CN116568826A - 钢材 - Google Patents

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CN116568826A
CN116568826A CN202280007946.3A CN202280007946A CN116568826A CN 116568826 A CN116568826 A CN 116568826A CN 202280007946 A CN202280007946 A CN 202280007946A CN 116568826 A CN116568826 A CN 116568826A
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steel sheet
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CN202280007946.3A
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田畑进一郎
楠见和久
铃木优贵
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Nippon Steel Corp
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Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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Abstract

该钢材具有：钢板基材；和形成于上述钢板基材的表面的至少一部分的保护膜，上述钢板基材的化学组成以质量％计含有C：0.25～0.65％、Si：0.05～2.00％、Mn：0.30～3.00％、P：0.050％以下、S：0.0100％以下、N：0.010％以下、O：0.010％以下、Cr：0.05～1.00％、Cu：0.10～1.00％，当在上述保护膜使用CuKα放射线而测定的X射线解析中，将衍射角(2θ)为36.6±0.5°的位置的峰强度设定为100％的情况下，在衍射角(2θ)为35.5±0.5°的位置处，具有峰强度变得超过250％的峰，上述钢材的抗拉强度超过1500MPa。

Description

钢材
技术领域
本发明涉及钢材。
本申请基于2021年01月19日在日本申请的特愿2021-006369号而主张优先权，并将其内容援引于此。
背景技术
在汽车用钢板的领域中，在近来的环境规定及碰撞安全基准的严格化的背景下，为了提高燃料效率与碰撞安全性这两者，具有高抗拉强度的钢板(高强度钢板)的应用在扩大。然而，由于伴随着高强度化而钢板的压制成型性降低，因此变得难以制造复杂形状的制品。
具体而言，伴随着高强度化而钢板的延展性降低，在加工成复杂形状的情况下产生在高加工部位发生断裂的问题。此外，伴随着钢板的高强度化，因加工后的残留应力而产生回弹及壁翘曲，还产生尺寸精度劣化的问题。因此，将具有高强度、特别是780MPa以上的抗拉强度的钢板压制成型为具有复杂形状的制品并不容易。如果不是利用压制成型而是利用辊成型，则容易对高强度的钢板进行加工，但其应用对象被限定于在长度方向上具有一样(均匀)的截面的部件。
于是，近年来，例如如专利文献1～3中公开的那样，作为将高强度钢板那样的成型困难的材料进行压制成型的技术，采用了热冲压技术。热冲压技术是将供于成型的材料加热后进行成型的热成型技术。
在该技术中，将材料加热后进行成型。因此，在成型时，钢材为软质，具有良好的成型性。由此，即使是高强度的钢板，也能够精度良好地成型为复杂的形状。此外，就热冲压技术而言，由于采用压制模具与成型同时进行淬火，因此成型后的钢材(钢构件)具有充分的强度。
例如，根据专利文献1，公开了通过热冲压技术，能够对成型后的钢构件赋予1400MPa以上的抗拉强度。
近年来，世界各国设定更高的CO2削减目标，各汽车公司推进了顾虑到碰撞安全性的油耗削减。汽油车自不必说，即使在急速发展的电动车中，为了不仅保护乘客而且还要保护蓄电池免于碰撞、以及抵消其重量增加量，作为其材料，要求更高强度的材料。例如关于在汽车等中使用的钢构件，作为上述的专利文献1或目前通过热冲压成型得到的钢构件，需要超过一般使用强度的更高强度的(超过1.5GPa的强度的)钢材。
然而，金属材料大多伴随着高强度化而各特性发生劣化，特别是氢脆的敏感性提高。在钢构件中，已知如果抗拉强度成为1.2GPa以上，则氢脆敏感性提高，在先于汽车领域而高强度化取得进展的螺栓钢中存在氢脆开裂的事例。因此，在具有超过1.5GPa的抗拉强度的热冲压构件中，氢脆敏感性进一步提高令人担忧。
汽车中使用的钢构件在汽车的使用时，存在下述风险：通过因钢材腐蚀产生的氢而发生氢脆开裂。如上所述，特别是在超过1.5GPa的强度区域中钢材的氢脆敏感性极度提高，因此据认为即使是由轻微的腐蚀所产生的微量的氢也可能发生氢脆。然而，完全防止钢材腐蚀的汽车设计是困难的。因此，为了进一步的车体轻量化而将超过1.5GPa的热冲压构件应用于车体，需要充分降低氢脆开裂的风险。
关于抗拉强度超过1.5GPa的高强度钢材，例如在专利文献2中公开了一种韧性优异、并且抗拉强度为1.8GPa以上的经热压成型的压制成型品。在专利文献3中公开了一种具有2.0GPa以上这样极高抗拉强度、进而具有良好的韧性和延展性的钢材。在专利文献4中公开了一种具有1.8GPa以上这样高的抗拉强度、进而具有良好的韧性的钢材。在专利文献5中公开了一种具有2.0GPa以上这样极高抗拉强度、进而具有良好的韧性的钢材。
然而，关于这些钢材，就腐蚀环境中的耐氢脆性的观点而言，未被充分地进行研究，期望耐氢脆性的进一步提高。
例如，在专利文献6中公开了一种耐氢脆特性及加工性优异的高强度冷轧钢板，其具有下述组织：以面积率计包含50％以上(包括100％)的回火马氏体、剩余部分包含铁素体，上述回火马氏体中的析出物的分布状态如下：当量圆直径为1～10nm的析出物在每1μm2上述回火马氏体中为20个以上，当量圆直径为20nm以上的包含V的析出物在每1μm2上述回火马氏体中为10个以下。在专利文献6中公开了：着眼于具有回火马氏体单相或包含铁素体和回火马氏体的双相组织的高强度钢板，通过在其中添加V作为合金元素，从而使作为氢的捕获位点强烈起作用的V的碳化物及碳氮化物的尺寸恰当并导入到马氏体中，由此可确保耐氢脆特性，并且改善拉伸凸缘性。
然而，专利文献6是涉及在热冲压前的钢板的状态下为980MPa以上的高强度冷轧钢板。该高强度冷轧钢板并不是热冲压用的钢板，在专利文献6中，不仅没有研究在进行了热冲压的情况下的热冲压后的强度等机械特性，也没有研究耐氢脆特性等。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2002-102980号公报
专利文献2：日本特开2012-180594号公报
专利文献3：日本特开2012-1802号公报
专利文献4：国际公开第2015/182596号
专利文献5：国际公开第2015/182591号
