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WO2018159405A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2018159405A1
WO2018159405A1 PCT/JP2018/006173 JP2018006173W WO2018159405A1 WO 2018159405 A1 WO2018159405 A1 WO 2018159405A1 JP 2018006173 W JP2018006173 W JP 2018006173W WO 2018159405 A1 WO2018159405 A1 WO 2018159405A1
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WO
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steel sheet
less
phase
strength steel
martensite
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PCT/JP2018/006173
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霊玲 楊
典晃 ▲高▼坂
達也 中垣内
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention mainly relates to a high-strength steel sheet used as an automobile part and a method for manufacturing the same. Specifically, the present invention relates to a high-strength steel sheet having a yield strength of 550 MPa or more and excellent in material uniformity in the width direction, and a method for producing the same.
  • Patent Document 1 discloses a high-strength cold-rolled steel sheet having a steel plate shape and shape freezing property of 980 MPa or more and a method for producing the same.
  • Patent Document 2 discloses a high-strength cold-rolled steel sheet excellent in elongation and stretch flangeability and a manufacturing method thereof.
  • Patent Document 3 discloses a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in formability and impact resistance and a method for producing the same.
  • the present invention advantageously solves the above-described problems of the prior art, and provides a high-strength steel sheet having a yield strength of 550 MPa or more having a small amount of springback and uniform material in the width direction, and a method for producing the same. With the goal.
  • the present inventors have made extensive studies on the microstructure of steel, and as a result, have obtained the following knowledge.
  • (1) The material variation in the width direction is easily affected by the microstructure that can be observed from the plate thickness section in the direction perpendicular to the rolling direction.
  • (2) Material variation in the width direction tends to occur due to temperature unevenness such as the temperature used for adjusting the annealing temperature and the cooling rate.
  • the above material variation Can be suppressed.
  • the martensite phase and the ferrite phase become coarse, a hard portion and a soft portion are locally generated, and the material variation in the width direction tends to increase.
  • the present invention has been completed based on the above findings. More specifically, the present invention provides the following.
  • the component composition further includes, by mass%, Cu, Ni, Sn, As, Sb, Ca, Mg, Pb, Co, Ta, W, REM, Zn, Sr, Cs, Hf, V, and Nb.
  • the high-strength steel sheet of the present invention has a yield strength of 550 MPa or more and excellent uniformity in the material in the width direction.
  • C 0.05 to 0.15% C is an element necessary for generating a martensite phase and increasing the strength. If the C content is less than 0.05%, the hardness of the martensite phase decreases and the yield strength does not become 550 MPa or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.15%, ductility deteriorates due to the generation of a large amount of cementite. In addition, material variation in the width direction increases. Therefore, the C content is 0.05 to 0.15%.
  • the lower limit is preferably 0.06% or more. More preferably, it is 0.07% or more, More preferably, it is 0.08% or more.
  • the upper limit is preferably 0.14% or less, more preferably 0.12% or less, and still more preferably 0.10% or less.
  • Si 0.010 to 2.0% Si is an element having an effect of increasing the hardness of the steel sheet by solid solution strengthening. In order to ensure the yield strength stably, the Si content is set to 0.010% or more. On the other hand, when the Si content exceeds 2.0%, cementite is finely precipitated in the martensite phase and the ductility deteriorates. In addition, material variation in the width direction increases. Therefore, the Si content is set to 2.0% or less.
  • the lower limit is preferably 0.3% or more. More preferably, it is 0.5% or more, More preferably, it is 0.7% or more.
  • the upper limit is preferably 1.80% or less. More preferably, it is 1.70% or less, More preferably, it is 1.60% or less.
  • Mn 1.8-3.2%
  • Mn is an element having an effect of increasing the hardness of the steel sheet by solid solution strengthening.
  • Mn is an element that suppresses ferrite transformation and generates a martensite phase to increase the strength of the material.
  • the Mn content needs to be 1.8% or more.
  • it is 2.0% or more. More preferably, it is 2.1% or more, More preferably, it is 2.2% or more.
  • the Mn content is set to 3.2% or less.
  • it is 3.0% or less. More preferably, it is 2.8% or less, and further preferably 2.7% or less.
  • the P content is 0.05% or less. Preferably it is 0.03% or less, More preferably, it is 0.02% or less. Moreover, the lower limit of the P content is not particularly limited, but 0.0001% or more is preferable from the viewpoint of manufacturing cost.
  • S 0.02% or less S combines with Mn to form coarse MnS and lowers ductility. For this reason, it is preferable to reduce S content as much as possible.
  • the S content may be 0.02% or less. Preferably it is 0.01% or less, More preferably, it is 0.002% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, but is preferably 0.0001% or more from the viewpoint of manufacturing cost.
  • Al 0.01 to 2.0% Deoxidation is important because the ductility decreases when a large amount of oxide is present in the steel. Moreover, Al may suppress the precipitation of cementite. In order to obtain these effects, the Al content needs to be 0.01% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 2.0%, the oxides and nitrides are coarsened and the ductility is lowered. Therefore, the Al content is set to 2.0% or less.
  • the lower limit is preferably 0.02% or more. More preferably, it is 0.03% or more, More preferably, it is 0.05% or more.
  • the upper limit is preferably 1.5% or less. More preferably, it is 0.1% or less.
  • Mo is an important element for suppressing the material variation in the width direction. Mo promotes nucleation of austenite and refines martensite. Further, ferrite is refined by grain boundary segregation of Mo. In order to obtain this effect, the Mo content needs to be 0.03% or more. Preferably it is 0.05% or more. More preferably, it is 0.07% or more, More preferably, it is 0.10% or more. On the other hand, when the Mo content exceeds 0.50%, since the interaction between Mo and C is strong, the diffusion of C in the austenite is suppressed, and the bainite transformation is suppressed. Further, the carbide is precipitated and the ductility is deteriorated. Preferably it is 0.40% or less, More preferably, it is 0.35% or less, More preferably, it is 0.30% or less.
