高强度钢板及其制造方法转让专利
申请号 : CN201880084272.0
文献号 : CN111527224B
文献日 : 2021-11-05
发明人 : 长谷川宽 , 南秀和 , 中垣内达也 , 佐佐木香菜 , 田中翔二
申请人 : 杰富意钢铁株式会社
摘要 :
本发明的课题在于提供在兼顾强度和加工性方面更优良的高强度钢板及其制造方法。本发明的高强度钢板具有特定的成分组成以及以面积率计含有合计为40～100％的下贝氏体、马氏体和残余奥氏体、15％以下的残余奥氏体、合计为0～60％的上贝氏体和铁素体的钢组织，在上述钢组织中，长径比为3以上的伸展铁素体相以面积率计为1％以下，从钢板表面起到50μm为止的区域中的马氏体的平均结晶粒径为20μm以下，从钢板表面起到50μm为止的区域中的短轴长度为0.8μm以下的氧化物为1.0×1010个/m2以上，从钢板表面起到50μm为止的区域中的短轴长度超过1μm的粗大氧化物为1.0×108个/m2以下，钢板内捕获氢量为0.05质量ppm以上。
权利要求 :
1.一种高强度钢板，
其具有：
以质量％计含有C：0.05～0.40％、Si：0.10～3.0％、Mn：1.5～4.0％、P：0.100％以下且不包括0％、S：0.02％以下且不包括0％、Al：0.010～1.0％、N：0.010％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成；以及
以面积率计含有合计为40～100％的下贝氏体、马氏体和残余奥氏体、15％以下的残余奥氏体、合计为0～60％的上贝氏体和铁素体的钢组织，在所述钢组织中，长径比为3以上的伸展铁素体相以面积率计为1％以下，从钢板表面起到50μm为止的区域中的马氏体的平均结晶粒径为20μm以下，从钢板表面起到50μm为止的
10 2
区域中的短轴长度为0.8μm以下的氧化物为1.0×10 个/m以上，从钢板表面起到50μm为止
8 2
的区域中的短轴长度超过1.0μm的粗大氧化物为1.0×10个/m以下，钢板内捕获氢量为0.05质量ppm以上。
2.如权利要求1所述的高强度钢板，其中，以质量％计还含有选自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％中的一种以上。
3.如权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，在表面具有由一个以上的层构成的覆膜。
4.如权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，在表面具有镀锌层。
5.如权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，在表面具有合金化热镀锌层。
6.一种高强度钢板的制造方法，其具有：热轧工序，其中，将具有权利要求1或2所述的成分的钢坯粗轧后以15MPa以上的压力进行去氧化皮处理，在800～950℃下实施精轧，精轧后进行冷却，在550℃以下进行卷取；
退火工序，其中，将所述热轧工序中得到的热轧板加热至730～950℃，在该温度范围内在氢浓度为1.0～35.0体积％且露点为‑35～15℃的气氛中保持10～1000秒；
冷却工序，其中，将所述退火工序后的钢板之后以平均5℃/秒以上冷却至600℃，在超过Ms且600℃以下停止冷却，在超过Ms且600℃以下的温度范围内停留1000秒以下，该停留后在Ms～50℃的温度范围内的平均冷却速度为1.0℃/秒以上的条件下冷却至室温；
伸长轧制工序，其中，将所述冷却工序后的钢板以0.05～1％的伸长率进行轧制；以及时效处理工序，其中，将所述伸长轧制工序后的钢板在满足下述式(1)的条件下进行时效处理，
(273+T)×(20+log10(t))≥6800 (1)其中，T为温度且为200℃以下，t为时间且其单位为小时。
7.一种高强度钢板的制造方法，其具有：热轧工序，其中，将具有权利要求1或2所述的成分的钢坯粗轧后以15MPa以上的压力进行去氧化皮处理，在800～950℃下实施精轧，精轧后进行冷却，在550℃以下进行卷取；
冷轧工序，其中，将所述热轧工序中得到的热轧板以20％以上的压下率进行冷轧；
退火工序，其中，将所述冷轧工序中得到的冷轧板加热至730～950℃，在该温度范围内在氢浓度为1.0～35.0体积％且露点为‑35～15℃的气氛中保持10～1000秒；
冷却工序，其中，将所述退火工序后的钢板之后以平均5℃/秒以上冷却至600℃，在超过Ms且600℃以下停止冷却，在超过Ms且600℃以下的温度范围内停留1000秒以下，该停留后在Ms～50℃的温度范围内的平均冷却速度为1.0℃/秒以上的条件下冷却至室温；
伸长轧制工序，其中，将所述冷却工序后的钢板以0.05～1％的伸长率进行轧制；以及时效处理工序，其中，将所述伸长轧制工序后的钢板在满足下述式(1)的条件下进行时效处理，
(273+T)×(20+log10(t))≥6800 (1)其中，T为温度且为200℃以下，t为时间且其单位为小时。
8.如权利要求6或7所述的高强度钢板的制造方法，其中，在所述退火工序后的任意一个工序中进行覆膜赋予处理。
9.如权利要求6或7所述的高强度钢板的制造方法，其中，在所述冷却工序中进行镀锌处理。
10.如权利要求9所述的高强度钢板的制造方法，其中，在所述镀锌处理后进一步进行合金化处理。
说明书 :
高强度钢板及其制造方法
技术领域
[0001] 本发明涉及强度和加工性优良、适合于汽车用构件的高强度钢板及其制造方法。
背景技术
[0002] 从改善汽车的碰撞安全性和提高燃料效率的观点出发，对于汽车用部件中使用的钢板而言，要求高强度化。但是，钢板的高强度化通常导致加工性(弯曲性)的降低，因此，需
要开发出强度和加工性这两者均优良的钢板。近年来，拉伸强度(以下，TS)超过980MPa的高
强度钢板的应用扩大，但成形难度高，因此，大多如零部件、摇臂部件等那样以直线形状实
施弯曲主体的加工，要求弯曲性优良的钢板。因此，进行了大量弯曲性优良的高强度钢板的
开发。例如，专利文献1中公开了涉及通过回火马氏体的平均结晶粒径的微细化而使弯曲性
优良的钢板的技术。另外，专利文献2中公开了涉及通过控制夹杂物、析出物的量、形态而使
弯曲性优良的钢板的技术。
要开发出强度和加工性这两者均优良的钢板。近年来，拉伸强度(以下，TS)超过980MPa的高
强度钢板的应用扩大，但成形难度高，因此，大多如零部件、摇臂部件等那样以直线形状实
施弯曲主体的加工，要求弯曲性优良的钢板。因此，进行了大量弯曲性优良的高强度钢板的
开发。例如，专利文献1中公开了涉及通过回火马氏体的平均结晶粒径的微细化而使弯曲性
优良的钢板的技术。另外，专利文献2中公开了涉及通过控制夹杂物、析出物的量、形态而使
弯曲性优良的钢板的技术。
[0003] 现有技术文献
[0004] 专利文献
[0005] 专利文献1：国际公开第2016‑113788号
[0006] 专利文献2：国际公开第2015‑198582号
发明内容
[0007] 发明所要解决的问题
