WO2016113780A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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船川　義正
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet excellent in bending workability having a tensile strength of 980 MPa or more and a method for producing the same.
  • the high-strength steel sheet of the present invention can be suitably used as a material for automobile parts and the like.
  • the variation in mechanical properties within the product tends to increase, and as the variation in mechanical properties increases, the variation in bending workability within the product also increases. It is important that the variation in bending workability in the product does not increase. For example, when manufacturing parts by foam molding with many bending parts, the stability of bending workability in the product improves the component yield. Is required from the viewpoint of.
  • product means a high-strength steel plate. Therefore, “the variation in the mechanical properties in the product” means that the measurement result varies when the measurement points of the bending workability are different. And what becomes a problem here is the variation in the width direction of the steel plate which is a product.
  • Patent Document 1 discloses a high-proportional steel plate excellent in bending workability and a manufacturing method thereof. Specifically, cold rolling is performed on a steel sheet having a specific component composition, and annealing is performed in a specific temperature range below the recrystallization temperature, thereby causing rearrangement of dislocations while suppressing excessive recovery. A method for improving the bending workability as well as the proportional limit is disclosed. In Patent Document 1, bending workability is evaluated by a 90 ° V bending test. However, in Patent Document 1, since no consideration is given to the evaluation position, it can be said that Patent Document 1 does not improve the stability of bending workability. Furthermore, in the method described in Patent Document 1, long-term annealing by a batch annealing furnace is essential after cold rolling, and there is a problem that productivity is inferior compared with continuous annealing.
  • Patent Document 2 discloses a steel sheet excellent in bending workability and drilling resistance. Specifically, the steel sheet is rapidly cooled after rolling, or reheated after the rolling and rapidly cooled to obtain a martensite main structure or a mixed structure of martensite and lower bainite, and the content of Mn / C is within the C content range. A method for improving the bending workability by setting the value constant is disclosed. In Patent Document 2, bending workability is evaluated by a push bending method. However, since Patent Document 2 does not consider the evaluation position at all, it can be said that Patent Document 2 does not improve the stability of bending workability. Furthermore, Patent Document 2 does not disclose the tensile strength although there is a regulation of Brinell hardness.
  • Patent Document 3 discloses a high-tensile steel plate having excellent bendability and a method for manufacturing the same. Specifically, after heating and roughly rolling a steel having a specific component composition, starting at 1050 ° C. or less, performing hot finish rolling completed at Ar 3 points to Ar 3 + 100 ° C., then 20 ° C. Cooled at a cooling rate of less than / sec., Wound up at 600 ° C. or higher, pickled, cold-rolled at a reduction rate of 50 to 70%, annealed in the ( ⁇ + ⁇ ) two phase region for 30 to 90 seconds, and 550 ° C.
  • a method of obtaining a steel sheet having good adhesion bending in rolling direction bending, width direction bending and 45 ° direction bending is disclosed by cooling up to 5 ° C./second or more.
  • bending workability is evaluated by contact bending.
  • the stability of bending workability is not improved in Patent Document 3.
  • the tensile properties are evaluated by a tensile test, but the strength is less than 980 MPa, and it cannot be said that the strength is sufficient as a high-strength steel plate used for automobiles.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and an object of the present invention is to provide a high-strength steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more and a stable and excellent bending workability in a product, and a method for producing the same.
  • the present inventors have intensively studied from the viewpoint of the component composition and the structure (metal structure) of the steel sheet. As a result, it has been found that adjusting the component composition to an appropriate range and appropriately controlling the metal structure is extremely important in solving the above problems.
  • a composite structure including two phases of a ferrite phase and a martensite phase or a bainite phase.
  • This composite structure is obtained by cooling the steel sheet to a predetermined temperature after annealing.
  • the B (boron) content of the steel sheet surface layer decreases due to the atmosphere during annealing or cooling to obtain the above composite structure, the hardenability of the surface layer decreases, and the area ratio of the ferrite phase of the surface layer increases.
  • C Due to the increase in the area ratio of the ferrite phase, C may be concentrated in the austenite, and a hard martensite phase and / or a bainite phase may be generated on the surface layer.
  • a surface layer (it may be described as a steel plate surface layer and a plate
  • the present inventors are stable in the product while the tensile strength is 980 MPa or more by defining the component composition of the steel sheet (especially the amount of Sb added is important) and the structure. It has been found that the steel sheet has good bending workability. In other words, the strength and ductility are ensured by defining the area ratio of the ferrite phase as a structure, and the strength and bendability are controlled by appropriately controlling the area ratio of the bainite phase and / or martensite phase and cementite as the second phase. Secured. Furthermore, by appropriately controlling the area ratio of the ferrite phase of the surface layer and the particle diameter and area ratio of the martensite phase and / or bainite phase, it is possible to stably obtain high bending workability in the product.
  • the present invention is based on the above findings, and features are as follows.
  • the composition of the component is% by mass, further Cr: 0.30% or less, V: 0.10% or less, Mo: 0.20% or less, Cu: 0.10% or less, Ni: 0.00.
  • [5] A method for producing a high-strength steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more, which is described in any one of [1], [3], and [4], and a steel material having a component composition not containing Sb, Ar It is finish-rolled at a temperature of 3 or more points and wound at a temperature of 600 ° C. or lower, a pickling step for pickling hot-rolled steel sheets after the hot rolling, and pickling in the pickling step.
  • the heated steel sheet is heated to a temperature range of 570 ° C. or higher at an average heating rate of 2 ° C./s or higher, and the holding time in which the steel plate is in the temperature range of 760 to (Ac 3 ⁇ 5) ° C.
  • the steel sheet is cooled to a temperature range of 650 to 720 ° C. at an average cooling rate of 1 to 8 ° C./s, and the holding time in which the steel sheet is in the temperature range is set to 10 to 40 seconds, and the average cooling rate of 5 to 50 ° C./s is 400.
  • the steel sheet is cooled to a temperature range of less than or equal to °C.
  • a method for producing a high-strength steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more which is described in any one of [2] to [4] and has a component composition containing Sb: 0.005 to 0.015%
  • a hot rolling process in which a steel material is finish-rolled at a temperature of Ar 3 or higher and wound at a temperature of 600 ° C. or lower, a pickling process for pickling hot-rolled steel sheets after the hot rolling, and the pickling pickled steel sheet in step, 2 ° C. / s and heated to a temperature range of not lower than 570 ° C.
  • the holding time of the steel sheet in the temperature range is set to 10 to 50 seconds, and 5 to 50 ° C./s.
  • a high-strength steel sheet excellent in bending workability with a tensile strength of 980 MPa or more can be obtained.
  • the high-strength steel sheet of the present invention is stable and excellent in bending workability in the product. For this reason, for example, if the high-strength steel sheet of the present invention is used for an automobile structural member, it contributes to weight reduction of the vehicle body. By reducing the weight of the vehicle body, the fuel efficiency of the automobile is improved and the yield of parts is also increased. Therefore, the industrial utility value of the present invention is remarkably great.
  • the component composition of the high-strength steel sheet of the present invention is, in mass%, C: 0.070 to 0.100%, Si: 0.30 to 0.70%, Mn: 2.20 to 2.80%, P: 0.025% or less, S: 0.0020% or less, Al: 0.020 to 0.060%, N: 0.0050% or less, Nb: 0.010 to 0.060%, Ti: 0.010 to It is a component composition containing 0.030%, B: 0.0005 to 0.0030%, and Ca: 0.0015% or less as essential components.
  • % representing the content of a component means “% by mass”.
  • C 0.070 to 0.100%
  • C is an essential element for securing a desired strength and combining the structure to improve the strength and ductility. In order to acquire this effect, it is necessary to make C content 0.070% or more. On the other hand, when the C content exceeds 0.100%, the strength is remarkably increased and the desired bending workability cannot be obtained. Therefore, the C content is within the range of 0.070 to 0.100%.
  • Si 0.30 to 0.70%
  • Si is an effective element for strengthening steel without significantly reducing the ductility of the steel.
  • Si is an important element for controlling the area ratio of the ferrite phase in the surface layer, the area ratio of the bainite phase having a particle size of more than 5 ⁇ m and / or the martensite phase having a particle size of more than 5 ⁇ m.
  • the Si content is set to 0.30 to 0.70%.
  • it is 0.50 to 0.70%. More preferably, it is 0.55 to 0.70%.
  • Mn 2.20-2.80% Mn, like C, is an essential element for ensuring a desired strength. Mn is an important element for stabilizing the austenite phase and suppressing the formation of ferrite during the cooling of continuous annealing. In order to acquire the said effect, it is necessary to make Mn content 2.20% or more. However, if the Mn content exceeds 2.80%, the area ratio of the second phase structure becomes excessive, and the bending workability decreases. Therefore, the Mn content is 2.80% or less. Preferably, it is 2.40 to 2.80%. More preferably, it is 2.50 to 2.80%.
  • P 0.025% or less
  • P is an element effective for strengthening steel, and may be added according to the strength level of the steel sheet.
  • the P content is preferably 0.005% or more.
  • the P content is 0.025% or less.
  • the P content is preferably 0.020% or less.
  • S 0.0020% or less
  • S is a nonmetallic inclusion such as MnS.
  • the S content is set to 0.0020% or less.
  • the S content is preferably 0.0015% or less.
  • Al 0.020 to 0.060%
  • Al is an element added for deoxidation of steel.
  • the Al content needs to be 0.020% or more.
  • the Al content is set in the range of 0.020 to 0.060%.
  • N 0.0050% or less
  • the B content which increases the hardenability during cooling of continuous annealing, decreases, the area ratio of the ferrite phase in the surface layer increases excessively, and bending work is performed. Deteriorates. Therefore, in the present invention, the N content is preferably as small as possible. Therefore, the N content is 0.0050% or less, preferably 0.0040% or less.
  • Nb 0.010 to 0.060%
  • Nb is an element that forms carbonitrides in steel and is effective in increasing the strength and refining of the steel.
  • the Nb content is set to 0.010% or more.
  • the Nb content is in the range of 0.010 to 0.060%.
  • it is 0.020 to 0.050%.
  • Ti 0.010 to 0.030%
  • Ti forms a carbonitride in steel and is an element effective for increasing the strength and refining of the steel. Further, Ti suppresses the formation of B nitride that causes a decrease in hardenability. In order to obtain such an effect, the Ti content is set to 0.010% or more. On the other hand, when the Ti content exceeds 0.030%, the strength rises remarkably and the desired bending workability cannot be obtained. Therefore, the Ti content is within the range of 0.010 to 0.030%. Preferably, it is 0.012 to 0.022%.
  • B 0.0005 to 0.0030%
  • B is an important element for enhancing the hardenability of the steel and suppressing the formation of ferrite during the cooling of continuous annealing.
  • B is an effective element for controlling the area ratio of the ferrite phase of the surface layer.
  • the B content is set to 0.0005% or more.
  • the B content is within the range of 0.0005 to 0.0030%. Preferably, it is 0.0005 to 0.0025%.
  • Ca 0.0015% or less
  • Ca is an oxide that extends in the rolling direction. In the bending test, the interface between the oxide and the metal structure tends to crack. Therefore, the Ca content decreases bending workability. For this reason, it is better that the Ca content is as low as possible.
