專利名稱：：超高強(qiáng)度薄鋼板的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及一種用作汽車用鋼板和運(yùn)輸機(jī)械用鋼板的超高強(qiáng)度薄鋼板，具體地，涉及其中由氫脆性所引起的斷裂如季節(jié)性開(kāi)裂和延遲斷裂被抑制發(fā)生的超高強(qiáng)度薄鋼板，所述由氫脆性所引起的斷裂特別是在抗拉強(qiáng)度為980MPa以上的鋼板中的問(wèn)題。
背景技術(shù)：
：迄今為止，高強(qiáng)度鋼板在比如螺栓、PC鋼線和線管的應(yīng)用中己經(jīng)得到大量使用，并且已知的是，當(dāng)抗拉強(qiáng)度變?yōu)?80MPa以上時(shí)，由于氫侵入鋼中，導(dǎo)致氫脆性(如酸洗脆化、鍍敷脆化和延遲斷裂)。與此相比，因?yàn)殇摪搴穸缺?，在氫侵入時(shí)，氫在短時(shí)間內(nèi)得到釋放。另外，出于可加工性和可焊性的觀點(diǎn)，因?yàn)?80MPa以上的鋼板并沒(méi)有得到如此多地使用，對(duì)所謂氫脆性的積極對(duì)策沒(méi)有被考慮。然而，近年來(lái)，出于實(shí)現(xiàn)汽車的輕重量和提高其碰撞安全性的需要，迅速增長(zhǎng)的趨勢(shì)是對(duì)在增強(qiáng)材料如減震器、或沖擊梁或鋼軌中使用的980MPa以上的超高強(qiáng)度鋼板應(yīng)用壓制成型或彎曲加工。而且，應(yīng)用壓制成型或彎曲加工的部件如柱子也被要求高的機(jī)械強(qiáng)度。隨之而來(lái)的是，對(duì)為超高強(qiáng)度薄鋼板提供抗易感氫脆性的要求正在變高。作為響應(yīng)這種要求的鋼板，特別是，使用TRIP(相變感生塑性)鋼的鋼板正在引起關(guān)注。TRIP鋼是這樣一種鋼板，其中奧氏體組織殘留，并在使用加工變形時(shí)，由于應(yīng)力，誘導(dǎo)殘留奧氏體(殘留Y)相變成馬氏體，從而得到大的伸長(zhǎng)率。作為其種類，可列舉一些。其實(shí)例包括以多邊鐵素體為母相，并包含殘留奧氏體的TRIP型復(fù)合組織鋼(TPF鋼)；以回火馬氏體為母相，并包含殘留奧氏體的TRIP型回火馬氏體鋼(TAM鋼)；以及以貝氏體鐵素體為母相，并包含殘留奧氏體的TRIP貝氏體鋼(TBF鋼)。在這些之中，TBF鋼已經(jīng)得到了長(zhǎng)期的認(rèn)識(shí)(在例如專利文獻(xiàn)l中描述)，并且具有這樣的優(yōu)點(diǎn)，即由于硬質(zhì)的貝氏體鐵素體，容易地獲得高強(qiáng)度，并且在組織中，在板條狀的貝氏體鐵素體的邊界容易生成細(xì)小的殘留奧氏體晶粒，并且這樣的組織轉(zhuǎn)變顯示很優(yōu)異的伸長(zhǎng)率。此外，TBF鋼還有從制造觀點(diǎn)考慮的這樣的優(yōu)點(diǎn)，即能夠容易地通過(guò)單一的熱處理(連續(xù)退火工序或鍍敷工序)進(jìn)行制造。當(dāng)TRIP鋼的耐氫脆性(耐氫脆性的性能)得到提高時(shí)，考慮轉(zhuǎn)變與其中將各種元素加入到鋼中的棒鋼和螺栓鋼相關(guān)的技術(shù)。例如，在非專利文件2中，報(bào)道了當(dāng)在主要由回火馬氏體形成的金相組織中，加入顯示抗回火軟化性的添加劑元素如Cr、Mo和V時(shí)，延遲斷裂得到有效地提髙。這是其中合金碳化物在鋼中析出以用作氫捕獲位置的技術(shù)，從而延遲斷裂形式從晶間斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)榇┚嗔选６?，在專利文件l中，據(jù)報(bào)道主要由Ti和Mg構(gòu)成的氧化物有效地抑制了氫相關(guān)的缺陷產(chǎn)生。而且，在專利文件2中，據(jù)報(bào)道當(dāng)Mg的氧化物和硫化物、復(fù)合析出或析出的化合物的分散狀態(tài)得到控制，并且在鋼板的微結(jié)構(gòu)中的殘留奧氏體和鋼板的機(jī)械強(qiáng)度得到控制時(shí)，在加工之后的伸長(zhǎng)率(延展性)和耐延遲斷裂性變得相適應(yīng)。專利文件1:JP-A-11-293383專利文件2:JP-A-2003-166035非專利文件1:NISSINSTEELTECHNICALREPORT,第43期，12月，1980，l-10頁(yè)非專利文件2:"在延遲斷裂的解釋的新進(jìn)展(^yb^e/7ayta汝a/me/"os/2/"te"^r/;(由曰本鋼鐵協(xié)會(huì)在1997年1月發(fā)行，111-120頁(yè))
發(fā)明內(nèi)容然而，在非專利文件1和2的技術(shù)中，因?yàn)殇摵?.4重量。/。以上的C和許多合金元素，所以在薄鋼板中所需的可加工性和可焊性很差，而且，因?yàn)槲龀鰺崽幚肀仨毣ㄙM(fèi)幾個(gè)小時(shí)以上以析出合金碳化物，所以生產(chǎn)率也是有問(wèn)題的。專利文件l的技術(shù)針對(duì)厚鋼板，并且考慮特別是在高的熱輸入焊接之后的延遲斷裂。然而，沒(méi)有充分考慮在由薄鋼板制成的汽車部件中的使用環(huán)境。而且，在專利文件2的技術(shù)中，在實(shí)際上產(chǎn)生腐蝕并且存在氫的這樣的環(huán)境下，單獨(dú)的析出物的捕獲效應(yīng)不足。此外，當(dāng)加入Cr時(shí)，在TRIP鋼中(特別是在晶界附近)產(chǎn)生粗大的夾雜物(碳化物)，在加工過(guò)程中導(dǎo)致裂紋的很硬滲碳體大量析出，并且抑制殘留奧氏體的產(chǎn)生。由于這些原因，沒(méi)有將Cr加入到TRIP鋼中。而且，當(dāng)粗大夾雜物(碳化物)存在于晶界附近時(shí)，不但鋼板的機(jī)械強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率劣化，而且從環(huán)境中侵入的氫積聚在粗大夾雜物的周圍，使耐氫脆性劣化。如上所述，棒鋼和螺栓鋼的技術(shù)不能提高TRIP鋼的耐氫脆性。而且，幾乎沒(méi)有發(fā)現(xiàn)這樣的研究例子，其中在發(fā)揮出作為T(mén)RIP鋼板的特性的優(yōu)異可加工性的同時(shí)，充分考慮例如汽車部件長(zhǎng)時(shí)間所處的嚴(yán)酷的使用環(huán)境，并且使用對(duì)加工之后的氫脆性的對(duì)策。本發(fā)明鑒于上述情況進(jìn)行，并且意圖在于提供一種TRIP型超高強(qiáng)度薄鋼板，其中在不損害作為T(mén)RIP鋼板的特性的優(yōu)異延展性(伸長(zhǎng)率)的情況下，在其中抗拉強(qiáng)度為980MPa以上的超高強(qiáng)度區(qū)域中，耐氫脆性得到顯著提高。此外，本發(fā)明還意在提供一種抗拉強(qiáng)度為980MPa以上的TRIP型超高強(qiáng)度薄鋼板，其中在成型為部件后的鋼板在嚴(yán)酷的使用條件下長(zhǎng)時(shí)間地發(fā)揮出優(yōu)異的耐氫脆性，并且可加工性得到進(jìn)一步提高。又另外，本發(fā)明意在提供一種抗拉強(qiáng)度為980MPa以上的TRIP型超高強(qiáng)度薄鋼板，其中即使在加入Cr時(shí)，不同于常規(guī)技術(shù)的是，在晶界附近也不產(chǎn)生粗大的碳化物，并且耐氫脆性得到急劇提高。艮口，本發(fā)明涉及一種耐氫脆性優(yōu)異的超高強(qiáng)度薄鋼板，所述鋼板包含以重量％計(jì)的0.10至0.60%的<:、1.0至3.0。/。的Si、1.0至3.5o/。的Mn、0.15%以下的P、0.02。/o以下的S、1.5。/o以下的Al、0.003至2.0。/o的Cr以及包括鐵和不可避免的雜質(zhì)在內(nèi)的余量，其中殘留奧氏體晶粒的平均軸比(長(zhǎng)軸/短軸)為5以上，所述殘留奧氏體晶粒的平均短軸長(zhǎng)度為l)tmi以下，并且所述殘留奧氏體晶粒的晶粒間最近-鄰接距離為lpm以下。按照根據(jù)下面所示的本發(fā)明第一實(shí)施方案的超髙強(qiáng)度薄鋼板，當(dāng)控制在鋼板中的組分組成和殘留奧氏體時(shí)，在既不損害延展性(伸長(zhǎng)率)又不在晶界附近產(chǎn)生粗大的碳化物的情況下，在抗拉強(qiáng)度為980MPa以上的超高強(qiáng)度區(qū)中耐氫脆性得到顯著提高。而且，當(dāng)Mo的含量降低并且B增加時(shí)，涂層耐腐蝕性提高。而且，耐氫脆性優(yōu)異的超高強(qiáng)度薄鋼板是以優(yōu)異的生產(chǎn)率制備的，并且可以在汽車部件如增強(qiáng)材料，如減震器和沖擊梁、座椅橫擋、柱子、加固物和構(gòu)件中用作超高強(qiáng)度部件，該超高強(qiáng)度部件非常難以導(dǎo)致延遲斷裂等。按照根據(jù)下面所示的本發(fā)明第二實(shí)施方案的超高強(qiáng)度薄鋼板，當(dāng)控制在鋼板中的組分組成和殘留奧氏體時(shí)，在既不損害延展性(伸長(zhǎng)率)又不在晶界附近產(chǎn)生粗大的碳化物的情況下，在抗拉強(qiáng)度為980MPa以上的超高強(qiáng)度區(qū)中耐氫脆性得到顯著提高。而且，當(dāng)降低Mo的含量并且增加B時(shí)，涂層耐腐蝕性提高。而且，耐氫脆性優(yōu)異的超高強(qiáng)度薄鋼板是以優(yōu)異的生產(chǎn)率制備的，并且可以在汽車部件如增強(qiáng)材料，如減震器和沖擊梁、座椅橫擋、柱子、加固物和構(gòu)件中用作超高強(qiáng)度部件，該超高強(qiáng)度部件非常難以導(dǎo)致延遲斷裂等。附圖簡(jiǎn)述圖l是示意性顯示本發(fā)明第一實(shí)施方案中的殘留奧氏體晶粒的圖。圖2是顯示在本發(fā)明第一實(shí)施方案中殘留奧氏體晶粒的平均軸比和氫脆性危險(xiǎn)度的評(píng)價(jià)指數(shù)之間的關(guān)系的圖。圖3是示意性顯示本發(fā)明第二實(shí)施方案中的殘留奧氏體晶粒的圖。圖4是顯示在本發(fā)明第二實(shí)施方案中殘留奧氏體晶粒的平均軸比和氫脆性危險(xiǎn)度的評(píng)價(jià)指數(shù)之間的關(guān)系的圖。圖5是在一個(gè)實(shí)施例中的耐壓壞性試驗(yàn)中所用的部件的示意性透視圖。圖6是示意性顯示在一個(gè)實(shí)施例中的耐壓壞性試驗(yàn)的情形的側(cè)視圖。圖7是在一個(gè)實(shí)施例中的耐沖擊性試驗(yàn)中所用的部件的示意性透視圖。圖8是在圖7中的A-A線截面圖。圖9是示意性顯示在一個(gè)實(shí)施例中的耐沖擊性試驗(yàn)的情形的側(cè)視圖。附圖標(biāo)記的說(shuō)明1:用于耐壓壞性試驗(yàn)的部件(試樣)2，5:點(diǎn)焊位置3:模具4:用于耐沖擊性試驗(yàn)的部件(試樣)6:落錘7:工作臺(tái)(用于耐沖擊性試驗(yàn))實(shí)施本發(fā)明的最佳方式下面，將詳細(xì)描述本發(fā)明。作為本發(fā)明的優(yōu)選實(shí)施方案之一，可以提及下面所示的(l)(以下在一些情況下被簡(jiǎn)稱為本發(fā)明第一實(shí)施方案)。(l)一種耐氫脆性優(yōu)異的超高強(qiáng)度薄鋼板，所述鋼板包含以重量％計(jì)的0.10至0.60。/o的C、1.0至3.0。/o的Si、1.0至3.5。/o的Mn、0.15。/o以下的P、0.02%以下的S、1.5。/o以下的Al、0.003至2.0。/。的Cr以及包括鐵和不可避免的雜質(zhì)在內(nèi)的余量；其中殘留奧氏體晶粒平均軸比(長(zhǎng)軸/短軸)為5以上，殘留奧氏體晶粒的平均短軸長(zhǎng)度為lpm以下，并且殘留奧氏體晶粒的晶粒間最近-鄰接距離為lpm以下。此處，根據(jù)本發(fā)明第一實(shí)施方案的耐氫脆性優(yōu)異的超高強(qiáng)度薄鋼板含有以重量％計(jì)的0.10至0.60%的。1.0至3.0o/o的Si、1.0至3.5。/。的Mn、0.15%以下的P、0.02%以下的S、1.5M以下的A1、0.003至2.0。/o的Cr以及包括鐵和不可避免的雜質(zhì)在內(nèi)的余量；其中殘留奧氏體晶粒的平均軸比(長(zhǎng)軸/短軸)為5以上，殘留奧氏體晶粒的平均短軸長(zhǎng)度為lpm以下，并且殘留奧氏體晶粒的晶粒間最近-鄰接距離為1以下。當(dāng)這樣構(gòu)成本發(fā)明第一實(shí)施方案的超高強(qiáng)度薄鋼板時(shí)，因?yàn)榘A(yù)定量的C、Si、Mn、P、Al和Cr，因此鋼板的機(jī)械強(qiáng)度得到提高并且殘留奧氏體在鋼板中有效地生成。當(dāng)規(guī)定殘留奧氏體的面積比和分散狀態(tài)(平均軸比、平均短軸長(zhǎng)度、最近-鄰接距離)時(shí)，在鋼中分散的不是聚集體，而是細(xì)板條狀殘留奧氏體。因?yàn)樵阡撝屑?xì)板條狀殘留奧氏體發(fā)揮出的氫捕獲能力壓倒性地大于碳化物的氫捕獲能力，所以由大氣腐蝕所致的氫侵入實(shí)際上變?yōu)闊o(wú)害。而且，特別是，當(dāng)包含預(yù)定量的Cr時(shí)，粗大的碳化物不在鋼板中析出，并且細(xì)小的碳化物是分散的，從而導(dǎo)致氫捕獲能力的提高，并且抑制裂紋蔓延。根據(jù)相對(duì)于鋼板的全部組織的面積比，本發(fā)明第一實(shí)施方案的超高強(qiáng)度薄鋼板優(yōu)選含有總量為80%以上的貝氏體鐵素體和馬氏體，以及總量為0至9%的鐵素體和珠光體。當(dāng)這樣構(gòu)成本發(fā)明第一實(shí)施方案的超高強(qiáng)度薄鋼板時(shí)，因?yàn)殇摪宓哪赶嘤韶愂象w鐵素體和馬氏體組成，所以鋼板的機(jī)械強(qiáng)度得到進(jìn)一步提高，并且消除了晶間斷裂的起點(diǎn)。在本發(fā)明第一實(shí)施方案的超高強(qiáng)度薄鋼板中，鋼板優(yōu)選還包含以重量％計(jì)的0.003至0.5。/o的Cu和0.003至1.0。/o的Ni中的至少一種。當(dāng)這樣構(gòu)成本發(fā)明第一實(shí)施方案的超高強(qiáng)度薄鋼板時(shí)，因?yàn)橛捎陬A(yù)定量的Cu和Ni的夾雜物，促使生成熱力學(xué)上穩(wěn)定的保護(hù)性鐵銹，即使在嚴(yán)酷的腐蝕環(huán)境下，也充分抑制氫-助長(zhǎng)裂紋等的產(chǎn)生，以提高耐腐蝕性，從而導(dǎo)致進(jìn)一步提高耐氫脆性。在本發(fā)明第一實(shí)施方案的超高強(qiáng)度薄鋼板中，鋼板優(yōu)選還包含以重量％計(jì)的總量為0.003至1.0。/。的Ti、V、Zr和W中的至少一種。當(dāng)這樣構(gòu)成本發(fā)明第一實(shí)施方案的超高強(qiáng)度薄鋼板時(shí)，因?yàn)榘A(yù)定量的Ti、V、Zr和W中的至少一種，所以鋼板的機(jī)械強(qiáng)度得到進(jìn)一步提高。而且，鋼板的組織被細(xì)?；?，導(dǎo)致進(jìn)一步提高氫捕獲能力。而且，促使生成熱力學(xué)上穩(wěn)定的保護(hù)性鐵銹以提高耐腐蝕性，從而導(dǎo)致進(jìn)一步提高耐氫脆性。在本發(fā)明第一實(shí)施方案的超高強(qiáng)度薄鋼板中，鋼板優(yōu)選還包含以重量％計(jì)的1.0。/。以下的Mo和0.P/。以下的Nb中的至少一種。當(dāng)這樣構(gòu)成本發(fā)明第一實(shí)施方案的超高強(qiáng)度薄鋼板時(shí)，因?yàn)榘A(yù)定量的Mo和Nb，所以鋼板的機(jī)械強(qiáng)度得到進(jìn)一步提高。而且，因?yàn)殇摪宓慕M織是細(xì)?；牟⑶腋行У厣蓺埩魥W氏體，所以進(jìn)一步提高氫捕獲能力。在本發(fā)明第一實(shí)施方案的超高強(qiáng)度薄鋼板中，鋼板優(yōu)選還含有以重量％計(jì)的0.2。/o以下的Mo和0.P/。以下的Nb中的至少一種。當(dāng)這樣構(gòu)成本發(fā)明第一實(shí)施方案的超高強(qiáng)度薄鋼板時(shí)，因?yàn)榘A(yù)定量的Mo和Nb，所以涂覆前處理是均一化的，并且涂層粘附性得到提高。在本發(fā)明第一實(shí)施方案的超高強(qiáng)度薄鋼板中，鋼板優(yōu)選還包含以重量％計(jì)的0.0002至0.01。/。的B。當(dāng)這樣構(gòu)成本發(fā)明第一實(shí)施方案的超高強(qiáng)度薄鋼板時(shí)，因?yàn)榘A(yù)定量的B，所以鋼板的機(jī)械強(qiáng)度得到進(jìn)一步提高，而且由于B在晶界的富集，抑制了晶界裂紋的產(chǎn)生。在本發(fā)明第一實(shí)施方案的超高強(qiáng)度薄鋼板中，鋼板優(yōu)選還包含以重量％計(jì)的0.0005至0.01。/。的B。