[0008] 但是，要求与专利文献1和专利文献2等现有技术相比在兼顾强度和加工性方面更优良的高强度钢板及其制造方法。
[0009] 本发明是为了解决上述问题而完成的，其目的在于提供在兼顾强度和加工性方面更优良的高强度钢板及其制造方法。
[0010] 用于解决问题的方法
[0011] 在专利文献1和专利文献2中只着眼于钢组织、钢板中的夹杂物，没有进行着眼于在钢中被捕获的捕获氢的研究，本发明人着眼于上述捕获氢，如下所述完成了本发明。
[0012] 本发明人为了解决上述问题反复进行了深入研究，结果发现，通过在将钢板组织最优化的基础上向钢板内导入氢、并使氢被氧化物捕获而形成捕获氢，弯曲性显著提高。
[0013] 即，在调整成特定的成分组成的同时，具有以面积率计含有合计为40～100％的下贝氏体、马氏体和残余奥氏体、15％以下的残余奥氏体、合计为0～60％的上贝氏体和铁素
体的钢组织，在该钢组织中，调整成长径比为3以上的伸展铁素体相以面积率计为1％以下、
从钢板表面起到50μm为止的区域中的马氏体的平均结晶粒径为20μm以下、从钢板表面起到
10 2
50μm为止的区域中的短轴长度为0.8μm以下的氧化物为1.0×10 个/m以上、从钢板表面起
8 2
到50μm为止的区域中的短轴长度超过1.0μm的粗大氧化物为1.0×10个/m以下，并且调整
成钢板内捕获氢量为0.05质量ppm以上，由此，表现出高强度和优良的弯曲性。
体的钢组织，在该钢组织中，调整成长径比为3以上的伸展铁素体相以面积率计为1％以下、
从钢板表面起到50μm为止的区域中的马氏体的平均结晶粒径为20μm以下、从钢板表面起到
10 2
50μm为止的区域中的短轴长度为0.8μm以下的氧化物为1.0×10 个/m以上、从钢板表面起
8 2
到50μm为止的区域中的短轴长度超过1.0μm的粗大氧化物为1.0×10个/m以下，并且调整
成钢板内捕获氢量为0.05质量ppm以上，由此，表现出高强度和优良的弯曲性。
[0014] 在本发明中，高强度是指TS为980MPa以上、优选为1180MPa以上，优良的弯曲性是指没有发现微小龟裂的最小弯曲半径R相对于板厚t的比(R/t)在TS为980MPa以上且小于
1180MPa的范围内时为1.5以下、在TS为1180MPa以上且小于1320MPa的范围内时为2.5以下、
在TS为1320MPa以上且小于1600MPa的范围内时为3.5以下、在TS为1600MPa以上且小于
2100MPa的范围内时为5.0以下。
1180MPa的范围内时为1.5以下、在TS为1180MPa以上且小于1320MPa的范围内时为2.5以下、
在TS为1320MPa以上且小于1600MPa的范围内时为3.5以下、在TS为1600MPa以上且小于
2100MPa的范围内时为5.0以下。
[0015] 需要说明的是，在本发明中，微小龟裂是指龟裂长度为0.5mm以上的龟裂。
[0016] 本发明是基于这样的见解而完成的，其主旨如下所述。
[0017] [1]一种高强度钢板，
[0018] 其具有：
[0019] 以质量％计含有C：0.05～0.40％、Si：0.10～3.0％、Mn：1.5～4.0％、P：0.100％以下(不包括0％)、S：0.02％以下(不包括0％)、Al：0.010～1.0％、N：0.010％以下、余量由Fe
和不可避免的杂质构成的成分组成；以及
和不可避免的杂质构成的成分组成；以及
[0020] 以面积率计含有合计为40～100％的下贝氏体、马氏体和残余奥氏体、15％以下的残余奥氏体、合计为0～60％的上贝氏体和铁素体的钢组织，
[0021] 在上述钢组织中，长径比为3以上的伸展铁素体相以面积率计为1％以下，从钢板表面起到50μm为止的区域中的马氏体的平均结晶粒径为20μm以下，从钢板表面起到50μm为
10 2
止的区域中的短轴长度为0.8μm以下的氧化物为1.0×10 个/m以上，从钢板表面起到50μm
8 2
为止的区域中的短轴长度超过1.0μm的粗大氧化物为1.0×10个/m以下，
10 2
止的区域中的短轴长度为0.8μm以下的氧化物为1.0×10 个/m以上，从钢板表面起到50μm
8 2
为止的区域中的短轴长度超过1.0μm的粗大氧化物为1.0×10个/m以下，
[0022] 钢板内捕获氢量为0.05质量ppm以上。
[0023] [2]如[1]所述的高强度钢板，其中，以质量％计还含有选自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％中的一种以上。
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％中的一种以上。
[0024] [3]如[1]或[2]所述的高强度钢板，其中，在表面具有由一个以上的层构成的覆膜。
[0025] [4]如[1]或[2]所述的高强度钢板，其中，在表面具有镀锌层。
[0026] [5]如[1]或[2]所述的高强度钢板，其中，在表面具有合金化热镀锌层。
[0027] [6]一种高强度钢板的制造方法，其具有：
[0028] 热轧工序，其中，将具有[1]或[2]所述的成分的钢坯粗轧后以15MPa以上的压力进行去氧化皮处理，在800～950℃下实施精轧，精轧后进行冷却，在550℃以下进行卷取；
[0029] 退火工序，其中，将上述热轧工序中得到的热轧板加热至730～950℃，在该温度范围内在氢浓度为1.0～35.0体积％且露点为‑35～15℃的气氛中保持10～1000秒；
[0030] 冷却工序，其中，将上述退火工序后的钢板之后以平均5℃/秒以上冷却至600℃，在超过Ms且600℃以下停止冷却，在超过Ms且600℃以下的温度范围内停留1000秒以下，该
停留后在Ms～50℃的温度范围内的平均冷却速度为1.0℃/秒以上的条件下冷却至室温；
停留后在Ms～50℃的温度范围内的平均冷却速度为1.0℃/秒以上的条件下冷却至室温；
[0031] 伸长轧制工序，其中，将上述冷却工序后的钢板以0.05～1％的伸长率进行轧制；以及
[0032] 时效处理工序，其中，将上述伸长轧制工序后的钢板在满足下述式(1)的条件下进行时效处理。
[0033] (273+T)×(20+log10(t))≥6800 (1)
[0034] 其中，T为温度(℃)且为200℃以下，t为时间(小时)。
[0035] [7]一种高强度钢板的制造方法，其具有：
[0036] 热轧工序，其中，将具有[1]或[2]所述的成分的钢坯粗轧后以15MPa以上的压力进行去氧化皮处理，在800～950℃下实施精轧，精轧后进行冷却，在550℃以下进行卷取；
[0037] 冷轧工序，其中，将上述热轧工序中得到的热轧板以20％以上的压下率进行冷轧；
[0038] 退火工序，其中，将上述冷轧工序中得到的冷轧板加热至730～950℃，在该温度范围内在氢浓度为1～35体积％且露点为‑35～15℃的气氛中保持10～1000秒；
[0039] 冷却工序，其中，将上述退火工序后的钢板之后以平均5℃/秒以上冷却至600℃，在超过Ms且600℃以下停止冷却，在超过Ms且600℃以下的温度范围内停留1000秒以下，该
