WO2019130713A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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長谷川　寛
秀和 南
達也 中垣内
香菜 佐々木
翔二 田中
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel plate which is excellent in strength and processability and is suitable for automotive members, and a method of manufacturing the same.
  • Patent Document 1 discloses a technique relating to a steel plate having excellent bendability by refining the average grain size of tempered martensite. Moreover, in patent document 2, the technique regarding the steel plate excellent in bendability is disclosed by controlling the quantity and form of an inclusion and a precipitate.
  • the present invention has been made to solve the above-described problems, and an object thereof is to provide a high-strength steel sheet which is further excellent in achieving both strength and workability, and a method for producing the same.
  • Patent Document 1 and Patent Document 2 focus only on the inclusions in the steel structure and the steel plate, and the study focusing on the trapped hydrogen trapped in the steel has not been conducted, but the present inventors have studied the above-mentioned trap Focusing on hydrogen, the present invention has been completed as follows.
  • the present inventors optimize the steel sheet structure, introduce hydrogen into the steel sheet, trap it in oxide, and use it as trap hydrogen for bending. It has been found that the sex is significantly improved.
  • the high strength means that the TS has a strength of 980 MPa or more, preferably 1180 MPa or more, and the excellent bendability has a ratio (R / t) of the minimum bending radius R to the thickness t where no microcracks are recognized. 1.5 or more in the range of less than 1180 MPa, 2.5 or less in the range of 1180 MPa to less than 1320 MPa, TS in the range of 1320 MPa to less than 1600 MPa, and TS in the range of 1600 MPa to less than 2100 MPa. Set to 0 or less.
  • a micro crack is a crack with a crack length of 0.5 mm or more.
  • the extension ferrite phase having an aspect ratio of 3 or more has an area ratio of 1% or less, the average crystal grain size of martensite in the region from the steel plate surface to 50 ⁇ m is 20 ⁇ m or less, and the short in the region from the steel plate surface to 50 ⁇ m Axis length is 0 8 ⁇ m following oxides 1.0 ⁇ 10 10 pieces / m 2 or more, coarse oxides minor axis length exceeds 1.0 ⁇ m in the region of the steel plate surface to 50 ⁇ m is 1.0 ⁇ 10 8 cells / m 2 or less
  • the high-strength steel plate in which the amount of trapped hydrogen in the steel plate is 0.05 mass ppm or more.
  • the slab having the component described in [1] or [2] is descaling treated at a pressure of 15 MPa or more after rough rolling, subjected to finish rolling at 800 to 950 ° C., and cooled after finish rolling to 550 ° C. or less And the hot rolled sheet obtained in the hot rolling step to 730 to 950 ° C., and a hydrogen concentration of 1.0 to 35.0% by volume and a dew point of -35 to 15 in this temperature range.
  • the steel sheet after the annealing step and the annealing step held under the conditions of 10 to 1000 s in an atmosphere of ° C. is then cooled to 600 ° C.
  • a slab having the component described in [1] or [2] is descaling treated at a pressure of 15 MPa or more after rough rolling, subjected to finish rolling at 800 to 950 ° C., and cooled after finish rolling at 550 ° C. or less
  • a high strength steel plate excellent in bendability can be obtained, which is suitable as a material for automobile parts.
  • C 0.05 to 0.40% C is an element effective to generate martensite, bainite or the like and raise TS. If the C content is less than 0.05%, such an effect can not be sufficiently obtained, and a TS of 980 MPa or more can not be obtained. Therefore, the C content is made 0.05% or more. Preferably, it is 0.07% or more, more preferably 0.09% or more, and further preferably 0.11% or more. On the other hand, when the C content exceeds 0.40%, the martensite hardens and the deterioration of bendability becomes remarkable. Therefore, the C content is 0.40% or less, preferably 0.37% or less, more preferably 0.35% or less, and still more preferably 0.32% or less.
  • Si 0.10 to 3.0%
  • Si is an element effective for solid solution strengthening of steel to raise TS.
  • oxides containing Si are effective for trapping hydrogen.
  • Si content is made into 0.10% or more.
  • it is 0.20% or more, More preferably, it is 0.30% or more, More preferably, it is 0.40% or more.
  • the Si content exceeds 3.0%, the steel is embrittled and the deterioration of bendability becomes remarkable. Therefore, the Si content is 3.0% or less.
  • it is 2.5% or less, More preferably, it is 2.0% or less, More preferably, it is 1.8% or less.
  • Mn 1.5 to 4.0% Mn is an element effective to generate martensite, bainite or the like and raise TS. If the Mn content is less than 1.5%, such effects can not be sufficiently obtained, and a TS of 980 MPa or more can not be obtained. Therefore, the Mn content is 1.5% or more. Preferably it is 1.8% or more, More preferably, it is 2.0% or more, More preferably, it is 2.2% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 4.0%, the steel becomes brittle and the bendability of the present invention can not be obtained. Therefore, the Mn content is 4.0% or less. It is preferably 3.8% or less, more preferably 3.6% or less, and still more preferably 3.4% or less.
  • P 0. 100% or less (except 0%) It is desirable to reduce the amount of P as much as possible in order to embrittle the grain boundaries and to deteriorate the bendability, but in the present invention, it is acceptable up to 0.100%. Preferably it is 0.050% or less.
  • the lower limit is not particularly defined, but if it is less than 0.001%, the production efficiency is lowered, so from the viewpoint of production efficiency, 0.001% or more is preferable.
  • S 0.02% or less (excluding 0%) It is preferable to reduce the content of S as much as possible in order to increase inclusions and deteriorate the bendability, but in the present invention, the S content can be allowed up to 0.02%. Preferably it is 0.01% or less.
  • the lower limit is not particularly specified, but if it is less than 0.0005%, the production efficiency is lowered, so from the viewpoint of production efficiency, 0.0005% or more is preferable.
  • Al acts as a deoxidizer and is preferably added in the deoxidation step. Therefore, the Al content is made 0.010% or more. Preferably it is 0.015% or more. When a large amount of Al is contained, a large amount of soft ferrite phase is generated to cause a decrease in TS.
  • the present invention allows up to 1.0%. Preferably, it is 0.50% or less.
  • N 0.010% or less
  • the lower limit is not particularly specified, but if it is less than 0.0005%, the production efficiency is lowered, so from the viewpoint of production efficiency, 0.0005% or more is preferable.
  • the component composition of the present invention may contain the following elements as optional components.
  • Cr 0.005 to 2.0%
  • Ti 0.005 to 0.20%
  • Nb 0.005 to 0.20%
  • Mo 0.005 to 2.0%
  • V 0.005 to 2.0%
  • Ni 0.005 to 2.0%
  • Cu 0.005 to 2.0%
  • B 0.0001 to 0.0050%
  • Ca 0.0001 to 0.0050%
  • REM 0.0001 to 0.0050%
  • Sn 0.01 to 0.50%
  • Sb 0.0010 to 0.10% Cr
  • Cu and Ni form martensite and bainite, and are effective elements for strengthening.
  • it is preferable to set it as 0.005% or more, respectively. More preferably, it is 0.010% or more, further preferably 0.050% or more.
  • the content of these elements is preferably 2.0% or less. More preferably, it is 1.5% or less, more preferably 1.0% or less.
  • Ti, Nb, V, and Mo are elements effective for strengthening by forming carbides. In order to acquire such an effect, it is preferable to set it as 0.005% or more, respectively. More preferably, it is 0.010% or more. On the other hand, when each upper limit is exceeded, carbides are coarsened and solid solution carbon is also reduced, which causes the steel to be softened. Therefore, the Ti content is preferably 0.20% or less. More preferably, it is 0.10% or less, still more preferably 0.05% or less.
  • Nb is preferably 0.20% or less. More preferably, it is 0.10% or less, still more preferably 0.05% or less.
  • V is preferably 2.0% or less. More preferably, it is 1.0% or less, more preferably 0.5% or less. Moreover, it is preferable to make Mo into 2.0% or less. More preferably, it is 1.0% or less, more preferably 0.5% or less.
  • B is an element that enhances the hardenability of the steel sheet, forms martensite and bainite, and is effective in increasing the strength. In order to acquire such an effect, it is preferable to set it as 0.0001% or more. More preferably, it is 0.0005% or more. On the other hand, when the B content exceeds 0.0050%, inclusions increase and the bendability is slightly deteriorated. Therefore, the B content is preferably 0.0050% or less. More preferably, it is 0.0030% or less.
  • Ca and REM are elements effective for improving the bendability by controlling the form of inclusions. In order to acquire such an effect, it is preferable to set it as 0.0001% or more, respectively. More preferably, it is 0.0005% or more. When the content of Ca and REM exceeds 0.0050%, the amount of inclusions increases and the bendability is slightly deteriorated. Therefore, the content of each of Ca and REM is preferably set to 0.0050% or less. More preferably, it is 0.0030% or less.
  • Sn and Sb are elements effective for suppressing the reduction in strength of the steel by suppressing decarburization, denitrification, deasphalting and the like. In order to acquire such an effect, it is preferable to make Sn 0.01% or more and Sb 0.0010% or more. When the contents of Sn and Sb exceed the respective upper limits, bendability is slightly deteriorated due to grain boundary embrittlement. Therefore, the Sn content is preferably 0.50% or less. More preferably, it is 0.10% or less. The Sb content is preferably 0.10% or less. More preferably, it is 0.05% or less.
  • the balance is Fe and unavoidable impurities.
  • the optional component When the above-mentioned optional component is contained below the above-mentioned lower limit, the optional component shall be contained as an unavoidable impurity.