  • B 0.0001 to 0.005%
  • B is an element useful for suppressing the formation of a pearlite phase from the austenite phase and ensuring a desired martensite fraction (martensite area ratio).
  • the B content needs to be 0.0001% or more.
  • it is 0.0010% or more, More preferably, it is 0.0015% or more.
  • the B content is set to 0.005% or less.
  • it is 0.004% or less, More preferably, it is 0.003% or less, More preferably, it is 0.0020% or less.
  • Ti 0.005 to 0.04% Ti combines with N to form nitrides, thereby suppressing the formation of BN, drawing out the effect of B, and forming TiN to refine crystal grains and improve toughness.
  • the Ti content needs to be 0.005% or more. Preferably it is 0.01% or more.
  • Ti content exceeds 0.04%, not only this effect is saturated, but also the rolling load is increased, so that stable steel plate production becomes difficult. Therefore, Ti's dormitory is 0.04% or less. Preferably it is 0.03% or less.
  • Cr 1.0% or less
  • Cr is an element having an effect of suppressing temper embrittlement. Therefore, the effect of the present invention is further increased by adding Cr.
  • it is preferable to contain 0.005% or more. More preferably, it is 0.010% or more.
  • the Cr content is 1.0% or less.
  • it is 0.5% or less. More preferably, it is 0.2% or less.
  • the high-strength steel sheet of the present invention is any one of Cu, Ni, Sn, As, Sb, Ca, Mg, Pb, Co, Ta, W, REM, Zn, Sr, Cs, Hf, V, and Nb.
  • the lower limit is not particularly limited, but the total is preferably 0.001% or more.
  • Components other than the above are Fe and inevitable impurities.
  • the effect of this invention is not impaired. Therefore, when the above arbitrary element is included below the lower limit value, it is assumed that the arbitrary element is included as an inevitable impurity.
  • the microstructure of the high-strength steel sheet of the present invention is a structure specified by observing a sheet thickness section that appears when the steel sheet is cut in the sheet width direction (perpendicular to the rolling direction). Specifically, it has the following characteristics.
  • the microstructure of the high-strength steel sheet of the present invention contains the bainite phase in an area ratio of 5 to 30%. Since the bainite phase is generated from the austenite grain boundary, the formation of the bainite phase is effective in refining the martensite phase. In addition, the strength of the bainite phase is intermediate between martensite and ferrite, and has an effect of suppressing the material variation due to workability and hardness. In order to sufficiently obtain this effect, the area fraction (area ratio) of the bainite phase needs to be 5% or more. Preferably it is 9% or more. More preferably, it is 11% or more.
  • the area ratio of the bainite phase is set to 30% or less. Preferably it is 25% or less, more preferably 20% or less.
  • the microstructure of the high-strength steel sheet of the present invention contains the martensite phase in an area ratio of 40 to 70%.
  • the martensite phase is a hard phase and has an effect of increasing the strength of the steel sheet by strengthening the transformation structure.
  • the area fraction (area ratio) of the martensite phase needs to be 40% or more. Preferably it is 45% or more, more preferably 50% or more.
  • the area ratio of the martensite phase exceeds 70%, the hard phase is locally coarsened and the uniformity of the material is lowered. Therefore, the area ratio of the martensite phase is 70% or less.
  • the martensite phase includes both a tempered martensite phase and an as-quenched martensite phase.
  • the total of bainite and martensite phase is preferably 55% or more.
  • the average particle size of the martensite phase is 2 to 8 ⁇ m. In order to make the yield strength 550 MPa or more, it is necessary to make the average particle size of the martensite phase 2 ⁇ m or more. Preferably it is 4 micrometers or more, More preferably, it is 5 micrometers or more. On the other hand, when the average particle size of the martensite phase exceeds 8 ⁇ m, the hard phase is locally coarsened and the uniformity of the material is lowered. Therefore, the average particle size of the martensite phase is 8 ⁇ m or less. Preferably, it is 7 ⁇ m or less.
  • the area ratio of the ferrite phase is not particularly limited, but is preferably 5 to 40%. 5% or more is preferable because the ferrite phase is excellent in workability. More preferably, it is 11% or more, More preferably, it is 15% or more. If the area ratio of the ferrite phase exceeds 40%, the yield strength may be 550 MPa or less. More preferably, it is 35% or less.
  • the average particle diameter of the ferrite phase contained in the microstructure is 11 ⁇ m or less.
  • the average particle diameter of the ferrite phase exceeds 11 ⁇ m, the strength of the steel sheet is lowered and the toughness is deteriorated.
  • the soft phase is locally coarsened and the material uniformity is reduced. Therefore, the average particle diameter of the ferrite phase is set to 11 ⁇ m or less.
  • the preferable average particle diameter for the lower limit is 3 ⁇ m or more. More preferably, it is 4 micrometers or more, More preferably, it is 5 micrometers or more.
  • the preferable average particle diameter for the upper limit is 10 ⁇ m or less. More preferably, it is 9 micrometers or less, More preferably, it is 8 micrometers or less.
  • the average particle diameter of a ferrite phase shall be 3.0 times or less of the average particle diameter of a martensite. Preferably it is 2.5 times or less, More preferably, it is 2.0 times or less. The lower limit is preferably 1.0 times or more. More preferably, it is 1.2 times or more.
  • the microstructure includes bainite, martensite phase, and ferrite phase, but may include phases other than these.
  • Other phases include pearlite, retained austenite, and the like.
  • the total area ratio of the other phases is preferably 8% or less.
  • the average grain size of the martensite phase and the average grain size of the ferrite phase are the thickness 1 / of the thickness section (C section) that appears when the steel sheet is cut in a direction perpendicular to the rolling direction (perpendicular direction). Measure by observing 4 parts. Specifically, the corrosion appearing structure with 1% nital is magnified 2000 times with a scanning electron microscope (SEM), taken for 10 fields of view, and determined by a cutting method in accordance with ASTM E 112-10.
