定，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580℃以下的卷取温度下进行卷取。卷取温度是控制由奥氏体向铁素体、珠光体、贝氏体及马氏体的钢组织的相变行为、并且控制Ti的析出行为的重要的因子。如果在比较高的温度下进行卷取，则有可能在卷取后在钢组织中生成粗大的Ti析出物。这样的情况下，在下文详细说明的冷轧板退火之后变得无法对钢板的表层组织赋予特性(强度、硬度等)的充分的倾斜。因此，为了抑制这样粗大的Ti析出物的生成，卷取温度优选尽可能低，具体而言设定为580℃以下。卷取温度优选为550℃以下。例如，卷取温度也可以为室温以下，但为了在室温以下的温度下进行卷取，需要将冷却钢板的水的温度降低至室温以下，会引起制造成本的增加。此外，由于通过骤冷而使钢板内的残余应力提高，因此如果在例如低于10℃的温度下将钢板卷取，则在后续工序的酸洗中将卷材解开时，会导致钢板的开裂，生产率降低。因此，虽然没有特别限定，但卷取温度的下限值一般为10℃以上，优选为50℃以上。
(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，将存在于热轧钢板的表面上的氧化皮除去，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表面的氧化物的层(外部氧化层)，包含在与钢板的界面处生成的FeO与SiO2的复合氧化物即铁橄榄石(Fe2SiO4)等。此外，在酸洗时会促进钢板的表层的溶解，在热轧钢板的表层在氧化皮之下即钢板内部生成的氧化物(内部氧化物)也被完全去除。通过将生成于钢板内部的氧化物完全去除、即将生成于钢板内部的内部氧化层的厚度设定为0μm，从而能够抑制钢中的Ti与氧结合而使Ti以固溶状态存在。这里，内部氧化层的厚度是指在从钢板的表面沿钢板的板厚方向(与钢板的表面垂直的方向)前进的情况下的从钢板的表面至存在内部氧化物的最远的位置为止的距离。通过从在酸洗后出现的新生面在板厚内部残留固溶Ti，从而在冷轧板退火后能够在钢板的最表层中生成大量微细的Ti析出物，其结果是能够对表层组织赋予特性的充分的倾斜。酸洗也可以为一次，但为了将在热轧钢板的氧化皮之下生成的钢中的氧化物更可靠地去除，也可以分成多次来进行，也可以在酸洗的前后利用磨削刷等实施机械研磨。此外，代替测定酸洗前后的板厚的变化，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。钢板表层的除去量低于5μm时，氧化皮下的氧化物不会被完全除去，即内部氧化层的厚度变得超过0μm，在冷轧板退火时的加热工序中，从残存于钢板表层处的内部氧化物中接受氧的供给，在钢板表层处Ti氧化物析出及粗大化，在冷轧板退火后变得无法对钢板的表层组织赋予特性的充分的倾斜。因此，钢板表层的除去量设定为5μm以上，更具体而言以单面计设定为5μm以上，优选为7μm以上，更优选为10μm以上。利用酸洗而产生的钢板表层的除去量越多越优选，但过度的钢的溶解损失会引起酸洗速度的降低及由成品率降低带来的生产率的降低。因此，上限值一般为150μm以下，也可以为120μm以下、100μm以下、70μm以下、50μm以下或30μm以下。
(冷轧及退火工序)
最后，所得到的热轧钢板被实施冷轧、接着被实施规定的退火(以下也称为“冷轧板退火”)，得到本发明的实施方式的钢板。冷轧中的压下率没有特别限定，可以为任意适宜的值。例如，该压下率也可以为5％以上、10％以上或30％以上，和/或也可以为90％以下、75％以下或50％以下。以下，对冷轧板退火进行详细说明。
(冷轧板退火)
(200～400℃的温度区域中的露点)
在冷轧板退火中的加热工序中，通过提高炉内的气体气氛的露点、具体而言将露点控制在-20～20℃的范围内，从而能够促进氧向钢板内部的侵入，在钢板的最表层部生成微细的Ti析出物。以这些微细的Ti析出物作为核，能够在加热处理后的均热处理中在距离钢板表面为1～10μm的深度区域中生成10个/μm2以上的直径低于0.1μm的析出物，增加冷轧板退火后的钢板中的最表层的硬度。如果露点过低，则侵入钢板内的氧的量不足，微细的Ti析出物的核变少，因此在冷轧板退火后的钢板的最表层变得无法使析出物以充分的量析出。因此，露点的下限值设定为-20℃以上，优选为-15°以上。另一方面，如果露点高，则侵入钢板内的氧的量变得过量，粗大的Ti析出物以低的数密度生成。因此，露点的上限值设定为20℃以下，优选为15℃以下。
(200～400℃的温度区域中的保持时间)
在冷轧板退火中的加热工序中，为了在钢板的最表层部生成微细的Ti析出物，在控制露点的同时控制200～400℃的温度区域中的保持时间是有效的。其中，所谓保持时间是指在200～400℃的温度区域中滞留的时间，因而包含在200～400℃之间缓慢地升温的情况的时间。如果保持时间短，则侵入钢板内的氧的量不足，微细的Ti析出物的核变少，因此在冷轧板退火后的钢板的最表层变得无法使析出物以充分的量析出。因此，保持时间的下限值设定为20秒以上，优选为30秒以上。另一方面，如果保持时间长，则侵入钢板内的氧的量变得过量，粗大的Ti析出物以低的数密度生成。因此，保持时间的上限值设定为180秒以下，优选为150秒以下。
