WO2020158065A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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霊玲 楊
達也 中垣内
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet mainly used as an automobile part and a method for producing the same, and in particular, a high-strength steel sheet having a yield strength of 550 MPa or more, excellent shear burr suppression and workability, and the production thereof. Regarding the method.
  • Patent Document 1 discloses a cold-rolled steel sheet excellent in burr resistance and drawability during press forming and a method for manufacturing the same.
  • Patent Document 2 discloses a high-strength cold-rolled steel sheet having a tensile strength of 900 MPa or more, which is excellent in mechanical cutting properties, a manufacturing method thereof, and a high-strength galvanized steel sheet and a manufacturing method thereof.
  • Patent Document 3 discloses a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in mechanical cutting properties, a high-strength galvannealed steel sheet, and methods for producing them.
  • Patent Document 4 discloses a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent burr resistance and a method for manufacturing the same.
  • the high-strength steel sheet of Patent Document 2 and the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of Patent Document 3 have excellent mechanical shearing properties by dispersing an oxide in the surface layer of the steel sheet.
  • the dispersed oxide becomes a starting point of crack formation during processing, and the formability deteriorates, which poses a practical problem.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of Patent Document 4 has a problem that the strength is insufficient and it is difficult to use for higher-strength parts.
  • the present invention advantageously solves the problems of the above-mentioned conventional techniques, and an object thereof is to provide a high-strength steel sheet excellent in shear burr suppression and excellent in workability, and a manufacturing method thereof.
  • the present inventors have examined the steel sheet structure before shearing, and after optimizing the component composition, optimize the proportion of fresh martensite in the steel sheet structure and the adjacent structure. By doing so, they have found that a steel sheet with high shear ductility and high ductility can be obtained, and the present invention has been completed.
  • the present invention was made based on the above findings, and specifically provides the following. [1]% by mass, C: 0.07 to 0.25%, Si: 0.01 to 1.80%, Mn: 1.8 to 3.2%, P: 0.05% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.01 to 2.0%, N: 0.01% or less, B: 0.0001 to 0.005%, Ti: 0.005 to 0.04%, Nb: a component composition containing at least one of 0.005 to 0.06% and the balance being Fe and inevitable impurities,
  • the area ratio of ferrite is 5 to 30%
  • the total area ratio of tempered martensite and bainite is 40 to 90%
  • pearlite is 0 to 5%
  • fresh martensite is The total area ratio of the sites and the residual ⁇ is 5 to 30%, and the ratio of the total area ratio of the fresh martensite and the residual ⁇ to the total area ratio of the tempered martensite, bainite and pearlite is 0.
  • a ratio of the fresh martensite and the residual ⁇ adjacent to ferrite is 30% or more in terms of a total area ratio, and has a steel structure,
  • further, in mass% contains at least one of Mo: 0.03 to 0.50% and Cr: 0.1 to 1.0%, and a total of 1% or less.
  • a steel slab having the component composition according to any one of [1] to [3] is hot-rolled, then cooled at an average cooling rate of 10 to 30° C./s, and a winding temperature of 400 to A hot rolling step of winding under the condition of 700°C, A cold rolling step of cold rolling the hot rolled steel sheet obtained in the hot rolling step, The cold-rolled steel sheet obtained in the cold-rolling step is subjected to bending-bending back by a roll having a radius of 800 mm or less in a temperature range from 600° C. to an annealing temperature for a total of 2 to 5 times, and then an annealing temperature of 750 to 900° C.
  • Annealing time in the temperature range 30 to 200 seconds, cooling from the annealing temperature to a temperature range of 200 to 340°C at an average cooling rate of 10°C/s or more, and reheating to a temperature range of 350 to 600°C.
  • the method for manufacturing a high-strength steel sheet according to [6] which includes a plating step of performing a plating treatment after the annealing step.
  • the method for producing a high strength steel sheet according to [7] wherein the plating treatment is hot dip galvanizing treatment or hot dip galvanizing treatment.
  • the high strength in the present invention means that the yield strength (yield point, YP) is 550 MPa or more.
  • the steel sheet of the present invention has a specific composition and a specific steel structure. Therefore, the steel sheet of the present invention will be described in the order of composition and steel structure.
  • the steel sheet of the present invention contains the following component compositions.
  • “%”, which is a unit of the content of components, means “mass %”.
  • C 0.07 to 0.25%
  • C is an element necessary to generate martensite and increase the strength.
  • 550 MPa or more which is the desired yield strength
  • the content of 0.07% or more is required. If the C content is less than 0.07%, martensite is generated and the yield strength does not reach 550 MPa or more. In addition, it is difficult to form fresh martensite, and burr becomes remarkable.
  • the amount of C exceeds 0.25%, the strength will increase excessively and carbide will be easily generated.
  • Carbide serves as a starting point of void generation during processing, resulting in deterioration of workability. Therefore, the C content is limited to the range of 0.07 to 0.25%. It is preferably 0.09% or more, and preferably 0.20% or less. It is more preferably 0.11% or more, and even more preferably 0.16% or less.
  • Si 0.01 to 1.80% Si is an element having the effect of increasing the hardness of the steel sheet by solid solution strengthening. In order to stably secure the yield strength, Si needs to be contained in an amount of 0.01% or more. On the other hand, when Si exceeds 1.80%, an opening along the segregation tends to occur during shearing due to segregation, and burrs are also noticeable. Therefore, the upper limit is set to 1.80%. It is preferably 0.3% or more, and preferably 1.2% or less. It is more preferably 0.5% or more, and even more preferably 1.1% or less.
  • Mn 1.8 to 3.2%
  • Mn is an element that has the effect of increasing the hardness of the steel sheet. Further, it is an element that suppresses ferrite transformation, bainite transformation, etc., and increases the strength of the material by forming martensite. Further, since fresh martensite is easily formed, it is possible to suppress the generation of burrs. Therefore, Mn needs to be contained at 1.8% or more.
  • the upper limit of Mn is set to 3.2%. It is preferably 2.3% or more, and preferably 3.0%. It is more preferably 2.5% or more, and even more preferably 2.9% or less.
  • P 0.05% or less P segregates at grain boundaries to reduce workability. Therefore, P is set to 0.05% or less. It is preferably 0.03% or less, more preferably 0.02% or less. The lower limit is not particularly specified, but 0.0005% or more is preferable from the economical aspect of melting.
  • S 0.02% or less S combines with Mn to form coarse MnS and becomes a starting point of void generation during processing, so it is preferable to reduce the S amount, and S is 0.02% or less. I wish I had it. It is preferably 0.01% or less, more preferably 0.002% or less. The lower limit is not particularly specified, but 0.0001% or more is preferable from the economical aspect of melting.
  • Al 0.01-2.0%
  • Al is an element that acts as a deoxidizer. Further, Al may suppress the precipitation of cementite, and in order to obtain the effect, it is necessary to contain 0.01% or more. On the other hand, when it exceeds 2.0%, the oxides and nitrides become aggregated and coarsened, and become the starting point of void generation during processing. Therefore, Al is set to 2.0% or less. It is preferably 0.03% or more, and preferably 0.1% or less.