當(dāng)這樣構(gòu)成本發(fā)明第一實(shí)施方案的超高強(qiáng)度薄鋼板時(shí)，因?yàn)榘A(yù)定量的B，所以涂覆前處理為均一化，并且涂層粘附性得到提高。而且，可以補(bǔ)充由Mo的降低所致的強(qiáng)度不足。在本發(fā)明第一實(shí)施方案的超高強(qiáng)度薄鋼板中，鋼板優(yōu)選還含有以重量％計(jì)的選自0.0005至0.005。/o的Ca、0.0005至0.01。/o的Mg以及0.0005至0.01%的REM中的至少一種。當(dāng)這樣構(gòu)成本發(fā)明第一實(shí)施方案的超高強(qiáng)度薄鋼板時(shí)，因?yàn)榘A(yù)定量的Ca、Mg以及REM中的至少一種，因?yàn)橐种屏擞射摪灞砻娓g所產(chǎn)生的在界面環(huán)境中的氫離子濃度的上升，所以耐腐蝕性得到提高，從而導(dǎo)致進(jìn)一步提高耐氫脆性。下面，在下文中，將詳細(xì)描述本發(fā)明第一實(shí)施方案。在通常被用作高強(qiáng)度鋼材的回火馬氏體鋼或馬氏體和鐵素體鋼組合的情況下，氫-誘導(dǎo)延遲斷裂被認(rèn)為是以這樣的方式導(dǎo)致的氫積聚在原始奧氏體晶界上而形成孔隙，并且該部分作為氫-誘導(dǎo)延遲斷裂的起點(diǎn)。因此，為了降低延遲斷裂的感受性，已經(jīng)考慮通常的解決手段來(lái)均勻地并且精細(xì)地分散氫的捕獲位置，如碳化物，以將那兒的氫捕獲以降低擴(kuò)散性氫的濃度。然而，即使當(dāng)大量分散氫的捕獲位置如碳化物時(shí)，也因?yàn)榇嬖诓东@能力的極限，所以氫-誘導(dǎo)延遲斷裂沒(méi)有得到充分抑制。而且，當(dāng)粗大的夾雜物存在于鋼中(特別是晶界附近)時(shí)，據(jù)認(rèn)為由變形所致的應(yīng)力集中在夾雜物上而促使開(kāi)裂。為了抑制這種開(kāi)裂的發(fā)生，優(yōu)選將組織設(shè)計(jì)為在鋼中不含粗大夾雜物以避免應(yīng)力集中。關(guān)于這一點(diǎn)，為了實(shí)現(xiàn)更高等級(jí)的耐氫脆性(耐延遲斷裂性)，該耐氫脆性充分考慮超高強(qiáng)度薄鋼板(以下稱為鋼板)的使用環(huán)境，以及注意氫的解毒(氫捕獲能力的增強(qiáng))，本發(fā)明人研究了其具體手段。結(jié)果，發(fā)現(xiàn)形成氫捕獲能力和儲(chǔ)氫能力非常高的殘留奧氏體是有效的。然而，當(dāng)儲(chǔ)氫能力非常高的殘留奧氏體以粗大的聚集體形式存在時(shí)，在應(yīng)力負(fù)荷下趨向于形成孔隙，從而形成斷裂的起點(diǎn)。為了殘留奧氏體在充分發(fā)揮出氫捕獲作用的同時(shí)可以不成為斷裂的起點(diǎn)，殘留奧氏體的形態(tài)必須被控制成細(xì)板條狀。在普通的TRIP鋼中的殘留奧氏體是以微米級(jí)的聚集體形式形成的。然而，在本發(fā)明第一實(shí)施方案中，殘留奧氏體是以亞微米級(jí)形成的，并且具有細(xì)板條狀。而且，發(fā)現(xiàn)當(dāng)根據(jù)相對(duì)于鋼板全部組織的面積比計(jì)，含有1%以上的殘留奧氏體，并且殘留奧氏體分散地存在于鋼板中，使得在不添加特別的合金元素的情況下，分散形態(tài)可以滿足殘留奧氏體晶粒的平均軸比(長(zhǎng)軸/短軸)為5以上，殘留奧氏體晶粒的平均短軸長(zhǎng)度為lpm以下，并且在殘留奧氏體晶粒之間的最近-鄰接距離為lpm以下時(shí)，在鋼板中的耐氫脆性(延遲斷裂性、抗助長(zhǎng)開(kāi)裂性等)得到充分提高，從而實(shí)現(xiàn)本發(fā)明第一實(shí)施方案。下文中，將描述根據(jù)本發(fā)明第一實(shí)施方案的殘留奧氏體的面積比和分散形態(tài)。<殘留奧氏體根據(jù)面積比計(jì)為1%以上>出于確保殘留奧氏體的氫吸收能力和鋼板的伸長(zhǎng)率的觀點(diǎn)，在本發(fā)明第一實(shí)施方案中，根據(jù)相對(duì)于鋼板的全部組織的面積比，殘留奧氏體必須存在1%以上。該面積比優(yōu)選為2%以上并且更優(yōu)選為3%以上。當(dāng)殘留奧氏體存在15%以上時(shí)，導(dǎo)致機(jī)械強(qiáng)度變得難以確保的問(wèn)題；因此，其上限優(yōu)選被設(shè)定在15%。該面積比優(yōu)選被設(shè)定在14%以下并且更優(yōu)選在13%以下。而且，出于殘留奧氏體的穩(wěn)定性的觀點(diǎn)，推薦在殘留奧氏體中的C濃度(CV)為0.8重量。/。以上。當(dāng)將CV控制為0.8重量。/o以上時(shí)，伸長(zhǎng)率等可以有效地提高。C^優(yōu)選為1.0重量。/。以上，并且更優(yōu)選為1.2重量％以上。C^越高越優(yōu)選。然而，出于實(shí)際操作的觀點(diǎn)，實(shí)際可控的上限被基本上認(rèn)為為1.6重量%。<殘留奧氏體晶粒的平均軸比(長(zhǎng)軸/短軸)為5以上>圖2是顯示在本發(fā)明第一實(shí)施方案中，在通過(guò)下述方法測(cè)量的殘留奧氏體晶粒的平均軸比(在圖2中的殘留Y軸比)和氫脆性危險(xiǎn)度的評(píng)價(jià)指數(shù)C通過(guò)在下列實(shí)例中所示的方法測(cè)量，并且表明數(shù)值越小，耐氫脆性越優(yōu)異)之間的關(guān)系的圖。從圖2發(fā)現(xiàn)，特別是在殘留奧氏體晶粒的平均軸比為5以上時(shí)，氫脆性危險(xiǎn)度的評(píng)價(jià)指數(shù)迅速降低?？紤]這個(gè)，原因是當(dāng)殘留奧氏體晶粒的平均軸比變?yōu)?以上這么高時(shí)，充分發(fā)揮出殘留奧氏體固有的氫吸收能力，因此氫捕獲能力變得遠(yuǎn)大于碳化物的氫捕獲能力，由于所謂大氣腐蝕侵入的氫實(shí)際上被解毒，由此發(fā)揮出耐氫脆性的顯著提高。另一方面，出于提高耐氫脆性的觀點(diǎn)，沒(méi)有具體規(guī)定平均軸比的上限。然而，為了使TRIP效果有效地發(fā)揮，殘留奧氏體的厚度必須達(dá)到一定程度。因此，上限優(yōu)選被設(shè)定在30，并且更優(yōu)選被設(shè)定在20以下?！礆埩魥W氏體晶粒的平均短軸長(zhǎng)度為^m以下〉圖l是示意性顯示(板條狀)殘留奧氏體晶粒的圖。發(fā)現(xiàn)如圖l中所示，當(dāng)平均短軸長(zhǎng)度為lpm以下的的殘留奧氏體晶粒被分散時(shí)，耐氫脆性得到提高。考慮這個(gè)，原因是當(dāng)具有短的平均短軸長(zhǎng)度的細(xì)小殘留奧氏體晶粒被大量分散時(shí)，殘留奧氏體的表面積變得更大，從而增加氫捕獲能力。而且，平均短軸長(zhǎng)度優(yōu)選為0.5pm以下，并且更優(yōu)選為0.25pm以下。<殘留奧氏體晶粒之間的最近-鄰接距離為*111以下>如在圖l中所示，發(fā)現(xiàn)當(dāng)在殘留奧氏體晶粒之間的最近-鄰接距離被控制時(shí)，更加提高耐氫脆性。考慮這個(gè)，原因是當(dāng)細(xì)板條狀殘留奧氏體晶粒精細(xì)地分散時(shí)，抑制斷裂蔓延。而且，最近-鄰接距離優(yōu)選為0.8,以下，并且更優(yōu)選為0.5pm以下。殘留奧氏體指通過(guò)使用配置有EBSP(電子反向散射衍射圖)檢測(cè)器的FE-SEM(場(chǎng)發(fā)射型掃描電子顯微鏡)觀察為FCC(面心立方晶格)的區(qū)域。在EBSP中，將電子束輸入到樣品表面上，并且分析由此時(shí)產(chǎn)生的反射電子所獲得的Kikuchi圖以確定在電子入射位置的晶體取向。當(dāng)電子束在樣品表面上二維掃描，并且每隔確定間距測(cè)量晶體取向時(shí)，測(cè)量在樣品表面上的取向分布。將列舉測(cè)量的實(shí)例。在板厚度四分之一的位置，將在與軋制平面平行的平面中的任意測(cè)量區(qū)域(基本上50jimx50|im，測(cè)量距離O.lpm)作為測(cè)量目標(biāo)。當(dāng)對(duì)測(cè)量平面施加拋光時(shí)，為了抑制殘留奧氏體轉(zhuǎn)變，使用電解拋光。其次，通過(guò)使用"配置有EBSP的FE-SEM"，使用高感光度照相機(jī)拍攝EBSP圖像，并且以圖像形式輸入電腦。進(jìn)行圖像分析，并且對(duì)通過(guò)與由于使用已知的晶系(在殘留奧氏體的情況下的FCC(面心立方晶格))模擬所致的圖比較所確定的FCC相繪制顏色。由此，獲得繪制的區(qū)域的面積比，并且將這個(gè)面積比作為殘留奧氏體組織的面積比。作為根據(jù)上述分析的硬件和軟件，可以使用OIM(取向成像顯微鏡TM)系統(tǒng)(可獲自TexSEM實(shí)驗(yàn)室有限公司)。如下顯示殘留奧氏體晶粒的平均軸比、平均短軸長(zhǎng)度和最近-鄰接距離的測(cè)量方法。首先，以這樣的方式獲得殘留奧氏體晶粒的平均軸比使用TEM觀察(放大倍數(shù)例如15,000倍)，測(cè)量存在于任意選擇的三個(gè)視場(chǎng)中的殘留奧氏體晶粒的長(zhǎng)軸和短軸(參見(jiàn)圖l)以獲得軸比，并且計(jì)算其平均值作為平均軸比。通過(guò)計(jì)算如上述測(cè)量的短軸的平均值，以獲得殘留奧氏體晶粒的平均短軸長(zhǎng)度。以這樣的方式獲得在殘留奧氏體晶粒之間的最近-鄰接距離使用TEM觀察(放大倍數(shù)例如15,000倍)，在任意選擇的三個(gè)視場(chǎng)中，測(cè)量在長(zhǎng)軸方向上排列的殘留奧氏體晶粒之間的距離，該距離在圖l中顯示為(a)，將其最小值作為最近-鄰接距離，并且將三個(gè)視場(chǎng)的最近-鄰接距離平均化以獲得最近-鄰接距離。在圖l中以(b)所示的距離并不作為最近-鄰接距離。為了進(jìn)一步提高鋼板的耐氫脆性(延遲斷裂性)，本發(fā)明人研究了其具體手段，同時(shí)注意消除晶間斷裂的起點(diǎn)。結(jié)果，發(fā)現(xiàn)有效的是不將鋼板的母相形成為單相馬氏體組織，而是形成鐵素體和馬氏體的兩相組織。在馬氏體中，碳化物如膜狀滲碳體等析出，從而可能導(dǎo)致晶間斷裂。另一方面，貝氏體鐵素體不同于一般的(多邊形)鐵素體，它是平面鐵素體，在位錯(cuò)密度方面高，在全部組織的機(jī)械強(qiáng)度方面高，沒(méi)有變成晶間斷裂的起點(diǎn)的碳化物，并且在氫捕獲能力方面高；因此，貝氏體鐵素體最優(yōu)選作為鋼板的母相。在本發(fā)明第一實(shí)施方案中，為了有效地發(fā)揮出像這樣的氫捕獲能力，包含根據(jù)相對(duì)于鋼板的全部組織的面積比總計(jì)優(yōu)選80%以上并且更優(yōu)選85%以上的貝氏體鐵素體和馬氏體。另一方面，從與其它組織(殘留奧氏體)的平衡中確定其上限，并且在不包含鐵素體組織時(shí)，將該上限控制為99%。本發(fā)明第一實(shí)施方案的銅板可以只由上述組織(即，具有殘留奧氏體的貝氏體鐵素體和馬氏體的混合組織)形成。然而，在不損害本發(fā)明的作用的范圍內(nèi)，作為其它組織，可以含有多邊形鐵素體或珠光體。盡管這些是在本發(fā)明的制造過(guò)程中不可避免地殘留的組織，但是越少量越優(yōu)選。在本發(fā)明第一實(shí)施方案中，將相對(duì)于全部組織的面積比抑制為9%以下，優(yōu)選小于5%，并且更優(yōu)選小于3%。本發(fā)明中的貝氏體鐵素體是平面鐵素體，并且指位錯(cuò)密度高的較低組織。另一方面，多邊形鐵素體或珠光體沒(méi)有位錯(cuò)，或者具有位錯(cuò)極少的較低組織，具有多邊形形狀，并且在其內(nèi)部不包含殘留奧氏體或馬氏體。如下所示獲得(貝氏體鐵素體和馬氏體)和(多邊形鐵素體和珠光體)的面積比。即，使用硝酸酒精溶液腐蝕銅板，通過(guò)使用FE-SEM(放大倍數(shù)1500倍)在板厚度的四分之一的位置觀察在與軋制平面平行的平面內(nèi)的任意測(cè)量區(qū)域(基本上50x50pm)，使用顏色調(diào)節(jié)以區(qū)別組織，并且計(jì)算面積比。在SEM照片中，貝氏體鐵素體和馬氏體表現(xiàn)出深灰色(在SEM的情況中，在某些情況下，貝氏體鐵素體和殘留奧氏體或馬氏體沒(méi)有被分開(kāi)和區(qū)分)；然而，因?yàn)樵赟EM照片中多邊形鐵素體和珠光體顯示為黑色，所以這些是明顯區(qū)別的。如上所述，本發(fā)明的特征在于控制了殘留奧氏體的面積比和分散形態(tài)。然而，為了控制殘留奧氏體的面積比及其分散形態(tài)，并且獲得發(fā)揮出規(guī)定的機(jī)械強(qiáng)度的鋼板，必須按如下所示控制組分組成。<C:0.10至0.25重量％>如今，C是能夠提高鋼板的機(jī)械強(qiáng)度的元素。在本發(fā)明第一實(shí)施方案中，c特別對(duì)于確保殘留奧氏體是必不可少的元素，并且必需為0.10重量％以上的C以獲得980MPa以上的機(jī)械強(qiáng)度。C的含量?jī)?yōu)選為0.12重量％以上，并且更優(yōu)選為0.15重量％以上。然而，出于確保耐腐蝕性和可焊性的觀點(diǎn)，在本發(fā)明第一實(shí)施方案中，將C的量設(shè)定在0，25重量M以下，并且優(yōu)選設(shè)定在0.23重量％以下。<Si:1.0至3.0重量％>接著，Si是對(duì)于有效抑制殘留奧氏體分解而產(chǎn)生碳化物重要的元素，并且是使材料極大地硬化的代替固溶體硬化元素。為了有效地發(fā)揮出這種優(yōu)點(diǎn)，必需含有1.0重量。/。以上(優(yōu)選1.2重量。/。以上并且更優(yōu)選1.5重量。/。以上)的Si。然而，當(dāng)含有超過(guò)3.0重量。/。的Si時(shí)，在熱軋過(guò)程中顯著形成鐵鱗，并且除去該缺陷(flaw)的成本太高使得在經(jīng)濟(jì)上不利；因此，將上限設(shè)定在3.0重量％(優(yōu)選2.5重量％以下并且更優(yōu)選2.0重量％以下)。<Mn:1.0至3.5重量％>Mn元素對(duì)于穩(wěn)定奧氏體和對(duì)于獲得需要的殘留奧氏體是必需的，并且必須是以1.0重量％以上(優(yōu)選1.2重量％以上并且更優(yōu)選1.5重量％以上)包含的。另一方面，當(dāng)包含大量Mn時(shí)，偏析變得顯著，以致在一些情況下，使可加工性劣化；因此，將上限設(shè)定在3.5重量％(優(yōu)選在3.0重量％)。<P:0.15重量％以下(不包括0重量％)>P元素是幫助引起由晶界偏析所致的晶間斷裂的元素，并且優(yōu)選含有較少；因此，將上限設(shè)定在0.15重量％，優(yōu)選在0.10重量％以下并且更優(yōu)選在0.05重量％以下。<S:0.02重量％以下(不包括0重量％)>S元素是在腐蝕環(huán)境下幫助吸收氫的元素，并且優(yōu)選含有較少；因此將上限設(shè)定在0.02重量％。<A1:1.5重量％以下(不包括0重量％)>可以以0.01重量。/。以上添加A1元素以進(jìn)行脫氧。它具有抑制氫侵入鋼中的優(yōu)點(diǎn)，并且優(yōu)選將其含量設(shè)定在0.02重量％以上(優(yōu)選在0.2重量％以上并且更優(yōu)選在0.5重量％以上)。而且，Al不但脫氧，而且起提高耐腐蝕性和耐氫脆性的作用。據(jù)認(rèn)為，當(dāng)加入A1時(shí)，提高耐腐蝕性，導(dǎo)致由于大氣腐蝕產(chǎn)生的氫的量降低，并作為其結(jié)果，還提高耐氫脆性。還此外，據(jù)認(rèn)為，當(dāng)加入A1時(shí)，板條狀殘留奧氏體進(jìn)一步被穩(wěn)定，從而有助于提高耐氫脆性。然而，當(dāng)Al的加入量增加時(shí)，夾雜物如氧化鋁等增加以致可加工性劣化；因此，將上限設(shè)定在1.5重量％。<Cr:0.003至2.0重量％>當(dāng)含有在0.003至2.0重量。/。的范圍內(nèi)的Cr時(shí)，Cr元素是非常有效的。據(jù)認(rèn)為，當(dāng)加入Cr時(shí)，提高淬硬性，使得能夠容易地確保鋼板的機(jī)械強(qiáng)度，并且耐腐蝕性提高，降低由于大氣腐蝕產(chǎn)生的氫的量，從而導(dǎo)致耐氫脆性提高。而且，在本發(fā)明中，發(fā)現(xiàn)通過(guò)研究熱處理?xiàng)l件等，即使當(dāng)加入Cr時(shí)，細(xì)小的碳化物也被分散于鋼中，而在鋼中不析出粗大的碳化物。另外，通過(guò)研究組成范圍還發(fā)現(xiàn)有效地產(chǎn)生殘留奧氏體。由此，據(jù)認(rèn)為Cr的加入有助于提高氫捕獲能力，并且有助于抑制裂紋蔓延。當(dāng)一起使用下述Cu和Ni時(shí)，更有效地發(fā)揮該優(yōu)點(diǎn)。為了發(fā)揮出該優(yōu)點(diǎn)，必須將添加量的下限值設(shè)定在0.003重量％以上(優(yōu)選在0.1重量％以上并且更優(yōu)選在0.3重量％以上)。