CN116209781A - 钢板 - Google Patents

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Abstract

本发明的一方式涉及的钢板，具有规定的化学成分，板厚1/4部的金属组织以体积率计包含合计为50％以上的马氏体和贝氏体中的一者或两者、以及8％以上的残余奥氏体，原始奥氏体粒的纵横比的平均值为5.0以上，在距板表面为30μm的深度位置，AlN的个数密度为3000个/mm2以上且小于6000个/mm2，从板表面起到5.0μm以上的深度，具有晶界的至少一部分被氧化物被覆的内部氧化层，在从板表面起直到5.0μm的深度为止的区域中，氧化物的晶界被覆率为60％以上，所述钢板的抗拉强度为980MPa以上。

Description

钢板
技术领域
本发明涉及钢板。
本申请基于在2020年9月30日向日本申请的专利申请2020-164884号要求优先权，在此引用其内容。
背景技术
为了将汽车轻量化而提高燃油经济性，降低二氧化碳的排出量，并且确保乘员的安全性，作为汽车用钢板使用了高强度钢板。对于这样的钢板，除了强度以外，还要求用于确保良好的加工性的延展性。而且，近年来，为了充分确保车身和部件的耐蚀性，除了高强度热浸镀锌钢板以外，还使用了高强度合金化热浸镀锌钢板。
但是，当为了车身和/或部件的组装而对高强度的热浸镀锌钢板以及合金化热浸镀锌钢板实施点焊、或将高强度冷轧钢板与镀锌钢板进行点焊时，有时在点焊部发生起因于熔融金属脆化(Liquid Metal Embrittlement：LME)的裂纹(LME裂纹)。LME裂纹，是由于在镀锌层的锌因点焊时发生的热而熔融，且熔融锌侵入到焊接部的钢板组织的晶界的状态下，拉伸应力作用于焊接部而发生的裂纹。由于熔融锌侵入到晶界，因而晶界脆化，容易地引起脆化裂纹。
LME在对高强度TRIP钢板(相变诱发塑性钢板)进行点焊时显著地发生。高强度TRIP钢板是通过含有残余奥氏体而具有优异的能量吸收能力和压制成形性的钢板。
另外，通常LME在实施了镀锌的高强度钢板的点焊时发生。但是，即使是未实施镀锌的高强度冷轧钢板，在与镀锌钢板进行点焊时，有时也因镀锌钢板上熔融了的锌与高强度冷轧钢板接触而发生LME。
图1示意性地表示在焊接部发生的LME的方式。通过将钢板1a、钢板1b以及钢板1c重叠并进行点焊而形成熔核2，能够将3张钢板接合。此时，如图1所示，有时在钢板间发生内裂纹3a，在钢板与点焊电极的接触部发生外裂纹3b，在不与该电极直接接触的钢板部分发生外裂纹3c。
如上述那样，因焊接时的热而熔融的镀层的锌侵入到焊接部组织的晶界，从而晶界脆化，并且，在焊接中，在焊接部周围产生应力，由此导致发生LME。关于LME，不仅在如图1例示那样的将3张钢板重叠并进行焊接的情况下可能发生，而且在将2张或4张钢板重叠并进行点焊的情况下也可能发生。
作为高强度的热浸镀锌钢板，例如在专利文献1中公开了下述热浸镀锌钢板，其特征在于，具有以下组成：以质量比计，包含C：0.05～0.30％、Mn：0.8～3.00％、P：0.003～0.100％、S：0.010％以下、Al：0.10～2.50％、Cr：0.03～0.500％、N：0.007％以下，余量实质上由Fe和不可避免的杂质构成，该热浸镀锌钢板含有铁素体相、残余奥氏体相和低温相变相，所述铁素体相的分率以体积比计为97％以下，并且，在从将镀层除外的钢板表面起直到1μm为止的区域具有析出有AlN的组织，并且，具有抗拉强度(TS)为590MPa以上、且在具有冲裁断面的状态下的疲劳强度(FL)为200MPa以上的特性。
在专利文献2中公开了一种钢板，其中，母材的化学组成以质量％计为C：0.17～0.40％、Si：0.10～2.50％、Mn：1.00～10.00％、P：0.001～0.03％、S：0.0001～0.02％、Al：0.001～2.50％、N：0.0001～0.010％、O：0.0001～0.010％、Ti：0～0.10％、Nb：0～0.10％、V：0～0.10％、B：0～0.010％、Cr：0～2.00％、Ni：0～2.00％、Cu：0～2.00％、Mo：0～2.00％、Ca：0～0.50％、Mg：0～0.50％、REM：0～0.50％、余量：Fe和杂质，从母材的表面起到5.0μm以上的深度，具有晶界的至少一部分被氧化物被覆的内部氧化层，并且，在从母材的表面起直到5.0μm的深度为止的区域中，氧化物的晶界被覆率为60％以上。在专利文献2中说明：通过利用内部氧化物预先覆盖母材表层中的晶界，来抑制焊接时的熔融锌的侵入。
在专利文献3中公开了一种高强度钢板的制造方法，其具备：热轧工序，将成为规定的成分组成的钢板坯加热至1100℃以上且1300℃以下，在精轧出侧温度为800℃以上且1000℃以下的条件下进行热轧之后，在平均卷取温度为200℃以上且500℃以下的条件下进行卷取，制成热轧钢板；酸洗处理工序，对上述热轧钢板实施酸洗处理；以及，退火工序，将上述热轧钢板在740℃以上且840℃以下的温度下保持10s以上且900s以下之后，以5℃/s以上且50℃/s以下的平均冷却速度冷却到超过350℃且为550℃以下的冷却停止温度，在超过350℃且为550℃以下的温度区域中保持10s以上。
在专利文献4中公开了一种表面处理钢板，其是在具有以质量％计含有0.1％以上且低于3％的Al的钢组成的钢板的表面具有表面处理层的表面处理钢板，其中，在所述钢板与所述表面处理层的界面近旁的钢基体侧存在AlN析出层。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本国特开2007-262553号公报
专利文献2：国际公开第2019/116531号
专利文献3：国际公开第2016/021195号
专利文献4：国际公开第2003/074751号
发明内容
然而，在专利文献1中没有公开抗拉强度为980MPa以上的钢板。另外，在专利文献1中，对于耐LME性没有进行特别的研究。
而且，本发明人发现：根据专利文献2的技术，有损害钢板的扩孔性之恐。在专利文献2中说明：为了促进钢板的内部氧化，优选在含有0.1～30体积％的氢气以及露点为-40～20℃的H2O、且余量为氮气和杂质的气氛中进行退火。若在这样的气氛中对钢板进行退火，则在钢板表层中不仅进行内部氧化也进行脱碳。此时，发生脱碳层中的铁素体粒的粗大化。若钢板的表层的铁素体粒变得粗大，则在用于扩孔的变形中发生的龟裂的进展阻力降低，因此钢板的扩孔性劣化。
在专利文献3中也未对耐LME性进行特别的研究。另外，根据本发明人的研究知晓：如果也不进行用于制造板坯的铸造阶段中的制造条件的最佳化，则难以得到耐LME性以及高的扩孔率。另一方面，在专利文献3中丝毫没有公开铸造阶段中的具体的制造条件。另外，对于铸造阶段中的制造条件的最佳化对最终得到的钢板造成的影响，在专利文献3中也没有任何启示。
在专利文献4中公开了在钢板与表面处理层的界面近旁的钢基体侧存在AlN析出层的表面处理钢板，但是认为AlN的个数密度脱离了3000个/mm2以上且小于6000个/mm2的范围。在专利文献4中记载了：在连续铸造后的板坯(钢坯)的加热保持时、或连续退火时形成AlN，具体而言，第7页第15行～第18行记载了如下内容：关于使AlN析出层形成的方法，基于如果预先在上述的钢坯的加热保持时使钢坯表层的Al氮化，则在其后的热轧、酸洗、冷轧后也能够使表层的Al以AlN的形式存在这一构思，对于钢坯加热保持时的条件进行了研究。另外，在第9页第14行～第17行记载了：作为使AlN析出层形成的方法，在即将热浸镀锌之前的退火工序中，通过在微量混入了CO、NH3的H2-N2系这样的氮化性元素气氛中进行退火也能够进行。在专利文献4所记载的这些制法中，促进AlN的生成，并且促进AlN的“长大”，形成粗大的AlN，因此AlN的个数变少。其结果，认为AlN的个数密度比3000个/mm2以上且小于6000个/mm2的范围低，扩孔性劣化。
如果想要利用内部氧化层来提高高强度TRIP钢板的耐LME性，则会发生扩孔性劣化的问题。另外，对于高强度TRIP钢板，为了确保加工性，也要求具有延展性。因此，本发明的课题是提供抗拉强度为980MPa以上、能够抑制LME、而且具有高的强度-延展性平衡以及扩孔率的TRIP钢板。
本发明的主旨如下。