停留后在Ms～50℃的温度范围内的平均冷却速度为1℃/秒以上的条件下冷却至室温；
停留后在Ms～50℃的温度范围内的平均冷却速度为1℃/秒以上的条件下冷却至室温；
[0040] 伸长轧制工序，其中，将上述冷却工序后的钢板以0.05～1％的伸长率进行轧制；以及
[0041] 时效处理工序，其中，将上述伸长轧制工序后的钢板在满足下述式(1)的条件下进行时效处理。
[0042] (273+T)×(20+log10(t))≥6800 (1)
[0043] 其中，T为温度(℃)且为200℃以下，t为时间(小时)。
[0044] [8]如[6]或[7]所述的高强度钢板的制造方法，其中，在上述退火工序后的任意一个工序中进行覆膜赋予处理。
[0045] [9]如[6]或[7]所述的高强度钢板的制造方法，其中，在上述冷却工序中进行镀锌处理。
[0046] [10]如[9]所述的高强度钢板的制造方法，其中，在上述镀锌处理后进一步进行合金化处理。
[0047] 发明效果
[0048] 根据本发明，可以得到弯曲性优良的高强度钢板，适合作为汽车部件用原材。
具体实施方式
[0049] 以下，对本发明的实施方式进行说明。需要说明的是，本发明并非限定于下述实施方式。
[0050] 首先，对本发明的高强度钢板的成分组成进行说明。在以下的说明中，只要没有特别声明，表示成分元素的含量的“％”是指“质量％”。另外，在本发明中，“～”以包含其前后
记载的数值作为下限值和上限值的含义使用。
记载的数值作为下限值和上限值的含义使用。
[0051] C：0.05～0.40％
[0052] C是对于使马氏体、贝氏体等生成而使TS升高有效的元素。C含量小于0.05％时，无法充分地得到这样的效果，无法得到980MPa以上的TS。因此，C含量设定为0.05％以上。优选
为0.07％以上、更优选为0.09％以上、进一步优选为0.11％以上。另一方面，C含量超过
0.40％时，马氏体发生硬化，弯曲性的劣化变得显著。因此，C含量设定为0.40％以下，优选
设定为0.37％以下、更优选设定为0.35％以下、进一步优选设定为0.32％以下。
为0.07％以上、更优选为0.09％以上、进一步优选为0.11％以上。另一方面，C含量超过
0.40％时，马氏体发生硬化，弯曲性的劣化变得显著。因此，C含量设定为0.40％以下，优选
设定为0.37％以下、更优选设定为0.35％以下、进一步优选设定为0.32％以下。
[0053] Si：0.10～3.0％
[0054] Si是对于将钢固溶强化而使TS升高有效的元素。另外，含有Si的氧化物对于捕获氢是有效的。为了得到由含有Si的氧化物带来的上述效果，将Si含量设定为0.10％以上。优
选为0.20％以上、更优选为0.30％以上、进一步优选为0.40％以上。Si含量超过3.0％时，钢
发生脆化，弯曲性的劣化变得显著。因此，Si含量设定为3.0％以下。优选为2.5％以下、更优
选为2.0％以下、进一步优选为1.8％以下。
选为0.20％以上、更优选为0.30％以上、进一步优选为0.40％以上。Si含量超过3.0％时，钢
发生脆化，弯曲性的劣化变得显著。因此，Si含量设定为3.0％以下。优选为2.5％以下、更优
选为2.0％以下、进一步优选为1.8％以下。
[0055] Mn：1.5～4.0％
[0056] Mn是对于使马氏体、贝氏体等生成而使TS升高有效的元素。Mn含量小于1.5％时，无法充分地得到这样的效果，无法得到980MPa以上的TS。因此，Mn含量设定为1.5％以上。优
选为1.8％以上、更优选为2.0％以上、进一步优选为2.2％以上。另一方面，Mn含量超过
4.0％时，钢发生脆化，无法得到本发明的弯曲性。因此，Mn含量设定为4.0％以下。优选设定
为3.8％以下、更优选设定为3.6％以下、进一步优选设定为3.4％以下。
选为1.8％以上、更优选为2.0％以上、进一步优选为2.2％以上。另一方面，Mn含量超过
4.0％时，钢发生脆化，无法得到本发明的弯曲性。因此，Mn含量设定为4.0％以下。优选设定
为3.8％以下、更优选设定为3.6％以下、进一步优选设定为3.4％以下。
[0057] P：0.100％以下(不包括0％)
[0058] P使晶界脆化而使弯曲性劣化，因此优选尽可能减少其量，但是，在本发明中可以允许为0.100％以下。优选为0.050％以下。下限没有特别规定，但是小于0.001％时导致生
产效率的降低，因此从生产效率的观点出发优选为0.001％以上。
产效率的降低，因此从生产效率的观点出发优选为0.001％以上。
[0059] S：0.02％以下(不包括0％)
[0060] S使夹杂物增加而使弯曲性劣化，因此优选尽可能减少其含量，但是，在本发明中可以允许S含量为0.02％以下。优选为0.01％以下。下限没有特别规定，但是小于0.0005％
时导致生产效率的降低，因此从生产效率的观点出发优选为0.0005％以上。
时导致生产效率的降低，因此从生产效率的观点出发优选为0.0005％以上。
[0061] Al：0.010～1.0％
[0062] Al作为脱氧剂发挥作用，优选在脱氧工序中添加。因此，将Al含量设定为0.010％以上。优选为0.015％以上。含有大量Al时，生成大量软质的铁素体相，导致TS的降低。在本
发明中可以允许为1.0％以下。优选设定为0.50％以下。
发明中可以允许为1.0％以下。优选设定为0.50％以下。
[0063] N：0.010％以下
[0064] N超过0.010％时，生成粗大氮化物，弯曲性劣化。因此，N设定为0.010％以下。下限没有特别规定，但是小于0.0005％时导致生产效率的降低，因此从生产效率的观点出发优
选为0.0005％以上。
选为0.0005％以上。
[0065] 本发明的成分组成可以含有下述元素作为任选成分。
[0066] 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％
0.0050％、REM：0.0001～0.0050％、Sn：0.01～0.50％、Sb：0.0010～0.10％
[0067] Cr、Cu、Ni是使马氏体、贝氏体生成而对高强度化有效的元素。为了得到这样的效果，优选分别设定为0.005％以上。更优选为0.010％以上、进一步优选为0.050％以上。另一
方面，Cr、Cu、Ni各自的含量超过2.0％时，残余奥氏体大量残留，弯曲性稍微劣化。因此，这
些元素的含量优选为2.0％以下。更优选为1.5％以下、进一步优选为1.0％以下。
方面，Cr、Cu、Ni各自的含量超过2.0％时，残余奥氏体大量残留，弯曲性稍微劣化。因此，这
些元素的含量优选为2.0％以下。更优选为1.5％以下、进一步优选为1.0％以下。
[0068] Ti、Nb、V、Mo是通过形成碳化物而对高强度化有效的元素。为了得到这样的效果，优选分别设定为0.005％以上。更优选为0.010％以上。另一方面，超过各自的上限时，碳化
物粗大化，固溶碳也减少，因此导致钢的软化。因此，Ti优选设定为0.20％以下。更优选为