  • the Ca content is set to 0.0015% or less.
  • the Ca content is preferably 0.0007% or less. More preferably, it is 0.0003% or less.
  • the component composition of the present invention may be a component composition containing Sb in addition to the above components.
  • Sb 0.005 to 0.015%
  • Sb is an important element in the present invention. That is, in the annealing process of continuous annealing, Sb is concentrated in the steel surface layer, thereby suppressing the reduction of the B content existing in the steel surface layer. For this reason, the area ratio of the ferrite phase of the surface layer can be controlled within a desired range by Sb. Furthermore, the area ratio of the bainite phase having a particle size of more than 5 ⁇ m and / or the martensite phase having a particle size of more than 5 ⁇ m in the surface layer can be controlled. In order to obtain such an effect, the Sb content is set to 0.005% or more.
  • Sb is set in the range of 0.005 to 0.015%.
  • the content is 0.008 to 0.012%.
  • the component composition of the present invention may be a component composition containing one or more elements selected from Cr, V, Mo, Cu, and Ni as optional components in addition to the above components.
  • Cr and V can be added for the purpose of improving the hardenability of the steel and increasing the strength.
  • Mo is an element effective for strengthening the hardenability of steel and can be added for the purpose of increasing the strength.
  • Cu and Ni are elements that contribute to strength, and can be added for the purpose of strengthening steel. The upper limit of each element is the amount at which the effect is saturated. From the above, in order to obtain the above effect by adding these elements, the content is as follows: Cr is 0.30% or less, V is 0.10% or less, Mo is 0.20% or less, and Cu is 0.10%. % Or less, Ni is 0.10% or less.
  • Cr is 0.04 to 0.30%
  • V is 0.04 to 0.10%
  • Mo is 0.04 to 0.20%
  • Cu is 0.05 to 0.10%
  • Ni is 0. .05-0.10%.
  • the component composition of the present invention may further contain REM as an optional component.
  • REM is added for the purpose of spheroidizing the sulfide shape and improving bending workability.
  • the lower limit of the REM content is a minimum amount at which a desired effect is obtained, and the upper limit is an amount at which the effect is saturated. From the above, in order to obtain the above effect by adding REM, the content is made 0.0010 to 0.0050%.
  • the balance other than the above components and optional components is Fe and inevitable impurities.
  • the structure of the high-strength steel sheet of the present invention is a structure containing, in terms of area ratio, a ferrite phase of 30% or more, a bainite phase and / or a martensite phase of 40 to 65%, and cementite of 5% or less.
  • the area ratio of the ferrite phase containing 40 to 55% by area ratio and the bainite phase having a particle diameter of more than 5 ⁇ m and / or the martensite phase having a particle diameter of more than 5 ⁇ m is set to 20% or less.
  • Area ratio of ferrite phase 30% or more In order to ensure ductility, it is necessary to contain a ferrite phase with an area ratio of 30% or more. Preferably, it is 35% or more.
  • Area ratio of bainite phase and / or martensite phase 40 to 65%
  • the area ratio of the bainite phase and / or martensite phase is set to 40% or more.
  • the area ratio of a bainite phase and / or a martensite phase shall be 65% or less.
  • a preferred range of the area ratio of the bainite phase and / or martensite phase is 45 to 60%.
  • the bainite phase in the present invention includes both so-called upper bainite in which plate-like cementite is deposited along the interface of lath-like ferrite and so-called lower bainite in which cementite is finely dispersed in lath-like ferrite.
  • the bainite phase and / or the martensite phase can be easily distinguished by a scanning electron microscope (SEM).
  • SEM scanning electron microscope
  • the total area ratio is preferably 40 to 65%, and the total area ratio is preferably 45 to 60%.
  • cementite area ratio 5% or less In order to secure good bending workability, the cementite area ratio needs to be 5% or less. If the area ratio of cementite exceeds 5%, bending workability deteriorates. Moreover, the cementite as used in the field of this invention is cementite which exists independently (it exists in a crystal grain boundary), without being contained in any metal structure.
  • a retained austenite phase can be included as a structure other than the ferrite phase, bainite phase, martensite phase, and cementite.
  • the area ratio of the retained austenite phase is desirably 5% or less. Since the area ratio of other phases is preferably 5% or less, the total amount of ferrite phase, bainite phase, martensite phase, and cementite is preferably 95% or more in terms of area ratio.
  • the metal structure of ferrite phase, bainite phase, martensite phase, and cementite was corroded with 3% nital after polishing the plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel plate, and was scanned with a scanning electron microscope (SEM) over 10 fields of view at 2000 times magnification ) At a thickness of 1/4 position (in the cross section, a position of 1/4 in the thickness direction from the surface), and the image is image analysis software “Image Pro Plus ver. 4.0” manufactured by Media Cybernetics. And the area ratio of each phase can be obtained.
  • the area ratio of the ferrite phase and cementite is determined by visual determination using a structural photograph taken with an SEM, the area ratio of each of the ferrite phase and cementite is obtained by image analysis, and this is divided by the area analyzed by image analysis. Area ratio. Since the metal structure of the present invention is a ferrite phase, residual austenite, and the remainder other than cementite is a bainite phase and / or martensite phase, the area ratio of the bainite phase and / or martensite phase is other than ferrite phase, residual austenite, and cementite. Area ratio.
  • the bainite referred to in the present invention includes so-called upper bainite in which plate-like cementite is deposited along the interface of lath-like ferrite and so-called lower bainite in which cementite is finely dispersed in lath-like ferrite.
  • the residual austenite phase was obtained by grinding a steel plate from the surface in the plate thickness direction, and then polishing the surface further polished by 0.1 mm by chemical polishing so that the plate thickness 1/4 position was exposed from the surface using an X-ray diffractometer. Measure the integrated intensity of the (200), (220), (311) and fcc iron (200), (211), and (220) planes using fcc iron.
  • the amount of retained austenite was determined from the value, and was defined as the area ratio of the retained austenite phase.
  • the area ratio of each phase is obtained for each measurement field, and these values are averaged (10 fields) to obtain the area ratio of each phase.
  • the ferrite layer in the surface layer that is a region from the surface to the thickness direction of 50 ⁇ m in the thickness direction contains 40 to 55% of the ferrite phase by area ratio in the surface layer that is the region from the surface to the thickness direction of 50 ⁇ m.
  • the appearance of the ferrite layer on the surface layer is an important indicator of the quality of the high-strength steel sheet of the present invention.
  • the ferrite phase of the surface layer plays a role of dispersing strain applied to the steel sheet by bending.
  • the area ratio of the ferrite phase of the surface layer needs to be 40% or more.
  • the area ratio of the ferrite phase of the surface layer exceeds 55%, C is excessively concentrated and hardened in the second phase (bainite phase and / or martensite phase), and the hardness difference between the ferrite and the second phase is large. As a result, bending workability deteriorates. Therefore, the area ratio of the ferrite phase of the surface layer is set to 55% or less.
  • the area ratio of the ferrite phase is preferably 45 to 55%.
  • the area ratio of the bainite phase having a particle size of more than 5 ⁇ m and / or the martensite phase having a particle size of more than 5 ⁇ m in the surface layer is made 20% or less in total.
  • a bainite phase having a particle size of more than 5 ⁇ m and / or a martensite phase having a particle size of more than 5 ⁇ m and a ferrite phase during bending work exceeds 20%, a bainite phase having a particle size of more than 5 ⁇ m and / or a martensite phase having a particle size of more than 5 ⁇ m and a ferrite phase during bending work. Voids generated at the interface are connected as processing progresses, and bending workability deteriorates.
  • the area ratio of the bainite phase having a particle size of more than 5 ⁇ m and / or the martensite phase having a particle size of more than 5 ⁇ m is 20% or less (including 0). Preferably it is 15% or less. When only one of “total” is included, the other is calculated as “0”.
  • the reason for using 5 ⁇ m as a reference is that when the particle size of the second phase is 5 ⁇ m or less, generation of voids at the interface with the ferrite can be greatly suppressed.
  • the area ratio of the ferrite phase is 50 ⁇ m from the steel plate surface to the steel plate thickness direction on the polished surface after corrosion at a magnification of 2000 ⁇ after polishing the plate thickness section parallel to the steel plate rolling direction and corroding with 3% nital. This area is observed with a scanning electron microscope (SEM) over 10 fields of view, and the image is obtained by an image analysis process using image analysis software “Image Pro Plus ver. 4.0” manufactured by Media Cybernetics. be able to. That is, the ferrite phase can be classified on the digital image by image analysis, image processing can be performed, and the area ratio of the ferrite phase can be obtained for each measurement visual field. These values were averaged (10 fields of view) to obtain the surface area ferrite phase area ratio.
  • the grain size and area ratio of the bainite phase and / or martensite phase in the surface layer are the same as the positions where the ferrite phase is quantified, using the SEM photograph of 1000 to 3000 times, and the bainite phase and / or martensite.
  • the phases were identified, and the particle size (equivalent circle diameter) and area ratio were calculated by image analysis.
  • the total area ratio was determined for the bainite phase having a particle size of more than 5 ⁇ m and / or the martensite phase having a particle size of more than 5 ⁇ m.
  • the area ratio was obtained from 10 fields of view, and this was averaged to obtain the area ratio of the bainite phase having a particle size of more than 5 ⁇ m and / or the martensite phase having a particle size of more than 5 ⁇ m.
  • the manufacturing method of a high-strength steel sheet has a hot rolling process, a pickling process, and a continuous annealing process. Moreover, it is preferable that the manufacturing method of this invention has a cold rolling process between a pickling process and a continuous annealing process.
  • the temperature is the surface temperature of a steel plate or the like.
  • the average heating rate and average cooling rate are values obtained by calculation based on the surface temperature.
  • the average heating rate is expressed by ((heating reached temperature ⁇ heating start temperature) / heating time).
  • the heating start temperature which is the temperature of the steel plate after pickling is room temperature.
  • the average cooling rate is represented by ((cooling start temperature ⁇ cooling stop temperature) / cooling time).
  • the hot rolling process is a process in which a steel material having a component composition is finish-rolled at a temperature of Ar 3 or higher and wound at a temperature of 600 ° C or lower.
  • the steel material can be manufactured by melting molten steel having the above-described component composition by a melting method using a converter or the like, and casting by a casting method such as a continuous casting method.
  • Finishing rolling finish temperature Ar 3 points or more
  • the finish rolling finish temperature is less than Ar 3 points, the structure in the sheet thickness direction becomes non-uniform due to the coarsening of the ferrite phase in the steel sheet surface layer.
  • the finishing temperature of finish rolling is set to Ar 3 points or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but if rolled at an excessively high temperature, scale wrinkles and the like are caused.
  • Ar 3 point adopts the value obtained by calculation from the following equation (1).
  • Ar 3 910-310 ⁇ [C] ⁇ 80 ⁇ [Mn] + 0.35 ⁇ (t ⁇ 8)
  • [M] represents the content (% by mass) of the element M
  • t represents the plate thickness (mm).