(1)本发明的一方式涉及的钢板，作为化学组成以质量％计包含C：0.150％以上且0.300％以下、Si：0.30％以上且2.50％以下、Mn：1.50％以上且4.00％以下、Al：0.30％以上且2.00％以下、P：0％以上且0.0400％以下、S：0％以上且0.0100％以下、N：0.0025％以上且0.0100％以下、O：0％以上且0.0060％以下、Cr：0％以上且0.500％以下、Ni：0％以上且1.000％以下、Cu：0％以上且1.000％以下、Mo：0％以上且0.500％以下、Ti：0％以上且0.200％以下、Nb：0％以上且0.200％以下、V：0％以上且0.500％以下、B：0％以上且0.0100％以下、W：0％以上且0.100％以下、Ta：0％以上且0.100％以下、Sn：0％以上且0.050％以下、Co：0％以上且0.500％以下、Sb：0％以上且0.050％以下、As：0％以上且0.050％以下、Mg：0％以上且0.050％以下、Ca：0％以上且0.040％以下、Y：0％以上且0.050％以下、La：0％以上且0.050％以下、Ce：0％以上且0.050％以下、和Zr：0％以上且0.050％以下，余量包含Fe以及杂质，板厚1/4部的金属组织以体积率计包含合计为50％以上的马氏体和贝氏体中的一者或两者、以及8％以上的残余奥氏体，余量为铁素体和珠光体中的一者或两者，在所述板厚1/4部，原始奥氏体粒的纵横比的平均值为5.0以上，在距板表面为30μm的深度位置，AlN的个数密度为3000个/mm2以上且小于6000个/mm2，从所述板表面起到5.0μm以上的深度，具有晶界的至少一部分被氧化物被覆的内部氧化层，在从所述板表面起直到5.0μm的深度为止的区域中，所述氧化物的晶界被覆率为60％以上，所述钢板的抗拉强度为980MPa以上。
(2)根据上述(1)所述的钢板，可以具有热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层。
(3)根据上述(1)或(2)所述的钢板，所述板厚1/4部的所述马氏体的一部分或全部可以为回火马氏体，所述板厚1/4部的所述回火马氏体的体积率可以为5％以上。
根据本发明，能够提供抗拉强度为980MPa以上、能够抑制LME、而且具有高的强度-延展性平衡以及扩孔率的TRIP钢板。
附图说明
图1是示意性地表示在焊接部发生的LME的方式的图。
图2A是在计算晶界被覆率的过程中的、通过SEM-反射电子像拍摄的钢表层的晶界氧化物的示意图。
图2B是在与图2A相同的位置的、结晶取向差为15°以上的晶界MAP的示意图。
图2C是表示在与图2A相同的位置的、在晶界处被氧化物被覆的部分的示意图。
图2D是表示在与图2A相同的位置的、未被氧化物被覆的部分的示意图。
图3A是表示在评价耐熔融金属脆化裂纹性的试验中的、对2张钢板进行点焊的方式的示意图。
图3B是表示在评价耐熔融金属脆化裂纹性的试验中的、对2张钢板进行点焊时的电流控制的方式的示意性的图。
具体实施方式
作为用于提高TRIP钢板的耐LME性的手段之一，考虑了使用Al代替Si来使残余奥氏体稳定化。Si是对于抑制奥氏体中的铁系碳化物的析出、确保钢板组织的残余奥氏体体积率较重要的元素。另一方面，Si也是促进LME裂纹的元素。因此，需要使用Al代替一部分Si来使残余奥氏体稳定化。
另外，作为用于提高TRIP钢板的耐LME性的另外的手段，认为在钢板的表层形成内部氧化层是有效的。这是因为，通过利用内部氧化物预先覆盖母材表层中的晶界，能抑制焊接时的熔融锌的侵入。
但是，若对较多地含有Al的TRIP钢板实施适于使内部氧化层产生的气氛的退火，则在钢板表层中不仅进行内部氧化也进行脱碳。此时，发生脱碳层中的铁素体粒的粗大化。原因是因为，Al使金属组织的相变温度上升，进而使TRIP钢板的退火温度上升。退火温度越高，越促进脱碳层中的粒成长，铁素体粒粗大化。若钢板的表层的铁素体粒变得粗大，则在用于扩孔的变形中发生的龟裂的进展阻力降低，因此钢板的扩孔率劣化。这样，若将用于防止LME裂纹的2个手段组合，则会发生扩孔性劣化这一另外的问题。
为了解决该问题，本发明人反复进行了深入研究。而且，本发明人发现：通过作为远远地在退火工序之前的阶段的连续铸造工序的最优化，能够改善退火工序后的钢板的表层状态。具体而言，由本发明人判明：若使用使表层中分散有具有高的个数密度的AlN的板坯来制造钢板，并将其供于在适于形成内部氧化层的气氛下的退火，则该表层的铁素体粒变得微细，扩孔性飞跃性地改善。另外，由本发明人还发现：通过在连续铸造工序中控制板坯的弯曲应力和冷却速度，能够使板坯的表层中以更高的个数密度分散AlN。
而且，本发明人还发现：为了提高高强度TRIP钢板的延展性，获得高的强度-延展性平衡，提高马氏体以及贝氏体的纵横比是有效的。
根据以上见解而得到的本实施方式涉及的钢板，具有规定的化学成分，板厚1/4部的金属组织以体积率计包含合计为50％以上的马氏体和贝氏体中的一者或两者、以及8％以上的残余奥氏体，余量(剩余部分)为铁素体和珠光体中的一者或两者，在板厚1/4部，原始奥氏体粒的纵横比的平均值为5.0以上，在距板表面为30μm的深度位置，AlN的个数密度为3000个/mm2以上且小于6000个/mm2，从板表面起到5.0μm以上的深度具有晶界的至少一部分被氧化物被覆的内部氧化层，在从板表面起直到5.0μm的深度为止的区域中，氧化物的晶界被覆率为60％以上，所述钢板的抗拉强度为980MPa以上。以下对本实施方式涉及的钢板进行详细说明。
再者，术语“马氏体”是包括未被回火的马氏体即新鲜马氏体(fresh martensite)和被回火了的马氏体即回火马氏体这两者在内的概念。以下，在仅记载为“马氏体”的情况下，意指新鲜马氏体和回火马氏体这两者。另外，“马氏体的量”意指新鲜马氏体和回火马氏体的合计量。
(A)钢板的化学组成
首先，对本实施方式涉及的钢板的化学组成进行说明。各元素的含量的限定理由如下所述。再者，在以下的说明中，关于含量的“％”意指“质量％”。
C：0.150％以上且0.300％以下
碳(C)是提高钢板强度所需要的元素。当C含量低于0.150％时，强度不足。另一方面，当C含量超过0.300％时，延展性和扩孔性受损。因此，C含量设为0.150～0.300％。C含量优选为0.180％以上、0.200％以上、或0.220％以上。另外，C含量优选为0.280％以下、0.250％以下、或0.230％以下。
Si：0.30％以上且2.50％以下
硅(Si)是除了固溶强化以外还通过抑制马氏体的回火软化来有助于钢板强度的提高的元素。另外，Si是在通过残余奥氏体的相变诱发塑性(TRIP效应)来改善加工性的钢板中对于抑制奥氏体中的铁系碳化物的析出、确保钢板组织的残余奥氏体体积率较重要的元素。
当Si含量低于0.30％时，回火马氏体的硬度大幅降低，并且，不能够充分地得到残余奥氏体，加工性不足。另一方面，若Si含量超过2.50％，则钢板脆化，延展性降低，并且，镀覆性降低，容易发生镀不上。因此，Si含量设为0.30～2.50％。Si含量优选为0.50％以上、0.60％以上、0.80％以上、或1.00％以上。另外，Si含量优选为2.00％以下、1.80％以下、或1.50％以下。
Mn：1.50％以上且4.00％以下
锰(Mn)是提高淬透性、有助于提高钢板强度的元素。当Mn含量低于1.50％时，在退火后的冷却中生成软质的组织，难以确保强度。另一方面，当Mn含量超过4.00％时，由于还原·退火时的选择氧化，镀覆性降低，并且，加工性和焊接性降低。因此，Mn含量设为1.50％以上且4.00％以下。Mn含量优选为1.80％以上、2.00％以上、或2.20％以上。另外，从焊接性的观点出发，Mn含量优选为3.50％以下、3.20％以下、或3.00％以下。
Al：0.30％以上且2.00％以下
铝(Al)是脱氧元素，另外，是形成将钢板的内部氧化层改性而使扩孔性提高的AlN的元素。当Al含量低于0.30％时，不能够充分地得到这些效果。另一方面，若Al含量超过2.00％，则板坯脆化，有产生裂纹之恐。因此，Al含量设为0.30％以上且2.00％以下。Al含量优选为0.50％以上、0.70％以上、0.80％以上、或1.00％以上。另外，Al含量优选为1.90％以下、1.70％以下、或1.50％以下。
P：0％以上且0.0400％以下
磷(P)不是为了解决本实施方式涉及的钢板的课题而不可缺少的元素。因此，可以将P含量设为0％。另一方面，P是具有提高钢板强度、抑制熔融锌向钢板组织侵入的作用的元素。若将P含量设为0.0010％以上，则能够充分地得到上述的效果，因此优选。另一方面，若P含量超过0.0400％，则由于P向晶界的偏析而导致钢板脆化。因此，P含量设为0％以上且0.0400％以下。P含量进一步优选为0.0050％以上、或0.0100％以上。另外，P含量优选为0.0350％以下、0.0300％以下、或0.0200％以下。
