CN117203360B

CN117203360B - 钢板及镀覆钢板

Info

Publication number: CN117203360B
Application number: CN202180097462.8A
Authority: CN
Inventors: 光延卓哉; 松田敬太郎; 真木纯; 高桥武宽; 竹林浩史
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2021-04-27
Filing date: 2021-04-27
Publication date: 2025-12-05
Anticipated expiration: 2041-04-27
Also published as: EP4332249B1; EP4332249A4; ES3038136T3; US20240240278A1; MX2023012626A; KR20230160382A; JP7795116B2; JPWO2022230059A1; CN117203360A; WO2022230059A1; EP4332249A1

Abstract

本发明提供一种钢板及使用了它的镀覆钢板，该钢板以质量％计含有C：0.05～0.40％、Si：0.2～3.0％及Mn：0.1～5.0％，在钢板的表层中包含粒状型氧化物，粒状型氧化物的平均粒径为300nm以下，粒状型氧化物的数密度为4.0个/μm²以上，该钢板包含从钢板的表面起具有3.0μm以上的厚度的Si‑Mn缺乏层，Si‑Mn缺乏层的厚度的1/2位置处的不含氧化物的区域的Si及Mn含量分别低于钢板的板厚中心部处的Si及Mn含量的10％。

Description

钢板及镀覆钢板

技术领域

本发明涉及钢板及镀覆钢板。更具体而言，本发明涉及具有高镀覆性、耐LME性及耐氢脆性的高强度钢板及镀覆钢板。

背景技术

近年来，对于汽车、家电制品、建筑材料等各种领域中使用的钢板正在推进高强度化。例如，在汽车领域中，为了燃料效率提高而以车体的轻量化作为目的，高强度钢板的使用正在增加。这样的高强度钢板典型而言为了提高钢的强度而含有C、Si及Mn等元素。

在高强度钢板的制造中，一般在轧制后会进行退火处理那样的热处理。此外，在高强度钢板中被典型地包含的元素中的作为易氧化元素的Si、Mn有可能在上述热处理时与气氛中的氧结合，在钢板的表面附近形成包含氧化物的层。作为这样的层的形态，可列举出：在钢板的外部(表面)以膜的形式形成包含Si、Mn的氧化物的形态(外部氧化层)；和在钢板的内部(表层)形成氧化物的形态(内部氧化层)。

当在形成有外部氧化层的钢板的表面上形成镀层(例如Zn系镀层)的情况下，由于氧化物以膜的形式存在于钢板的表面上，因此有可能会阻碍钢成分(例如Fe)与镀覆成分(例如Zn)的相互扩散，对钢与镀层的密合性造成影响，镀覆性变得不充分(例如未镀覆部增加)。因而，从提高镀覆性的观点出发，与形成有外部氧化层的钢板相比更优选形成有内部氧化层的钢板。

与内部氧化层相关联，在专利文献1及2中记载了一种高强度镀覆钢板，其在包含C、Si及Mn等的基体钢板上具有锌系镀层，在基体钢板的表层中具有包含Si和/或Mn的氧化物的内部氧化层，所述高强度镀覆钢板的抗拉强度为980MPa以上。

此外，在专利文献3中提出了一种含高Si的钢的高张力热浸镀锌钢板的制造方法，其中，由于当在钢中Si浓度为0.3％以上的含高Si的钢的情况下，钢中的Si等通过钢板表面的加热而以氧化物的形式扩散到钢板表层中，这些氧化物阻碍镀覆的润湿性，使镀覆密合性变差，因此适宜地控制了退火条件。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2016-130357号公报

专利文献2：日本特开2018-193614号公报

专利文献3：日本特开平4-202632号公报

发明内容

发明所要解决的课题

汽车用构件等中使用的高强度钢板有可能在气温、湿度大幅变动的大气腐蚀环境下被使用。已知：如果高强度钢板被暴露于这样的大气腐蚀环境中，则在腐蚀过程中生成的氢会侵入钢中。侵入钢中的氢在钢组织的马氏体晶界处发生偏析，通过使晶界脆化可使钢板中产生开裂。因该侵入氢而产生开裂的现象被称为氢脆开裂(延迟断裂)，大多会在钢板的加工时成为问题。因此，为了防止氢脆开裂，在腐蚀环境下被使用的钢板中降低钢中所含的氢蓄积量是有效的。

此外，在对高强度钢板上设置有Zn系镀层等的镀覆钢板进行热冲压成型加工或焊接加工的情况下，该镀覆钢板由于在高温(例如900℃左右)下被加工，因此可能在镀层中所含的Zn熔融的状态下被加工。该情况下，有可能熔融的Zn侵入钢中而使钢板内部产生开裂。这样的现象被称为液态金属脆化(LME)，已知因该LME而引起钢板的疲劳特性降低。因此，为了防止LME开裂，抑制镀层中所含的Zn等侵入钢板中是有效的。

在专利文献1及2中教示了下述事项：通过利用氧化带以0.9～1.4的空气比或空燃比进行氧化、接着利用还原带将氧化膜在氢气氛中进行还原的方法，将内部氧化层的平均深度较厚地控制为4μm以上，使该内部氧化层作为氢的捕获位点发挥功能，由此能够防止氢的侵入而抑制氢脆。在专利文献3中也同样地具体公开了利用氧化带以0.95～1.10的空气比进行加热。然而，在这些文献的任一者中，对于内部氧化层中存在的氧化物的形态的控制都未进行任何研究，关于耐氢脆性存在改善的余地。此外，未进行关于耐LME性的改善的研究。

本发明鉴于这样的实际情况，课题是提供具有高镀覆性、耐LME性及耐氢脆性的高强度钢板及镀覆钢板。

用于解决课题的手段

本发明的发明者们发现为了解决上述课题，下述事项是重要的：在钢板的表层、即钢板的内部形成氧化物，进而控制钢板的表层中存在的氧化物的形态，并且将起因于这样的氧化物的形成而生成于钢板表层中的Si-Mn缺乏层控制为规定的厚度及组成的范围内。更详细而言，本发明的发明者们发现：通过形成内部氧化物来确保高镀覆性，通过微细且大量地形成以氧化物的形态存在于金属组织的晶粒内的粒状型氧化物，从而使该粒状型氧化物不仅作为在腐蚀环境下可侵入钢中的氢的捕获位点发挥功能，还作为在热冲压成型加工或焊接加工时可侵入钢中的Zn的捕获位点发挥功能，并且通过在钢板的表层中形成具有规定的厚度及组成的Si-Mn缺乏层来促进钢中的氢扩散从而提高从钢中的氢排出性，由此能够得到高的LME性及耐氢脆性。

本发明是基于上述见识而进行的，其主旨如下所述。

(1)一种钢板，其具有下述成分组成：

以质量％计含有：

C：0.05～0.40％、

Si：0.2～3.0％、

Mn：0.1～5.0％、

sol.Al：0％以上且低于0.4000％、

P：0.0300％以下、

S：0.0300％以下、

N：0.0100％以下、

B：0～0.010％、

Ti：0～0.150％、

Nb：0～0.150％、

V：0～0.150％、

Cr：0～2.00％、

Ni：0～2.00％、

Cu：0～2.00％、

Mo：0～1.00％、

W：0～1.00％、

Ca：0～0.100％、

Mg：0～0.100％、

Zr：0～0.100％、

Hf：0～0.100％、及

REM：0～0.100％，剩余部分由Fe及杂质构成，

其中，在上述钢板的表层中包含粒状型氧化物，

上述粒状型氧化物的平均粒径为300nm以下，

上述粒状型氧化物的数密度为4.0个/μm²以上，

所述钢板包含从上述钢板的表面起具有3.0μm以上的厚度的Si-Mn缺乏层，

上述Si-Mn缺乏层的上述厚度的1/2位置处的不含氧化物的区域的Si及Mn含量分别低于上述钢板的板厚中心部处的Si及Mn含量的10％。

(2)根据(1)所述的钢板，其中，上述粒状型氧化物的平均粒径为200nm以下。

(3)根据(1)或(2)所述的钢板，其中，上述粒状型氧化物的数密度为10.0个/μm²以上。

(4)根据(1)～(3)中任一项所述的钢板，其在上述钢板的表层中进一步包含晶界型氧化物。

(5)根据(4)所述的钢板，其在对上述钢板的表层的截面进行观察的情况下，投影至上述钢板的表面的晶界型氧化物的长度相对于上述钢板的表面的长度的比率A为50％以上。

(6)根据(5)所述的钢板，其中，上述比率A为80％以上。

(7)一种镀覆钢板，其在(1)～(6)中任一项所述的钢板上具有包含Zn的镀层。

(8)根据(7)所述的镀覆钢板，其中，上述镀层具有Zn-(0.3～1.5)％Al的成分组成。

发明效果

根据本发明，能够使在钢板的表层中微细且大量地存在的粒状型氧化物作为在腐蚀环境下侵入的氢的捕获位点发挥功能，其结果是，能够大大抑制在腐蚀环境下侵入的氢量，大幅提高耐氢脆性。此外，该粒状型氧化物也作为在热冲压成型加工或焊接加工时侵入钢中的Zn的捕获位点发挥功能，能够大大抑制侵入的Zn量，大幅提高耐LME性。进而，根据本发明，通过包含具有规定的厚度及组成的Si-Mn缺乏层，能够促进氢的扩散从而提高从钢中的氢排出性，其结果是，能够使侵入的氢放出，降低蓄积于钢中的氢量，能够大幅提高耐氢脆性。而且，由于粒状型氧化物及任选的晶界型氧化物形成于钢板的内部，因此在形成镀层的情况下，钢成分与镀层的成分的相互扩散充分地进行，能够得到高镀覆性。因而，通过本发明，在高强度钢板中能够得到高镀覆性、耐LME性及耐氢脆性。