  • the ferrite phase is a structure having a form in which corrosion marks and cementite are not observed in the grains, and the bainite phase is a structure in which corrosion marks and large carbides are recognized in the grains.
  • Martensite that has not been tempered has no cementite in the grains and has a brighter contrast than the ferrite phase, and tempered martensite has a structure in which corrosion marks and cementite are recognized in the grains.
  • the average of the area ratio with respect to an observation visual field was calculated
  • cold rolled steel sheet or hot-dip steel sheet steel sheet is ground to 1/4 position with respect to the thickness direction, and chemical polishing of 200 ⁇ m or more is performed.
  • the volume fraction of the retained austenite phase was quantified by the X-ray diffraction intensity of the applied plate surface.
  • the incident radiation source was MoK ⁇ radiation and measured from the peaks of (200) ⁇ , (211) ⁇ , (220) ⁇ , (200) ⁇ , (220) ⁇ , (311) ⁇ .
  • the volume ratio value of the obtained retained austenite phase was the value of the area ratio of the steel sheet structure.
  • the martensite area ratio of the present invention was a value obtained by reducing the area ratio of retained austenite from the tempered martensite area ratio and adding the area ratio of tempered martensite. Moreover, the area ratio of each phase can also be calculated
  • the high-strength steel sheet having the above component composition and microstructure may have a plating layer on the surface.
  • the type of the plating layer is not particularly limited, but a hot dip galvanizing layer is preferable. Further, an alloyed hot dip galvanized layer formed by alloying is also preferable.
  • the manufacturing method of the high strength steel sheet of the present invention may use a cold rolled steel sheet as a starting material.
  • a cold rolled steel sheet as a starting material.
  • the method for producing a high-strength steel sheet described below includes a hot rolling process, a cold rolling process, an annealing process, and a plating process.
  • 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 employed. Moreover, after melting, it is preferable to use a slab (steel material) by continuous casting because of problems such as segregation.
  • the slab may be formed by a known casting method such as ingot-bundling rolling or continuous slab casting.
  • the slab may be re-heated in a heating furnace and then rolled. May be.
  • Hot rolling step The steel material obtained above is subjected to rough rolling and finish rolling.
  • it is necessary to dissolve carbides in the steel material before rough rolling.
  • the heating temperature of the slab is preferably 1300 ° C. or lower.
  • the process of heating the steel material before rough rolling is It can be omitted.
  • the rough rolling conditions are not particularly limited.
  • Cold rolling process In the cold rolling process, the hot rolled steel sheet obtained in the hot rolling process is cold-rolled.
  • the rolling rate in cold rolling is not particularly limited, and may be set as appropriate.
  • a cold-rolled steel sheet having the above component composition (a cold-rolled steel sheet obtained by using a steel material having the above-mentioned component composition) is subjected to average heating in a temperature range of A c1 -50 ° C. to A c1. Heat to the annealing temperature at a speed of 10 ° C./s or higher.
  • a c1 ferrite ⁇ austenite transformation start temperature
  • the average heating rate at A c1 -50 ° C. to A c1 is less than 10 ° C./s, the nucleation of the austenite phase is small, and the particle size becomes coarse in the martensite phase of the final structure.
  • an upper limit is not specifically limited, 30 degrees C / s or less is preferable.
  • Ac1 can be calculated
  • the element symbol means the content (% by mass) of each element, and 0 is not included.
  • a c1 (° C.) 723 + 29.1Si-10.7Mn-16.9Ni + 16.9Cr
  • annealing is performed under conditions of annealing temperature: 750 to 900 ° C.
  • the martensite phase is contained in a volume fraction of 40 to 70%, and the average particle size of the ferrite phase is 11 ⁇ m or less. It is necessary to anneal the hot-rolled steel sheet by holding it at an annealing temperature of 750 to 900 ° C. for 30 to 200 seconds. When the annealing temperature is less than 750 ° C. or the holding time is less than 30 s, the ferrite fraction increases and the final structure does not contain the desired amount of bainite and martensite phase.
  • the annealing temperature exceeds 900 ° C.
  • the volume fraction of martensite increases and the uniformity of the material decreases.
  • annealing time exceeds 200 second, ductility may be reduced by precipitation of a large amount of iron carbide.
  • material variation in the width direction increases. Therefore, the annealing temperature is 750 to 900 ° C., and the annealing time is 30 to 200 seconds.
  • a preferable annealing temperature for the lower limit is 800 ° C. or higher.
  • a preferable annealing temperature for the upper limit is 900 ° C. or less.
  • a preferable annealing time for the lower limit is 50 seconds or more.
  • the preferable annealing time for the upper limit is 150 seconds or less.
  • the cooling rate is 10 to 40 ° C./s.
  • it shall be 30 degrees C / s or less.
  • bending and unbending is performed 2 to 6 times in total with a roll having a radius of 100 mm or more.
  • a roll having a radius of 100 mm or more In order to make the average particle size of the martensite phase 2-8 ⁇ m and the average particle size of the ferrite phase 11 ⁇ m or less, it is necessary to suppress grain growth during cooling after annealing. This process is effective for suppressing material fluctuation in the width direction. Therefore, it is necessary to bend and unbend twice to six times during the cooling. Bending and bending back using a roll having a radius of less than 100 mm and bending and bending back less than twice do not provide the desired particle size. Moreover, material fluctuation cannot be suppressed sufficiently.
  • the roll diameter was set to 100 mm or more and the number of times of bending and bending was set to 2 times or more.
  • the martensite phase tends to be hardened and the uniformity of the material is lowered. Therefore, it was set to bend and bend back 6 times or less. Preferably it is 4 times or less.
  • the sum total of the number of times of bending and bending back means two times or more.