专利文献6：日本专利第4712838号公报
发明内容
发明所要解决的课题
本发明是为了解决上述问题而进行的，目的是提供具有高抗拉强度、并且腐蚀环境中的耐氢脆性优异的钢材。
用于解决课题的手段
本发明的主旨是下述的钢材。
(1)本发明的一个方案的钢材具有：钢板基材；和形成于上述钢板基材的表面的至少一部分的保护膜，上述钢板基材的化学组成以质量％计为C：0.25～0.65％、Si：0.05～2.00％、Mn：0.30～3.00％、P：0.050％以下、S：0.0100％以下、N：0.010％以下、O：0.010％以下、Cr：0.05～1.00％、Cu：0.10～1.00％、Ti：0～0.10％、B：0～0.0100％、Mo：0～1.00％、Ni：0～1.00％、Nb：0～0.10％、V：0～1.00％、Ca：0～0.010％、Mg：0～0.010％、Al：0～1.00％、Sn：0～1.00％、W：0～1.00％、Sb：0～1.00％、Zr：0～1.00％、Co：0～1.00％、REM：0～0.30％及剩余部分：Fe及杂质，当在上述保护膜使用CuKα放射线而测定的X射线解析中，将衍射角(2θ)为36.6±0.5°的位置的峰强度设定为100％的情况下，在衍射角(2θ)为35.5±0.5°的位置处，具有峰强度变得超过250％的峰，上述钢材的抗拉强度超过1500MPa。
[2]根据上述[1]所述的钢材，其中，也可以在上述钢板基材的整个表面上形成上述保护膜。
[3]根据上述[1]所述的钢材，其中，也可以在上述钢板基材的上述表面的未形成上述保护膜的部分形成有耐蚀性被覆。
[4]根据上述[3]所述的钢材，其中，也可以在与上述钢板基材的板厚方向垂直的两个表面上形成耐蚀性被覆，在与上述钢板基材的上述板厚方向平行的两个表面上形成有保护膜。
[5]根据上述[3]或[4]所述的钢材，其中，上述耐蚀性被覆也可以为Al-Fe系被覆或Zn-Fe系被覆。
[6]根据上述[1]～[5]中任一项所述的钢材，其中，上述保护膜中的最大Cu含量与上述钢板基材的Cu含量之比也可以为1.5以上。
发明效果
根据本发明的上述方案，能够提供具有高抗拉强度、并且腐蚀环境中的耐氢脆性优异的钢材。
附图说明
图1是表示本实施方式的钢材的一个例子的示意图。
图2是表示本实施方式的钢材的另一个例子的示意图。
具体实施方式
本发明的发明者们为了得到具有高抗拉强度、并且腐蚀环境中的耐氢脆性优异的钢材，对腐蚀组织、成为原材料的钢材对这些特性造成的影响进行了调查。其结果是，得到以下的见识。
在一般使用的热冲压那样的包含淬火的热处理后抗拉强度显示出1.5GPa(1500MPa)左右的钢板中，大多含有0.20质量％左右的C，通过该C来确保热处理后的强度。
(a)本发明的发明者们为了进一步的车体轻量化，进行了用于通过提高C含量来得到在热处理后具有超过1.5GPa的高强度的钢材的详细研究。其结果获知：通过将C含量设定为0.25质量％以上，从而在热冲压那样的包含淬火的热处理后可得到以抗拉强度计超过1.5GPa的超高强度。另一方面，下述风险令人担忧：伴随着向抗拉强度超过1.5GPa的超高强度化，氢脆敏感性增大，因在汽车使用时的腐蚀环境中产生的氢而产生氢脆开裂。
(b)本发明的发明者们发现：在抗拉强度超过1.5GPa的高强度钢材中，通过在钢板基材的表面形成耐蚀性优异的保护膜，能够抑制腐蚀环境中的氢脆。
本发明的发明者们基于上述的见识，开发了腐蚀环境中的耐氢脆性大幅改善、并且抗拉强度超过1.5GPa的钢材。这样的钢材为高强度且氢脆风险低，因此可更安全地应用于车体中。
以下，对本发明的一个实施方式的钢材(本实施方式的钢材)的各必要条件进行详细说明。
(A)钢材
如图1中所示的那样，本实施方式的钢材1具有：包含规定化学组成的钢板基材11；和形成于钢板基材11的表面且耐蚀性优异的保护膜12。
此外，本实施方式的钢材1的保护膜12包含大量Fe3O4，当在使用CuKα放射线而测定的X射线解析(X射线衍射法)中，将衍射角(2θ)为36.6±0.5°的位置的峰强度设定为100％的情况下，在衍射角(2θ)为35.5±0.5°的位置处，具有峰强度变得超过250％的峰。但是，在图1中保护膜12仅形成于钢板基材11的一个表面上，但也可以形成于整面上。
此外，也可以钢板基材11的一部分表面被耐蚀性被覆13覆盖(在一部分表面上形成耐蚀性被覆13)，其他表面被保护膜12覆盖(在其他表面上形成保护膜12)。换言之，也可以钢板基材11的一部分表面被保护膜12覆盖，未被保护膜12覆盖的部分被耐蚀性被覆13覆盖。
例如，如图2中所示的那样，也可以在与钢板基材11的板厚方向垂直的两个表面上形成耐蚀性被覆13，在与上述钢板基材11的上述板厚方向平行的两个表面(例如上述钢板基材11的切断端面)上形成保护膜12。
本实施方式的钢材1在大多情况下通过热冲压来成型，也可以将钢材1称为热冲压成型体或热冲压构件。
以下，分别进行说明。
(A1)钢板基材
本实施方式的钢材1所具备的钢板基材11具有规定的化学组成。具体而言，钢板基材11的化学组成以质量％计为C：0.25～0.65％、Si：0.05～2.00％、Mn：0.30～3.00％、P：0.050％以下、S：0.0100％以下、N：0.010％以下、O：0.010％以下、Cr：0.05～1.00％、Cu：0.10～1.00％、Ti：0～0.10％、B：0～0.0100％、Mo：0～1.00％、Ni：0～1.00％、Nb：0～0.10％、V：0～1.00％、Ca：0～0.010％、Mg：0～0.010％、Al：0～1.00％、Sn：0～1.00％、W：0～1.00％、Sb：0～1.00％、Zr：0～1.00％、Co：0～1.00％、REM：0～0.30％及剩余部分：Fe及杂质。
各元素的限定理由如下所述。这里，钢板基材11的化学组成是指除了表面的保护膜12(或在没有保护膜12而形成有耐蚀性被覆13的情况下为耐蚀性被覆13)以外的部分(例如钢板基材11的距离表面为厚度的1/4的位置)的化学组成。以下，关于含量的“％”，只要没有特别说明，则为“质量％”。
C：0.25～0.65％
C是提高钢的淬透性、提高在热冲压等淬火后得到的钢材强度的元素。C含量低于0.25％时，在淬火后(热冲压后)的钢材中变得难以确保充分的强度(超过1.5GPa)。因此，C含量设定为0.25％以上。C含量优选设定为0.28％以上、0.31％以上或0.33％以上。
另一方面，如果C含量超过0.65％，则淬火后的钢材强度变得过高，耐氢脆性的降低变得显著。因此，C含量设定为0.65％以下。C含量优选设定为0.60％以下、0.55％以下、0.50％以下、0.45％以下或0.40％以下。
Si：0.05～2.00％
Si是为了提高钢的淬透性、稳定地确保淬火后的钢材强度而有效的元素。此外，是为了在后述的热处理时使氧化皮成为密合性良好的粘附牢固的氧化皮而有效的元素。这样的粘附牢固的氧化皮可以制成耐蚀性优异的保护膜的基体。为了得到该效果，需要将Si含量设定为0.05％以上。Si含量优选设定为0.10％以上，更优选设定为0.15％以上、0.25％以上或0.35％以上。