  • a correction term may be introduced depending on the contained element. For example, when Cu, Cr, Ni, or Mo is contained, ⁇ 20 ⁇ [Cu], ⁇ 15 ⁇ [Cr], ⁇ 55 Correction terms such as ⁇ [Ni] and ⁇ 80 ⁇ [Mo] may be added to the right side of Equation (1).
  • Winding temperature 600 ° C. or less
  • the steel structure after hot rolling becomes ferrite and pearlite, so the steel sheet after continuous annealing or after continuous annealing after cold rolling.
  • the cementite has an area ratio of more than 5%.
  • the area ratio of cementite exceeds 5%, bending workability deteriorates. Accordingly, the coiling temperature is 600 ° C. or less.
  • winding temperature shall be 200 degreeC or more.
  • the pickling step is a step of pickling the hot-rolled steel sheet obtained in the hot rolling step.
  • a pickling process is performed in order to remove the black skin scale produced
  • the pickling conditions are not particularly limited.
  • the cold rolling step is a step of cold rolling the pickled hot rolled steel sheet.
  • it is preferable to perform a cold rolling process after the pickling process and before the continuous annealing process. If the rolling reduction of the cold rolling is less than 40%, the recrystallization of the ferrite phase becomes difficult to proceed, the non-recrystallized ferrite phase remains in the structure after continuous annealing, and the bending workability may be lowered. Therefore, the rolling reduction of cold rolling is preferably 40% or more. Further, if the rolling reduction of the cold rolling becomes too high, the load of the rolling roll increases, and rolling troubles such as chattering and plate breakage are caused. Therefore, it is preferably 70% or less.
  • Continuous annealing step In the continuous annealing step, the cold-rolled steel sheet is heated to a temperature range of 570 ° C or higher at an average heating rate of 2 ° C / s or higher, and the cold-rolled steel sheet is in the temperature range of 760 to (Ac 3 -5) ° C.
  • the holding time is set to 60 seconds or more, and it is cooled to a temperature range of 620 to 740 ° C. (650 to 720 ° C. when Sb is not contained) at an average cooling rate of 0.1 to 8 ° C./s.
  • the holding time in the temperature range is 10 to 50 seconds (10 to 40 seconds when Sb is not included), and the steel sheet is cooled to a temperature range of 400 ° C. or less at an average cooling rate of 5 to 50 ° C./s. Is kept in the temperature range of 400 ° C. or lower for 200 to 800 seconds. Note that “when not containing Sb” means that the Sb content is less than 0.0003%.
  • the heating rate in the recrystallization temperature range of ferrite is reduced, so recrystallization proceeds and continuous annealing is performed.
  • the structure of the later steel sheet surface layer may become coarse, and bending workability may deteriorate.
  • the upper limit of the average heating rate is preferably 10 ° C./s or less from the viewpoint of controlling the ferrite layer area ratio of the surface layer.
  • the annealing temperature is less than 760 ° C. or the annealing time (holding time) is less than 60 seconds
  • the cementite generated during the hot rolling process does not dissolve sufficiently during annealing, and the austenite phase is not sufficiently generated.
  • a sufficient amount of the second phase (bainite phase and / or martensite phase) is not generated during annealing and cooling, resulting in insufficient strength.
  • the annealing temperature is less than 760 ° C. or when the annealing time is less than 60 seconds, the area ratio of cementite exceeds 5%, the bainite phase having a surface layer particle size of more than 5 ⁇ m and / or a martensite having a particle size of more than 5 ⁇ m.
  • the area ratio of the site phase exceeds 20%, and the bending workability is lowered.
  • the annealing temperature exceeds (Ac 3 ⁇ 5) ° C.
  • the grain growth of the austenite phase is remarkable, the area ratio of the ferrite phase of the steel sheet after continuous annealing becomes less than 30%, and the strength excessively increases.
  • the upper limit of the annealing time is not particularly specified, but holding for over 200 seconds saturates the effect and increases the cost. Therefore, the annealing (holding) time is preferably 200 seconds or less.
  • the value obtained by calculating from the following equation (2) is adopted for Ac 3 points.
  • the cooling stop temperature is less than 620 ° C.
  • ferrite is excessively precipitated in the surface layer of the steel sheet during cooling, and the area ratio of the ferrite phase of the surface layer exceeds 55%, so that bending workability is deteriorated.
  • the cooling stop temperature exceeds 740 ° C.
  • the area ratio of the ferrite phase of the surface layer is less than 40%, and the area ratio of the bainite phase having a particle diameter of more than 5 ⁇ m and / or a martensite phase having a particle diameter of more than 5 ⁇ m in the surface layer.
  • Exceeds 20% and bending workability deteriorates.
  • a preferable temperature range of the cooling stop temperature is 640 to 720 ° C.
  • the holding temperature needs to be more strictly controlled in order to control the area ratio of the ferrite phase of the surface layer, and the cooling stop temperature needs to be 650 to 720 ° C. Preferably, it is 660 to 700 ° C.
  • the holding time When the holding time exceeds 50 seconds, the area ratio of the ferrite phase in the surface layer becomes excessive, so that the hardness difference between the ferrite phase, the bainite phase, and the martensite phase increases, and bending workability decreases.
  • the preferable holding time is 15 to 40 seconds.
  • the holding time means a time (holding time) during which the cold-rolled steel sheet stays in the temperature range of the cooling stop temperature, and is not limited to a time for holding at a constant temperature. For steel containing no Sb, the holding time needs to be 10 to 40 seconds. Preferably, it is 10 to 35 seconds.
  • Cooling to a temperature range of 400 ° C or less at an average cooling rate of 5 to 50 ° C / s This cooling is performed after “holding for 10 to 50 seconds in the temperature range of the cooling stop temperature” and then the cooling stop temperature in the temperature range of 400 ° C or less The cooling is performed at an average cooling rate of 5 to 50 ° C./s.
  • This average cooling rate condition is one of the important requirements in the present invention.
  • the area ratio of the ferrite phase, the bainite phase, and / or the martensite phase can be controlled.
  • the average cooling rate is less than 5 ° C./s, the ferrite phase is excessively precipitated during cooling, so that the area ratio of the bainite phase and / or martensite phase is less than 40%, and the strength is lowered.
  • the average cooling rate exceeds 50 ° C./s, the ferrite is not sufficiently precipitated, and the bainite phase and / or the martensite phase is excessively precipitated, so that the strength is increased and the bending workability is deteriorated.
  • the average cooling rate in the main cooling is set to 50 ° C./s or less. Cooling to a cooling stop temperature in a temperature range of 350 ° C. or lower at an average cooling rate of 10 to 40 ° C./s is preferred.
  • the bainite phase When the holding time is less than 200 seconds when the holding time is less than 200 seconds, when the bainite phase is present in the second phase, the bainite transformation does not proceed, and the bainite phase of the steel sheet after continuous annealing and / The area ratio of the martensite phase does not become 40% or more, and it becomes difficult to ensure the strength.
  • holding temperature exceeds 400 degreeC
  • the area ratio of cementite exceeds 5% and bending workability falls.
  • tempering of the martensite phase proceeds excessively, resulting in a decrease in strength.
  • a preferable condition is holding for 300 to 650 seconds in a temperature range of 350 ° C. or lower.
  • holding time means the time (holding time) for which a cold-rolled steel sheet stays in said temperature range, and is not restricted to the time hold
  • the holding temperature does not have to be constant as long as it is within the above-described temperature range, and when the cooling rate or heating rate changes during cooling or heating. However, there is no problem as long as it is within the range of the prescribed cooling rate and heating rate. Moreover, as long as a desired heat history is satisfied in the heat treatment, no matter what equipment is used for the heat treatment, the gist of the present invention is not impaired.
  • the temper rolling for shape correction is also included in the scope of the present invention. In temper rolling, the elongation is preferably 0.3% or less. In the present invention, it is assumed that the steel material is manufactured through normal steelmaking, casting, and hot rolling processes. For example, a part or all of the hot rolling process is omitted by thin slab casting or the like. Such cases are also included in the scope of the present invention.
  • the effect of the present invention is not impaired.
  • a steel material (slab) having the composition shown in Table 1 was used as a starting material. These steel materials are heated as shown in Table 2 (Table 2-1 and Table 2-2 are combined into Table 2) and Table 3 (Table 3-1 and Table 3-2 are combined into Table 3). After heating to temperature, it was hot-rolled and pickled under the conditions shown in Tables 2 and 3, and then cold-rolled and continuously annealed. Some steel plates (steel plate No. 5) were not cold-rolled.
  • the metal structure of the present invention is a ferrite phase, residual austenite, and the remainder other than cementite is a bainite phase and / or martensite phase
  • the area ratio of the bainite phase and / or martensite phase is other than ferrite phase, residual austenite, and cementite. Area ratio.
  • the bainite referred to in the present invention includes so-called upper bainite in which plate-like cementite is deposited along the interface of lath-like ferrite and so-called lower bainite in which cementite is finely dispersed in lath-like ferrite.
  • the residual austenite phase was obtained by grinding a steel plate from the surface in the plate thickness direction, and then polishing the surface further polished by 0.1 mm by chemical polishing so that the plate thickness 1/4 position was exposed from the surface using an X-ray diffractometer. Measure the integrated intensity of the (200), (220), (311) and fcc iron (200), (211), and (220) planes using fcc iron. The amount of retained austenite was determined from the value, and was defined as the area ratio of the retained austenite phase. For the ferrite phase, bainite phase, martensite phase, and cementite metal structures, the area ratio of each phase is obtained for each measurement field, and these values are averaged (10 fields) to obtain the area ratio of each phase.
  • the area ratio of the ferrite phase etc. of the surface layer is the surface on the polished surface after corrosion at a magnification of 2000 times after corroding a plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel sheet and corroding with 3% nital. A 50 ⁇ m region in the thickness direction is observed with a scanning electron microscope (SEM) over 10 fields of view, and the image is subjected to image analysis processing using image analysis software “Image Pro Plus ver. 4.0” manufactured by Media Cybernetics. By analyzing, the area ratio of the ferrite phase can be obtained.
  • SEM scanning electron microscope
  • the ferrite phase can be classified on the digital image by image analysis, image processing can be performed, and the area ratio of the ferrite phase can be obtained for each measurement visual field. These values were averaged (10 fields of view) to obtain the surface area ferrite phase area ratio.
  • the grain size and area ratio of the bainite phase and / or martensite phase in the surface layer are the same as the positions where the ferrite phase is quantified, using the SEM photograph of 1000 to 3000 times, and the bainite phase and / or martensite.
  • the phases were identified, and the particle size (equivalent circle diameter) and area ratio were calculated by image analysis. Then, the total area ratio was determined for the bainite phase having a particle size of more than 5 ⁇ m and / or the martensite phase having a particle size of more than 5 ⁇ m.
  • the area ratio was obtained from 10 fields of view, and this was averaged to obtain the area ratio of the bainite phase and / or martensite phase having a particle size of more than 5 ⁇ m.
  • Bending workability was evaluated based on the V block method defined in JIS Z 2248.
  • the bending test was performed in a direction in which the rolling direction becomes a bending ridge line.
  • Samples for evaluation were collected at five locations of 1/8 w, 1/4 w, 1/2 w, 3/4 w, and 7/8 w in the plate width (w) in the width direction of the steel plate.