附图说明

图1表示关于具有外部氧化层的钢板的截面的概略图。

图2表示本发明的一个实施方式的钢板的截面概略图。

图3表示用于说明图2中的钢板的比率A的测定的概略图。

图4表示本发明的另一实施方式的钢板的截面概略图。

图5表示用于说明图4中的钢板的比率A的测定的概略图。

具体实施方式

<钢板>

本发明的钢板的特征在于，具有下述成分组成：以质量％计含有：

C：0.05～0.40％、

Si：0.2～3.0％、

Mn：0.1～5.0％、

sol.Al：0％以上且低于0.4000％、

P：0.0300％以下、

S：0.0300％以下、

N：0.0100％以下、

B：0～0.010％、

Ti：0～0.150％、

Nb：0～0.150％、

V：0～0.150％、

Cr：0～2.00％、

Ni：0～2.00％、

Cu：0～2.00％、

Mo：0～1.00％、

W：0～1.00％、

Ca：0～0.100％、

Mg：0～0.100％、

Zr：0～0.100％、

Hf：0～0.100％、及

REM：0～0.100％，剩余部分由Fe及杂质构成，

其中，在上述钢板的表层中包含粒状型氧化物，

上述粒状型氧化物的平均粒径为300nm以下，

上述粒状型氧化物的数密度为4.0个/μm²以上，

在高强度钢板的制造中，在对调整为规定的成分组成的钢坯进行轧制(典型而言为热轧及冷轧)之后，为了得到所期望的组织等目的，一般进行退火处理。在该退火处理中，通过钢板中的比较容易氧化的成分(例如Si、Mn)与退火气氛中的氧进行结合，从而在钢板的表面附近形成包含氧化物的层。例如，如图1中所示的钢板1那样，在母材钢3的表面上(即母材钢3的外部)以膜状形成外部氧化层2。如果在母材钢3的表面上以膜状形成外部氧化层2，则在形成镀层(例如锌系镀层)的情况下，该外部氧化层2会阻碍镀覆成分(例如Zn、Al)与钢成分(例如Fe)的相互扩散，因此无法充分确保钢与镀层之间的密合性，有可能产生未形成镀层的未镀覆部。

与此相对，如图2中例示的那样，本发明的钢板11不是如图1中所示的钢板1那样在母材钢3的表面上形成外部氧化层2，而是在母材钢14的内部存在有粒状型氧化物12和任选地存在于金属组织的晶体晶界处的晶界型氧化物13。因此，在钢板11的表面上形成镀层的情况下，在母材钢14的内部形成有粒状型氧化物12及任选的晶界型氧化物13的本发明的钢板11与具有外部氧化层2的钢板1相比，充分产生镀覆成分与钢成分的相互扩散，变得能够得到高镀覆性。因而，本发明的发明者们发现：从得到高镀覆性的观点出发，控制退火处理时的条件而在钢板的内部形成氧化物是有效的。需要说明的是，“高镀覆性”这样的术语在对钢板使用的情况下，表示在该钢板上实施镀覆处理时能够以未镀覆部(未形成镀层的部分)少(例如为5.0面积％以下)或完全没有未镀覆部的状态来形成镀层。此外，“高镀覆性”这样的术语在对镀覆钢板使用的情况下，表示未镀覆部极少(例如为5.0面积％以下)或完全没有未镀覆部的状态的镀覆钢板。

此外，在大气环境中使用的高强度钢板、特别是汽车用高强度钢板被反复暴露于气温、湿度不同的各种环境中来使用。这样的环境被称为大气腐蚀环境，已知：在该大气腐蚀环境下，在腐蚀过程中产生氢。然后，该氢会侵入钢中的比表层区域更深处，在钢板组织的马氏体晶界处发生偏析，通过使晶界脆化而在钢板中引起氢脆开裂(延迟断裂)。由于马氏体为硬质组织，因此氢敏感性高，容易产生氢脆开裂。这样的开裂在钢板的加工时会成为问题。因此，为了防止氢脆开裂，在大气腐蚀环境下使用的高强度钢板中，降低钢中的氢蓄积量、更具体而言降低钢板的比表层区域更深位置处的氢蓄积量是有效的。本发明的发明者们发现：通过控制钢板的表层中存在的氧化物的形态，更具体而言，使钢板的内部的氧化物成为具有规定的范围的平均粒径及数密度的“粒状型氧化物”，进而将通过起因于这样的内部氧化物的形成而使周围的Si及Mn浓度降低所生成的Si-Mn缺乏层控制为规定的厚度及组成的范围内，从而粒状型氧化物在钢板的表层区域作为在腐蚀环境下侵入的氢的捕获位点发挥功能，并且Si-Mn缺乏层促进侵入的氢的扩散从而提高从钢中的氢排出性，其结果是，不仅通过氢的侵入抑制而且还通过侵入氢向体系外的放出促进，从而能够降低在腐蚀环境下使用的钢板中的氢蓄积量。需要说明的是，“高的耐氢脆性”这样的术语是指钢板及镀覆钢板中被蓄积的氢量按照能够充分抑制氢脆开裂的方式被降低的状态。

本发明的发明者们对氧化物的形态与作为氢的捕获位点的有效性之间的关系进行了详细分析，结果发现：如图2中所示的那样，使母材钢14的表层中微细且大量彼此分开地存在以粒状分散的粒状型氧化物12、更具体而言使粒状型氧化物按照平均粒径成为300nm以下并且数密度成为4.0个/μm²以上的方式存在是有效的。虽然并不拘束于特定的理论，但据认为钢板中的氧化物所具有的对于侵入氢的捕获功能与该氧化物的表面积存在正的相关性。即，据认为：通过氧化物在钢板的表层中微细且大量彼此分开地分散，从而钢板的表层中的氧化物的表面积增加，氢的捕获功能提高。因而，本发明的发明者们发现：从得到高的耐氢侵入性进而高的耐氢脆性的观点出发，控制钢板的制造时、特别是退火处理时的条件而使作为在腐蚀环境下放置时侵入的氢的捕获位点发挥功能的粒状型氧化物微细且大量地存在是重要的。需要说明的是，钢板的表层的金属组织由于典型而言由比钢板的内部(例如板厚的1/8位置或1/4位置)软质的金属组织来构成，因此即使在钢板的表层中存在氢，氢脆开裂也不会特别成为问题。

此外，本发明的发明者们对通过起因于图2中所示那样的粒状型氧化物12等内部氧化物的形成而使周围的Si及Mn浓度降低所生成的Si-Mn缺乏层的形态与氢排出性之间的关系进行了详细分析，结果发现：将该Si-Mn缺乏层控制为规定的厚度及组成的范围内、更具体而言按照使Si-Mn缺乏层的厚度为从钢板的表面起为3.0μm以上并且Si-Mn缺乏层的该厚度的1/2位置处的不含氧化物的区域的Si及Mn含量分别变得低于钢板的板厚中心部处的Si及Mn含量的10％的方式进行控制是有效的(以下，将这些值也称为Si缺乏率及Mn缺乏率)。虽然并不拘束于特定的理论，但据认为：在大量包含Si和/或Mn的钢的情况下，固溶于钢中的Si和/或Mn也同样地变多，因此这些固溶Si和/或Mn会阻碍氢的扩散，其结果是，钢中的氢扩散速度变慢。如图2中所示的那样，如果在钢板的表层中形成粒状型氧化物12及任选的晶界型氧化物13等内部氧化物，则固溶于钢中的Si及Mn通过内部氧化物的形成被消耗，因此使得在钢板的表层中形成内部氧化物，与此同时生成周围的Si及Mn浓度比较降低的Si-Mn缺乏层。因此，据认为：通过将该Si-Mn缺乏层设定为比较厚、具体而言将该Si-Mn缺乏层的厚度控制为从钢板的表面(在钢板的表面存在镀层的情况下为镀层与钢板的界面)起为3.0μm以上来充分确保氢的扩散路径，并且通过进一步使Si-Mn缺乏层的Si及Mn含量充分低、具体而言按照使Si及Mn缺乏率分别变得低于10％的方式进行控制，从而能够充分降低阻碍氢的扩散的固溶Si及Mn的量。因此，据认为：通过包含厚度及组成被控制为上述的范围内的Si-Mn缺乏层，变得能够促进氢的扩散从而显著提高从钢中的氢排出性。因而，通过将上述的粒状型氧化物与该Si-Mn缺乏层进行组合来提高耐氢侵入性和氢排出性这两者，由此能够极大地提高作为钢板整体的耐氢脆性。

此外，还已知：氢脆开裂不仅是在大气腐蚀环境下使用上文说明的那样的高强度钢板的情况下产生，而且还有可能因在制造该高强度钢板时的退火处理中存在于退火气氛中的氢侵入母材钢的比表层区域更深处而产生。此次，本发明的发明者们发现：上述的粒状型氧化物及Si-Mn缺乏层的组合不仅对于腐蚀环境下的使用有效地起作用，而且对于抑制制造工艺中的退火处理时的氢向钢板中的侵入及排出侵入的氢也有效地起作用，其结果是，在钢板的制造时及使用时这两者中都能够达成高的耐氢脆性。

另一方面，如果对在钢板表面上设置有包含Zn的镀层的镀覆钢板进行热冲压成型加工或焊接加工，则由于在加工时处于高温，因此有可能镀层中所含的Zn会发生熔融。如果Zn发生熔融，则该熔融的Zn会侵入钢中，如果以该状态进行加工，则有可能在钢板内部产生液态金属脆化(LME)开裂，因该LME而引起钢板的疲劳特性降低。本发明的发明者们还发现：如果上述的粒状型氧化物具有所期望的平均粒径及数密度，则不仅耐氢脆性提高，而且还有助于耐LME性的提高。更详细而言，发现：粒状型氧化物作为在高温下的加工中想要侵入钢中的Zn的捕获位点发挥功能。由此，例如在热冲压成型加工时想要侵入钢中的Zn被钢板的表层的粒状型氧化物捕捉，可适宜抑制Zn向晶体晶界处的侵入。因此，发现：不仅为了提高上述的耐氢侵入性，还为了提高耐LME，使粒状型氧化物微细且大量地存在是重要的。需要说明的是，本发明的钢板不一定被限定于上述这样的镀覆钢板，也包含未实施镀覆的钢板。原因在于：即使是未实施镀覆的钢板，例如在与镀锌钢板进行点焊时，也有可能由于在该镀锌钢板中发生了熔融的锌侵入未实施镀覆的钢板中而产生LME开裂。