  • N 0.01% or less N is a harmful element in the present invention, and it is preferable to reduce it as much as possible. N combines with Ti to form TiN. If N exceeds 0.01%, the amount of TiN formed is large, and this is the starting point for the generation of voids during processing, so the workability deteriorates. Therefore, N is set to 0.01% or less. It is preferably 0.006% or less. The lower limit is not particularly specified, but 0.0005% or more is preferable from the economical aspect of melting.
  • B 0.0001 to 0.005%
  • Ti 0.005 to 0.04%
  • Nb 0.005 to 0.06% or less
  • B 0.0001 to 0.005%
  • B segregates at the austenite grain boundaries, delays the ferrite transformation after rolling, and facilitates the formation of fresh martensite. In order to obtain this effect sufficiently, the B content must be 0.0001% or more.
  • B forms Fe 23 (CB) 6 and becomes a starting point of generation of voids during processing, resulting in deterioration of workability. Therefore, B is limited to the range of 0.0001 to 0.005%.
  • Ti 0.005-0.04%
  • Ti combines with N to form a nitride, thereby suppressing the formation of BN and eliciting the effect of B.
  • TiN is formed to make the crystal grains finer and contribute to the strengthening of the steel sheet.
  • the Ti content needs to be 0.005% or more.
  • it exceeds 0.04% coarse carbides containing Ti are likely to be formed, and desired tensile strength cannot be obtained. Therefore, Ti is limited to the range of 0.005 to 0.04%.
  • Nb 0.005 to 0.06%
  • Nb is an element that further improves the effect of the present invention. Since Nb promotes the miniaturization of martensite, fresh martensite is likely to remain and burr generation can be suppressed. In order to obtain this effect, the Nb content needs to be 0.005% or more. On the other hand, if it exceeds 0.06%, Nb carbide precipitates and becomes a starting point of void generation during processing, so that the workability is deteriorated. Therefore, Nb is limited to the range of 0.06% or less. It is preferably 0.01% or more and preferably 0.04% or less.
  • the above are the basic ingredients.
  • the high-strength steel sheet of the present invention contains the above-mentioned basic components, and the balance other than the above-mentioned basic components has a component composition containing Fe (iron) and inevitable impurities.
  • the high-strength steel sheet of the present invention contains the above-mentioned basic components and the balance has a composition of Fe and inevitable impurities.
  • the high-strength steel sheet of the present invention may contain the following components as optional components in addition to the above-mentioned component composition.
  • the high-strength steel sheet of the present invention is, in addition to the above-mentioned composition, any one or more of Mo: 0.03 to 0.50% and Cr: 0.1 to 1.0% in total of 1% or less as an optional element. You may contain as. If either one or more of Mo and Cr exceeds 1% in total, the ferrite fraction is low and fresh martensite increases. Therefore, it is preferable that one or more of Mo and Cr be 1% or less in total.
  • Mo 0.03 to 0.50% Mo promotes nucleation of austenite and makes martensite fine. In order to obtain this effect, the content of Mo is set to 0.03% or more. On the other hand, when Mo segregates at the grain boundaries, grain growth of ferrite is stopped, so that the ferrite fraction becomes low. In order to suppress this, when Mo is contained, the content is set to 0.50% or less. More preferably, it is 0.30% or less.
  • Cr 0.1-1.0% Cr is an element having an effect of suppressing temper embrittlement. Therefore, the effect of the present invention is further increased by including it. Therefore, when Cr is contained, the content is 0.1% or more. However, if the content exceeds 1.0%, the formation of Cr carbide is caused and the workability is deteriorated. Therefore, when Cr is contained, the content is 1.0% or less.
  • the high-strength steel sheet of the present invention is further composed of Cu, Ni, Sn, As, Sb, Ca, Mg, Pb, Co, Ta, W, REM, Zn, V, Sr, Cs, and Hf in addition to the above-mentioned composition. Any one or more of them may be contained in a total amount of 0.5% or less as an optional element. It is preferably 0.1% or less, more preferably 0.03% or less.
  • component composition of the high-strength steel sheet of the present invention has been described above, in order to obtain the effect expected in the present invention, it is not sufficient to adjust the component composition to the above range, and a specific range for the steel structure is set. It is important to control to the satisfaction.
  • the steel structure of the present invention will be described below.
  • the steel structure of the present invention is a structure in the plate thickness cross section in the rolling direction.
  • Area ratio of ferrite 5-30% Ferrite is a soft phase, and it is effective to configure the metal structure with ferrite crystal grains having a low dislocation density and excellent ductility. In order to obtain such an effect, the area ratio is set to 5% or more. On the other hand, when the area ratio exceeds 30%, ferrite is likely to be deformed, so that burrs are significantly generated during shearing. Therefore, the area ratio of ferrite is set to 5 to 30%. In addition, it is preferably 8% or more, and preferably 25% or less.
  • Area ratio of tempered martensite and bainite is 40 ⁇ 90% Since the hardness of tempered martensite and bainite is higher than that of ferrite and lower than that of fresh martensite, voids between the hard phase and the soft phase are less likely to occur. In order to obtain such effects, the area ratio is 40% or more. On the other hand, when the area ratio exceeds 90%, the occurrence of burrs during shearing becomes remarkable. Therefore, the total area ratio of tempered martensite and bainite is set to 40 to 90%. In addition, it is preferably 50% or more, and preferably 80% or less.
  • Perlite area ratio 0-5% If the area ratio of pearlite exceeds 5%, the occurrence of burrs during shearing becomes remarkable, so the area ratio of pearlite is set to 0 to 5%.
  • the area ratio of pearlite can be determined by mirror-polishing and etching the cross section of the test piece, taking a photograph of the rolled cross section of the test piece with a visual field of 400 times using an optical microscope, and performing image processing of the cross section photograph. ..
  • Area ratio of total of fresh martensite and residual ⁇ 5 to 30% Since fresh martensite is a hard phase and is not easily deformed during shearing, burr generation can be suppressed.
  • the residual ⁇ of the present invention transforms into fresh martensite even with a small amount of strain. Therefore, in order to obtain the effect of suppressing the occurrence of burrs, the total area ratio of fresh martensite and residual ⁇ is set to 5% or more. On the other hand, if it exceeds 30%, voids are likely to appear during processing and the workability deteriorates. Therefore, the total area ratio of fresh martensite and residual ⁇ is set to 5 to 30%.
  • Ratio of total area ratio of fresh martensite and residual ⁇ to total area ratio of tempered martensite, bainite and pearlite 0.5 or less
  • Hard second phase other than fresh martensite and residual ⁇ is tempered martensite. Sight, bainite and perlite. If the ratio of the total area ratio of fresh martensite and residual ⁇ to the total area ratio of tempered martensite, bainite, and pearlite exceeds 0.5, voids are likely to occur during processing, and workability deteriorates. .. Therefore, the ratio of the total area ratio of fresh martensite and residual ⁇ to the total area ratio of tempered martensite, bainite, and pearlite is set to 0.5 or less. It is preferably 0.4 or less.