  • the bending test the presence or absence of a crack was visually confirmed on the outside of the bent portion, and the minimum bending radius at which no crack was generated was defined as the limit bending radius.
  • the critical bending radii of the five steel plates are averaged to obtain the critical bending radius of the steel sheet.
  • the limit bending radius / plate thickness (R / t) is shown. In the present invention, it is judged that R / t is 2.0 or less. If the variation in bending workability in the width direction of the steel sheet is large, the limit bending radius is increased at a predetermined position in the width direction, and the limit bending radius / plate thickness (R / t) is also increased. Variation in bending workability can be evaluated by limiting bending radius / plate thickness (R / t).
  • the structure has a ferrite phase with an area ratio of 30% or more, a bainite phase and / or a martensite phase with an area ratio of 40 to 65%, and a cementite with an area ratio of 5% or less.
  • the area ratio of the ferrite layer of the surface layer is 40 to 55%
  • the area ratio of the bainite phase having a particle diameter of more than 5 ⁇ m and / or the martensite phase having a particle diameter of more than 5 ⁇ m is 20% or less in total. Then, bending workability is favorable.
  • the comparative example one or more of strength and bending workability is low.
  • the high-strength steel plate of the present invention is excellent in bending workability and can be used as a steel plate for reducing the weight and strength of the automobile body itself.

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Abstract

　引張強度９８０ＭＰａ以上の曲げ加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法を提供する。　特定の成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、面積率で、フェライト相を３０％以上、ベイナイト相および／またはマルテンサイト相を４０～６５％、セメンタイトを５％以下含有する組織を有し、表面から厚み方向に５０μｍまでの領域である表層において、面積率で、フェライト相を４０～５５％含有し、粒径が５μｍ超のベイナイト相および／または粒径が５μｍ超のマルテンサイト相を合計で２０％以下とし、引張強度が９８０ＭＰａ以上である曲げ加工性に優れた高強度鋼板とする。

Description

高強度鋼板およびその製造方法
　本発明は、引張強度９８０ＭＰａ以上の曲げ加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法に関するものである。本発明の高強度鋼板は、自動車部品等の素材として好適に用いることができる。
　近年、地球環境保全の観点からＣＯ２などの排気ガスを低減化する試みが進められている。自動車産業では車体を軽量化して燃費を向上させることにより、排気ガス量を低下させる対策が図られている。
　車体軽量化の手法のひとつとして、自動車に使用されている鋼板を高強度化することで板厚を薄肉化する手法が挙げられる。この手法の問題点として、鋼板の高強度化とともに曲げ加工性が低下することが知られている。そこで、高強度と曲げ加工性を両立する鋼板が求められている。
　高強度鋼板の強度レベルの上昇とともに、製品内での機械的性質のバラツキは大きくなる傾向にあり、機械的性質のバラツキが大きくなると、製品内の曲げ加工性のバラツキも大きくなる。製品内の曲げ加工性のバラツキが大きくならないことは重要であり、例えば、曲げ加工部位が多数あるフォーム成形で部品を製作する際には、製品内での曲げ加工性の安定性が部品歩留まり向上の観点で求められている。ここで、「製品」とは高強度鋼板を意味する。したがって、「製品内での機械的性質のバラツキ」とは、曲げ加工性の測定箇所が異なった場合に、測定結果にバラツキを生じることを意味する。そして、ここで問題となるのは、製品である鋼板の幅方向におけるバラツキである。
　このような要求に対して、例えば、特許文献１には、曲げ加工性に優れた高比例限鋼板およびその製造方法が開示されている。具体的には、特定の成分組成の鋼板に冷間圧延を施し、さらに再結晶温度以下の特定の温度範囲で焼鈍を行なうことにより、過度の回復を抑制しつつ転位の再配列を生じさせて、比例限の向上とともに曲げ加工性も同時に向上させる方法が開示されている。特許文献１において、曲げ加工性は９０°Ｖ曲げ試験で評価している。しかし、特許文献１では、評価位置に関しては何ら考慮されていないことから、曲げ加工性の安定性については特許文献１で改善されていないといえる。さらに、特許文献１に記載の方法では、冷間圧延後にバッチ式焼鈍炉による長時間焼鈍が必須であり、連続焼鈍と比べて生産性が劣るという問題がある。
　特許文献２には、曲げ加工性と耐穴あけ性に優れた鋼板が開示されている。具体的には、鋼板を圧延後急冷、あるいは圧延終了後に再加熱して急冷するなどの方法で、マルテンサイト主体組織またはマルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織とし、Ｃ含有量範囲でＭｎ／Ｃの値を一定値とすることで曲げ加工性を向上させる方法が開示されている。特許文献２において、曲げ加工性は押曲げ法により評価されている。しかし、特許文献２では評価位置に関しては何ら考慮されていないことから、特許文献２では曲げ加工性の安定性については改善されていないといえる。さらに、特許文献２にはブリネル硬さの規定はあるものの引張強度に関しては開示されていない。
　特許文献３には、曲げ性に優れる高張力鋼板およびその製造方法が開示されている。具体的には、特定の成分組成を有する鋼を加熱し、粗圧延した後、１０５０℃以下で開始し、Ａｒ３点～Ａｒ３＋１００℃で完了する熱間仕上圧延を施した後、２０℃／秒以下の冷却速度で冷却して６００℃以上で巻き取り、酸洗、５０～７０％の圧下率の冷間圧延を行い、（α＋γ）２相域で３０～９０秒焼鈍し、５５０℃までを５℃／秒以上で冷却することにより、圧延方向曲げ、幅方向曲げおよび４５°方向曲げにおいて、いずれも密着曲げが良好な鋼板を得る方法が開示されている。特許文献３では、曲げ加工性を密着曲げにより評価している。しかし、特許文献３では、評価位置に関しては何ら考慮されていないことから、曲げ加工性の安定性については特許文献３で改善されていないといえる。また、特許文献３では、引張特性を引張試験により評価しているが、９８０ＭＰａ未満の強度であり、自動車用に使用される高強度鋼板としては強度が十分であるとはいえない。
特開２０１０－１３８４４４号公報 特開２００７－２３１３９５号公報 特開２００１－３３５８９０号公報
　本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、引張強度９８０ＭＰａ以上の、製品内の曲げ加工性が安定的に優れた高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を解決するために、鋼板の成分組成および組織（金属組織）の観点から鋭意検討を進めた。その結果、成分組成を適正範囲に調整し、金属組織を適切に制御することが、上記課題を解決する上で極めて重要であることを見出した。
　良好な曲げ加工性を得るための金属組織としては、フェライト相とマルテンサイト相またはベイナイト相の２相を含む複合組織とする必要がある。この複合組織は焼鈍後に鋼板を所定の温度に冷却することで得られる。ところで、上記複合組織を得るための焼鈍中または冷却中の雰囲気により、鋼板表層のＢ（ボロン）含有量が低下して、表層の焼入れ性が低下して表層のフェライト相の面積率が増加する。このフェライト相の面積率の増加により、オーステナイト中にＣが濃化し、表層に硬質なマルテンサイト相および／またはベイナイト相が生成することがある。表層の組織がフェライトと硬質なマルテンサイト相および／またはベイナイト相の複合組織となると、フェライトとマルテンサイト相やベイナイト相との硬度差が大きいために、製品内で安定して高い曲げ加工性が得られない。さらに表層に粒径が大きいマルテンサイト相および／またはベイナイト相が存在すると、マルテンサイト相および／またはベイナイト相とフェライトとの界面でボイドが発生しやすくなり、曲げ加工とともにボイドが連結し、曲げ加工性が劣化することがある。なお、表層（鋼板表層、板厚表層と記載される場合もある）とは、表面から板厚方向に５０μｍまでの領域を意味する。
　これに対して、本発明者らは、上述したように鋼板の成分組成（特にＳｂ添加量が重要）および組織を規定することで、引張強度が９８０ＭＰａ以上でありながら、製品内で安定して良好な曲げ加工性を有する鋼板となることを見出した。すなわち、組織としてフェライト相の面積率を規定することで強度、延性を確保し、第２相として、ベイナイト相および／またはマルテンサイト相とセメンタイトの面積率を適切に制御することで強度と曲げ性を確保した。さらに、表層のフェライト相の面積率およびマルテンサイト相および／またはベイナイト相の粒径と面積率を適切に制御することで、製品内で安定して高い曲げ加工性を得ることを可能とした。
　本発明は上記知見に基づくものであり、特徴は以下の通りである。
　［１］質量％で、Ｃ：０．０７０～０．１００％、Ｓｉ：０．３０～０．７０％、Ｍｎ：２．２０～２．８０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２０％以下、Ａｌ：０．０２０～０．０６０％、Ｎ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．０１０～０．０６０％、Ｔｉ：０．０１０～０．０３０％、Ｂ：０．０００５～０．００３０％、Ｃａ：０．００１５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、面積率で、フェライト相を３０％以上、ベイナイト相および／またはマルテンサイト相を４０～６５％、セメンタイトを５％以下含有する組織を有し、表面から厚み方向に５０μｍまでの領域である表層において、面積率で、フェライト相を４０～５５％、粒径が５μｍ超のベイナイト相および／または粒径が５μｍ超のマルテンサイト相を合計で２０％以下とし、引張強度が９８０ＭＰａ以上である高強度鋼板。
　［２］前記成分組成は、質量％で、さらに、Ｓｂ：０．００５～０．０１５％を含有する成分組成であることを特徴とする［１］に記載の曲げ加工性に優れた高強度鋼板。
　［３］前記成分組成は、質量％で、さらに、Ｃｒ：０．３０％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｍｏ：０．２０％以下、Ｃｕ：０．１０％以下、Ｎｉ：０．１０％以下の中から選ばれる１種以上の元素を含有する成分組成である［１］または［２］に記載の高強度鋼板。
　［４］前記成分組成は、質量％で、さらに、ＲＥＭ：０．００１０～０．００５０％を含有する成分組成である［１］～［３］のいずれかに記載の高強度鋼板。