以下，对本发明的钢板进行详细说明。需要说明的是，本发明的钢板的板厚没有特别限定，但例如可以为0.1～3.2mm。

[钢板的成分组成]

对本发明的钢板中所含的成分组成进行说明。关于元素的含量的“％”只要没有特别说明，则是指“质量％”。在成分组成中的数值范围中，使用“～”表示的数值范围只要没有特别指定，则是指包含“～”前后所记载的数值作为下限值及上限值的范围。

(C：0.05～0.40％)

C(碳)是在确保钢的强度的方面重要的元素。为了确保充分的强度、进而得到所期望的内部氧化物的形态，C含量设定为0.05％以上。C含量优选为0.07％以上，更优选为0.10％以上，进一步优选为0.12％以上。另一方面，如果C含量为过量，则有可能焊接性降低。因此，C含量设定为0.40％以下。C含量也可以为0.38％以下、0.35％以下、0.32％以下或0.30％以下。

(Si：0.2～3.0％)

Si(硅)是对于提高钢的强度而言有效的元素。为了确保充分的强度、进而使钢板的内部充分地生成所期望的氧化物、特别是粒状型氧化物，Si含量设定为0.2％以上。Si含量优选为0.3％以上，更优选为0.5％以上，进一步优选为1.0％以上。另一方面，如果Si含量为过量，则有可能过量地生成外部氧化物，甚至引起表面性状的劣化。进而，还有可能导致粒状型氧化物的粗大化。因此，Si含量设定为3.0％以下。Si含量也可以为2.8％以下、2.5％以下、2.3％以下或2.0％以下。

(Mn：0.1～5.0％)

Mn(锰)是对于通过得到硬质组织来提高钢的强度而言有效的元素。为了确保充分的强度、进而使钢板的内部充分地生成所期望的氧化物、特别是粒状型氧化物，Mn含量设定为0.1％以上。Mn含量优选为0.5％以上，更优选为1.0％以上，进一步优选为1.5％以上。另一方面，如果Mn含量为过量，则有可能过量地生成外部氧化物、或因Mn偏析而导致金属组织变得不均匀，加工性降低。进而，还有可能导致粒状型氧化物的粗大化。因此，Mn含量设定为5.0％以下。Mn含量也可以为4.5％以下、4.0％以下、3.5％以下或3.0％以下。

(sol.Al：0％以上且低于0.4000％)

Al(铝)是作为脱氧元素起作用的元素。Al含量也可以为0％，但为了得到充分的脱氧效果，Al含量优选为0.0010％以上。Al含量更优选为0.0050％以上，进一步优选为0.0100％以上，进一步更优选为0.0150％以上。另一方面，如果Al含量为过量，则有可能引起加工性的降低、表面性状的劣化。因此，Al含量设定为低于0.4000％。Al含量也可以为0.3900％以下、0.3800％以下、0.3700％以下、0.3500％以下、0.3400％以下、0.3300％以下、0.3000％以下或0.2000％以下。Al含量是指所谓的酸可溶Al的含量(sol.Al)。

(P：0.0300％以下)

P(磷)一般是被含有在钢中的杂质。如果过度含有P，则有可能焊接性降低。因此，P含量设定为0.0300％以下。P含量优选为0.0200％以下，更优选为0.0100％以下，进一步优选为0.0050％以下。P含量的下限为0％，但从制造成本的观点出发，P含量也可以为超过0％或0.0001％以上。

(S：0.0300％以下)

S(硫)一般是被含有在钢中的杂质。如果过度含有S，则有可能焊接性降低、进而MnS的析出量增加从而弯曲性等加工性降低。因此，S含量设定为0.0300％以下。S含量优选为0.0100％以下，更优选为0.0050％以下，进一步优选为0.0020％以下。S含量的下限为0％，但从脱硫成本的观点出发，S含量也可以为超过0％或为0.0001％以上。

(N：0.0100％以下)

N(氮)一般是被含有在钢中的杂质。如果过度含有N，则有可能焊接性降低。因此，N含量设定为0.0100％以下。N含量优选为0.0080％以下，更优选为0.0050％以下，进一步优选为0.0030％以下。N含量的下限为0％，但从制造成本的观点出发，N含量也可以为超过0％或为0.0010％以上。

本发明的钢板的基本成分组成如上所述。进而，该钢板也可以根据需要含有以下的任选元素。这些元素的含有不是必需的，这些元素的含量的下限为0％。

(B：0～0.010％)

B(硼)是提高淬透性而有助于强度提高、而且在晶界处发生偏析而强化晶界从而提高韧性的元素。B含量可以为0％，但为了得到上述效果，也可以根据需要来含有。B含量也可以为0.0001％以上、0.0005％以上或0.001％以上。另一方面，从确保充分的韧性及焊接性的观点出发，B含量优选为0.010％以下，也可以为0.008％以下或0.006％以下。

(Ti：0～0.150％)

Ti(钛)是以TiC的形式在钢的冷却中析出、有助于强度提高的元素。Ti含量可以为0％，但为了得到上述效果，也可以根据需要来含有。Ti含量也可以为0.001％以上、0.003％以上、0.005％以上或0.010％以上。另一方面，如果过量含有Ti，则有可能生成粗大的TiN而损害韧性。因此，Ti含量优选为0.150％以下，也可以为0.100％以下或0.050％以下。

(Nb：0～0.150％)

Nb(铌)是通过淬透性的提高而有助于强度提高的元素。Nb含量可以为0％，但为了得到上述效果，也可以根据需要来含有。Nb含量也可以为0.001％以上、0.005％以上、0.010％以上或0.015％以上。另一方面，从确保充分的韧性及焊接性的观点出发，Nb含量优选为0.150％以下，也可以为0.100％以下或0.060％以下。

(V：0～0.150％)

V(钒)是通过淬透性的提高而有助于强度提高的元素。V含量可以为0％，但为了得到上述效果，也可以根据需要来含有。V含量也可以为0.001％以上、0.010％以上、0.020％以上或0.030％以上。另一方面，从确保充分的韧性及焊接性的观点出发，V含量优选为0.150％以下，也可以为0.100％以下或0.060％以下。

(Cr：0～2.00％)

Cr(铬)对于提高钢的淬透性从而提高钢的强度而言是有效的。Cr含量可以为0％，但为了得到上述效果，也可以根据需要来含有。Cr含量也可以为0.01％以上、0.10％以上、0.20％以上、0.50％以上或0.80％以上。另一方面，如果过量含有Cr，则有可能大量地形成Cr碳化物，反而淬透性受损。因此，Cr含量优选为2.00％以下，也可以为1.80％以下或1.50％以下。

(Ni：0～2.00％)

Ni(镍)是对于提高钢的淬透性从而提高钢的强度而言有效的元素。Ni含量可以为0％，但为了得到上述效果，也可以根据需要来含有。Ni含量也可以为0.01％以上、0.10％以上、0.20％以上、0.50％以上或0.80％以上。另一方面，Ni的过量添加会导致成本的上升。因此，Ni含量优选为2.00％以下，也可以为1.80％以下或1.50％以下。

(Cu：0～2.00％)

Cu(铜)是对于提高钢的淬透性从而提高钢的强度而言有效的元素。Cu含量可以为0％，但为了得到上述效果，也可以根据需要来含有。Cu含量也可以为0.001％以上、0.005％以上或0.01％以上。另一方面，从抑制韧性降低、铸造后的板坯的开裂、焊接性的降低的观点出发，Cu含量优选为2.00％以下，也可以为1.80％以下、1.50％以下或1.00％以下。

(Mo：0～1.00％)

Mo(钼)是对于提高钢的淬透性从而提高钢的强度而言有效的元素。Mo含量可以为0％，但为了得到上述效果，也可以根据需要来含有。Mo含量也可以为0.01％以上、0.10％以上、0.20％以上或0.30％以上。另一方面，从抑制韧性和焊接性的降低的观点出发，Mo含量优选为1.00％以下，也可以为0.90％以下或0.80％以下。

(W：0～1.00％)

W(钨)是对于提高钢的淬透性从而提高钢的强度而言有效的元素。W含量可以为0％，但为了得到上述效果，也可以根据需要来含有。W含量也可以为0.001％以上、0.005％以上或0.01％以上。另一方面，从抑制韧性和焊接性的降低的观点出发，W含量优选为1.00％以下，也可以为0.90％以下、0.80％以下、0.50％以下或0.10％以下。

(Ca：0～0.100％)

Ca(钙)是有助于夹杂物控制、特别是夹杂物的微细分散化、具有提高韧性的作用的元素。Ca含量可以为0％，但为了得到上述效果，也可以根据需要来含有。Ca含量也可以为0.0001％以上、0.0005％以上或0.001％以上。另一方面，如果过量含有Ca，则有可能表面性状的劣化明显化。因此，Ca含量优选为0.100％以下，也可以为0.080％以下、0.050％以下、0.010％以下或0.005％以下。

(Mg：0～0.100％)

Mg(镁)是有助于夹杂物控制、特别是夹杂物的微细分散化、具有提高韧性的作用的元素。Mg含量可以为0％，但为了得到上述效果，也可以根据需要来含有。Mg含量也可以为0.0001％以上、0.0005％以上或0.001％以上。另一方面，如果过量含有Mg，则有可能表面性状的劣化明显化。因此，Mg含量优选为0.100％以下，也可以为0.090％以下、0.080％以下、0.050％以下或0.010％以下。

(Zr：0～0.100％)