  • Proportion of fresh martensite and residual ⁇ adjacent to ferrite in fresh martensite and residual ⁇ 30% or more in total area ratio
  • the total proportion of fresh martensite and residual ⁇ adjacent to ferrite is the total area ratio
  • the ratio of the fresh martensite and the residual ⁇ adjacent to the ferrite is 30% or more in terms of the total area ratio. It is preferably 90% or less.
  • the high-strength steel plate of the present invention may have a plating layer on the steel plate surface.
  • the type of plating layer is not particularly limited. Examples include a hot-dip galvanized layer and an alloyed hot-dip galvanized layer.
  • the surface defined in the present invention means the interface between the plating layer and the steel sheet when it has a plating layer.
  • the method for producing a high-strength steel sheet according to the present invention has a hot rolling step, a cold rolling step and an annealing step. Further, when the high-strength steel sheet of the present invention is a high-strength steel sheet having a plating layer, it further has a plating step. Each of these steps will be described below.
  • the hot rolling step is a step in which a steel slab having the above-described composition is hot-rolled, then cooled at an average cooling rate of 10 to 30° C./s and wound at a winding temperature of 400 to 700° C. is there.
  • the melting method of the steel material is not particularly limited, and a known melting method such as a converter or an electric furnace can be adopted. After melting, it is preferable to form a steel slab (steel material) by a continuous casting method because of problems such as segregation, but as a slab by a known casting method such as an ingot-bulk rolling method and a thin slab continuous casting method. Is also good.
  • a known melting method such as a converter or an electric furnace
  • the steel slab may be reheated in a heating furnace and then rolled, or if the temperature is maintained at a predetermined temperature or higher, the steel slab should be heated. Instead, it may be directly sent and rolled.
  • the steel material obtained above is subjected to hot rolling including rough rolling and finish rolling.
  • the steel material before rough rolling holds a temperature equal to or higher than a predetermined temperature, and when the carbide in the steel material is melted, the step of heating the steel material before rough rolling is It can be omitted.
  • the rough rolling conditions do not need to be particularly limited. Further, there is no need to particularly limit the finish rolling.
  • Average cooling rate after hot rolling 10 to 30°C/s
  • the average cooling rate up to the coiling temperature is less than 10° C./s, ferrite grains do not grow and the workability deteriorates.
  • the average cooling rate is 10 to 30° C./s. It is preferably 15° C. or higher, and preferably 25° C./s or lower.
  • Winding temperature 400-700°C If the winding temperature is lower than 400°C, a low temperature transformation phase such as bainite is generated, the amount of fresh martensite is small, and burrs are likely to be generated during shearing. On the other hand, when the winding temperature exceeds 700° C., the ferrite grain size becomes coarse and the strength decreases. Therefore, the winding temperature is 400 to 700°C. It is preferably 500° C. or higher, and preferably 600° C. or lower.
  • the cold rolling step is a step of cold rolling the hot rolled steel sheet obtained by the above method.
  • Rolling rate is not particularly limited in the cold rolling process. For example, it is preferable to adjust the rolling rate within the range of 30 to 80%.
  • the annealing step is performed by bending the cold-rolled steel sheet obtained in the cold rolling step with a roll having a radius of 800 mm or less in a temperature range from 600° C. to the annealing temperature for a total of 2 to 5 times, and then 750 to 900.
  • Annealing time in the annealing temperature range of °C 30 to 200 seconds, cooling from the annealing temperature to a temperature range of 200 to 340°C at an average cooling rate of 10°C/s or more, and a temperature range of 350 to 600°C It is a process performed under the condition of reheating to 10 to 300 seconds.
  • bending and unbending are performed a total of 2 to 5 times with rolls having a radius of 800 mm or less.
  • the desired steel structure cannot be obtained by simply heating. If the desired steel structure is not obtained, the occurrence of burrs becomes remarkable. Therefore, in order to obtain a desired steel structure, bending and unbending are performed in a high temperature range from 600° C. to the annealing temperature to promote the nucleation of the second phase. By performing this bending and bending back, the ratio of the total area ratio of the fresh martensite and the residual ⁇ to the total area ratio of the tempered martensite, bainite and pearlite can be adjusted to 0.5 or less, and burrs are generated during shearing.
  • the roll diameter In order to make the ratio of the total area ratio of fresh martensite and residual ⁇ to the total area ratio of tempered martensite, bainite, and pearlite 0.5 or less, the roll diameter must be 800 mm or less. .. In addition, it is preferably 700 mm or less. The roll diameter is preferably 200 mm or more. In addition, when the number of bending and bending back is more than 5 times and less than 2 times, the ratio of the total area ratio of fresh martensite and residual ⁇ to the total area ratio of tempered martensite, bainite and pearlite exceeds 0.5. Therefore, the number of times is set to 2 times or more and 5 times or less. Preferably, it is 4 times or less. It should be noted that the number of times of bending and bending back does not mean that bending and bending back are combined once, but the number of times is counted as one bending and one bending back.
  • Annealing temperature 750 to 900° C.
  • annealing time 30 to 200 seconds If the annealing temperature is less than 750° C. or the holding time is less than 30 seconds, the progress of recovery is slow and a sufficient fresh martensite fraction cannot be obtained. On the other hand, when the annealing temperature exceeds 900° C., the fresh martensite fraction becomes high, the ferrite fraction becomes low, and the workability deteriorates. Further, if the annealing time exceeds 200 seconds, workability may be deteriorated due to the precipitation of a large amount of iron carbide. Therefore, the annealing temperature is 750 to 900° C., preferably 800° C. or higher, and preferably 900° C. or lower. The holding time is 30 to 200 seconds, preferably 50 seconds or more, and preferably 150 seconds or less.
  • Average cooling rate from annealing temperature to 200 to 340° C. 10° C./s or more
  • the average cooling rate is less than 10° C./s, ferrite grains grow and the area ratio of ferrite may exceed 30%. , Burrs are more likely to occur.
  • the average cooling rate from the annealing temperature to 200 to 340° C. is 10° C./s or more.
  • the upper limit is not particularly specified, but 100°C/s or less is preferable.
  • Reheating temperature 350 to 600° C.
  • reheating time 10 to 300 seconds
  • the reheating time (holding time) is less than 10 seconds
  • the ratio of the pre-fresh martensite adjacent to the ferrite and the residual ⁇ is less than 30% in total area ratio. Therefore, the reheating temperature is 350 to 600° C. and the holding time is 10 to 300 seconds.
  • the type of plating layer is not particularly limited in the present invention, and therefore the type of plating treatment is also not particularly limited.
  • a hot dip galvanizing process and an alloying process alloying hot dip galvanizing process which alloys after the process can be mentioned.