　［５］引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の製造方法であって、［１］、［３］、［４］のいずれかに記載され、Ｓｂを含有しない成分組成を有する鋼素材を、Ａｒ３点以上の温度で仕上圧延し、６００℃以下の温度で巻取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延後に、熱延鋼板を酸洗する酸洗工程と、前記酸洗工程で酸洗された鋼板を、２℃／s以上の平均加熱速度で５７０℃以上の温度域まで加熱し、鋼板が７６０～（Ａｃ３－５）℃の温度域にある保持時間を６０秒以上とし、０．１～８℃／sの平均冷却速度で６５０～７２０℃の温度域まで冷却し、鋼板が該温度域にある保持時間を１０～４０秒とし、５～５０℃／sの平均冷却速度で４００℃以下の温度域まで冷却し、鋼板が該４００℃以下の温度域にある保持時間を２００～８００秒とする連続焼鈍工程と、を有することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
　［６］引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の製造方法であって、［２］～［４］のいずれかに記載され、Ｓｂ：０．００５～０．０１５％を含有する成分組成を有する鋼素材を、Ａｒ３点以上の温度で仕上圧延し、６００℃以下の温度で巻取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延後に、熱延鋼板を酸洗する酸洗工程と、前記酸洗工程で酸洗された鋼板を、２℃／s以上の平均加熱速度で５７０℃以上の温度域まで加熱し、鋼板が７６０～（Ａｃ３－５）℃の温度域にある保持時間を６０秒以上とし、０．１～８℃／sの平均冷却速度で６２０～７４０℃の温度域まで冷却し、鋼板が該温度域にある保持時間を１０～５０秒とし、５～５０℃／sの平均冷却速度で４００℃以下の温度域まで冷却し、鋼板が該４００℃以下の温度域にある保持時間を２００～８００秒とする連続焼鈍工程と、を有することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
　［７］前記酸洗工程後、前記連続焼鈍工程前に、酸洗された熱延鋼板を、冷間圧延する冷間圧延工程を有する［４］に記載の高強度鋼板の製造方法。
　本発明によれば、引張強度９８０ＭＰａ以上の曲げ加工性に優れた高強度鋼板が得られる。本発明の高強度鋼板は、製品内での曲げ加工性が安定して優れる。このため、例えば、本発明の高強度鋼板を、自動車構造部材に用いれば、車体軽量化に貢献する。車体軽量化により、自動車の燃費が改善し、また、部品の歩留まりも高まるため、本発明の産業上の利用価値は格段に大きい。
　以下、本発明の実施形態について具体的に説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　＜高強度鋼板＞
　本発明の高強度鋼板の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０７０～０．１００％、Ｓｉ：０．３０～０．７０％、Ｍｎ：２．２０～２．８０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２０％以下、Ａｌ：０．０２０～０．０６０％、Ｎ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．０１０～０．０６０％、Ｔｉ：０．０１０～０．０３０％、Ｂ：０．０００５～０．００３０％、Ｃａ：０．００１５％以下を必須成分として含有する成分組成である。
　まず、上記の成分について説明する。なお、本明細書において成分の含有量を表す「％」は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０７０～０．１００％
　Ｃは、所望の強度を確保し、組織を複合化して強度と延性を向上させるために必須の元素である。この効果を得るためには、Ｃ含有量を０．０７０％以上にすることが必要である。一方、Ｃ含有量が０．１００％を超えると強度上昇が著しく、所望の曲げ加工性が得られない。したがって、Ｃ含有量は０．０７０～０．１００％の範囲内とする。
　Ｓｉ：０．３０～０．７０％
　Ｓｉは、鋼の延性を顕著に低下させることなく、鋼を強化するため有効な元素である。また、Ｓｉは、表層におけるフェライト相の面積率、粒径が５μｍ超のベイナイト相および／または粒径が５μｍ超のマルテンサイト相の面積率を制御するために重要な元素である。上記効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．３０％以上にすることが必要である。しかし、Ｓｉ含有量が０．７０％を超えると著しく強度が上昇し、所望の曲げ加工性が得られない。従って、Ｓｉ含有量は０．３０～０．７０％とする。好ましくは、０．５０～０．７０％である。より好ましくは、０．５５～０．７０％である。
　Ｍｎ：２．２０～２．８０％
　Ｍｎは、Ｃと同様に所望の強度を確保するために必須の元素である。また、Ｍｎはオーステナイト相を安定化させ、連続焼鈍の冷却中にフェライト生成を抑制するために重要な元素である。上記効果を得るために、Ｍｎ含有量を２．２０％以上にする必要がある。しかし、Ｍｎ含有量が２．８０％を超えると、第２相組織の面積率が過大となり、曲げ加工性が低下する。従って、Ｍｎ含有量は２．８０％以下とする。好ましくは、２．４０～２．８０％である。より好ましくは、２．５０～２．８０％である。
　Ｐ：０．０２５％以下
　Ｐは、鋼の強化に有効な元素であり、鋼板の強度レベルに応じて添加してもよい。このような効果を得るにはＰ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｐ含有量が０．０２５％を超えると溶接性が劣化する。従って、Ｐ含有量は０．０２５％以下とする。また、より優れた溶接性が要求される場合には、Ｐ含有量を０．０２０％以下にすることが好ましい。
　Ｓ：０．００２０％以下
　Ｓは、ＭｎＳなどの非金属介在物となる。曲げ試験において非金属介在物と金属組織との界面が割れやすくなる。したがって、Ｓの含有は曲げ加工性を低下させる。このため、Ｓ含有量は極力低いほうがよく、本発明ではＳ含有量を０．００２０％以下とする。また、より優れた曲げ加工性が要求される場合にはＳ含有量は０．００１５％以下が好ましい。
　Ａｌ：０．０２０～０．０６０％
　Ａｌは、鋼の脱酸のために添加される元素である。本発明ではＡｌ含有量を０．０２０％以上にする必要がある。一方、Ａｌ含有量が０．０６０％を超えると表面性状が劣化する。そこで、Ａｌ含有量は０．０２０～０．０６０％の範囲内とする。
　Ｎ：０．００５０％以下
　ＮがＢとＢ窒化物を形成すると、連続焼鈍の冷却中に焼入れ性を高めるＢ含有量が低下して、表層のフェライト相の面積率が増加し過ぎ、曲げ加工性が劣化する。よって、本発明において、Ｎ含有量はできるだけ少ないほうが好ましい。従って、Ｎ含有量は０．００５０％以下、好ましくは０．００４０％以下とする。
　Ｎｂ：０．０１０～０．０６０％
　Ｎｂは、鋼中で炭窒化物を形成し、鋼の高強度化および組織微細化に有効な元素である。このような効果を得るために、Ｎｂ含有量を０．０１０％以上にする。一方、Ｎｂ含有量が０．０６０％を超えると強度上昇が著しく、所望の曲げ加工性が得られない。従って、Ｎｂ含有量は０．０１０～０．０６０％の範囲内とする。好ましくは、０．０２０～０．０５０％である。
　Ｔｉ：０．０１０～０．０３０％
　Ｔｉは、Ｎｂと同様に鋼中で炭窒化物を形成し、鋼の高強度化および組織微細化に有効な元素である。また、Ｔｉは、焼入れ性低減の原因となるＢ窒化物の形成を抑制する。このような効果を得るために、Ｔｉ含有量を０．０１０％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０．０３０％を超えると強度上昇が著しく、所望の曲げ加工性が得られない。従って、Ｔｉ含有量は０．０１０～０．０３０％の範囲内とする。好ましくは、０．０１２～０．０２２％である。
　Ｂ：０．０００５～０．００３０％
　Ｂは、鋼の焼入れ性を高めて、連続焼鈍の冷却中にフェライト生成を抑制するために重要な元素である。また、Ｂは、表層のフェライト相の面積率を制御するために効果的な元素である。このような効果を得るために、Ｂ含有量を０．０００５％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．００３０％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、熱間圧延、冷間圧延における圧延荷重の増大も招く。従って、Ｂ含有量は０．０００５～０．００３０％の範囲内とする。好ましくは、０．０００５～０．００２５％である。
　Ｃａ：０．００１５％以下
　Ｃａは、圧延方向に伸展した酸化物となる。曲げ試験において酸化物と金属組織との界面が割れやすい。したがって、Ｃａの含有は曲げ加工性を低下させる。このため、Ｃａ含有量は極力低いほうがよく、本発明ではＣａ含有量を０．００１５％以下とする。また、より優れた曲げ加工性が要求される場合にはＣａ含有量は０．０００７％以下が好ましい。さらに好ましくは、０．０００３％以下である。
　本発明の成分組成は、上記成分以外に、Ｓｂを含有する成分組成でもよい。
　Ｓｂ：０．００５～０．０１５％
　Ｓｂは、本発明において重要な元素である。すなわち、連続焼鈍の焼鈍過程において、Ｓｂは鋼の表層に濃化することで鋼の表層に存在するＢ含有量の低減を抑制する。このため、Ｓｂによって、表層のフェライト相の面積率を所望の範囲に制御できる。さらに、表層における、粒径が５μｍ超のベイナイト相および／または粒径が５μｍ超のマルテンサイト相の面積率を制御できる。このような効果を得るために、Ｓｂ含有量を０．００５％以上とする。一方、Ｓｂ含有量が０．０１５％を超えるとその効果が飽和するだけでなく、Ｓｂの粒界偏析により靭性が低下する。従って、Ｓｂは０．００５～０．０１５％の範囲内とする。好ましくは、０．００８～０．０１２％である。
　さらに、本発明の成分組成は、上記成分以外に、任意成分として、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉの中から選ばれる１種以上の元素を含有する成分組成でもよい。
　Ｃｒ、Ｖは、鋼の焼入れ性を向上させ、より高強度化する目的で添加することができる。Ｍｏは鋼の焼入れ性強化に有効な元素であり高強度化する目的で添加することができる。Ｃｕ、Ｎｉは強度に寄与する元素であり、鋼の強化の目的で添加することができる。それぞれの元素の上限は効果が飽和する量である。以上より、これらの元素を添加して上記効果を得るためには含有量を、Ｃｒは０．３０％以下、Ｖは０．１０％以下、Ｍｏは０．２０％以下、Ｃｕは０．１０％以下、Ｎｉは０．１０％以下とする。好ましくは、Ｃｒは０．０４～０．３０％、Ｖは０．０４～０．１０％、Ｍｏは０．０４～０．２０％、Ｃｕは０．０５～０．１０％、Ｎｉは０．０５～０．１０％である。
　また、本発明の成分組成は、さらに、任意成分として、ＲＥＭを含有してもよい。ＲＥＭは、硫化物形状を球状化し、曲げ加工性を改善する目的で添加される。ＲＥＭ含有量の下限は、所望の効果が得られる最低限の量であり、また、上限は効果が飽和する量である。以上より、ＲＥＭを添加して上記効果を得るためには含有量を、０．００１０～０．００５０％とする。
　上記成分および任意成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
　次に、本発明の高強度鋼板の組織の限定理由について説明する。本発明の高強度鋼板の組織は、面積率で、フェライト相を３０％以上、ベイナイト相および／またはマルテンサイト相を４０～６５％、セメンタイトを５％以下含有する組織である。また、表層において、面積率でフェライト相を４０～５５％含有し、粒径が５μｍ超のベイナイト相および／または粒径が５μｍ超のマルテンサイト相の面積率を２０％以下とする。これらについて以下説明する。
　フェライト相の面積率：３０％以上
　延性を確保するためには、フェライト相を面積率３０％以上含有することが必要である。好ましくは、３５％以上である。
　ベイナイト相および／またはマルテンサイト相の面積率：４０～６５％
　強度を確保するため、ベイナイト相および／またはマルテンサイト相の面積率を４０％以上とする。一方、ベイナイト相および／またはマルテンサイト相の面積率が６５％を超えると過度に強度上昇し、所望の曲げ加工性を得られなくなる。このため、ベイナイト相および／またはマルテンサイト相の面積率は６５％以下とする。ベイナイト相および／またはマルテンサイト相の面積率の好ましい範囲は４５～６０％である。また、本発明でいうベイナイト相とは、ラス状フェライトの界面に沿って板状のセメンタイトが析出した所謂上部ベイナイト、およびラス状フェライト内にセメンタイトが微細分散した所謂下部ベイナイトの両者を含むものとする。なお、ベイナイト相および／またはマルテンサイト相は走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で容易に区別可能である。また、マルテンサイト相とベイナイト相の両者を含む場合には合計の面積率が４０～６５％とし、合計の面積率が４５～６０％であることが好ましい。