而且，當(dāng)過(guò)量加入Cr時(shí)，該優(yōu)點(diǎn)飽和，并且可加工性劣化；因此，將上限值設(shè)定在2.0重量％(優(yōu)選在1.5重量％以下，并且更優(yōu)選在1.0重量％以下)。此外，Cr具有促進(jìn)在下的膜腐蝕的不利作用。因此，為了提高涂層耐腐蝕性，在上述范圍內(nèi)盡可能少地加入Cr。在本發(fā)明中規(guī)定的組分組成如下。即，余量組分基本上由Fe制成，作為由于原料、材料、制備裝置等所致的被慘混到鋼中的不可避免的雜質(zhì)，包含0.001重量。/。以下的N等，并且在沒(méi)有不利地影響本發(fā)明的優(yōu)點(diǎn)的程度內(nèi)，可以肯定地包含下列元素。<Cu:0.003至0.5重量。/o禾口/或Ni:0.003至1.0重量％>很有效的是包含Cu:0.003至0.5重量。/。禾口/或Ni:0.003至1.0重量％。更詳細(xì)而言，當(dāng)存在Cu和/或Ni時(shí)，鋼板本身的耐腐蝕性得到提高；因此，充分抑制了氫因鋼板的腐蝕所致的產(chǎn)生。而且，所述元素具有促進(jìn)鐵氧化物a-FeOOH的形成的優(yōu)點(diǎn)，所述鐵氧化物被提到在熱力學(xué)上是穩(wěn)定的，并且具有在空氣中產(chǎn)生的鐵銹之中的保護(hù)性。因此，當(dāng)在嚴(yán)酷的腐蝕環(huán)境下促進(jìn)鐵銹的產(chǎn)生，從而抑制產(chǎn)生的氫侵入鋼板中時(shí)，充分抑制了氫-助長(zhǎng)斷裂的產(chǎn)生。為了發(fā)揮出該優(yōu)點(diǎn)，當(dāng)包含Cu和/或Ni時(shí)，必須將各個(gè)含量設(shè)定在0.003重量％以上，優(yōu)選在0.05重量％以上并且更優(yōu)選在0.1重量％以上。而且，當(dāng)過(guò)量含有兩者中的任何一個(gè)時(shí)，可加工性劣化；因此，將上限分別設(shè)定在0.5重量％和1.0重量%?！碩i、V、Zr、W:總計(jì)0.003至1.0重量％>與Cu、Ni和Cr類似，Ti元素具有保護(hù)性鐵銹的生成促進(jìn)作用。保護(hù)性鐵銹具有很有利的優(yōu)點(diǎn)，該優(yōu)點(diǎn)在于抑制了P-FeOOH的生成，該卩-FeOOH特別是在氯化物環(huán)境下產(chǎn)生而不利地影響耐腐蝕性(作為結(jié)果的耐氫脆性)。當(dāng)特別是組合加入Ti和V(或Zr，W)時(shí)，促進(jìn)了這種保護(hù)性鐵銹的生成。Ti元素是賦予很優(yōu)異的耐腐蝕性并且還具有清潔鋼的優(yōu)點(diǎn)的元素。而且，除如上所述具有與Ti組合提高耐氫脆性的優(yōu)點(diǎn)外，V還在提高鋼板的機(jī)械強(qiáng)度和細(xì)?；鲜怯行У?，并且當(dāng)碳化物的形狀被控制時(shí)，起著有效捕獲氫的作用的元素。即，V與Ti和Zr結(jié)合，有效提高耐氫脆性。Zr元素是有效提高鋼板的機(jī)械強(qiáng)度和細(xì)?；脑兀⑶遗cTi共存而提高耐氫脆性。W元素是有效提高鋼板的機(jī)械強(qiáng)度的元素，并且其析出物也對(duì)氫捕獲有效。而且，生成的鐵銹排斥氯離子而同樣有助于提高耐腐蝕性。與Ti和Zr結(jié)合，有效地提高耐腐蝕性和耐氫脆性。為了充分發(fā)揮Ti、V、Zr和W的優(yōu)點(diǎn)，必須包含總計(jì)0.003重量％以上(優(yōu)選0.01重量％以上)的這些元素。當(dāng)過(guò)量加入這些元素時(shí)，碳化物大量析出，從而導(dǎo)致可加工性劣化。因此，必須在總計(jì)1.0重量％以下并且優(yōu)選0.5重量％以下的范圍內(nèi)加入這些元素。<Mo:1.0重量％以下(不包括0重量％)>Mo元素對(duì)于穩(wěn)定奧氏體并且獲得需要的殘留奧氏體是必需的元素。該元素不但有效抑制氫侵入而改善延遲斷裂性，以及提高鋼板的淬硬性，而且增強(qiáng)晶界以抑制氫脆性發(fā)生。然而，當(dāng)其加入量超過(guò)1.0重量％時(shí)，這些優(yōu)點(diǎn)飽和；因此，上限值被設(shè)定在1.0重量％，優(yōu)選在0.8重量％以下，并且更優(yōu)選在0.5重量％以下。而且，當(dāng)超過(guò)規(guī)定的量加入Mo時(shí)，涂覆前處理成為不均一，從而使涂層耐腐蝕性劣化。另外，暴露了熱軋材料的機(jī)械強(qiáng)度變得很高而難以軋制的制造問(wèn)題。而且，出于成本的觀點(diǎn)，Mo是很昂貴的元素以致在經(jīng)濟(jì)上不利。出于所述觀點(diǎn)，當(dāng)還期待涂層耐腐蝕性時(shí)，必須加入0.2重量％以下、優(yōu)選0.03重量。/。以下并且更優(yōu)選0.005重量。/。以下的Mo。<Nb:0.1重量％以下<;不包括0重量％)〉Nb元素是很有效地提高鋼板的機(jī)械強(qiáng)度以及細(xì)?；脑?。特別是，當(dāng)將Nb與Mo—起使用時(shí)，發(fā)揮出該優(yōu)點(diǎn)。然而，當(dāng)它被加入多于0.1重量％時(shí)，成型性劣化；因此，將上限值設(shè)定在0.1重量％，并且優(yōu)選設(shè)定在0.08重量％以下。而且，不設(shè)定下限值。然而，優(yōu)選加入0.005重量％以上并且更優(yōu)選0.01重量。/。以上的Nb。<B:0.0002至0.01重量％>B元素是有效提高鋼板的機(jī)械強(qiáng)度的元素。在本發(fā)明第一實(shí)施方案中，為了發(fā)揮出該優(yōu)點(diǎn)，必須含有0.0002重量％以上(優(yōu)選0.0005重量％以上)的B。這是因?yàn)楫?dāng)含有少于0.0002重量％的B時(shí)，沒(méi)有獲得該優(yōu)點(diǎn)；因此，將下限值設(shè)定在0.0002重量％。另一方面，當(dāng)含有超過(guò)0.01重量。/。的B時(shí)，熱加工性劣化；因此，將上限值設(shè)定在0.01重量％并且更優(yōu)選在0.005重量％以下。而且，在本發(fā)明第一實(shí)施方案中，當(dāng)減少M(fèi)o以提高鋼板的涂層耐腐蝕性時(shí)，必須通過(guò)加入B以補(bǔ)償由于Mo的量降低所致的強(qiáng)度不足。為了提高機(jī)械強(qiáng)度，必須含有0.0005重量％以上(優(yōu)選0.0008重量％以上并且更優(yōu)選0.0015重量。/。以上)的B。而且，B使涂覆前處理如磷酸鹽處理均一化，以提高涂層粘附性(涂層耐腐蝕性)。盡管機(jī)理是未知的，但是當(dāng)在鋼中加入0.01重量。/。以上的Ti時(shí)，更加發(fā)揮出該優(yōu)點(diǎn)。而且，更優(yōu)選含有0.03重量％以上的Ti和0.0005重量M以上的B。此外，B具有增強(qiáng)晶界以改善耐延遲斷裂性的優(yōu)點(diǎn)?！催x自Ca:0.0005至0.005重量％、Mg:0.0005至0.01重量。/。和REM:0.0005至0.01重量％中的至少一種>這些元素有效抑制界面環(huán)境的氫離子濃度伴隨鋼表面的腐蝕而升高，即，有效抑制pH降低。而且，這些元素控制在鋼中的硫化物的形成，從而有效提高可加工性。然而，當(dāng)這些元素各自都被包含少于0.0005重量％時(shí)，沒(méi)有獲得該優(yōu)點(diǎn)；因此，將其下限值設(shè)定在0.0005重量％。而且，當(dāng)過(guò)量含有這些元素時(shí)，可加工性劣化；因此，將上限值分別設(shè)定在0.005重量％、0.01重量％和0.01重量％。本發(fā)明沒(méi)有規(guī)定制備條件。然而，為了形成機(jī)械強(qiáng)度超高的上述組織，并且由滿足所述組分組成的鋼板發(fā)揮出優(yōu)異的耐氫脆性，推薦將熱軋中的精扎溫度(fmishingtemperature)設(shè)定在不產(chǎn)生鐵素體的過(guò)冷奧氏體區(qū)中并且盡可能低的溫度。當(dāng)在所述溫度實(shí)施精軋時(shí)，熱軋鋼板的奧氏體被細(xì)?；?，從而導(dǎo)致最終產(chǎn)品的精細(xì)組織。而且，推薦在熱軋或熱軋后的冷軋之后根據(jù)下面所示程序?qū)嵤崽幚?。即，推薦將滿足上述組分組成的鋼加熱，并且在處于AC3點(diǎn)(鐵素體-奧氏體轉(zhuǎn)變完成的溫度)至0^3點(diǎn)+50。C)的范圍內(nèi)的加熱保持溫度Cn)保持10至1800秒(tl)，隨后以3。C/s以上的平均冷卻速率冷卻至在(Ms點(diǎn)(馬氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度)-100。C)至Bs點(diǎn)(貝氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度)的范圍內(nèi)的加熱保持溫度(T2)，隨后進(jìn)一步在該溫度區(qū)加熱并且保持60至1800秒(t2)。當(dāng)加熱保持溫度(Tl)超過(guò)(Ac3點(diǎn)+50。C)或者加熱保持時(shí)間(tl)超過(guò)1800秒時(shí)，導(dǎo)致奧氏體的晶粒生長(zhǎng)，從而不可避免地劣化可加工性(外巻邊性質(zhì))。另一方面，當(dāng)CT1)變得低于AC3點(diǎn)的溫度時(shí)，沒(méi)有獲得預(yù)定的貝氏體鐵素體組織。而且，當(dāng)(tl)少于10秒時(shí)，因?yàn)闆](méi)有充分進(jìn)行奧氏體化，因此滲碳體和其它合金碳化物不可避免地殘留。將(tl)設(shè)定為優(yōu)選在30至600秒的范圍內(nèi)，并且更優(yōu)選在60至400秒的范圍內(nèi)。其次，當(dāng)鋼板冷卻時(shí)，它是3。C/秒以上的平均冷卻速率冷卻的。這是因?yàn)楸苊饬酥楣怏w轉(zhuǎn)變區(qū)，從而抑制珠光體組織產(chǎn)生。平均冷卻速率越大越好，并且推薦被優(yōu)選設(shè)定在5。C/s以上，并且更優(yōu)選在10°C/s以上。然后，在以所述冷卻速率將鋼板淬火至加熱保持溫度(T2)之后，在使用等溫轉(zhuǎn)變時(shí)，引入了預(yù)定的組織。當(dāng)這里的加熱保持溫度(T2)超過(guò)Bs點(diǎn)時(shí)，大量生成不利于本發(fā)明的珠光體；因此，沒(méi)有充分確保貝氏體鐵素體組織。另一方面，(T2)變得低于(Ms點(diǎn)-100。C)，殘留奧氏體不利地減少。而且，當(dāng)加熱保持時(shí)間(t2)超過(guò)1800秒時(shí)，除貝氏體鐵素體的位錯(cuò)密度變得更小以致氫的捕獲量更小以外，沒(méi)有獲得預(yù)定的殘留奧氏體。另一方面，同樣在加熱保持時(shí)間(t2)少于60秒時(shí)，沒(méi)有獲得預(yù)定的貝氏體鐵素體組織。將加熱保持時(shí)間(t2)設(shè)定在優(yōu)選90秒以上且1200秒以下，并且更優(yōu)選120秒以上且600秒以下。在加熱保持之后的冷卻方法不受特別限制。g卩，可以使用空氣冷卻、淬火、氣體和水冷卻等中的任何一種。此外，通過(guò)在制備過(guò)程中控制冷卻速率、加熱保持溫度(T2)、加熱保持時(shí)間(t2)等，控制在鋼板中的殘留奧氏體的存在形式。例如，當(dāng)朝較低溫度側(cè)設(shè)定加熱保持溫度(T2)時(shí)，可以形成平均軸比小的殘留奧氏體。當(dāng)考慮實(shí)際操作時(shí)，通過(guò)使用連續(xù)退火裝置或間歇退火裝置，方便地進(jìn)行熱處理(退火處理)。當(dāng)將冷軋板鍍敷而使用熱浸鍍鋅時(shí)，可以通過(guò)設(shè)定鍍敷條件以滿足上述熱處理?xiàng)l件，以在鍍敷步驟中施加熱處理。而且，在連續(xù)退火處理前的熱軋步驟(需要時(shí)，冷軋步驟)中，在除熱軋精扎溫度以外，沒(méi)有特別限制的情況下，可以適當(dāng)?shù)剡x擇采用通常作業(yè)的條件。具體而言，在熱軋步驟中，采用條件是在Af3點(diǎn)(奧氏體-鐵素體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度)以上實(shí)施熱軋，隨后以基本上為30。C/秒的平均冷卻速率冷卻，進(jìn)一步接著在基本上在500至600。C的范圍內(nèi)的溫度巻取。此外，當(dāng)在熱軋之后的形狀不良時(shí)，可以使用冷軋糾正形狀。這里，推薦將冷軋率(coldrollingrate)設(shè)定在1至70%的范圍內(nèi)。當(dāng)在冷軋中冷軋率超過(guò)70%時(shí)，軋制負(fù)荷增加而難以軋制。本發(fā)明指向產(chǎn)品形狀并不限于具體某一種的鋼板(薄鋼板)。即，對(duì)于熱軋鋼板，進(jìn)一步冷軋的鋼板和在熱軋或冷軋之后退火的鋼板，可以使用鍍敷，如化學(xué)轉(zhuǎn)化處理、熱浸鍍敷、電鍍和氣相沉積；各種涂覆；底涂處理；有機(jī)膜處理。而且，鍍敷可以是普通的鍍鋅、鍍鋁等中的任何一種。鍍敷可以是熱浸和電鍍中的任何一種。而且，在鍍敷之后，可以使用合金化熱處理或者可以使用多層鍍敷。此外，其中將膜層壓在非鍍敷鋼板或鍍敷鋼板上的鋼板均不在本發(fā)明之外。在涂覆的情況下，根據(jù)各種應(yīng)用，可以使用化學(xué)轉(zhuǎn)化處理如磷酸鹽處理，或者可以使用電沉積涂覆。在涂料中，可以將已知的樹(shù)脂與已知的固化劑一起使用，所述已知的樹(shù)脂比如有環(huán)氧樹(shù)脂、氟化樹(shù)脂、硅氧烷-丙烯酸類(acryl)樹(shù)脂、聚氨酯樹(shù)脂、丙烯酸類樹(shù)脂、聚酯樹(shù)脂、酚樹(shù)脂、醇酸樹(shù)脂和蜜胺樹(shù)脂。出于特別是耐腐蝕性的觀點(diǎn)，推薦使用環(huán)氧樹(shù)脂、氟化樹(shù)脂和硅氧烷-丙烯酸類樹(shù)脂。除上述以外，可以添加被加入到涂料中的已知添加劑，如著色顏料、偶聯(lián)劑、流平劑、敏化劑、抗氧化劑、紫外線穩(wěn)定劑和阻燃劑。而且，涂料形式不受特別限制?？梢愿鶕?jù)應(yīng)用適當(dāng)?shù)剡x擇溶劑涂料、粉末涂料、水性涂料、水性分散體涂料和電沉積涂料。為了在鋼材上形成具有涂料的所需涂層，可以使用已知的方法，如浸漬法、輥涂機(jī)方法、噴涂法和幕流涂覆機(jī)方法。作為涂層的厚度，根據(jù)應(yīng)用，使用已知的適合值。本發(fā)明的超高強(qiáng)度薄鋼板可以用于汽車增強(qiáng)部件(如增強(qiáng)構(gòu)件，如減震器和門(mén)沖擊梁)以及室內(nèi)部件，如座椅橫擋等。通過(guò)也像這樣的成型以及加工而獲得的部件具有足夠的材料性能(機(jī)械強(qiáng)度、剛度等)以及減震性能，并且發(fā)揮出優(yōu)異的耐氫脆性(耐延遲斷裂性)。而且，作為本發(fā)明的另一個(gè)優(yōu)選實(shí)施方案，列舉下面的(2)(在前一些情況下，以下被簡(jiǎn)稱為本發(fā)明第二實(shí)施方案)。(2)耐氫脆性優(yōu)異的超高強(qiáng)度薄鋼板所述鋼板包含以重量％計(jì)的大于0.25%但不大于0.60%的(:、1.0至3.0%的Si、1.0至3.5Q/o的Mn、0.15。/。以下的P、0.02。/o以下的S、1.5。/o以下的Al、0.003至2.0。/。的Cr以及包括鐵和不可避免的雜質(zhì)在內(nèi)的余量；其中所述鋼板在加工率為3。/。的拉伸處理之后的金相組織含有根據(jù)相對(duì)于所述金相組織的面積比為1%以上的殘留奧氏體；并且其中在所述金相組織中，所述殘留奧氏體晶粒的平均軸比(長(zhǎng)軸/短軸)為5以上，所述殘留奧氏體晶粒的平均短軸長(zhǎng)度為lpm以下，并且所述殘留奧氏體晶粒的晶粒間最近-鄰接距離為lpm以下。這里，根據(jù)本發(fā)明第二實(shí)施方案的耐氫脆性優(yōu)異的超高強(qiáng)度薄鋼板包括這樣的鋼板，該鋼板包含以重量％計(jì)的大于0.25%但不大于0.60%的。l.O至3.0。/。的Si、1.0至3.5。/o的Mn、0.15%以下的P、0.02。/。以下的S、1.5%以下的Al、0.003至2.0。/。的Cr以及包括鐵和不可避免的雜質(zhì)在內(nèi)的余量；其中所述鋼板在加工率為3%的拉伸處理之后的金相組織含有根據(jù)相對(duì)于所述金相組織的面積比為l。/。以上的殘留奧氏體；并且其中在所述金相組織中，所述殘留奧氏體晶粒的平均軸比(長(zhǎng)軸/短軸)為5以上，所述殘留奧氏體晶粒的平均短軸長(zhǎng)度為lpm以下，并且所述殘留奧氏體晶粒的晶粒間最近-鄰接距離為l^mi以下。