0.10％以下、进一步优选为0.05％以下。另外，Nb优选设定为0.20％以下。更优选为0.10％
以下、进一步优选为0.05％以下。另外，V优选设定为2.0％以下。更优选为1.0％以下、进一
步优选为0.5％以下。另外，Mo优选设定为2.0％以下。更优选为1.0％以下、进一步优选为
0.5％以下。
物粗大化，固溶碳也减少，因此导致钢的软化。因此，Ti优选设定为0.20％以下。更优选为
0.10％以下、进一步优选为0.05％以下。另外，Nb优选设定为0.20％以下。更优选为0.10％
以下、进一步优选为0.05％以下。另外，V优选设定为2.0％以下。更优选为1.0％以下、进一
步优选为0.5％以下。另外，Mo优选设定为2.0％以下。更优选为1.0％以下、进一步优选为
0.5％以下。
[0069] B是提高钢板的淬透性、使马氏体、贝氏体生成而对高强度化有效的元素。为了得到这样的效果，优选设定为0.0001％以上。更优选为0.0005％以上。另一方面，B含量超过
0.0050％时，夹杂物增加，弯曲性稍微劣化。因此，B含量优选为0.0050％以下。更优选为
0.0030％以下。
0.0050％时，夹杂物增加，弯曲性稍微劣化。因此，B含量优选为0.0050％以下。更优选为
0.0030％以下。
[0070] Ca、REM是通过控制夹杂物的形态而对提高弯曲性有效的元素。为了得到这样的效果，优选分别设定为0.0001％以上。更优选为0.0005％以上。Ca、REM的含量超过0.0050％
时，夹杂物量增加，弯曲性稍微劣化。因此，Ca、REM的含量优选均设定为0.0050％以下。更优
选为0.0030％以下。
时，夹杂物量增加，弯曲性稍微劣化。因此，Ca、REM的含量优选均设定为0.0050％以下。更优
选为0.0030％以下。
[0071] Sn、Sb是通过抑制脱碳、脱氮、脱硼等而对抑制钢的强度降低有效的元素。为了得到这样的效果，Sn优选设定为0.01％以上，Sb优选设定为0.0010％以上。Sn、Sb的含量分别
超过上限时，因晶界脆化导致弯曲性稍微劣化。因此，Sn含量优选为0.50％以下。更优选为
0.10％以下。Sb含量优选为0.10％以下。更优选为0.05％以下。
超过上限时，因晶界脆化导致弯曲性稍微劣化。因此，Sn含量优选为0.50％以下。更优选为
0.10％以下。Sb含量优选为0.10％以下。更优选为0.05％以下。
[0072] 余量为Fe和不可避免的杂质。含有小于上述下限值的上述任选成分的情况下，该任选成分作为不可避免的杂质而含有。另外，也可以含有合计为0.002％以下的Zr、Mg、La、
Ce、Bi、W、Pb作为不可避免的杂质。
Ce、Bi、W、Pb作为不可避免的杂质。
[0073] 下贝氏体、马氏体和残余奥氏体的合计面积率：40～100％
[0074] 下贝氏体、马氏体和残余奥氏体的合计面积率小于40％时，无法得到980MPa以上的TS。因此，上述合计面积率设定为40～100％、优选设定为45～100％、更优选设定为50～
100％。需要说明的是，马氏体包括淬火状态的马氏体和回火马氏体这两者。另外，下贝氏体
是指含有取向一致的碳化物的贝氏体，包括回火贝氏体。
100％。需要说明的是，马氏体包括淬火状态的马氏体和回火马氏体这两者。另外，下贝氏体
是指含有取向一致的碳化物的贝氏体，包括回火贝氏体。
[0075] 另外，钢组织整体中的马氏体的面积率优选为30％以上。更优选为35％以上。马氏体面积率的上限优选为99％以下、更优选为97％以下、进一步优选为95％以下。
[0076] 残余奥氏体的面积率：15％以下
[0077] 残余奥氏体在弯曲加工时发生马氏体相变而助长龟裂的产生，相对于组织整体的面积率超过15％时变得显著。因此，残余奥氏体的面积率设定为15％以下、优选设定为10％
以下、更优选设定为8％以下。残余奥氏体的面积率的下限没有特别限定，可以为0％，优选
为1％以上、更优选为2％以上。
以下、更优选设定为8％以下。残余奥氏体的面积率的下限没有特别限定，可以为0％，优选
为1％以上、更优选为2％以上。
[0078] 上贝氏体和铁素体的合计面积率：0～60％
[0079] 上贝氏体和铁素体的合计面积率超过60％时，无法得到980MPa以上的TS。因此，上贝氏体和铁素体的合计面积率设定为0～60％、优选设定为0～50％、更优选设定为0～
45％。特别是对于高强度钢而言，上贝氏体和铁素体的合计面积率越少，则在弯曲性方面越
优选，在TS为1320MPa以上且小于1600MPa的范围内时优选合计面积率为10％以下，在TS为
1600MPa以上且小于2100MPa的范围内时优选合计面积率为3％以下。另外，上贝氏体是指不
含取向一致的碳化物的贝氏体。
45％。特别是对于高强度钢而言，上贝氏体和铁素体的合计面积率越少，则在弯曲性方面越
优选，在TS为1320MPa以上且小于1600MPa的范围内时优选合计面积率为10％以下，在TS为
1600MPa以上且小于2100MPa的范围内时优选合计面积率为3％以下。另外，上贝氏体是指不
含取向一致的碳化物的贝氏体。
[0080] 长径比为3以上的伸展铁素体相的面积率：1％以下
[0081] 长径比大的伸展铁素体相会助长弯曲加工时的裂纹，使弯曲性劣化。为了抑制这样的效果，需要将长径比为3以上的伸展铁素体相相对于组织整体以面积率计设定为1％以
下。因此，长径比为3以上的伸展铁素体相的面积率设定为1％以下。
下。因此，长径比为3以上的伸展铁素体相的面积率设定为1％以下。
[0082] 其他组织
[0083] 本发明的钢组织可以含有以合计面积率计为5％以下的其他组织。作为其他组织，可以列举珠光体等。
[0084] 从钢板表面起到50μm为止的区域中的马氏体的平均结晶粒径：20μm以下
[0085] 对于弯曲加工时产生微小龟裂而言，从钢板表面起到50μm为止的区域(有时称为表层或钢板表层)为主体，通过将从钢板表面起到50μm为止的区域中的马氏体的平均结晶
粒径设定为20μm以下，能抑制弯曲加工时的微小龟裂，得到本发明的弯曲性。因此，从钢板
表面起到50μm为止的区域中的马氏体的平均结晶粒径设定为20μm以下。关于下限没有特别
限定，大多为1μm以上。
粒径设定为20μm以下，能抑制弯曲加工时的微小龟裂，得到本发明的弯曲性。因此，从钢板
表面起到50μm为止的区域中的马氏体的平均结晶粒径设定为20μm以下。关于下限没有特别
限定，大多为1μm以上。
[0086] 在本发明中，钢板表层的氧化物分散和捕获氢极其重要，通过将其设定为规定的范围，可以得到优良的弯曲性。其机制还不清楚，但是推测为，氢被钢板表层的氧化物捕获
时，在弯曲加工时氧化物与钢基界面发生剥离而容易产生微小的空隙，发生塑性松弛，由
此，不易产生宏观裂纹。
时，在弯曲加工时氧化物与钢基界面发生剥离而容易产生微小的空隙，发生塑性松弛，由
此，不易产生宏观裂纹。
[0087] 从钢板表面起到50μm为止的区域中的短轴长度为0.8μm以下的氧化物：1.0×10102
个/m以上
个/m以上
[0088] 从钢板表面起到50μm为止的区域中的短轴长度超过1.0μm的粗大氧化物为1.0×8 2