  • the thickness at the time of bending and bending back is not particularly limited, but is usually 0.5 to 2.6 mm.
  • a plating step for performing the following plating treatment may be performed.
  • the type of plating treatment is not particularly limited, and any of electroplating treatment and hot dipping treatment may be used.
  • An alloying process may be performed after the hot dipping process. Preferably, it is a hot dip galvanizing treatment or an alloying hot dip galvanizing treatment in which an alloying treatment is performed after the hot dip galvanizing treatment.
  • the plating process may be performed after the cooling is stopped at 400 to 600 ° C., the cooling process may be further performed, and then the plating process may be performed.
  • a steel sheet having a thickness of 1.2 mm was manufactured by subjecting the slab having the composition shown in Table 1 to hot rolling, cold rolling and annealing under the conditions shown in Table 2.
  • Table 1 A steel sheet having the composition shown in Table 1 to hot rolling, cold rolling and annealing under the conditions shown in Table 2.
  • a sample was taken from a position 50 mm from the center and end in the width direction, and the change in characteristics was investigated. Evaluation was based on the absolute value of the material difference between the center and the end in the width direction.
  • the survey method is as follows.
  • vertical to the rolling direction of the obtained steel plate was grind
  • the image is magnified 2000 times with a scanning electron microscope, 10 areas of the area from the surface to a thickness of 1/4 t are imaged and determined by a cutting method in accordance with ASTM E 112-10.
  • t is the thickness (plate thickness) of the steel plate. Based on the captured image, the area ratio of each phase was measured.
  • the ferrite phase is a structure having a form in which corrosion marks and cementite are not observed in the grains
  • the bainite phase is a structure in which corrosion marks and large carbides are recognized in the grains.
  • Martensite that has not been tempered has no cementite in the grains and has a brighter contrast than the ferrite phase, and tempered martensite has a structure in which corrosion marks and cementite are recognized in the grains.
  • the average of the area ratio with respect to an observation visual field was calculated
  • the retained austenite is measured by the X-ray diffraction intensity of the plate surface that is ground to 1 ⁇ 4 position in the thickness direction and subjected to chemical polishing for 200 ⁇ m or more. The volume fraction of the phase was quantified.
  • the incident radiation source was MoK ⁇ radiation and measured from the peaks of (200) ⁇ , (211) ⁇ , (220) ⁇ , (200) ⁇ , (220) ⁇ , (311) ⁇ .
  • the volume ratio value of the obtained retained austenite phase was the value of the area ratio of the steel sheet structure.
  • the martensite area ratio of the present invention was regarded as a value obtained by reducing the area ratio of retained austenite from the martensite area ratio not tempered and adding the area ratio of tempered martensite. In addition, pearlite was confirmed as another phase.