  • a slab having the composition shown in Table 1 was hot-rolled, cold-rolled and annealed under the conditions shown in Table 2 to produce a steel sheet.
  • the roll diameter used for bending and bending back in the annealing process was 425 mm in radius.
  • the steel sheets produced under the conditions shown in Table 2 were immersed in a plating bath to form a hot dip galvanized layer having a coating adhesion amount of 20 to 80 g/m 2 . Further, a part of them was subjected to an alloying treatment after forming the hot-dip galvanized layer to obtain an alloyed hot-dip galvanized steel sheet. After the plating treatment, cooling was performed.
  • the material classification is also shown in Table 2.
  • the survey method is as follows.
  • Area ratio of ferrite, total area ratio of tempered martensite and bainite, total area ratio of fresh martensite and residual ⁇ , ratio of fresh martensite and residual ⁇ adjacent to ferrite among fresh martensite and residual ⁇ was determined by image analysis of the observation result by the scanning electron microscope.
  • the area ratio of ferrite was determined by extracting only the ferrite portion in each tissue visual field, determining the area ratio occupied by the ferrite with respect to the observation visual field area, and averaging the area ratio values of the 10 visual fields.
  • the total area ratio of tempered martensite and bainite in each observation view, extract only the tempered martensite and bainite portion, and obtain the area ratio occupied by the tempered martensite and bainite with respect to the observation view area. The value was obtained by averaging the area ratio values of 10 fields of view.
  • the total area ratio of fresh martensite and residual ⁇ is, in each observation visual field, only the fresh martensite and residual ⁇ portion are extracted, and the area ratio of fresh martensite and residual ⁇ to the observation visual field area is calculated. It was determined by averaging the values of the area ratios of 10 fields of view.
  • Ratio of fresh martensite and residual ⁇ of fresh martensite and residual ⁇ adjacent to ferrite is the ratio of fresh martensite and residual ⁇ adjacent to ferrite determined by image analysis in each observation visual field. Then, the value obtained by dividing the value by the total area of fresh martensite and residual ⁇ existing in the observation visual field is "the ratio of fresh martensite and residual ⁇ adjacent to ferrite among fresh martensite and residual ⁇ ". was calculated by averaging the respective ratios of the 10 visual fields. In addition, perlite was confirmed as the other phase.
  • All of the examples of the present invention are excellent in suppressing shear burr, and have high El and high ductility, and are excellent in workability.

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Abstract

せん断バリ抑制に優れるとともに、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ことを目的とする。　所定の成分組成と、圧延方向の板厚断面において、フェライトの面積率が５～３０％であり、焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率が４０～９０％であり、パーライトが０～５％であり、フレッシュマルテンサイトおよび残留γの合計の面積率が５～３０％であり、前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留γの合計の面積率の、前記焼き戻しマルテンサイト、ベイナイトおよびパーライトの合計の面積率に対する比が０．５以下であり、前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留γのうち、フェライトと隣接する前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留γの割合が、合計の面積率で３０％以上である鋼組織を有し、降伏強さが５５０ＭＰａ以上である高強度鋼板。

Description

高強度鋼板およびその製造方法
　本発明は、主に自動車の部品として用いられる高強度鋼板およびその製造方法に関するものであり、特に、降伏強さが５５０ＭＰａ以上であり、せん断バリ抑制および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。
　近年、移動体、例えば自動車業界においては、地球環境の保全という観点から、炭酸ガス（ＣＯ２）排出量を削減すべく、自動車の燃費を改善することが常に重要な課題となってきた。自動車の燃費向上には、自動車車体の軽量化を図ることが有効であり、自動車車体の強度を維持しつつ車体の軽量化を図る必要がある。自動車部品用素材となる鋼板を高強度化し、構造を簡略化して部品点数を削減することができれば、軽量化が達成できる。