10个/m以下
10个/m以下
[0089] 从钢板表面起到50μm为止的区域中的短轴长度为0.8μm以下的氧化物小于1.0×10 2
10 个/m时，无法得到本发明的弯曲性。另一方面，短轴长度超过1.0μm的氧化物超过1.0×
8 2
10个/m时，使弯曲性劣化。因此，从钢板表面起到50μm为止的区域中的氧化物设定为1.0×
10 2 10 2
10 个/m以上、优选设定为100.0×10 个/m以上，短轴长度超过1.0μm的氧化物设定为1.0
8 2 7 2
×10个/m以下、更优选设定为1.0×10个/m以下。需要说明的是，在钢板表面具有覆膜的
情况下，将钢基与覆膜的界面设为钢板表面。另外，本发明中的氧化物主要为Fe、Si、Mn、Al、
10
Mg、Ti等的简单氧化物或复合氧化物。对于上限没有特别限定，多数情况下为500.0×10
2
个/m以下。需要说明的是，从钢板表面起到50μm为止的区域中的短轴长度超过0.8μm且小
于1.0μm的氧化物不会给本发明的效果带来较大的影响。
10 个/m时，无法得到本发明的弯曲性。另一方面，短轴长度超过1.0μm的氧化物超过1.0×
8 2
10个/m时，使弯曲性劣化。因此，从钢板表面起到50μm为止的区域中的氧化物设定为1.0×
10 2 10 2
10 个/m以上、优选设定为100.0×10 个/m以上，短轴长度超过1.0μm的氧化物设定为1.0
8 2 7 2
×10个/m以下、更优选设定为1.0×10个/m以下。需要说明的是，在钢板表面具有覆膜的
情况下，将钢基与覆膜的界面设为钢板表面。另外，本发明中的氧化物主要为Fe、Si、Mn、Al、
10
Mg、Ti等的简单氧化物或复合氧化物。对于上限没有特别限定，多数情况下为500.0×10
2
个/m以下。需要说明的是，从钢板表面起到50μm为止的区域中的短轴长度超过0.8μm且小
于1.0μm的氧化物不会给本发明的效果带来较大的影响。
[0090] 钢板内捕获氢：0.05质量ppm以上
[0091] 钢板内捕获氢量小于0.05质量ppm时，无法得到本发明的弯曲性。因此，钢板内捕获氢量设定为0.05质量ppm以上、优选设定为0.07质量ppm以上。需要说明的是，在本发明
中，捕获氢是指以200℃/小时进行升温脱附时在350℃以上时脱附的氢。特别优选将在350
～600℃下脱附的氢设定为0.05质量ppm以上，更优选将在450～600℃下脱附的氢设定为
0.05质量ppm以上。上限没有特别限定，钢板内捕获氢多数情况下为1.00质量ppm以下。弯曲
加工前，需要将钢板内捕获氢量设定为0.05质量ppm以上，但是，在弯曲加工后的制品中，如
果非弯曲加工部的钢板内捕获氢为0.05质量ppm以上，则视为弯曲加工部的钢板内捕获氢
为0.05质量ppm以上。
中，捕获氢是指以200℃/小时进行升温脱附时在350℃以上时脱附的氢。特别优选将在350
～600℃下脱附的氢设定为0.05质量ppm以上，更优选将在450～600℃下脱附的氢设定为
0.05质量ppm以上。上限没有特别限定，钢板内捕获氢多数情况下为1.00质量ppm以下。弯曲
加工前，需要将钢板内捕获氢量设定为0.05质量ppm以上，但是，在弯曲加工后的制品中，如
果非弯曲加工部的钢板内捕获氢为0.05质量ppm以上，则视为弯曲加工部的钢板内捕获氢
为0.05质量ppm以上。
[0092] 在本发明中，组织的面积率为各组织的面积在观察面积中所占的比例，这些面积率如下求出：从退火后的钢板切出样品，对与轧制方向平行的板厚截面进行研磨后，利用
3％硝酸乙醇溶液进行腐蚀，利用SEM(扫描电子显微镜)以1500倍的倍率对钢板表面附近和
沿板厚方向距钢板表面300μm的位置分别拍摄3个视野，由所得到的图像数据使用Media
Cybernetics公司制造的Image‑Pro求出各组织的面积率，将视野的平均面积率设为各组织
的面积率。在上述图像数据中，如下进行区分：铁素体为内部不含碳化物的黑色，上贝氏体
为内部不含取向一致的碳化物的灰色或暗灰色，残余奥氏体为白色或亮灰色，下贝氏体为
内部含有取向一致的碳化物的灰色或暗灰色，马氏体为白色或者内部含有具有多个取向的
碳化物的亮灰色或灰色或暗灰色，珠光体为黑色与白色的层状组织。另外，碳化物可以以白
色的点或线状的形式来区分。需要说明的是，在本发明中，如上所述，根据回火状态而存在
特征不同的马氏体，但没有将这些回火状态不同的马氏体特别地区别开，而是均作为马氏
体。
3％硝酸乙醇溶液进行腐蚀，利用SEM(扫描电子显微镜)以1500倍的倍率对钢板表面附近和
沿板厚方向距钢板表面300μm的位置分别拍摄3个视野，由所得到的图像数据使用Media
Cybernetics公司制造的Image‑Pro求出各组织的面积率，将视野的平均面积率设为各组织
的面积率。在上述图像数据中，如下进行区分：铁素体为内部不含碳化物的黑色，上贝氏体
为内部不含取向一致的碳化物的灰色或暗灰色，残余奥氏体为白色或亮灰色，下贝氏体为
内部含有取向一致的碳化物的灰色或暗灰色，马氏体为白色或者内部含有具有多个取向的
碳化物的亮灰色或灰色或暗灰色，珠光体为黑色与白色的层状组织。另外，碳化物可以以白
色的点或线状的形式来区分。需要说明的是，在本发明中，如上所述，根据回火状态而存在
特征不同的马氏体，但没有将这些回火状态不同的马氏体特别地区别开，而是均作为马氏
体。
[0093] 另外，如上所述，铁素体可以以内部不含碳化物的黑色的形式来区分，因此，还可以由上述图像数据导出长径比为3以上的伸展铁素体相的面积率。
[0094] 残余奥氏体相的面积率如下求出：将最终制造工序后的钢板磨削至板厚的1/4位置后，通过化学研磨进一步研磨0.1mm，针对由此得到的面，通过X射线衍射装置使用Mo的Kα
射线测定fcc铁(奥氏体相)的(200)面、(220)面、(311)面以及bcc铁(铁素体相)的(200面)、
(211)面、(220)面的积分反射强度，由来自fcc铁(奥氏体相)各面的积分反射强度相对于来
自bcc铁(铁素体相)各面的积分反射强度的强度比求出体积率，将该体积率的值作为面积
率的值。在本发明中，残余奥氏体相的面积率通过上述基于X射线衍射的方法求出。
射线测定fcc铁(奥氏体相)的(200)面、(220)面、(311)面以及bcc铁(铁素体相)的(200面)、
(211)面、(220)面的积分反射强度，由来自fcc铁(奥氏体相)各面的积分反射强度相对于来
自bcc铁(铁素体相)各面的积分反射强度的强度比求出体积率，将该体积率的值作为面积
率的值。在本发明中，残余奥氏体相的面积率通过上述基于X射线衍射的方法求出。
[0095] 对于钢板表层的氧化物，将相同样品利用0.05％硝酸乙醇溶液腐蚀，对从钢板表层到50μm为止的区域利用SEM以5000倍的倍率随机拍摄10个视野，根据所得到的图像数据，
使用Media Cybernetics公司制造的Image‑Pro，可以调查短轴长度为0.8μm以下的氧化物
的个数以及短轴长度超过0.8μm的氧化物的有无。在上述图像数据中，氧化物可以以白色的