(740～900℃的温度区域中的露点)
在冷轧板退火中，通过将200～400℃的温度区域中的露点和保持时间进行最优化而使钢板的最表层部生成微细的Ti析出物之后，以这些微细的Ti析出物作为核，控制740～900℃中的露点，由此在钢板的最表层能够使析出物以充分的量析出。此外，就740～900℃中的保持而言，与200～400℃中的保持相比可促进钢中的合金元素的扩散，因此固溶于钢中的C与氧结合，脱离到气氛中(脱碳反应)从而固溶C量降低。通过该效果能够将距离钢板表面为10～60μm的深度区域中的固溶C量降低至低于0.20质量％，能够在该区域中新制成软质层。如果露点过低，则侵入钢板内的氧的量不足，因此Ti析出物以及以该Ti析出物作为核的Si及Mn氧化物的粗大化不足，在冷轧板退火后的钢板的最表层无法使析出物以充分的量析出，此外，变得无法降低距离钢板表面为10～60μm的深度区域中的固溶C量。因此，露点的下限值设定为-20℃以上，优选为-15℃以上。另一方面，如果露点高，则侵入钢板内的氧的量变得过量，变得无法抑制Ti析出物以及以该Ti析出物作为核的Si及Mn氧化物的粗大化及合体，析出物的数密度降低。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，通过将200～400℃的温度区域中的露点和保持时间进行最优化而使钢板的最表层部生成微细的Ti析出物之后，以这些微细的Ti析出物作为核，控制740～900℃中的保持时间，由此在钢板的最表层能够使析出物以充分的量析出。此外，就740～900℃中的保持而言，与200～400℃中的保持相比可促进钢中的合金元素的扩散，因此固溶于钢中的C与氧结合，脱离到气氛中(脱碳反应)从而固溶C量降低。通过该效果能够将距离钢板表面为10～60μm的深度区域中的固溶C量降低至低于0.20质量％，能够在该区域中新制成软质层。其中，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。如果保持时间短，则侵入钢板内的氧的量不足，因此Ti析出物以及以该Ti析出物作为核的Si及Mn氧化物的粗大化不足，在冷轧板退火后的钢板的最表层中无法使析出物以充分的量析出，此外，变得无法降低距离钢板表面为10～60μm的深度区域中的固溶C量。因此，保持时间的下限值设定为45秒以上，优选为48秒以上或60秒以上。另一方面，如果保持时间长，则侵入钢板内的氧的量变得过量，变得无法抑制Ti析出物以及以该Ti析出物作为核的Si及Mn氧化物的粗大化及合体，析出物的数密度降低。因此，保持时间的上限值设定为300秒以下，优选为250秒以下。
就本发明的实施方式的钢板的制造方法而言，如上所述，为了在钢板表层形成微细的析出物(例如Ti氧化物)而含有Ti，更具体而言，通过将含有Ti的热轧钢板在卷取工序中以580℃以下的比较低的卷取温度进行卷取，从而可抑制钢组织中的粗大的Ti析出物的生成，通过在接下来的酸洗工序中将热轧钢板表层的除去量设定为5μm以上，从而不仅外部氧化物被完全去除，而且内部氧化物也被完全去除，能够抑制钢中的Ti与氧结合而使Ti以固溶状态存在。接着，在退火工序中通过控制在200～400℃下的退火(露点：-20～20℃、保持时间：20～180秒)而生成微细的Ti析出物，接着通过控制在740～900℃下的退火(露点：-20～20℃、保持时间：40～300秒)，能够以上述的微细的Ti析出物作为核而在钢板的最表层使析出物以充分的量析出。通过由这样的析出物带来的析出强化而能够增加最表层的硬度。进而，在这样的高温下可促进钢中的合金元素的扩散，固溶于钢中的C与氧结合而脱离到气氛中，能够将距离钢板表面为10～60μm的深度区域中的固溶C量降低至低于0.20质量％。其结果是，能够在该区域中形成比最表层柔软的层。即，就本发明的实施方式的钢板的制造方法而言，通过以Ti的存在作为前提，对含有它的钢特别是适宜地控制卷取工序、酸洗工序及退火工序的制造条件，从而能够对钢板的表层组织赋予硬度等特性的充分的倾斜。“通过以Ti的存在作为前提的这样特定的制造条件的组合，从而能够对钢板的表层组织赋予特性的倾斜”这一事实在以往是不为人所知的，这次，通过本发明的发明者们才被首次弄清楚。