　しかしながら、鋼板の高強度化に伴い、鋼板を加工する装置の劣化が問題となっている。鋼板のせん断時、工具の磨耗や刃こぼれといった問題が顕在化し、特に鋼板のせん断バリによる工具寿命の低下が問題となっている。このような背景に鑑み、せん断時のバリ低減技術として、様々な技術が提案されている。
　例えば、特許文献１には、プレス成形時の耐バリ性、絞り性に優れた冷延鋼板およびその製造方法が開示されている。また、特許文献２には、機械切断特性に優れた引張最大９００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板およびその製造方法、並びに高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法が開示されている。また、特許文献３には、機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法が開示されている。また、特許文献４には、耐バリ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法が開示されている。
特開平４－１２０２４２号公報 特開２０１１－１１１６７３号公報 特許第５３５４１３５号公報 特開２０１１－１６８８８０号公報
　特許文献１の冷延鋼板は、リン化物や硫化物などの介在物を分散させることで打ち抜き時にこれらの介在物をボイド発生の起点とし、バリ高さを低減させるものである。しかしながら、ＳやＰなど積極的に添加することにより溶接性が低下してしまい、実用上に課題が残る。
　特許文献２の高強度鋼板および特許文献３の高強度溶融めっき鋼板は、鋼板の表層に酸化物を分散させることで機械せん断特性に優れているものである。しかしながら、分散させた酸化物は加工時の亀裂形成の起点となり、成形性が落ちてしまい実用上に課題がある。
　特許文献４の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、強度が不十分であり、さらなる高強度部品には使用しにくいという問題がある。
　本発明は、上記した従来技術が抱える問題を有利に解決するものであり、せん断バリ抑制に優れるとともに、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ことを目的とする。
　上記の目的を達成するためには、本発明者らは、せん断前の鋼板組織について検討した結果、成分組成を適正化した上で、鋼板組織におけるフレッシュマルテンサイトの割合および隣接組織を適正化することにより、せん断バリが発生しにくくかつ高延性な鋼板を得られることを見出し、本発明を完成させた。
　本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、具体的には以下のものを提供する。
[１]質量％で、Ｃ：０．０７～０．２５％、Ｓｉ：０．０１～１．８０％、Ｍｎ：１．８～３．２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～２．０％、Ｎ：０．０１％以下を含有し、Ｂ：０．０００１～０．００５％、Ｔｉ：０．００５～０．０４％、Ｎｂ：０．００５～０．０６％のいずれか１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
圧延方向の板厚断面において、フェライトの面積率が５～３０％であり、焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率が４０～９０％であり、パーライトが０～５％であり、フレッシュマルテンサイトおよび残留γの合計の面積率が５～３０％であり、前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留γの合計の面積率の、前記焼き戻しマルテンサイト、ベイナイトおよびパーライトの合計の面積率に対する比が０．５以下であり、前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留γのうち、フェライトと隣接する前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留γの割合が、合計の面積率で３０％以上である鋼組織を有し、
降伏強さが５５０ＭＰａ以上である高強度鋼板。
［２］前記成分組成に加えてさらに、質量％で、Ｍｏ：０．０３～０．５０％、Ｃｒ：０．１～１．０％のいずれか１種以上を合計で１％以下を含有する［１］に記載の高強度鋼板。
［３］前記成分組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｃｏ、Ｔａ、Ｗ、ＲＥＭ、Ｚｎ、Ｖ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆのいずれか１種以上を合計で０．５％以下を含有することを特徴とする［１］または［２］に記載の高強度鋼板。
［４］鋼板表面にめっき層を有する［１］～［３］のいずれかに記載の高強度鋼板。
［５］前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層である［４］に記載も高強度鋼板。
［６］［１］～［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延後、平均冷却速度が１０～３０℃／ｓの条件で冷却し、巻取温度が４００～７００℃の条件で巻取る熱延工程と、
前記熱延工程で得られた熱延鋼板を冷間圧延する冷延工程と、
前記冷延工程で得られた冷延鋼板を、６００℃から焼鈍温度までの温度域において半径８００ｍｍ以下のロールで曲げ曲げ戻しを合計２回以上５回以下行い、その後７５０～９００℃の焼鈍温度域で焼鈍時間：３０～２００秒の条件で焼鈍し、前記焼鈍温度から１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で２００～３４０℃の温度域に冷却し、３５０～６００℃の温度域に再加熱して１０～３００秒保持する条件で行う焼鈍工程を有する高強度鋼板の製造方法。
［７］前記焼鈍工程後に、めっき処理を行うめっき工程を有する［６］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［８］前記めっき処理は、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理である［７］に記載の高強度鋼板の製造方法。
　本発明によれば、せん断バリ抑制に優れるとともに、加工性に優れた高強度鋼板を得られる。
　なお、本発明における高強度とは、降伏強さ（降伏点、ＹＰ）が５５０ＭＰａ以上をいう。
　以下、本発明を具体的に説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　本発明の鋼板は、特定の成分組成と特定の鋼組織とを有する。そこで、成分組成、鋼組織の順で本発明の鋼板を説明する。
　本発明の鋼板は下記の成分組成を含む。下記の説明において、成分の含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０７～０．２５％
　Ｃはマルテンサイトを生成させて強度を上昇させるために必要な元素である。所望の降伏強さである５５０ＭＰａ以上の高強度を確保するためには、０．０７％以上の含有を必要とする。Ｃ量が０．０７％未満では、マルテンサイトが生成し、降伏強さが５５０ＭＰａ以上にならない。また、フレッシュマルテンサイトが形成しにくく、バリの発生が顕著となる。一方、Ｃ量が０．２５％を超えると強度が増加し過ぎるうえに、炭化物が生成しやすくなる。炭化物は加工時のボイド発生の起点となるため、加工性が低下する。したがって、Ｃ量は０．０７～０．２５％の範囲に限定した。好ましくは０．０９％以上であり、好ましくは０．２０％以下である。より好ましくは０．１１％以上であり、より好ましくは０．１６％以下である。
　Ｓｉ：０．０１～１．８０％
　Ｓｉは固溶強化により鋼板の硬度を高める作用を有する元素である。降伏強さを安定的に確保するために、Ｓｉは０．０１％以上の含有を必要とする。一方、Ｓｉは１．８０％を超えると、偏析によりせん断時に偏析に沿った開口が生じやすいうえ、バリの発生も顕著となる。このため、上限を１．８０％とする。好ましくは０．３％以上であり、好ましくは１．２％以下である。より好ましくは０．５％以上であり、より好ましくは１．１％以下である。
　Ｍｎ：１．８～３．２％
　Ｍｎは鋼板の硬度を高める作用を有する元素である。また、フェライト変態やベイナイト変態などを抑えてマルテンサイトの生成で素材の強度を上昇させる元素である。また、フレッシュマルテンサイトが形成しやすくなるため、バリの発生を抑制できる。このため、Ｍｎは１．８％以上の含有を必要とする。一方、Ｍｎ量が多くなると、Ｍｎの偏析が生じやすくなり、加工時に偏析に沿ってボイドが生じやすく加工性が低下するため、Ｍｎの上限は３．２％とする。好ましくは２．３％以上であり、好ましくは３．０％である。より好ましくは２．５％以上であり、より好ましくは２．９以下％である。