  • the martensite average particle diameter and the ferrite average particle diameter were magnified 1000 times with a scanning electron microscope (SEM) and photographed for 10 fields of view. It was determined by a cutting method in accordance with ASTM E 112-10. Table 3 shows the calculated average particle diameter of martensite and the average particle diameter of ferrite.
  • TS is preferably 980 MPa or more.
  • El is preferably 16% or more.
  • Table 3 also shows the difference between the center and end in the width direction. ⁇ YP is 15 MPa or less, ⁇ TS is 20 MPa or less, and ⁇ El is 3.0% or less.

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Abstract

本願発明は、スプリングバック量が小さく、幅方向材質均一性を有する降伏強さ５５０ＭＰａ以上の高強度鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。　本願発明の高強度鋼板は、特定の成分組成と、フェライト相と、面積率で４０－７０％のマルテンサイト相と、面積率で５－３０％のベイナイト相とを含有し、圧延直角方向の板厚断面において、マルテンサイト相の平均粒径が２－８μｍであり、フェライト相の平均粒径が１１μｍ以下であり、フェライト相の平均粒径がマルテンサイト相の平均粒径の３．０倍以下であるミクロ組織とを有し、降伏強さ（ＹＰ）が５５０ＭＰａ以上である。

Description

高強度鋼板およびその製造方法
　本発明は、主として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。詳しくは、降伏強さが５５０ＭＰａ以上であり、幅方向材質均一性に優れた高強度鋼板およびその製造方法である。
　近年、移動体に関する業界、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排出量を削減するために、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いる。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る。自動車車体の軽量化のためには、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。そこで、自動車部品用素材となる鋼板を高強度化し、上記素材を薄くして部品を軽量化したり、構造を簡略化して部品点数を削減したりすることができれば、自動車車体の軽量化が達成できる。
　しかしながら、鋼板を素材とする自動車部品の多くは、プレス加工等によって成形されるため、自動車部品用素材となる鋼板には、高強度であることが要求される。また、部分的に強度の異なる鋼板をプレス成形すると、強度に比例してスプリングバック量が変化し、部品がねじれる現象が起こる。そのため、所望の強度と寸法・形状精度を有する部品を得るためには、素材となる鋼板の強度と加工性を、鋼板の幅方向で均一にすることも極めて重要である。
　特許文献１には、９８０ＭＰａ以上となる、鋼板形状及び形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法が開示されている。また、特許文献２には、伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法が開示されている。また、特許文献３には、成形性及び耐衝撃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２０１４－１９６５５７号公報 特開２００５－２１３６４０号公報 特開第４８９３８４４号公報
　特許文献１、特許文献２、特許文献３に記載された高強度鋼板のいずれも、マルテンサイト相（焼き戻しマルテンサイトを含む）とフェライト相の硬度の差が小さくても、サイズの差が大きくなってしまうと、成形する際にスプリングバック量が変化し、部品がねじれる現象が起こり、実用上に課題が残る。
　上述のように、従来の技術では、いずれも材質均一性に課題がある。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、スプリングバック量が小さく、幅方向材質均一性を有する降伏強さ５５０ＭＰａ以上の高強度鋼板及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、本発明者らは、鋼のミクロ組織について鋭意検討した結果、下記に示す知見を得た。
（１）幅方向の材質変動は、圧延直角方向の板厚断面から観察できるミクロ組織の影響を受けやすい。
（２）幅方向の材質変動は、焼鈍温度や冷却速度の調整に用いる温度などの温度ムラにより生じる傾向にある。特定の成分組成及び特定の製造方法を採用して、圧延方向に対して直角方向に鋼板を切断したときに現れる板厚断面のミクロ組織を、特定のミクロ組織とすることで、上記材質変動を抑制できる。
（３）マルテンサイト相及びフェライト相が粗大化すると、局部的に硬質部分と軟質部分が発生し、幅方向の材質変動が大きくなる傾向にある。
　本発明は以上の知見に基づいて完成されたものである。より具体的には、本発明は以下のものを提供する。
　［１］質量％で、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｓｉ：０．０１０～２．０％、Ｍｎ：１．８～３．２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～２．０％、Ｍｏ：０．０３～０．５０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成と、フェライト相と、面積率で４０～７０％のマルテンサイト相と、面積率で５～３０％のベイナイト相とを含有し、圧延直角方向の板厚断面において、マルテンサイト相の平均粒径が２～８μｍであり、フェライト相の平均粒径が１１μｍ以下であり、フェライト相の平均粒径がマルテンサイトの平均粒径の３．０倍以下であるミクロ組織を有し、降伏強さ（ＹＰ）が５５０ＭＰａ以上である高強度鋼板。
　［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１～０．００５％を含有する［１］に記載の高強度鋼板。
　［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５～０．０４％を含有する［１］または［２］に記載の高強度鋼板。
　［４］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下を含有する［１］～［３］のいずれかに記載の高強度鋼板。
　［５］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｃｏ、Ｔａ、Ｗ、ＲＥＭ、Ｚｎ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂのいずれか１種以上を合計で１％以下含有する［１］～［４］のいずれかに記載の高強度鋼板。
　［６］表面にめっき層を有する［１］～［５］のいずれかに記載の高強度鋼板。
　［７］前記めっき層は、溶融亜鉛めっき層である［６］に記載の高強度鋼板。