另一方面，如果钢中的Si含量超过2.00％，则在热处理(淬火)时，为了奥氏体相变所需的加热温度显著变高。由此，有可能热处理所需的成本上升、或在加热时铁素体残留而使钢材的强度降低。因此，Si含量设定为2.00％以下。Si含量优选设定为1.50％以下、1.20％以下、0.80％以下或0.60％以下。
Mn：0.30～3.00％
Mn是为了提高钢的淬透性、稳定地确保淬火后的强度而非常有效的元素。Mn还是降低Ac3点、促进淬火处理温度的低温化的元素。然而，Mn含量低于0.30％时该效果不充分。因此，将Mn含量设定为0.30％以上。Mn含量优选设定为0.40％以上、0.50％以上、0.60％以上、0.70％以上或0.80％以上。
另一方面，如果Mn含量超过3.00％，则淬火后的钢材的耐氢脆性劣化。因此Mn含量设定为3.00％以下。此外，Mn含量优选设定为2.50％以下，更优选设定为1.50％以下、1.20％以下、1.00％以下、0.90％以下或0.80％以下。
P：0.050％以下
P是降低淬火后的钢材的耐氢脆性的元素。特别是，如果P含量超过0.050％，则耐氢脆性的降低变得显著。因此，P含量限制为0.050％以下。P含量也可以限制为0.020％以下、0.010％以下或0.006％以下。
P含量优选较少，因此也可以为0％，但从成本的观点出发也可以设定为0.001％以上。
S：0.0100％以下
S是降低淬火后的钢材的耐氢脆性的元素。特别是，如果S含量超过0.0100％，则耐氢脆性的降低变得显著。因此，S含量限制为0.0100％以下。S含量优选限制为0.0050％以下。S含量也可以限制为0.0020％以下、0.0010％以下或0.0006％以下。S含量优选较少，因此也可以为0％，但从成本的观点出发也可以设定为0.0001％以上。
N：0.010％以下
N是降低淬火后的钢材的耐氢脆性的元素。特别是，如果N含量超过0.010％，则在钢中形成粗大的氮化物，耐氢脆性显著降低。因此，N含量设定为0.010％以下。N含量也可以限制为0.008％以下、0.006％以下或0.004％以下。N含量的下限没有必要特别限定，也可以为0％，但将N含量设定为低于0.0002％会导致炼钢成本的增大，在经济上不优选。因此，N含量也可以设定为0.0002％以上，也可以设定为0.0008％以上或0.001％以上。
O：0.010％以下
O是降低淬火后的钢材的耐氢脆性的元素。特别是，如果O含量超过0.010％，则在钢中形成粗大的氮化物，耐氢脆性显著降低。因此，O含量设定为0.010％以下。O含量也可以限制为0.008％以下、0.006％以下或0.004％以下。O含量的下限没有必要特别限定，也可以为0％，但将O含量设定为低于0.0002％会导致炼钢成本的增大，在经济上不优选。因此，O含量也可以设定为0.0002％以上，也可以设定为0.0008％以上或0.001％以上。
Cr：0.05～1.00％
Cr是为了提高钢的淬透性、稳定地确保淬火后的钢材强度而有效的元素。此外，是为了在后述的热处理时能够使氧化皮成为可作为耐蚀性优异的保护膜的基体的密合性良好的粘附牢固的氧化皮而有效的元素。为了得到该效果，需要将Cr含量设定为0.05％以上。Cr含量优选设定为0.10％以上。
另一方面，如果Cr含量超过1.00％，则上述效果饱和，而且成本增加。此外，Cr具有使铁碳化物稳定化的作用，因此如果Cr含量超过1.00％，则有可能在钢板的热处理时粗大的铁碳化物产生熔化残留，钢材的耐氢脆性降低。因此，Cr含量设定为1.00％以下。为了削减合金成本，Cr含量优选设定为0.80％以下、0.60％以下、0.50％以下或0.40％以下。
Cu：0.10～1.00％
Cu是为了提高钢的淬透性、稳定地确保淬火后的钢材强度而有效的元素。为了得到该效果，需要含有0.10％以上的Cu。此外，Cu是通过使后述的保护膜稳定化来使耐蚀性进一步提高的元素。在要得到该效果的情况下，Cu含量优选设定为0.18％以上，更优选设定为0.20％以上。通过Cu的含有而使保护膜稳定化的理由并不明确，但据认为：通过在保护膜形成初期，Cu在钢板基材的表面浓缩，使保护膜均匀并且致密地生长，从而形成Cu部分地浓集而成的稳定的保护膜。
另一方面，如果Cu含量超过1.00％，则上述效果饱和，而且成本增加。因此，Cu含量设定为1.00％以下。为了削减合金成本，Cu含量优选设定为0.80％以下、0.60％以下、0.50％以下或0.30％以下。
为了提高钢材及包含该钢材的部件的各种特性(淬透性、强度、耐氢脆性、脱氧性、耐蚀性等)，也可以进一步在下述所示的范围内含有选自Ti、B、Mo、Ni、Nb、V、Ca、Mg、Al、Sn、W、Sb、Zr、Co及REM中的1种以上元素。这些元素为任选元素，未必需要含有，因此下限为0％。
Ti：0～0.100％
Ti是具有下述作用的元素：在将钢板加热至Ac3点以上的温度来实施热处理时，通过在抑制再结晶的同时形成微细的碳化物来抑制晶粒生长，从而使奥氏体晶粒变成细粒。因此，通过含有Ti，可得到钢材的耐氢脆性提高的效果。此外，Ti是通过与钢中的N优先结合来抑制由BN的析出引起的B的消耗、促进后述的由B带来的淬透性提高的效果的元素。因此，也可以含有Ti。在要得到上述效果的情况下，Ti含量优选设定为0.010％以上，更优选设定为0.015％以上。
另一方面，如果Ti含量超过0.100％，则TiC的析出量增加从而C被消耗，因此淬火后的钢材强度降低。因此，在含有Ti的情况下，Ti含量设定为0.100％以下。为了削减合金成本，Ti含量优选设定为0.080％以下、0.060％以下或0.030％以下。
B：0～0.0100％
B是即使微量也具有显著提高钢的淬透性的作用的元素。此外，B是通过在晶界处偏析来强化晶界以提高耐氢脆性的元素，是在钢板的加热时抑制奥氏体的晶粒生长的元素。因此，也可以含有B。在要得到上述效果的情况下，B含量优选设定为0.0005％以上，更优选设定为0.0010％以上。
另一方面，如果B含量超过0.0100％，则粗大的化合物大量析出，钢材的耐氢脆性降低。因此，在含有B的情况下，B含量设定为0.0100％以下。为了削减合金成本，B含量优选设定为0.0080％以下、0.0050％以下或0.0025％以下。
Mo：0～1.00％
Mo是为了提高钢的淬透性、稳定地确保淬火后的钢材强度而非常有效的元素。特别是，通过与上述B复合含有，可得到淬透性提高的协同效果。因此，也可以含有Mo。在要得到上述效果的情况下，Mo含量优选设定为0.10％以上，更优选设定为0.20％以上。
另一方面，Mo是具有使铁碳化物稳定化的作用的元素。如果Mo含量超过1.00％，则有可能在钢板的加热时粗大的铁碳化物产生熔化残留，淬火后的钢材的耐氢脆性降低。此外，成本增加显著。因此，在含有Mo的情况下，Mo含量设定为1.00％以下。为了削减合金成本，Mo含量优选设定为0.80％以下、0.60％以下或0.32％以下。
Ni：0～1.00％
Ni是为了提高钢的淬透性、稳定地确保淬火后的钢材强度而有效的元素。因此，也可以含有Ni。在要得到上述效果的情况下，Ni含量优选设定为0.10％以上，更优选设定为0.20％以上。
另一方面，如果Ni含量超过1.00％，则钢材的极限氢量降低。此外，成本增加显著。因此，在含有Ni的情况下，Ni含量设定为1.00％以下。为了削减合金成本，Ni含量优选设定为0.50％以下，更优选设定为0.25％以下，进一步优选设定为0.20％以下。