　Ｐ：０．０５％以下
　Ｐは粒界に偏析して加工性を低下させる。そのため、Ｐは０．０５％以下とした。好ましくは０．０３％以下であり、より好ましくは０．０２％以下である。下限については、特に規定しないが、溶製上の経済性から０．０００５％以上が好ましい。
　Ｓ：０．０２％以下
　Ｓは、Ｍｎと結合して粗大なＭｎＳを形成し、加工時のボイド発生の起点となるため、Ｓ量は低減することが好ましく、Ｓは０．０２％以下であればよい。好ましくは０．０１％以下であり、より好ましくは０．００２％以下である。下限については、特に規定しないが、溶製上の経済性から０．０００１％以上が好ましい。
　Ａｌ：０．０１～２．０％
　Ａｌは脱酸剤として作用する元素である。また、Ａｌはセメンタイトの析出を抑制することがあり、その効果を得るために、０．０１％以上含有する必要がある。一方、２．０％を超えると、酸化物や窒化物が凝集粗大化して加工時のボイド発生の起点となる。したがって、Ａｌは２．０％以下とした。好ましくは０．０３％以上であり、好ましくは０．１％以下である。
　Ｎ：０．０１％以下
　Ｎは本発明においては有害な元素であり、極力低減することが好ましい。ＮはＴｉと結合してＴｉＮを形成する。Ｎが０．０１％を超えると、形成されるＴｉＮ量が多くなることに起因して加工時のボイド発生の起点となるため、加工性が低下する。したがって、Ｎは０．０１％以下とした。好ましくは０．００６％以下である。下限については、特に規定しないが、溶製上の経済性から０．０００５％以上が好ましい。
　Ｂ：０．０００１～０．００５％、Ｔｉ：０．００５～０．０４％、Ｎｂ：０．００５～０．０６％以下のいずれか１種以上
　Ｂ：０．０００１～０．００５％
　Ｂはオーステナイト粒界に偏析して、圧延後のフェライト変態を遅延させ、フレッシュマルテンサイトが形成しやすくなる。この効果を十分に得るには、Ｂの含有量は０．０００１％以上にする必要がある。一方、０．００５％を超えると、ＢはＦｅ２３（ＣＢ）６を形成して加工時のボイド発生の起点となるため、加工性が低下する。このため、Ｂは０．０００１～０．００５％の範囲に限定する。
　Ｔｉ：０．００５～０．０４％
　ＴｉはＮと結合し、窒化物を形成することにより、ＢＮの形成を抑制し、Ｂの効果を引き出すとともに、ＴｉＮを形成させて結晶粒を微細化して鋼板の高強度化に寄与する。この効果を得るため、Ｔｉの含有量は０．００５％以上にする必要がある。一方、０．０４％を超えると、粗大なＴｉを含有する炭化物が生じやすく、所望の引張強さが得られなくなる。このため、Ｔｉは０．００５～０．０４％の範囲に限定する。
　Ｎｂ：０．００５～０．０６％
　Ｎｂは本発明の効果をさらに向上させる元素である。Ｎｂがマルテンサイト微細化を促進することによりフレッシュマルテンサイトが残りやすく、バリの発生が抑制できる。この効果を得るため、Ｎｂの含有量は０．００５％以上にする必要がある。一方、０．０６％を超えると、Ｎｂ炭化物が析出して加工時のボイド発生の起点となるため、加工性が低下する。このため、Ｎｂは０．０６％以下の範囲に限定する。好ましくは０．０１％以上であり、好ましくは０．０４％以下である。
　以上が基本成分である。本発明の高強度鋼板は、上記基本成分を含有し、上記基本成分以外の残部はＦｅ（鉄）および不可避的不純物を含む成分組成を有する。ここで、本発明の高強度鋼板は、上記基本成分を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。
　本発明の高強度鋼板は、上記成分組成に加えて、下記の成分を任意成分として含有させることができる。
　本発明の高強度鋼板は、上記成分組成に加えて、Ｍｏ：０．０３～０．５０％、Ｃｒ：０．１～１．０％のいずれか一種以上を合計で１％以下を任意元素として含有してもよい。Ｍｏ、Ｃｒのいずれか一種以上が合計で１％を超えると、フェライト分率が低くて、フレッシュマルテンサイトが増える。このためＭｏ、Ｃｒのいずれか一種以上は合計で１％以下が好ましい。
　Ｍｏ：０．０３～０．５０％
　Ｍｏはオーステナイトの核生成を促進し、マルテンサイトを微細化させる。この効果を得るために、Ｍｏを含有する場合、０．０３％以上とする。一方、Ｍｏが粒界偏析すると、フェライトの粒成長が止まるため、フェライト分率が低くなる。これを抑制するため、Ｍｏを含有する場合、０．５０％以下とする。より好ましくは、０．３０％以下である。
　Ｃｒ：０．１～１．０％
　Ｃｒは焼き戻し脆化を抑制する効果を持つ元素である。そのため、含有させることで本発明の効果はさらに増大する。このため、Ｃｒを含有する場合は０．１％以上とする。しかしながら、１．０％を超えての含有はＣｒ炭化物の形成を招き加工性の低下を招く。したがって、Ｃｒを含有する場合、１．０％以下とする。
　本発明の高強度鋼板は、さらに上記成分組成に加えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｃｏ、Ｔａ、Ｗ、ＲＥＭ、Ｚｎ、Ｖ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆのいずれか１種以上を合計で０．５％以下を任意元素として含有してもよい。好ましくは０．１％以下、より好ましくは０．０３％以下である。
　以上、本発明の高強度鋼板の成分組成について説明したが、本発明で期待した効果を得るには、成分組成を上記の範囲に調整するだけでは不十分であり、鋼組織について特定の範囲を満足するように制御することが重要である。
　以下、本発明の鋼組織について説明する。なお、本発明の鋼組織は、圧延方向の板厚断面における組織とする。
　フェライトの面積率：５～３０％
　フェライトは、軟質相であり、金属組織を転位密度の低い延性に優れたフェライト結晶粒で構成することが有効である。このような効果を得るためには面積率は５％以上とする。一方、面積率が３０％を超えると、フェライトは変形しやすいためせん断時バリの発生が顕著になる。このため、フェライトの面積率は５～３０％とする。なお、好ましくは８％以上であり、好ましくは２５％以下である。
　焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率が４０～９０％
　焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの硬度はフェライトより高く、フレッシュマルテンサイトより低いため、硬質相と軟質相の間のボイドが発生しにくくなる。このような効果を得るために、面積率は４０％以上とする。一方、面積率が９０％を超えると、せん断時のバリの発生が顕著になる。このため、焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率は４０～９０％とする。なお、好ましくは５０％以上であり、好ましくは８０％以下である。
　パーライトの面積率：０～５％
　パーライトの面積率は５％超えると、せん断時のバリの発生が顕著になるため、パーライトの面積率は０～５％とする。なお、パーライトの面積率に関しては、試験片断面を鏡面研磨、エッチングし、光学顕微鏡を用いて倍率４００倍の視野で試験片の圧延断面を写真撮影し、断面写真の画像処理によって求めることができる。
　フレッシュマルテンサイトおよび残留γの合計の面積率：５～３０％
　フレッシュマルテンサイトは硬質相であり、せん断時変形しにくいため、バリの発生が抑制できる。本発明の残留γは、少量の歪でもフレッシュマルテンサイトに変態する。このため、バリ発生の抑制効果を得るために、フレッシュマルテンサイトおよび残留γの合計の面積率を５％以上とする。一方、３０％を超えると、加工時ボイドが出やすくなり、加工性が低下する。このため、フレッシュマルテンサイトおよび残留γの合計の面積率は５～３０％とする。
　なお、フレッシュマルテンサイトと残留γは走査型電子顕微鏡で区別できない。このため、本発明では、走査型電子顕微鏡により３０００倍で観察した時に、粒内にセメンタイトが認められず、かつフェライト相よりも明るいコントラストの組織の面積率を、フレッシュマルテンサイトと残留γの合計面積率とする。
　フレッシュマルテンサイトおよび残留γの合計の面積率の、焼き戻しマルテンサイト、ベイナイトおよびパーライトの合計の面積率に対する比：０．５以下
　フレッシュマルテンサイトと残留γ以外の硬質第２相は、焼き戻しマルテンサイト、ベイナイトおよびパーライトである。フレッシュマルテンサイトおよび残留γの合計の面積率と、焼き戻しマルテンサイト、ベイナイトおよびパーライトの合計面積率との比が０．５超えになると、加工時にボイドが発生しやすくなり、加工性が低下する。このため、フレッシュマルテンサイトおよび残留γの合計の面積率の、焼き戻しマルテンサイト、ベイナイトおよびパーライトの合計の面積率に対する比は０．５以下とする。好ましくは０．４以下である。