  • Zr, Mg, La, Ce, Bi, W, and Pb may be contained as an unavoidable impurity up to 0.002% in total.
  • Total area ratio of lower bainite, martensite and retained austenite 40 to 100% If the total area ratio of lower bainite, martensite and retained austenite is less than 40%, a TS of 980 MPa or more can not be obtained. Therefore, the total area ratio described above is 40 to 100%, preferably 45 to 100%, more preferably 50 to 100%. Martensite includes both as-quenched martensite and tempered martensite. Also, lower bainite means bainite containing aligned carbides, and includes tempered bainite.
  • the area ratio of martensite in the entire steel structure is preferably 30% or more. More preferably, it is 35% or more.
  • the upper limit of the martensite area ratio is preferably 99% or less, more preferably 97% or less, and still more preferably 95% or less.
  • Area ratio of retained austenite 15% or less Retained austenite transforms to martensite during bending to promote generation of cracks, and becomes significant when the area ratio to the entire structure exceeds 15%. Therefore, the area ratio of retained austenite is 15% or less, preferably 10% or less, more preferably 8% or less.
  • the lower limit of the area ratio of retained austenite is not particularly limited, and may be 0%, preferably 1% or more, and more preferably 2% or more.
  • Total area ratio of upper bainite and ferrite 0 to 60% If the total area ratio of upper bainite and ferrite exceeds 60%, a TS of 980 MPa or more can not be obtained. Therefore, the total area ratio of upper bainite and ferrite is set to 0 to 60%, preferably 0 to 50%, more preferably 0 to 45%. Particularly in high strength steels, the smaller one is preferable for bendability, the total area ratio is 10% or less in the range of 1320 MPa to less than 1600 MPa, and the total area ratio of 3% or less is preferable in the range of 1600 MPa to less than 2100 MPa. Also, upper bainite means bainite which does not contain aligned carbides.
  • Area ratio of the expanded ferrite phase having an aspect ratio of 3 or more: 1% or less The expanded ferrite phase having a large aspect ratio promotes cracking at the time of bending and degrades bendability. In order to suppress such an effect, it is necessary to set the expansion ferrite phase having an aspect ratio of 3 or more at an area ratio of 1% or less with respect to the entire structure. Therefore, the area ratio of the extended ferrite phase having an aspect ratio of 3 or more is set to 1% or less.
  • the steel structure of the present invention may contain other structures at a total area ratio of 5% or less.
  • Other organizations include perlite and the like.
  • Average grain size of martensite in the region from the surface of the steel plate to 50 ⁇ m 20 ⁇ m or less
  • the main cause of micro cracks during bending is the region up to 50 ⁇ m from the surface of the steel plate (sometimes referred to as surface layer or surface layer)
  • the average crystal grain size of martensite in the region up to 50 ⁇ m from the surface is set to 20 ⁇ m or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but is often 1 ⁇ m or more.
  • the oxide dispersion on the surface of the steel sheet and the trapped hydrogen are extremely important, and by setting this to a predetermined range, excellent bendability can be obtained.
  • this mechanism is not clear, when hydrogen is trapped in the oxide on the surface of the steel sheet, the interface between the oxide and the base iron separates at the time of bending to easily form fine voids, and macrocracks are caused by plastic relaxation. It is speculated that the occurrence of
  • the bendability of the present invention when the oxide having a minor axis length of 0.8 ⁇ m or less in a region from the steel plate surface to 50 ⁇ m is less than 1.0 ⁇ 10 10 pieces / m 2 Can not be obtained.
  • the oxide in the region up to 50 ⁇ m from the surface of the steel plate is 1.0 ⁇ 10 10 pieces / m 2 or more, preferably 100.0 ⁇ 10 10 pieces / m 2 or more, and the short axis length exceeds 1.0 ⁇ m
  • the content is 1.0 ⁇ 10 8 particles / m 2 or less, more preferably 1.0 ⁇ 10 7 particles / m 2 or less.
  • the oxides in the present invention are mainly Fe, Si, Mn, Al, Mg, Ti, etc., as a single substance or a complex oxide.
  • the upper limit is not particularly limited, but it is often 500.0 ⁇ 10 10 / m 2 or less.
  • An oxide having a minor axis length of more than 0.8 ⁇ m and less than 1.0 ⁇ m in a region up to 50 ⁇ m from the steel sheet surface does not greatly affect the effect of the present invention.
  • the amount of trapped hydrogen in the steel sheet is 0.05 mass ppm or more, preferably 0.07 mass ppm or more.
  • trapped hydrogen is hydrogen desorbed at 350 ° C. or higher when the temperature is increased at 200 ° C./hr. It is particularly preferable to set 0.05 ppm by weight or more of hydrogen desorbed at 350 to 600 ° C., and more preferably set 0.05 ppm by weight or more of hydrogen desorbed at 450 to 600 ° C.
  • the upper limit is not particularly limited, but the trapped hydrogen in the steel sheet is often 1.00 mass ppm or less. Before bending, it is necessary to set the amount of trapped hydrogen in the steel plate to 0.05 mass ppm or more, but in the product after bending, the amount of trapped hydrogen in the steel plate in the non-bending portion is 0.05 mass ppm or more If it exists, it can be considered that the trapped hydrogen in the steel plate of the bending portion is 0.05 mass ppm or more.
  • the area ratio of the structure means the ratio of the area of each structure to the observation area, and these area ratios cut out a sample from the steel plate after annealing and polish the plate thickness section parallel to the rolling direction After that, it is corroded with 3% nital, and the position of 300 ⁇ m in the vicinity of the steel sheet surface and in the thickness direction from the steel sheet surface is photographed for 3 fields of view at 1500 times magnification by SEM (scanning electron microscope).
  • the area ratio of each tissue is determined using a company-made Image-Pro, and the average area ratio of the field of view is taken as the area ratio of each tissue.
  • ferrite is black with no carbide inside
  • upper bainite is gray or dark gray without internally oriented carbide
  • retained austenite is white or light gray
  • lower bainite is internally aligned Gray or dark gray containing carbide
  • martensite is white or light gray or gray or dark gray containing carbide having plural orientations inside
  • perlite is distinguished as black and white layered structure.
  • carbides can be distinguished as white spots or lines.
  • martensites having different characteristics are present depending on the state of tempering, but martensites different in the state of tempering are not particularly distinguished from each other and are all martensite.
  • the area ratio of the extended ferrite phase having an aspect ratio of 3 or more can also be derived from the above image data.
  • the area ratio of the retained austenite phase is fcc using the K ⁇ ray of Mo with an X-ray diffractometer on the surface polished 0.1 mm further by chemical polishing after grinding the steel plate after final production process to 1/4 position of plate thickness Measure integrated reflection intensity of (200) plane, (220) plane, (311) plane of iron (austenite phase), and (200 plane), (211) plane, (220) plane of bcc iron (ferrite phase)
  • the volume ratio is determined from the intensity ratio of the integrated reflection intensity from each surface of fcc iron (austenite phase) to the integrated reflection intensity from each surface of bcc iron (ferrite phase), and the value of the volume ratio is taken as the value of area ratio .
  • the area ratio of the retained austenite phase is determined by the above-mentioned X-ray diffraction method.
  • the oxide of the surface layer of the steel plate corrodes the same sample with 0.05% nital, and the area from the surface layer of the steel plate to 50 ⁇ m is randomly photographed for 10 fields of view at a magnification of 5000 times with SEM.
  • the obtained image data make Media Cybernetics
  • the number of oxides having a minor axis length of 0.8 ⁇ m or less and the presence or absence of an oxide having a minor axis length of more than 0.8 ⁇ m can be investigated using Image-Pro. In the above image data, oxides can be distinguished as white spots or lines. Further, the average grain size of martensite in the surface layer of the steel sheet was also calculated from the image data of the above surface layer.
  • the area of martensite was determined from image data, and the equivalent circle diameter determined from this area was used as the grain size of martensite, and the average grain size of martensite was calculated by number average.
  • grain boundaries of martensite are grain boundaries with prior austenite grain boundaries or other structures, and do not include packet boundaries or block boundaries.
  • the tensile strength (TS) is 980 MPa or more.
  • the upper limit of TS is not particularly limited, but is preferably 2200 MPa or less from the viewpoint of harmony with other properties.
  • the measuring method of TS is as described in the Example, JIS Z5 tensile test piece (JIS Z2201) is taken in a direction perpendicular to the rolling direction, and the strain rate is 10 -3 / s. This is a method of performing a tensile test according to the provisions of 2241 (1998).
  • the present invention also has excellent bendability.
  • the ratio (R / t) of the minimum bending radius R to the plate thickness t determined by the following method is TS in the range of 980 MPa or more and less than 1180 MPa, and TS is in the range of 1180 MPa or more and less than 1320 MPa In the range of 1320 MPa to less than 1600 MPa, and 3.5 or less in the range of 1600 MPa to less than 2100 MPa.
  • the high strength steel plate of the present invention may have a film composed of one or more layers on the surface.
  • a film an organic film, an inorganic film, an inorganic organic composite film, etc. can be illustrated.
  • By having a film there are effects such as corrosion resistance, rust prevention, delayed fracture resistance, designability, lubricity, and antimicrobial properties.
  • the high strength steel plate of the present invention may have a plating layer on the surface.
  • a plating layer a hot-dip galvanization layer, an electrogalvanized layer, a hot-dip aluminum plating layer etc. can all be illustrated.
  • the plating layer may be an alloyed hot-dip galvanized layer formed by performing an alloying treatment after hot-dip galvanizing.
  • the method for manufacturing the high strength steel plate of the present invention heats the slab having the above-mentioned composition, roughing, descaling at a pressure of 15 MPa or more, and finish rolling at 800 to 950 ° C.