(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实施方式的单纯的例示，并非对钢板的制造方法进行任何限定。上述退火后的冷却优选以平均冷却速度为100℃/秒以下从750℃实施至550℃。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60℃/秒以下。平均冷却速度的下限值没有特别限定，但从确保充分的强度的观点出发，例如可以为2.5℃/秒，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℃的温度区域并进行滞留。如果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，也可以在350～550℃的温度区域中使钢板滞留。该温度区域中的滞留不仅有助于马氏体的回火，而且还消除钢板的宽度方向的温度不均，使镀覆后的外观提高。此外，在冷却停止温度为350～550℃的情况下，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)
回火也可以通过下述方式来实施：在一连串的退火工序中，在将冷轧板或对冷轧板实施了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(但是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。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进行回火而制成回火马氏体，从而能够改善耐氢脆性。回火可以在连续退火设备内进行，也可以在连续退火后离线(off line)地通过其他设备来实施。此时，回火时间根据回火温度的不同而异。即，越是低温则变成越长的时间，越是高温则变成越短的时间。
(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)℃来实施热浸镀锌。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。在该情况下，冷轧钢板的耐蚀性提高，因此是优选的。即使实施热浸镀锌，也能够充分维持钢板的耐LME性。
(镀浴的组成)
镀浴的组成优选的是，以Zn作为主体、有效Al量(从镀浴中的总Al量减去总Fe量而得到的值)为0.050～0.250质量％。如果镀浴中的有效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，如果镀浴中的有效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。镀浴除了含有Zn、Al以外还可以含有Mg等元素。
(镀浴浸渍板温度)
镀浴浸渍板温度(浸渍于热浸镀锌浴中时的钢板的温度)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。如果镀浴浸渍板温度低于热浸镀锌浴温度-40℃，则有可能镀浴浸渍时的退热大，熔融锌的一部分凝固而使镀覆外观劣化，因此是不优选的。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℃以上之后再浸渍于镀浴中。此外，如果镀浴浸渍板温度超过热浸镀锌浴温度+50℃，则会伴随着镀浴温度上升而诱发操作上的问题。
(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。如果合金化温度低于470℃，则有可能合金化不会充分进展。另一方面，如果合金化温度超过550℃，则合金化过度进展，通过Γ相的生成而使镀层中的Fe浓度超过15％，从而有可能耐蚀性会劣化。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可以低于470℃，例如可以为450以上且低于470℃。
(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中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，出于改善涂装性、焊接性的目的，也可以实施上层镀覆、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、可动位错导入来谋求延展性的提高作为目的，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。如果超过1.5％，则生产率显著降低，因此将1.5％设定为上限。表皮光轧可以以在线(in line)来进行，也可以以离线来进行。此外，可以一次性地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。本发明并不限于这一个条件例。只要不脱离本发明主旨、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来制造钢坯。将这些钢坯插入到加热至1220℃的炉内，给予保持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910℃，冷却至550℃并进行卷取。接着，将该热轧钢板的氧化皮通过酸洗从钢板的两个面的表层上以单面计除去10μm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45％的冷轧，将板厚精加工至1.4mm。