Nb：0～0.10％
Nb是具有下述作用的元素：在钢中形成微细的碳化物，通过由该碳化物带来的细粒化效果来提高钢的耐氢脆性。因此，也可以含有Nb。在要得到上述效果的情况下，Nb含量优选设定为0.02％以上，更优选设定为0.03％以上。
另一方面，如果Nb含量超过0.10％，则碳化物粗大化，钢材的耐氢脆性降低。因此，在含有Nb的情况下，Nb含量设定为0.10％以下。为了削减合金成本，Nb含量优选设定为0.08％以下、0.06％以下或0.04％以下。
V：0～1.00％
V是在钢中形成微细的碳化物、通过由该碳化物带来的细粒化效果、氢捕获效果来提高钢材的耐氢脆性的元素。因此，也可以含有V。为了得到上述效果，优选将V含量设定为0.01％以上，更优选设定为0.10％以上。
然而，如果V含量超过1.00％，则上述效果饱和从而经济性降低。因此，在含有V的情况下，V含量设定为1.00％以下。为了削减合金成本，V含量优选设定为0.50％以下、0.30％以下或0.20％以下。
Ca：0～0.010％
Ca是具有将钢中的夹杂物微细化、提高淬火后的钢材的耐氢脆性的效果的元素。因此，也可以含有Ca。在要得到上述效果的情况下，优选将Ca含量设定为0.001％以上，更优选设定为0.002％以上。
另一方面，如果Ca含量超过0.010％，则该效果饱和，而且成本增加。因此，在含有Ca的情况下，Ca含量设定为0.010％以下。Ca含量优选设定为0.005％以下，更优选设定为0.004％以下或0.003％以下。
Mg：0～0.010％
Mg是具有将钢中的夹杂物微细化、提高热处理后的韧性的效果的元素。因此，也可以含有Mg。在要得到上述效果的情况下，优选将Mg含量设定为0.001％以上。Mg含量更优选为0.002％以上。
另一方面，如果Mg含量超过0.010％，则该效果饱和，而且成本增加。因此，在含有Mg的情况下，Mg含量设定为0.010％以下。Mg含量优选为0.005％以下，更优选为0.004％以下。
Al：0～1.00％
Al是一般作为钢的脱氧剂使用的元素。因此，也可以含有Al。为了得到上述效果，优选将Al含量设定为0.01％以上。
另一方面，如果Al含量超过1.00％，则上述效果饱和从而经济性降低。因此，在含有Al的情况下，Al含量设定为1.00％以下。为了削减合金成本，Al含量优选设定为0.50％以下、0.30％以下、0.10％以下、0.06％以下或0.04％以下。
Sn：0～1.00％
Sn是在腐蚀环境中将保护膜稳定化、提高耐蚀性的元素。因此，优选含有Sn。Sn含量低于0.01％时，这些效果不充分，因此在含有Sn的情况下，优选将Sn含量设定为0.01％以上。Sn含量更优选设定为0.03％以上，进一步优选设定为0.05％以上。
然而，如果Sn含量超过1.00％，则晶界强度降低，淬火后的钢材的耐氢脆性降低。因此，在含有Sn的情况下，Sn含量设定为1.00％以下。为了削减合金成本，Al含量优选设定为0.50％以下、0.30％以下、0.10％以下、0.06％以下或0.04％以下。
W：0～1.00％
W是为了提高钢的淬透性、稳定地确保淬火后的钢材强度而有效的元素。因此，也可以含有W。此外，W是在腐蚀环境中提高耐蚀性的元素。为了得到上述效果，优选将W含量设定为0.01％以上。
另一方面，如果W含量超过1.00％，则上述效果饱和从而经济性降低。因此，在含有W的情况下，W含量设定为1.00％以下。为了削减合金成本，W含量优选设定为0.50％以下、0.30％以下、0.10％以下、0.06％以下或0.04％以下。
Sb：0～1.00％
Sb是在腐蚀环境中提高耐蚀性的元素。因此，也可以含有Sb。为了得到上述效果，优选将Sb含量设定为0.01％以上。
另一方面，如果Sb含量超过1.00％，则晶界强度降低，淬火后的钢材的耐氢脆性降低。因此，在含有Sb的情况下，Sb含量设定为1.00％以下。为了削减合金成本，Sb含量优选设定为0.50％以下、0.30％以下、0.10％以下、0.06％以下或0.04％以下。
Zr：0～1.00％
Zr是在腐蚀环境中提高耐蚀性的元素。因此，也可以含有Zr。为了得到上述效果，优选将Zr含量设定为0.01％以上。
另一方面，如果Zr含量超过1.00％，则晶界强度降低，淬火后的钢材的耐氢脆性降低。因此，在含有Zr的情况下，Zr含量设定为1.00％以下。为了削减合金成本，Zr含量优选设定为0.50％以下、0.30％以下、0.10％以下、0.06％以下或0.04％以下。
Co：0～1.00％
Co是在腐蚀环境中提高耐蚀性的元素。因此，也可以含有Co。为了得到上述效果，优选将Co含量设定为0.01％以上。
另一方面，如果Co含量超过1.00％，则上述效果饱和从而经济性降低。因此，在含有Co的情况下，Co含量设定为1.00％以下。为了削减合金成本，Co含量优选设定为0.50％以下、0.30％以下、0.10％以下、0.06％以下或0.04％以下。
REM：0～0.30％
REM是与Ca同样地具有将钢中的夹杂物微细化、提高淬火后的钢材的耐氢脆性的效果的元素。因此，也可以含有REM。为了得到上述效果，优选将REM含量设定为0.01％以上，更优选设定为0.02％以上。
另一方面，如果REM含量超过0.30％，则该效果饱和，而且成本增加。因此，在含有REM的情况下，REM含量设定为0.30％以下。REM含量优选设定为0.20％以下、0.10％以下或0.04％以下。
这里，REM是指Sc、Y及La、Nd等镧系元素的合计17种元素，REM的含量是指这些元素的合计含量。REM例如使用Fe-Si-REM合金来添加到钢液中，在该合金中例如包含La、Nd、Ce、Pr。
在本实施方式的钢材1所具备的钢板基材11的化学组成中，上述的元素以外即剩余部分为Fe及杂质。
这里，“杂质”是指在工业上制造钢板时通过矿石、废料等原料、制造工序的各种要因而混入的成分，是在不对本实施方式的钢材特性造成不良影响的范围内被容许的成分。
钢板基材11的化学组成可以通过以下的方法来求出。
通过下述方式获得：从在钢板基材11的板厚方向上距离表面为板厚的1/4的位置((1/4)厚的位置)，通过ICP-AES等一般的方法进行元素分析。C及S使用燃烧-红外线吸收法进行测定即可，N使用不活泼气体熔融-热导率法进行测定即可，O使用不活泼气体熔融-非分散型红外线吸收法进行测定即可。
钢板基材的内部组织
本实施方式的钢材1所具备的钢板基材11的内部组织(金属组织)没有限定，但在要得到超过1.5GPa的抗拉强度的情况下，是高强度的马氏体成为主体的组织。优选以面积分率计70％以上为马氏体。更优选为80％以上或90％以上。马氏体也可以为100％。如果马氏体的面积分率小，则变得难以得到超过1.5GPa的抗拉强度。
钢板基材11的内部组织也可以含有残留奥氏体、贝氏体、铁素体和/或珠光体作为马氏体以外的剩余部分。
例如，马氏体与贝氏体的合计也可以以面积分率计为90％以上。马氏体与贝氏体的合计面积分率优选为92％以上、95％以上或98％以上。也可以将马氏体与贝氏体的合计面积分率设定为100％。在马氏体中，除了包含所谓的初生马氏体以外，还包含回火马氏体、自回火马氏体。所谓自回火马氏体是指在不进行用于回火的热处理的情况下在淬火时的冷却中生成的回火马氏体，是通过伴随马氏体相变的自发热而使所产生的马氏体当场被回火而生成的马氏体。