　［８］［１］～［５］のいずれかに記載の成分組成を有する冷延鋼板を、Ａｃ１－５０℃～Ａｃ１の温度域の平均加熱速度が１０℃／ｓ以上の条件で焼鈍温度まで加熱し、焼鈍温度：７５０～９００℃、焼鈍時間：３０～２００秒の条件で焼鈍し、１０～４０℃／ｓの平均冷却速度で４００～６００℃まで冷却し、該冷却時に半径１００ｍｍ以上のロールで曲げ曲げ戻しを合計２回以上６回以下行う焼鈍工程を有する高強度鋼板の製造方法。
　［９］前記焼鈍工程後、めっき処理を行うめっき工程を有する［８］に記載の高強度鋼板の製造方法。
　本発明の高強度鋼板は、降伏強さ５５０ＭＰａ以上で、幅方向材質の均一性に優れる。
スプリングパック角度の測定を説明するための模式図である。 スプリングパック角度を説明するための模式図である。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　本発明の高強度鋼板の成分組成について説明する。以下の説明において、成分の含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０５～０．１５％
　Ｃは、マルテンサイト相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。Ｃ含有量が０．０５％未満では、マルテンサイト相の硬さが低下し、降伏強さが５５０ＭＰａ以上にならない。一方、Ｃ含有量が０．１５％を超えるとセメンタイトが多量に生成するころにより延性が劣化する。また、幅方向の材質変動が大きくなる。したがって、Ｃ含有量は０．０５～０．１５％とする。下限について好ましくは０．０６％以上である。より好ましくは０．０７％以上、さらに好ましくは０．０８％以上である。上限について好ましくは０．１４％以下、より好ましくは０．１２％以下、さらに好ましくは０．１０％以下とする。
　Ｓｉ：０．０１０～２．０％
　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含有量を０．０１０％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が２．０％を超えると、セメンタイトが微細にマルテンサイト相中に析出して、延性が劣化する。また、幅方向の材質変動が大きくなる。そこで、Ｓｉ含有量は２．０％以下とする。下限について好ましくは０．３％以上である。より好ましくは０．５％以上、さらに好ましくは０．７％以上である。上限について好ましくは１．８０％以下である。より好ましくは１．７０％以下、さらに好ましくは１．６０％以下である。
　Ｍｎ：１．８～３．２％
　Ｍｎ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。また、Ｍｎはフェライト変態を抑えてマルテンサイト相を生成させて素材の強度を上昇させる元素である。降伏強さを安定的に確保するため、Ｍｎ含有量は１．８％以上の含有を必要とする。好ましくは２．０％以上である。より好ましくは２．１％以上、さらに好ましくは２．２％以上である。一方、Ｍｎ含有量が多くなると、偏析層により成形性が低下したり、幅方向の材質変動が大きくなったりするので、Ｍｎ含有量は３．２％以下とする。好ましくは３．０％以下である。より好ましくは２．８％以下、さらに好ましくは２．７％以下である。
　Ｐ：０．０５％以下
　Ｐは粒界に偏析して延性を低下させる。そのため、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。好ましくは０．０３％以下であり、さらに好ましくは０．０２％以下である。また、Ｐ含有量の下限は特に限定されないが、製造コストの観点からは０．０００１％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、延性を低下させる。このため、Ｓ含有量はできるだけ低減することが好ましい。本発明では、Ｓ含有量は０．０２％以下であればよい。好ましくは０．０１％以下であり、さらに好ましくは０．００２％以下である。また、Ｓ含有量の下限は特に限定されないが、製造コストの観点からは０．０００１％以上が好ましい。
　Ａｌ：０．０１～２．０％
　鋼中に酸化物が大量に存在すると延性が低下することから脱酸は重要である。また、Ａｌはセメンタイトの析出を抑制することがある。これらの効果を得るために、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする必要がある。一方、Ａｌ含有量が２．０％を超えると、酸化物や窒化物が凝集粗大化して延性が低下する。そこで、Ａｌ含有量は２．０％以下とした。下限について好ましくは０．０２％以上である。より好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．０５％以上である。上限について好ましくは１．５％以下である。より好ましくは０．１％以下である。
　Ｍｏ：０．０３～０．５０％
　Ｍｏは、本発明において、幅方向の材質変動を抑えるために重要な元素である。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。またＭｏの粒界偏析によりフェライトを微細化させる。この効果を得るために、Ｍｏの含有量は０．０３％以上にする必要がある。好ましくは０．０５％以上である。より好ましくは０．０７％以上、さらに好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると、ＭｏとＣの相互作用が強いため、オーステナイト中のＣの拡散を抑制し、ベイナイト変態を抑制する。また炭化物が析出して延性が劣化してしまう。好ましくは０．４０％以下、さより好ましくは０．３５％以下、さらに好ましくは、０．３０％以下である。
　上記の基本成分以外に、下記の成分（任意成分）を含んでもよい。
　Ｂ：０．０００１～０．００５％
　Ｂはオーステナイト相からのパーライト相の生成を抑制し、所望のマルテンサイト分率（マルテンサイトの面積率）を確保するために役立つ元素である。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。好ましくは０．００１０％以上、より好ましくは０．００１５％以上である。一方、Ｂ含有量が０．００５％を超えると、ＢはＦｅ２３（ＣＢ）６を形成して延性を劣化させる。そこで、Ｂ含有量を０．００５％以下とする。好ましくは０．００４％以下、より好ましくは、０．００３％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。
　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靱性を向上させる。この効果を十分に得るためには、Ｔｉ含有量を０．００５％以上にする必要がある。好ましくは０．０１％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．０４％を超えると、この効果が飽和するだけではなく、圧延負荷を高めるため、安定した鋼板製造が困難になる。そこで、Ｔｉが入寮は０．０４％以下とする。好ましくは０．０３％以下である。
　Ｃｒ：１．０％以下
　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、Ｃｒを添加することで本発明の効果はさらに増大する。この効果を得るためには０．００５％以上含有することが好ましい。より好ましくは０．０１０％以上である。しかしながら、Ｃｒ含有量が１．０％を超えると、Ｃｒ炭化物が形成され、延性が劣化する。そこで、Ｃｒを含む場合、Ｃｒ含有量は１．０％以下とする。好ましくは０．５％以下である。より好ましくは０．２％以下である。