Zr(锆)是有助于夹杂物控制、特别是夹杂物的微细分散化、具有提高韧性的作用的元素。Zr含量可以为0％，但为了得到上述效果，也可以根据需要来含有。Zr含量也可以为0.001％以上、0.005％以上或0.010％以上。另一方面，如果过量含有Zr，则有可能表面性状的劣化明显化。因此，Zr含量优选为0.100％以下，也可以为0.050％以下、0.040％以下或0.030％以下。

(Hf：0～0.100％)

Hf(铪)是有助于夹杂物控制、特别是夹杂物的微细分散化、具有提高韧性的作用的元素。Hf含量可以为0％，但为了得到上述效果，也可以根据需要来含有。Hf含量也可以为0.0001％以上、0.0005％以上或0.001％以上。另一方面，如果过量含有Hf，则有可能表面性状的劣化明显化。因此，Hf含量优选为0.100％以下，也可以为0.050％以下、0.030％以下或0.010％以下。

(REM：0～0.100％)

REM(稀土类元素)是有助于夹杂物控制、特别是夹杂物的微细分散化、具有提高韧性的作用的元素。REM含量可以为0％，但为了得到上述效果，也可以根据需要来含有。REM含量也可以为0.0001％以上、0.0005％以上或0.001％以上。另一方面，如果过量含有REM，则有可能表面性状的劣化明显化。因此，REM含量优选为0.100％以下，也可以为0.050％以下、0.030％以下或0.010％以下。需要说明的是，REM是Rare Earth Metal的简称，是指属于镧系元素系列的元素。REM通常作为混合稀土合金来添加。

在本发明的钢板中，上述成分组成以外的剩余部分由Fe及杂质构成。这里，所谓杂质是指在工业上制造钢板时由于以矿石、废料等那样的原料为代表的制造工序的各种要因而混入的成分等。

在本发明中，钢板的成分组成的分析使用本领域技术人员所公知的元素分析法即可，例如通过电感耦合等离子体质谱法(ICP-MS法)来进行。其中，对于C及S使用燃烧-红外线吸收法进行测定为宜，对于N使用不活泼气体熔融-热导率法进行测定为宜。这些分析采用对钢板通过依据JIS G0417：1999的方法而采集的样品来进行即可。

[表层]

在本发明中，钢板的“表层”是指从钢板的表面(在镀覆钢板的情况下为钢板与镀层的界面)在板厚方向上至规定的深度为止的区域，“规定的深度”典型而言为50μm以下。

如图2中例示的那样，在本发明的钢板11中，在钢板11的表层中包含粒状型氧化物12。优选仅在钢板11的表层中存在粒状型氧化物12。通过该粒状型氧化物12存在于母材钢14的内部(即作为内部氧化物存在)，从而与图1中所示的在母材钢3的表面上存在外部氧化层2的情况相比，钢板11变得能够具有高镀覆性。据认为：这与内部氧化物的形成相关联，是下述的结果：在钢板的表面上形成镀层(例如Zn系镀层)时阻碍镀覆成分与钢成分的相互扩散的外部氧化层不存在或仅以充分薄的厚度存在，因此镀覆成分与钢成分的相互扩散充分地进行。因此，在钢板的表层、即钢板的内部包含粒状型氧化物的本发明的钢板及镀覆钢板具有高镀覆性。

此外，如图2中例示的那样，在本发明的钢板11中，在钢板11的表层中，除了上述粒状型氧化物12以外，还可以任选地包含晶界型氧化物13。该晶界型氧化物13由于与粒状型氧化物12同样地存在于母材钢14的内部，因此包含粒状型氧化物12及晶界型氧化物13这两者的钢板及镀覆钢板也具有高镀覆性。

[粒状型氧化物]

在本发明中，所谓“粒状型氧化物”是指在钢的晶粒内或晶体晶界上以粒状分散的氧化物。此外，所谓“粒状”是指在钢基体内彼此分开地存在，例如是指具有1.0～5.0的长宽比(横穿粒状型氧化物的最大线段长度(长径)/与长径垂直的横穿氧化物的最大线段长度(短径))。所谓“以粒状分散”是指氧化物的各粒子的位置没有按照特定的规则(例如以直线状)配置，而是随机地配置。实际上，粒状型氧化物在钢板的表层中典型而言以球状或大致球状三维地存在，因此在对钢板的表层的截面进行观察的情况下，该粒状型氧化物典型而言以圆状或大致圆状被观察到。在图2中，作为例子，示出了看上去为圆状的粒状型氧化物12。

(平均粒径)

在本发明中，粒状型氧化物的平均粒径为300nm以下。通过将平均粒径控制为这样的范围，能够使粒状型氧化物在钢板的表层中微细地分散，粒状型氧化物作为抑制腐蚀环境下和/或制造工艺中的退火处理时的氢侵入的氢的捕获位点良好地发挥功能，进而作为将在钢板上形成有镀层的镀覆钢板进行热冲压成型加工或焊接加工时可侵入的Zn的捕获位点良好地发挥功能。另一方面，如果平均粒径过大，则有可能粒状型氧化物不会作为氢的捕获位点和/或Zn的捕获位点充分地发挥功能，得不到良好的耐氢脆性和/或耐LME性。粒状型氧化物的平均粒径优选为250nm以下，更优选为200nm以下，进一步优选为150nm以下。粒状型氧化物越微细越优选，因此粒状型氧化物的平均粒径的下限没有特别限定，但例如也可以为5nm以上、10nm以上或50nm以上。

(数密度)

在本发明中，粒状型氧化物的数密度为4.0个/μm²以上。通过将数密度控制为这样的范围，能够使粒状型氧化物在钢板的表层中大量地分散，粒状型氧化物作为抑制腐蚀环境下和/或制造工艺中的退火处理时的氢侵入的氢的捕获位点良好地发挥功能，进而作为将在钢板上形成有镀层的镀覆钢板进行热冲压成型加工或焊接加工时可侵入的Zn的捕获位点良好地发挥功能。另一方面，如果数密度低于4.0个/μm²，则有可能作为氢的捕获位点和/或Zn的捕获位点的数密度不充分，粒状型氧化物不会作为氢的捕获位点和/或Zn的捕获位点充分地发挥功能，得不到良好的耐氢脆性和/或耐LME性。粒状型氧化物的数密度优选为6.0个/μm²以上，更优选为8.0个/μm²以上，进一步优选为10.0个/μm²以上。粒状型氧化物越大量地存在越优选，因此粒状型氧化物的数密度的上限没有特别限定，但例如也可以为100.0个/μm²以下。

粒状型氧化物的平均粒径及数密度通过扫描型电子显微镜(SEM)来测定。具体的测定如下所述。通过SEM对钢板的表层的截面进行观察，得到包含粒状型氧化物的SEM图像。从该SEM图像中，作为观察区域，合计选择10处不含后述的晶界型氧化物的1.0μm(深度方向)×1.0μm(宽度方向)的区域。作为各区域的观察位置，关于深度方向(与钢板的表面垂直的方向)，设定为从钢板表面至1.5μm为止的区域中的1.0μm，关于宽度方向(与钢板的表面平行的方向)，设定为上述SEM图像的任意位置的1.0μm。接着，抽出如上述那样选择的各区域的SEM图像，为了将氧化物部分与钢部分分开而进行二值化，由各二值化图像算出粒状型氧化物部分的总面积，进一步数出各二值化图像内的粒状型氧化物的个数。由这样操作而求出的10处区域的合计的粒状型氧化物的总面积和个数，求出粒状型氧化物的平均粒径(nm)作为当量圆直径。此外，粒状型氧化物的数密度(个/μm²)与由各二值化图像数出的粒状型氧化物的个数的平均值相等。需要说明的是，在粒状型氧化物的仅一部分在观察区域中被观察到的情况下，即，在粒状型氧化物的轮廓没有全部在观察区域内的情况下，不作为个数计入。此外，从测定精度的观点出发，作为粒状型氧化物的个数计入的下限设定为5.0nm以上。

[晶界型氧化物]

本发明的钢板也可以在该钢板的表层中进一步包含晶界型氧化物。在本发明中，所谓“晶界型氧化物”是指沿着钢的晶体晶界而存在的氧化物，不包含存在于钢的晶粒内的氧化物。实际上，晶界型氧化物由于在钢板的表层中按照沿着晶体晶界的方式以面状存在，因此在对钢板的表层的截面进行观察的情况下，该晶界型氧化物以线状被观察到。在图2及图3中，作为例子，示出了看上去为线状的晶界型氧化物13。此外，在图2及图3中，作为钢板11的典型例，晶界型氧化物13被示于粒状型氧化物12的下部，但晶界型氧化物13也有可能形成于母材钢14的表面附近。

(比率A)

在对钢板的表层的截面进行观察的情况下，投影至该钢板的表面的晶界型氧化物的长度相对于该钢板的表面的长度的比率A可以为0～100％中的任意值。在本发明中，所谓“比率A”如图3及5中所示的那样，是指对钢板11的表层的截面进行观察的情况下的观察图像中的“投影至钢板的表面的晶界型氧化物的长度：L(＝L₁+L₂+L₃+L₄)”相对于“钢板的表面的长度：L₀”之比。在本发明的一个实施方式中，比率A为0％以上且低于50％。在本发明的钢板中，由于在钢板的表层中也可以不含晶界型氧化物，因此比率A也可以为0％。比率A例如也可以为1％以上、3％以上或5％以上。就比较多地生成晶界型氧化物的制造条件而言，存在粒状型氧化物的平均粒径变得更大的倾向。因此，从将粒状型氧化物的平均粒径微细化的观点出发，比率A例如如图2及3中所示的那样优选为低于50％，也可以为40％以下、30％以下、20％以下、10％以下或0％。在本发明的另一实施方式中，比率A为50％以上。通过将比率A控制为这样的范围，能够使晶界型氧化物在钢板的表层中大量地存在，能够使该晶界型氧化物作为侵入钢中的氢的逃出路径良好地发挥功能。因此，通过不仅存在Si-Mn缺乏层，还使晶界型氧化物比较多地存在，从而使得能够进一步提高本发明的钢板的氢排出性。因此，从更加提高钢板的氢排出性的观点出发，比率A例如如图4及5中所示的那样优选为50％以上，也可以为60％以上、70％以上、80％以上、90％以上或100％。