  • Hot rolling process to obtain a hot rolled hot rolled sheet at 550 ° C. or less after cooling, and, if necessary, cold rolling process to obtain cold rolled sheet by cold rolling at a rolling reduction of 20% or more, 730 Annealing step of heating to ⁇ 950 ° C and holding for 10 to 1000 seconds in an atmosphere with a hydrogen concentration of 1.0 to 35.0% by volume and a dew point of -35 to 15 ° C in this temperature range, and then an average of 5 ° C / 600 ° C.
  • Descaling pressure 15 MPa or more When the descaling pressure is less than 15 MPa, scale remains, and coarse oxide is easily generated on the surface of the steel sheet by oxygen supply from the scale during cooling after winding, and the bending property is deteriorated. . Therefore, the descaling pressure is 15 MPa or more. Although the upper limit is not particularly limited, it is preferably 75 MPa or less.
  • Finish rolling temperature 800 to 950 ° C
  • the finish rolling temperature is less than 800 ° C.
  • ferrite is formed, extended ferrite is formed on the surface layer of the hot-rolled sheet, and remains even after annealing to form extended ferrite grains having an aspect ratio of 3 or more, and the bendability is degraded.
  • the finish rolling temperature is set to 800 to 950.degree.
  • the lower limit is preferably 830 ° C. or higher.
  • the upper limit is preferably 920 ° C. or less.
  • Winding temperature 550 ° C. or less
  • the winding temperature is set to 550 ° C. or less, preferably 500 ° C. or less.
  • the lower limit is not particularly defined, but is preferably 250 ° C. or more from the viewpoint of shape stability and the like.
  • Cold rolling reduction 20% or more Cold rolling is not essential.
  • the rolling reduction when cold rolling is performed, the rolling reduction must be 20% or more. If it is less than 20%, coarse extension ferrite is generated at the time of annealing to deteriorate the bendability. Therefore, when cold rolling is performed, the rolling reduction is set to 20% or more, preferably 30% or more.
  • the upper limit is not particularly defined, but is preferably 90% or less from the viewpoint of shape stability and the like.
  • Annealing temperature 730 to 950 ° C
  • Annealing is performed on a hot-rolled steel plate when cold rolling is not performed, and is performed on a cold-rolled steel plate when cold rolling is performed.
  • the annealing temperature is less than 730 ° C.
  • the formation of austenite becomes insufficient. Since the austenite formed by annealing becomes martensite or bainite in the final structure due to bainite transformation or martensitic transformation, if the austenite formation becomes insufficient, a desired steel structure can not be obtained.
  • the annealing temperature is set to 730 to 950.degree.
  • the lower limit is preferably 750 ° C. or higher.
  • the upper limit is preferably 930 ° C. or less.
  • Annealing holding time 10 to 1000 s If the annealing holding time is less than 10 s, the formation of austenite is insufficient, and the desired steel structure or trapped hydrogen amount can not be obtained. On the other hand, if it exceeds 1000 s, coarse grains are generated and the microstructure of the present invention can not be obtained. Therefore, the annealing holding time is 10 to 1000 s.
  • the lower limit is preferably 30 s or more.
  • the upper limit is preferably 500 s or less.
  • the annealing holding time is a residence time in the above-mentioned annealing temperature range, and does not necessarily have to be a constant holding, and includes heating and cooling in the range of 730 to 950.degree.
  • Hydrogen concentration in the atmosphere at a temperature range of 730 to 950 ° C 1.0 to 35.0% by volume If the atmospheric hydrogen concentration in the temperature range of 730 to 950 ° C. is less than 1.0% by volume, the desired amount of trapped hydrogen can not be obtained. On the other hand, if it exceeds 35.0% by volume, the risk of steel plate breakage during operation increases due to hydrogen embrittlement. Therefore, the hydrogen concentration in the atmosphere in the temperature range of 730 to 950 ° C. is set to 1.0 to 35.0% by volume.
  • the lower limit is preferably 4.0% by volume or more.
  • the upper limit is preferably 32.0% by volume or less.
  • the dew point in the temperature range of 730 to 950 ° C. is less than ⁇ 35 ° C.
  • the internal oxidation becomes insufficient.
  • the dew point in the temperature range of 730 to 950 ° C. is ⁇ 35 to 15 ° C.
  • the lower limit is preferably ⁇ 30 ° C. or higher.
  • the upper limit is preferably 5 ° C. or less.
  • Average cooling rate from annealing temperature to 600 ° C . 5 ° C./s or more
  • the average cooling rate from annealing temperature to 600 ° C. is less than 5 ° C./s, excessive polygonal ferrite is formed to obtain the microstructure of the present invention Absent. Therefore, the average cooling rate from the annealing temperature to 600 ° C. is 5 ° C./s or more, preferably 8 ° C./s or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but is preferably 1500 ° C./s or less.
  • Cooling stop temperature more than Ms and 600 ° C. or less
  • the cooling stop temperature is Ms or less
  • tempered martensite is generated to cause a decrease in TS and a deterioration in bendability.
  • the cooling stop temperature is set to more than Ms and not more than 600 ° C.
  • the lower limit is preferably 440 ° C. or higher.
  • the upper limit is preferably 560 ° C. or less.
  • Residence time at Ms to 600 ° C 1000s or less
  • the residence time at Ms to 600 ° C. is set to 1000 s or less, preferably 500 s or less, more preferably 200 s or less.
  • the lower limit is preferably 5 s or more, more preferably 10 s or more. In addition, you may make it stay after heating to desired temperature after heating.
  • Temperature range of Ms to 50 ° C 1.0 ° C / s or more
  • the average cooling rate in the temperature range of Ms to 50 ° C. is set to 1.0 ° C./s or more.
  • the upper limit is preferably 1500 ° C./s or less.
  • the cooling stop temperature of the main cooling is room temperature. Room temperature means 15 to 25 ° C.
  • Elongation rate of elongation rolling (tempered rolling): 0.05 to 1% If the elongation percentage of the elongation rolling is less than 0.05%, the desired amount of trapped hydrogen can not be obtained. On the other hand, if the elongation rate exceeds 1%, there is a risk that the oxide on the surface layer may be peeled off. Therefore, the elongation rate of elongation rolling is set to 0.05 to 1%.
  • the lower limit is preferably 0.10% or more.
  • the upper limit is preferably 0.7% or less, more preferably 0.5% or less.
  • the slab is preferably produced by continuous casting to prevent macrosegregation, but it can also be produced by ingot casting or thin slab casting.
  • the slab In order to hot-roll the slab, the slab may be cooled to room temperature and then re-heated to perform hot-rolling, or the slab may be charged into a heating furnace without cooling to room temperature and hot-rolled. You can also do Alternatively, an energy saving process in which hot rolling is performed immediately after slight heat retention can be applied.
  • it is preferable to heat it to 1100 ° C. or more in order to melt carbides and prevent an increase in rolling load.
  • it is preferable to set the heating temperature of the slab to 1300 ° C. or less.
  • the slab temperature is the temperature of the slab surface.
  • hot rolling a slab it is also possible to heat the rough bar after rough rolling.
  • lubrication rolling in order to reduce the rolling load and to make the shape and material uniform, perform lubrication rolling with a coefficient of friction of 0.10 to 0.25 in all or part of the passes of finish rolling. Is preferred.
  • the steel sheet after winding is subjected to annealing and hot dip galvanization after removing the scale by pickling or the like.
  • Some hot rolled sheets may be cold rolled before annealing.
  • coating process in any process after an annealing process.
  • the film formation treatment include treatment performed under conditions such as roll coating, electrodeposition and immersion.
  • the production method of the present invention is a method for producing a high strength steel plate having a plating layer on the surface
  • the production method of the present invention further performs a plating treatment in the cooling step.
  • the method of a plating process can employ
  • an alloying process may be performed.
  • a steel having the component composition shown in Table 1 (the balance being Fe and unavoidable impurities) was melted in a laboratory vacuum melting furnace, and rolled into a steel slab. After heating these steel slabs to 1200 ° C., they are roughly rolled and hot-rolled under the conditions shown in Table 2-1 to obtain hot-rolled sheets (HR). Subsequently, a part was cold rolled to 1.4 mm to make a cold rolled sheet (CR). The obtained hot rolled sheet and cold rolled sheet were subjected to annealing.
  • Table 1 the balance being Fe and unavoidable impurities
  • Annealing is performed in the laboratory under the conditions shown in Table 2-1 and Table 2-2 using heat treatment for some samples using a plating apparatus, cold rolled steel sheet (CR), hot-dip galvanized steel sheet (GI) and Alloyed galvanized steel sheets (GA) 1 to 34 were produced.
  • the hot-dip galvanized steel sheet is immersed in a plating bath at 465 ° C. to form a plated layer with an adhesion amount of 35 to 45 g / m 2 , and the alloyed galvanized steel sheet is maintained at 500 to 600 ° C. for 1 to 60 s after formation of the plated layer. It manufactured by performing an alloying process. After plating treatment, it was cooled to room temperature at 8 ° C./s.
  • ⁇ Tension test> Take a JIS No. 5 tensile test specimen (JIS Z 2201) in a direction perpendicular to the rolling direction from the annealed sheet, and conduct a tensile test in accordance with JIS Z 2241 (1998) with a strain rate of 10 -3 / s. I asked for TS. In the present invention, 980 MPa or more was taken as a pass.
  • R / t is 1.5 or less in the range of 980 MPa or more and less than 1180 MPa, 2.5 or less in the range of 1180 MPa or more and less than 1320 MPa of TS, and 3.5 or less in the range of 1320 MPa or more and less than 1600 MPa
  • TS was 5.0 or less in the range of 1600 MPa or more and less than 2100 MPa.