當(dāng)這樣構(gòu)成本發(fā)明第二實(shí)施方案的超高強(qiáng)度薄鋼板時(shí)，因?yàn)榘A(yù)定量的C、Si、Mn、P、Al和Cr，鋼板的機(jī)械強(qiáng)度得到提高并且殘留奧氏體在鋼板中有效地生成。當(dāng)規(guī)定在以3%的加工率拉伸處理之后，殘留奧氏體的面積比和分散狀態(tài)(平均軸比、平均短軸長(zhǎng)度、最近-鄰接距離)時(shí)，在鋼中分散的不是聚集體，而是細(xì)板條狀殘留奧氏體。因?yàn)樵阡撝屑?xì)板條狀殘留奧氏體發(fā)揮出的氫捕獲能力壓倒性地大于碳化物的氫捕獲能力，所以由大氣腐蝕所致的氫侵入實(shí)際上變?yōu)闊o(wú)害。而且，特別是，當(dāng)包含預(yù)定量的Cr時(shí)，粗大的碳化物不在鋼板中析出，并且細(xì)小的碳化物是分散的，從而導(dǎo)致氫捕獲能力的提高，并且抑制裂紋蔓延本發(fā)明第二實(shí)施方案的超高強(qiáng)度薄鋼板優(yōu)選包含在加工率為3%的拉伸處理之后的金相組織，該金相組織包含根據(jù)相對(duì)于金相組織的面積比計(jì)的總量為80%以上的貝氏體鐵素體和馬氏體，以及總量為0至9%的鐵素體和珠光體。當(dāng)這樣構(gòu)成本發(fā)明第二實(shí)施方案的超高強(qiáng)度薄鋼板時(shí)，因?yàn)殇摪宓哪赶嘤韶愂象w鐵素體和馬氏體組成，所以鋼板的機(jī)械強(qiáng)度得到進(jìn)一步提高，并且消除了晶間斷裂的起點(diǎn)。在本發(fā)明第二實(shí)施方案的超高強(qiáng)度薄鋼板中，鋼板優(yōu)選還包含以重量％計(jì)的0.003至0.5。/o的Cu和0.003至1.0o/o的Ni中的至少一種。當(dāng)這樣構(gòu)成本發(fā)明第二實(shí)施方案的超高強(qiáng)度薄鋼板時(shí)，因?yàn)橛捎陬A(yù)定量的Cu和Ni的夾雜物，促使生成熱力學(xué)上穩(wěn)定的保護(hù)性鐵銹，即使在嚴(yán)酷的腐蝕環(huán)境下，也充分抑制氫-助長(zhǎng)裂紋等的產(chǎn)生，以提高耐腐蝕性，從而導(dǎo)致進(jìn)一步提高耐氫脆性。在本發(fā)明第二實(shí)施方案的超高強(qiáng)度薄鋼板中，鋼板優(yōu)選還包含以重量％計(jì)的總量為0.003至1.0。/o的Ti、V、Zr和W中的至少一種。當(dāng)這樣構(gòu)成本發(fā)明第二實(shí)施方案的超高強(qiáng)度薄鋼板時(shí)，因?yàn)榘A(yù)定量的Ti、V、Zr和W中的至少一種，所以鋼板的機(jī)械強(qiáng)度得到進(jìn)一步提高。而且，鋼板的組織被細(xì)粒化，導(dǎo)致進(jìn)一步提高氫捕獲能力。而且，促使生成熱力學(xué)上穩(wěn)定的保護(hù)性鐵銹以提高耐腐蝕性，從而導(dǎo)致進(jìn)一步提高耐氫脆性。在本發(fā)明第二實(shí)施方案的超高強(qiáng)度薄鋼板中，鋼板優(yōu)選還包含以重量％計(jì)的1.0%以下的Mo和O.1%以下的Nb中的至少一種。當(dāng)這樣構(gòu)成本發(fā)明第二實(shí)施方案的超高強(qiáng)度薄鋼板時(shí)，因?yàn)榘A(yù)定量的Mo和Nb，所以鋼板的機(jī)械強(qiáng)度得到進(jìn)一步提高。而且，因?yàn)殇摪宓慕M織是細(xì)粒的并且更有效地生成殘留奧氏體，所以進(jìn)一步提高氫捕獲能力。在本發(fā)明第二實(shí)施方案的超高強(qiáng)度薄鋼板中，鋼板優(yōu)選還含有以重量％計(jì)的0.2%以下的Mo和O.1%以下的Nb中的至少一種。當(dāng)這樣構(gòu)成本發(fā)明第二實(shí)施方案的超高強(qiáng)度薄鋼板時(shí)，因?yàn)榘A(yù)定量的Mo和Nb，所以涂覆前處理是均一化的，并且涂層粘附性得到提高。在本發(fā)明第二實(shí)施方案的超高強(qiáng)度薄鋼板中，鋼板優(yōu)選還包含以重量％計(jì)的0.0002至0.01。/。的B。當(dāng)這樣構(gòu)成本發(fā)明第二實(shí)施方案的超高強(qiáng)度薄鋼板時(shí)，因?yàn)榘A(yù)定量的B，所以鋼板的機(jī)械強(qiáng)度得到進(jìn)一步提高，而且由于B在晶界的富集，抑制了晶界裂紋的產(chǎn)生。在本發(fā)明第二實(shí)施方案的超高強(qiáng)度薄鋼板中，鋼板優(yōu)選還包含以重量％計(jì)的選自0.0005至0.005。/o的Ca、0.0005至0.0P/o的Mg以及0.0005至0.01%的REM中的至少一種。當(dāng)這樣構(gòu)成本發(fā)明第二實(shí)施方案的超高強(qiáng)度薄鋼板時(shí)，因?yàn)榘A(yù)定量的Ca、Mg以及REM，因?yàn)橐种屏擞射摪灞砻娓g產(chǎn)生的界面環(huán)境中的氫離子濃度上升，所以耐腐蝕性得到提高，從而導(dǎo)致進(jìn)一步提高耐氫脆性。下面，在下文中，將詳細(xì)描述本發(fā)明第二實(shí)施方案。在通常被用作高強(qiáng)度鋼材的回火馬氏體鋼或馬氏體和鐵素體鋼的組合的情況下，氫-誘導(dǎo)的延遲斷裂被認(rèn)為是以這樣的方式導(dǎo)致的氫積聚在原始奧氏體晶界上而形成孔隙，并且該部分作為氫-誘導(dǎo)延遲斷裂的起點(diǎn)。因此，為了降低延遲斷裂的感受性，己經(jīng)考慮通常的解決手段來(lái)均勻地并且精細(xì)地分散氫的捕獲位置，如碳化物，以將那兒的氫捕獲以降低擴(kuò)散性氫的濃度。然而，即使當(dāng)大量分散氫的捕獲位置如碳化物大量，也因?yàn)榇嬖诓东@能力的極限，所以氫-誘導(dǎo)延遲斷裂沒(méi)有得到充分抑制。而且，當(dāng)粗大的夾雜物存在于鋼中(特別是晶界附近)時(shí)，據(jù)認(rèn)為由變形所致的應(yīng)力集中在夾雜物上而促使開(kāi)裂。為了抑制這種開(kāi)裂的發(fā)生，優(yōu)選將組織設(shè)計(jì)為在鋼中不含粗大夾雜物以避免應(yīng)力集中。關(guān)于這一點(diǎn)，為了實(shí)現(xiàn)更高等級(jí)的耐氫脆性(耐延遲斷裂性)，該耐氫脆性充分考慮到超高強(qiáng)度薄鋼板(以下稱為鋼板)中的使用環(huán)境，以及注意氫的解毒(氫捕獲能力的增強(qiáng))，本發(fā)明研究了其具體手段。結(jié)果，發(fā)現(xiàn)形成氫捕獲能力和儲(chǔ)氫能力非常高的殘留奧氏體是有效的。然而，當(dāng)儲(chǔ)氫能力非常高的殘留奧氏體以粗大的聚集體形式存在時(shí)，在應(yīng)力負(fù)荷下趨向于形成孔隙，從而形成斷裂的起點(diǎn)。為了在充分發(fā)揮出氫捕獲作用的同時(shí)，殘留奧氏體可以不成為斷裂的起點(diǎn)，殘留奧氏體的形態(tài)必須被控制成細(xì)板條狀。在普通的TRIP鋼中的殘留奧氏體是以微米級(jí)的聚集體形式形成的。然而，在本發(fā)明第二實(shí)施方案中，殘留奧氏體是以亞微米級(jí)形成的，并且具有細(xì)板條狀。當(dāng)以細(xì)板條狀形成時(shí)，殘留奧氏體在加工過(guò)程中的變形不是不必要的；因此，即使在加工之后，也確保殘留奧氏體。在加工過(guò)程中殘留奧氏體的穩(wěn)定對(duì)TRIP鋼的轉(zhuǎn)變誘導(dǎo)可加工性的劣化沒(méi)有影響。而且，發(fā)現(xiàn)當(dāng)在鋼板中以3%的加工率拉伸處理之后的金相組織包含根據(jù)相對(duì)于金相組織(鋼板的全部組織)的面積比為1%以上的殘留奧氏體，并且殘留奧氏體分散地存在于鋼板中，以使在不添加特別的合金元素的情況下，分散形態(tài)可以滿足殘留奧氏體晶粒的平均軸比(長(zhǎng)軸/短軸)為5以上，殘留奧氏體晶粒的平均短軸長(zhǎng)度為lpm以下，并且在殘留奧氏體晶粒之間的最近-鄰接距離為lpm以下時(shí)，在鋼板中的耐氫脆性(延遲斷裂性、抗助長(zhǎng)開(kāi)裂性等)得到充分提高，從而實(shí)現(xiàn)本發(fā)明第二實(shí)施方案。這里將加工率規(guī)定在3%，原因是作為在假定實(shí)際部件的加工情形下進(jìn)行各種實(shí)驗(yàn)的結(jié)果，當(dāng)以3%的加工率進(jìn)行拉伸處理時(shí)，在各種實(shí)驗(yàn)的結(jié)果和實(shí)際部件的開(kāi)裂之間的關(guān)系優(yōu)異的。下文中，將描述根據(jù)本發(fā)明第二實(shí)施方案的殘留奧氏體的面積比和分散形態(tài)。<殘留奧氏體根據(jù)面積比計(jì)為1%以上>出于確保殘留奧氏體的氫吸收能力的觀點(diǎn)，并且出于耐氫脆性(抵抗氫脆性的性質(zhì))的觀點(diǎn)，即，為了在形成部件之后，即使長(zhǎng)時(shí)間在嚴(yán)酷的加工條件下，也發(fā)揮出優(yōu)異的耐氫脆性，在本發(fā)明第二實(shí)施方案中，在以3%的加工率拉伸鋼板之后的金相組織必須包含根據(jù)相對(duì)于金相組織的面積比為1%以上的殘留奧氏體。該面積比優(yōu)選為2%以上并且更優(yōu)選為3%以上。當(dāng)殘留奧氏體存在15%以上時(shí)，因?yàn)閷?dǎo)致機(jī)械強(qiáng)度變得難以確保的問(wèn)題，所以其上限優(yōu)選被設(shè)定在15%。該面積比優(yōu)選被設(shè)定在14%以下并且更優(yōu)選在13%以下。而且，出于殘留奧氏體的穩(wěn)定性的觀點(diǎn)，推薦在殘留奧氏體中的C濃度(C^)為0.8重量。/。以上。當(dāng)將C^控制為0.8重量。/。以上時(shí)，伸長(zhǎng)率等可以有效地提高。C^優(yōu)選為1.0重量。/。以上，并且更優(yōu)選為1.2重量％以上。C^越高越適宜。然而，出于實(shí)際操作的觀點(diǎn)，實(shí)際可控的上限被基本上認(rèn)為為1.6重量%。<殘留奧氏體晶粒的平均軸比(長(zhǎng)軸/短軸)為5以上>圖4是顯示在本發(fā)明第二實(shí)施方案中，在通過(guò)下述方法測(cè)量的殘留奧氏體晶粒的平均軸比依圖4中的殘留Y軸比)和氫脆性危險(xiǎn)度的評(píng)價(jià)指數(shù)(通過(guò)在下列實(shí)例中所示的方法測(cè)量，并且表明數(shù)值越小，耐氫脆性越優(yōu)異)之間的關(guān)系的圖。從圖4發(fā)現(xiàn)，在鋼板中以3%的加工率拉伸處理之后的金相組織中，特別是在殘留奧氏體晶粒的平均軸比為5以上時(shí)，氫脆性危險(xiǎn)度的評(píng)價(jià)指數(shù)迅速降低。考慮這個(gè)，原因是當(dāng)殘留奧氏體晶粒的平均軸比變?yōu)?以上這么高時(shí)，充分發(fā)揮出殘留奧氏體固有的氫吸收能力，氫捕獲能力變得遠(yuǎn)大于碳化物的氫捕獲能力，由于所謂大氣腐蝕侵入的氫實(shí)際上被解毒，由此發(fā)揮出耐氫脆性的顯著提高。另一方面，出于提高耐氫脆性的觀點(diǎn)，沒(méi)有具體規(guī)定平均軸比的上限。然而，為了使TRIP效果有效地發(fā)揮，殘留奧氏體的厚度必須達(dá)到一定程度。因此，上限優(yōu)選被設(shè)定在30，并且更優(yōu)選被設(shè)定在20以下。<殘留奧氏體晶粒的平均短軸長(zhǎng)度為1|^111以下>圖3是示意性顯示(板條狀)殘留奧氏體晶粒的圖。發(fā)現(xiàn)如圖3中所示，在鋼板中以3%的加工率拉伸處理之后的金相組織中，當(dāng)平均短軸長(zhǎng)度為l(im以下的殘留奧氏體晶粒被分散時(shí)，耐氫脆性得到提高?？紤]這個(gè)，原因是當(dāng)具有短的平均短軸長(zhǎng)度的細(xì)小殘留奧氏體晶粒被大量分散時(shí)，殘留奧氏體的表面面積變得更大以增加氫捕獲能力。而且，平均短軸長(zhǎng)度優(yōu)選為0.5nm以下，并且更優(yōu)選為0.25pm以下。<殘留奧氏體晶粒之間的最近-鄰接距離為1|1111以下>如在圖3中所示，發(fā)現(xiàn)在鋼板中以3%的加工率拉伸處理之后的金相組織中，當(dāng)在殘留奧氏體晶粒之間的最近-鄰接距離被控制時(shí)，更加提高耐氫脆性?？紤]這個(gè)，原因是當(dāng)細(xì)板條狀殘留奧氏體晶粒被精細(xì)地分散時(shí)，抑制斷裂蔓延。而且，最近-鄰接距離優(yōu)選為0.8pm以下，并且更優(yōu)選為0.5pm以下。殘留奧氏體指通過(guò)使用配置有EBSP(電子反向散射衍射圖)檢測(cè)器的FE-SEM(場(chǎng)發(fā)射型掃描電子顯微鏡)觀察為FCC(面心立方晶格)的區(qū)域。在EBSP中，將電子束輸入到樣品表面上，并且分析由此時(shí)產(chǎn)生的反射電子所獲得的Kikuchi圖，以確定在電子入射位置的晶體取向。當(dāng)電子束在樣品表面上二維掃描，并且每隔確定間距測(cè)量晶體取向時(shí)，測(cè)量在樣品表面上的取向分布。將列舉測(cè)量的實(shí)例。在板厚度四分之一的位置，將在與軋制平面平行的平面中的任意測(cè)量區(qū)域(基本上5(^mx50pm，測(cè)量距離O.lpm)作為測(cè)量目標(biāo)。當(dāng)對(duì)測(cè)量平面施加拋光時(shí)，為了抑制殘留奧氏體轉(zhuǎn)變，使用電解拋光。其次，通過(guò)使用"配置有EBSP的FE-SEM"，使用高感光度照相機(jī)拍攝EBSP圖像，并且以圖像形式輸入電腦。進(jìn)行圖像分析，并且對(duì)通過(guò)與由于使用己知的晶系(在殘留奧氏體的情況下，F(xiàn)CC(面心立方晶格))模擬所致的圖比較所確定的FCC相繪制顏色。由此，獲得繪制區(qū)域的面積比，并且將這個(gè)面積比作為殘留奧氏體組織的面積比。作為根據(jù)上述分析的硬件和軟件，可以使用OIM(取向成像顯微鏡TM)系統(tǒng)(可獲自TexSEM實(shí)驗(yàn)室有限公司)。如下顯示殘留奧氏體晶粒的平均軸比、平均短軸長(zhǎng)度和最近-鄰接距離的測(cè)量方法。首先，以這樣的方式獲得殘留奧氏體晶粒的平均軸比使用TEM觀察(放大倍數(shù)例如15，000倍)，測(cè)量存在于任意選擇的三個(gè)視場(chǎng)中的殘留奧氏體晶粒的長(zhǎng)軸和短軸(參見(jiàn)圖l)以獲得軸比，并且計(jì)算其平均值作為平均軸比。通過(guò)計(jì)算如上述測(cè)量的短軸的平均值，以獲得殘留奧氏體晶粒的平均短軸長(zhǎng)度。以這樣的方式獲得在殘留奧氏體晶粒之間的最近-鄰接距離使用TEM觀察(放大倍數(shù)例如15,000倍)，在任意選擇的三個(gè)視場(chǎng)中，測(cè)量在長(zhǎng)軸方向上排列的殘留奧氏體晶粒之間的距離，該距離在圖3中顯示為(a)，將其最小值作為最近-鄰接距離，并且將三個(gè)視場(chǎng)的最近-鄰接距離平均化以獲得最近-鄰接距離。在此的最近-鄰接距離是指如圖3的(a)所示，對(duì)在長(zhǎng)軸方向上排列的兩個(gè)殘留奧氏體晶粒，在殘留奧氏體短軸之間的距離。沒(méi)有排列在長(zhǎng)軸方向上的兩個(gè)殘留奧氏體晶粒的距離比如圖3的(b)所示的距離并不是最近-鄰接距離。為了進(jìn)一步提高鋼板的耐氫脆性(延遲斷裂性)，本發(fā)明人在注意消除晶間斷裂的起點(diǎn)的情況下，研究了其具體手段。結(jié)果，發(fā)現(xiàn)有效的是不將鋼板的母相形成為單相馬氏體組織，而是形成鐵素體和馬氏體的兩相組織。在馬氏體中，碳化物如膜狀滲碳體等析出而可能導(dǎo)致晶間斷裂。另一方面，貝氏體鐵素體不同于一般的(多邊形)鐵素體，它是平面鐵素體，在位錯(cuò)密度方面高，在全部組織的機(jī)械強(qiáng)度方面高，沒(méi)有變成晶間斷裂的起點(diǎn)的碳化物，并且在氫捕獲能力方面高；因此，貝氏體鐵素體最優(yōu)選作為鋼板的母相。在本發(fā)明第二實(shí)施方案中，為了有效地發(fā)揮出像這樣的氫捕獲能力，在鋼板中以3%的加工率拉伸處理之后的金相組織包含根據(jù)相對(duì)于金相組織的面積比計(jì)的總計(jì)優(yōu)選80%以上并且更優(yōu)選85%以上的貝氏體鐵素體和馬氏體。另一方面，從與其它組織(殘留奧氏體)的平衡中確定其上限，并且在不包含鐵素體組織時(shí)，將上限控制為99%。本發(fā)明第二實(shí)施方案的銅板可以只由上述組織(即，具有殘留奧氏體的貝氏體鐵素體和馬氏體的混合組織)形成。然而，在不損害本發(fā)明的作用的范圍內(nèi)，作為其它組織，可以含有多邊形鐵素體或珠光體。盡管這些是在本發(fā)明的制造過(guò)程中不可避免地殘留的組織，但是越少量越優(yōu)選。在本發(fā)明第二實(shí)施方案中，在以3%的加工率拉伸處理之后的金相組織中，將相對(duì)于金相組織的面積比抑制為9%以下，優(yōu)選小于5%，并且更優(yōu)選小于3%。