　フレッシュマルテンサイトおよび残留γのうち、フェライトと隣接するフレッシュマルテンサイトおよび残留γの割合：合計の面積率で３０％以上
　フェライトと隣接するフレッシュマルテンサイトおよび残留γの合計の割合が、合計の面積率で３０％未満になると、バリの発生が顕著になる。このため、フレッシュマルテンサイトおよび残留γのうち、フェライトと隣接するフレッシュマルテンサイトおよび残留γの割合は、合計の面積率で３０％以上とする。好ましくは９０％以下である。
　また、本発明の高強度鋼板は、鋼板表面にめっき層を有してもよい。めっき層の種類は特に限定されない。例えば、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層が挙げられる。なお、本発明で規定する表面は、めっき層を有する場合はめっき層と鋼板の界面を意味する。
　次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。
　以下、本発明の高強度鋼板の製造方法は、熱延工程、冷延工程と焼鈍工程を有する。また、本発明の高強度鋼板がめっき層を有する高強度鋼板の場合には、さらにめっき工程を有する。以下、これらの各工程について説明する。
　熱延工程とは、上記成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延後、平均冷却速度が１０～３０℃／ｓの条件で冷却し、巻取温度が４００～７００℃の条件で巻取る工程である。
　本発明において、鋼素材の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、溶製後、偏析等の問題から連続鋳造法により鋼スラブ（鋼素材）とするのが好ましいが、造塊－分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしても良い。なお、鋳造後に鋼スラブを熱間圧延するにあたり、加熱炉で鋼スラブを再加熱した後に圧延しても良いし、所定温度以上の温度を保持している場合には、鋼スラブを加熱することなく直送圧延しても良い。
　上記の得られた鋼素材に、粗圧延および仕上げ圧延と含む熱間圧延を施す。本発明においては、粗圧延前に鋼素材中の炭化物を溶解することが好ましい。そこで、炭化物を溶解させたり、圧延荷重の増大を防止したりするため、鋼スラブを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、鋼スラブの加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。また、先述のとおり、粗圧延前の鋼素材が、所定温度以上の温度を保持しており、鋼素材中の炭化物が溶解している場合には、粗圧延前の鋼素材を加熱する工程は省略可能である。なお、粗圧延条件については特に限定する必要はない。また、仕上げ圧延についても特に限定する必要はない。
　熱間圧延後の平均冷却速度：１０～３０℃／ｓ
　熱間圧延後、巻取温度までの平均冷却速度が１０℃／ｓ未満であると、フェライト粒が成長せず、加工性が低下する。一方、３０℃／ｓを超えると、フェライト粒が成長し過ぎで、せん断中にバリが発生しやすくなる。したがって、平均冷却速度は１０～３０℃／ｓである。好ましくは１５℃以上であり、好ましくは２５℃／ｓ以下である。
　巻取温度：４００～７００℃
　巻取温度が４００℃を下回ると、ベイナイトなど低温変態相が生成し、フレッシュマルテンサイトが少なく、せん断中のバリが発生しやすくなる。一方、巻取温度が７００℃を超えると、フェライト粒径が粗大となり、強度が低下する。したがって、巻取温度は４００～７００℃である。好ましくは、５００℃以上であり、好ましくは６００℃以下である。
　次いで、冷延工程を行う。冷延工程は、以上の方法で得られた熱延鋼板を冷間圧延する工程である。
　冷延工程において、圧延率は特に限定されない。例えば、圧延率を３０～８０％の範囲で調整することが好ましい。
　次いで、焼鈍工程を行う。焼鈍工程とは、冷延工程で得られた冷延鋼板を、６００℃から焼鈍温度までの温度域で半径８００ｍｍ以下のロールで曲げ曲げ戻しを合計２回以上５回以下行い、その後７５０～９００℃の焼鈍温度域で焼鈍時間：３０～２００秒の条件で焼鈍し、焼鈍温度から１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で２００～３４０℃の温度域に冷却し、３５０～６００℃の温度域に再加熱して１０～３００秒保持する条件で行う工程である。
　６００℃から焼鈍温度までの温度域において、半径８００ｍｍ以下のロールで曲げ曲げ戻しを合計２回以上５回以下行う
　単純に加熱させるのみでは、所望の鋼組織が得られない。所望の鋼組織が得られないとバリの発生が顕著になる。そこで、所望の鋼組織を得るために、６００℃から焼鈍温度までの高温範囲で、曲げと曲げ戻しを行うことにより第２相の核生成を促進する。この曲げ曲げ戻しを行うことで、フレッシュマルテンサイトおよび残留γの合計の面積率の、焼き戻しマルテンサイト、ベイナイトおよびパーライトの合計の面積率に対する比を０．５以下に調整でき、せん断時バリ発生の抑制に関係することを知見した。フレッシュマルテンサイトおよび残留γの合計の面積率の、焼き戻しマルテンサイト、ベイナイトおよびパーライトの合計の面積率に対する比を０．５以下にするためには、ロール径は半径８００ｍｍ以下とする必要がある。なお、好ましくは、７００ｍｍ以下である。また、ロール径は、２００ｍｍ以上であることが好ましい。また、曲げ曲げ戻し回数が５回超えまた２回未満ではフレッシュマルテンサイトおよび残留γの合計の面積率の、焼き戻しマルテンサイト、ベイナイトおよびパーライトの合計の面積率に対する比をは０．５超えになってしまうため、２回以上５回以下とした。好ましくは、４回以下である。なお、曲げ曲げ戻し回数とは、曲げと曲げ戻しを合わせて１回とするのではなく、曲げで１回、曲げ戻しで１回として回数を数える。
　焼鈍温度：７５０～９００℃、焼鈍時間：３０～２００秒
　焼鈍温度が７５０℃未満や保持時間が３０秒未満の場合、回復の進行が遅くなり、十分なフレッシュマルテンサイト分率が得られない。一方、焼鈍温度が９００℃を超えると、フレッシュマルテンサイト分率が高くなり、フェライト分率が低くなり、加工性が低下する。また、焼鈍時間が２００秒を超えると、鉄炭化物の多量の析出により加工性の低下を招くことがある。したがって、焼鈍温度は７５０～９００℃であり、好ましくは８００℃以上であり、好ましくは９００℃以下とする。保持時間は３０～２００秒であり、好ましくは５０秒以上であり、好ましくは１５０秒以下とする。
　焼鈍温度から２００～３４０℃までの平均冷却速度：１０℃／ｓ以上
　平均冷却速度が１０℃／ｓ未満になると、フェライト粒が成長し、フェライトの面積率が３０％を超える可能性があるため、バリが発生しやすくなる。焼鈍温度から２００℃未満の温度域まで冷却すると、フレッシュマルテンサイトと残留γの合計面積率が低くなり、バリが発生しやすくなる。一方、３４０℃超えの温度域まで冷却すると、フレッシュマルテンサイトと残留γの合計面積率が高くなり、加工性が低下する。したがって、焼鈍温度から２００～３４０℃までの平均冷却速度は１０℃／ｓ以上とする。上限については特に定めないが、１００℃／ｓ以下が好ましい。
　再加熱温度：３５０～６００℃、再加熱時間：１０～３００秒
　３５０℃未満の温度域で再加熱すると、フレッシュマルテンサイトおよび残留γが得られなくなり、バリが発生しやすくなる。一方、６００℃超えで再加熱すると、フレッシュマルテンサイトと残留γ以外の硬質第２相の面積率が増え、所望のフレッシュマルテンサイトおよび残留γが得られなくなり、バリが発生しやすくなる。再加熱時間（保持時間）が３００秒超えになると、生産性上好ましくないうえ、ベイナイト変態が進行し、強度が低下する。一方、再加熱時間（保持時間）が１０秒未満になると、フェライトと隣接する前フレッシュマルテンサイトおよび前記残留γの割合が、合計の面積率で３０％未満となる。したがって、再加熱温度：３５０～６００℃、保持時間：１０～３００秒とする。
　上記焼鈍工程後に、鋼板表面にめっき処理を施すめっき工程を有してもよい。上記のとおり、本発明においてめっき層の種類は特に限定されないため、めっき処理の種類も特に限定されない。例えば、溶融亜鉛めっき処理や、該処理後に合金化を行う合金化処理（合金化溶融亜鉛めっき処理）を挙げることができる。