　セメンタイトの面積率：５％以下
　良好な曲げ加工性を確保するためには、セメンタイトの面積率を５％以下とする必要がある。セメンタイトの面積率が５％を超えると、曲げ加工性が劣化する。また、本発明でいうセメンタイトとは、何れの金属組織にも含まれずに単独で存在する（結晶粒界に存在する）セメンタイトである。
　なお、フェライト相、ベイナイト相、マルテンサイト相、セメンタイト以外の組織としては、残留オーステナイト相を含むことができる。この場合は、残留オーステナイト相の面積率は５％以下であることが望ましい。なお、その他の相の面積率が５％以下であることが好ましいため、フェライト相、ベイナイト相、マルテンサイト相、セメンタイトの合計量は面積率で９５％以上であることが好ましい。
　フェライト相、ベイナイト相、マルテンサイト相、セメンタイトの金属組織は、鋼板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、２０００倍の倍率で１０視野にわたり走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で板厚１／４位置（上記断面における、表面から板厚方向に１／４の位置）を観察し、その画像をＭｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製の画像解析ソフト“Ｉｍａｇｅ　Ｐｒｏ　Ｐｌｕｓ　ｖｅｒ．４．０”を使用した画像解析処理により解析し、各相の面積率を求めることができる。フェライト相およびセメンタイトの面積率は、ＳＥＭで撮影した組織写真を用いて目視判定により特定し、画像解析によりフェライト相およびセメンタイトの各々の面積率を求め、これを画像解析した面積で除して各々の面積率とした。本発明の金属組織はフェライト相、残留オーステナイト、セメンタイト以外の残部はベイナイト相および／またはマルテンサイト相であるため、ベイナイト相および／またはマルテンサイト相の面積率は、フェライト相、残留オーステナイト、セメンタイト以外の面積率とした。本発明でいうベイナイトとは、ラス状フェライトの界面に沿って板状のセメンタイトが析出した所謂上部ベイナイト、およびラス状フェライト内にセメンタイトが微細分散した所謂下部ベイナイトを含むものとした。残留オーステナイト相は、鋼板を表面から板厚方向に研削した後、表面から板厚１／４位置が露出するように化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した面を、Ｘ線回折装置でＭｏのＫα線を用いて、ｆｃｃ鉄の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面とｂｃｃ鉄の（２００）面、（２１１）面、（２２０）面の積分強度を測定し、各々の測定値から残留オーステナイトの量を求めて、残留オーステナイト相の面積率とした。フェライト相、ベイナイト相、マルテンサイト相、セメンタイトの金属組織は、測定視野毎に各々の相の面積率を求めて、これらの値を平均（１０視野）して各々の相の面積率とする。
　表面から厚み方向に５０μｍまでの領域である表層中のフェライト相
　本発明では、表面から厚み方向に５０μｍまでの領域である表層に、面積率でフェライト相を４０～５５％含有する。
　表層のフェライト相がどのようになるかは、本発明の高強度鋼板の良否の重要な指標となる。具体的には、表層のフェライト相は、曲げ加工により鋼板に付与されるひずみを分散する役割を担う。効果的にひずみを分散して良好な曲げ加工性を確保するためには、表層のフェライト相の面積率を４０％以上にすることが必要である。一方、表層のフェライト相の面積率が５５％を超えると、第２相（ベイナイト相および／またはマルテンサイト相）に過度にＣが濃化して硬質化してフェライトと第２相の硬度差が大きくなり、曲げ加工性が劣化する。そのため、表層のフェライト相の面積率を５５％以下とする。上記フェライト相の面積率は好ましくは４５～５５％である。
　また、本発明では、表層中における、粒径が５μｍ超のベイナイト相および／または粒径が５μｍ超のマルテンサイト相の面積率を合計で２０％以下とする。表層に存在する上記ベイナイト相および／または上記マルテンサイト相の面積率が２０％超となると、曲げ加工中に粒径５μｍ超のベイナイト相／または粒径５μｍ超のマルテンサイト相とフェライト相との界面で発生したボイドが、加工が進むに伴い連結して曲げ加工性が劣化する。そのため表層において、粒径が５μｍ超のベイナイト相および／または粒径が５μｍ超のマルテンサイト相の面積率は２０％以下（０を含む）とする。好ましくは１５％以下とする。なお、「合計で」とは一方しか含まない場合には他方は「０」として計算する。また、５μｍを基準とした理由は、第二相の粒径が５μｍ以下の場合にはフェライトとの界面でのボイド発生が大きく抑制できるためである。
　上記のフェライト相の面積率は、鋼板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、２０００倍の倍率で、腐食後の研磨面における、鋼板表面から鋼板厚み方向に５０μｍの領域を１０視野にわたり走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、その画像をＭｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製の画像解析ソフト“Ｉｍａｇｅ　Ｐｒｏ　Ｐｌｕｓ　ｖｅｒ．４．０”を使用した画像解析処理により解析する方法で求めることができる。すなわち、画像解析により、フェライト相をデジタル画像上で分別し、画像処理し、測定視野毎にフェライト相の面積率を求めることができる。これらの値を平均（１０視野）して表層のフェライト相の面積率とした。
　表層におけるベイナイト相および／またはマルテンサイト相の粒径と面積率は、上記のフェライト相を定量化した位置と同位置にて、１０００～３０００倍のＳＥＭ写真を用いてベイナイト相および／またはマルテンサイト相を特定し、画像解析にて各々の粒径（円相当径）と面積率を算出した。そして粒径が５μｍ超のベイナイト相および／または粒径が５μｍ超のマルテンサイト相について面積率の合計を求めた。面積率を１０視野で求め、これを平均して、粒径が５μｍ超のベイナイト相および／または粒径が５μｍ超のマルテンサイト相の面積率とした。
　＜高強度鋼板の製造方法＞
　高強度鋼板の製造方法は、熱間圧延工程と、酸洗工程と、連続焼鈍工程とを有する。また、本発明の製造方法は、酸洗工程と連続焼鈍工程との間に冷間圧延工程を有することが好ましい。以下、冷間圧延工程を有する場合について、各工程について説明する。なお、以下の説明において、温度は鋼板等の表面温度とする。また、平均加熱速度および平均冷却速度は表面温度をもとに計算して得られた値とする。平均加熱速度は（（加熱到達温度－加熱開始温度）／加熱時間）で表される。酸洗後の鋼板の温度である加熱開始温度は室温である。平均冷却速度は（（冷却開始温度－冷却停止温度）／冷却時間）で表される。
　熱間圧延工程
　熱間圧延工程とは、成分組成を有する鋼素材を、Ａｒ３点以上の温度で仕上圧延し、６００℃以下の温度で巻取る工程である。上記鋼素材は、上記した成分組成を有する溶鋼を、転炉等を用いる溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の鋳造方法で鋳造することで製造できる。
　仕上圧延の終了温度：Ａｒ３点以上
　仕上圧延の終了温度がＡｒ３点未満となると、鋼板表層でのフェライト相の粗大化等により、板厚方向の組織が不均一となる。この不均一が生じると、連続焼鈍後の組織において表層のフェライト相の面積率を５５％以下に制御できない。従って、仕上圧延の終了温度はＡｒ３点以上とする。上限は特に限定されないが、過度に高い温度で圧延するとスケール疵などの原因となるため、１０００℃以下とすることが好ましい。なお、Ａｒ３点は次式（１）から計算で得られた値を採用する。
Ａｒ３＝９１０－３１０×［Ｃ］－８０×［Ｍｎ］＋０．３５×（ｔ－８）・・・（１）
ここで［Ｍ］は元素Ｍの含有量（質量％）を、tは板厚（ｍｍ）を表す。なお、含有元素に応じて、補正項を導入してもよく、例えば、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏが含有される場合には、－２０×［Ｃｕ］、－１５×［Ｃｒ］、－５５×［Ｎｉ］、－８０×［Ｍｏ］といった補正項を式（１）の右辺に加えてもよい。
　巻取温度：６００℃以下
　巻取温度が６００℃を超えると、熱間圧延後の鋼板において、金属組織がフェライトとパーライトになるため、連続焼鈍後の鋼板もしくは冷間圧延した後の連続焼鈍後の鋼板において、セメンタイトの面積率が５％超の組織となる。セメンタイトの面積率が５％超になると、曲げ加工性が劣化する。したがって、巻取温度は６００℃以下とする。なお、熱延板の形状が劣化するため巻取温度は２００℃以上とすることが好ましい。
　酸洗工程
　酸洗工程とは、熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を酸洗する工程である。酸洗工程は、表面に生成した黒皮スケールを除去するために行われる。なお、酸洗条件は特に限定しない。
　冷間圧延工程
　冷間圧延工程とは、酸洗された熱延鋼板を冷間圧延する工程である。本発明において、酸洗工程後連続焼鈍工程前に冷間圧延工程を行うことが好ましい。冷間圧延の圧下率が４０％未満となるとフェライト相の再結晶が進行しにくくなり、連続焼鈍後の組織において未再結晶フェライト相が残存し、曲げ加工性が低下する場合がある。よって、冷間圧延の圧下率は４０％以上が好ましい。また、冷間圧延の圧下率が高くなりすぎると圧延ロールの負荷が増大し、チャタリングや板破断等の圧延トラブルを引き起こすようになるため、７０％以下であることが好ましい。
　連続焼鈍工程
　連続焼鈍工程では、冷延鋼板を２℃／s以上の平均加熱速度で５７０℃以上の温度域まで加熱し、冷延鋼板が７６０～（Ａｃ３－５）℃の温度域にある保持時間を６０秒以上とし、０．１～８℃／sの平均冷却速度で６２０～７４０℃（Ｓｂを含有しない場合については６５０～７２０℃）の温度域まで冷却し、冷延鋼板が該温度域にある保持時間を１０～５０秒（Ｓｂを含有しない場合については１０～４０秒）とし、５～５０℃／sの平均冷却速度で４００℃以下の温度域まで冷却し、冷延鋼板が該４００℃以下の温度域にある保持時間を２００～８００秒とする。なお、「Ｓｂを含有しない場合」とは、Ｓｂ含有量が０．０００３％未満であることを意味する。
　２℃／ｓ以上の平均加熱速度で５７０℃以上の温度域まで加熱
　加熱到達温度が５７０℃未満の場合、フェライトの再結晶温度域での加熱速度が小さくなるため、再結晶が進行し連続焼鈍後の鋼板表層の組織が粗大化し、曲げ加工性が劣化する場合がある。平均加熱速度が２℃／ｓ未満の場合、通常よりも長い炉が必要で消費エネルギーが多大となりコスト増加と生産効率の悪化を引き起こす。なお、平均加熱速度の上限は、表層のフェライト相面積率の制御の観点から１０℃／s以下が好ましい。
　７６０～（Ａｃ３－５）℃の温度域で６０秒以上保持
　上記「５７０℃以上の温度まで加熱」の後に行われるこの保持は、「５７０℃以上の温度まで加熱」の加熱到達温度が７６０℃未満の場合には、この加熱後さらに７６０℃以上まで加熱する必要がある。また、「５７０℃以上の温度まで加熱」の加熱到達温度が７６０℃以上であっても、所望の温度までさらに加熱して上記保持を行ってもよい。この更なる加熱の条件は特に限定されない。重要なのは冷延鋼板が７６０～（Ａｃ３－５）℃の温度域に滞留する時間（保持時間）であり、保持時間は定温で保持される時間に限られない。
　焼鈍温度（保持温度）が７６０℃未満の場合や、焼鈍時間（保持時間）が６０秒未満では、焼鈍時に熱延過程で生成したセメンタイトが十分に溶解せず、オーステナイト相の生成が不十分となり、焼鈍冷却時に十分な量の第２相（ベイナイト相および／またはマルテンサイト相）が生成せず、強度不足となる。また、焼鈍温度が７６０℃未満の場合や、焼鈍時間が６０秒未満では、セメンタイトの面積率が５％を超え、表層の粒径が５μｍ超のベイナイト相および／または粒径が５μｍ超のマルテンサイト相の面積率が２０％超となり、曲げ加工性が低下する。一方、焼鈍温度が（Ａｃ３－５）℃を超えると、オーステナイト相の粒成長が著しく、連続焼鈍後の鋼板のフェライト相の面積率が３０％未満となり、強度が過度に上昇する。焼鈍時間の上限は特に規定しないが、２００秒を超える保持は効果が飽和するうえ、コストが増加するため、焼鈍（保持）時間は２００秒以下が好ましい。なお、Ａｃ３点は次式（２）から計算して得られた値を採用する。