本發(fā)明中的貝氏體鐵素體是平面鐵素體，并且指位錯(cuò)密度高的較低組織。另一方面，多邊形鐵素體或珠光體沒(méi)有位錯(cuò)，或者具有在位錯(cuò)中極小的較低組織，具有多邊形形狀，并且在其內(nèi)部不包含殘留奧氏體或馬氏體。如下所示獲得(貝氏體鐵素體和馬氏體)和(多邊形鐵素體和珠光體)的面積比。即，使用硝酸酒精溶液腐蝕銅板，通過(guò)使用FE-SEM(放大倍數(shù)1500倍)在板厚度的四分之一的位置觀察在與軋制平面平行的平面內(nèi)的任意測(cè)量區(qū)域(基本上50x50pm)，使用顏色調(diào)節(jié)以區(qū)別組織，并且計(jì)算面積比。在SEM照片中，貝氏體鐵素體和馬氏體表現(xiàn)出深灰色(在SEM的情況中，在某些情況下，貝氏體鐵素體和殘留奧氏體或馬氏體沒(méi)有被分開(kāi)和區(qū)分)；然而，因?yàn)樵赟EM照片中多邊形鐵素體和珠光體顯示為黑色，所以這些是明顯區(qū)別的。如上所述，本發(fā)明的特征在于控制了殘留奧氏體的面積比和分散形態(tài)。然而，為了控制殘留奧氏體的面積比及其分散形態(tài)，并且為了獲得發(fā)揮出規(guī)定的機(jī)械強(qiáng)度的鋼板，必須按如下所示控制組分組成。<C:大于0.25至0.60重量％>c元素對(duì)于確保鋼板的機(jī)械強(qiáng)度是必需的元素。而且，c元素對(duì)于提高殘留奧氏體中的c濃度(c^)是必需的元素。當(dāng)加工鋼板(變形)時(shí)，殘留奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。然而，當(dāng)在殘留奧氏體中的c濃度高時(shí)，殘留奧氏體的穩(wěn)定性增加而難以變形得比需要的多。結(jié)果，在加工的鋼板中確保殘留奧氏體而能夠保持優(yōu)異的耐氫脆性性質(zhì)。在本發(fā)明第二實(shí)施方案中，為了實(shí)現(xiàn)本發(fā)明第二實(shí)施方案的優(yōu)點(diǎn)，必需加入超過(guò)0.25重量a/。的C。當(dāng)C的量不足時(shí)，可加工性劣化。將C的量?jī)?yōu)選設(shè)定在0.27重量。/。以上并且更優(yōu)選在0.30重量。/。以上。然而，出于確保耐腐蝕性的觀點(diǎn)，在本發(fā)明中，將C的量抑制在0.60重量。/。以下，優(yōu)選0.55重量％以下，并且更優(yōu)選0.50重量％以下。當(dāng)這樣提高在鋼板中的C的量時(shí)，容易提高殘留奧氏體中的C濃度(C^)。<Si:1.0至3.0重量％>接著，Si是對(duì)于有效抑制殘留奧氏體分解而產(chǎn)生碳化物重要的元素，并且是使材料極大地硬化的代替固溶體硬化元素。為了有效地發(fā)揮出這種優(yōu)點(diǎn)，必需含有1.0重量％以上(優(yōu)選1.2重量％以上并且更優(yōu)選1.5重量％以上)的Si。然而，當(dāng)含有超過(guò)3.0重量。/。的Si時(shí)，在熱軋過(guò)程中顯著形成鐵鱗，并且除去該缺陷的成本太高使得在經(jīng)濟(jì)上不利；因此，將上限設(shè)定在3.0重量％(優(yōu)選2.5重量％以下并且更優(yōu)選2.0重量％以下)。<Mn:1.0至3.5重量％>Mn元素對(duì)于穩(wěn)定奧氏體和對(duì)于獲得需要的殘留奧氏體、所需的機(jī)械強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率是必需的，并且必須是以1.0重量％以上(優(yōu)選1.2重量％以上并且更優(yōu)選1.5重量％以上)包含的。另一方面，當(dāng)包含大量Mn時(shí)，偏析變得顯著，以致在一些情況下，使可加工性劣化；因此，將上限設(shè)定在3.5重量％(優(yōu)選在3.0重量％)。<P:0.15重量％以下(不包括0重量％)>P元素是幫助導(dǎo)致由晶界偏析所致的晶間斷裂的元素，并且優(yōu)選含有較少；因此，將上限設(shè)定在0.15重量％，優(yōu)選在0.10重量％以下并且更優(yōu)選在0.05重量％以下。<S:0.02重量％以下(不包括0重量％)>因?yàn)镾元素是在腐蝕環(huán)境下幫助吸收氫的元素，并且優(yōu)選含有較少，因此，將上限設(shè)定在0.02重量％。<A1:1.5重量％以下(不包括0重量％)>可以以0.01重量。/。以上添加A1元素以進(jìn)行脫氧。由于A1富集在鋼板的表面上，因而它具有抑制氫侵入鋼中的優(yōu)點(diǎn)，并且優(yōu)選將其含量設(shè)定在0.02重量％以上(優(yōu)選在0.2重量％以上并且更優(yōu)選在0.5重量％以上)。而且，Al不但脫氧，而且起提高耐腐蝕性和耐氫脆性的作用。據(jù)認(rèn)為當(dāng)加入A1時(shí)，提高耐腐蝕性而導(dǎo)致降低由于大氣腐蝕所產(chǎn)生的氫的量，并作為其結(jié)果，還提高耐氫脆性。此外，據(jù)認(rèn)為當(dāng)加入A1時(shí)，板條狀殘留奧氏體進(jìn)一步被穩(wěn)定而有助于提高耐氫脆性。然而，當(dāng)A1的加入量增加時(shí)，夾雜物如氧化鋁等增加以致可加工性劣化；因此，將上限設(shè)定在1.5重量％。<Cr:0.003至2.0重量％>當(dāng)含有在0.003至2.0重量。/。的范圍內(nèi)的Cr時(shí)，Cr元素是非常有效的。據(jù)認(rèn)為當(dāng)加入Cr時(shí)，提高淬硬性，使得能夠容易地確保鋼板的機(jī)械強(qiáng)度，并且耐腐蝕性提高以降低由于大氣腐蝕產(chǎn)生的氫的量，從而導(dǎo)致提高耐氫脆性。而且，在本發(fā)明中，通過(guò)研究熱處理?xiàng)l件等發(fā)現(xiàn)，即使在加入Cr時(shí)，細(xì)小的碳化物也被分散于鋼中，而在鋼中不析出粗大的碳化物，并且通過(guò)研究組成范圍發(fā)現(xiàn)，有效地產(chǎn)生殘留奧氏體。由此，據(jù)認(rèn)為Cr的加入有助于提高氫捕獲能力，并且抑制裂紋蔓延。當(dāng)一起使用下面所述的Cu和Ni時(shí)，更有效地發(fā)揮該優(yōu)點(diǎn)。為了發(fā)揮出該優(yōu)點(diǎn)，必須將添加量的下限值設(shè)定在0.003重量％以上(優(yōu)選在0.1重量％以上并且更優(yōu)選在0.3重量％以上)。而且，當(dāng)過(guò)量加入Cr時(shí)，該優(yōu)點(diǎn)飽和，并且可加工性劣化；因此，將上限值設(shè)定在2.0重量％(優(yōu)選在1.5重量％以下，并且更優(yōu)選在1.0重量％以下)。此外，Cr具有促進(jìn)在下的膜腐蝕的不利作用。因此，為了提高涂層耐腐蝕性，在上述范圍內(nèi)盡可能少地加入Cr。在本發(fā)明中規(guī)定的組分組成如下。SP，余量組分基本上由Fe組成，作為由于原料、材料、制備裝置等所致的被摻混到鋼中的不可避免的雜質(zhì)，包含0.001重量。/。以下的N，并且在沒(méi)有不利地影響本發(fā)明的優(yōu)點(diǎn)的程度內(nèi)，可以肯定地包含下列元素。<Cu:0.003至0.5重量o/o禾口/或Ni:0.003至1.0重量0/0〉很有效的是包含Cu:0.003至0.5重量。/o禾口/或Ni:0.003至1.0重量％。更詳細(xì)而言，當(dāng)存在Cu和/或Ni時(shí)，由于鋼板本身的耐腐蝕性得到提高；因此，充分抑制了氫因鋼板的腐蝕所致的產(chǎn)生。而且，所述元素具有促進(jìn)鐵氧化物(x-FeOOH的形成的優(yōu)點(diǎn)，所述鐵氧化物被提到在熱力學(xué)上是穩(wěn)定的，并且具有在空氣中產(chǎn)生的鐵銹之中的保護(hù)性。因此，當(dāng)在嚴(yán)酷的腐蝕環(huán)境下促進(jìn)鐵銹的產(chǎn)生，由此抑制產(chǎn)生的氫侵入鋼板中時(shí)，充分抑制了氫-助長(zhǎng)斷裂的產(chǎn)生。為了發(fā)揮出該優(yōu)點(diǎn)，當(dāng)包含Cu和/或Ni時(shí)，必須將各個(gè)含量設(shè)定在0.003重量％以上，優(yōu)選在0.05重量％以上并且更優(yōu)選在0.1重量％以上。而且，當(dāng)過(guò)量含有兩者中的任何一個(gè)時(shí)，可加工性劣化；因此，將上限分別設(shè)定在0.5重量％和1.0重量％。<Ti、V、Zr、W:總計(jì)0.003至1.0重量％>與Cu、Ni和Cr類似，Ti元素具有保護(hù)性鐵銹的生成促進(jìn)作用。保護(hù)性鐵銹具有很有利的優(yōu)點(diǎn)，該優(yōu)點(diǎn)在于抑制了(3-FeOOH的生成，該(3-FeOOH特別是在氯化物環(huán)境下產(chǎn)生而不利地影響耐腐蝕性(作為結(jié)果的耐氫脆性)。當(dāng)特別是組合加入Ti和V(或Zr、W)時(shí)，促進(jìn)了這種保護(hù)性鐵銹的生成。Ti元素是賦予很優(yōu)異的耐腐蝕性并且還具有清潔鋼的優(yōu)點(diǎn)的元素。而且，除如上所述具有與Ti組合提高耐氫脆性的優(yōu)點(diǎn)外，V還在提高鋼板的機(jī)械強(qiáng)度和原始y-晶粒(原始奧氏體)的細(xì)?；鲜怯行У?，并且當(dāng)控制碳化物的形狀時(shí)，起著有效捕獲氫的作用的元素。即，V與Ti和Zr組合，有效提高耐氫脆性。Zr元素是有效提高鋼板的機(jī)械強(qiáng)度和原始y-晶粒的細(xì)?；脑?，并且與Ti共存而提高耐氫脆性。W元素是有效提高鋼板的機(jī)械強(qiáng)度的元素，并且其析出物也對(duì)氫捕獲有效。而且，生成的鐵銹排斥氯離子，從而同樣有助于提高耐腐蝕性。在與Ti和Zr組合中，耐腐蝕性和耐氫脆性得到有效地提高。為了充分發(fā)揮Ti、V、Zr和W的優(yōu)點(diǎn)，必須包含總計(jì)0.003重量％以上(優(yōu)選0.01重量％以上)的這些元素。當(dāng)過(guò)量加入這些元素時(shí)，碳化物大量析出而導(dǎo)致可加工性劣化。因此，必須在總計(jì)1.0重量％以下并且優(yōu)選0.5重量％以下的范圍內(nèi)加入這些元素。<Mo:1.0重量％以下(不包括0重量％)>Mo元素對(duì)于穩(wěn)定奧氏體并且獲得需要的殘留奧氏體是必需的元素。該元素不但有效抑制氫侵入而改善延遲斷裂性，并提高鋼板的淬硬性，而且增強(qiáng)晶界而抑制氫脆性發(fā)生。然而，當(dāng)其加入量超過(guò)1.0重量％時(shí)，這些優(yōu)點(diǎn)飽和；因此，上限值被設(shè)定在1.0重量％，優(yōu)選在0.8重量％以下，并且更優(yōu)選在0.5重量％以下。而且，當(dāng)超過(guò)規(guī)定的量加入Mo時(shí)，涂覆前處理成為不均一，從而使在涂覆之后的耐腐蝕性劣化。另外，暴露了熱軋材料的機(jī)械強(qiáng)度變得很高而難以軋制的制造問(wèn)題。而且，出于成本的觀點(diǎn)，Mo是很昂貴的元素以致在經(jīng)濟(jì)上不利。出于所述觀點(diǎn)，當(dāng)還期待涂層耐腐蝕性時(shí)，必須加入0.2重量％以下、優(yōu)選0.03重量。/。以下并且更優(yōu)選0.005重量。/。以下的Mo。<Nb:0.1重量％以下<;不包括0重量％)>Nb元素是很有效地提高鋼板的機(jī)械強(qiáng)度以及原始Y-晶粒的細(xì)粒化的元素。特別是，在與Mo結(jié)合，發(fā)揮出協(xié)同效應(yīng)。然而，因?yàn)楫?dāng)Nb的量超過(guò)O.l重量％時(shí)，該優(yōu)點(diǎn)飽和，所以將上限值設(shè)定在0.1重量％。<B:0.0002至0.01重量％>B元素是有效提高鋼板的機(jī)械強(qiáng)度的元素。而且，當(dāng)減少M(fèi)o以提高鋼板的涂層耐腐蝕性時(shí)，必須通過(guò)加入B以補(bǔ)償由于Mo的量降低所致的強(qiáng)度不足。在本發(fā)明第二實(shí)施方案中，為了提高機(jī)械強(qiáng)度，必須含有0.0002重量％以上(優(yōu)選0.0008重量。/。以上并且更優(yōu)選0.0015重量。/。以上)的B。這是因?yàn)楫?dāng)含有少于0.0002重量。/。的B時(shí)，沒(méi)有獲得該優(yōu)點(diǎn)；因此，將上限值設(shè)定在0.0002重量％。而且，B使涂覆前處理如磷酸鹽處理均一化，以提高涂層粘附性(涂層耐腐蝕性)。盡管機(jī)理是未知的，但是當(dāng)在鋼中加入0.(H重量。/。以上的Ti時(shí)，更加發(fā)揮出該優(yōu)點(diǎn)。而且，更優(yōu)選含有0.03重量％以上的11和0.0005重量％以上的B。此外，B具有增強(qiáng)晶界以改善耐延遲斷裂性的優(yōu)點(diǎn)。另一方面，當(dāng)含有超過(guò)0.01重量。/。的B時(shí)，熱加工性劣化；因此，將上限值設(shè)定在0.01重量％并且更優(yōu)選在0.005重量％以下。〈選自Ca:0.0005至0.005重量％、Mg:0.0005至0.01重量。/o和REM:0.0005至0.01重量％中的至少一種>這些元素有效抑制界面環(huán)境的氫離子濃度伴隨鋼表面的腐蝕而升高，即，有效抑制pH降低。而且，這些元素控制在鋼中的硫化物的形成，從而有效提高可加工性。然而，當(dāng)這些元素各自都被包含少于0.0005重量％時(shí)，沒(méi)有獲得該優(yōu)點(diǎn)；因此，將其下限值設(shè)定在0.0005重量％。而且，當(dāng)過(guò)量含有這些元素時(shí)，由于可加工性劣化，因此將上限值分別設(shè)定在0.005重量％、O.Ol重量％和0.01重量％。本發(fā)明沒(méi)有規(guī)定制備條件。然而，為了形成機(jī)械強(qiáng)度超高的上述組織，并且由滿足所述組分組成的鋼板發(fā)揮出優(yōu)異的耐氫脆性，推薦將熱軋中的精扎溫度設(shè)定在不產(chǎn)生鐵素體的過(guò)冷奧氏體區(qū)中并且盡可能低的溫度。當(dāng)在所述溫度實(shí)施精軋時(shí)，熱軋鋼板的奧氏體被細(xì)?；瑥亩鴮?dǎo)致最終產(chǎn)品的精細(xì)組織。而且，推薦在熱軋或熱軋后的冷軋之后根據(jù)下面所述程序使用熱處理。即，推薦將滿足上述組分組成的鋼加熱，并且在處于AC3點(diǎn)(鐵素體-奧氏體轉(zhuǎn)變達(dá)到完成的溫度)至(八03點(diǎn)+50。C)的范圍內(nèi)的加熱保持溫度(T1)保持10至1800秒(tl)，隨后以3。C/s以上的平均冷卻速率冷卻至在(Ms點(diǎn)(馬氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度)-100。C)至Bs點(diǎn)(貝氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度)的范圍內(nèi)的加熱保持溫度(T2)，隨后進(jìn)一步在該溫度區(qū)加熱并且保持60至1800秒(t2)。當(dāng)加熱保持溫度(Tl)超過(guò)(Ac3點(diǎn)+50。C)或者加熱保持時(shí)間(tl)超過(guò)1800秒時(shí)，導(dǎo)致奧氏體的晶粒生長(zhǎng)，從而不可避免地劣化可加工性(外巻邊性質(zhì))。另一方面，當(dāng)(T1)變得低于AC3點(diǎn)的溫度時(shí)，沒(méi)有獲得預(yù)定的貝氏體鐵素體組織。而且，當(dāng)(tl)少于10秒時(shí)，因?yàn)闆](méi)有充分進(jìn)行奧氏體化，因此滲碳體和其它合金碳化物不可避免地殘留。將(tl)設(shè)定為優(yōu)選在30至600秒的范圍內(nèi)，并且更優(yōu)選在60至400秒的范圍內(nèi)。其次，當(dāng)鋼板冷卻時(shí)，它是3。C/秒以上的平均冷卻速率冷卻的。這是因?yàn)楸苊饬酥楣怏w轉(zhuǎn)變區(qū)，從而抑制珠光體組織產(chǎn)生。平均冷卻速率越大越好，并且推薦被優(yōu)選設(shè)定在5。C/s以上，并且更優(yōu)選在10。C/s以上。然后，在以所述冷卻速率將鋼板淬火至加熱保持溫度(T2)之后，在使用等溫轉(zhuǎn)變時(shí)，引入了預(yù)定的組織。當(dāng)這里的加熱保持溫度(T2)超過(guò)Bs點(diǎn)時(shí)，大量生成不利于本發(fā)明的珠光體；因此，沒(méi)有充分確保貝氏體鐵素體組織。另一方面，(T2)變得低于(Ms點(diǎn)-100。C)，殘留奧氏體不利地減少。而且，當(dāng)加熱保持時(shí)間(t2)超過(guò)1800秒時(shí)，除貝氏體鐵素體的位錯(cuò)密度變得更小以致氫的捕獲量更小以外，沒(méi)有獲得預(yù)定的殘留奧氏體。