比率A如图3及5中所示的那样，通过对钢板11的表层进行截面观察来确定。具体的测定方法如下所述。通过SEM对钢板11的表层的截面进行观察。观察位置设定为随机选择的部位。由所观察的SEM图像测定表面的长度L₀(即SEM图像的宽度)。长度L₀设定为100μm以上(例如为100μm、150μm或200μm)，测定的深度设定为从钢板的表面至50μm为止的区域。接着，由该SEM图像来确定晶界型氧化物13的位置，将所确定的晶界型氧化物13投影至钢板11的表面上(在镀覆钢板的情况下为钢板11与镀层的界面上)，求出视场内的晶界型氧化物13的长度L(＝L₁+L₂+L₃+L₄)。基于这样操作而求出的L₀及L，求出本发明中的比率A(％)＝100×L/L₀。需要说明的是，要留意图3及5是为了说明而省略了粒状型氧化物12的图。

[氧化物的成分组成]

在本发明中，粒状型氧化物及任选的晶界型氧化物(以下，也简称为氧化物)除了包含氧以外，还包含上述的钢板中所含的元素中的1种或2种以上，典型而言，具有下述成分组成：包含Si、O及Fe、根据情况进一步包含Mn。更具体而言，氧化物典型而言包含Si：5～25％、Mn：0～10％、O：40～65％及Fe：10～30％。该氧化物除了上述这些元素以外还可以包含上述的钢板中可被包含的元素(例如Cr等)。

[Si-Mn缺乏层]

本发明的钢板包含具有从该钢板的表面起为3.0μm以上的厚度的Si-Mn缺乏层，Si-Mn缺乏层的该厚度的1/2位置处的不含氧化物的区域的Si及Mn含量分别低于钢板的板厚中心部处的Si及Mn含量的10％。通过将起因于粒状型氧化物及任选的晶界型氧化物的形成而生成于钢板的表层中的Si-Mn缺乏层设定为3.0μm以上的厚度，并将该Si-Mn缺乏层的Si及Mn缺乏率分别控制为低于10％，从而能够充分降低阻碍氢的扩散的固溶Si及Mn的量，其结果是，变得能够促进氢的扩散从而显著提高从钢中的氢排出性。由于通过增大Si-Mn缺乏层的厚度而能够更加促进氢从钢中的扩散，因此Si-Mn缺乏层的厚度优选为4.0μm以上，更优选为5.0μm以上，最优选为7.0μm以上。Si-Mn缺乏层的厚度的上限没有特别限定，但例如Si-Mn缺乏层的厚度可以为50.0μm以下。

同样地，通过更加减小Si-Mn缺乏层的Si及Mn缺乏率，能够进一步降低钢中的固溶Si及Mn的量。因此，Si-Mn缺乏层的Si缺乏率优选为8％以下，更优选为6％以下，最优选为4％以下。Si缺乏率的下限值没有特别限定，但也可以为0％。同样地，Si-Mn缺乏层的Mn缺乏率优选为8％以下，更优选为6％以下，最优选为4％以下。Mn缺乏率的下限值没有特别限定，但也可以为0％。在本发明中，“不含氧化物”的表述是指不仅不含上述的粒状型氧化物及晶界型氧化物，而且也不含其他的任何氧化物，这样的不含氧化物的区域可以通过利用SEM而进行的截面观察及能量色散型X射线分光器(EDS)来确定。此外，本发明的Si-Mn缺乏层仅单纯地形成粒状型氧化物等内部氧化物时无法控制为所期望的厚度及组成的范围，如下文详细说明的那样，在制造工艺中适宜地控制内部氧化的进行变得重要。

Si-Mn缺乏层的厚度如图5中的D所示的那样，是指从钢板11的表面(在镀覆钢板的情况下为钢板与镀层的界面)起沿钢板11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11的表面至存在内部氧化物(图5中为晶界型氧化物13)的最远位置为止的距离。在不存在晶界型氧化物的情况下，Si-Mn缺乏层的厚度是指从钢板的表面(在镀覆钢板的情况下为钢板与镀层的界面)起沿钢板的板厚方向(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粒状型氧化物的最远位置为止的距离。Si-Mn缺乏层的厚度由与测定上述的比率A的SEM图像(表面的长度L₀)相同的图像来求出即可。此外，Si-Mn缺乏层的厚度的1/2位置处的不含氧化物的区域的Si及Mn含量通过下述方式来确定：对在由上述SEM图像确定的Si-Mn缺乏层的厚度的1/2位置处随机地选择的不含氧化物的10处的点使用带能量色散型X射线分光器的透射型电子显微镜(TEM-EDS)进行分析，将所得到的Si及Mn浓度的测定值进行算术平均。此外，钢板的板厚中心部处的Si及Mn含量通过下述方式来确定：对该板厚中心部的截面利用SEM进行观察，对由该SEM图像在板厚中心部处随机地选择的10处的点使用带能量色散型X射线分光器的透射型电子显微镜(TEM-EDS)进行分析，将所得到的Si及Mn浓度的测定值进行算术平均。最后，将Si-Mn缺乏层的厚度的1/2位置处的Si及Mn含量分别除以钢板的板厚中心部处的Si及Mn含量而得到的值以百分率来表现，将由此得到的值确定为Si及Mn缺乏率。

<镀覆钢板>

本发明的镀覆钢板在上述的本发明的钢板上具有包含Zn的镀层。该镀层可以形成于钢板的单面，也可以形成于两面。作为包含Zn的镀层，例如可列举出热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层、电镀锌层、电镀合金锌层等。更具体而言，作为镀覆种，例如可以使用Zn-0.2％Al(GI)、Zn-(0.3～1.5)％Al、Zn-4.5％Al、Zn-0.09％Al-10％Fe(GA)、Zn-1.5％Al-1.5％Mg、Zn-11％Al-3％Mg-0.2％Si、Zn-11％Ni或Zn-15％Mg等。

[镀层的成分组成]

对本发明中的包含Zn的镀层中所含的成分组成进行说明。关于元素的含量的“％”只要没有特别说明，则是指“质量％”。在关于镀层的成分组成中的数值范围中，使用“～”表示的数值范围只要没有特别指定，则是指包含“～”前后所记载的数值作为下限值及上限值的范围。

(Al：0～60.0％)

Al是通过与Zn一起被包含或进行合金化来提高镀层的耐蚀性的元素，因此也可以根据需要来含有。因此，Al含量也可以为0％。为了形成包含Zn和Al的镀层，Al含量优选为0.01％以上，例如可以为0.1％以上、0.5％以上、1.0％以上或3.0％以上。另一方面，即使过度含有Al，提高耐蚀性的效果也饱和，因此Al含量优选为60.0％以下，例如可以为55.0％以下、50.0％以下、40.0％以下、30.0％以下、20.0％以下、10.0％以下或5.0％以下。需要说明的是，从耐LME性提高的观点出发，Al含量优选为0.4～1.5％。

(Mg：0～15.0％)

Mg是通过与Zn及Al一起被包含或进行合金化来提高镀层的耐蚀性的元素，因此也可以根据需要来含有。因此，Mg含量也可以为0％。为了形成包含Zn、Al和Mg的镀层，Mg含量优选为0.01％以上，例如可以为0.1％以上、0.5％以上、1.0％以上或3.0％以上。另一方面，如果过度含有Mg，则在镀浴中Mg不会完全溶解而作为氧化物浮游，如果以该镀浴进行镀锌，则有可能氧化物附着于镀覆表层而引起外观不良，或者产生未镀覆部。因此，Mg含量优选为15.0％以下，例如可以为10.0％以下、5.0％以下。

(Fe：0～15.0％)

Fe是在钢板上形成包含Zn的镀层之后对镀覆钢板进行热处理的情况下可通过从钢板扩散而被包含在镀层中。因此，在未进行热处理的状态下，Fe不被包含在镀层中，因此Fe含量也可以为0％。此外，Fe含量也可以为1.0％以上、2.0％以上、3.0％以上、4.0％以上或5.0％以上。另一方面，Fe含量优选为15.0％以下，例如也可以为12.0％以下、10.0％以下、8.0％以下或6.0％以下。

(Si：0～3.0％)

Si是如果被包含在含有Zn的镀层、特别是Zn-Al-Mg镀层中则进一步提高耐蚀性的元素，因此也可以根据需要来含有。因此，Si含量也可以为0％。从耐蚀性提高的观点出发，Si含量例如也可以为0.005％以上、0.01％以上、0.05％以上、0.1％以上或0.5％以上。此外，Si含量也可以为3.0％以下、2.5％以下、2.0％以下、1.5％以下或1.2％以下。

镀层的基本的成分组成如上所述。进而，镀层也可以任选地含有Sb：0～0.50％、Pb：0～0.50％、Cu：0～1.00％、Sn：0～1.00％、Ti：0～1.00％、Sr：0～0.50％、Cr：0～1.00％、Ni：0～1.00％及Mn：0～1.00％中的1种或2种以上。虽没有特别限定，但从充分地发挥构成镀层的上述基本成分的作用及功能的观点出发，这些任选添加元素的合计含量优选设定为5.00％以下，更优选设定为2.00％以下。

在镀层中上述成分以外的剩余部分由Zn及杂质构成。所谓镀层中的杂质是指在制造镀层时由于以原料为代表的制造工序的各种要因而混入的成分等。在镀层中，作为杂质，也可以在不妨碍本发明的效果的范围内微量地包含上文说明的基本成分及任选添加成分以外的元素。

镀层的成分组成可以通过下述方式来确定：在加有抑制钢板腐蚀的抑制剂的酸溶液中溶解镀层，将所得到的溶液通过ICP(高频电感耦合等离子体)发光分光法进行测定。

镀层的厚度例如可以为3～50μm。此外，镀层的附着量没有特别限定，但例如每单面可以为10～170g/m²。在本发明中，镀层的附着量是将镀层溶解于加有抑制基底金属腐蚀的抑制剂的酸溶液中，由酸洗前后的重量变化来决定。