S：0％以上且0.0100％以下
硫(S)不是为了解决本实施方式涉及的钢板的课题而不可缺少的元素。另外，S成为热脆性的原因，另外，是损害焊接性和耐蚀性的元素。因此，可以将S含量设为0％。但是，为了使S含量低于0.0001％，制造成本会大幅上升。因此，S含量可以设为0.0001％以上。另一方面，当S含量超过0.0100％时，热加工性、焊接性和耐蚀性显著地降低。因此，S含量设为0％以上且0.0100％以下。S含量进一步优选为0.0002％以上、或0.0005％以上。另外，S含量优选为0.0080％以下、0.0050％以下、或0.0030％以下。
N：0.0025％以上且0.0100％以下
氮(N)是形成将钢板的内部氧化层改性而使扩孔性提高的AlN的元素。当N含量低于0.0025％时，不能够充分地得到该效果。另一方面，当N超过0.0100％时，放边性显著地降低，另外，焊接时发生气孔。因此，N含量设为0.0025％以上且0.0100％以下。可以将N含量设为0.0030％以上、或0.0035％以上。另外，可以将N含量设为0.0090％以下、0.0085％以下、或0.0080％以下。
O：0％以上且0.0060％以下
氧(O)不是为了解决本实施方式涉及的钢板的课题而不可缺少的元素。另外，O是形成氧化物、损害放边性的元素。因此，可以将O含量设为0％。但是，为了使O含量低于0.0001％，制造成本会大幅上升。因此，可以将O含量设为0.0001％以上。另一方面，若O含量超过0.0060％，则放边性显著地降低。因此，O含量设为0％以上且0.0060％以下。O含量越少越优选，但从制造成本方面出发，优选为0.0005％以上、或0.0010％以上。另外，O含量优选为0.0040％以下、0.0030％以下、或0.0020％以下。
本实施方式涉及的钢板也可以进一步含有以下列举的元素。但是，以下列举的元素不是为了解决本实施方式涉及的钢板的课题而不可缺少的元素。因此，以下列举的元素的下限值均为0％。
Cr：0％以上且0.500％以下
Ni：0％以上且1.000％以下
Cu：0％以上且1.000％以下
铬(Cr)、镍(Ni)和铜(Cu)均是有助于提高强度的元素。因此，可以根据需要含有选自这些元素中的1种以上。
但是，超过0.500％的Cr、超过1.000％的Ni、或超过1.000％的Cu有使酸洗性、焊接性以及热加工性降低之恐。因此，Cr的含量设为0.500％以下，Ni的含量设为1.000％以下，Cu的含量设为1.000％以下。Cr的含量可以为0.400％以下、0.300％以下、或0.100％以下。Ni的含量可以为0.800％以下、0.600％以下、或0.200％以下。Cu的含量可以为0.800％以下、0.600％以下、或0.200％以下。再者，在想要得到上述效果的情况下，含有选自Cr、Ni和Cu中的1种以上，其含量分别优选为0.001％以上，更优选为0.100％以上。
Mo：0％以上且0.500％以下
钼(Mo)与Mn同样地是提高钢的淬火性、有助于强度的提高的元素。因此，可以根据需要含有Mo。但是，若Mo含量超过0.500％，则热加工性降低，生产率有可能降低。因此，Mo含量设为0.500％以下。Mo含量优选为0.400％以下、0.300％以下、或0.100％以下。再者，在想要得到上述效果的情况下，Mo含量优选为0.010％以上，更优选为0.100％以上。
Ti：0％以上且0.200％以下
Nb：0％以上且0.200％以下
V：0％以上且0.500％以下
钛(Ti)、铌(Nb)和钒(V)均是通过析出强化、由抑制晶粒的成长带来的细粒强化和通过抑制再结晶而带来的位错强化而有助于钢板强度的提高的元素。因此，可以根据需要含有选自这些元素中的1种以上。
但是，超过0.200％的Ti、超过0.200％的Nb、或超过0.500％的V有使粗大的碳氮化物析出、使成形性降低之恐。因此，将Ti的含量设为0.200％以下，将Nb的含量设为0.200％以下，将V的含量设为0.500％以下。也可以将Ti含量设为0.180％以下、0.150％以下、或0.100％以下。也可以将Nb含量设为0.180％以下、0.150％以下、或0.100％以下。也可以将V含量设为0.400％以下、0.300％以下、或0.100％以下。再者，在想要得到上述效果的情况下，优选使钢板含有选自0.001％以上的Ti、0.0001％以上的Nb和0.001％以上的V之中的1种以上。
B：0％以上且0.0100％以下
硼(B)是在焊接时偏析于奥氏体晶界，强化晶界，有助于耐熔融金属脆化裂纹性的提高的元素。因此，可以根据需要含有B。但是，当B含量超过0.0100％时，生成碳化物以及氮化物，上述效果饱和，并且，热加工性降低。因此，B含量设为0.0100％以下。B含量优选为0.0080％以下、0.0050％以下、或0.0030％以下。再者，在想要得到上述效果的情况下，B含量优选为0.0001％以上，更优选为0.0005％以上、或0.0008％以上。
W：0％以上且0.100％以下
Ta：0％以上且0.100％以下
Sn：0％以上且0.050％以下
Co：0％以上且0.500％以下
Sb：0％以上且0.050％以下
As：0％以上且0.050％以下
W、Ta、Sn、Co、Sb和As是来源于有时作为钢板的材料使用的废料等而可能混入到本实施方式涉及的钢板中的元素。从材料成本的观点出发，允许这些元素少许地混入。但是，若这些元素为大量，则有损害钢板的各种特性之恐。因此，将W含量设为0.100％以下，将Ta含量设为0.100％以下，将Sn含量设为0.050％以下，将Co含量设为0.500％以下，将Sb含量设为0.050％以下，将As含量设为0.050％以下。
也可以将W含量设为0.080％以下、0.050％以下、或0.030％以下。另外，也可以将W含量设为0.001％以上、0.005％以上、或0.010％以上。
也可以将Ta含量设为0.080％以下、0.050％以下、或0.030％以下。另外，也可以将Ta含量设为0.001％以上、0.005％以上、或0.010％以上。
也可以将Sn含量设为0.040％以下、0.030％以下、或0.010％以下。另外，也可以将Sn含量设为0.001％以上、0.002％以上、或0.005％以上。
也可以将Co含量设为0.400％以下、0.300％以下、或0.100％以下。另外，也可以将Co含量设为0.001％以上、0.010％以上、或0.050％以上。
也可以将Sb含量设为0.040％以下、0.030％以下、或0.010％以下。另外，也可以将Sb含量设为0.001％以上、0.002％以上、或0.005％以上。
也可以将As含量设为0.040％以下、0.030％以下、或0.010％以下。另外，也可以将As含量设为0.001％以上、0.002％以上、或0.005％以上。
Mg：0％以上且0.050％以下
Ca：0％以上且0.040％以下
Y：0％以上且0.050％以下
La：0％以上且0.050％以下
Ce：0％以上且0.050％以下
Zr：0％以上且0.050％以下
钙(Ca)、镁(Mg)、钇(Y)、镧(La)、铈(Ce)和锆(Zr)均是有助于提高成形性的元素。因此，可以根据需要含有选自这些元素中的1种以上。
但是，超过0.050％的Mg、Y、La、Ce或Zr、或超过0.040％的Ca有使酸洗性、焊接性以及热加工性降低之恐。因此，Mg、Y、La、Ce和Zr的含量均设为0.050％以下，Ca的含量设为0.040％以下。Mg、Ca、Y、La、Ce和Zr各自的含量优选为0.035％以下、0.030％以下、或0.010％以下，Ca的含量优选为0.035％以下、0.030％以下、或0.010％以下。再者，在想要得到上述效果的情况下，含有选自Mg、Ca、Y、La、Ce和Zr中的1种以上，其含量分别更优选为0.0001％以上、或0.001％以上。
在本发明的钢板的化学组成中，余量(剩余部分)为Fe以及杂质。在此，所谓“杂质”意指：在工业性地制造钢板时通过矿石、废料等原料、制造工序的各种因素而混入的、在不对本发明造成不良影响的范围内允许的成分。
(B)钢板的板厚1/4部的金属组织
接着，对钢板的板厚1/4部的金属组织进行说明。所谓板厚1/4部是指距板表面为板厚的1/4的深度的位置及其近旁。