钢板基材11的内部组织中的组织分率可以通过以下的方法来测定。
马氏体(也包含回火马氏体、自回火马氏体)的面积分率通过透射型电子显微镜(TEM)及TEM中附属的电子射线衍射装置来测定。
从与钢板基材的端部相距10mm以上的位置(在钢板基材的宽度、长度低于20mm的情况下，为其中央部)、并且钢板基材的(1/4)厚的位置处切取出测定试样，作为TEM观察用的薄膜试样。在该薄膜试样中对400μm2的范围进行TEM观察。
根据薄膜试样的电子射线的衍射图案，将作为体心立方晶格的马氏体和贝氏体与面心立方晶格的残留奥氏体进行区分。然后，通过衍射图案来发现马氏体及贝氏体中的铁碳化物(Fe3C)，通过对其析出形态进行观察，从而分别测定马氏体和贝氏体的组织分率。具体而言，如果析出形态是3个方向析出，则判断为马氏体，如果是1个方向的限定析出，则判断为贝氏体。
通过TEM测定的马氏体和贝氏体的组织分率以面积％来进行测定，但本实施方式的钢材由于金属组织具有各向同性，因此可以将面积分率的值直接置换成体积分率。为了马氏体与贝氏体的判别而对碳化物进行观察，但本实施方式中，碳化物不作为组织分率的测定对象。
在作为剩余组织而存在有铁素体或珠光体的情况下，可以通过光学显微镜或扫描型电子显微镜来容易地确认。具体而言，切取出包含与钢板基材的端部相距10mm以上的位置(在钢板基材的宽度、长度低于20mm的情况下，为其中央部)、并且钢板基材的(1/4)厚的位置的测定试样，作为观察用的试样。将所切取出的试样进行机械研磨，接着进行镜面精加工。接着，对试样通过硝酸乙醇腐蚀液进行蚀刻来显现出铁素体及珠光体，使用扫描型电子显微镜，对以面积计为40000μm2的范围进行观察，由此确认铁素体或珠光体的存在。将铁素体与渗碳体交替地以层状排列的组织设定为珠光体，判别为渗碳体以粒状析出的贝氏体。
钢板基材的被覆
也可以在本实施方式的钢材1所具备的钢板基材11的表面的一部分上具备被覆(耐蚀性被覆)13。被覆(耐蚀性被覆)13可以为以Al-Fe作为主体的被覆(Al-Fe系被覆)，也可以为以Zn-Fe作为主体的被覆(Zn-Fe系被覆)。被覆也被称为皮膜、合金化镀层或金属间化合物层。在受到相当于热冲压的热处理的后述的热处理(C1)之前的状态(例如热冲压前的钢板的状态)下，主要是具有Al系镀层或Zn系镀层等“镀层”等的镀覆钢板。热冲压前的钢板的状态下的镀层未必需要是合金化镀层，也可以是(未进行合金化的)镀层。然而，就受到了后述的热处理(C1)之后的钢材1(例如热冲压成型体)而言，即使是在钢板的状态下镀层即使不是合金化镀层，也通过之后的热处理(C1)被合金化，镀层(即被覆)成为合金化镀层。合金化镀层有时也简称为镀层，也可以将钢材1的被覆简称为镀层。
钢材1中的以Al-Fe作为主体的被覆是指被覆整体的平均化学组成包含合计为70质量％以上的Fe和Al的被覆。除了Fe、Al以外，也可以进一步含有Si、Mg、Ca、Sr、Ni、Cu、Mo、Mn、Cr、C、Nb、Ti、B、V、Sn、W、Sb、Zn、Co、In、Bi、Zr、Se、As、REM，剩余部分也可以为杂质。
钢材1中的以Zn-Fe作为主体的被覆是指被覆整体的平均化学组成包含合计为70质量％以上的Fe和Zn的被覆。除了Fe、Zn以外，也可以进一步含有Si、Mg、Ca、Sr、Ni、Cu、Mo、Mn、Cr、C、Nb、Ti、B、V、Sn、W、Sb、Al、Co、In、Bi、Zr、Se、As、REM，剩余部分也可以为杂质。
(A2)保护膜
本实施方式的钢材1在上述的钢板基材11的表面的至少一部分上具有保护膜12。保护膜12包含大量Fe3O4，当在使用CuKα放射线而测定的X射线解析(X射线衍射法)中，将衍射角(2θ)为36.6±0.5°的位置的峰强度设定为100％的情况下，在衍射角(2θ)为35.5±0.5°的位置处，具有峰强度变得超过250％的峰。通过在钢板基材11的表面形成该保护膜12，钢材1的耐蚀性提高。
这里，相当于衍射角(2θ)为35.5°附近的物质为Fe3O4(磁铁矿)，相当于衍射角(2θ)为36.6°附近的物质为FeOOH(羟基氧化铁(III))，35.5°、36.6°为各个物质的主要的峰位置。即，本实施方式的钢材1所具备的保护膜12意味着相对于FeOOH，Fe3O4的体积分率多。(±0.5°为考虑了测定误差等的宽裕度。)
据认为：Fe3O4相对于FeOOH，由于密度高，因此通过增加密度高的Fe3O4的比例，从而保护膜12变得致密，可抑制腐蚀环境中的氢产生，耐氢脆性提高。
如上所述当在使用CuKα放射线而测定的保护膜12的X射线解析中，将衍射角(2θ)为36.6±0.5°的位置的峰强度设定为100％的情况下，在衍射角(2θ)为35.5±0.5°的位置的峰强度为250％以下的情况下，保护膜12的Fe3O4的体积分率小，得不到由保护膜12带来的充分的耐蚀性提高效果。
在本实施方式的钢材1中，保护膜12是以铁氧化物、羟基氧化铁作为主体的膜，优选包含合计为70质量％以上的Fe、O、H。保护膜12除了含有Fe、O、H以外，也可以进一步含有上述的钢板基材11的成分即Si、Mg、Ca、Sr、Ni、Cu、Mo、Mn、Cr、C、Nb、Ti、B、V、Sn、W、Sb、Zr、REM、Zn。
在本实施方式的钢材1具备耐蚀性被覆13的情况下，上述的耐蚀性优异的保护膜12是指形成于钢板基材11的表面中的不存在耐蚀性被覆13的位置的表面的保护膜。即，该情况下，在钢板基材11上变得存在在表面具备耐蚀性被覆13的部分和在表面具备保护膜12的部分。例如，如果是具有耐蚀性被覆13的钢板被切断而得到的钢材1，则在切断端面处不存在耐蚀性被覆13。因此，可以制成在切断端面的表面形成保护膜12、在其他的表面形成有耐蚀性被覆13的钢材1(例如参照图2)。
在钢材1不具备耐蚀性被覆13的情况下，保护膜12也可以形成于钢板基材11的全部的面上。
保护膜12的厚度没有特别限定，但为了得到充分的耐蚀性提高效果，优选为5μm以上。另一方面，如果保护膜12的厚度超过300μm，则变得难以充分确保作为钢材的强度。因此，保护膜12的厚度优选为300μm以下。
在本实施方式的钢材中，优选在保护膜中浓集有Cu。具体而言，保护膜中的最大Cu含量与钢板基材的Cu含量之比(保护膜的最大Cu含量/钢板基材的Cu含量：Cu浓集比)优选为1.5以上、1.7以上、1.9以上或2.1以上。
浓集了Cu的保护膜由于均匀并且致密、稳定，因此有助于进一步的耐蚀性的提高。保护膜中的最大Cu含量与钢板基材的Cu含量之比低于1.5时，得不到充分的效果。
没有必要特别规定保护膜中的最大Cu含量与钢板基材的Cu含量之比的上限，但也可以设定为5.0。根据需要，也可以将上述比的上限设定为4.5、4.0、3.5、3.0或2.8。