[抗拉强度]

本发明的钢板及镀覆钢板优选具有高强度，具体而言优选具有440MPa以上的抗拉强度。例如，抗拉强度也可以为500MPa以上、600MPa以上、700MPa以上或800MPa以上。抗拉强度的上限没有特别限定，但从韧性确保的观点出发，例如为2000MPa以下即可。抗拉强度的测定只要采集以与轧制方向成直角的方向作为长度方向的JIS5号拉伸试验片，依据JIS Z2241(2011)来进行即可。

本发明的钢板及镀覆钢板由于为高强度，且具有高镀覆性、耐LME性及耐氢脆性，因此可以在汽车、家电制品、建筑材料等广泛的领域中适宜地使用，但特别优选在汽车领域中使用。汽车用途中使用的钢板通常会进行镀覆处理(典型而言为Zn系镀覆处理)，因此在将本发明的钢板作为汽车用钢板来使用的情况下，可适宜地发挥具有高镀覆性这样的本发明的效果。此外，在汽车用途中使用的钢板及镀覆钢板大多会进行热冲压成型，该情况下氢脆开裂、LME开裂会显著地成为问题。因此，在将本发明的钢板及镀覆钢板作为汽车用钢板来使用的情况下，可适宜地发挥具有高的耐氢脆性及耐LME性这样的本发明的效果。

<钢板的制造方法>

以下，对本发明的钢板的优选的制造方法进行说明。以下的说明有意地例示出用于制造本发明的钢板的特征性方法，并不意图将该钢板限定于通过以下说明的那样的制造方法来制造。

本发明的钢板例如可以通过进行下述工序来获得：将调整了成分组成的钢液进行铸造来形成钢坯的铸造工序；将钢坯进行热轧来得到热轧钢板的热轧工序；将热轧钢板进行卷取的卷取工序；将卷取后的热轧钢板进行冷轧来得到冷轧钢板的冷轧工序；向冷轧钢板的表面导入位错的磨削工序；及将磨削后的冷轧钢板进行退火的退火工序。作为替代，也可以在热轧工序后不进行卷取，而进行酸洗并直接进行冷轧工序。

[铸造工序]

铸造工序的条件没有特别限定。例如，只要接着利用高炉、电炉等的熔炼，进行各种二次精炼，接着，通过通常的连续铸造、利用铸锭法的铸造等方法进行铸造即可。

[热轧工序]

可以将如上述那样铸造的钢坯进行热轧来得到热轧钢板。热轧工序通过将所铸造的钢坯直接进行热轧或暂且冷却后进行再加热并热轧来进行。在进行再加热的情况下，钢坯的加热温度例如为1100℃～1250℃即可。在热轧工序中，通常会进行粗轧和精轧。各轧制的温度、压下率只要根据所期望的金属组织、板厚来适当变更即可。例如也可以将精轧的结束温度设定为900～1050℃，将精轧的压下率设定为10～50％。

[卷取工序]

热轧钢板可以在规定的温度下进行卷取。卷取温度只要根据所期望的金属组织等来适当变更即可，例如为500～800℃即可。也可以在卷取之前对热轧钢板给予规定的热处理，或在卷取之后开卷对热轧钢板给予规定的热处理。作为替代，也可以不进行卷取工序而在热轧工序后进行酸洗并进行后述的冷轧工序。

[冷轧工序]

对热轧钢板进行酸洗等之后，可以将热轧钢板进行冷轧来得到冷轧钢板。冷轧的压下率只要根据所期望的金属组织、板厚来适当变更即可，例如为20～80％即可。在冷轧工序后，例如进行空气冷却而冷却至室温即可。

[磨削工序]

为了在最终得到的钢板的表层中微细且大量地得到粒状型氧化物、进而得到以所期望的量得到任选的晶界型氧化物、并且形成具有所期望的厚度及组成的Si-Mn缺乏层，在对冷轧钢板进行退火之前进行磨削工序是有效的。通过该磨削工序，能够向冷轧钢板的表面导入大量的位错。氧等的扩散由于与晶内相比晶界较快，因此通过向冷轧钢板的表面导入大量的位错，从而与晶界的情况同样地能够形成大量的通路。因此，在退火时氧变得容易沿着这些位错而扩散(侵入)至钢的内部，此外Si及Mn的扩散速度也提高，因此结果是，变得能够促进氧与钢的内部的Si和/或Mn结合而形成粒状型氧化物、进而形成任选的晶界型氧化物。此外，伴随着这些内部氧化物的形成促进，还促进周围的Si及Mn浓度的降低，因此还能够促进具有所期望的厚度及组成的Si-Mn缺乏层的形成。磨削工序没有特别限定，但例如可以通过使用强力磨削刷在磨削量为10～200g/m²的条件下对冷轧钢板的表面进行磨削来实施。利用强力磨削刷得到的磨削量可以通过本领域技术人员所公知的任意适宜的方法来调整，虽然没有特别限定，但例如可以通过适宜地选择强力磨削刷的根数、转速、刷子压下量及使用的涂布液等来进行调整。通过实施这样的磨削工序，使得能够在后述的退火工序中形成所期望的粒状型氧化物及任选的晶界型氧化物，并且可靠且有效地在钢板的表层中形成具有所期望的厚度及组成即3.0μm以上的厚度并且Si及Mn缺乏率分别变得低于10％的Si-Mn缺乏层。

[退火工序]

对进行了上述磨削工序后的冷轧钢板进行退火。退火优选以对冷轧钢板沿轧制方向施加张力的状态来进行。尤其是，在退火温度为500℃以上的区域中，优选与除其以外的区域相比提高张力来进行退火，具体而言在退火温度为500℃以上的区域中，优选以对冷轧钢板沿轧制方向施加3～150MPa、特别是15～150MPa的张力的状态来进行退火。如果在退火时施加张力，则变得能够更有效地向冷轧钢板的表面导入大量的位错。因此，在退火时氧变得容易沿着这些位错而扩散(侵入)至钢的内部，此外Si及Mn的扩散速度也提高，因此在钢板的内部变得容易生成氧化物。其结果是，对于粒状型氧化物的数密度的增加及平均粒径的微细化、所期望的比率的晶界型氧化物的形成以及具有所期望的厚度及组成的Si-Mn缺乏层的形成变得有利。

退火工序的保持温度优选为700～870℃。从微细且大量地生成粒状型氧化物、并且在比率A变得低于50％的范围内抑制晶界型氧化物的生成的观点出发，退火工序的保持温度优选为700～780℃，更优选为720～760℃。如果退火工序的保持温度低于700℃，则有可能不会充分地生成粒状型氧化物，有可能耐氢侵入性变得不充分。另一方面，从微细且大量地生成粒状型氧化物、而且按照比率A成为50％以上的方式大量地生成晶界型氧化物的观点出发，退火工序的保持温度优选为超过780℃且为870℃以下，更优选为800～850℃。另一方面，如果退火工序的保持温度超过870℃，则有可能不会充分地生成粒状型氧化物，有可能耐氢侵入性进而耐氢脆性变得不充分，进而耐LME性变得不充分。进而，如果退火工序的保持温度超过900℃，则有可能在钢板表面生成外部氧化层，镀覆性变得不充分。直至上述保持温度为止的升温速度没有特别限定，但以1～10℃/秒来进行即可。此外，升温也可以采用1～10℃/秒的第1升温速度和与该第1升温速度不同的1～10℃/秒的第2升温速度来以2个阶段进行。

上述退火保持温度下的保持时间优选为超过50秒且为150秒以下，更优选为80～120秒。如果保持时间为50秒以下，则有可能不会充分生成粒状型氧化物及任选的晶界型氧化物，有可能耐氢脆性及耐LME性变得不充分。另一方面，如果保持时间超过150秒，则有可能粒状型氧化物发生粗大化，有可能耐氢脆性及耐LME性变得不充分。

从微细且大量地生成粒状型氧化物的观点出发，退火工序中的气氛的露点优选为-20～10℃，更优选为-10～5℃。如果露点过低，则有可能在钢板的表面上形成外部氧化层，而不会充分地形成内部氧化物，有可能镀覆性、耐氢脆性及耐LME性变得不充分。另一方面，通过提高露点而能够促进晶界型氧化物的形成，但如果露点过高，则有可能在钢板表面作为外部氧化物而生成Fe氧化物，镀覆性变得不充分，此外有可能粒状型氧化物发生粗大化从而耐氢脆性和/或耐LME性变得不充分。此外，退火工序中的气氛可以为还原气氛、更具体而言为包含氮及氢的还原气氛、例如是氢为1～10％的还原气氛(例如，氢为4％及氮为余量)。

进而，将进行退火工序时的钢板的内部氧化层(典型而言包含晶界型氧化物)除去是有效的。有时在上述的轧制工序、特别是热轧工序期间在钢板的表层中会形成内部氧化层。在那样的轧制工序中所形成的内部氧化层有可能会阻碍在退火工序中形成粒状型氧化物，因此该内部氧化层优选通过酸洗处理等在退火前除去。更具体而言，进行退火工序时的冷轧钢板的内部氧化层的深度设定为0.5μm以下、优选为0.3μm以下、更优选为0.2μm以下、进一步优选为0.1μm以下为宜。

通过进行上述的各工序，能够得到在钢板的表层中充分地微细且大量地包含粒状型氧化物、包含具有所期望的厚度及组成的Si-Mn缺乏层的钢板。

需要说明的是，在作为退火工序的前阶段而设置利用氧化带以0.9～1.4的空气比或空燃比进行氧化、接着进行还原的工序的情况下，在氧化工序中粒状型氧化物超过平均粒径300nm而过度地生长，因此该粒状型氧化物不会作为氢的捕获位点和/或Zn的捕获位点充分地发挥功能，导致难以得到良好的耐氢脆性和/或耐LME性。