  • the desired TS or the bendability is not obtained.
  • the use of the high strength steel plate of the present invention for automobile parts application can greatly contribute to the improvement of the collision safety and the fuel consumption of a car.

Abstract

本発明の課題は、強度と加工性の両立においてさらに優れる高強度鋼板およびその製造方法を提供することである。　本発明の高強度鋼板は、特定の成分組成と、面積率で、下部ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトを合計で４０～１００％、残留オーステナイトを１５％以下、上部ベイナイトおよびフェライトを合計で０～６０％を含む鋼組織と、を有し、前記鋼組織において、アスペクト比が３以上の伸展フェライト相が面積率で１％以下、鋼板表面から５０μｍまでの領域におけるマルテンサイトの平均結晶粒径が２０μｍ以下、鋼板表面から５０μｍまでの領域における短軸長が０．８μｍ以下の酸化物が１．０×１０１０個/ｍ２以上、鋼板表面から５０μｍまでの領域における短軸長が１μｍを超える粗大酸化物が１．０×１０８個/ｍ２以下であり、鋼板内トラップ水素量が０．０５質量ｐｐｍ以上である。

Description

高強度鋼板およびその製造方法
　本発明は、強度と加工性に優れ、自動車用部材に好適な、高強度鋼板およびその製造方法に関する。
　自動車の衝突安全性改善と燃費向上の観点から自動車用部品に用いられる鋼板においては高強度化が求められている。しかしながら、鋼板の高強度化は一般に加工性（曲げ性）の低下を招くため、強度と加工性の両方に優れた鋼板の開発が必要とされている。近年では、引張強度（以下、ＴＳ）が９８０ＭＰａを超える高強度鋼板の適用が拡大しているが成形難度が高いため、メンバーやロッカー部品などのようにストレート形状で曲げ主体の加工が施されることが多く、曲げ性に優れた鋼板が求められている。このため、曲げ性に優れた高強度鋼板の開発が多く行われている。例えば、特許文献１では焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒の微細化により曲げ性に優れた鋼板に関する技術が開示されている。また、特許文献２では介在物や析出物の量や形態を制御することで曲げ性に優れた鋼板に関する技術が開示されている。
国際公開第２０１６－１１３７８８号 国際公開第２０１５－１９８５８２号
　しかしながら、特許文献１および特許文献２等の従来技術よりも、強度と加工性の両立においてさらに優れる高強度鋼板およびその製造方法が求められている。
　本発明は上記課題を解決するためになされたものであり、その目的は、強度と加工性の両立においてさらに優れる高強度鋼板およびその製造方法を提供することにある。
　特許文献１および特許文献２では鋼組織や鋼板中の介在物にのみ着目しており、鋼中にトラップされたトラップ水素に着目した検討は行われてこなかったが、本発明者らは上記トラップ水素に着目し以下の通り、本発明を完成するに至った。
　本発明者らは、上記した課題を達成するため、鋭意研究を重ねた結果、鋼板組織を最適化した上で鋼板内に水素を導入し、酸化物にトラップさせてトラップ水素とすることで曲げ性が格段に向上することを見出した。
　すなわち、特定の成分組成に調整するとともに、面積率で、下部ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトを合計で４０～１００％、残留オーステナイトを１５％以下、上部ベイナイトおよびフェライトを合計で０～６０％を含む鋼組織と、を有し、この鋼組織において、アスペクト比が３以上の伸展フェライト相が面積率で１％以下、鋼板表面から５０μｍまでの領域におけるマルテンサイトの平均結晶粒径が２０μｍ以下、鋼板表面から５０μｍまでの領域における短軸長が０．８μｍ以下の酸化物が１．０×１０１０個/ｍ２以上、鋼板表面から５０μｍまでの領域における短軸長が１．０μｍを超える粗大酸化物が１．０×１０８個/ｍ２以下になるように調整し、鋼板内トラップ水素量が０．０５質量ｐｐｍ以上になるように調整することで高強度と優れた曲げ性を発現する。
　本発明において、高強度とはＴＳが９８０ＭＰａ以上、好ましくは１１８０ＭＰａ以上、優れた曲げ性とは微小亀裂が認められなくなる最小曲げ半径Ｒの板厚ｔに対する比（Ｒ／ｔ）が、ＴＳが９８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満の範囲で１．５以下、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上１３２０ＭＰａ未満の範囲で２．５以下、ＴＳが１３２０ＭＰａ以上１６００ＭＰａ未満の範囲で３．５以下、ＴＳが１６００ＭＰａ以上２１００ＭＰａ未満の範囲で５．０以下とする。
　なお、本発明において微小亀裂とは亀裂長が０．５ｍｍ以上の亀裂である。
　本発明はこのような知見に基づきなされたもので、その要旨は以下の通りである。
　［１］質量％で、Ｃ：０．０５～０．４０％、Ｓｉ：０．１０～３．０％、Ｍｎ：１．５～４．０％、Ｐ：０．１００％以下（０％は除く）、Ｓ：０．０２％以下（０％は除く）、Ａｌ：０．０１０～１．０％、Ｎ：０．０１０％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、面積率で、下部ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトを合計で４０～１００％、残留オーステナイトを１５％以下、上部ベイナイトおよびフェライトを合計で０～６０％を含む鋼組織と、を有し、前記鋼組織において、アスペクト比が３以上の伸展フェライト相が面積率で１％以下、鋼板表面から５０μｍまでの領域におけるマルテンサイトの平均結晶粒径が２０μｍ以下、鋼板表面から５０μｍまでの領域における短軸長が０．８μｍ以下の酸化物が１．０×１０１０個/ｍ２以上、鋼板表面から５０μｍまでの領域における短軸長が１．０μｍを超える粗大酸化物が１．０×１０８個/ｍ２以下であり、鋼板内トラップ水素量が０．０５質量ｐｐｍ以上である高強度鋼板。
　［２］さらに、質量％で、Ｃｒ：０．００５～２．０％、Ｔｉ：０．００５～０．２０％、Ｎｂ：０．００５～０．２０％、Ｍｏ：０．００５～２．０％、Ｖ：０．００５～２．０％、Ｎｉ：０．００５～２．０％、Ｃｕ：０．００５～２．０％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００１～０．００５０％、Ｓｎ：０．０１～０．５０％、Ｓｂ：０．００１０～０．１０％から選ばれる１種以上を含む［１］に記載の高強度鋼板。
　［３］表面に１以上の層から構成される皮膜を有する［１］または［２］に記載の高強度鋼板。
　［４］表面に亜鉛めっき層を有する［１］または［２］に記載の高強度鋼板。
　［５］表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する［１］または［２］に記載の高強度鋼板。
　［６］［１］または［２］に記載の成分を有するスラブを粗圧延後１５ＭＰａ以上の圧力でデスケーリング処理し、８００～９５０℃で仕上げ圧延を施し、仕上げ圧延後冷却して５５０℃以下で巻き取る熱延工程と、前記熱延工程で得られた熱延板を、７３０～９５０℃に加熱し、この温度域で水素濃度１．０～３５．０体積％かつ露点－３５～１５℃の雰囲気中で１０～１０００sの条件で保持する焼鈍工程と、前記焼鈍工程後の鋼板を、その後６００℃まで平均５℃／ｓ以上で冷却し、Ｍｓ超６００℃以下で冷却停止し、Ｍｓ超～６００℃の温度域で１０００ｓ以下滞留させ、該滞留後Ｍｓ～５０℃の温度域を平均冷却速度が１．０℃／s以上の条件で室温まで冷却する冷却工程と、前記冷却工程後の鋼板を、０．０５～１％の伸長率で圧延する伸長圧延工程と、前記伸長圧延工程後の鋼板を、下記の式（１）を満たす条件で時効処理する時効処理工程と、を有する高強度鋼板の製造方法。
（２７３＋Ｔ）×（２０＋ｌｏｇ１０（ｔ））≧６８００　　（１）
但し、Ｔは温度(℃)で２００℃以下、tは時間（ｈｒ）である。
　［７］［１］または［２］に記載の成分を有するスラブを粗圧延後１５ＭＰａ以上の圧力でデスケーリング処理し、８００～９５０℃で仕上げ圧延を施し、仕上げ圧延後冷却して５５０℃以下で巻き取る熱延工程と、前記熱延工程で得られた熱延板を、２０％以上の圧下率で冷間圧延する冷延工程と、前記冷延工程で得られた冷延板を、７３０～９５０℃に加熱し、この温度域で水素濃度１～３５体積％かつ露点－３５～１５℃の雰囲気中で１０～１０００sの条件で保持する焼鈍工程と、前記焼鈍工程後の鋼板を、その後６００℃まで平均５℃／ｓ以上で冷却し、Ｍｓ超６００℃以下で冷却停止し、Ｍｓ超～６００℃の温度域で１０００ｓ以下滞留させ、該滞留後Ｍｓ～５０℃の温度域を平均冷却速度が１℃／s以上の条件で室温まで冷却する冷却工程と、前記冷却工程後の鋼板を、０．０５～１％の伸長率で圧延する伸長圧延工程と、前記伸長圧延工程後の鋼板を、下記の式（１）を満たす条件で時効処理する時効処理工程と、を有する高強度鋼板の製造方法。
（２７３＋Ｔ）×（２０＋ｌｏｇ１０（ｔ））≧６８００　　（１）
但し、Ｔは温度(℃)で２００℃以下、tは時間（ｈｒ）である。
　［８］前記焼鈍工程後のいずれかの工程中において皮膜付与処理を行う［６］または［７］に記載の高強度鋼板の製造方法。