在本实施方式涉及的钢板中，板厚1/4部的金属组织包含马氏体和贝氏体中的一者或两者。为了确保钢板的强度，板厚1/4部的这些组织的体积率按合计量计设为50％以上。板厚1/4部的马氏体和贝氏体中的一者或两者的合计体积率也可以为60％以上、65％以上、或70％以上。不需要特别规定这些组织的体积率的上限值。但是，若考虑后述的残余奥氏体的体积率的下限值，则板厚1/4部的马氏体和贝氏体中的一者或两者的合计体积率实质上成为92％以下。也可以将板厚1/4部的马氏体和贝氏体中的一者或两者的合计体积率设为90％以下、85％以下、或80％以下。再者，只要满足上述的要件，则不需要分开地规定马氏体以及贝氏体的体积率。
马氏体可以是新鲜马氏体和回火马氏体中的任何的马氏体。另外，所谓上述的马氏体的体积率是新鲜马氏体和回火马氏体的合计体积率。不需要分开地规定新鲜马氏体以及回火马氏体的体积率。但是，回火马氏体具有进一步提高钢板的扩孔性的效果。因此，板厚1/4部的马氏体的一部分或全部优选为回火马氏体。另外，优选将板厚1/4部的回火马氏体的体积率设为5％以上、8％以上、或10％以上。回火马氏体的体积率的上限值没有特别限定，但如上所述，马氏体和贝氏体的合计体积率的上限值实质上为92％，因此回火马氏体的体积率的上限值也实质上为92％，也可以设为90％以下、85％以下、或80％以下。
在本实施方式涉及的钢板中，板厚1/4部的金属组织还包含残余奥氏体。残余奥氏体通过TRIP效应而使钢板的强度-延展性平衡提高。再者，所谓强度-延展性平衡是采用钢板的抗拉强度与伸长率之积来评价的机械特性。为了得到这些效果，残余奥氏体的体积率设为8％以上。板厚1/4部的残余奥氏体的体积率也可以为8.5％以上、9％以上、或10％以上。板厚1/4部的残余奥氏体的体积率的上限值没有特别限定，但可以设为例如20％、18％、或15％。
本实施方式涉及的钢板的板厚1/4部的金属组织也可以其全部为马氏体、贝氏体和残余奥氏体。即，在板厚1/4部，也可以：马氏体、贝氏体和残余奥氏体的体积率的合计为100％，不存在剩余部分(余量)。另一方面，作为板厚1/4部的金属组织的剩余部分，也可以在钢板中包含铁素体和珠光体中的一者或两者。铁素体以及珠光体的量没有特别限定。但是，若考虑关于马氏体、贝氏体和残余奥氏体的上述要件，则铁素体和珠光体中的一者或两者的合计体积率，在板厚1/4部最大为42％。也可以将板厚1/4部的铁素体和珠光体中的一者或两者的合计体积率设为40％以下、38％以下、或35％以下。再者，由于在金属组织的体积率的评价中AlN被忽略，因此视为AlN不包含在金属组织的剩余部分中。另外，在金属组织的评价中，贝氏体铁素体不是剩余部分中的铁素体，视为上述的贝氏体的一部分。
另外，在本实施方式涉及的钢板中，板厚1/4部的原始奥氏体粒的纵横比的平均值设为5.0以上。所谓原始奥氏体是指在钢板的制造阶段为奥氏体，但最终相变为马氏体和贝氏体等的组织。通过观察最终得到的钢板的金属组织，能够确认作为原始奥氏体的痕迹的原始奥氏体晶界。另一方面，上述的残余奥氏体是指最终在钢板中残留的奥氏体。因此，原始奥氏体和残余奥氏体需要区别。所谓原始奥氏体粒的纵横比，是指近似由原始奥氏体晶界包围的区域(即原始奥氏体粒)的长方形的长径除以短径而得到的值。所谓原始奥氏体粒的纵横比的平均值，是指测定视野中的全部的马氏体粒和贝氏体粒各自的纵横比的平均值。
板厚1/4部的原始奥氏体粒的平均纵横比越大，则钢板的延展性越大，强度-延展性平衡越高。可以将板厚1/4部的原始奥氏体粒的平均纵横比设为5.5以上、6.0以上、或7.0以上。板厚1/4部的原始奥氏体粒的平均纵横比的上限值没有特别规定，但可以设为例如12.0、11.0、10.0、或9.0。
(C)距钢板的表面(板表面)为30μm的深度位置的AlN的个数密度
接着，对距本实施方式涉及的钢板的表面(板表面)为30μm的深度位置的AlN的个数密度进行说明。再者，在钢板包含镀层等的表面处理层的情况下，所谓板表面意指表面处理层与母材钢板的边界面、即母材钢板的表面。
(在距钢板的表面为30μm的深度位置，AlN的个数密度为3000个/mm2以上且小于6000个/mm2)
若距钢板的表面为30μm的深度位置的AlN的个数密度为3000个/mm2以上，则钢板的扩孔率提高。推定为这是因为：AlN发挥钉扎效应，由此使钢板表层的铁素体微细化，抑制了扩孔加工时的裂纹扩展。因此，在本实施方式涉及的钢板中，将距钢板的表面为30μm的深度位置的AlN的个数密度设为3000个/mm2以上。也可以将距钢板的表面为30μm的深度位置的AlN的个数密度设为3200个/mm2以上、3300个/mm2以上、或3500个/mm2以上。
但是，当距钢板的表面为30μm的深度位置的AlN的个数密度过量时，钢板的扩孔性以及强度-延展性平衡受损。推定为这是因为在对钢板施加了应力、变形时，过剩量的AlN促进龟裂的发生。因此，将距钢板的表面为30μm的深度位置的AlN的个数密度设为小于6000个/mm2。也可以将距钢板的表面为30μm的深度位置的AlN的个数密度设为5900个/mm2以下、5800个/mm2以下、或5500个/mm2以下。
(D)钢板的内部氧化层
接着，对本实施方式涉及的钢板的内部氧化层进行说明。所谓内部氧化层是母材的晶界的至少一部分被Si、Mn等的易氧化性元素的氧化物被覆的层。通过晶界被氧化物被覆，在焊接时能够抑制熔融金属向晶界的侵入，并且抑制LME裂纹。
(钢板从板表面起到5.0μm以上的深度具有晶界的至少一部分被氧化物被覆的内部氧化层)
内部氧化层抑制LME裂纹。其原因是因为：在内部氧化层中被覆晶界的至少一部分的内部氧化物，在钢板的焊接时抑制熔融锌向晶界的侵入。但是，若内部氧化层的厚度不足，则抑制LME裂纹的效果变得不充分。因此，在本实施方式涉及的钢板中，需要以从板表面起达到5.0μm以上的深度的方式形成内部氧化层。也可以以从板表面起达到5.5μm以上、5.8μm以上、或6.0μm以上的深度的方式形成内部氧化层。再者，内部氧化层的存在深度的上限值没有特别规定，但可以设为例如8.0μm、7.5μm、或7.0μm。
(在从板表面起直到5.0μm的深度为止的区域中，氧化物的晶界被覆率为60％以上)
内部氧化层中的氧化物的晶界被覆率也影响到耐LME裂纹性。晶界被覆率是上述区域中的被氧化物被覆的晶界的长度相对于晶界的总长的比例(％)。即便从板表面起到5.0μm以上的深度形成有内部氧化层，如果配置于内部氧化层的内部氧化物的量不足，则抑制LME裂纹的效果也不充分。因此，在本实施方式涉及的钢板中，将在从板表面起直到5.0μm的深度为止的区域中的氧化物的晶界被覆率设为60％以上。由此，能够充分地抑制LME裂纹。也可以将在从板表面起直到5.0μm的深度为止的区域中的氧化物的晶界被覆率设为62％以上、65％以上、或70％以上。
氧化物的晶界被覆率的上限值没有特别规定，但例如在从板表面起直到5.0μm的深度为止的区域中，可以将氧化物的晶界被覆率设为80％以下、78％以下、或75％以下。另外，存在内部氧化层从板表面起达到超过5.0μm的深度的情况，但不需要规定内部氧化层的在距离板表面超过5.0μm的深度处的氧化物的晶界被覆率。
(D)钢板的强度
(抗拉强度为980MPa以上)
本实施方式涉及的钢板的抗拉强度为980MPa以上。由此，本实施方式涉及的钢板能够适合地用作为要求高强度的构件、例如汽车构件的材料。抗拉强度可以为1000MPa以上、1020MPa以上、或1050MPa以上。抗拉强度的上限值没有特别规定，但可以设为例如1300MPa以下。
本实施方式涉及的钢板，也可以进一步具有镀锌层或合金化热浸镀锌层。这些镀层使钢板的耐蚀性提高。另外，由于本实施方式涉及的钢板具有内部氧化层，因此即便在钢板的表面配置有镀锌层或热浸镀锌层，也极难产生LME裂纹。
但是，本实施方式涉及的钢板也可以是不具有镀锌层或合金化热浸镀锌层的钢板。LME裂纹，不仅在具有镀锌层或合金化热浸镀锌层的钢板中发生，在以与镀锌层或合金化热浸镀锌层接触的方式重叠并焊接的无镀层钢板中也发生。因此，本实施方式涉及的钢板，即使在不具有镀锌层或合金化热浸镀锌层的情况下也能够发挥其效果。
接着，以下对测定上述钢板的特征的方法进行详细说明。
钢板的化学组成的评价需要在钢板的将内部氧化层除外的区域中进行。这是因为：在内部氧化层中，有时起因于氧化和脱碳，化学组成变化。因此，钢板的化学组成，在以板厚1/4为中心的板厚1/8～3/8的范围中测定。除了测定位置以外的化学组成评价条件没有特别限定，能够适当使用公知的方法。在成为钢板的材料的板坯的化学组成已知的情况下，也可以将板坯的化学组成视为钢板的化学组成。