点或线状的形式来区分。另外，钢板表层的马氏体的平均结晶粒径也根据上述表层的图像
数据算出。具体而言，根据图像数据求出马氏体的面积，将由该面积求出的圆等效直径设为
马氏体的结晶粒径，进行个数平均，由此算出马氏体的平均结晶粒径。需要说明的是，在马
氏体的平均结晶粒径的计算中，马氏体的晶界设定为原奥氏体晶界或与其他组织的晶界，
不包含板条束边界或板条块边界。
使用Media Cybernetics公司制造的Image‑Pro，可以调查短轴长度为0.8μm以下的氧化物
的个数以及短轴长度超过0.8μm的氧化物的有无。在上述图像数据中，氧化物可以以白色的
点或线状的形式来区分。另外，钢板表层的马氏体的平均结晶粒径也根据上述表层的图像
数据算出。具体而言，根据图像数据求出马氏体的面积，将由该面积求出的圆等效直径设为
马氏体的结晶粒径，进行个数平均，由此算出马氏体的平均结晶粒径。需要说明的是，在马
氏体的平均结晶粒径的计算中，马氏体的晶界设定为原奥氏体晶界或与其他组织的晶界，
不包含板条束边界或板条块边界。
[0096] 具有上述成分组成、钢组织等的本发明的拉伸强度(TS)为980MPa以上。TS的上限没有特别限定，从与其他特性的平衡的观点出发，优选为2200MPa以下。需要说明的是，TS的
测定方法如实施例中记载的那样，为如下所述的方法：在与轧制方向成直角的方向上裁取
‑3
JIS5号拉伸试验片(JIS Z2201)，进行依据应变速度设定为10 /秒的JIS Z 2241(1998)的
规定的拉伸试验。
测定方法如实施例中记载的那样，为如下所述的方法：在与轧制方向成直角的方向上裁取
‑3
JIS5号拉伸试验片(JIS Z2201)，进行依据应变速度设定为10 /秒的JIS Z 2241(1998)的
规定的拉伸试验。
[0097] 另外，本发明具有优良的弯曲性。具体而言，通过下述方法求出的最小弯曲半径R相对于板厚t的比(R/t)在TS为980MPa以上且小于1180MPa的范围内时为1.5以下、在TS为
1180MPa以上且小于1320MPa的范围内时为2.5以下、在TS为1320MPa以上且小于1600MPa的
范围内时为3.5以下、在TS为1600MPa以上且小于2100MPa的范围内时为5.0以下。
1180MPa以上且小于1320MPa的范围内时为2.5以下、在TS为1320MPa以上且小于1600MPa的
范围内时为3.5以下、在TS为1600MPa以上且小于2100MPa的范围内时为5.0以下。
[0098] (弯曲半径的测定方法)
[0099] 将与轧制方向平行的方向设定为弯曲试验轴向，裁取宽度为30mm、长度为100mm的长条形的试验片，进行弯曲试验。在冲程速度为50mm/s、按压载荷为10吨、按压保持时间为5
秒的条件下进行90°V弯曲试验，利用10倍的放大镜观察弯曲顶点的棱线部，求出没有发现
龟裂长度为0.5mm以上的龟裂的最小弯曲半径。
秒的条件下进行90°V弯曲试验，利用10倍的放大镜观察弯曲顶点的棱线部，求出没有发现
龟裂长度为0.5mm以上的龟裂的最小弯曲半径。
[0100] 另外，本发明的高强度钢板可以在表面具有由一个以上的层构成的覆膜。作为覆膜，可以例示有机覆膜、无机覆膜、无机有机复合覆膜等。通过具有覆膜，具有耐腐蚀性、防
锈性、耐延迟断裂性、美观性、润滑性、抗菌性等效果。
锈性、耐延迟断裂性、美观性、润滑性、抗菌性等效果。
[0101] 另外，本发明的高强度钢板可以在表面具有镀层。作为镀层，可以例示热镀锌层、电镀锌层、热镀铝层等中的任意一种。另外，镀层也可以是在热镀锌后实施合金化处理而成
的合金化热镀锌层。
的合金化热镀锌层。
[0102] 制造方法
[0103] 本发明的高强度钢板的制造方法具有：热轧工序，其中，将具有上述成分组成的钢坯加热、粗轧后以15MPa以上的压力进行去氧化皮处理，在800～950℃下实施精轧，精轧后
进行冷却，在550℃以下进行卷取，得到热轧板；根据需要进行的冷轧工序，其中，以20％以
上的压下率实施冷轧而得到冷轧板；退火工序，其中，加热至730～950℃，在该温度范围内
在氢浓度为1.0～35.0体积％且露点为‑35～15℃的气氛中保持10～1000秒；之后的冷却工
序，其中，以平均5℃/秒以上冷却至600℃，在超过Ms且600℃以下停止冷却，在超过Ms且600
℃以下的温度范围内停留1000秒以下，然后在Ms～50℃的温度范围内的平均冷却速度为
1.0℃/秒以上的条件下冷却至室温；之后的伸长轧制工序，其中，以0.05～1％的伸长率实
施轧制；以及时效处理工序，其中，在满足下述式的条件下实施时效处理。
进行冷却，在550℃以下进行卷取，得到热轧板；根据需要进行的冷轧工序，其中，以20％以
上的压下率实施冷轧而得到冷轧板；退火工序，其中，加热至730～950℃，在该温度范围内
在氢浓度为1.0～35.0体积％且露点为‑35～15℃的气氛中保持10～1000秒；之后的冷却工
序，其中，以平均5℃/秒以上冷却至600℃，在超过Ms且600℃以下停止冷却，在超过Ms且600
℃以下的温度范围内停留1000秒以下，然后在Ms～50℃的温度范围内的平均冷却速度为
1.0℃/秒以上的条件下冷却至室温；之后的伸长轧制工序，其中，以0.05～1％的伸长率实
施轧制；以及时效处理工序，其中，在满足下述式的条件下实施时效处理。
[0104] (273+T)×(20+log10(t))≥6800、T≤200
[0105] 其中，T为温度(℃)，t为时间(小时)。
[0106] 去氧化皮压力：15MPa以上
[0107] 去氧化皮压力小于15MPa时，氧化皮残留，在卷取后的冷却中因来自氧化皮的氧供给而容易在钢板表层生成粗大氧化物，使弯曲性劣化。因此，去氧化皮压力设定为15MPa以
上。上限没有特别限定，优选为75MPa以下。
上。上限没有特别限定，优选为75MPa以下。
[0108] 精轧温度：800～950℃
[0109] 精轧温度低于800℃时，生成铁素体，在热轧板的表层生成伸展铁素体，并且退火后仍残留，形成长径比为3以上的伸展铁素体晶粒，弯曲性劣化。另外，超过950℃时，在表层
的马氏体的平均粒径增大，弯曲性劣化。因此，精轧温度设定为800～950℃。关于下限，优选
为830℃以上。关于上限，优选为920℃以下。
的马氏体的平均粒径增大，弯曲性劣化。因此，精轧温度设定为800～950℃。关于下限，优选
为830℃以上。关于上限，优选为920℃以下。
[0110] 卷取温度：550℃以下
[0111] 卷取温度超过550℃时，在钢板表层生成短轴长度超过0.8μm的氧化物，无法得到本发明的弯曲性。因此，卷取温度设定为550℃以下、优选设定为500℃以下。下限没有特别
规定，从形状稳定性等观点出发，优选为250℃以上。
规定，从形状稳定性等观点出发，优选为250℃以上。
[0112] 冷轧压下率：20％以上
[0113] 冷轧不是必须的。在本发明中实施冷轧的情况下，需要将压下率设定为20％以上。小于20％时，退火时生成粗大的伸展铁素体，弯曲性劣化。因此，在实施冷轧的情况下，将其