　［９］前記冷却工程において、亜鉛めっき処理を行う［６］または［７］に記載の高強度鋼板の製造方法。
　［１０］前記亜鉛めっき処理後にさらに合金化処理を行う［９］に記載の高強度鋼板の製造方法。
　本発明によれば、曲げ性に優れた高強度鋼板を得ることができ、自動車部品用素材として好適である。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　先ず、本発明の高強度鋼板の成分組成について説明する。以下の説明において、成分元素の含有量を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。また、本発明において、「～」は、その前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む意味で使用する。
　Ｃ：０．０５～０．４０％
　Ｃは、マルテンサイトやベイナイト等を生成させてＴＳを上昇させるのに有効な元素である。Ｃ含有量が０．０５％未満ではこのような効果が十分得られず、９８０ＭＰａ以上のＴＳが得られない。そこで、Ｃ含有量は０．０５％以上とする。好ましくは０．０７％以上、より好ましくは０．０９％以上、さらに好ましくは０．１１％以上である。一方、Ｃ含有量が０．４０％を超えるとマルテンサイトが硬化して曲げ性の劣化が顕著になる。したがって、Ｃ含有量は０．４０％以下とする、好ましくは０．３７％以下、より好ましくは０．３５％以下、さらに好ましくは０．３２％以下とする。
　Ｓｉ：０．１０～３．０％
　Ｓｉは、鋼を固溶強化してＴＳを上昇させるのに有効な元素である。また、Ｓｉを含む酸化物は水素のトラップに有効である。Ｓｉを含む酸化物による上記効果を得るにはＳｉ含有量を０．１０％以上にする。好ましくは０．２０％以上、より好ましくは０．３０％以上、さらに好ましくは０．４０％以上である。Ｓｉ含有量が３．０％を超えると鋼が脆化して曲げ性の劣化が顕著になる。したがって、Ｓｉ含有量は３．０％以下とする。好ましくは２．５％以下、より好ましくは２．０％以下、さらに好ましくは１．８％以下である。
　Ｍｎ：１．５～４．０％
　Ｍｎは、マルテンサイトやベイナイト等を生成させてＴＳを上昇させるのに有効な元素である。Ｍｎ含有量が１．５％未満ではこうした効果が十分得られず、９８０ＭＰａ以上のＴＳが得られない。そこで、Ｍｎ含有量は１．５％以上とする。好ましくは１．８％以上、より好ましくは２．０％以上、さらに好ましくは２．２％以上である。一方、Ｍｎ含有量が４．０％を超えると鋼が脆化して本発明の曲げ性が得られない。そこで、Ｍｎ含有量は４．０％以下とする。好ましくは３．８％以下、より好ましくは３．６％以下、さらに好ましくは３．４％以下とする。
　Ｐ：０．１００％以下（０％は除く）
　Ｐは、粒界を脆化させて曲げ性を劣化させるため、その量は極力低減することが望ましいが、本発明では０．１００％まで許容できる。好ましくは０．０５０％以下である。下限は特に規定しないが、０．００１％未満では生産能率の低下を招くため、生産能率の観点からは０．００１％以上が好ましい。
　Ｓ：０．０２％以下（０％は除く）
　Ｓは、介在物を増加させて曲げ性を劣化させるため、その含有量は極力低減することが好ましいが、本発明ではＳ含有量を０．０２％まで許容できる。好ましくは０．０１％以下である。下限は特に規定しないが、０．０００５％未満では生産能率の低下を招くため、生産能率の観点からは０．０００５％以上が好ましい。
　Ａｌ：０．０１０～１．０％
　Ａｌは、脱酸剤として作用し、脱酸工程で添加することが好ましい。そこで、Ａｌ含有量を０．０１０％以上とする。好ましくは０．０１５％以上である。Ａｌを多量に含有すると軟質なフェライト相が多量に生成してＴＳの低下を招く。本発明では１．０％まで許容される。好ましくは０．５０％以下とする。
　Ｎ：０．０１０％以下
　Ｎが０．０１０％を超えると粗大窒化物を生じて曲げ性が劣化する。したがって、Ｎは０．０１０％以下とする。下限は特に規定しないが、０．０００５％未満では生産能率の低下を招くため、生産能率の観点からは０．０００５％以上が好ましい。
　本発明の成分組成は下記の元素を任意成分として含んでもよい。
　Ｃｒ：０．００５～２．０％、Ｔｉ：０．００５～０．２０％、Ｎｂ：０．００５～０．２０％、Ｍｏ：０．００５～２．０％、Ｖ：０．００５～２．０％、Ｎｉ：０．００５～２．０％、Ｃｕ：０．００５～２．０％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００１～０．００５０％、Ｓｎ：０．０１～０．５０％、Ｓｂ：０．００１０～０．１０％
　Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉはマルテンサイトやベイナイトを生成させ、高強度化に有効な元素である。このような効果を得るにはそれぞれ０．００５％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０５０％以上である。一方、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉのそれぞれの含有量が２．０％を超えると、残留オーステナイトが多量に残存して曲げ性がやや劣化する。そこで、これらの元素の含有量は２．０％以下が好ましい。より好ましくは１．５％以下、さらに好ましくは１．０％以下である。
　Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏは炭化物を形成することで高強度化に有効な元素である。このような効果を得るにはそれぞれ０．００５％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０１０％以上である。一方、それぞれの上限を超えると炭化物が粗大化し、固溶炭素も減少するため鋼の軟化を招く。そこで、Ｔｉは０．２０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．１０％以下、さらに好ましくは０．０５％以下である。また、Ｎｂは０．２０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．１０％以下、さらに好ましくは０．０５％以下である。また、Ｖは２．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは１．０％以下、さらに好ましくは０．５％以下である。また、Ｍｏは２．０％以下とすることが好ましい。より好ましくは１．０％以下、さらに好ましくは０．５％以下である。
　Ｂは鋼板の焼入れ性を高め、マルテンサイトやベイナイトを生成させ、高強度化に有効な元素である。こうした効果を得るには０．０００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００５％以上である。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると介在物が増加して、曲げ性がやや劣化する。このため、Ｂ含有量は０．００５０％以下が好ましい。より好ましくは０．００３０％以下である。
　Ｃａ、ＲＥＭは介在物の形態制御により曲げ性の向上に有効な元素である。こうした効果を得るにはそれぞれ０．０００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００５％以上である。Ｃａ、ＲＥＭの含有量が０．００５０％を超えると、介在物量が増加して曲げ性がやや劣化する。このため、Ｃａ、ＲＥＭの含有量は、いずれも０．００５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００３０％以下である。
　Ｓｎ、Ｓｂは脱炭、脱窒、脱硼等を抑制して、鋼の強度低下抑制に有効な元素である。こうした効果を得るにはＳｎは０．０１％以上、Ｓｂは０．００１０％以上とすることが好ましい。Ｓｎ、Ｓｂの含有量がそれぞれ上限を超えると粒界脆化により曲げ性がやや劣化する。そこで、Ｓｎ含有量は０．５０％以下が好ましい。より好ましくは０．１０％以下である。Ｓｂ含有量は０．１０％以下が好ましい。より好ましくは０．０５％以下である。
　残部はＦｅおよび不可避的不純物である。上記任意成分を上記下限値未満で含む場合、その任意成分は不可避的不純物として含まれるものとする。また、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｂｉ、Ｗ、Ｐｂを合計で０．００２％まで不可避的不純物として含んでも構わない。
　下部ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率：４０～１００％
　下部ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率が４０％未満では９８０ＭＰａ以上のＴＳが得られない。したがって、上記の合計面積率は４０～１００％、好ましくは４５～１００％、より好ましくは５０～１００％とする。なお、マルテンサイトには焼き入れままマルテンサイトと焼き戻しマルテンサイトの両方を含む。また、下部ベイナイトとは方位の揃った炭化物を含むベイナイトを意味し、焼き戻しベイナイトを含むものとする。
　また、鋼組織全体におけるマルテンサイトの面積率は、３０％以上が好ましい。より好ましくは３５％以上である。マルテンサイト面積率の上限は、９９％以下が好ましく、より好ましくは９７％以下、さらに好ましくは９５％以下である。
　残留オーステナイトの面積率：１５％以下
　残留オーステナイトは曲げ加工時にマルテンサイト変態して亀裂の発生を助長し、組織全体に対する面積率が１５％を超えると顕著になる。したがって、残留オーステナイトの面積率は１５％以下、好ましくは１０％以下、より好ましくは８％以下とする。残留オーステナイトの面積率の下限は特に限定されず、０％でもよいが、１％以上が好ましく、より好ましくは２％以上である。