保护膜12中的衍射角为35.5±0.5°的位置的峰及衍射角为36.6±0.5°的位置的峰的强度使用X射线衍射(XRD)来求出。在测定时，使用全自动多目的X射线衍射装置(Rigaku公司制SmrtLab 3kW)，使用CuKα放射线，将时间间隔设定为2°/分钟来进行测定，求出到90°为止的衍射角(2θ)，求出衍射角为35.5±0.5°的位置的峰及衍射角为36.6±0.5°的位置的峰的强度。在求出峰强度时，作为软件使用Rigaku公司制SmartLab StudioII，使用伪Voigt函数进行衍射分布图(profile)的拟合，将峰的计数数目设定为峰强度。此外，作为背景进行B样条插补，使用减去该值的峰强度。
由该结果，可以算出衍射角(2θ)为36.6±0.5°的位置的峰强度与衍射角(2θ)为35.5±0.5°的位置的峰强度的比率。
作为由保护膜12得到的起因于Fe3O4或FeOOH的存在的其他峰，可以有衍射角(2θ)为11°、14°、16°、21°、26°、27°、30°、31°、33°、34°、39°、41°、43°、50°、53°、55°、57°、58°、61°、62°、63°、71°、75°、83°附近。然而，这些峰的大部分与35.5°及36.6°附近的峰相比强度小。因此，没有必要进行35.5°及36.6°附近以外的峰强度的测定。
保护膜中的最大Cu含量通过对保护膜12进行GDS(辉光放电发光分析)来求出。
具体而言，从保护膜的表面沿厚度方向进行GDS(辉光放电发光分析)，求出从保护膜的表面至保护膜与钢板基材的界面为止的范围内的最大Cu含量。将该测定进行5次，将各测定中得到的最大Cu含量的平均值作为保护膜中的最大Cu含量。在测定时，有可能在保护膜上附着有杂质，因此还测定Fe含量和O含量，将Fe与O的合计含量成为85％的位置作为保护膜的表面。此外，将Fe的含量成为95％的位置作为保护膜与钢板基材的界面。
(A3)钢材的特性
本实施方式的钢材1通过如上所述地控制保护膜12，从而腐蚀得到降低，可抑制由腐蚀引起的氢侵入。因此，本实施方式的钢材1在腐蚀环境中的耐氢脆性优异。此外，本实施方式的钢材1的抗拉强度为超过1500MPa(1.5GPa)的高强度。本实施方式的钢材1的抗拉强度优选为1800MPa以上。
抗拉强度的上限没有限定，但如果抗拉强度变高，则成型性、加工性降低，因此也可以将抗拉强度设定为3200MPa以下、3000MPa以下或2800MPa以下。
在后述那样的钢材为根据部位而强度不同的定制特性(tailored property)材料的情况下，只要钢材的至少一部分的抗拉强度超过1500MPa即可。
在本实施方式中，腐蚀环境中的耐氢脆性通过钢材的实际使用环境中的暴露试验、基于CCT(复合循环试验)的腐蚀促进试验来进行评价。例如在通过对钢材进行4点弯曲而赋予了应力的状态下暴露于屋外，通过一定期间内是否开裂或不开裂来进行评价。
关于本实施方式的钢材1的形状，没有特别限定。即，是对成为钢材1原材料的钢板进行热处理(包括在热处理冷却时进行加工的情况)而得到的钢板构件，但其形状可以为平板，也可以为成型体(或热冲压成型体)。经热成型的钢材大多情况下为成型体。但是，本实施方式中，将成型体及平板都包括在内称为“钢材”。此外，钢材也可以是根据部位而强度不同的定制特性材料。该情况下，优选钢材的至少一部分的抗拉强度为1.5GPa以上。通过得到强度不同的区域，从而在碰撞时能够控制具有超过1500MPa的抗拉强度的部位的变形，能够更安全地保护乘客。
(B)成为原材料的钢板
接下来，对成为本实施方式的钢材1所包含的钢板基材11的原材料的钢板(以下有时称为本实施方式的钢板)进行说明。通过对以下说明的钢板进行后述的热处理，能够得到钢板基材11。
钢板的化学组成
本实施方式的钢板的化学组成的范围与上述的本实施方式的钢材1的钢板基材11的化学组成相同，其限定理由也相同。
钢板的化学组成例如通过下述方式来获得：以距离钢板的表面在板厚方向上为板厚的1/4的位置作为代表位置，在该位置处通过ICP等一般的方法进行元素分析。
钢板的内部组织
本实施方式的钢板的内部组织(金属组织)没有限定，但大多为铁素体、珠光体。在后述的制造方法的条件内，也有可能含有贝氏体或马氏体、残留奥氏体。上述马氏体包含回火马氏体及自回火马氏体。所谓自回火马氏体是指在不进行用于回火的热处理的情况下在淬火时的冷却中生成的回火马氏体，是通过伴随马氏体相变的发热而使所产生的马氏体当场被回火而生成的马氏体。钢板的内部组织是指除了上述的边界部以外的钢板的组织。
钢板的内部组织可以通过与上述的钢板基材11的内部组织同样的方法来判断。
接下来，对本实施方式的钢材1的制造方法进行说明。
(C)钢材的制造方法
本实施方式的钢材1可以通过包含以下的工序的制造方法来制造。
(C1)热处理工序，其对具有规定的化学组成的钢板进行热处理来制成钢板基材11；
(C2)保护膜稳定化处理工序，其在上述钢板基材11上形成保护膜12，使保护膜12稳定化。
以下，对各工序进行说明。
(C1)<热处理工序>
在热处理工序中，对具有规定的化学组成的钢板进行热处理来制成钢板基材11。热处理例如以下述条件来进行：将通过后述的方法得到的钢板以1.0～1000℃/秒的平均升温速度加热至Ac3点～(Ac3点+300)℃，以上部临界冷却速度以上的平均冷却速度冷却至Ms点(℃)以下。
如果升温速度低于1.0℃/秒，则热处理的生产率降低，因此是不优选的。另一方面，如果升温速度超过1000℃/，则成为混晶组织，极限氢量降低，因此是不优选的。
此外，如果热处理温度低于Ac3点(℃)，则在冷却后残存铁素体，强度不足，因此是不优选的。另一方面，如果热处理温度超过Ac3点+300℃，则组织粗粒化，极限氢量降低，因此是不优选的。
所谓上部临界冷却速度是指在组织中不析出铁素体、珠光体地将奥氏体过冷而生成马氏体的最小的冷却速度，如果以低于上部临界冷却速度进行冷却，则生成铁素体、珠光体，强度不足。
在加热时，也可以在加热温度的±10℃以内的范围进行1～300秒的保持。
此外，冷却至Ms点以下的温度之后，也可以为了调整钢材的强度而进行100～600℃左右的温度范围内的回火处理。
Ac3点、Ms点及上部临界冷却速度通过下述的方法进行测定。
从本实施方式的钢板中切取出宽度30mm、长度200mm的长条状试验片，将该试验片在氮气氛中以10℃/秒的升温速度加热至1000℃，在该温度下保持5分钟后，以各种冷却速度冷却至室温。冷却速度的设定从1℃/秒至100℃/秒为止以10℃/秒的间隔(其中1℃/秒的下一个设定为10℃/秒)进行设定。通过测定此时的加热、冷却中的试验片的热膨胀变化来测定Ac3点及Ms点。
此外，将以上述的冷却速度进行冷却的各个试验片中的未引起铁素体相的析出的最小的冷却速度设定为上部临界冷却速度。此外，将由以上部临界冷却速度以上进行冷却的情况下的热膨胀变化得到的Ms点设定为钢材的Ms点。
这里，在上述一连串的热处理时，也可以在加热至Ac3点～(Ac3点+300)℃的温度区域之后冷却至Ms点为止的期间、即在实施以上部临界冷却速度以上进行冷却的工序的同时实施热冲压那样的热成型。作为热成型，可列举出弯曲加工、拉深成型、鼓凸成型、扩孔成型及凸缘成型等。此外，如果具备与成型同时将钢板进行冷却或在其之后立即将钢板进行冷却的机构，则也可以在压制成型以外的成型法、例如辊成型中应用本发明。如果按照上述的热历程，则也可以反复实施热成型。
如上所述，本实施方式的钢材同时包含钢板被热成型而成为成型体的钢板、仅实施热处理而为平板的钢板。