<镀覆钢板的制造方法>

以下，对本发明的镀覆钢板的优选的制造方法进行说明。以下的说明有意地例示出用于制造本发明的镀覆钢板的特征性方法，并不意图将该镀覆钢板限定于通过以下说明的那样的制造方法来制造。

本发明的镀覆钢板可以通过在如上述那样制造的钢板上形成包含Zn的镀层的镀覆处理工序来获得。

[镀覆处理工序]

镀覆处理工序只要按照本领域技术人员所公知的方法来进行即可。镀覆处理工序例如可以通过热浸镀来进行，也可以通过电镀来进行。优选镀覆处理工序通过热浸镀来进行。镀覆处理工序的条件只要考虑所期望的镀层的成分组成、厚度及附着量等来适当设定即可。在镀覆处理之后，也可以进行合金化处理。典型而言，镀覆处理工序的条件按照形成包含Al：0～60.0％、Mg：0～15.0％、Fe：0～15％及Si：0～3％、剩余部分由Zn及杂质构成的镀层的方式设定为宜。更具体而言，镀覆处理工序的条件例如按照形成Zn-0.2％Al(GI)、Zn-0.09％Al(GA)、Zn-1.5％Al-1.5％Mg或Zn-11％Al-3％Mg-0.2％Si的方式来适宜设定即可。

实施例

以下，通过实施例对本发明更详细地进行说明，但本发明不受这些实施例的任何限定。

在以下的实施例中，在例X中制造关于晶界型氧化物的比率A为0％以上且低于50％的钢板，在例Y中制造关于晶界型氧化物的比率A为50％以上的钢板，对各个例子中制造的钢板的镀覆性、耐氢脆性及耐LME性进行了调查。

(例X)

(钢板试样的制作)

将调整了成分组成的钢液进行铸造来形成钢坯，将钢坯进行热轧，在酸洗后进行冷轧来得到冷轧钢板。接着，进行空气冷却直至室温，对冷轧钢板实施酸洗处理而将通过轧制形成的内部氧化层除去至表1中记载的退火前的内部氧化层深度(μm)。接着，从各冷轧钢板中通过依据JIS G0417：1999的方法采集样品，通过ICP-MS法等对钢板的成分组成进行分析。将所测定的钢板的成分组成示于表1中。所使用的钢板的板厚全部为1.6mm。

接着，对于各冷轧钢板，涂布NaOH水溶液后，使用强力磨削刷以10～200g/m²的磨削量对冷轧钢板的表面进行磨削(试样No.135为无磨削)。之后，通过表1中所示的露点、保持温度及保持时间(主要而言保持温度为700～780℃及保持时间超过50秒且为150秒以下)进行退火处理(退火气氛：氢为4％及氮为余量)，制作了各钢板试样。在全部的钢板试样中，关于退火时的升温速度，直至500℃为止设定为6.0℃/秒，从500℃至保持温度为止设定为2.0℃/秒。在上述退火处理中，对于冷轧钢板以沿轧制方向施加1MPa以上的张力的状态进行退火处理，在退火温度为500℃以上的区域中以与除其以外的区域相比沿轧制方向施加更高的张力、具体而言为3～150MPa的张力的状态进行退火(试样No.134没有应用这样的张力)。将利用强力磨削刷而进行的磨削的有无及退火处理的条件(退火温度为500℃以上的区域中的3～150MPa的张力应用的有无、露点(℃)、保持温度(℃)及保持时间(秒))示于表1中。需要说明的是，对于各钢板试样，采集以与轧制方向成直角的方向作为长度方向的JIS5号拉伸试验片，依据JIS Z2241(2011)进行拉伸试验，其结果是，关于No.116及118，抗拉强度低于440MPa，关于除其以外的试样为440MPa以上。

(钢板试样的表层的分析)

将如上述那样制成的各钢板试样切断成25mm×15mm，将切断后的试样埋入树脂中并实施镜面研磨，对于各钢板试样的截面，通过SEM对10处1.0μm×1.0μm的区域进行观察。作为观察位置，关于深度方向(与钢板的表面垂直的方向)，设定为距离钢板表面为0.2至1.2μm为止的1.0μm，关于宽度方向(与钢板的表面垂直的方向)，设定为上述SEM图像的任意位置的1.0μm。需要说明的是，作为上述各区域，选择不含晶界型氧化物的区域。接着，将关于所得到的各钢板试样的各区域的SEM图像进行二值化，由二值化图像来算出粒状型氧化物部分的面积，进一步数出SEM图像内的粒状型氧化物的个数。由这样操作而求出的10个二值化图像中的粒状型氧化物的面积和个数，求出作为当量圆直径的粒状型氧化物的平均粒径及数密度。将关于各钢板试样的粒状型氧化物的平均粒径(nm)及数密度(个/μm²)示于表1中。需要说明的是，在表1中，在SEM图像内不存在粒状型氧化物的情况(数密度＝0的情况)下，平均粒径记载为“-”。

此外，由上述埋入试样的截面观察来测定关于各钢板试样的比率A。具体而言，在150μm宽度(＝L₀)的SEM图像中，确定晶界型氧化物的位置，将所确定的晶界型氧化物投影至钢板的表面上，求出视场内的晶界型氧化物的长度L。基于这样操作而求出的L₀及L，求出比率A(％)＝100×L/L₀。将关于各钢板试样的粒状型氧化物的比率A(％)示于表1中。

Si-Mn缺乏层的厚度通过下述方式来确定：在测定比率A的SEM图像中，测定从钢板的表面起沿钢板的板厚方向(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晶界型氧化物(在不存在晶界型氧化物的情况下为粒状型氧化物)的最远位置为止的距离。此外，Si-Mn缺乏层的厚度的1/2位置处的不含氧化物的区域的Si及Mn含量通过下述方式来确定：对在由上述SEM图像所确定的Si-Mn缺乏层的厚度的1/2位置处随机地选择的不含氧化物的10处的点使用TEM-EDS进行分析，将所得到的Si及Mn浓度的测定值进行算术平均。此外，钢板的板厚中心部处的Si及Mn含量通过下述方式来确定：对该板厚中心部的截面利用SEM进行观察，对由该SEM图像在板厚中心部处随机地选择的10处的点使用TEM-EDS进行分析，将所得到的Si及Mn浓度的测定值进行算术平均。最后，将Si-Mn缺乏层的厚度的1/2位置处的Si及Mn含量分别除以钢板的板厚中心部处的Si及Mn含量而得到的值以百分率来表现，将由此得到的值确定为Si及Mn缺乏率。此外，对于各钢板试样，对粒状型氧化物及晶界型氧化物的成分组成进行分析，结果任一氧化物都包含Si、O及Fe，在大部分氧化物中还包含Mn，因此任一氧化物的成分组成都包含Si：5～25％、Mn：0～10％、O：40～65％及Fe：10～30％。

(镀覆钢板试样的制作)

将各钢板试样切断成100mm×200mm的尺寸后，通过进行用于形成表1中所示的镀覆种的镀覆处理来制作镀覆钢板试样。在表1中，镀覆种A是指“合金化热浸镀锌钢板(GA)”，镀覆种B是指“热浸镀Zn-0.2％Al钢板(GI)”，镀覆种C是指“热浸镀Zn-(0.3～1.5)％Al钢板(将Al量记载于表中)”。在热浸镀锌工序中，将所切断的试样在440℃的热浸镀锌浴中浸渍3秒钟。浸渍后，以100mm/秒拉出，通过N₂擦拭气体将镀覆附着量控制为50g/m²。对于镀覆种A，之后在460℃下进行合金化处理。

(镀层的成分组成分析)

镀层的成分组成通过下述方式来确定：将切断成30mm×30mm的样品浸渍于加有抑制剂(朝日化学工业制IBIT)的10％HCl水溶液中，将镀层进行酸洗剥离后，对溶解于水溶液中的镀覆成分通过ICP发光分光法进行测定。

(镀覆性评价)

对于各镀覆钢板试样，通过测定钢板的表面的未镀覆部的面积率来进行镀覆性的评价。具体而言，用光学显微镜对形成有镀层的各镀覆钢板试样的表面的1mm×1mm的区域进行观察，由所观察的图像来判别形成有镀层的部分(镀覆部)和未形成镀层的部分(未镀覆部)，算出未镀覆部的面积率(未镀覆部的面积/所观察的图像的面积)，通过以下的基准来评价镀覆性，将其结果示于表1中。A为合格，B为不合格。

评价A：5.0％以下

评价B：超过5.0％

(耐LME性评价)

将100×100mm的各镀覆钢板试样供于点焊。准备2块切断成50mm×100mm的尺寸的镀覆钢板，通过对这2块Zn系镀覆钢板试样，使用圆顶半径型的前端直径为8mm的焊接电极，以倾角为7°、加压力为3.0kN、通电时间为0.5秒、通电电流为7kA进行点焊，得到焊接构件。对焊接部进行截面研磨后，用光学显微镜进行观察，测定焊接部的截面中产生的LME开裂的长度，如以下那样进行评价。将其结果示于表1中。AAA、AA及A为合格，B为不合格。

评价AAA：LME龟裂长度超过0μm且为150μm以下

评价AA：LME龟裂长度超过150μm且为300μm以下

评价A：LME龟裂长度超过300μm且为500μm以下

评价B：LME龟裂长度超过500μm

(耐氢脆性的评价)

对50mm×100mm的各镀覆钢板试样使用磷酸锌系化学转化处理液(SURFDINESD5350系：Nippon Paint Industrial Coatings公司制)进行磷酸锌处理，之后形成20μm的电沉积涂装(PN110POWERNICS gray：Nippon Paint Industrial Coatings公司制)，在150℃的烘烤温度下进行20分钟烘烤，在镀覆钢板试样上形成涂膜。接着，供于按照JASO(M609-91)的复合循环腐蚀试验，通过升温脱离法来测定经过120个循环后的扩散氢量。具体而言，在具备气相色谱仪的加热炉中将镀覆钢板试样加热至400℃，测定直至降低至250℃为止所放出的氢量的总和。基于所测定的扩散性氢量，通过以下的基准，评价耐氢脆性(试样中的氢蓄积量)，将其结果示于表1中。AA及A为合格，B为不合格。