　上部ベイナイトおよびフェライトの合計面積率：０～６０％
　上部ベイナイトおよびフェライトの合計面積率が６０％を超えると９８０ＭＰａ以上のＴＳが得られない。したがって、上部ベイナイトおよびフェライトの合計面積率は０～６０％、好ましくは０～５０％、より好ましくは０～４５％とする。特に高強度鋼では少ない方が曲げ性に好ましく、ＴＳが１３２０ＭＰａ以上１６００ＭＰａ未満の範囲では合計面積率１０％以下、ＴＳが１６００ＭＰａ以上２１００ＭＰａ未満の範囲では合計面積率３％以下が好ましい。また、上部ベイナイトとは方位の揃った炭化物を含まないベイナイトを意味する。
　アスペクト比が３以上の伸展フェライト相の面積率：１％以下
　アスペクト比が大きい伸展フェライト相は曲げ加工時の割れを助長し、曲げ性を劣化させる。このような効果を抑制するには、アスペクト比が３以上の伸展フェライト相を、組織全体に対して面積率で１％以下とする必要がある。したがって、アスペクト比が３以上の伸展フェライト相の面積率は１％以下とする。
　その他の組織
　本発明の鋼組織は、その他の組織を合計面積率で５％以下含有してもよい。その他の組織としてはパーライト等が挙げられる。
　鋼板表面から５０μｍまでの領域におけるマルテンサイトの平均結晶粒径：２０μｍ以下
　曲げ加工時に微小亀裂を生じるのは鋼板表面から５０μｍまでの領域（表層や鋼板表層という場合がある）が主体であり、鋼板表面から５０μｍまでの領域におけるマルテンサイトの平均結晶粒径を２０μｍ以下とすることで曲げ加工時の微小亀裂が抑制され、本発明の曲げ性が得られる。したがって、鋼板表面から５０μｍまでの領域におけるマルテンサイトの平均結晶粒径は２０μｍ以下とする。下限については特に限定されないが、１μｍ以上になることが多い。
　本発明において、鋼板表層の酸化物分散とトラップ水素は極めて重要であり、これを所定の範囲とすることで優れた曲げ性が得られる。このメカニズムは明らかではないが、鋼板表層の酸化物に水素がトラップされると、曲げ加工時に酸化物と地鉄界面が剥離して微細なボイドを生じ易くなり、塑性緩和することでマクロなクラックが生じにくくなることなどが推測される。
　鋼板表面から５０μｍまでの領域における短軸長が０．８μｍ以下の酸化物：１．０×１０１０個／ｍ２以上
　鋼板表面から５０μｍまでの領域における短軸長が１．０μｍを超える粗大酸化物が１．０×１０８個/ｍ２以下
　鋼板表面から５０μｍまでの領域における短軸長が０．８μｍ以下の酸化物が１．０×１０１０個／ｍ２未満では本発明の曲げ性が得られない。一方、短軸長が１．０μｍを超える酸化物が１．０×１０８個/ｍ２を超えると曲げ性を劣化させる。したがって、鋼板表面から５０μｍまでの領域における酸化物は１．０×１０１０個／ｍ２以上、好ましくは１００．０×１０１０個／ｍ２以上とし、短軸長が１．０μｍを超える酸化物は１．０×１０８個/ｍ２以下、より好ましくは１．０×１０７個/ｍ２以下とする。なお、鋼板表面に皮膜を有する場合は地鉄と皮膜との界面を鋼板表面とする。また、本発明における酸化物は主にＦｅ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｔｉ等の単体または複合酸化物である。上限については特に限定されないが５００．０×１０１０個／ｍ２以下になることが多い。なお、鋼板表面から５０μｍまでの領域における短軸長が０．８μｍ超１．０μｍ未満の酸化物は、本発明の効果に大きな影響を与えない。
　鋼板内トラップ水素：０．０５質量ｐｐｍ以上
　鋼板内トラップ水素量が０．０５質量ｐｐｍ未満では本発明の曲げ性が得られない。したがって、鋼板内トラップ水素量は０．０５質量ｐｐｍ以上、好ましくは０．０７質量ｐｐｍ以上とする。なお、本発明においてトラップ水素とは、２００℃／ｈｒで昇温脱離させた際に、３５０℃以上で脱離する水素である。３５０～６００℃で脱離する水素を０．０５質量ｐｐｍ以上とすることが特に好ましく、より好ましくは４５０～６００℃で脱離する水素を０．０５質量ｐｐｍ以上とする。上限は特に限定されないが、鋼板内トラップ水素が、１．００質量ｐｐｍ以下であることが多い。曲げ加工前に、鋼板内トラップ水素量を０．０５質量ｐｐｍ以上とすることが必要であるが、曲げ加工後の製品において、非曲げ加工部の鋼板内トラップ水素が０．０５質量ｐｐｍ以上であれば、曲げ加工部の鋼板内トラップ水素が０．０５質量ｐｐｍ以上であったとみなせる。
　本発明において、組織の面積率は、観察面積に占める各組織の面積の割合のことであり、これらの面積率は、焼鈍後の鋼板よりサンプルを切り出し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、鋼板表面近傍および鋼板表面から板厚方向に３００μｍ位置をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で１５００倍の倍率でそれぞれ３視野撮影し、得られた画像データからＭｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて各組織の面積率を求め、視野の平均面積率を各組織の面積率とする。上記画像データにおいて、フェライトは内部に炭化物を含まない黒色、上部ベイナイトは内部に方位の揃った炭化物を含まない灰色または暗灰色、残留オーステナイトは白または明灰色、下部ベイナイトは内部に方位の揃った炭化物を含む灰色または暗灰色、マルテンサイトは白色または内部に複数の方位を有する炭化物を含む明灰色または灰色または暗灰色、パーライトは黒色と白色の層状組織として区別される。また、炭化物は、白色の点または線状として区別できる。なお、本発明では上記のように焼戻し状態により特徴の異なるマルテンサイトが存在するが、これら焼戻し状態が異なるマルテンサイトを特に区別せずいずれもマルテンサイトとした。
　また、上記の通り、フェライトは内部に炭化物を含まない黒色として区別できることから、上記画像データから、アスペクト比が３以上の伸展フェライト相の面積率も導出できる。
　残留オーステナイト相の面積率は最終製造工程後の鋼板を板厚の１／４位置まで研削後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した面について、Ｘ線回折装置でＭｏのＫα線を用い、ｆｃｃ鉄（オーステナイト相）の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面と、ｂｃｃ鉄（フェライト相）の（２００面）、（２１１）面、（２２０）面の積分反射強度を測定し、ｂｃｃ鉄（フェライト相）の各面からの積分反射強度に対するｆｃｃ鉄（オーステナイト相）各面からの積分反射強度の強度比から体積率を求め、該体積率の値を面積率の値とする。本発明では、残留オーステナイト相の面積率は、上記したX線回折による方法により求めた。
　鋼板表層の酸化物は同サンプルを０．０５％ナイタールで腐食し、鋼板表層から５０μｍまでの領域をＳＥＭで５０００倍の倍率でランダムに１０視野撮影し、得られた画像データからＭｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて、短軸長が０．８μｍ以下の酸化物の個数と短軸長が０．８μｍを超える酸化物の有無を調査できる。上記画像データにおいて酸化物は白色の点または線状として区別できる。また、鋼板表層のマルテンサイトの平均結晶粒径も上記の表層の画像データから算出した。具体的には、画像データからマルテンサイトの面積を求め、この面積から求めた円相当直径をマルテンサイトの結晶粒径とし、個数平均することでマルテンサイトの平均結晶粒径を算出した。なお、マルテンサイトの平均結晶粒径の算出において、マルテンサイトの粒界は旧オーステナイト粒界または他組織との粒界とし、パケット境界やブロック境界は含まない。
　上記の成分組成、鋼組織等を有する本発明は、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上である。ＴＳの上限は特に限定されないが他の特性との調和の観点から２２００ＭＰａ以下が好ましい。なお、ＴＳの測定方法は、実施例に記載の通りであり、圧延方向に対して直角方向にＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ　Ｚ２２０１）を採取し、歪速度が１０－３／ｓとするＪＩＳ　Ｚ　２２４１（１９９８）の規定に準拠した引張試験を行う方法である。
　また、本発明は、優れた曲げ性を有する。具体的には、下記の方法で求めた最小曲げ半径Ｒの板厚ｔに対する比（Ｒ／ｔ）が、ＴＳが９８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満の範囲で１．５以下、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上１３２０ＭＰａ未満の範囲で２．５以下、ＴＳが１３２０ＭＰａ以上～１６００ＭＰａ未満の範囲で３．５以下、ＴＳが１６００ＭＰａ以上２１００ＭＰａ未満の範囲で５．０以下である。
　（曲げ半径の測定方法）
　圧延方向に対して平行方向を曲げ試験軸方向とする、幅が３０ｍｍ、長さが１００ｍｍの短冊形の試験片を採取し、曲げ試験を行う。ストローク速度が５０ｍｍ／ｓ、押込み荷重が１０ｔｏｎ、押付け保持時間５秒、９０°Ｖ曲げ試験を行い、曲げ頂点の稜線部を１０倍の拡大鏡で観察し、亀裂長が０．５ｍｍ以上の亀裂が認められなくなる最小曲げ半径を求める。