压下率设定为20％以上、优选设定为30％以上。上限没有特别规定，从形状稳定性等观点出
发，优选为90％以下。
压下率设定为20％以上、优选设定为30％以上。上限没有特别规定，从形状稳定性等观点出
发，优选为90％以下。
[0114] 退火温度：730～950℃
[0115] 退火在不进行冷轧的情况下对热轧钢板进行、在进行冷轧的情况下对冷轧钢板进行。退火温度低于730℃时，奥氏体的生成不充分。因退火而生成的奥氏体通过贝氏体相变
或马氏体相变而变为最终组织中的马氏体或贝氏体，因此，奥氏体的生成不充分时，无法得
到期望的钢组织。另一方面，超过950℃时，生成粗粒，这种情况下也无法得到期望的钢组
织。因此，退火温度设定为730～950℃。关于下限，优选为750℃以上。关于上限，优选为930
℃以下。
或马氏体相变而变为最终组织中的马氏体或贝氏体，因此，奥氏体的生成不充分时，无法得
到期望的钢组织。另一方面，超过950℃时，生成粗粒，这种情况下也无法得到期望的钢组
织。因此，退火温度设定为730～950℃。关于下限，优选为750℃以上。关于上限，优选为930
℃以下。
[0116] 退火保持时间：10～1000秒
[0117] 退火保持时间小于10秒时，奥氏体的生成不充分，无法得到期望的钢组织或捕获氢量。另一方面，超过1000秒时，生成粗粒，无法得到本发明的显微组织。因此，退火保持时
间设定为10～1000秒。关于下限，优选设定为30秒以上。关于上限，优选设定为500秒以下。
需要说明的是，在本发明中退火保持时间是指在上述退火温度范围内的停留时间，无需一
定保持恒定，也包括在730～950℃的范围内的加热、冷却状态。
间设定为10～1000秒。关于下限，优选设定为30秒以上。关于上限，优选设定为500秒以下。
需要说明的是，在本发明中退火保持时间是指在上述退火温度范围内的停留时间，无需一
定保持恒定，也包括在730～950℃的范围内的加热、冷却状态。
[0118] 在730～950℃的温度范围内的气氛中氢浓度：1.0～35.0体积％
[0119] 在730～950℃的温度范围内的气氛中氢浓度小于1.0体积％时，无法得到期望的捕获氢量。另一方面，超过35.0体积％时，因氢脆而操作中的钢板断裂的风险增大。因此，在
730～950℃的温度范围内的气氛中的氢浓度设定为1.0～35.0体积％。关于下限，优选为
4.0体积％以上。关于上限，优选设定为32.0体积％以下。
730～950℃的温度范围内的气氛中的氢浓度设定为1.0～35.0体积％。关于下限，优选为
4.0体积％以上。关于上限，优选设定为32.0体积％以下。
[0120] 在730～950℃的温度范围内的露点：‑35～15℃
[0121] 在730～950℃的温度范围内的露点低于‑35℃时，内部氧化不充分。另一方面，超过15℃时，产生啄印而阻碍操作稳定性。因此，在730～950℃的温度范围内的露点为‑35～
15℃，关于下限，优选为‑30℃以上。关于上限，优选为5℃以下。
15℃，关于下限，优选为‑30℃以上。关于上限，优选为5℃以下。
[0122] 从退火温度到600℃的平均冷却速度：5℃/秒以上
[0123] 从退火温度到600℃的平均冷却速度小于5℃/秒时，生成过量的多边形铁素体，无法得到本发明的显微组织。因此，从退火温度到600℃的平均冷却速度设定为5℃/秒以上、
优选设定为8℃/秒以上。上限没有特别限定，优选为1500℃/秒以下。
优选设定为8℃/秒以上。上限没有特别限定，优选为1500℃/秒以下。
[0124] 冷却停止温度：超过Ms且600℃以下
[0125] 冷却停止温度为Ms以下时，生成回火马氏体，导致TS的降低、弯曲性的劣化。另一方面，超过600℃时，生成过量的多边形铁素体，无法得到期望的钢组织。因此，冷却停止温
度设定为超过Ms且600℃以下。关于下限，优选为440℃以上。关于上限，优选设定为560℃以
下。
度设定为超过Ms且600℃以下。关于下限，优选为440℃以上。关于上限，优选设定为560℃以
下。
[0126] 在Ms～600℃内的停留时间：1000秒以下
[0127] 在Ms～600℃内的停留时间超过1000秒时，铁素体相变、贝氏体相变的进行变得过量，或者生成过量的珠光体而无法得到期望的钢组织，或者捕获氢量减少而弯曲性劣化。因
此，在Ms～600℃内的停留时间设定为1000秒以下、优选设定为500秒以下、更优选设定为
200秒以下。关于下限，优选为5秒以上、更优选为10秒以上。需要说明的是，冷却后，可以在
加热至期望的温度后停留。
此，在Ms～600℃内的停留时间设定为1000秒以下、优选设定为500秒以下、更优选设定为
200秒以下。关于下限，优选为5秒以上、更优选为10秒以上。需要说明的是，冷却后，可以在
加热至期望的温度后停留。
[0128] Ms～50℃的温度范围：1.0℃/秒以上
[0129] Ms～50℃的温度范围的平均冷却速度小于1.0℃/秒时，氢扩散而无法得到期望的捕获氢量。因此，Ms～50℃的温度范围的平均冷却速度设定为1.0℃/秒以上。关于上限，优
选为1500℃/秒以下。本冷却的冷却停止温度为室温。室温是指15～25℃。
选为1500℃/秒以下。本冷却的冷却停止温度为室温。室温是指15～25℃。
[0130] 伸长轧制(平整轧制)的伸长率：0.05～1％
[0131] 伸长轧制的伸长率小于0.05％时，无法得到期望的捕获氢量。另一方面，伸长率超过1％时，表层的氧化物有可能发生剥落。因此，伸长轧制的伸长率设定为0.05～1％。关于
下限，优选为0.10％以上。关于上限，优选设定为0.7％以下、更优选设定为0.5％以下。
下限，优选为0.10％以上。关于上限，优选设定为0.7％以下、更优选设定为0.5％以下。
[0132] 伸长轧制后的时效处理：(273+T)×(20+log10(t))≥6800、T≤200，其中，T为温度(℃)，t为时间(小时)
[0133] 通过使伸长轧制后的时效处理条件满足上述，氢被钢中氧化物捕获，能得到期望的捕获氢量。在偏离上述条件时，氢的捕获状态发生变化，无法得到本发明的弯曲性。因此，
伸长轧制后的时效处理设定为满足(273+T)×(20+log10(t))≥6800、T≤200。其中，T设为温
度(℃)，t设为时间(小时)。
伸长轧制后的时效处理设定为满足(273+T)×(20+log10(t))≥6800、T≤200。其中，T设为温
度(℃)，t设为时间(小时)。
[0134] 制造方法的其他条件没有特别限定，例如优选在以下条件下进行。
[0135] 为了防止宏观偏析，钢坯优选通过连铸法来制造，也可以通过铸锭法、薄板坯铸造法来制造。为了对钢坯进行热轧，可以将钢坯暂时冷却至室温，然后进行再加热而进行热
轧；也可以在不使钢坯冷却至室温的情况下装入加热炉中进行热轧。或者也可以应用略微
进行保温后立即进行热轧的节能工艺。对钢坯进行加热的情况下，为了使碳化物溶解、或者
防止轧制载荷的增大，优选加热至1100℃以上。另外，为了防止氧化皮损耗的增大，钢坯的
加热温度优选设定为1300℃以下。需要说明的是，钢坯温度为钢坯表面的温度。对钢坯进行