另一方面，同樣在加熱保持時(shí)間(t2)少于60秒時(shí)，沒(méi)有獲得預(yù)定的貝氏體鐵素體組織。將加熱保持時(shí)間(t2)設(shè)定在優(yōu)選90秒以上且1200秒以下，并且更優(yōu)選120秒以上且600秒以下。在加熱保持之后的冷卻方法不受特別限制。即，可以使用空氣冷卻、淬火、氣體和水冷卻等中的任何一種。此外，通過(guò)在制備過(guò)程中控制冷卻速率、加熱保持溫度(T2)、加熱保持時(shí)間(t2)等，控制在鋼板中的殘留奧氏體的存在形式。例如，當(dāng)朝較低溫度側(cè)設(shè)定加熱保持溫度(T2)時(shí)，可以形成平均軸比小的殘留奧氏體。當(dāng)考慮實(shí)際操作時(shí)，通過(guò)使用連續(xù)退火裝置或間歇退火裝置，方便地進(jìn)行熱處理(退火處理)。當(dāng)將冷軋板鍍敷而使用熱浸鍍鋅時(shí)，可以通過(guò)設(shè)定鍍敷條件以滿足上述熱處理?xiàng)l件，以在鍍敷步驟中施加熱處理。而且，在連續(xù)退火處理前的熱軋步驟(需要時(shí)，冷軋步驟)中，在除熱軋精扎溫度以外，沒(méi)有特別限制的情況下，可以適當(dāng)?shù)剡x擇采用通常作業(yè)的條件。具體而言，在熱軋步驟中，采用的條件是在Ar3點(diǎn)(奧氏體-鐵素體轉(zhuǎn)變開(kāi)始溫度)以上實(shí)施熱軋，隨后以基本上為30。C/秒的平均冷卻速率冷卻，進(jìn)一步接著在基本上為500至600。C的范圍內(nèi)的溫度巻取。此外，當(dāng)在熱軋之后的形狀不良時(shí)，可以使用冷軋糾正形狀。這里，推薦將冷軋率設(shè)定在1至70%的范圍內(nèi)。當(dāng)在冷軋中冷軋率超過(guò)70%時(shí)，軋制負(fù)荷增加而難以軋制。本發(fā)明指向產(chǎn)品形狀并不限于具體某一種的鋼板(薄鋼板)。即，對(duì)于熱軋鋼板，進(jìn)一步冷軋的鋼板和在熱軋或冷軋之后退火的鋼板，可以使用用于汽車的電沉積涂覆；鍍敷如化學(xué)轉(zhuǎn)化處理、熱浸鍍敷、電鍍和氣相沉積；各種涂覆；底涂處理；有機(jī)膜處理。而且，鍍敷可以是普通的鍍鋅、鍍鋁等中的任何一種。鍍敷可以是熱浸和電鍍中的任何一種。而且，在鍍敷之后，可以使用合金化熱處理或者可以使用多層鍍敷。此外，其中將膜層壓在非鍍敷的鋼板或鍍敷的鋼板上的鋼板均不在本發(fā)明之外。在涂覆的情況下，根據(jù)各種應(yīng)用，可以使用化學(xué)轉(zhuǎn)化處理如磷酸鹽處理，或者可以使用電沉積涂覆。在涂料中，可以將已知的樹(shù)脂與已知的固化劑一起使用，所述己知的樹(shù)脂比如有環(huán)氧樹(shù)脂、氟化樹(shù)脂、硅氧垸-丙烯酸類樹(shù)脂、聚氨酯樹(shù)脂、丙烯酸類樹(shù)脂、聚酯樹(shù)脂、酚樹(shù)脂、醇酸樹(shù)脂和蜜胺樹(shù)脂。出于特別是耐腐蝕性的觀點(diǎn)，推薦使用環(huán)氧樹(shù)脂、氟化樹(shù)脂和硅氧烷-丙烯酸類樹(shù)脂。除上述以外，可以添加被加入到涂料中的已知添加劑，如著色顏料、偶聯(lián)劑、流平劑、敏化劑、抗氧化劑、紫外線穩(wěn)定劑和阻燃劑。而且，涂料形式不受特別限制。可以根據(jù)應(yīng)用適當(dāng)?shù)剡x擇溶劑涂料、粉末涂料、水性涂料、水性分散體涂料和電沉積涂料。為了在鋼材上形成具有涂料的所需的涂層，可以使用已知的方法，如浸漬法、輥涂機(jī)方法、噴涂法和幕流涂覆機(jī)方法。作為涂層的厚度，根據(jù)應(yīng)用，使用已知的適合值。本發(fā)明的超高強(qiáng)度薄鋼板可以用于汽車增強(qiáng)部件(如增強(qiáng)構(gòu)件，如減震器和門(mén)沖擊梁)以及室內(nèi)部件，如座椅橫擋等。通過(guò)也像這樣的成型以及加工而獲得的部件具有足夠的材料性能(機(jī)械強(qiáng)度、剛度等)以及減震性能，并且發(fā)揮出優(yōu)異的耐氫脆性(耐延遲斷裂性)。下面，將參考實(shí)施例更具體地描述本發(fā)明。然而，本發(fā)明不限于下列實(shí)施例。本發(fā)明在適合本發(fā)明的要旨的范圍內(nèi)適當(dāng)變更和實(shí)施。所有這些均結(jié)合在本發(fā)明的技術(shù)范圍內(nèi)。實(shí)施例下面，將描述根據(jù)本發(fā)明第一實(shí)施方案的第一和第二實(shí)施例。第一實(shí)施例在將其組分組成顯示于表1中的鋼(鋼種A至V)真空熔融以形成厚板之后，根據(jù)下列工序(熱軋—冷軋—連續(xù)退火)，獲得板厚度為3.2mm的熱軋鋼板，隨后用酸洗滌以除去表面鐵鱗，隨后進(jìn)一步冷軋至1.2mm，再進(jìn)一步如下所示連續(xù)退火，由此制備出各種鋼板(實(shí)驗(yàn)編號(hào)1至23)。<熱軋步驟>開(kāi)始溫度在1150至1250。C保持30分鐘最終溫度850°C冷卻速率40°C/s巻取溫度550°C<冷軋步驟>冷軋率50%<連續(xù)退火步驟>在冷軋之后，將實(shí)驗(yàn)編號(hào)1至15、17至19以及21至23的鋼板在處于AC3點(diǎn)(參見(jiàn)表1)至八(^3點(diǎn)+30。C的范圍內(nèi)的溫度保持120秒，隨后以20。C/s的平均冷卻速率淬火(空氣冷卻)至表2的To。C，隨后進(jìn)一步在To。C保持240秒，隨后進(jìn)一步進(jìn)行氣體和水冷卻直至室溫。在冷軋之后，將由作為現(xiàn)有的高強(qiáng)度鋼并且使用鋼種(P)的馬氏體鋼制成的實(shí)驗(yàn)編號(hào)16的鋼板在880。C保持30分鐘，隨后水淬，隨后進(jìn)一步在300。C回火1小時(shí)。而且，為了研究制備條件對(duì)鋼板組織的影響，在實(shí)驗(yàn)編號(hào)20的鋼板中，使用鋼種(A)，將在冷軋之后的鋼板在Ac3點(diǎn)-50。C的溫度下保持120秒，隨后以20。C/s的平均冷卻速率淬火(空氣冷去卩)至表2的To。C，隨后進(jìn)一步在To。C保持240秒，隨后進(jìn)一步進(jìn)行氣體和水冷卻至室溫。在這樣獲得的相應(yīng)鋼板的每一種中，根據(jù)下列所示的方法研究并且評(píng)價(jià)金相組織、抗拉強(qiáng)度(TS)、伸長(zhǎng)率(總伸長(zhǎng)率(EL))、耐氫脆性(氫脆性危險(xiǎn)度的評(píng)價(jià)指數(shù))和可焊性。結(jié)果顯示于表2中。(金相組織)觀察在每一種鋼板的板厚度四分之一位置的與軋制平面平行的平面中的任意測(cè)量區(qū)域(基本上為50pmx50)am，測(cè)量距離O.lpm)，并且通過(guò)使用FE-SEM(商品名XL30S-FEG，由Phillips股份有限公司制造)拍照，并且根據(jù)上述方法測(cè)量貝氏體鐵素體(BF)和馬氏體(M)的面積比以及殘留奧氏體(殘留力的面積比。在兩個(gè)任意選擇的視場(chǎng)中，進(jìn)行類似的測(cè)量，隨后獲得平均值。而且，通過(guò)從全部組織(100。/。)中減去組織(BF、M、殘留奧氏體)的面積比獲得其它組織(鐵素體、珠光體等)。此外，在殘留Y的晶粒中，根據(jù)上面提及的方法測(cè)量平均軸比、平均短軸長(zhǎng)度和晶粒之間的最近-鄰接距離。在第一實(shí)施例中，將平均軸比為5以上、平均短軸長(zhǎng)度為llim(1000nm)以下并且最近-鄰接距離為lfim(1000nm)以下的鋼板評(píng)價(jià)為滿足本發(fā)明的必要條件(O)，并且將平均軸比小于5、平均短軸長(zhǎng)度超過(guò)l(im(1000nm)并且最近-鄰接距離超過(guò)lpm(1000nm)的鋼板評(píng)價(jià)為不滿足本發(fā)明的必要條件(x)。(抗拉強(qiáng)度，伸長(zhǎng)率)拉伸試驗(yàn)使用JIS^試樣進(jìn)行以測(cè)量抗拉強(qiáng)度(TS)和伸長(zhǎng)率(EL)。在拉伸試驗(yàn)時(shí)，將應(yīng)變速率設(shè)定在lmm/sec。在第一實(shí)施例中，在根據(jù)上述方法測(cè)量的抗拉強(qiáng)度為980MPa以上的鋼板之中，將伸長(zhǎng)率為10。/。以上的鋼板評(píng)價(jià)為"伸長(zhǎng)率優(yōu)異"。(氫脆性危險(xiǎn)度的評(píng)價(jià)指數(shù)耐氫脆性的評(píng)價(jià))通過(guò)使用板厚度為1.2111111的平面試樣，以lxlO"mm/sec的拉伸速率進(jìn)行慢拉伸速率的拉伸(SSRT)試驗(yàn)，并且獲得由下式(l)定義的氫脆性危險(xiǎn)度的評(píng)價(jià)指數(shù)(％)，以評(píng)價(jià)耐氫脆性。氫脆性危險(xiǎn)度的評(píng)價(jià)指數(shù)(％)=100x(l-E1/E0)...(1)這里，EO表示在鋼中基本上不含氫的試樣斷裂時(shí)的伸長(zhǎng)率，而E1表示當(dāng)在通過(guò)將潤(rùn)濕時(shí)間設(shè)定得更長(zhǎng)而假定嚴(yán)酷的腐蝕環(huán)境的組合循環(huán)試驗(yàn)，使氫侵入鋼板(試樣)時(shí)斷裂的伸長(zhǎng)率。在組合循環(huán)試驗(yàn)中，在將5%鹽水噴淋8小時(shí)與在(溫度)35。C和(濕度)60。/。RH下進(jìn)行恒溫恒濕試驗(yàn)16小時(shí)的組合作為一個(gè)循環(huán)的情況下，進(jìn)行7個(gè)循環(huán)。因?yàn)樵跉浯嘈晕ｋU(xiǎn)度的評(píng)價(jià)指數(shù)超過(guò)50%時(shí)，氫脆性可能是在使用中導(dǎo)致的，所以在該指數(shù)為50%以上時(shí)，將氫脆性危險(xiǎn)度的評(píng)價(jià)指數(shù)評(píng)價(jià)為耐氫脆性優(yōu)異。(可焊性的評(píng)價(jià))進(jìn)行實(shí)驗(yàn)編號(hào)7(鋼種(G))和實(shí)驗(yàn)編號(hào)14(鋼種(N))的鋼板的可焊性試驗(yàn)。根據(jù)JISZ3136andJlSZ3137的方法，對(duì)由厚度為1.2mm的鋼板制成的試樣進(jìn)行可焊性試驗(yàn)，隨后在下列條件下進(jìn)行點(diǎn)焊，隨后進(jìn)一步進(jìn)行拉伸剪切試驗(yàn)(在20mm/min的拉伸速度下測(cè)量最大負(fù)荷)和交叉拉伸試驗(yàn)(在20mm/min的拉伸速度下測(cè)量最大負(fù)荷)，由此獲得拉伸剪切強(qiáng)度(TSS)和交叉抗拉強(qiáng)度(CTS)。當(dāng)由交叉抗拉強(qiáng)度(CTS)和拉伸剪切強(qiáng)度(TSS)的比率表示的延性比(CTS/TSS)為0.2或更高時(shí)，將可焊性評(píng)價(jià)為優(yōu)異。結(jié)果，發(fā)現(xiàn)實(shí)驗(yàn)編號(hào)14(比較鋼板)的延性比為0.19，g卩，可焊性差(在表2中由x表示)。另一方面，實(shí)驗(yàn)編號(hào)7(本發(fā)明的鋼板)的延性比為0.23，艮P，可焊性優(yōu)異依表2中由0表示)。<點(diǎn)焊條件>初始加壓時(shí)間60個(gè)循環(huán)/60Hz，加壓壓力450kgf(4.4kN)通電時(shí)間l個(gè)循環(huán)/60Hz焊接電流8,5KA表1<table>tableseeoriginaldocumentpage40</column></row><table>表2<table>tableseeoriginaldocumentpage41</column></row><table>從表1和2中，滿足本發(fā)明中限定的必要條件的實(shí)驗(yàn)編號(hào)1至13和21至23的鋼板(實(shí)施例)是980MPa以上并且具有優(yōu)異的耐氫脆性性質(zhì)的超高強(qiáng)度鋼板。而且，因?yàn)門(mén)RIP鋼板應(yīng)當(dāng)具有的伸長(zhǎng)率以及可焊性也是優(yōu)異的，所以可以最優(yōu)選地提及所述鋼板用于暴露在大氣腐蝕環(huán)境中的汽車的增強(qiáng)部件。另一方面，不滿足本發(fā)明所限定的必要條件的實(shí)驗(yàn)編號(hào)14至20的鋼板(比較例)具有下面提及的不宜之處。在其中C含量過(guò)量的實(shí)驗(yàn)編號(hào)14的鋼板中，殘留Y(殘留奧氏體)的分散形態(tài)沒(méi)有得到滿足，沒(méi)有獲得足夠的可焊性，并且耐氫脆性差。在實(shí)驗(yàn)編號(hào)15的鋼板中，因?yàn)镸n量不足，殘留y的分散形態(tài)沒(méi)有得到滿足，淬硬性等劣化，并且沒(méi)有獲得足夠的機(jī)械強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率和耐氫脆性。實(shí)驗(yàn)編號(hào)16是其中使用Si量不足的鋼種獲得作為現(xiàn)有的高強(qiáng)度鋼的馬氏體鋼的實(shí)施例。然而，因?yàn)闅埩鬥幾乎不存在，所以沒(méi)有獲得足夠的伸長(zhǎng)率和耐氫脆性。在實(shí)驗(yàn)編號(hào)17的鋼板中，因?yàn)镃量不足，并且殘留Y的分散形態(tài)沒(méi)有滿足，因此沒(méi)有獲得足夠的機(jī)械強(qiáng)度和耐氫脆性。在實(shí)驗(yàn)編號(hào)18的鋼板中，因?yàn)椴缓珻r，并且殘留Y的分散形態(tài)沒(méi)有滿足，因此淬硬性不足并且沒(méi)有獲得足夠的機(jī)械強(qiáng)度和耐氫脆性。在實(shí)驗(yàn)編號(hào)19的鋼板中，因?yàn)楹羞^(guò)量Cr，并且殘留Y的分散形態(tài)沒(méi)有滿足，因此析出粗大的碳化物，從而導(dǎo)致難以加工并且沒(méi)有獲得足夠的機(jī)械強(qiáng)度和耐氫脆性。在實(shí)驗(yàn)編號(hào)20中，使用滿足本發(fā)明所限定的組成范圍的鋼種(A)。然而，因?yàn)闆](méi)有采用所推薦的制備條件(在退火時(shí)的加熱保持溫度T1為AC3點(diǎn)-50°C)，因此獲得的鋼板變成TRIP鋼板。即，不滿足本發(fā)明所限定的分散形態(tài)的殘留奧氏體變?yōu)榫奂w，并且母相也不形成貝氏體鐵素體和馬氏體的兩相組織。因此，沒(méi)有獲得足夠的機(jī)械強(qiáng)度和耐氫脆性。其次，通過(guò)使用表1中所示的鋼種(B)和(G)的鋼板和比較鋼板(機(jī)械強(qiáng)度為590MPa等級(jí)的現(xiàn)有高強(qiáng)度鋼板)，模制成部件，隨后進(jìn)行如下所示的耐壓壞性試驗(yàn)和耐沖擊性試驗(yàn)以研究成型產(chǎn)品的性能。(耐壓壞性試驗(yàn))使用顯示于表1的鋼種(B)和(G)的鋼板以及比較鋼板中的每一種，制備顯示于圖5中的部件(試樣，帽形通道部件)l，隨后進(jìn)行耐壓壞性試驗(yàn)。從尖端直徑為6mm的電極，將比粉塵產(chǎn)生電流低0.5kA的電流流動(dòng)到顯示于圖5中的部件的點(diǎn)焊位置2，以在如圖5中所示的35mm的間距進(jìn)行點(diǎn)焊。其次，如圖6中所示，從部件l的較長(zhǎng)方向上中心部分的上部，向下擠壓金屬模具3以獲得最大負(fù)荷。而且，由負(fù)荷位移線圖的面積獲得吸收能量。其結(jié)果顯示于表3中。表3<table>tableseeoriginaldocumentpage43</column></row><table>從表3中，發(fā)現(xiàn)由本發(fā)明的鋼板(鋼種B，G)制備的部件(試樣)顯示出比在使用機(jī)械強(qiáng)度低的比較鋼板時(shí)的負(fù)荷更高的負(fù)荷，并且在吸收能量方面也更高，即在耐壓壞性方面是優(yōu)異的。(耐沖擊性試驗(yàn))使用顯示于表1的鋼種(B)和(G)的鋼板以及比較鋼板中的每一種，制備顯示于圖7的部件(試樣，帽形通道部件)4，隨后進(jìn)行耐沖擊性試驗(yàn)。圖8顯示了圖7中的部件4的A-A截面圖。在耐沖擊性試驗(yàn)中，在與耐壓壞性試驗(yàn)的情況類似地對(duì)部件4的點(diǎn)焊位置5進(jìn)行點(diǎn)焊之后，如圖9中示意性所示，將部件4設(shè)置在基座7上，從部件4的上方的llm高度落下落錘(110kg)6，由此獲得直至部件4變形40mm(在高度方向上的收縮)的吸收能量。其結(jié)果顯示于表4中。