此外，作为本实施方式的钢材，也可以对成为原材料的钢板的一部分进行热成型或热处理，得到具有强度不同的区域的钢材。
上述的一连串的热处理可以通过任意的方法来实施，例如也可以通过高频加热或通电加热、红外线加热、炉加热来实施加热。此外，也可以通过水冷、模具冷却等来实施冷却。
(C2)<保护膜稳定化处理工序>
在保护膜稳定化处理工序中，使用腐蚀加速试验，在未形成耐蚀性被覆13的钢板基材11的表面形成保护膜12，此外，使所形成的保护膜12稳定化。可以在通过上述的热处理工序得到的钢板基材11上形成成为保护膜12的基础的铁氧化物，通过盐水喷雾、湿润、干燥的复合循环来形成保护膜12并使其稳定化。具体而言，在复合循环中，通过将盐浓度(盐水的浓度)设定为1～10％、将潮湿(Wet)率((盐水喷雾时间+湿润时间)/总时间)设定为30～70％、将1个循环设定为8小时、将循环数设定为30～100，从而能够形成包含大量Fe3O4的保护膜12并使其稳定化。
以下，对各条件进行说明。
盐浓度：1～10％
在保护膜稳定化处理中，通过钢板基材11的表面与喷雾的盐水的氯化物的反应来形成保护膜12。为了将保护膜12稳定化，盐浓度为1～10％是适合的。如果盐浓度低于1％，则有可能保护膜不均匀地形成，因此是不优选的。另一方面，盐浓度超过10％时，腐蚀速度快，有可能保护膜12不会稳定地形成，因此是不优选的。
潮湿率：30～70％
在保护膜稳定化处理中，通过与氯化物的表面反应来形成保护膜12。为了将保护膜12稳定化，潮湿率为30～70％是适合的。如果潮湿率低于30％，则腐蚀速度快，有可能保护膜12不会稳定地形成，因此是不优选的。另一方面，潮湿率超过70％时，有可能保护膜12不均匀地形成，因此是不优选的。
循环数：30～100个循环(1个循环8小时)
在保护膜稳定化处理中，通过反复进行盐水喷雾、湿润、干燥的循环来形成保护膜12。在该循环数低于30个循环的情况下，有可能保护膜12不充分地形成，因此是不优选的。从保护膜12的形成的方面考虑，没有必要规定循环的上限，但如果循环数变得过量，则有可能保护膜剥离，不会形成规定的保护膜，因此是不优选的。此外，有可能钢材1会减壁，作为结构体的强度降低。因此，循环数设定为100以下。
此外，在保护膜形成前，优选不对钢板赋予应力。在赋予了应力的状态下，应力赋予部和除其以外的保护膜形成行为发生不均，因此有可能即使进行上述的保护膜稳定化处理，保护膜也不会稳定化，因此是不优选的。
此外，保护膜稳定化处理优选在100℃以下进行。
如果温度高，则钢板的氧化变得优先，因此保护膜中的最大Cu含量与钢板基材的Cu含量之比变得低于1.5。
(D)钢板的制造方法
作为本实施方式的钢材1所包含的钢板基材11的原材料而适合的钢板的制造方法没有限定，但例如可以通过使用包含以下所示的工序的制造方法来制造。
(i)板坯准备工序，其将具有上述的化学组成的钢进行熔炼、铸造来制造板坯；
(ii)热轧工序，其对所得到的板坯实施热轧来制成热轧钢板；
(iii)卷取工序，其将热轧钢板进行卷取；
(iv)热轧板退火工序，其根据需要对卷取工序后的热轧钢板进行退火；
(v)冷轧工序，其根据需要对卷取工序后或热轧板退火工序后的热轧钢板进行去氧化皮，并进行冷轧来制成冷轧钢板、
(vi)退火工序，其根据需要对热轧钢板或冷轧钢板进行退火来制成退火钢板、
(vii)被覆工序，其根据需要对热轧钢板、冷轧钢板或退火钢板实施耐蚀性被覆来制成被覆钢板。
以下，对各工序进行说明。
<板坯准备工序>
在板坯准备工序中，通过将具有上述的化学组成的钢进行熔炼、铸造来制造供于热轧的板坯。例如，可以使用利用转炉或电炉等将上述化学组成的钢液进行熔炼并通过连续铸造法而制造的板坯。代替连续铸造法，也可以采用铸锭法、薄板坯铸造法等。
<热轧工序>
在热轧工序中，将板坯加热，进行粗轧后，根据需要进行去氧化皮，最后进行精轧。关于热轧条件没有限定。
<卷取工序>
在卷取工序中，例如将热轧工序后的热轧钢板在800℃以下的温度区域中进行卷取。如果卷取温度超过800℃，则在基本不进行相变时被卷取，在卷材内进行相变，因而有可能导致卷材形状不良，因此是不优选的。
<热轧板退火工序>
在热轧钢板的退火工序中，根据需要例如在氮为80体积％以上的气氛、大气气氛中在450～800℃下实施5小时以上的退火。如果利用热轧板退火，则能够将热轧钢板软质化，降低下一工序即冷轧工序中的载荷，因此是优选的。
<冷轧工序>
在冷轧工序中，根据需要对热轧板退火工序后的热轧钢板(在不进行热轧板退火工序的情况下为卷取工序后的热轧钢板)进行去氧化皮，并进行冷轧来制成冷轧钢板。去氧化皮及冷轧未必需要进行，但在进行冷轧的情况下，从确保良好的平坦性的观点出发，冷轧中的累积压下率优选设定为30％以上。另一方面，为了避免轧制载荷变得过大，冷轧中的累积压下率优选设定为80％以下。
去氧化皮的方法没有特别限定，但优选设定为酸洗。此外，在进行酸洗的情况下，优选利用盐酸或硫酸酸洗来仅除去铁氧化皮。
<退火工序>
在被覆前的退火工序中，根据需要对热轧钢板或冷轧钢板在700～950℃的温度区域中实施退火，制成退火钢板。如果利用退火工序，则冷轧钢板软质化，在下一工序即镀覆工序中通板变得容易，因此是优选的。
<被覆工序>
在被覆工序中，根据需要在钢板(卷取工序后的热轧钢板、热轧板退火工序后的热轧钢板、冷轧工序后的冷轧钢板或退火工序后的退火钢板)的表面形成被覆(有助于耐蚀性提高的耐蚀性被覆)，制成被覆钢板。关于耐蚀性被覆的方法，没有特别限定，可以是以热浸镀法为代表的电镀法、真空蒸镀法、包层法、喷镀法等。工业上最普及的是热浸镀法。
关于有助于耐蚀性提高的被覆，可列举出包含Al的Al系被覆、包含Zn的Zn系被覆等。
Al系被覆通过热处理而使Al的一部分或全部与钢板的Fe合金化，成为Al-Fe系被覆。此外，Zn系被覆通过热处理而使Zn的一部分或全部与钢板的Fe合金化，成为Zn-Fe系被覆。
在通过热浸镀来形成Al系被覆的情况下，大多会在镀浴中除了Al以外还混入Fe作为杂质。此外，只要含有70质量％以上的Al，则除了上述的元素以外还可以在镀浴中进一步含有Si、Mg、Ca、Sr、Ni、Cu、Mo、Mn、Cr、C、Nb、Ti、B、V、Sn、W、Sb、Zn、Co、In、Bi、Zr、Se、As、混合稀土合金等。
在进行热浸镀的情况下，可以将退火工序后的退火钢板冷却至室温后再次升温并进行镀覆，也可以在退火后冷却至镀浴温附近的650～750℃，在不暂且冷却至室温的情况下进行热浸镀。
在通过热浸镀来形成Zn系被覆的情况下，大多会在镀浴中除了Zn以外还混入Fe作为杂质。此外，只要含有70质量％以上的Zn，则除了上述的元素以外还可以在镀浴中进一步含有Si、Mg、Ca、Sr、Ni、Cu、Mo、Mn、Cr、C、Nb、Ti、B、V、Sn、W、Sb、Zn、Co、In、Bi、Zr、Se、As、混合稀土合金等。
在进行热浸镀的情况下，可以将退火工序后的退火钢板冷却至室温后再次升温并进行镀覆，也可以在退火后冷却至镀浴温附近的400～600℃，在不暂且冷却至室温的情况下进行热浸镀。
关于耐蚀性被覆的前处理和后处理没有特别限定，可以进行预涂布或溶剂涂布、合金化处理、调质轧制等。作为合金化处理，例如可以在450～800℃下进行退火。此外，作为后处理，调质轧制对形状调整等是有用的，例如可以是0.1～0.5％的压下。