　また、本発明の高強度鋼板は、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｃｏ、Ｔａ、Ｗ、ＲＥＭ、Ｚｎ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂのいずれか１種以上を合計で１％以下含有してもよい。好ましくは０．１％以下、より好ましくは０．０３％以下である。また、下限は特に限定されないが合計が０．００１％以上が好ましい。また、上記以外の成分はＦｅおよび不可避的不純物である。なお、上記の任意成分でその含有量について下限値がある場合に、それらの任意元素を上記下限値未満で含んでも本発明の効果を害さない。そこで、上記任意元素を下限値未満で含む場合その任意元素は、不可避的不純物として含まれるとする。
　次いで、本発明の高強度鋼板のミクロ組織について説明する。
　本発明の高強度鋼板のミクロ組織は、板幅方向（圧延方向に対して直角方向）に鋼板を切断したときに現れる板厚断面の観察により特定される組織である。具体的には以下の特徴を有する。
　ベイナイト相
　本発明の高強度鋼板のミクロ組織は、ベイナイト相を面積率で５～３０％含む。ベイナイト相は、オーステナイト粒界から生成するため、ベイナイト相の生成によりマルテンサイト相の微細化に効果がある。またベイナイト相の強度はマルテンサイト及びフェライトの中間であり、加工性及び硬度さによる材質の変動を抑制する作用を有している。この効果を十分に得るためには、ベイナイト相の面積分率（面積率）は５％以上にする必要がある。好ましくは９％以上である。より好ましくは１１％以上である。一方、ベイナイト相の面積率が３０％を超えると、マルテンサイト分率が低下し、降伏強度を５５０ＭＰａ以上得られなくなる。そこで、ベイナイト相の面積率を３０％以下とする。好ましくは２５％以下、より好ましくは２０％以下である。
　マルテンサイト相
　本発明の高強度鋼板のミクロ組織は、マルテンサイト相を面積率で４０～７０％含む。マルテンサイト相は、硬質相であり、変態組織強化によって鋼板の強度を増加させる作用を有している。また、降伏強さを５５０ＭＰａ以上にするには、マルテンサイト相の面積分率（面積率）は４０％以上にする必要がある。好ましくは４５％以上、より好ましくは５０％以上である。一方、マルテンサイト相の面積率が７０％を超えると、局部的に硬質相が粗大化し、材質の均一性が低下する。そこで、マルテンサイト相の面積率は７０％以下とする。好ましくは６５％以下、より好ましくは６０％以下である。また、マルテンサイト相とは、焼戻しマルテンサイト相、焼入れままマルテンサイト相の両方を含む。なお、ベイナイトとマルテンサイト相の合計は５５％以上が好ましい。
　また、上記ミクロ組織は、マルテンサイト相の平均粒径を２～８μｍとする。降伏強さを５５０ＭＰａ以上にするには、マルテンサイト相の平均粒径を２μｍ以上にする必要がある。好ましくは４μｍ以上、より好ましくは５μｍ以上である。一方、マルテンサイト相の平均粒径が８μｍ超になると、局部的に硬質相が粗大化し、材質の均一性が低下する。そこで、マルテンサイト相の平均粒径を８μｍ以下とする。好ましくは、７μｍ以下である。
　上記のフェライト相の面積率は特に限定されないが、５～４０％が好ましい。５％以上であることはフェライト相が加工性に優れることという理由で好ましい。より好ましくは１１％以上、さらに好ましくは１５％以上である。フェライト相の面積率が４０％を超えると降伏強度が５５０ＭＰａ以下になる可能性がある。より好ましくは３５％以下である。
　また上記ミクロ組織に含まれるフェライト相の平均粒径は１１μｍ以下とする。フェライト相の平均粒径が１１μｍ超になると、鋼板の強度が低下すると共に靱性が劣化する。また、局部的に軟質相が粗大化し、材質の均一性が低下する。したがって、フェライト相の平均粒径は１１μｍ以下とする。下限について好ましい上記平均粒径は３μｍ以上である。より好ましくは４μｍ以上、さらに好ましくは５μｍ以上である。上限について好ましい上記平均粒径は１０μｍ以下である。より好ましくは９μｍ以下、さらに好ましくは８μｍ以下である。
　フェライト相の平均粒径がマルテンサイトの平均粒径の３．０倍以下
　フェライト相の平均粒径とマルテンサイトの平均粒径の差が大きくなると、局部的に硬質相や軟質相が粗大化し、材質の均一性が低下し、幅方向の材質変動が大きくなる。このため、フェライト相の平均粒径がマルテンサイトの平均粒径の３．０倍以下とする。好ましくは２．５倍以下、より好ましくは２．０倍以下である。下限については１．０倍以上が好ましい。より好ましくは１．２倍以上である。
　本発明において、上記ミクロ組織はベイナイト、マルテンサイト相及びフェライト相を含むが、これら以外の相を含んでもよい。その他の相としてはパーライト、残留オーステナイト、等が挙げられる。また、その他の相の面積率の合計は、８％以下が好ましい。
　測定方法
　ここで、マルテンサイト相の平均粒径、フェライト相の平均粒径は、圧延方向に垂直方向（直角方向）に鋼板を切断したときに現れる板厚断面（Ｃ断面）の板厚１／４部を観察することで測定する。具体的には、１％ナイタールによる腐食現出組織を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で２０００倍に拡大して、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。フェライト相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り、ベイナイト相は粒内に腐食痕や大きな炭化物が認められる組織である。焼き戻しされていないマルテンサイトは粒内にセメンタイトが認められず、フェライト相よりも明るいコントラストであり、焼き戻しマルテンサイトは粒内に腐食痕やセメンタイトが認められる組織である。これらの相について画像解析により観察視野に対する面積率の平均を求めた。また、マルテンサイトと残留オーステナイトを区別するため、残留オーステナイトの測定について、冷延鋼板もしくは溶融めっき鋼板の地鉄鋼板を板厚方向に対して１／４位置まで研削加工し、２００μｍ以上化学研磨を施した板面のＸ線回折強度により残留オーステナイト相の体積率を定量した。入射線源はＭｏＫα線を用い、（２００）α、（２１１）α、（２２０）α、（２００）γ、（２２０）γ、（３１１）γのピークから測定した。得られた残留オーステナイト相の体積率の値は鋼板組織の面積率の値とした。本発明のマルテンサイト面積率は焼き戻しされていないマルテンサイト面積率から残留オーステナイトの面積率を減らし、焼き戻しマルテンサイトの面積率を足した値とした。また、各相の面積率も上記ＳＥＭ画像から求めることができる。
　上記の成分組成およびミクロ組織を有する高強度鋼板は、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が、溶融亜鉛めっき層が好ましい。また、合金化処理を施してなる合金化溶融亜鉛めっき層も好ましい。
　次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。
　本発明の高強度鋼板の製造方法は、出発物質として冷延鋼板を用いればよい。以下の説明では、鋼素材から冷延鋼板を製造する方法の一例も説明する。
　以下で説明する高強度鋼板の製造方法は、熱延工程、冷延工程、焼鈍工程、めっき工程を有する。
　先ず、熱延工程で用いる鋼素材を説明する。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スラブ（鋼素材）とするのが好ましい。本発明では、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よい。なお、鋳造後にスラブを熱間圧延するにあたり、加熱炉でスラブを再加熱した後に圧延してもよいし、所定温度以上の温度を保持している場合には、スラブを加熱することなく直送圧延してもよい。
　熱延工程