评价AA：低于0.3ppm

评价A：0.5～0.3ppm

评价B：超过0.5ppm

试样No.102～108及120～133由于钢的成分组成、粒状型氧化物的平均粒径及数密度以及Si-Mn缺乏层的厚度及组成适宜，因此具有高镀覆性、耐氢脆性及耐LME性。另一方面，试样No.101及119由于退火前的内部氧化层深度厚，无法形成所期望的粒状型氧化物，此外也没有形成所期望的Si-Mn缺乏层，因此没有得到高的耐氢脆性及耐LME性。试样No.109的退火时的露点低，形成外部氧化层，而不是内部氧化物，没有得到高镀覆性、耐氢脆性及耐LME性。试样No.110的退火时的露点高，生成外部氧化层，此外无法将粒状型氧化物微细化，没有得到高镀覆性、耐氢脆性及耐LME性。试样No.111的退火时的保持温度高，促进晶界型氧化物的生成，无法将粒状型氧化物微细化，没有得到高的耐氢脆性及耐LME性。试样No.112由于退火时的保持温度低，没有充分地形成内部氧化物，此外也没有形成所期望的Si-Mn缺乏层，因此没有得到高的耐氢脆性及耐LME性。试样No.113由于退火时的保持时间短，没有充分地形成内部氧化物，此外也没有形成所期望的Si-Mn缺乏层，因此没有得到高的耐氢脆性及耐LME性。试样No.114的退火时的保持时间长，促进晶界型氧化物的生成，无法将粒状型氧化物微细化，没有得到高的耐氢脆性及耐LME性。试样No.115及117分别由于Si量及Mn量为过量，外部氧化物生长，进而粒状型氧化物发生粗大化，此外也没有形成所期望的Si-Mn缺乏层，因此没有得到高镀覆性、耐氢脆性及耐LME性。试样No.116及118分别由于Si量及Mn量为0(零)，没有形成内部型氧化层，此外也没有形成所期望的Si-Mn缺乏层，因此没有得到高的耐氢脆性及耐LME性。试样No.134由于在退火时没有应用规定的张力，因此没有充分地形成内部氧化物，此外也没有形成所期望的Si-Mn缺乏层。其结果是，没有得到高的耐氢脆性及耐LME性。试样No.135由于没有进行退火前的磨削，因此没有充分地形成内部氧化物，此外也没有形成所期望的Si-Mn缺乏层。其结果是，没有得到高的耐氢脆性及耐LME性。

(例Y)

(钢板试样的制作)

除了将退火处理中的保持温度主要设定为超过780℃且为870℃以下以外，与例X的情况同样地操作，在表2中所示的制造条件下制作钢板试样。需要说明的是，对于各钢板试样，采集以与轧制方向成直角的方向作为长度方向的JIS5号拉伸试验片，依据JIS Z2241(2011)进行拉伸试验，其结果是，关于No.201、216及218，抗拉强度低于440MPa，关于除其以外的试样为440MPa以上。

(镀覆钢板试样的制作)

将各钢板试样切断成100mm×200mm的尺寸后，通过进行用于形成表2中所示的镀覆种的镀覆处理来制作镀覆钢板试样。在表2中，镀覆种A是指“合金化热浸镀锌钢板(GA)”，镀覆种B是指“热浸镀Zn-0.2％Al钢板(GI)”，镀覆种C是指“热浸镀Zn-(0.3～1.5)％Al钢板(将Al量记载于表中)”。在热浸镀锌工序中，将所切断的试样在440℃的热浸镀锌浴中浸渍3秒钟。浸渍后，以100mm/秒拉出，通过N₂擦拭气体将镀覆附着量控制为50g/m²。对于镀覆种A，之后在460℃下进行合金化处理。

钢板试样的表层的分析、镀层的成分组成分析、镀覆性评价、耐LME性评价及耐氢脆性的评价与例X相关联地如上文所说明的那样。

试样No.202～208及220～233由于钢板的成分组成、粒状型氧化物的平均粒径及数密度以及Si-Mn缺乏层的厚度及组成适宜，因此具有高镀覆性、耐LME性及耐氢脆性。试样No.201由于C量不足，不仅没有得到充分的强度，而且没有形成所期望的粒状型氧化物，此外也没有形成所期望的Si-Mn缺乏层，因此没有得到高的耐氢脆性及耐LME性。试样No.209的退火时的露点低，形成外部氧化层，而不是内部氧化物，没有得到高镀覆性、耐氢脆性及耐LME性。试样No.210的退火时的露点高，生成外部氧化层，此外无法将粒状型氧化物微细化，没有得到高镀覆性、耐氢脆性及耐LME性。试样No.211由于退火时的保持温度高，生成外部氧化物，没有充分生成粒状型氧化物，此外也没有形成所期望的Si-Mn缺乏层，因此没有得到高镀覆性、耐氢脆性及耐LME性。试样No.212由于在退火时没有应用规定的张力，因此没有形成所期望的Si-Mn缺乏层，没有得到高的耐氢脆性。试样No.213由于退火时的保持时间短，没有充分地形成内部氧化物，此外也没有形成所期望的Si-Mn缺乏层，因此没有得到高的耐氢脆性及耐LME性。试样No.214及234由于退火时的保持时间长，无法将粒状型氧化物微细化，此外也没有形成所期望的Si-Mn缺乏层，因此没有得到高的耐氢脆性及耐LME性。试样No.215及217分别由于Si量及Mn量为过量，外部氧化物生长，进而粒状型氧化物发生粗大化，此外也没有形成所期望的Si-Mn缺乏层，因此没有得到高镀覆性、耐氢脆性及耐LME性。试样No.216及218分别由于Si量及Mn量为0(零)，没有形成内部型氧化层，此外也没有形成所期望的Si-Mn缺乏层，因此没有得到高的耐氢脆性及耐LME性。试样No.219由于退火前的内部氧化层深度厚，在退火后无法形成所期望的内部氧化物，此外也没有形成所期望的Si-Mn缺乏层，因此没有得到高的耐氢脆性及耐LME性。试样No.235由于没有进行退火前的磨削，因此没有充分地形成内部氧化物，此外也没有形成所期望的Si-Mn缺乏层。其结果是，没有得到高的耐氢脆性及耐LME性。

产业上的可利用性

根据本发明，能够提供具有高镀覆性、耐LME性及耐氢脆性的高强度钢板及镀覆钢板，该钢板及镀覆钢板可以适宜地用于汽车、家电制品、建筑材料等用途、特别是汽车用，作为汽车用钢板及汽车用镀覆钢板可期待高的碰撞安全性、长寿命化。因此，本发明可以说是产业上的价值极高的发明。

符号的说明

1 钢板

2 外部氧化层

3 母材钢

11 钢板

12 粒状型氧化物

13 晶界型氧化物

14 母材钢

Claims

1.一种钢板，其具有下述成分组成：

以质量％计含有：

C：0.05～0.40％、

Si：0.2～3.0％、

Mn：0.1～5.0％、

sol.Al：0％以上且低于0.4000％、

P：0.0300％以下、

S：0.0300％以下、

N：0.0100％以下、

B：0～0.010％、

Ti：0～0.150％、

Nb：0～0.150％、

V：0～0.150％、

Cr：0～2.00％、

Ni：0～2.00％、

Cu：0～2.00％、

Mo：0～1.00％、

W：0～1.00％、

Ca：0～0.100％、

Mg：0～0.100％、

Zr：0～0.100％、

Hf：0～0.100％、及

REM：0～0.100％，剩余部分由Fe及杂质构成，

其中，在所述钢板的表层中包含粒状型氧化物，

所述粒状型氧化物的平均粒径为300nm以下，

所述粒状型氧化物的数密度为4.0个/μm²以上，

所述钢板包含从所述钢板的表面起具有3.0μm以上的厚度的Si-Mn缺乏层，

所述Si-Mn缺乏层的所述厚度的1/2位置处的不含氧化物的区域的Si及Mn含量分别低于所述钢板的板厚中心部处的Si及Mn含量的10％，

所述钢板的所述表层是指从所述钢板的表面在板厚方向上至50μm为止的区域，在镀覆钢板的情况下是指从钢板与镀层的界面在板厚方向上至50μm为止的区域，

所述粒状型氧化物是指在钢的晶粒内或晶体晶界上以粒状分散的氧化物，所述粒状是指在钢基体内彼此分开地存在，是指具有1.0～5.0的长宽比，

所述Si-Mn缺乏层的厚度是指从所述钢板的表面起沿所述钢板的板厚方向即与钢板的表面垂直的方向前进的情况下的从所述钢板的表面至存在内部氧化物的最远位置为止的距离，在镀覆钢板的情况下是指从所述钢板与镀层的界面起沿所述钢板的板厚方向即与钢板的表面垂直的方向前进的情况下的从所述钢板的表面至存在内部氧化物的最远位置为止的距离。

2.根据权利要求1所述的钢板，其中，所述粒状型氧化物的平均粒径为200nm以下。

3.根据权利要求1或2所述的钢板，其中，所述粒状型氧化物的数密度为10.0个/μm²以上。

4.根据权利要求1或2所述的钢板，其在所述钢板的表层中进一步包含晶界型氧化物，

所述晶界型氧化物是指沿着钢的晶体晶界而存在的氧化物，不包含存在于钢的晶粒内的氧化物。

5.根据权利要求4所述的钢板，其在对所述钢板的表层的截面进行观察的情况下，投影至所述钢板的表面的晶界型氧化物的长度相对于所述钢板的表面的长度的比率A为50％以上。

6.根据权利要求5所述的钢板，其中，所述比率A为80％以上。

7.一种镀覆钢板，其在权利要求1～6中任一项所述的钢板上具有包含Zn的镀层。

8.根据权利要求7所述的镀覆钢板，其中，所述镀层具有Zn-(0.3～1.5)％Al的成分组成。