板厚1/4部的马氏体的量(体积率)采用以下的步骤求出。用Lepara液腐蚀试样的观察面。然后，在以板厚1/4为中心的板厚1/8～3/8的范围内对100μm×100μm的区域使用FE-SEM(场发射型扫描型电子显微镜(Field Emission Scanning Electron Microscope))以3000倍的倍率进行观察。观察在5处进行实施。由于在Lepara腐蚀中，马氏体和残余奥氏体未被腐蚀，因此未被腐蚀的区域的面积率是马氏体和残余奥氏体的合计面积率。另外，马氏体和残余奥氏体的合计面积率能够视为它们的合计体积率。从该未被腐蚀的区域的面积率(即体积率)减去采用后述的方法测定出的残余奥氏体的体积率，从而算出各观察视野中的马氏体的体积率。然后，将5处观察视野各自中的马氏体体积率的平均值视为钢板的板厚1/4部的马氏体量。
板厚1/4部的回火马氏体的量(体积率)采用以下的步骤求出。用硝酸乙醇(Nital)试剂对试样的观察面进行腐蚀。然后，在以板厚1/4为中心的板厚1/8～3/8的范围内对100μm×100μm的区域使用FE-SEM以3000倍的倍率进行观察。观察在5处进行实施。能够根据组织内部所含的渗碳体的位置和渗碳体的排列来判别视野中所含的晶粒是否为回火马氏体。具体而言，在回火马氏体中，在马氏体板条的内部存在渗碳体，但马氏体板条和渗碳体的结晶取向有2种以上，渗碳体具有多种变体(variant)，因此能够鉴定回火马氏体。求出其面积率，将5处的观察视野各自中的回火马氏体体积率的平均值视为钢板的板厚1/4部的回火马氏体量。
板厚1/4部的贝氏体的量(体积率)采用以下的步骤求出。
用硝酸乙醇试剂对试样的观察面进行腐蚀。然后，在以板厚1/4为中心的板厚1/8～3/8的范围内对100μm×100μm的区域使用FE-SEM以3000倍的倍率进行观察。观察在5处进行实施。作为贝氏体的存在状态，有在板条状的贝氏体铁素体的界面存在渗碳体或残余奥氏体的情况、在板条状的贝氏体铁素体的内部存在渗碳体的情况。在板条状的贝氏体铁素体的界面存在渗碳体或残余奥氏体的情况下，由于知道贝氏体铁素体的界面，因此能够鉴定贝氏体。另外，在板条状的贝氏体铁素体的内部存在渗碳体的情况下，贝氏体铁素体与渗碳体的结晶取向关系为1种，渗碳体具有相同的变体，因此能够鉴定贝氏体。求出其面积率，将5处的观察视野各自中的贝氏体体积率的平均值视为钢板的板厚1/4部的贝氏体量。
残余奥氏体的体积率，能够通过使用X射线衍射装置的测定来算出。在使用X射线衍射装置的测定中，首先，通过机械研磨和化学研磨除去从试样的板面(轧制面)起直到板厚的1/4的深度的面为止的区域。接着，在板厚t的1/4的深度的面中，作为特性X射线使用MoKα射线，来求出bcc相的(200)、(211)和fcc相的(200)、(220)、(311)的衍射峰的积分强度比，能够基于这些积分强度比算出残余奥氏体的体积率。
另外，在确定了上述马氏体量的观察视野中，为了区别马氏体粒和残余奥氏体粒，进行基于背散射电子的结晶取向解析(SEM-EBSD)。首先，以能够观察板厚截面的组织的方式从钢板制取显微组织观察用的样品。接着，将作为样品的钢板1包埋于树脂R中。在制取后的样品中，对与轧制方向平行且相对于板厚垂直的面实施使用刚砂纸的湿式研磨，进而实施使用平均直径为1μm的金刚石磨粒的抛光研磨，将观察面精加工成镜面。接着，为了除去因前述的机械研磨而导入到研磨面的应变，使用以醇为溶剂的悬浮液实施胶体二氧化硅研磨。再者，在胶体二氧化硅研磨中，若在研磨时载荷的负荷提高，则也有时会进一步导入应变，因此在研磨时抑制载荷是重要的。因此，在使用胶体二氧化硅的研磨中，可以使用标乐(BUEHLER)公司制的バイブロメット2，在输出40％的设定下实施1小时的自动研磨。
通过SEM-EBSD对在采用上述步骤制备的样品中确定了上述马氏体量的5个观察视野进行观察，取得F.C.C.-铁的结晶取向数据。观察的倍率设为3000倍。另外，测定的间隔(STEP)设为0.01～0.1μm的倍率，可以选择0.05μm。在该测定条件下得到的F.C.C.-铁的结晶取向MAP数据中，将可靠值(CI值)小于0.1的区域除外，将由结晶取向差为15°以上的边界包围的区域作为残余奥氏体粒。另外，也能够根据被确定了的残余奥氏体粒、和通过上述的5处的组织观察确定了的马氏体和残余奥氏体的组织粒，来确定马氏体的组织粒。
板厚1/4部的原始奥氏体粒的纵横比的平均值采用以下的步骤求出。首先，测定通过上述的5处的组织观察而确定的各马氏体和贝氏体的组织粒各自的面积。接着，确定包含各马氏体和贝氏体的原始奥氏体晶界，测定该原始奥氏体晶界的长径。在此，所谓长径是指将原始奥氏体晶界的周上的两点连结的线段的最大长度。接着，在各原始奥氏体粒中被各原始奥氏体晶界包含的马氏体和贝氏体的面积的合计值除以长径而得到的值视为各原始奥氏体的短径。最后，在5处的观察视野的全部中所包含的各原始奥氏体粒中，算出长径相对于短径之比、即纵横比，求出其平均值。
距钢板的表面为30μm的深度位置的AlN的个数密度，采用以下的步骤进行测定。首先，以沿着轧制方向的方式相对于板表面垂直地切断钢板。接着，从距钢板的表面为30μm的深度位置A，通过FIB(Focused Ion Beam(聚焦离子束))加工来制取能够观察10μm×10μm的区域的样品，制作10个厚度为100nm以上且300nm以下的薄膜试样。然后，对于深度位置A的试样，使用场发射型透射电子显微镜和其中的EDS(能量分散型X射线分析)，在10μm×10μm的范围内在9000倍的倍率下制作出薄膜试样的Al和N的元素映射。由于在AlN析出了的场所，与未析出的场所相比，Al和N的检出数显著变高，因此将Al和N的检出数高的区域判断为AlN。计数在10个薄膜试样的全部中所含的AlN的个数，能够通过该个数除以观察面积的合计来求出在位置A处的AlN的个数密度。
内部氧化层的存在深度、以及内部氧化层中的氧化物对晶界的被覆率，采用以下的方法求出。在组织的观察中使用扫描型电子显微镜(SEM)和基于背散射电子的结晶取向解析(SEM-EBSD)。首先，以能够观察板厚截面的组织的方式从钢板制取显微组织观察用的样品。接着，将作为样品的钢板1包埋于树脂R中。在制取后的样品中，对与轧制方向平行且相对于板厚垂直的面实施使用刚砂纸的湿式研磨，进而实施使用平均直径为1μm的金刚石磨粒的抛光研磨，将观察面精加工成镜面。接着，为了除去因前述的机械研磨而导入到研磨面的应变，使用以醇为溶剂的悬浮液实施胶体二氧化硅研磨。再者，在胶体二氧化硅研磨中，若在研磨时载荷的负荷提高，则也有时会进一步导入应变，因此在研磨时抑制载荷是重要的。因此，在使用胶体二氧化硅的研磨中，可以使用BUEHLER公司制的バイブロメット2，在输出40％的设定下实施1小时的自动研磨。但是，若在除去因机械研磨导入的应变的过程中应用电解研磨或化学蚀刻等，则氧化物溶解，因此在观察中不能够捕捉存在于晶界上的氧化物的实际状态。另外，在实施以水为溶剂的研磨的情况下也需要同样的注意，水溶性的氧化物在以水为溶剂的研磨的途中溶解，变得不能够观察到晶界上的内部氧化物。因此，在研磨的精加工工序中，需要采用不包含上述的步骤的工序。
通过SEM以及SEM-EBSD观察采用上述的步骤制备的样品的表层。观察的倍率，选择1000～9000倍之中的、显微组织中的铁素体的晶粒数包含有10个以上的倍率，例如设为3000倍。
首先，在图2A中所示的SEM的反射电子像中，确认存在于晶界13的氧化物、即晶界氧化物12。在反射电子像中，色调根据原子序数(或质量)而变化，因此能够容易地区别晶界氧化物12和钢铁组织。而且，在反射电子像的组织观察中，例如，在以将原子序数(或质量)小的状态用“黑的色调”表示的方式进行了设定的情况下，质量相对于铁小的氧化物会用黑的色调表示在观察图像中(参照图2A)。能够通过测定该观察图像中所包含的晶界氧化物12从钢板1的表面、即板表面11起达到多少深度，来求出内部氧化层的厚度。在观察视野的一部分中，晶界氧化物12从板表面11起达到5.0μm以上的深度的情况下，该钢板1被视为是从板表面11起到5.0μm以上的深度具有晶界13的至少一部分被氧化物被覆的内部氧化层的钢板。另外，为了接下来的晶界被覆率的测定，在该观察条件下拍摄5个视野的钢板1的表层的组织，预先确认晶界氧化物12的存在状态。
接着，在与采用上述的SEM-反射电子像观察的视野相同的位置，采用SEM-EBSD取得B.C.C.-铁的结晶取向数据。测定的倍率，选择1000～9000倍之中的任意的倍率，例如可以设为与前述的SEM-反射电子像的观察相同的倍率。另外，测定的间隔(STEP)设为0.01～0.1μm的倍率，可以选择0.05μm。
在该测定条件下得到的B.C.C.-铁的结晶取向MAP数据中，将可靠值(CI值)小于0.1的区域除外，将结晶取向差为15°以上的边界作为晶界13。再者，所谓CI值是作为在解析软件中所示的结晶取向决定的可靠性的指标的数值，一般地，当该值小于0.1时被视为可靠性低。