Ａｃ３＝９１０－２０３×（［Ｃ］）１／２－１５．２×［Ｎｉ］＋４４．７×［Ｓｉ］＋１０４×［Ｖ］＋３１．５×［Ｍｏ］－３０×［Ｍｎ］－１１×［Ｃｒ］－２０×［Ｃｕ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋４００×［Ｔｉ］・・・（２）
ここで［Ｍ］は元素Ｍの含有量(質量%)を表す。
　０．１～８℃／ｓの平均冷却速度で６２０～７４０℃（Ｓｂを含有しない場合については６５０～７２０℃）の温度域まで冷却
　本冷却は、上記保持温度（７６０～（Ａｃ３－５）℃の範囲の温度）から６２０～７４０℃（Ｓｂを含有しない場合については６５０～７２０℃）の温度域まで、０．１～８℃／ｓの平均冷却速度で行う冷却である。
　先ず、Ｓｂ：０．００５～０．０１５％を含有する場合、平均冷却速度が０．１℃／ｓ未満の場合、冷却中に鋼板の表層においてフェライトが過度に析出し、表層のフェライト相の面積率が５５％を超えて、曲げ加工性が劣化する。一方、平均冷却速度が８℃／ｓを超えると、表層のフェライト相の面積率が４０％未満となり、曲げ加工性が劣化する。平均冷却速度は好ましくは０．５～５℃／ｓである。冷却停止温度が６２０℃未満の場合、冷却中に鋼板の表層においてフェライトが過度に析出し、表層のフェライト相の面積率が５５％を超えて、曲げ加工性が劣化する。一方、冷却停止温度が７４０℃を超えると、表層のフェライト相の面積率が４０％未満、表層における、粒径が５μｍ超のベイナイト相および／または粒径が５μｍ超のマルテンサイト相の面積率が２０％超となり、曲げ加工性が劣化する。好ましい冷却停止温度の温度域は６４０～７２０℃である。また、Ｓｂを含有しない鋼については、表層のフェライト相の面積率を制御する上で上記保持温度を、より厳密に管理する必要があり、冷却停止温度を６５０～７２０℃とする必要がある。好ましくは、６６０～７００℃である。
　冷却停止温度の温度域で１０～５０秒（Ｓｂを含有しない鋼については１０～４０秒）保持
　先ず、Ｓｂ：０．００５～０．０１５％を含有する場合、上記冷却停止温度の温度域での保持は、本発明の製造方法において重要な要件の一つである。保持時間が１０秒未満の場合には、鋼板の幅方向にわたり表層のフェライト変態が均一に進行せず、連続焼鈍後の鋼板の表層のフェライト相の面積率が４０％以上存在する組織が得られず、曲げ加工性が劣化する。保持時間が５０秒を超える場合は、表層のフェライト相の面積率が過度となるため、フェライト相とベイナイト相やマルテンサイト相の硬度差が大きくなり、曲げ加工性が低下する。好ましい上記保持時間は１５～４０秒である。なお、保持時間とは、冷却停止温度の温度域に冷延鋼板が滞留する時間（保持時間）を意味し、定温で保持される時間に限らない。また、Ｓｂを含有しない鋼については、上記保持時間を１０～４０秒とする必要がある。好ましくは、１０～３５秒である。
　５～５０℃／ｓの平均冷却速度で４００℃以下の温度域まで冷却
　本冷却は、「冷却停止温度の温度域で１０～５０秒保持」の後、４００℃以下の温度域の冷却停止温度まで、５～５０℃／ｓの平均冷却速度で行う冷却である。
　この平均冷却速度条件は、本発明において重要な要件の一つである。少なくとも４００℃まで所定の平均冷却速度で急冷することで、フェライト相とベイナイト相および／またはマルテンサイト相の面積率を制御できる。平均冷却速度が５℃／s未満の場合は、冷却中に過度にフェライト相が析出するためベイナイト相および／またはマルテンサイト相の面積率が４０％未満となり、強度が低下する。平均冷却速度が５０℃／sを超える場合は、フェライトの析出が十分でなく、ベイナイト相および／またはマルテンサイト相が過度に析出するため強度が上昇し、曲げ加工性が劣化する。また、平均冷却速度が５０℃／sを超える場合、鋼板形状の悪化にもつながる。そこで、本冷却における平均冷却速度は５０℃／s以下とする。好ましくは１０～４０℃／sの平均冷却速度で３５０℃以下の温度域の冷却停止温度までの冷却である。
　４００℃以下の温度域で２００～８００秒保持
　保持時間が２００秒未満の場合には、第２相にベイナイト相が存在する場合、ベイナイト変態が進行せず、連続焼鈍後の鋼板のベイナイト相および／またはマルテンサイト相の面積率が４０％以上とならず、強度確保が困難となる。また、第２相にベイナイト相が存在しない場合においては、本発明においては第２相にマルテンサイト相を含む必要があり、この場合に保持時間が２００℃未満ではマルテンサイト相の焼戻しが不十分となり、マルテンサイト相の加工性に乏しいために曲げ加工性が劣化する。保持温度が４００℃を超える場合は、セメンタイトの面積率が５％を超え、曲げ加工性が低下する。保持時間が８００秒を超える場合は、マルテンサイト相の焼戻しが過度に進行するため強度が低下する。好ましい条件は、３５０℃以下の温度域で３００～６５０秒保持である。なお、保持時間とは、上記の温度域に冷延鋼板が滞留する時間（保持時間）を意味し、定温で保持される時間に限らない。
　以上により、本発明の引張強度９８０ＭＰａ以上の曲げ加工性に優れた高強度鋼板が得られる。
　なお、本発明の製造方法における加熱処理、冷却処理では、上述した温度範囲内であれば保持温度は一定である必要はなく、また冷却速度や加熱速度が冷却中や加熱中に変化した場合においても、規定の冷却速度、加熱速度の範囲内であれば問題ない。また、熱処理では所望の熱履歴を満足されれば、いかなる設備を用いて熱処理を施されても、本発明の趣旨を損なうものではない。加えて、形状矯正のために調質圧延を施すことも本発明範囲に含まれる。調質圧延では伸び率で０．３％以下が好ましい。本発明では、鋼素材を通常の製鋼、鋳造、熱延の各工程を経て製造する場合を想定しているが、例えば、薄スラブ鋳造などにより熱延工程の一部もしくは全部を省略して製造する場合も本発明の範囲に含まれる。
　さらに、本発明において、得られた高強度鋼板に化成処理などの各種表面処理を施しても本発明の効果を損なうものではない。
　以下、本発明を、実施例に基づいて具体的に説明する。
　表１に示す成分組成を有する鋼素材（スラブ）を出発素材とした。これらの鋼素材を、表２（表２－１と表２－２を合わせて表２とする）、表３（表３－１と表３－２を合わせて表３とする）に示す加熱温度に加熱した後、表２、表３に示す条件にて、熱間圧延し、酸洗した後、次いで冷間圧延、連続焼鈍を施した。一部の鋼板（鋼板Ｎｏ．５）については、冷間圧延を施さなかった。
　以上により得られた冷延鋼板（Ｎｏ．５の場合は鋼板）に対して、組織観察、引張特性、曲げ加工性について、評価した。測定方法を下記に示す。
　（１）組織観察
　フェライト相、ベイナイト相、マルテンサイト相、セメンタイトの金属組織は、鋼板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、２０００倍の倍率で１０視野にわたり走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で板厚１／４位置を観察し、その画像をＭｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製の画像解析ソフト“Ｉｍａｇｅ　Ｐｒｏ　Ｐｌｕｓ　ｖｅｒ．４．０”を使用した画像解析処理により解析し、各相の面積率を求めることができる。フェライト相およびセメンタイトの面積率は、ＳＥＭで撮影した組織写真を用いて目視判定により特定し、画像解析によりフェライト相およびセメンタイトの各々の面積率を求め、これを画像解析した面積で除して各々の面積率とした。本発明の金属組織はフェライト相、残留オーステナイト、セメンタイト以外の残部はベイナイト相および／またはマルテンサイト相であるため、ベイナイト相および／またはマルテンサイト相の面積率は、フェライト相、残留オーステナイト、セメンタイト以外の面積率とした。本発明でいうベイナイトとは、ラス状フェライトの界面に沿って板状のセメンタイトが析出した所謂上部ベイナイト、およびラス状フェライト内にセメンタイトが微細分散した所謂下部ベイナイトを含むものとした。残留オーステナイト相は、鋼板を表面から板厚方向に研削した後、表面から板厚１／４位置が露出するように化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した面を、Ｘ線回折装置でＭｏのＫα線を用いて、ｆｃｃ鉄の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面とｂｃｃ鉄の（２００）面、（２１１）面、（２２０）面の積分強度を測定し、各々の測定値から残留オーステナイトの量を求めて、残留オーステナイト相の面積率とした。フェライト相、ベイナイト相、マルテンサイト相、セメンタイトの金属組織は、測定視野毎に各々の相の面積率を求めて、これらの値を平均（１０視野）して各々の相の面積率とする。
　表層のフェライト相等の面積率
　上記のフェライト相の面積率は、鋼板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、２０００倍の倍率で、腐食後の研磨面における、表面から厚み方向に５０μｍの領域を１０視野にわたり走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、その画像をＭｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製の画像解析ソフト“Ｉｍａｇｅ　Ｐｒｏ　Ｐｌｕｓ　ｖｅｒ．４．０”を使用した画像解析処理により解析し、フェライト相の面積率を求めることができる。すなわち、画像解析により、フェライト相をデジタル画像上で分別し、画像処理し、測定視野毎にフェライト相の面積率を求めることができる。これらの値を平均（１０視野）して表層のフェライト相の面積率とした。
　表層におけるベイナイト相および／またはマルテンサイト相の粒径と面積率は、上記のフェライト相を定量化した位置と同位置にて、１０００～３０００倍のＳＥＭ写真を用いてベイナイト相および／またはマルテンサイト相を特定し、画像解析にて各々の粒径（円相当径）と面積率を算出した。そして粒径が５μｍ超のベイナイト相および／または粒径が５μｍ超のマルテンサイト相について面積率の合計を求めた。前記面積率を１０視野で求め、これを平均して、粒径が５μｍ超のベイナイト相および／またはマルテンサイト相の面積率とした。
　（２）引張特性
　得られた鋼板の圧延方向に対して直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験（ＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１））を実施した。引張試験は破断まで実施して、引張強度、破断伸び（延性）を求めた。本発明では曲げ加工性とともに強度と延性のバランスに優れており、強度（ＴＳ）と延性（Ｅｌ）の積で１３５００ＭＰａ・％以上が得られ、その場合に延性が良好と判断している。好ましくは１４０００ＭＰａ・％以上である。
　　（３）曲げ加工性
　曲げ加工性の評価は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８に規定のＶブロック法に基づき実施した。ここで、曲げ試験は、圧延方向が曲げ稜線となる方向で実施した。評価用サンプルは、鋼板の幅方向の板幅（ｗ）で１／８ｗ、１／４ｗ、１／２ｗ、３／４ｗ、７／８ｗの５箇所で採取した。曲げ試験では曲げ部の外側についてき裂の有無を目視で確認し、き裂が発生しない最小の曲げ半径を限界曲げ半径とした。本発明では５箇所の限界曲げ半径を平均して鋼板の限界曲げ半径とした。表２、表３では、限界曲げ半径／板厚（Ｒ／ｔ）を記載した。本発明ではＲ／ｔが２．０以下を良好と判断している。なお、鋼板の幅方向における曲げ加工性のバラツキが大きいと、幅方向の所定の位置で限界曲げ半径が大きくなり、限界曲げ半径／板厚（Ｒ／ｔ）も大きくなるため、鋼板の幅方向における曲げ加工性のバラツキを限界曲げ半径／板厚（Ｒ／ｔ）で評価できる。
　以上により得られた結果を条件と併せて表２、表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表２および表３より、組織として、面積率が３０％以上のフェライト相と、面積率が４０～６５％のベイナイト相および／またはマルテンサイト相と、面積率が５％以下のセメンタイトを有し、表層のフェライト相の面積率が４０～５５％、表層の粒径が５μｍ超のベイナイト相および／または粒径が５μｍ超のマルテンサイト相の面積率を合計で２０％以下である本発明例では、曲げ加工性が良好である。
　一方、比較例では、強度、曲げ加工性のいずれか一つ以上が低い。特に、成分組成が適切でない比較例は、フェライト相の面積率、ベイナイト相および／またはマルテンサイト相の面積率、セメンタイトの面積率、表層のフェライト相の面積率、表層の粒径５μｍ超のベイナイト相および／または粒径５μｍ超のマルテンサイト相の面積率を適正化しても強度および曲げ加工性は改善されないことがわかる。
　本発明の高強度鋼板は、曲げ加工性に優れ、自動車の車体そのものを軽量化かつ高強度化するための鋼板として利用することができる。