表4<table>tableseeoriginaldocumentpage44</column></row><table>從表4中，發(fā)現(xiàn)由本發(fā)明的鋼板(鋼種B，G)制備的部件(試樣)具有比在使用機(jī)械強(qiáng)度較低的現(xiàn)有鋼板時(shí)的吸收能量更高的吸收能量，即在耐沖擊性方面是優(yōu)異的。第二實(shí)施例在將其組分組成顯示于表5中的鋼(鋼種1至22)真空熔融以形成厚板之后，根據(jù)下列工序(熱軋—冷軋—連續(xù)退火)，獲得板厚度為3.2mm的熱軋鋼板，隨后用酸洗滌以除去表面鐵鱗，隨后進(jìn)一步冷軋至1.2mm，再進(jìn)一步如下所示連續(xù)退火，由此制備出各種鋼板(實(shí)驗(yàn)編號(hào)24至46)。<熱軋步驟>開(kāi)始溫度在1150至1250。C保持30分鐘最終溫度850°C冷卻速率40。C/s巻取溫度550。C<冷軋步驟>冷軋率50%<連續(xù)退火步驟>將實(shí)驗(yàn)編號(hào)24至42、44以及45的鋼板以這樣的方式處理將冷軋鋼板在AC3點(diǎn)十30。C的溫度保持120秒，隨后以20。C/s的平均冷卻速率淬火(空氣冷卻)至表6的To。C，隨后進(jìn)一步在To。C保持240秒，隨后再進(jìn)一步進(jìn)行氣體和水冷卻直至室溫。而且，以這樣的方式處理由馬氏體鋼制成的實(shí)驗(yàn)編號(hào)43的鋼板，而所述馬氏體鋼是使用鋼種(Chi)的現(xiàn)有高強(qiáng)度鋼板將冷軋鋼板加熱至83(TC，并且在此保持5分鐘，隨后水淬，隨后進(jìn)一步在300。C回火10分鐘。此外，將使用鋼種(1)的實(shí)驗(yàn)編號(hào)46的鋼板以這樣的方式處理將冷軋鋼板加熱至80(TC，并且在此保持120秒，隨后以20。C/s的平均冷卻速率冷卻至350。C(To)，并且在To。C保持240秒，隨后進(jìn)一步進(jìn)行氣體和水冷卻直至室溫。根據(jù)下列所示的方法分別研究并且評(píng)價(jià)這樣獲得的每一種鋼板的金相組織、抗拉強(qiáng)度(TS)、伸長(zhǎng)率(總伸長(zhǎng)率(EL))、耐氫脆性(耐延遲斷裂性)、涂層耐腐蝕性和可焊性。其結(jié)果顯示于表6中。與第一實(shí)施例類似，研究金相組織、抗拉強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率和可焊性。在表6中，將殘留y的平均軸比為5以上的鋼板用(O)示，并且小于5的鋼板用(x)表示。(耐延遲斷裂性耐氫脆性的評(píng)價(jià))從每一個(gè)鋼板切割出120mmx30mm的條狀試驗(yàn)片，隨后彎曲使得彎曲部分的R可以是15mm，由此制備用于彎曲試驗(yàn)的試樣。將其上被施加lOOOMPa應(yīng)力的彎曲試驗(yàn)用試樣浸漬在5。/。HCl的水溶液中，并且測(cè)量直至產(chǎn)生裂紋的時(shí)間以評(píng)價(jià)耐氫脆性。當(dāng)直至產(chǎn)生裂紋的時(shí)間為24小時(shí)以上時(shí)，將耐氫脆性判斷為優(yōu)異。C凃?qū)幽透g性的評(píng)價(jià))通過(guò)模擬使用環(huán)境，還評(píng)價(jià)在涂覆之后的耐腐蝕性。從每一個(gè)鋼板中切割出板厚度為1.2mm的平面試驗(yàn)片作為試樣。將在磷酸鋅處理之后的試樣進(jìn)行可商購(gòu)的電沉積涂覆以形成膜厚度為25pm的涂膜。對(duì)于其上使用電沉積涂覆的試樣的平行部分的中心，通過(guò)使用切割機(jī)產(chǎn)生到達(dá)底部的斑痕，并且將帶斑痕的試樣進(jìn)行腐蝕試驗(yàn)。在一定期間后，測(cè)量來(lái)自由切割機(jī)所致的人為斑痕的腐蝕的擴(kuò)展。該斑痕寬度是使用被設(shè)定在'T'的實(shí)驗(yàn)編號(hào)24的試樣的斑痕寬度歸一化的，并且按如下所示分等級(jí)以評(píng)價(jià)涂層耐腐蝕性。當(dāng)斑痕寬度大于1.0并且等于或小于1.5時(shí)，將涂層耐腐蝕性評(píng)價(jià)為略差(A)，并且當(dāng)斑痕寬度為1.0以下時(shí)，將涂層耐腐蝕性評(píng)價(jià)為優(yōu)異(0-)。在表6中，當(dāng)斑痕寬度為0.7以下時(shí)，涂層耐腐蝕性由(0G)0)表示，當(dāng)斑痕寬度大于0.7并且等于或小于0.75時(shí)，涂層耐腐蝕性由(0〇)表示，當(dāng)斑痕寬度大于0.75并且等于或小于0.8時(shí)，涂層耐腐蝕性由(00)表示，當(dāng)斑痕寬度大于0.8并且等于或小于0.85時(shí)，涂層耐腐蝕性由(0O)表示，當(dāng)斑痕寬度大于0.85并且等于或小于0.卯寸，涂層耐腐蝕性由(0A)表示，當(dāng)斑痕寬度大于0.9并且等于或小于0.95時(shí)，涂層耐腐蝕性由(0)表示，當(dāng)斑痕寬度大于0.95并且等于或小于1.0時(shí)，涂層耐腐蝕性由(O)表示，并且當(dāng)斑痕寬度大于1.0并且等于或小于1.05時(shí)，涂層耐腐蝕性由(A)表示。而且，當(dāng)使用普通的磷酸鹽處理時(shí)，在使用預(yù)處理(脫脂、水洗、表面控制)之后進(jìn)行磷酸鋅處理，并且使用SD5000(商品名，由NipponPaint股份有限公司生產(chǎn))在45。C進(jìn)行2分鐘的電沉積涂覆。通過(guò)控制磷酸鋅處理的處理時(shí)間，控制涂層的涂覆量。此外，對(duì)進(jìn)行了電沉積涂覆的試樣，以這樣的方式進(jìn)行腐蝕試驗(yàn)在35。C噴淋NaCl的水溶液，隨后在60。C干燥，隨后進(jìn)一步在50。C溫度和95。/。相對(duì)濕度的大氣下放置的操作作為1個(gè)循環(huán)(8小時(shí))的情況下，進(jìn)行每天3個(gè)循環(huán)，歷時(shí)30天。表5<table>tableseeoriginaldocumentpage47</column></row><table>表6<table>tableseeoriginaldocumentpage48</column></row><table>從表6中，實(shí)驗(yàn)編號(hào)24至37和40的鋼板(實(shí)施例)具有優(yōu)異的耐氫脆性和涂層耐腐蝕性，所述鋼板滿足在本發(fā)明中限定的必要條件，并且這些鋼板是980MPa以上的超高強(qiáng)度鋼板。而且，作為T(mén)RIP鋼板應(yīng)當(dāng)?shù)玫降纳扉L(zhǎng)率也是優(yōu)異的，并且可焊性也是優(yōu)異的；因此，這些鋼板是所述的最優(yōu)選作為暴露于大氣腐蝕環(huán)境中的汽車的增強(qiáng)部件的鋼板。實(shí)驗(yàn)編號(hào)38和39的鋼板(實(shí)施例)具有足夠的機(jī)械強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率和耐氫脆性。然而，因?yàn)閷?shí)驗(yàn)編號(hào)38的鋼板含有大量Mo，所以涂層耐腐蝕性劣化。不含B的實(shí)驗(yàn)編號(hào)39的鋼板導(dǎo)致涂層耐腐蝕性劣化。另一方面，不滿足本發(fā)明的規(guī)定的實(shí)驗(yàn)編號(hào)41至46的鋼板(比較例)分別具有下列不宜之處。實(shí)驗(yàn)編號(hào)41的鋼板含有過(guò)量C;因此，沒(méi)有獲得足夠的伸長(zhǎng)率、耐氫脆性和可焊性。涂層耐腐蝕性也是劣化的。實(shí)驗(yàn)編號(hào)42的鋼板含有較少的Mn;因此，沒(méi)有獲得足夠的耐氫脆性。伸長(zhǎng)率也是不足的。實(shí)驗(yàn)編號(hào)43的鋼板是其中通過(guò)使用Si量不足的鋼種(20)獲得作為現(xiàn)有高強(qiáng)度鋼的馬氏體鋼的實(shí)施例。在該鋼板中，因?yàn)闅埩魥W氏體幾乎不存在，所以耐氫脆性差。而且，對(duì)薄鋼板所需的伸長(zhǎng)率也得不到保證。實(shí)驗(yàn)編號(hào)44的鋼板的C量不足；因此，沒(méi)有獲得足夠的機(jī)械強(qiáng)度。因?yàn)閷?shí)驗(yàn)編號(hào)45的鋼板含有過(guò)量Nb，所以成型性顯著劣化，并且沒(méi)有獲得足夠的伸長(zhǎng)率。因?yàn)閷?shí)驗(yàn)編號(hào)45的鋼板不能彎曲，所以不能研究耐氫脆性。在實(shí)驗(yàn)編號(hào)46中，使用滿足在本發(fā)明中限定的組分組成的鋼材，但是沒(méi)有使用推薦的條件來(lái)制造(在退火過(guò)程中的加熱保持溫度T1低于AC3點(diǎn))；因此，獲得的鋼板變成現(xiàn)有的TRIP鋼板。結(jié)果，殘留奧氏體不滿足在本發(fā)明中限定的平均軸比，并且也沒(méi)有獲得貝氏體鐵素體和馬氏體的兩相組織形式的母相。因此，不能獲得足夠的機(jī)械強(qiáng)度。其次，使用鋼種(10)的鋼板和比較例的鋼板(機(jī)械強(qiáng)度為590MPa等級(jí)的現(xiàn)有高抗拉鋼板)，制備部件。與第一實(shí)施例類似，進(jìn)行耐壓壞性試驗(yàn)和耐沖擊性試驗(yàn)以研究成型產(chǎn)品的性能。其結(jié)果顯示于表7和8中。表7<table>tableseeoriginaldocumentpage50</column></row><table>表8<table>tableseeoriginaldocumentpage50</column></row><table>從表7中，發(fā)現(xiàn)由本發(fā)明的鋼板(鋼種10)制備的部件(試樣)顯示出比在使用機(jī)械強(qiáng)度低的比較鋼板時(shí)的負(fù)荷更高的負(fù)荷，并且在吸收能量方面也是更高的，從而導(dǎo)致優(yōu)異的耐壓壞性。從表8中，發(fā)現(xiàn)由本發(fā)明的鋼板(鋼種10)制備的部件(試樣)具有比在使用機(jī)械強(qiáng)度較低的比較鋼板時(shí)的吸收能量更高的吸收能量，以及優(yōu)異的耐沖擊性。下文中，將描述根據(jù)本發(fā)明第二實(shí)施方案的第三實(shí)施例。第三實(shí)施例在將其組分組成顯示于表9中的鋼(鋼種a至t)真空熔融以形成厚板之后，根據(jù)下列工序(熱軋—冷軋—連續(xù)退火)，獲得板厚度為3.2mm的熱軋鋼板，隨后用酸洗滌以除去表面鐵鱗，隨后進(jìn)一步冷軋至1.2mm，再進(jìn)一步如下所示連續(xù)退火，由此制備出各種鋼板(實(shí)驗(yàn)編號(hào)47至67)。<熱軋步驟>開(kāi)始溫度在1150至1250。C保持30分鐘最終溫度850°C冷卻速率40°C/s巻取溫度550°C<冷軋步驟>冷軋率50%<連續(xù)退火步驟>在冷軋之后，將實(shí)驗(yàn)編號(hào)47至62以及64至66的鋼板在處于AC3點(diǎn)(參見(jiàn)表9)至八03點(diǎn)+30。C的范圍內(nèi)的溫度保持120秒，隨后以20。C/s的平均冷卻速率淬火(空氣冷卻)至表10的To。C，隨后進(jìn)一步在To。C保持240秒，隨后進(jìn)一步進(jìn)行氣體和水冷卻直至室溫。將由作為現(xiàn)有的高強(qiáng)度鋼并且使用鋼種(q)的馬氏體鋼制成的實(shí)驗(yàn)編號(hào)63的鋼板在冷軋之后，在880。C保持30分鐘，隨后水淬，隨后進(jìn)一步在300。C回火1小時(shí)。而且，為了研究制備條件對(duì)鋼板組織的影響，在實(shí)驗(yàn)編號(hào)67的鋼板中，使用鋼種(b)，將在冷軋之后的鋼板在Ac3點(diǎn)-50。C的溫度下保持120秒，隨后以20。C/s的平均冷卻速率淬火(空氣冷卻)至表10的To。C，隨后進(jìn)一步在To。C保持240秒，隨后進(jìn)一步進(jìn)行氣體和水冷卻直至室溫。從這樣獲得的各種鋼板的每一種中，取得JIS#5試樣，隨后模擬實(shí)際進(jìn)行的工藝以3%的加工率拉伸，隨后進(jìn)一步分別研究并且評(píng)價(jià)在加工之前和之后的相應(yīng)樣品的金相組織，在加工之前的抗拉強(qiáng)度(TS)和伸長(zhǎng)率(總伸長(zhǎng)率(EL))、在加工之后的耐氫脆性性質(zhì)(氫脆性危險(xiǎn)度的評(píng)價(jià)指數(shù))、耐腐蝕性和耐延遲斷裂性。其結(jié)果顯示于表10中。(金相組織)觀察在每一個(gè)鋼板的板厚度四分之一位置的與軋制平面平行的平面中的任意測(cè)量區(qū)域(基本上為50pmx5(Vm，測(cè)量距離O.lpm)，并且通過(guò)使用FE-SEM(商品名XL30S-FEG，由Phillips股份有限公司制造)拍照，并且根據(jù)上述方法測(cè)量貝氏體鐵素體(BF)和馬氏體(M)的面積比以及殘留奧氏體(殘留Y)的面積比。在兩個(gè)任意選擇的視場(chǎng)中，進(jìn)行類似的測(cè)量，隨后獲得平均值。而且，通過(guò)從全部組織(100。/。)中減去組織(BF、M、殘留奧氏體)的面積比獲得其它組織(鐵素體、珠光體等)。此外，在處理之后和之前的殘留Y的晶粒中，根據(jù)上面提及的方法測(cè)量平均軸比、平均短軸長(zhǎng)度和晶粒之間的最近-鄰接距離。在第三實(shí)施例中，將在處理之后，平均軸比為5以上，平均短軸長(zhǎng)度為liim(1000nm)以下，并且最近-鄰接距離為lpm(1000nm)以下的鋼板評(píng)價(jià)為滿足本發(fā)明的必要條件(O)，并且將平均軸比小于5、平均短軸長(zhǎng)度超過(guò)lpm(1000nm)，并且最近-鄰接距離超過(guò)lMm(1000nm)的鋼板評(píng)價(jià)為不滿足本發(fā)明的必要條件(x)。(抗拉強(qiáng)度，伸長(zhǎng)率)拉伸試驗(yàn)使用JIS存5試樣進(jìn)行以測(cè)量抗拉強(qiáng)度(TS)和伸長(zhǎng)率(EL)。在拉伸試驗(yàn)時(shí)，將應(yīng)變速率設(shè)定在lmm/sec。在第三實(shí)施例中，在根據(jù)上述方法測(cè)量的抗拉強(qiáng)度為980MPa以上的鋼板之中，將伸長(zhǎng)率為10%以上的鋼板評(píng)價(jià)為"伸長(zhǎng)率優(yōu)異"。(氫脆性危險(xiǎn)度的評(píng)價(jià)指數(shù)耐氫脆性的評(píng)價(jià))通過(guò)使用板厚度為1.2mm的平面試樣，以lxl0—"mm/sec的拉伸速率進(jìn)行慢拉伸速率的拉伸(SSRT)試驗(yàn)，并且獲得由下式(1)定義的氫脆性危險(xiǎn)度的評(píng)價(jià)指數(shù)(％)以評(píng)價(jià)耐氫脆性。氫脆性危險(xiǎn)度的評(píng)價(jià)指數(shù)(％)=100E1/E0)...(1)這里，EO表示在鋼中基本上不含氫的試樣斷裂時(shí)的伸長(zhǎng)率，而E1表示當(dāng)在通過(guò)將潤(rùn)濕時(shí)間設(shè)定得更長(zhǎng)而假定嚴(yán)酷的腐蝕環(huán)境的組合循環(huán)試驗(yàn)，使氫侵入鋼板(試樣)時(shí)斷裂的伸長(zhǎng)率。在組合循環(huán)試驗(yàn)中，在將5%鹽水噴淋8小時(shí)和在(溫度)35。C禾B(濕度)60。/。RH下進(jìn)行恒溫恒濕試驗(yàn)16小時(shí)的組合作為一個(gè)循環(huán)的情況下，進(jìn)行7個(gè)循環(huán)。因?yàn)樵跉浯嘈晕ｋU(xiǎn)度的評(píng)價(jià)指數(shù)超過(guò)50%時(shí)，氫脆性可能是在使用中導(dǎo)致的，所以在該指數(shù)為50%以上時(shí)，將氫脆性危險(xiǎn)度的評(píng)價(jià)指數(shù)評(píng)價(jià)為耐氫脆性優(yōu)異。(耐延遲斷裂性耐氫脆性的評(píng)價(jià))從每一個(gè)鋼板切割出150mmx30mm的條狀試驗(yàn)片，以3%的加工率拉伸而變形，隨后彎曲使得彎曲部分的R可以是15mm，由此制備出彎曲試驗(yàn)樣品。將其上施加有1000MPa應(yīng)力的彎曲試驗(yàn)用試樣浸漬在5。/。HCl的水溶液中，并且測(cè)量直至產(chǎn)生裂紋的時(shí)間以評(píng)價(jià)耐氫脆性。當(dāng)直至產(chǎn)生裂紋的時(shí)間為24小時(shí)以上時(shí)，將耐氫脆性判斷為優(yōu)異。(涂層耐腐蝕性的評(píng)價(jià))通過(guò)模擬使用環(huán)境，還評(píng)價(jià)在涂覆之后的耐腐蝕性。從每一個(gè)鋼板中切割出板厚度為1.2mm的平面試驗(yàn)片作為試樣。將在磷酸鋅處理之后的試樣進(jìn)行可商購(gòu)的電沉積涂覆以形成膜厚度為25pm的涂膜。