在铁素体的晶界13存在氧化物的情况下，不能够得到B.C.C.-铁的结晶取向数据，因此在与邻接的晶粒之间会较多地存在CI值小于0.1的区域。在该情况下，虽然不能够明确地确认晶界13，但是对于邻接的铁素体的晶粒的取向差为15°以上的边界而言，以从CI值小于0.1的区域的中心通过的方式在MAP上描绘晶界。
在采用以上的步骤得到的铁素体的晶界MAP(参照图2B)中，如图2C所示，测定被氧化物被覆的晶界即被覆晶界14的长度。接着，如图2D所示，测定未被氧化物被覆的晶界即非被覆晶界15的长度。然后，通过所得到的被覆晶界14的长度除以全部的晶界的长度来算出晶界被覆率(％)。
钢板的抗拉强度，通过从钢板在相对于轧制方向垂直的方向上制取JIS Z 2201：1998中所记载的JIS5号拉伸试样，并按照JIS Z 2241：2011进行拉伸试验来测定。
接着，对本实施方式涉及的钢板的制造方法的适宜的一例进行说明。根据该制造方法，能够得到本实施方式涉及的钢板。但是，以下说明的制造方法并不限定本实施方式涉及的钢板的范围。满足上述的要件的钢板，不管其制造方法，都被视为本实施方式涉及的钢板。
本实施方式涉及的钢板的制造方法，具有：使用垂直弯曲型连续铸造机对具有本实施方式涉及的钢板的成分的钢液进行连续铸造而得到板坯的工序；对板坯进行热轧而得到钢板的工序；卷取热轧后的钢板的工序；对卷取后的钢板进行冷轧的工序；以及，对冷轧后的钢板进行退火的工序。在连续铸造中，将对板坯施加的弯曲应变设为0.5～2.0％，并且，将板坯被弯曲的期间的板坯的平均冷却速度设为0.5～10℃/秒。在热轧中，将精轧结束温度设为850℃以上。在卷取中，将钢板的卷取温度设为500℃以下。在冷轧中，将钢板的冷轧率设为0～20％。在退火中，将钢板在氧势为-1.50以上的气氛中加热至(Ac3点-100)℃以上且900℃以下的温度范围，接着，以10～50℃/秒的平均冷却速度冷却至(Ms点-100)℃以上且Bs点以下的温度范围，进而，在(Ms点-100)℃以上且Bs点以下的温度范围中保持10～600秒。
首先，对钢液进行连续铸造而得到板坯。在此，一边对板坯施加适当的弯曲应变一边对板坯进行冷却。本发明人发现：施加于板坯的弯曲应变促进在板坯的表面中的AlN的析出。在板坯表面析出的AlN，在轧制板坯而得到的钢板的表面残存，并在后述的退火中将钢板的表面改性。在此，所谓“弯曲应变”是表示板材的弯曲变形的程度的一般的参数，是在永田修次等人编著的“从基础了解的塑性加工(修订版)”(基礎からわかる塑性加工(改訂版))”p74～75、コロナ公司、1997年中所说明的、板厚1/4部的应变ε。能够采用该文献中记载的下述式算出连续铸造中的应变ε。
ε＝(r-Rn)/(Rn)＝y/Rn
所谓Rn是铸坯的中性面的曲率半径，在连续铸造中是连续铸造装置的弯曲半径。所谓r是从中性面离开y的面的曲率半径。在计算板厚1/4部的应变ε时，只要将铸坯的板厚除以2而得到的值代入到y即可。
以下说明连续铸造的具体条件。首先，使用垂直弯曲型连续铸造机实施连续铸造。在垂直弯曲型的连续铸造中，通过将钢液一边在垂直方向上拉拔一边利用多列的冷却段(segment)进行冷却，来使其凝固。钢液的凝固完了后，将板坯向水平方向弯曲，使用辊向水平方向引导。此时，将板坯的弯曲应变设为0.5～2.0％，并且，将板坯被弯曲的期间的板坯的平均冷却速度设为0.5～10℃/秒。所谓板坯被弯曲的期间的板坯的平均冷却速度是在开始弯曲板坯的时间点下的板坯的表面温度与在结束弯曲板坯的时间点下的板坯的表面温度之差除以弯曲的时间而得到的值。
在弯曲板坯时，对板坯的一个面施加拉伸应变，并对其另一面施加压缩应变。在一边以规定的冷却速度冷却板坯一边弯曲板坯的情况下，拉伸应变和压缩应变均促进板坯的AlN的析出。在上述的条件下制造的板坯，AlN的核生成被促进而形成微细的AlN，在其表层具有多数的AlN。但是，若板坯被弯曲的期间的板坯的平均冷却速度过量、或板坯的弯曲应变过量，则距钢板的表面为30μm的深度位置的AlN的个数密度变得过量，延展性和扩孔性受损。
接着，对板坯进行热轧而得到钢板。热轧时，将精轧结束温度、即钢板从热轧机的最终道次出来时的钢板的表面温度设为850℃以上。由此，使热轧后的钢板的组织成为针状组织。通过对具有针状组织的钢板进行退火，能够使退火后的钢板的原始奥氏体粒的纵横比增大。
接着，卷取热轧后的钢板。卷取温度设为500℃以下。由此，将热轧后的钢板的组织仍以针状组织的状态保持。当卷取温度过高时，在被卷取了的钢板中生成纵横比小的铁素体和/或珠光体，针状组织在钢板中所占的比例减少。通过对具有针状组织的钢板进行退火，能够使退火后的钢板的原始奥氏体粒的纵横比增大。
也可以对被卷取了的钢板进行冷轧。但是，将冷轧率设为20％以下。原因是因为，在以高的冷轧率冷轧了的钢板中含有大量的位错。若为了退火而对位错量多的钢板进行加热，则位错促进钢板的组织的再结晶，针状组织在钢板中所占的比例减少。因此，在本实施方式涉及的钢板的制造方法中，将冷轧率限制在20％以下，防止向钢板导入过剩量的位错，使退火后的钢板的原始奥氏体粒的纵横比增大。再者，冷轧率越小越优选。在本实施方式涉及的钢板的制造方法中也允许省略冷轧、即将冷轧率设为0％。
接着，对冷轧后的钢板进行退火。如上所述，钢板也可以不被冷轧，但为了方便起见，将被退火的钢板表述为“冷轧后的钢板”。在退火中，对钢板进行加热，接着进行冷却。在钢板的加热时，在钢板的表面形成内部氧化层，在钢板的冷却时，控制钢板的金属组织。
钢板的加热进行到(Ac3点-100)℃以上且900℃以下的温度范围。在此，将加热钢板的气氛的氧势设为-1.50以上。优选将氧势设为-1.25以上、-1.00以上、或-0.75以上。由此，能够形成为了防止LME而具有充分的厚度和氧化物的内部氧化层。再者，加热钢板的气氛的氧势是指气氛中的水蒸气分压PH2O除以氢分压PH2而得到的值的常用对数、即log10(PH2O/PH2)。
若在这样的气氛中对通常的钢板进行加热，则钢板的表层被脱碳，在其中生成粗大的铁素体，钢板的扩孔性受损。然而，在本实施方式涉及的钢板的制造方法中，在加热前的钢板的表层析出有多数的AlN。这些AlN发挥钉扎效应，抑制钢板的表层中的晶粒的粗大化，使钢板的扩孔性提高。
另外，若在上述的气氛中对钢板进行加热，则钢板的均匀伸长率进一步提高。所谓均匀伸长率是在拉伸试验中试样平行部大致均匀地变形的永久伸长率的界限值(极限值)。均匀伸长率提高的原因尚不明确，但本发明人推定为可能是因为当在上述的气氛中加热钢板时，Al偏析于其表层的晶界，AlN粗大化。钢板的均匀伸长率优选为5％以上且22％以下。更优选的下限值为7％以上、或10％以上，更优选的上限值为20％以下、或18％以下。
再者，Ac3点采用下述式求出。
Ac3(℃)＝910-203×C1/2+44.7×Si-30×Mn+700×P-20×Cu-15.2×Ni-11×Cr+31.5×Mo+400×Ti+104×V+120×Al
在此，C、Si、Mn、P、Cu、Ni、Cr、Mo、Ti、V和Al是板坯中所含的各元素的含量[质量％]。
接着，将钢板以平均冷却速度10～50℃/秒冷却至处于(Ms点-100)℃以上且Bs点以下的温度范围的冷却停止温度，进而，在该温度范围中保持钢板的温度。在(Ms点-100)℃以上且Bs点以下的温度范围中的钢板的保持时间设为10～600秒。
所谓Ms点是在淬火的冷却中开始生成马氏体的温度。在本实施方式所涉及的制造方法中，将采用以下的数学式算出的值视为Ms点。
Ms＝541-474×C/(1-Sα/100)-15×Si-35×Mn-17×Cr-17×Ni+19×Al
所谓Bs点是在淬火后的冷却中贝氏体相变开始的温度。在本实施方式的制造方法中，将采用以下的数学式算出的值视为Bs点。
Bs＝820-290×C/(1-Sα)-37×Si-90×Mn-65×Cr-50×Ni+70×Al
在此，Ms计算式和Bs计算式中所包含的元素符号表示钢板中所包含的各元素的量(单位为质量％)。式中所包含的符号Sα是在用于淬火的加热结束的时间点下的钢板的铁素体分率(单位为体积％)。
再者，求出制造中的钢板的铁素体的面积率是困难的。因此，事先准备经过了与实际的钢板的制造过程同样的温度过程(温度履历)的钢板，求出该钢板的钢板中心部的铁素体的面积率，将该铁素体的面积率用于Ms和Bs的计算。钢板的铁素体分率大致依赖于用于淬火的加热温度。因此，在研究冷却条件时，首先确定冷却以前的工序的制造条件，在该制造条件下制造钢板，测定其铁素体分率，由此能够确定Sα。