　また、本発明の高強度鋼板は、表面に１以上の層から構成される皮膜を有してもよい。皮膜としては、有機皮膜、無機皮膜、無機有機複合皮膜等を例示できる。皮膜を有することで、耐食性、防錆性、耐遅れ破壊性、意匠性、潤滑性、抗菌性などの効果がある。
　また、本発明の高強度鋼板は、表面にめっき層を有してもよい。めっき層としては、溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層、溶融アルミめっき層等がいずれも、例示できる。また、めっき層は、溶融亜鉛めっき後に合金化処理を施してなる合金化溶融亜鉛めっき層でもよい。
　製造方法
　本発明の高強度鋼板の製造方法は、上記の成分組成を有するスラブを加熱し、粗圧延後、１５ＭＰａ以上の圧力でデスケーリング処理し、８００～９５０℃で仕上げ圧延を施し、仕上げ圧延後冷却して５５０℃以下で巻取り熱延板を得る熱延工程と、必要に応じて行う、２０％以上の圧下率で冷間圧延を施して冷延板を得る冷延工程と、７３０～９５０℃に加熱し、この温度域で水素濃度１．０～３５．０体積％かつ露点－３５～１５℃の雰囲気中で１０～１０００ｓ保持する焼鈍工程と、その後６００℃まで平均５℃／ｓ以上で冷却し、Ｍｓ超～６００℃で冷却停止し、Ｍｓ超～６００℃の温度域で１０００ｓ以下滞留させ、その後Ｍｓ～５０℃の温度域を平均１．０℃／ｓ以上で室温まで冷却する冷却工程と、その後０．０５～１％の伸長率で圧延を施す伸長圧延工程と、以下の式を満たす条件で時効処理を施す時効処理工程とを有する。
（２７３＋Ｔ）×（２０＋ｌｏｇ１０（ｔ））≧６８００、　Ｔ≦２００
但し、Ｔは温度（℃）、ｔは時間（ｈｒ）である。
　デスケーリング圧力：１５ＭＰａ以上
　デスケーリング圧力が１５ＭＰａ未満となると、スケールが残留し、巻取り後の冷却中にスケールからの酸素供給によって鋼板表層に粗大酸化物が生成しやすくなり、曲げ性を劣化させる。したがって、デスケーリング圧力は１５ＭＰａ以上とする。上限は特に限定されないが７５ＭＰａ以下が好ましい。
　仕上げ圧延温度：８００～９５０℃
　仕上げ圧延温度が８００℃未満ではフェライトが生成して、伸展フェライトが熱延板の表層に生成し、焼鈍後も残留してアスペクト比３以上の伸展フェライト粒となり曲げ性が劣化する。また、９５０℃を超えると表層でのマルテンサイトの平均粒子径が大きくなり曲げ性が劣化する。したがって、仕上げ圧延温度は８００～９５０℃とする。下限について好ましくは８３０℃以上である。上限について好ましくは９２０℃以下である。
　巻取り温度：５５０℃以下
　巻取り温度が５５０℃を超えると鋼板表層に短軸長が０．８μｍを超える酸化物が生成して、本発明の曲げ性が得られない。したがって、巻取り温度は５５０℃以下、好ましくは５００℃以下とする。下限は特に規定しないが、形状安定性等の観点から２５０℃以上が好ましい。
　冷間圧下率：２０％以上
　冷間圧延は必須ではない。本発明では冷間圧延を施す場合は、圧下率を２０％以上とする必要がある。２０％未満では焼鈍時に粗大な伸展フェライトが生じて、曲げ性が劣化する。したがって、冷間圧延を施す場合はその圧下率を２０％以上、好ましくは３０％以上とする。上限は特に規定しないが、形状安定性等の観点からは９０％以下が好ましい。
　焼鈍温度：７３０～９５０℃
　焼鈍は、冷間圧延を行わない場合は熱延鋼板に対して行い、冷間圧延を行う場合には冷延鋼板に対して行う。焼鈍温度が７３０℃未満ではオーステナイトの生成が不十分となる。焼鈍により生成したオーステナイトはベイナイト変態やマルテンサイト変態により最終組織におけるマルテンサイトあるいはベイナイトとなるため、オーステナイトの生成が不十分になると、所望の鋼組織が得られなくなる。一方、９５０℃を超えると粗粒を生じ、この場合も所望の鋼組織が得られない。したがって、焼鈍温度は７３０～９５０℃とする。下限について好ましくは７５０℃以上である。上限について好ましくは９３０℃以下である。
　焼鈍保持時間：１０～１０００ｓ
　焼鈍保持時間が１０ｓ未満では、オーステナイトの生成が不十分となり、所望の鋼組織、またはトラップ水素量が得られない。一方、１０００ｓを超えると粗粒が生じて本発明のミクロ組織が得られない。したがって、焼鈍保持時間は１０～１０００ｓとする。下限について好ましくは３０ｓ以上とする。上限について好ましくは５００ｓ以下とする。なお、本発明において焼鈍保持時間とは上記焼鈍温度域での滞留時間であり、必ずしも一定保持である必要はなく、７３０～９５０℃の範囲での加熱、冷却状態も含む。
　７３０～９５０℃の温度域における雰囲気中水素濃度：１．０～３５．０体積％
　７３０～９５０℃の温度域における雰囲気中水素濃度が１．０体積％未満では、所望のトラップ水素量が得られない。一方、３５．０体積％を超えると、水素脆化により操業中の鋼板破断のリスクが大きくなる。したがって、７３０～９５０℃の温度域における雰囲気中の水素濃度は１．０～３５．０体積％とする。下限について好ましくは４．０体積％以上である。上限について好ましくは３２．０体積％以下とする。
　７３０～９５０℃の温度域における露点：－３５～１５℃
　７３０～９５０℃の温度域における露点が－３５℃未満となると内部酸化が不十分となる。一方、１５℃を超えると、ピックアップを生じて操業安定性を阻害する。したがって、７３０～９５０℃の温度域における露点は－３５～１５℃、下限について好ましくは－３０℃以上である。上限について好ましくは５℃以下である。
　焼鈍温度から６００℃までの平均冷却速度：５℃／ｓ以上
　焼鈍温度から６００℃までの平均冷却速度が５℃／ｓ未満ではポリゴナルフェライトが過剰に生成して本発明のミクロ組織が得られない。したがって、焼鈍温度から６００℃までの平均冷却速度は５℃／ｓ以上、好ましくは８℃／ｓ以上とする。上限は特に限定されないが１５００℃／ｓ以下が好ましい。
　冷却停止温度：Ｍｓ超６００℃以下
　冷却停止温度がＭｓ以下では焼戻しマルテンサイトを生じて、ＴＳの低下や曲げ性の劣化を招く。一方、６００℃を超えるとポリゴナルフェライトが過剰に生成して、所望の鋼組織が得られない。したがって、冷却停止温度はＭｓ超６００℃以下とする。下限について好ましくは４４０℃以上である。上限について好ましくは５６０℃以下とする。
　Ｍｓ～６００℃での滞留時間：１０００ｓ以下
　Ｍｓ～６００℃での滞留時間が１０００ｓを超えると、フェライト変態やベイナイト変態の進行が過剰になり、あるいはパーライトが過剰に生成して所望の鋼組織が得られないか、トラップ水素量が少なくなり曲げ性が劣化する。したがって、Ｍｓ～６００℃での滞留時間は１０００ｓ以下、好ましくは５００ｓ以下、より好ましくは２００ｓ以下とする。下限について好ましくは５ｓ以上、より好ましくは１０ｓ以上である。なお、加熱後に所望の温度まで加熱後に滞留させてもよい。
　Ｍｓ～５０℃の温度域：１．０℃／ｓ以上
　Ｍｓ～５０℃の温度域の平均冷却速度が１．０℃／ｓ未満となると水素が放散されて所望のトラップ水素量が得られなくなる。したがって、Ｍｓ～５０℃の温度域の平均冷却速度は１．０℃／ｓ以上とする。上限については１５００℃／ｓ以下が好ましい。本冷却の冷却停止温度は室温である。室温とは１５～２５℃を意味する。
　伸長圧延（調質圧延）の伸長率：０．０５～１％
　伸長圧延の伸長率が０．０５％未満では、所望のトラップ水素量が得られない。一方、伸長率が１％を超えると表層の酸化物が剥落する恐れがある。したがって、伸長圧延の伸長率は０．０５～１％とする。下限について好ましくは０．１０％以上である。上限について好ましくは０．７％以下、より好ましくは０．５％以下とする。
　伸長圧延後の時効処理：（２７３＋Ｔ）×（２０＋ｌｏｇ１０（ｔ））≧６８００、Ｔ≦２００　但し、Ｔは温度（℃）、ｔは時間（ｈｒ）
　伸長圧延後の時効処理条件が上記を満たすことで、鋼中酸化物に水素がトラップされて、所望のトラップ水素量が得られる。上記条件を外れると、水素のトラップ状態が変化して本発明の曲げ性が得られない。したがって、伸長圧延後の時効処理は（２７３＋Ｔ）×（２０＋ｌｏｇ１０（ｔ））≧６８００、Ｔ≦２００を満たすものとする。但し、Ｔは温度（℃）、ｔは時間（ｈｒ）とする。
　その他の製造方法の条件は、特に限定しないが、例えば以下の条件で行うのが好ましい。
　スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法により製造することもできる。スラブを熱間圧延するには、スラブを一旦室温まで冷却し、その後再加熱して熱間圧延を行ってもよいし、スラブを室温まで冷却せずに加熱炉に装入して熱間圧延を行うこともできる。あるいはわずかの保熱を行った後に直ちに熱間圧延する省エネルギープロセスも適用できる。スラブを加熱する場合は、炭化物を溶解させたり、圧延荷重の増大を防止するため、１１００℃以上に加熱することが好ましい。また、スケールロスの増大を防止するため、スラブの加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。なお、スラブ温度はスラブ表面の温度である。スラブを熱間圧延する際は、粗圧延後の粗バーを加熱することもできる。また、粗バー同士を接合し、仕上げ圧延を連続的に行う、いわゆる連続圧延プロセスを適用できる。また、熱間圧延においては圧延荷重の低減や形状・材質の均一化のために、仕上げ圧延の全パスあるいは一部のパスで摩擦係数が０．１０～０．２５となる潤滑圧延を行うことが好ましい。
　巻取り後の鋼板は、スケールを酸洗などにより除去した後、焼鈍、溶融亜鉛めっきが施される。一部熱延板は焼鈍前に冷間圧延を施してもよい。
　また、焼鈍工程後のいずれかの工程中に皮膜付与処理を施してもよい。皮膜付与処理としてはロールコーティング、電着、浸漬等の条件で行う処理を例示できる。
　本発明の高強度鋼板の製造方法が、表面にめっき層を有する高強度鋼板の製造方法の場合には、本発明の製造方法は、さらに、冷却工程においてめっき処理を施す。