热轧时，也可以对粗轧后的粗棒进行加热。另外，也可以应用将粗棒彼此接合并连续地进行
精轧的所谓的连续轧制工艺。另外，在热轧中，为了减小轧制载荷、形状和材质的均匀化，优
选在精轧的全部道次或一部分道次进行摩擦系数为0.10～0.25的润滑轧制。
轧；也可以在不使钢坯冷却至室温的情况下装入加热炉中进行热轧。或者也可以应用略微
进行保温后立即进行热轧的节能工艺。对钢坯进行加热的情况下，为了使碳化物溶解、或者
防止轧制载荷的增大，优选加热至1100℃以上。另外，为了防止氧化皮损耗的增大，钢坯的
加热温度优选设定为1300℃以下。需要说明的是，钢坯温度为钢坯表面的温度。对钢坯进行
热轧时，也可以对粗轧后的粗棒进行加热。另外，也可以应用将粗棒彼此接合并连续地进行
精轧的所谓的连续轧制工艺。另外，在热轧中，为了减小轧制载荷、形状和材质的均匀化，优
选在精轧的全部道次或一部分道次进行摩擦系数为0.10～0.25的润滑轧制。
[0136] 卷取后的钢板通过酸洗等除去氧化皮后，实施退火、热镀锌。一部分热轧板可以在退火前实施冷轧。
[0137] 另外，可以在退火工序后的任意一个工序中实施覆膜赋予处理。作为覆膜赋予处理，可以例示在辊涂、电沉积、浸渍等条件下进行的处理。
[0138] 在本发明的高强度钢板的制造方法为在表面具有镀层的高强度钢板的制造方法的情况下，本发明的制造方法进一步在冷却工序中实施镀覆处理。
[0139] 镀覆处理的方法可以根据形成的镀层而采用通常的方法。另外，热镀锌处理的情况下，可以进行合金化处理。
[0140] 实施例
[0141] 以下，基于实施例对本发明进行具体说明。本发明的技术范围并非限定于下述实施例。
[0142] 将表1所示成分组成的钢(余量为Fe和不可避免的杂质)利用实验室的真空熔化炉熔炼，进行轧制而制成钢坯。将这些钢坯加热至1200℃后进行粗轧，在表2‑1所示的条件下
实施热轧，制成热轧板(HR)。接着，一部分冷轧至1.4mm而制成冷轧板(CR)。将所得到的热轧
板和冷轧板供于退火。关于退火，在实验室中使用热处理、并且针对一部分样品使用镀覆处
理装置，在表2‑1和表2‑2所示的条件下进行，制作冷轧钢板(CR)、热镀锌钢板(GI)和合金化
2
热镀锌钢板(GA)1～34。热镀锌钢板通过浸渍在465℃的镀浴中、形成附着量为35～45g/m
的镀层而制作，合金化镀锌钢板通过在镀层形成后进行在500～600℃下保持1～60秒的合
金化处理而制作。镀覆处理后以8℃/秒冷却至室温。
实施热轧，制成热轧板(HR)。接着，一部分冷轧至1.4mm而制成冷轧板(CR)。将所得到的热轧
板和冷轧板供于退火。关于退火，在实验室中使用热处理、并且针对一部分样品使用镀覆处
理装置，在表2‑1和表2‑2所示的条件下进行，制作冷轧钢板(CR)、热镀锌钢板(GI)和合金化
2
热镀锌钢板(GA)1～34。热镀锌钢板通过浸渍在465℃的镀浴中、形成附着量为35～45g/m
的镀层而制作，合金化镀锌钢板通过在镀层形成后进行在500～600℃下保持1～60秒的合
金化处理而制作。镀覆处理后以8℃/秒冷却至室温。
[0143] 对所得到的热镀锌钢板、合金化热镀锌钢板实施伸长轧制(平整轧制)和时效处理后，按照以下的试验方法，对拉伸特性、弯曲性进行评价。将结果示于表3中。需要说明的是，
通过上述方法进行的钢组织(显微组织)的观察结果、特定区域的氧化物的观察结果也示于
表3中。但是，对于与粗大氧化物有关的项目，将从钢板表面起到50μm为止的区域中的短轴
8 2
长度超过1.0μm的粗大氧化物为1.0×10个/m以下的情况记为“无”，将从钢板表面起到50μ
8 2
m为止的区域中的短轴长度超过1.0μm的粗大氧化物超过1.0×10个/m的情况记为“有”。
通过上述方法进行的钢组织(显微组织)的观察结果、特定区域的氧化物的观察结果也示于
表3中。但是，对于与粗大氧化物有关的项目，将从钢板表面起到50μm为止的区域中的短轴
8 2
长度超过1.0μm的粗大氧化物为1.0×10个/m以下的情况记为“无”，将从钢板表面起到50μ
8 2
m为止的区域中的短轴长度超过1.0μm的粗大氧化物超过1.0×10个/m的情况记为“有”。
[0144] <拉伸试验>
[0145] 从退火板沿与轧制方向成直角的方向裁取JIS5号拉伸试验片(JIS Z2201)，进行‑3
依据应变速度设定为10 /秒的JIS Z 2241(1998)的规定的拉伸试验，求出TS。需要说明的
是，在本发明中将980MPa以上设为合格。
依据应变速度设定为10 /秒的JIS Z 2241(1998)的规定的拉伸试验，求出TS。需要说明的
是，在本发明中将980MPa以上设为合格。
[0146] <弯曲性>
[0147] 将与轧制方向平行的方向设为弯曲试验轴向，从退火板裁取宽度为30mm、长度为100mm的长条形的试验片，进行弯曲试验。在冲程速度为50mm/秒、按压载荷为10吨、按压保
持时间为5秒的条件下进行90°V弯曲试验，利用10倍的放大镜对弯曲顶点的棱线部进行观
察，求出没有发现龟裂长度为0.5mm以上的龟裂的最小弯曲半径。算出最小弯曲半径R相对
于板厚t的比(R/t)，利用该比(R/t)来评价弯曲性。
持时间为5秒的条件下进行90°V弯曲试验，利用10倍的放大镜对弯曲顶点的棱线部进行观
察，求出没有发现龟裂长度为0.5mm以上的龟裂的最小弯曲半径。算出最小弯曲半径R相对
于板厚t的比(R/t)，利用该比(R/t)来评价弯曲性。
[0148] <捕获氢量>
[0149] 从退火板裁取长度为30mm、宽度为5mm的试验片，用碱除去镀层后，进行捕获氢量和氢的释放峰的测定。测定设定为升温脱附分析法，升温速度设定为200℃/小时。从室温连
续加热至800℃后，冷却至室温，再次以200℃/小时的升温速度加热至800℃。将第一次与第
二次加热的氢释放的差值设为氢释放量，将其中在350～600℃下检测到的氢设为捕获氢。
将结果示于表3中。
续加热至800℃后，冷却至室温，再次以200℃/小时的升温速度加热至800℃。将第一次与第
二次加热的氢释放的差值设为氢释放量，将其中在350～600℃下检测到的氢设为捕获氢。
将结果示于表3中。
[0150]
[0151]
[0152]
[0153]
[0154] 就发明例而言，R/t在TS为980MPa以上且小于1180MPa的范围内时为1.5以下、在TS为1180MPa以上且小于1320MPa的范围内时为2.5以下、在TS为1320MPa以上且小于1600MPa
的范围内时为3.5以下、在TS为1600MPa以上且小于2100MPa的范围内时为5.0以下。另一方
面，在本发明的范围以外的比较例没有得到期望的TS、弯曲性中的某一项。
的范围内时为3.5以下、在TS为1600MPa以上且小于2100MPa的范围内时为5.0以下。另一方
面，在本发明的范围以外的比较例没有得到期望的TS、弯曲性中的某一项。
[0155] 产业上的可利用性
[0156] 如果将本发明的高强度钢板用于汽车部件用途，则能够大大地有助于改善汽车的碰撞安全性以及提高燃料效率。