进而，将该冷轧钢板进行退火，具体而言，在升温至860℃时，将200～400℃的温度范围控制为露点为-5℃的气氛，将该温度范围内的保持时间设定为30秒，此外，将740～900℃的温度范围控制为露点为5℃的气氛，将该温度范围内的保持时间设定为120秒。接着，使冷轧钢板在表2中所示的条件下进行冷却及滞留，接着实施表皮光轧。对从所得到的各钢板中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为给予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)通过下述方式来测定：从试验片的长度方向变得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。此外，扩孔值如以下那样操作来决定。首先，对试验片以余隙成为12.5％的条件冲裁直径为10mm的圆形孔(初期孔：孔径d0＝10mm)，使飞边(飞翅)处于冲模侧，利用顶角为60°的圆锥冲头将初期孔扩张直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，将它们的平均值决定为扩孔值λ。
λ＝100×(d1-d0)/d0
(耐LME性的评价)
耐LME性如以下那样操作来评价。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为止来改变电流量进行焊接的试验片，之后，对截面组织进行观察，确认熔核径和开裂的长度，当在熔核径为5.5mm以下的区域中开裂长度低于0.1mm的情况下设定为合格(OK)，当在熔核径为5.5mm以下的区域中开裂长度为0.1mm以上的情况下设定为不合格(NG)。
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°
缓升：无
第1通电时间t1：0.2秒
无通电时间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。
表2-3
下划线表示为本发明的范围外。
表2-4
下划线表示为本发明的范围外。
参照表2可知，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，因此在伸长率降低的同时耐LME性降低。例W-1由于Si含量高，因此在抗拉强度增加的同时伸长率降低，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，因此在抗拉强度增加的同时伸长率降低，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从而未得到充分的抗拉强度。例AC-1由于N含量高，因此无法控制钢板表层处的析出物的生成，耐LME性降低。例AH-1由于Ti含量低，因此在钢板表层无法充分生成析出物，耐LME性降低。例AI-1由于Ti含量高，因此析出物过量生成，抗拉强度降低。另一方面，例AD-1～AG-1虽然抗拉强度及耐LME性良好，但分别由于Co、Ni、Mo及Cr含量高，因此无法达成充分的伸长率。同样地，例AJ-1～AU-1虽然抗拉强度及耐LME性良好，但分别由于B、V、Cu、Ta、Sn、Sb、Mg、Ca、Y、Zr、La及Ce含量高，因此无法达成充分的扩孔性。这些例子是解决“提供高强度并且焊接性优异的钢板”这一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，就例A-1～T-1而言，通过适宜地控制钢板的化学组成及组织，能够得到为高强度并且具有优异的耐LME性、并且总伸长率及扩孔性也改善的钢板。此外，虽然在表2中没有特别示出，但例A-1～T-1的距离钢板表面为60μm～板厚1/4的深度区域中的固溶C量比距离钢板表面为10～60μm的深度区域中的固溶C量更高，更具体而言为距离钢板表面为10～60μm的深度区域中的固溶C量的1.20倍以上。
(例2)
进而，为了调查制造条件的影响，以表2中确认到优异的特性的钢种A～T作为对象，给予表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，对冷轧退火后的钢板的特性进行评价。其中，实施了镀覆的钢板是在热浸镀锌浴中浸渍钢板之后在表3中所示的温度下进行保持，保持温度为450以上且低于470℃时为热浸镀锌钢板，保持温度为470℃以上时为在钢板的表面给予了铁与锌的合金镀层的合金化热浸镀锌钢板。此外，在直至将在冷轧板退火中在各个滞留温度下进行保持后的钢板冷却至室温为止的期间，给予下述回火处理：将暂时冷却至150℃的钢板进行再加热并保持2秒以上。将所得到的结果示于表3中。此外，特性的评价方法与例1的情况相同。
表3-4
下划线表示为本发明的范围外。
表3-5
下划线表示为本发明的范围外。
表3-6
下划线表示为本发明的范围外。