對(duì)于其上使用電沉積涂覆的試樣的平行部分的中心，通過(guò)使用切割機(jī)產(chǎn)生到達(dá)底部的斑痕，并且將帶斑痕的試樣進(jìn)行腐蝕試驗(yàn)。在一定期間后，測(cè)量來(lái)自由切割機(jī)所致的人為斑痕的腐蝕的擴(kuò)展。該斑痕寬度是使用被設(shè)定在"1"的實(shí)驗(yàn)編號(hào)47的試樣的斑痕寬度歸一化的，并且如下所示分等級(jí)以評(píng)價(jià)涂層耐腐蝕性。當(dāng)斑痕寬度大于1.0并且等于或小于1.5時(shí)，將涂層耐腐蝕性評(píng)價(jià)為略差(A)，并且當(dāng)斑痕寬度為1.0以下時(shí)，將涂層耐腐蝕性評(píng)價(jià)為優(yōu)異(〇-0)。在表10中，當(dāng)斑痕寬度為0.7以下時(shí)，涂層耐腐蝕性由(000)表示，當(dāng)斑痕寬度大于0.7并且等于或小于0.75時(shí)，涂層耐腐蝕性由(00O)表示，當(dāng)斑痕寬度大于0.75并且等于或小于0.8時(shí)，涂層耐腐蝕性由(00)表示，當(dāng)斑痕寬度大于0.8并且等于或小于0.85時(shí)，涂層耐腐蝕性由(0O)表示，當(dāng)斑痕寬度大于0.85并且等于或小于0.卯寸，涂層耐腐蝕性由(0A)表示，當(dāng)斑痕寬度大于0.9并且等于或小于0.95時(shí)，涂層耐腐蝕性由()表示，當(dāng)斑痕寬度大于0.95并且等于或小于1.0時(shí)，涂層耐腐蝕性由(O)表示，并且當(dāng)斑痕寬度大于1.0并且等于或小于1.05時(shí)，涂層耐腐蝕性由(A)表示。而且，當(dāng)使用普通的磷酸鹽處理時(shí)，在使用預(yù)處理(脫脂、水洗、表面控制)之后進(jìn)行磷酸鋅處理，并且使用SD5000(商品名，由NipponPaint股份有限公司制造)在45。C進(jìn)行2分鐘的電沉積涂覆。通過(guò)控制磷酸鋅處理的處理時(shí)間，控制涂層的涂覆量。此外，對(duì)進(jìn)行了電沉積涂覆的試樣，以這樣的方式進(jìn)行腐蝕試驗(yàn)在35。C噴淋NaCl的水溶液，隨后在60。C干燥，隨后進(jìn)一步在50。C溫度和95。/。的相對(duì)濕度的大氣下放置的操作作為1個(gè)循環(huán)(8小時(shí))的情況下，進(jìn)行每天3個(gè)循環(huán)，歷時(shí)30天。表9<table>tableseeoriginaldocumentpage54</column></row><table>(注釋)余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成表IO<table>tableseeoriginaldocumentpage55</column></row><table>表io(續(xù))<table>tableseeoriginaldocumentpage56</column></row><table>從表9和表10中發(fā)現(xiàn)，滿足在本發(fā)明中限定的必要條件的實(shí)驗(yàn)編號(hào)47至60的鋼板(實(shí)施例)是980MPa以上的超高強(qiáng)度鋼板，并且即使在加工之后，也結(jié)合有優(yōu)異的耐氫脆性和涂層耐腐蝕性。而且，因?yàn)門(mén)RIP鋼板必須滿足的伸長(zhǎng)率也是優(yōu)異的，因此這些鋼板可以被提及最優(yōu)選作為暴露于大氣腐蝕環(huán)境中的汽車的增強(qiáng)部件。另一方面，不滿足本發(fā)明規(guī)定的實(shí)驗(yàn)編號(hào)61至67的鋼板(比較例)具有下列所示的不宜之處。在3%的拉伸之后，實(shí)驗(yàn)編號(hào)61的鋼板的C量不足，并且?guī)缀醪缓瑲埩鬥(殘留奧氏體)；結(jié)果，沒(méi)有獲得耐氫脆性。因此，它可以被論及在可加工性方面差。因?yàn)槠渲蠱n的量不足，因此實(shí)驗(yàn)編號(hào)62的鋼板幾乎不含殘留Y;因此，殘留Y的分散形態(tài)沒(méi)有得到滿足。結(jié)果，氫脆性危險(xiǎn)度的評(píng)價(jià)指數(shù)高，并且沒(méi)有獲得耐氫脆性。因此，它可以被提及在可加工性方面差。而且，因?yàn)榇阌残粤踊?，因此沒(méi)有獲得足夠的機(jī)械強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率。此外，涂層耐腐蝕性劣化。實(shí)驗(yàn)編號(hào)63的鋼板是作為其中使用Si量不足的鋼種獲得的現(xiàn)有高強(qiáng)度鋼的馬氏體鋼的實(shí)施例。然而，殘留Y幾乎不存在并且殘留Y的分散形態(tài)也沒(méi)有得到滿足。因此，沒(méi)有獲得足夠的伸長(zhǎng)率和耐氫脆性。結(jié)果，它可以被提及在可加工性方面差。而且，涂層耐腐蝕性也劣化。實(shí)驗(yàn)編號(hào)64的鋼板在C量方面過(guò)量，并且不含Cr;因此，殘留Y的分散形態(tài)沒(méi)有得到滿足，并且耐氫脆性差。因此，它可以被提及在可加工性方面差。而且，涂層耐腐蝕性也差。盡管實(shí)驗(yàn)編號(hào)65的鋼板的Mn量過(guò)量，但是獲得預(yù)定的殘留奧氏體。然而，因?yàn)闅埩魥W氏體的穩(wěn)定性低，因此在加工之后殘留奧氏體沒(méi)有穩(wěn)定地存在。結(jié)果，沒(méi)有獲得耐氫脆性。因此，它可以被提及在可加工性方面差。而且，沒(méi)有獲得足夠的伸長(zhǎng)率。此外，涂層耐腐蝕性劣化。因?yàn)閷?shí)驗(yàn)編號(hào)66的鋼板在Cr量方面過(guò)量，并且不滿足殘留Y的分散模式，所以析出粗大的碳化物而使可加工性劣化，并且沒(méi)有獲得耐氫脆性。因此，它可以被提及在可加工性方面差。盡管其中使用滿足本發(fā)明所限定的組成范圍的鋼種(b)，但是實(shí)驗(yàn)編號(hào)67的鋼板不是根據(jù)推薦的制備條件(在退火過(guò)程中的加熱保持溫度T1為AC3點(diǎn)-50。C)制造的；因此，所獲得的鋼板導(dǎo)致現(xiàn)有的TRIP鋼板。g卩，不滿足本發(fā)明所限定的分散形態(tài)的殘留奧氏體是聚集體，并且母相也不形成貝氏體鐵素體和馬氏體的兩相組織。結(jié)果，沒(méi)有獲得足夠的機(jī)械強(qiáng)度。而且，氫脆性危險(xiǎn)度的評(píng)價(jià)指數(shù)高，并且沒(méi)有獲得耐氫脆性。因此，它可以被提及在可加工性方面差。其次，由顯示于表9的鋼種(e)的鋼板和比較鋼板(機(jī)械強(qiáng)度為590MPa等級(jí)的現(xiàn)有高抗拉鋼板)被模制成部件，隨后如下所示進(jìn)行耐壓壞性試驗(yàn)和耐沖擊性試驗(yàn)以研究成型產(chǎn)品的性能。(耐壓壞性試驗(yàn))使用顯示于表9的鋼種(e)的鋼板以及比較鋼板，制備顯示于圖5中的部件(試樣，帽形通道部件)l，隨后進(jìn)行耐壓壞性試驗(yàn)。對(duì)于從尖端直徑為6mm的電極，將比粉塵產(chǎn)生電流低0.5kA的電流流動(dòng)到顯示于圖5中的部件的點(diǎn)焊位置2，以在如圖5中所示的35mm的間距進(jìn)行點(diǎn)焊。其次，如圖6中所示，從部件l的較長(zhǎng)方向上的中心部分的上部，向下擠壓金屬模具3以獲得最大負(fù)荷。而且，由負(fù)荷位移線圖的面積獲得吸收能量。其結(jié)果顯示于表11中。表ll<table>tableseeoriginaldocumentpage58</column></row><table>從表ll中發(fā)現(xiàn)，由本發(fā)明的鋼板(鋼種e)制備的部件(試樣)顯示出比在使用機(jī)械強(qiáng)度低的比較鋼板時(shí)的負(fù)荷更高的負(fù)荷，并且在吸收能量方面也更高，即，在耐壓壞性方面是優(yōu)異的。(耐沖擊性試驗(yàn))使用顯示于表9的鋼種(e)的鋼板以及比較鋼板，制備顯示于圖7的部件(帽形通道部件)4，隨后進(jìn)行耐沖擊性試驗(yàn)。圖8顯示了圖7中的部件4的A-A截面圖。在耐沖擊性試驗(yàn)中，在與耐壓壞性試驗(yàn)的情況類似地對(duì)部件4的點(diǎn)焊位置5進(jìn)行點(diǎn)焊之后，如圖9中示意性所示，將部件4設(shè)置在基座7上，從部件4的上方的llm高度落下落錘(110kg)6，由此獲得直至部件4變形40mm(在高度方向上的收縮)的吸收能量。其結(jié)果顯示于表12中。表12<table>tableseeoriginaldocumentpage59</column></row><table>從表12中發(fā)現(xiàn)，由本發(fā)明的鋼板(鋼種e)制備的部件(試樣)具有比在使用機(jī)械強(qiáng)度較低的現(xiàn)有鋼板時(shí)的吸收能量更高的吸收能量，即在耐沖擊性方面是優(yōu)異的。本發(fā)明是參考特定的方式詳述的。然而，對(duì)于本領(lǐng)域技術(shù)人員，明顯的是，可以在不偏離本發(fā)明的精神和范圍的情況下使用各種變更和修正。本發(fā)明基于2005年12月28日提交的日本專利申請(qǐng)2005-379188、2006年11月16日提交的日本專利申請(qǐng)2006-310359以及2006年11月16日提交的日本專利申請(qǐng)2006-310458，并且這些專利申請(qǐng)的全部?jī)?nèi)容通過(guò)引用結(jié)合在此。而且，本申請(qǐng)引用的所有參考文獻(xiàn)整體上通過(guò)引用結(jié)合在此。工業(yè)適用性根據(jù)本發(fā)明，提供一種機(jī)械強(qiáng)度為980MPa以上的超高強(qiáng)度TRIP薄鋼板，該鋼板在延展性(伸長(zhǎng)率)方面沒(méi)有受到損害，即使在加入Cr時(shí)，在晶界附近也不生成粗大的碳化物，并且顯著提高耐氫脆性。而且，提供一種機(jī)械強(qiáng)度為980MPa以上的超高強(qiáng)度TRIP薄鋼板，即使在加入Cr時(shí)，該鋼板在晶界附近也不生成粗大的碳化物，并且顯著提高可加工性和耐氫脆性。權(quán)利要求1.一種耐氫脆性優(yōu)異的超高強(qiáng)度薄鋼板，所述鋼板包含以重量％計(jì)的0.10至0.60％的C、1.0至3.0％的Si、1.0至3.5％的Mn、0.15％以下的P、0.02％以下的S、1.5％以下的Al、0.003至2.0％的Cr以及包括鐵和不可避免的雜質(zhì)在內(nèi)的余量；其中殘留奧氏體晶粒的平均軸比(長(zhǎng)軸/短軸)為5以上，所述殘留奧氏體晶粒的平均短軸長(zhǎng)度為1μm以下，并且所述殘留奧氏體晶粒的晶粒間最近-鄰接距離為1μm以下。2.—種耐氫脆性優(yōu)異的超高強(qiáng)度薄鋼板，所述鋼板包含以重量％計(jì)的0.10至0.25%的(:、1.0至3.0。/o的Si、l.O至3.50/o的Mn、0.15。/o以下的P、0.02。/。以下的S、1.5。/o以下的Al、0.003至2.0%的Cr以及包括鐵和不可避免的雜質(zhì)在內(nèi)的余量；其中相對(duì)于所述鋼板的全部組織的面積比計(jì)，所述鋼板含有為1%以上的殘留奧氏體；并且其中所述殘留奧氏體晶粒的平均軸比(長(zhǎng)軸/短軸)為5以上，所述殘留奧氏體晶粒的平均短軸長(zhǎng)度為lpm以下，以及所述殘留奧氏體晶粒的晶粒間最近-鄰接距離為lpm以下。3.根據(jù)權(quán)利要求2所述的超高強(qiáng)度薄鋼板，其中根據(jù)相對(duì)于所述鋼板的全部組織的面積比計(jì)，所述鋼板含有總量為80%以上的貝氏體鐵素體和馬氏體以及總量為0至9%的鐵素體和珠光體。4.根據(jù)權(quán)利要求2或3所述的超高強(qiáng)度薄鋼板，其中所述鋼板還包含以重量。/。計(jì)的0.003至0.5。/。的Cu和0.003至1.0。/。的Ni中的至少一種。5.根據(jù)權(quán)利要求2至4中任一項(xiàng)所述的超高強(qiáng)度薄鋼板，其中所述鋼板還包含以重量％計(jì)的總量為0.003至1.0%的丁1、V、Zr和W中的至少一種。6.根據(jù)權(quán)利要求2至5中任一項(xiàng)所述的超高強(qiáng)度薄鋼板，其中所述鋼板還包含以重量。/。計(jì)的1.07。以下的Mo和0.P/。以下的Nb中的至少一種。7.根據(jù)權(quán)利要求2至5中任一項(xiàng)所述的超高強(qiáng)度薄鋼板，其中所述鋼板還包含以重量。/。計(jì)的0.2。/。以下的Mo和0.1。/。以下的Nb中的至少一種。8.根據(jù)權(quán)利要求2至7中任一項(xiàng)所述的超高強(qiáng)度薄鋼板，其中所述鋼板還包含以重量。/。計(jì)的0.0002至0.0P/。的B。9.根據(jù)權(quán)利要求2至7中任一項(xiàng)所述的超高強(qiáng)度薄鋼板，其中所述鋼板還包含以重量。/。計(jì)的0.0005至0.01。/。的B。10.根據(jù)權(quán)利要求2至9中任一項(xiàng)所述的超高強(qiáng)度薄鋼板，其中所述鋼板還包含以重量。/。計(jì)的選自0.0005至0.005。/。的Ca、0.0005至0.01。/。的Mg以及0.0005至0.01。/。的REM中的至少一種。11.一種耐氫脆性優(yōu)異的超高強(qiáng)度薄鋼板，所述鋼板包含以重量％計(jì)的大于0.25%但不大于0.60%的。1.0至3.0%的Si、1.0至3.5。/o的Mn、0.15。/。以下的P、0.02。/o以下的S、1.5。/。以下的A1、0.003至2.0%的0以及包括鐵和不可避免的雜質(zhì)在內(nèi)的余量；其中所述鋼板在加工率為3%的拉伸處理之后的金相組織含有根據(jù)相對(duì)于所述金相組織的面積比計(jì)為1%以上的殘留奧氏體；并且其中，在所述金相組織中，所述殘留奧氏體的晶粒的平均軸比(長(zhǎng)軸/短軸)為5以上，所述殘留奧氏體晶粒的平均短軸長(zhǎng)度為lpm以下，以及所述殘留奧氏體晶粒的晶粒間最近-鄰接距離為lpm以下。12.根據(jù)權(quán)利要求ll所述的超高強(qiáng)度薄鋼板，其中根據(jù)相對(duì)于所述金相組織的面積比計(jì)，所述鋼板在加工率為3%的拉伸處理之后的所述金相組織含有總量為80%以上的貝氏體鐵素體和馬氏體以及總量為0至9%的鐵素體和珠光體。13.根據(jù)權(quán)利要求11或12所述的超高強(qiáng)度薄鋼板，其中所述鋼板還包含以重量。/o計(jì)的0.003至0.5。/o的Cu和0.003至1.0。/。的Ni中的至少一種。14.根據(jù)權(quán)利要求11至13中任一項(xiàng)所述的超高強(qiáng)度薄鋼板，其中所述鋼板還包含以重量。/。計(jì)的總量為0.003至1.0。/。的Ti、V、Zr和W中的至少一種。15.根據(jù)權(quán)利要求11至14中任一項(xiàng)所述的超高強(qiáng)度薄鋼板，其中所述鋼板還包含以重量。/。計(jì)的1.0。/。以下的Mo和0.1。/。以下的Nb中的至少一種。16.根據(jù)權(quán)利要求11至14中任一項(xiàng)所述的超高強(qiáng)度薄鋼板，其中所述鋼板還包含以重量。/。計(jì)的0.2。/。以下的Mo和0.1。/。以下的Nb中的至少一種。17.根據(jù)權(quán)利要求11至16中任一項(xiàng)所述的超高強(qiáng)度薄鋼板，其中所述鋼板還包含以重量。/o計(jì)的0.0002至0.01。/。的B。18.根據(jù)權(quán)利要求11至17中任一項(xiàng)所述的超高強(qiáng)度薄鋼板，其中所述鋼板還包含以重量。/。計(jì)的選自O(shè).O005至O.OO5。/。的Ca、0.0005至0.01。/。的Mg以及0.0005至0.01。/。的REM中的至少一種。全文摘要本發(fā)明涉及一種耐氫脆性優(yōu)異的超高強(qiáng)度薄鋼板，所述鋼板包含以重量％計(jì)的0.10至0.60％的C、1.0至3.0％的Si、1.0至3.5％的Mn、0.15％以下的P、0.02％以下的S、1.5％以下的Al、0.003至2.0％的Cr以及包括鐵和不可避免的雜質(zhì)在內(nèi)的余量；其中殘留奧氏體晶粒的平均軸比(長(zhǎng)軸/短軸)為5以上，所述殘留奧氏體晶粒的平均短軸長(zhǎng)度為1μm以下，并且所述殘留奧氏體晶粒的晶粒間最近-鄰接距離為1μm以下。文檔編號(hào)C22C38/00GK101351570SQ200680049968公開(kāi)日2009年1月21日申請(qǐng)日期2006年12月28日優(yōu)先權(quán)日2005年12月28日發(fā)明者上妻伸二,向井陽(yáng)一,杉本公一,池田宗朗,湯瀨文雄,粕谷康二,衣笠潤(rùn)一郎,赤水宏申請(qǐng)人:株式會(huì)社神戶制鋼所;株式會(huì)社信州Tlo