实施例
以下，通过实施例对本发明更具体地进行说明，但本发明并不限于这些实施例。
将具有表1-1、表1-2(表1-1的接续)中所示的化学组成的钢进行熔炼，得到板坯。
对所得到的板坯实施热轧，在800℃以下的温度下进行卷取，制成厚度为3.2mm的热轧钢板。
对于除了B35～B37以外的热轧钢板，在酸洗后实施冷轧，制成厚度为1.6mm的冷轧钢板。
对于一部分钢板(B38～40)，在酸洗前实施热轧板退火。热轧板退火以700℃、12小时的条件进行。
此外，对于一部分钢板(B41～B43)，在冷轧后，将钢板加热至760℃来进行退火，进一步浸渍到680℃的包含10％的Si、2％的Fe且剩余部分为杂质的Al镀浴中来制成镀Al钢板。
此外，对于一部分钢板(B44～B469，在冷轧后，浸渍到470℃的Zn镀浴中来制成镀Zn钢板。
对在这些钢板(热轧钢板、冷轧钢板、被覆钢板)的板厚方向上距离表面为板厚的1/4的位置的化学组成进行测定，结果与板坯的化学组成相同。
[表1-1]
[表1-2]
从所得到的钢板中切取出200mm×50mm(×板厚)及68mm×8mm(×板厚)的钢板，对于这些钢板，实施下述热处理，得到B1～B46、b1～b50的钢材：以表2-1、表2-2中所示的平均升温速度加热至表2-1、表2-2中所示的加热温度，在该加热温度的±10℃以内的范围内保持60秒，以表2-1、表2-2中所示的平均冷却速度冷却至Ms点以下的温度。
实施了上述的热处理的200mm×50mm的钢材的在钢板基材的板厚方向上距离表面为板厚的1/4的位置的化学组成与板坯的化学组成相同。
此外，求出按照上述的要领实施了上述的热处理的200mm×50mm的钢材的内部组织的马氏体面积率。将结果示于表2-3、表2-4中。内部组织的剩余部分为残留奥氏体、贝氏体、铁素体及珠光体中的1种以上。
对于实施了上述的热处理的200mm×50mm的钢材及68mm×8mm的钢材，在室温下，实施表2-1、表2-2中所示的盐浓度、潮湿率、循环数(1个循环8小时)的保护膜稳定化处理，得到具有保护膜的钢材。
但是，对于在表面形成有Al-Fe系被覆或Zn-Fe系被覆的例子，对通过切断露出的(未形成Al-Fe系被覆或Zn-Fe系被覆的)面，进行了保护膜稳定化处理。
在所得到的钢材中，通过以下的方法进行X射线衍射、拉伸试验、暴露试验，对将保护膜的衍射角为36.6±0.5°的位置的峰强度设定为100％的情况下的衍射角为35.5±0.5°的位置的峰强度(表中峰强度的相对强度)、抗拉强度、及腐蚀环境中的耐氢脆性进行评价。将评价结果示于表2-3、表2-4中。
<X射线衍射>
对于钢材的保护膜，以2°/分钟的条件，使用CuKα放射线，求出衍射角(2θ)为35.5±0.5°的位置的峰强度及衍射角为36.6±0.5°的位置的峰强度，求出将36.6±0.5°的位置的峰强度设定为100％的情况下的35.5±0.5°的位置的峰强度(相对强度)。对于峰强度算出，使用伪Voigt函数进行衍射分布图的拟合，求出峰的计数数目，作为背景进行B样条插补，减去该值来作为峰强度。对于X射线衍射测定使用Rigaku公司制SmartLab 3kW，使用该Rigaku公司制SmartLab Studio II进行分布图拟合。
<抗拉强度>
拉伸试验依据ASTM标准E8的规定来实施。将实施了上述的热处理及保护膜稳定化处理的200mm×50mm的钢材磨削至1.2mm厚之后，按照试验方向变得与轧制方向平行的方式，采集ASTM标准E8的半尺寸板状试验片(平行部长度：32mm、平行部板宽：6.25mm)。然后，在试验片平行部的宽度及长度方向中心处贴附应变测量仪(测量仪长：5mm)，以3mm/分钟的应变速度进行室温拉伸试验，测定抗拉强度(最大强度)。在本实施例中，将具有超过1500MPa的抗拉强度的情况评价为具有高强度。
<暴露试验>
腐蚀环境中的耐氢脆性通过应力赋予后的钢材的暴露试验来评价。具体而言，对于实施了上述的热处理及保护膜稳定化处理的68mm×8mm的钢材，制作赋予了相当于通过后述的方法预先求出的抗拉强度的1/2的应变的4点弯曲试验体。在该试验体的制作之前，预先准备以同一机缘制造的试验片，在试验片的宽度及长度方向中心贴附与拉伸试验同样的应变测量仪(测量仪长：5mm)，取得应变与4点弯曲位移量的关系，求出成为相当于抗拉强度的1/2的应变的4点弯曲位移量。将4点弯曲后的试验体与夹具一起供于屋外暴露试验(北九州市户畑区飞幡町1-1)，在经过1年以上之后，将通过目视未观察到开裂的情况作为腐蚀环境中的耐氢脆性优异。
[表2-1]
[表2-2]
[表2-3]
[表2-4]
如表2-1～表2-4中所示的那样，满足本发明范围的发明例B1～B46的组织、特性都为良好的结果，但不满足本发明范围的比较例b1～b49的化学组成或保护膜的形成不充分，强度、耐氢脆性中的至少1者低劣。此外，比较例b50由于在保护膜稳定化处理中保护膜发生剥离，因此无法进入下一工序的评价。
符号的说明
1钢材
11钢板基材
12保护膜
13耐蚀性被覆(被覆)

Claims (6)

1.一种钢材，其特征在于，其具有：
钢板基材；和
形成于所述钢板基材的表面的至少一部分的保护膜，所述钢板基材的化学组成以质量％计为：
C：0.25～0.65％、
Si：0.05～2.00％、
Mn：0.30～3.00％、
P：0.050％以下、
S：0.0100％以下、
N：0.010％以下、
O：0.010％以下、
Cr：0.05～1.00％、
Cu：0.10～1.00％、
Ti：0～0.10％、
B：0～0.0100％、
Mo：0～1.00％、
Ni：0～1.00％、
Nb：0～0.10％、
V：0～1.00％、
Ca：0～0.010％、
Mg：0～0.010％、
Al：0～1.00％、
Sn：0～1.00％、
W：0～1.00％、
Sb：0～1.00％、
Zr：0～1.00％、
Co：0～1.00％、
REM：0～0.30％、及
剩余部分：Fe及杂质，
当在所述保护膜使用CuKα放射线而测定的X射线解析中，将衍射角2θ为36.6±0.5°的位置的峰强度设定为100％的情况下，在衍射角2θ为35.5±0.5°的位置处，具有峰强度变得超过250％的峰，
所述钢材的抗拉强度超过1500MPa。
2.根据权利要求1所述的钢材，其特征在于，在所述钢板基材的整个表面上形成有所述保护膜。
3.根据权利要求1所述的钢材，其特征在于，在所述钢板基材的所述表面的未形成所述保护膜的部分形成有耐蚀性被覆。
4.根据权利要求3所述的钢材，其特征在于，在与所述钢板基材的板厚方向垂直的两个表面上形成耐蚀性被覆，在与所述钢板基材的所述板厚方向平行的两个表面上形成有保护膜。
5.根据权利要求3或权利要求4所述的钢材，其特征在于，所述耐蚀性被覆为Al-Fe系被覆或Zn-Fe系被覆。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的钢材，其特征在于，所述保护膜中的最大Cu含量与所述钢板基材的Cu含量之比为1.5以上。
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