参照表3可知，例B-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，因此在钢板表层无法充分生成析出物，此外无法充分降低距离钢板表面为10～60μm的深度区域中的固溶C量。其结果是，耐LME性降低。例D-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，因此同样地在钢板表层无法充分生成析出物，此外无法充分降低距离钢板表面为10～60μm的深度区域中的固溶C量。其结果是，耐LME性降低。例F-2及M-4由于冷轧板退火中的200～400℃的温度区域中的露点低，因此在钢板表层无法充分生成析出物，耐LME性降低。例I-2及P-4由于冷轧板退火中的740～900℃的温度区域中的露点高，因此钢板表层的析出物粗大化从而数密度变小，耐LME性降低。例K-2及A-4由于冷轧板退火中的740～900℃的温度区域中的保持时间长，因此同样地钢板表层的析出物粗大化从而数密度变小，耐LME性降低。
例Q-2及C-4由于卷取温度高，因此无法对钢板的表层组织赋予特性的充分的倾斜，耐LME性降低。例S-2及I-3由于冷轧板退火中的200～400℃的温度区域中的露点高，因此钢板表层的析出物粗大化从而数密度变小，耐LME性降低。例G-3及S-4由于冷轧板退火中的200～400℃的温度区域中的保持时间长，因此同样地钢板表层的析出物粗大化从而数密度变小，耐LME性降低。例O-3及J-4由于利用酸洗而产生的钢板表层的除去量少，因此钢板表层的析出物粗大化从而无法对钢板的表层组织赋予特性的充分的倾斜，耐LME性降低。据认为这样的析出物的粗大化起因于源自下述内部氧化物中的氧的供给，所述内部氧化物由于钢板表层的除去量少因此未被完全除去而残留于钢板表层。例R-3及H-4由于冷轧板退火中的200～400℃的温度区域中的保持时间短，因此在钢板表层无法充分生成析出物，耐LME性降低。
与此相对照地，在本发明的全部实施例中，尤其是通过适宜地控制卷取温度、利用酸洗而产生的钢板表层的除去量、冷轧板退火的规定的温度区域中的露点及保持时间，从而能够得到为高强度并且优异的耐LME性、而且总伸长率及扩孔性也改善的钢板。此外，虽然在表3中未特别示出，但全部实施例的距离钢板表面为60μm～板厚1/4的深度区域中的固溶C量比距离钢板表面为10～60μm的深度区域中的固溶C量更高，更具体而言为距离钢板表面为10～60μm的深度区域中的固溶C量的1.20倍以上。

Claims (5)

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：0.01～2.00％、
Mn：0.10％～4.00％、
P：0.0200％以下、
S：0.0200％以下、
Al：1.500％以下、
N：0.0200％以下、
Ti：0.005～0.500％、
Co：0～0.5000％、
Ni：0～1.0000％、
Mo：0～1.0000％、
Cr：0～2.0000％、
O：0～0.0200％、
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，
在距离表面为1～10μm的深度区域中直径低于0.1μm的析出物以10～200个/μm2的数密度存在，
距离表面为10～60μm的深度区域中的固溶C量低于0.20质量％，
所述钢板的抗拉强度为1200MPa以上。
2.根据权利要求1所述的钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有选自下述元素中的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％、
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，在所述钢板的至少一个表面形成有含有锌、铝、镁、包含它们的任意组合的合金、或这些元素中的至少1种与铁的合金的镀层。
4.一种钢板的制造方法，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580℃以下进行卷取的工序；
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，并且将所述热轧钢板的表层至少除去5μm的工序；以及
将所述热轧钢板进行冷轧，接着进行退火的工序，所述退火包括：将所得到的冷轧钢板在露点为-20～20℃的气氛中在200～400℃的温度区域中保持20～180秒钟，接着在露点为-20～20℃的气氛中在740～900℃的温度区域中保持45～300秒钟。
5.根据权利要求4所述的钢板的制造方法，其中，在所述退火中，在所述冷轧钢板的至少一个表面形成含有锌、铝、镁、包含它们的任意组合的合金、或这些元素中的至少1种与铁的合金的镀层。
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