再者，铁素体的面积率能够如以下那样求出。首先，制取具有与钢板的轧制方向平行的板厚截面的试样，将该截面作为观察面。将该观察面之中的、以距钢板表面为板厚的1/4的位置为中心的100μm×100μm的区域作为观察区域。通过利用扫描型电子显微镜并设为3000倍来对该观察区域进行观察而观察到的电子通道衬度像，是将晶粒的结晶取向差作为对比度的差显示的像。在该电子通道衬度像中，均一的衬度的部分为铁素体。然后，采用点计数法(依据ASTM E562)算出这样鉴定的铁素体的面积率。
所谓平均冷却速度是在开始冷却的时间点下的钢板的表面温度与结束冷却的时间点下的钢板的表面温度(即，冷却停止温度)之差除以冷却时间而得到的值。例如，在退火以及后述的温度保持使用炉来进行的情况下，所谓开始冷却的时间点是钢板从退火用的炉取出的时间点，所谓结束冷却的时间点是钢板被装入到温度保持用的炉中的时间点。
所谓在(Ms点-100)℃以上且Bs点以下的温度范围中的保持时间，意指钢板的表面温度处于该温度范围内的时间。在该温度范围内，钢板的温度也可以变动。
通过将钢板的平均冷却速度设为10～50℃/秒，能够在钢板中生成充分的量的马氏体和/或贝氏体。通过将钢板的冷却停止温度设在(Ms点-100)℃以上且Bs点以下的温度范围内，能够在接下来的温度保持中生成充分的量的残余奥氏体。另外，通过将在(Ms点-100)℃以上且Bs点以下的温度范围中的钢板的保持时间设为10～600秒，能够生成充分的量的残余奥氏体，并且防止钢板的抗拉强度的降低。
再者，钢板的冷却停止温度优选为(Ms点-100)℃以上且350℃以下，更优选为(Ms点-100)℃以上且348℃以下，进一步优选为(Ms点-100)℃以上且Ms点以下。由此，能够使退火结束后的钢板中所含的马氏体的一部分或全部成为回火马氏体，进一步提高其扩孔性。
钢板的制造方法也可以进一步具备对退火后的钢板进行镀锌而得到热浸镀锌钢板的工序。另外，钢板的制造方法也可以进一步具备对热浸镀锌钢板进行合金化处理而得到合金化热浸镀锌钢板的工序。在该情况下，能够利用在热浸镀锌以及合金化时施加于钢板的热来进行上述的钢板的温度保持。
实施例
通过实施例更具体地说明本发明的一方式的效果。但是，实施例中的条件只不过是为了确认本发明的可实施性以及效果而采用的一条件例。本发明并不限定于该一条件例。只要不脱离本发明的主旨而实现本发明的目的，则本发明能够采用各种的条件。
经过以下工序而制造出各种钢板，所述工序是：使用垂直弯曲型连续铸造机对钢液进行连续铸造而得到板坯的工序；对板坯进行热轧而得到钢板的工序；对热轧后的钢板进行卷取的工序；对卷取后的钢板进行冷轧的工序；以及，对冷轧后的钢板进行退火的工序。对这些钢板进行各种评价。将钢板的成分示于表1-1和表1-2。将钢板的制造条件示于表2-1～表2-3。将钢板的评价结果示于表3-1和表3-2。再者，不论在哪种钢板中，板厚1/4部的金属组织的剩余部分都为铁素体和/或珠光体。另外，在例1～10的表面设置了热浸镀锌层，在例11～20的表面设置了合金化热浸镀锌层。
在这些表中，对发明范围外的值、以及不满足是否合格的基准的值附加了下划线。另外，合金成分的余量(剩余部分)为铁以及杂质。在表1-1和表1-2中，空白的格子意指没有有意地添加与其对应的元素。
钢板的板厚1/4部的马氏体和贝氏体的合计量(体积率)、以及残余奥氏体的量(体积率)、钢板的板厚1/4部的原始奥氏体粒的纵横比、距钢板的表面为30μm的深度位置的AlN的个数密度、内部氧化层的存在深度、内部氧化层中的晶界被覆率、以及抗拉强度的评价方法如上所述。这些以外的特性采用以下叙述的步骤进行评价。
关于钢板的伸长率，以与轧制方向垂直的方向和试样的长度方向一致的方式从钢板制取日本工业标准JIS5号试样，依据JIS Z 2241(2011)对该试样进行拉伸试验而求出。将通过该试验而得到的总伸长率视为钢板的伸长率。
关于钢板的扩孔率，将钢板切断为100mm×100mm，依据JIS Z 2256(2010)对该试样进行扩孔试验而求出。
钢板的抗拉强度TS与伸长率El之积即TS×El为15000MPa·％以上的钢板，判断为强度-延展性平衡优异的钢板。伸长率El与扩孔率λ之积El×λ为400％·％以上的钢板，判断为扩孔性优异的钢板。
钢板的均匀伸长率通过进行拉伸试验而得到。依据JIS Z 2241(2011)来制作13B号试样，使拉伸轴为钢板的轧制方向，来进行拉伸试验。使拉伸轴为钢板的轧制方向，从在板宽度方向上距板宽度方向端部为板宽度的1/4的位置、在板宽度方向上距板宽度方向端部为板宽度的1/2的位置、以及在板宽度方向上距板宽度方向端部为板宽度的3/4的位置制取拉伸试样。通过算出由这3个拉伸试样得到的均匀伸长率的平均值而求出均匀伸长率。
钢板的耐LME性采用以下的步骤进行评价。图3A表示将2张钢板进行点焊的方式，图3B表示将2张钢板进行点焊时的电流控制的方式。图3B的曲线图的纵轴I是电流值，横轴t是时间。将钢板1d和钢板1e重叠，用一对电极4a、4b进行点焊。焊接条件如下。
电极4a、4b：Cr-Cu制的DR型电极，顶端外径：8mm，R：40mm
加压压力P：450kg
电极的倾斜角(电极中心线5与垂直线6构成的角)θ：3°
上坡(upslope)：无
第1通电时间t1：0.2秒
无通电期间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
再者，将合金化热浸镀锌钢板总是用于图3的钢板1d，将评价对象的钢板设为1e，将这2张重叠并进行点焊，通过截面观察来评价1e侧的钢板的LME的发生状况。
在此，对于表中所示的钢板的一部分未实施镀覆。但是，即使在钢板不具有镀层的情况下，1e侧的钢板的表面也与钢板1d的实施了镀锌的表面接触，因此即使在1e侧的钢板是表面未实施镀锌的冷轧钢板的情况下，也能够评价耐熔融金属脆化裂纹性。
关于LME的方式，对包含熔核的中心的钢板截面进行研磨，采用与上述同样的方法进行SEM观察，评价钢板间的内裂纹3a、钢板与点焊电极的接触部的外裂纹3b、以及不与该电极直接接触的钢板部分的外裂纹3c这3处的裂纹的有无。
表1-1
No. C Si Mn P S N Al
A 0.199 1.20 2.7 0.0273 0.0063 0.0073 0.33
B 0.160 0.34 2.4 0.0024 0.0009 0.0061 1.62
C 0.276 0.96 1.7 0.0045 0.0082 0.0035 0.53
D 0.183 1.31 1.8 0.0017 0.0008 0.0043 0.86
E 0.169 1.72 3.1 0.0024 0.0028 0.0088 1.40
F 0.259 0.78 3.4 0.0047 0.0016 0.0082 1.03
G 0.247 1.51 2.9 0.0096 0.0006 0.0030 1.20
H 0.298 0.33 3.9 0.0338 0.0006 0.0050 1.95
I 0.230 0.52 2.1 0.0062 0.0005 0.0098 0.75
J 0.215 0.70 3.6 0.0028 0.0008 0.0066 1.77
K 0.221 1.77 1.9 0.0063 0.0009 0.0097 1.08
L 0.264 1.38 2.4 0.0040 0.0081 0.0088 0.53
M 0.278 1.97 2.9 0.0269 0.0009 0.0066 0.80
N 0.174 1.53 2.2 0.0023 0.0009 0.0051 0.92
O 0.200 0.99 2.6 0.0026 0.0009 0.0045 1.41
P 0.250 1.88 3.6 0.0022 0.0012 0.0030 0.36
Q 0.297 0.56 3.1 0.0039 0.0026 0.0072 1.57
R 0.189 0.35 3.9 0.0335 0.0009 0.0035 1.20
S 0.232 0.39 1.6 0.0034 0.0068 0.0080 0.91
T 0.159 0.35 3.3 0.0092 0.0009 0.0059 0.73
U 0.147 1.97 3.5 0.0044 0.0081 0.0033 1.25
V 0.303 0.79 3.5 0.0050 0.0053 0.0028 0.51
W 0.258 1.59 1.4 0.0042 0.0008 0.0029 0.63
X 0.189 0.32 1.9 0.0342 0.0014 0.0023 1.38