　めっき処理の方法は、形成するめっき層に応じて、通常の方法を採用できる。また、溶融亜鉛めっき処理の場合には、合金化処理を行ってもよい。
　以下、本発明を、実施例に基づいて具体的に説明する。本発明の技術的範囲は以下の実施例に限定されない。
　表１に示す成分組成の鋼（残部はＦｅおよび不可避的不純物）を実験室の真空溶解炉により溶製し、圧延して鋼スラブとした。これらの鋼スラブを１２００℃に加熱後粗圧延し、表２－１に示す条件で熱間圧延を施し熱延板（ＨＲ）とした。次いで、一部は１．４ｍｍまで冷間圧延して冷延板（ＣＲ）とした。得られた熱延板および冷延板を焼鈍に供した。焼鈍は実験室にて熱処理および一部のサンプルについてはめっき処理装置を用いて表２－１および表２－２に示す条件で行い、冷延鋼板（ＣＲ）、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）１～３４を作製した。溶融亜鉛めっき鋼板は４６５℃のめっき浴中に浸漬し、付着量３５～４５ｇ／ｍ２のめっき層を形成させ、合金化亜鉛めっき鋼板はめっき層形成後５００～６００℃で１～６０ｓ保持する合金化処理を行うことで作製した。めっき処理後は８℃／ｓで室温まで冷却した。
　得られた溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板に伸長圧延（調質圧延）および時効処理を施した後、以下の試験方法にしたがい、引張特性、曲げ性を評価した。結果を表３に示す。なお、上述の方法で行った鋼組織（ミクロ組織）の観察結果、特定領域の酸化物の観察結果も表３に示した。ただし、粗大酸化物に関する項目については、鋼板表面から５０μｍまでの領域における短軸長が１．０μｍを超える粗大酸化物が１．０×１０８個/ｍ２以下の場合を「無」、鋼板表面から５０μｍまでの領域における短軸長が１．０μｍを超える粗大酸化物が１．０×１０８個/ｍ２超の場合を「有」と表記した。
　＜引張試験＞
　焼鈍板より圧延方向に対して直角方向にＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ　Ｚ２２０１）を採取し、歪速度が１０－３／ｓとするＪＩＳ　Ｚ　２２４１（１９９８）の規定に準拠した引張試験を行い、ＴＳを求めた。なお、本発明では９８０ＭＰａ以上を合格とした。
　＜曲げ性＞
　焼鈍板より圧延方向に対して平行方向を曲げ試験軸方向とする、幅が３０ｍｍ、長さが１００ｍｍの短冊形の試験片を採取し、曲げ試験を行った。ストローク速度が５０ｍｍ／ｓ、押込み荷重が１０ｔｏｎ、押付け保持時間５秒、９０°Ｖ曲げ試験を行い、曲げ頂点の稜線部を１０倍の拡大鏡で観察し、亀裂長が０．５ｍｍ以上の亀裂が認められなくなる最小曲げ半径を求めた。最小曲げ半径Ｒの板厚ｔに対する比（Ｒ／ｔ）を算出し、この比（Ｒ／ｔ）によって曲げ性を評価した。
　＜トラップ水素量＞
　焼鈍板より長さが３０ｍｍ、幅が５ｍｍの試験片を採取し、めっき層をアルカリ除去後、トラップ水素量および水素の放出ピークの測定を行った。測定は昇温脱離分析法とし、昇温速度は２００℃／ｈｒとした。室温から８００℃まで連続加熱後、室温まで冷却し、再度８００℃まで昇温速度２００℃／ｈｒで加熱した。１回目と２回目の加熱の水素放出の差分を水素放出量とし、このうち３５０～６００℃で検出された水素をトラップ水素とした。結果を表３に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
 　発明例では、Ｒ／ｔが、ＴＳが９８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満の範囲で１．５以下、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上１３２０ＭＰａ未満の範囲で２．５以下、ＴＳが１３２０ＭＰａ以上１６００ＭＰａ未満の範囲で３．５以下、ＴＳが１６００ＭＰａ以上２１００ＭＰａ未満の範囲で５．０以下であった。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、所望のＴＳ、曲げ性のいずれかが得られていない。
　本発明の高強度鋼板を自動車部品用途に使用すると、自動車の衝突安全性改善と燃費向上に大きく寄与することができる。

Claims (10)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０５～０．４０％、
    Ｓｉ：０．１０～３．０％、
    Ｍｎ：１．５～４．０％、
    Ｐ：０．１００％以下（０％は除く）、
    Ｓ：０．０２％以下（０％は除く）、
    Ａｌ：０．０１０～１．０％、
    Ｎ：０．０１０％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    　面積率で、下部ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトを合計で４０～１００％、残留オーステナイトを１５％以下、上部ベイナイトおよびフェライトを合計で０～６０％を含む鋼組織と、を有し、
    　前記鋼組織において、アスペクト比が３以上の伸展フェライト相が面積率で１％以下、鋼板表面から５０μｍまでの領域におけるマルテンサイトの平均結晶粒径が２０μｍ以下、鋼板表面から５０μｍまでの領域における短軸長が０．８μｍ以下の酸化物が１．０×１０１０個/ｍ２以上であり、鋼板表面から５０μｍまでの領域における短軸長が１．０μｍを超える粗大酸化物が１．０×１０８個/ｍ２以下であり、
    　鋼板内トラップ水素量が０．０５質量ｐｐｍ以上である高強度鋼板。
  2. 　さらに、質量％で、
    Ｃｒ：０．００５～２．０％、
    Ｔｉ：０．００５～０．２０％、
    Ｎｂ：０．００５～０．２０％、
    Ｍｏ：０．００５～２．０％、
    Ｖ：０．００５～２．０％、
    Ｎｉ：０．００５～２．０％、
    Ｃｕ：０．００５～２．０％、
    Ｂ：０．０００１～０．００５０％、
    Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、
    ＲＥＭ：０．０００１～０．００５０％、
    Ｓｎ：０．０１～０．５０％、
    Ｓｂ：０．００１０～０．１０％から選ばれる１種以上を含む請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 　表面に１以上の層から構成される皮膜を有する請求項１または２に記載の高強度鋼板。
  4. 　表面に亜鉛めっき層を有する請求項１または２に記載の高強度鋼板。
  5. 　表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する請求項１または２に記載の高強度鋼板。
  6. 　請求項１または２に記載の成分を有するスラブを粗圧延後１５ＭＰａ以上の圧力でデスケーリング処理し、８００～９５０℃で仕上げ圧延を施し、仕上げ圧延後冷却して５５０℃以下で巻き取る熱延工程と、
    　前記熱延工程で得られた熱延板を、７３０～９５０℃に加熱し、この温度域で水素濃度１．０～３５．０体積％かつ露点－３５～１５℃の雰囲気中で１０～１０００sの条件で保持する焼鈍工程と、
    　前記焼鈍工程後の鋼板を、その後６００℃まで平均５℃／ｓ以上で冷却し、Ｍｓ超６００℃以下で冷却停止し、Ｍｓ超～６００℃の温度域で１０００ｓ以下滞留させ、該滞留後Ｍｓ～５０℃の温度域を平均冷却速度が１．０℃／s以上の条件で室温まで冷却する冷却工程と、
    　前記冷却工程後の鋼板を、０．０５～１％の伸長率で圧延する伸長圧延工程と、
    　前記伸長圧延工程後の鋼板を、下記の式（１）を満たす条件で時効処理する時効処理工程と、を有する高強度鋼板の製造方法。
    （２７３＋Ｔ）×（２０＋ｌｏｇ１０（ｔ））≧６８００　　（１）
    但し、Ｔは温度(℃)で２００℃以下、tは時間（ｈｒ）である。
  7. 　請求項１または２に記載の成分を有するスラブを粗圧延後１５ＭＰａ以上の圧力でデスケーリング処理し、８００～９５０℃で仕上げ圧延を施し、仕上げ圧延後冷却して５５０℃以下で巻き取る熱延工程と、
    　前記熱延工程で得られた熱延板を、２０％以上の圧下率で冷間圧延する冷延工程と、
    　前記冷延工程で得られた冷延板を、７３０～９５０℃に加熱し、この温度域で水素濃度１．０～３５．０体積％かつ露点－３５～１５℃の雰囲気中で１０～１０００sの条件で保持する焼鈍工程と、
    　前記焼鈍工程後の鋼板を、その後６００℃まで平均５℃／ｓ以上で冷却し、Ｍｓ超６００℃以下で冷却停止し、Ｍｓ超～６００℃の温度域で１０００ｓ以下滞留させ、該滞留後Ｍｓ～５０℃の温度域を平均冷却速度が１．０℃／s以上の条件で室温まで冷却する冷却工程と、
    　前記冷却工程後の鋼板を、０．０５～１％の伸長率で圧延する伸長圧延工程と、
    　前記伸長圧延工程後の鋼板を、下記の式（１）を満たす条件で時効処理する時効処理工程と、を有する高強度鋼板の製造方法。
    （２７３＋Ｔ）×（２０＋ｌｏｇ１０（ｔ））≧６８００　　（１）
    但し、Ｔは温度(℃)で２００℃以下、tは時間（ｈｒ）である。
  8. 　前記焼鈍工程後のいずれかの工程中において皮膜付与処理を行う請求項６または７に記載の高強度鋼板の製造方法。
  9. 　前記冷却工程において、亜鉛めっき処理を行う請求項６または７に記載の高強度鋼板の製造方法。
  10. 　前記亜鉛めっき処理後にさらに合金化処理を行う請求項９に記載の高強度鋼板の製造方法。
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