　表１に示す成分組成のスラブを表２に示す条件で、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍を施して鋼板を製造した。なお、焼鈍工程における曲げ曲げ戻しで用いたロール径は、半径４２５ｍｍとした。また、表２に示す条件で作製した鋼板を、めっき浴中に浸漬し、めっき付着量を２０～８０ｇ／ｍ２の溶融亜鉛めっき層を形成させた。また、一部については溶融亜鉛めっき層の形成後に合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。めっき処理後、冷却を行った。材料区分は表２に合わせて示した。調査方法は次の通りである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 　（１）組織観察
　得られた鋼板の圧延方向の板厚断面を研磨して、１質量％ナイタールによる腐食現出させた。走査型電子顕微鏡で３０００倍に拡大して、表面から板厚１／４ｔ部までの領域内を１０視野分撮影し、ＡＳＴＭ　Ｅ　１１２－１０に準拠した切断法によって求める。ｔは鋼板の厚さ（板厚）である。フェライトは粒内に腐食痕やセメンタイトが観察されない形態を有する組織である。焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトは結晶粒内に多数の微細な鉄系炭化物および腐食痕が認められる組織である。フレッシュマルテンサイト（ＦＭ）と残留γは粒内に炭化物が認められず、フェライトよりも明るいコントラストで観察される組織である。
　フェライトの面積率、焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率、フレッシュマルテンサイトと残留γの合計の面積率、フレッシュマルテンサイトと残留γのうち、フェライトと隣接するフレッシュマルテンサイトおよび残留γの割合は、上記走査電子顕微鏡による観察結果を画像解析することにより求めた。フェライトの面積率は、各組織視野において、フェライト部分のみを抽出し、観察視野面積に対してフェライトが占める面積率を求め、１０視野の面積率の値を平均することにより求めた。また、焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率は、各観察視野において、焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイト部分のみを抽出し、観察視野面積に対して焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトが占める面積率を求め、１０視野の面積率の値を平均することにより求めた。同様に、フレッシュマルテンサイトと残留γの合計の面積率は、各観察視野において、フレッシュマルテンサイトおよび残留γ部分のみを抽出し、観察視野面積に対してフレッシュマルテンサイトと残留γが占める面積率を求め、１０視野の面積率の値を平均することにより求めた。「フレッシュマルテンサイトおよび残留γのうち、フェライトと隣接するフレッシュマルテンサイトおよび残留γの割合」は、各観察視野において、画像解析により、フェライトと隣接するフレッシュマルテンサイトおよび残留γを決定し、面積率を求め、その値を観察視野内に存在するフレッシュマルテンサイトおよび残留γの合計面積で割った値を、「フレッシュマルテンサイトおよび残留γのうち、フェライトと隣接するフレッシュマルテンサイトおよび残留γの割合」とし、１０視野のそれぞれの割合を平均することにより求めた。なお、その他の相としてパーライトが確認された。
　（２）引張特性
　圧延方向と９０°の方向を長手方向（引張方向）とするＪＩＳ　Ｚ　２２０１に記載の５号試験片を用い、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠した引張試験を５回行い、平均の降伏強さ（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、突合せ伸び（ＥＬ）を求めた。
　（３）バリの評価試験
　得られた鋼板から、圧延方向、圧延方向と９０°の方向それぞれ５０ｍｍ×１００ｍｍの試験片を採取し、せん断を行い、せん断面のバリ高さを測定した。１０回測定して平均バリ高さを求めた。平均バリの高さが５μｍ以下の場合「◎」と判定し、平均バリの高さが５μｍ超え１５μｍ未満の場合を「○」と判定し、平均バリの高さが１５μｍ以上の場合を「×」と判定した。
　結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
 　本発明例はいずれも、せん断バリ抑制に優れるとともに、Ｅｌが高く高延性で加工性に優れる。

Claims (8)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０７～０．２５％、
    Ｓｉ：０．０１～１．８０％、
    Ｍｎ：１．８～３．２％、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．０２％以下、
    Ａｌ：０．０１～２．０％、
    Ｎ：０．０１％以下を含有し、
    Ｂ：０．０００１～０．００５％、
    Ｔｉ：０．００５～０．０４％、
    Ｎｂ：０．００５～０．０６％のいずれか１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    圧延方向の板厚断面において、フェライトの面積率が５～３０％であり、焼き戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計の面積率が４０～９０％であり、パーライトが０～５％であり、フレッシュマルテンサイトおよび残留γの合計の面積率が５～３０％であり、前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留γの合計の面積率の、前記焼き戻しマルテンサイト、ベイナイトおよびパーライトの合計の面積率に対する比が０．５以下であり、前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留γのうち、フェライトと隣接する前記フレッシュマルテンサイトおよび前記残留γの割合が、合計の面積率で３０％以上である鋼組織を有し、
    降伏強さが５５０ＭＰａ以上である高強度鋼板。
  2. 　前記成分組成に加えてさらに、質量％で、Ｍｏ：０．０３～０．５０％、
    Ｃｒ：０．１～１．０％のいずれか１種以上を合計で１％以下を含有する請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 　前記成分組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｃｏ、Ｔａ、Ｗ、ＲＥＭ、Ｚｎ、Ｖ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆのいずれか１種以上を合計で０．５％以下を含有する請求項１または２に記載の高強度鋼板。
  4. 　鋼板表面にめっき層を有する請求項１～３のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  5. 　前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層である請求項４に記載も高強度鋼板。
  6. 　請求項１～３のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延後、平均冷却速度が１０～３０℃／ｓの条件で冷却し、巻取温度が４００～７００℃の条件で巻取る熱延工程と、
    前記熱延工程で得られた熱延鋼板を冷間圧延する冷延工程と、
    前記冷延工程で得られた冷延鋼板を、６００℃から焼鈍温度までの温度域において半径８００ｍｍ以下のロールで曲げ曲げ戻しを合計２回以上５回以下行い、その後７５０～９００℃の焼鈍温度域で焼鈍時間：３０～２００秒の条件で焼鈍し、前記焼鈍温度から１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で２００～３４０℃の温度域に冷却し、３５０～６００℃の温度域に再加熱して１０～３００秒保持する条件で行う焼鈍工程を有する高強度鋼板の製造方法。
  7. 　前記焼鈍工程後に、めっき処理を行うめっき工程を有する請求項６に記載の高強度鋼板の製造方法。
  8. 　前記めっき処理は、溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理である請求項７に記載の高強度鋼板の製造方法。
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