Y 0.158 0.41 3.2 0.0029 0.0008 0.0102 1.37
Z 0.221 0.61 2.1 0.0046 0.0024 0.0032 0.23
AA 0.245 0.96 2.7 0.0308 0.0006 0.0047 2.05
表1-2
No. B Ti Nb V Mo Cr Co Ni Cu
A
B
C
D
E
F
G
H
I
J
K 0.0028 0.017
L 0.044 0.138 0.264
M 0.015 0.057 0.496 0.109
N 0.047 0.017 0.339
O 0.039 0.653
P
Q 0.038 0.034
R 0.0014 0.034
S 0.008 0.031 0.052
T
U 0.024 0.057 0.049
V 0.019 0.016 0.089
W 0.0012 0.038 0.067 0.111
X
Y
Z
AA
表1-3
No. 0 W Ta Sn Sb As Mg Ca Y Zr La Ce Ac3
A 851
B 968
C 862
D 932
E 980
F 866
G 940
H 955
I 867
J 954
K 977
L 862
M 909
N 994
O 947
P 0.0047 0.002 0.004 0.013 0.004 0.004 829
Q 0.007 0.009 0.008 0.033 0.006 0.005 923
R 0.004 0.004 0.002 901
S 0.0008 0.003 0.002 0.014 0.005 902
T 0.005 0.003 0.005 0.006 0.012 840
U 967
V 0.0051 0.003 0.003 0.025 0.006 0.012 810
W 0.004 0.042 0.021 0.005 0.003 0.004 928
X 969
Y 918
Z 810
AA 1039
表2-1
Figure BDA0004145647710000331
表2-2
Figure BDA0004145647710000341
表3-1
Figure BDA0004145647710000351
表3-2
Figure BDA0004145647710000361
处于本发明的范围内的实施例1～33，在强度-延展性平衡方面优异，能够抑制LME，而且具有高的扩孔性。另一方面，在本发明的范围外的比较例34～54，1个以上的评价项目不合格。
比较例34(成分No.U)，C含量不足。因此，在比较例34中，抗拉强度不足。
比较例35(成分No.V)，C含量过量。因此，在比较例35中，抗拉强度、TS×El、以及El×λ不足。
比较例36(成分No.W)，Mn含量不足。因此，在比较例36中，贝氏体和马氏体的合计量不足，而且，抗拉强度不足。
比较例37(成分No.X)，N含量不足，因此距钢板的表面为30μm的深度位置的AlN的个数密度不足。因此，在比较例37中，耐LME性不足。
比较例38(成分No.Y)，N含量过量。因此，在比较例38中，El×λ不足。
比较例39(成分No.Z)，Al含量不足，因此距钢板的表面为30μm的深度位置的AlN的个数密度不足。因此，在比较例39中，耐LME性不足。
比较例40(成分No.AA)，Al含量过量。因此，在比较例40中，发生板坯裂纹，不能够制造钢板。
在比较例41中，距钢板的表面为30μm的深度位置的AlN的个数密度不足。因此，在比较例41中，El×λ不足。推定为这是因为连续铸造时的冷却速度不足。
在比较例42中，距钢板的表面为30μm的深度位置的AlN的个数密度过量。因此，在比较例42中，El×λ不足。推定为这是因为连续铸造时的冷却速度过量。
在比较例43中，距钢板的表面为30μm的深度位置的AlN的个数密度不足。因此，在比较例43中，El×λ不足。推定为这是因为连续铸造时的板坯的弯曲应变不足。
在比较例44中，距钢板的表面为30μm的深度位置的AlN的个数密度过量。因此，在比较例42中，El×λ不足。推定为这是因为连续铸造时的弯曲应变过量。
在比较例45中，钢板的板厚1/4部的原始奥氏体粒的纵横比小。因此，比较例45中，TS×El不足。推定为这是因为精轧结束温度过低，退火前的钢板的组织形状变得不适当。
在比较例46中，钢板的板厚1/4部的原始奥氏体粒的纵横比小。因此，在比较例46中，TS×El不足。推定为这是因为卷取温度过高，在退火前的钢板中产生铁素体和珠光体，其组织形状变得不适当。
在比较例47中，钢板的板厚1/4部的原始奥氏体粒的纵横比小。因此，在比较例47中，TS×El不足。推定为这是因为冷轧率过高，退火前的钢板的位错密度变得过量，在用于退火的升温时促进了再结晶。
在比较例48中，钢板的板厚1/4部的马氏体和贝氏体的合计量不足。因此，在比较例48中，抗拉强度不足。推定为这是因为退火时的加热温度不足，不能够淬火。
在比较例49中，内部氧化层没有从板表面起达到5.0μm以上的深度，而且，氧化物的晶界被覆率不足。因此，在比较例49中，耐LME性不足。推定为这是因为退火时的氧势不足。
在比较例50中，钢板的板厚1/4部的马氏体和贝氏体的合计量不足。因此，在比较例50中，抗拉强度不足。推定为这是因为退火时的冷却速度不足，不能够淬火。
在比较例51中，钢板的板厚1/4部的残余奥氏体的量不足。因此，在比较例51中，TS×El不足。推定为这是因为冷却停止温度过低。
在比较例52中，钢板的板厚1/4部的残余奥氏体的量不足。因此，在比较例52中，TS×El不足。推定为这是因为在(Ms点-100)℃以上且Bs点以下的温度范围中的停留时间过短。
在比较例53中，钢板的抗拉强度不足。推定为这是因为在(Ms点-100)℃以上且Bs点以下的温度范围中的停留时间过长，钢板被过度地回火。
附图标记说明
1 钢板
11 板表面
12 晶界氧化物
13 晶界
14 被覆晶界
15 非被覆晶界
R 树脂
1a、1b、1c、1d、1e 钢板
2 熔核
3a 内裂纹
3b 外裂纹
3c 外裂纹
4a 电极
4b 电极
5 电极中心线
6 垂直线

Claims (3)

1.一种钢板，作为化学组成以质量％计包含C：0.150％以上且0.300％以下、
Si：0.30％以上且2.50％以下、
Mn：1.50％以上且4.00％以下、
Al：0.30％以上且2.00％以下、
P：0％以上且0.0400％以下、
S：0％以上且0.0100％以下、
N：0.0025％以上且0.0100％以下、
O：0％以上且0.0060％以下、
Cr：0％以上且0.500％以下、
Ni：0％以上且1.000％以下、
Cu：0％以上且1.000％以下、
Mo：0％以上且0.500％以下、
Ti：0％以上且0.200％以下、
Nb：0％以上且0.200％以下、
V：0％以上且0.500％以下、
B：0％以上且0.0100％以下、
W：0％以上且0.100％以下、
Ta：0％以上且0.100％以下、
Sn：0％以上且0.050％以下、
Co：0％以上且0.500％以下、
Sb：0％以上且0.050％以下、
As：0％以上且0.050％以下、
Mg：0％以上且0.050％以下、
Ca：0％以上且0.040％以下、
Y：0％以上且0.050％以下、
La：0％以上且0.050％以下、
Ce：0％以上且0.050％以下、和
Zr：0％以上且0.050％以下，
余量包含Fe以及杂质，
板厚1/4部的金属组织以体积率计包含合计为50％以上的马氏体和贝氏体中的一者或两者、以及8％以上的残余奥氏体，余量为铁素体和珠光体中的一者或两者，
在所述板厚1/4部，原始奥氏体粒的纵横比的平均值为5.0以上，
在距板表面为30μm的深度位置，AlN的个数密度为3000个/mm2以上且小于6000个/mm2，
从所述板表面起到5.0μm以上的深度，具有晶界的至少一部分被氧化物被覆的内部氧化层，
在从所述板表面起直到5.0μm的深度为止的区域中，所述氧化物的晶界被覆率为60％以上，
所述钢板的抗拉强度为980MPa以上。
2.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，具有热浸镀锌层或合金化热浸镀锌层。
3.根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，
所述板厚1/4部的所述马氏体的一部分或全部为回火马氏体，
所述板厚1/4部的所述回火马氏体的体积率为5％以上。
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