Claims (7)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０７０～０．１００％、Ｓｉ：０．３０～０．７０％、Ｍｎ：２．２０～２．８０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２０％以下、Ａｌ：０．０２０～０．０６０％、Ｎ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．０１０～０．０６０％、Ｔｉ：０．０１０～０．０３０％、Ｂ：０．０００５～０．００３０％、Ｃａ：０．００１５％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    　面積率で、フェライト相を３０％以上、ベイナイト相および／またはマルテンサイト相を４０～６５％、セメンタイトを５％以下含有する組織を有し、
    　表面から厚み方向に５０μｍまでの領域である表層において、面積率で、フェライト相を４０～５５％、粒径が５μｍ超のベイナイト相および／または粒径が５μｍ超のマルテンサイト相を合計で２０％以下とし、
    　引張強度が９８０ＭＰａ以上である高強度鋼板。
  2. 　前記成分組成は、質量％で、さらに、Ｓｂ：０．００５～０．０１５％を含有する成分組成であることを特徴とする請求項１に記載の曲げ加工性に優れた高強度鋼板。
  3. 　前記成分組成は、質量％で、さらに、Ｃｒ：０．３０％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｍｏ：０．２０％以下、Ｃｕ：０．１０％以下、Ｎｉ：０．１０％以下の中から選ばれる１種以上の元素を含有する成分組成である請求項１または２に記載の高強度鋼板。
  4. 　前記成分組成は、質量％で、さらに、ＲＥＭ：０．００１０～０．００５０％を含有する成分組成である請求項１～３のいずれかに記載の高強度鋼板。
  5. 　引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の製造方法であって、
    　請求項１、３、４のいずれかに記載され、Ｓｂを含有しない成分組成を有する鋼素材を、Ａｒ３点以上の温度で仕上圧延し、６００℃以下の温度で巻取る熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延後に、熱延鋼板を酸洗する酸洗工程と、
    　前記酸洗工程で酸洗された鋼板を、２℃／s以上の平均加熱速度で５７０℃以上の温度域まで加熱し、鋼板が７６０～（Ａｃ３－５）℃の温度域にある保持時間を６０秒以上とし、０．１～８℃／sの平均冷却速度で６５０～７２０℃の温度域まで冷却し、鋼板が該温度域にある保持時間を１０～４０秒とし、５～５０℃／sの平均冷却速度で４００℃以下の温度域まで冷却し、鋼板が該４００℃以下の温度域にある保持時間を２００～８００秒とする連続焼鈍工程と、を有することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
  6. 引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の製造方法であって、
    　請求項２～４のいずれかに記載され、Ｓｂ：０．００５～０．０１５％を含有する成分組成を有する鋼素材を、Ａｒ３点以上の温度で仕上圧延し、６００℃以下の温度で巻取る熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延後に、熱延鋼板を酸洗する酸洗工程と、
    　前記酸洗工程で酸洗された鋼板を、２℃／s以上の平均加熱速度で５７０℃以上の温度域まで加熱し、鋼板が７６０～（Ａｃ３－５）℃の温度域にある保持時間を６０秒以上とし、０．１～８℃／sの平均冷却速度で６２０～７４０℃の温度域まで冷却し、鋼板が該温度域にある保持時間を１０～５０秒とし、５～５０℃／sの平均冷却速度で４００℃以下の温度域まで冷却し、鋼板が該４００℃以下の温度域にある保持時間を２００～８００秒とする連続焼鈍工程と、を有することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
  7. 　前記酸洗工程後、前記連続焼鈍工程前に、酸洗された熱延鋼板を、冷間圧延する冷間圧延工程を有する請求項５または６に記載の高強度鋼板の製造方法。
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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019124794A1 (ko) * 2017-12-24 2019-06-27 주식회사 포스코 폭방향을 따라 강도가 차등화된 강판 및 그 제조방법
US20190390314A1 (en) * 2017-01-31 2019-12-26 Jfe Steel Corporation High-strength galvanized hot-rolled steel sheet and method for manufacturing same
JPWO2024181566A1 (ja) * 2023-03-01 2024-09-06

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101975136B1 (ko) * 2015-03-13 2019-05-03 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
CN108950405B (zh) * 2018-08-14 2020-02-18 武汉钢铁有限公司 一种具有良好翻边性能的800MPa级多相钢及生产方法
MX2023010216A (es) * 2021-03-02 2023-09-11 Nippon Steel Corp Hoja de acero.

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007302918A (ja) * 2006-05-09 2007-11-22 Nippon Steel Corp 穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP2008202115A (ja) * 2007-02-21 2008-09-04 Nippon Steel Corp 延性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP2009263752A (ja) * 2008-04-28 2009-11-12 Nippon Steel Corp 穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法と亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP2012012703A (ja) * 2010-05-31 2012-01-19 Jfe Steel Corp 曲げ性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3962501A (en) 1972-12-15 1976-06-08 Nippon Steel Corporation Method for coating of corrosion-resistant molten alloy
DE69607702T2 (de) 1995-02-03 2000-11-23 Nippon Steel Corp., Tokio/Tokyo Hochfester Leitungsrohrstahl mit niedrigem Streckgrenze-Zugfestigkeit-Verhältnis und ausgezeichneter Tieftemperaturzähigkeit
JP3610883B2 (ja) 2000-05-30 2005-01-19 住友金属工業株式会社 曲げ性に優れる高張力鋼板の製造方法
JP3763573B2 (ja) 2002-11-21 2006-04-05 三菱製鋼株式会社 焼入れ性と耐孔食性を改善したばね用鋼
JP4486336B2 (ja) 2003-09-30 2010-06-23 新日本製鐵株式会社 溶接性と延性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板および高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
KR101165166B1 (ko) * 2003-09-30 2012-07-11 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 용접성과 연성이 우수한 고항복비 고강도 열연 강판 및 고항복비 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고항복비 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판
JP4788291B2 (ja) * 2005-10-27 2011-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP4916189B2 (ja) 2006-03-03 2012-04-11 新日本製鐵株式会社 曲げ加工性と耐穴あけ性に優れた鋼板
JP5194878B2 (ja) 2007-04-13 2013-05-08 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5376927B2 (ja) 2008-12-11 2013-12-25 日新製鋼株式会社 曲げ加工性に優れた高比例限鋼板の製造方法
JP4924730B2 (ja) * 2009-04-28 2012-04-25 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性、溶接性および疲労特性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR101253885B1 (ko) 2010-12-27 2013-04-16 주식회사 포스코 연성이 우수한 성형 부재용 강판, 성형 부재 및 그 제조방법
JP5408314B2 (ja) 2011-10-13 2014-02-05 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007302918A (ja) * 2006-05-09 2007-11-22 Nippon Steel Corp 穴拡げ性と成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP2008202115A (ja) * 2007-02-21 2008-09-04 Nippon Steel Corp 延性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP2009263752A (ja) * 2008-04-28 2009-11-12 Nippon Steel Corp 穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法と亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP2012012703A (ja) * 2010-05-31 2012-01-19 Jfe Steel Corp 曲げ性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20190390314A1 (en) * 2017-01-31 2019-12-26 Jfe Steel Corporation High-strength galvanized hot-rolled steel sheet and method for manufacturing same
US10927441B2 (en) * 2017-01-31 2021-02-23 Jfe Steel Corporation High-strength galvanized hot-rolled steel sheet and method for manufacturing same
WO2019124794A1 (ko) * 2017-12-24 2019-06-27 주식회사 포스코 폭방향을 따라 강도가 차등화된 강판 및 그 제조방법
JPWO2024181566A1 (ja) * 2023-03-01 2024-09-06
WO2024181566A1 (ja) * 2023-03-01 2024-09-06 日本製鉄株式会社 鋼板およびその製造方法
JP7849641B2 (ja) 2023-03-01 2026-04-22 日本製鉄株式会社 鋼板およびその製造方法

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