　上記の得られた鋼素材に、粗圧延および仕上げ圧延を施すが、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必要がある。スラブを加熱する場合は、炭化物を溶解させたり、圧延荷重の増大を防止したりするため、１１００℃以上に加熱することが好ましい。また、スケールロスの増大を防止するため、スラブの加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。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処理は省略可能である。なお、粗圧延条件については特に限定する必要はない。
　冷延工程
　冷延工程では、熱延工程で得られた熱延鋼板を冷間圧延する。冷間圧延における圧延率は特に限定されず、適宜設定すればよい。
　焼鈍工程
　焼鈍工程では、先ず、上記成分組成を有する冷延鋼板（上記成分組成を有する鋼素材を用いることで得られる冷延鋼板）を、Ａｃ１－５０℃～Ａｃ１の温度域の平均加熱速度が１０℃／ｓ以上の条件で焼鈍温度まで加熱する。マルテンサイト相を微細化にするには、オーステナイト相の核生成を促進する必要がある。オーステナイト相の核生成を促進するには、Ａｃ１点（フェライト→オーステナイト変態開始温度）－５０℃～Ａｃ１の平均加熱速度を速くする必要がある。Ａｃ１－５０℃～Ａｃ１での平均加熱速度が１０℃／ｓ未満になると、オーステナイト相の核生成が少なく、最終組織のマルテンサイト相に粒径が粗大化になる。上限は特に限定されないが、３０℃／ｓ以下が好ましい。なお、Ａｃ１は下記の式を用いて求めることができる。下記式において元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味し、含まないものは０とする。
Ａｃ１（℃）＝７２３＋２９．１Ｓｉ－１０．７Ｍｎ－１６．９Ｎｉ＋１６．９Ｃｒ
　次いで、焼鈍温度：７５０～９００℃、焼鈍時間：３０～２００秒の条件で焼鈍する。マルテンサイト相の平均粒径が２～８μｍであり、体積分率で４０～７０％のマルテンサイト相を含有し、且つフェライト相の平均粒径が１１μｍ以下であるミクロ組織とするには、冷間圧延後の鋼板を７５０～９００℃の焼鈍温度で３０～２００秒保持して焼鈍する必要がある。焼鈍温度が７５０℃未満や保持時間が３０ｓ未満の場合、フェライト分率が大きくなり、最終組織に所望量のベイナイト及びマルテンサイト相が含まれない。一方、焼鈍温度が９００℃を超えると、マルテンサイトの体積分率が高くなり、材質の均一性が低下する。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延性の低下を招くことがある。また、幅方向の材質変動が大きくなる。したがって、焼鈍温度は７５０～９００℃、焼鈍時間は３０～２００秒とする。また、下限について好ましい焼鈍温度は８００℃以上である。上限について好ましい焼鈍温度は９００℃以下である。下限について好ましい焼鈍時間は５０秒以上とする。上限について好ましい焼鈍時間は１５０秒以下とする。
　次いで、１０～４０℃／ｓの平均冷却速度で４００～６００℃まで冷却する。４００℃未満まで冷却すると、焼き戻しマルテンサイトが増え、強度が低下する。一方、６００℃超の冷却停止温度では、フェライト粒成長が進み、強度が低下する。平均冷却速度が１０℃／ｓ未満になると、フェライト粒が粗大化し、強度が低下する。このため、平均冷却速度は１０℃／ｓ以上である。冷却速度が４０℃／ｓ超になると、ベイナイトができにくくなるため、加工性及び硬度さによる材質の変動が大きくなる。したがって、冷却速度は１０～４０℃／ｓとする。好ましくは、３０℃／ｓ以下とする。
　また、上記冷却時に半径１００ｍｍ以上のロールで曲げ曲げ戻しを合計２回以上６回以下行う。マルテンサイト相の平均粒径を２～８μｍ及びフェライト相の平均粒径を１１μｍ以下とするためには、焼鈍後の冷却中に粒成長を抑制することが必要である。また、この処理は幅方向の材質変動を抑えるために有効である。そのために、上記の冷却時に、２回以上６回以下の曲げと曲げ戻しが必要である。半径１００ｍｍ未満のロールを用いた曲げ曲げ戻し及び２回未満の曲げ曲げ戻しでは、要望の粒径が得られない。また材質変動を十分に抑えられない。そこで、ロール径は１００ｍｍ以上及び曲げ曲げ戻し回数は２回以上とした。また、６回超の曲げ曲げ戻しでは、マルテンサイト相が硬質化になりやすく、材質の均一性が低下する。そのため、６回以下の曲げ曲げ戻しとした。好ましくは４回以下である。なお、曲げ曲げ戻しの合計が２回以上とは、曲げの回数と曲げ戻しの回数の合計が２回以上を意味する。
　また、曲げ曲げ戻しを行う際の板厚は特に限定されないが、通常０．５～２．６ｍｍである。
　上記焼鈍工程後に、下記のめっき処理を施すめっき工程を行ってもよい。めっき処理の種類は特に限定されず、電気めっき処理、溶融めっき処理のいずれでもよい。溶融めっき処理後に合金化処理を行ってもよい。好ましくは、溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を行う合金化溶融亜鉛めっき処理である。なお、上記焼鈍工程における、４００～６００℃での冷却停止後にめっき処理を施してもよいし、さらに冷却を行い、その後めっき処理を施してもよい。
　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、焼鈍を施して板厚１．２ｍｍの鋼板を製造した。幅方向の材質均一性を調査するため、幅方向の中央部及び端部から５０ｍｍの位置からサンプルを採取し、特性の変化を調査した。幅方向中央部と端部の材質差の絶対値で評価した。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に垂直な板厚断面を研磨して、１％ナイタールによる腐食現出させた。走査型電子顕微鏡で２０００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。上記撮影画像に基づき、各相の面積率を測定した。フェライト相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り、ベイナイト相は粒内に腐食痕や大きな炭化物が認められる組織である。焼き戻しされていないマルテンサイトは粒内にセメンタイトが認められず、フェライト相よりも明るいコントラストであり、焼き戻しマルテンサイトは粒内に腐食痕やセメンタイトが認められる組織である。これらの相について画像解析により観察視野に対する面積率の平均を求めた。また、マルテンサイトと残留オーステナイトを区別するため、残留オーステナイトの測定について、板厚方向に対して１／４位置まで研削加工し、２００μｍ以上化学研磨を施した板面のＸ線回折強度により残留オーステナイト相の体積率を定量した。入射線源はＭｏＫα線を用い、（２００）α、（２１１）α、（２２０）α、（２００）γ、（２２０）γ、（３１１）γのピークから測定した。得られた残留オーステナイト相の体積率の値は鋼板組織の面積率の値とした。本発明のマルテンサイト面積率は焼き戻しされていないマルテンサイト面積率から残留オーステナイトの面積率を減らして、焼き戻しマルテンサイトの面積率を足した値とみなした。なお、その他の相としてパーライトが確認された。
　上記の体積分率の導出に使用した撮影画像を用いて、マルテンサイトの平均粒径及びフェライトの平均粒径について、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で１０００倍に拡大して、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た。算出したマルテンサイトの平均粒径及びフェライトの平均粒径を表３に示す。
　（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。算出結果を表３に示す。ＹＰは５５０ＭＰａ以上を良好とする。
　ＴＳは９８０ＭＰａ以上が好ましい。Ｅｌは１６％以上が好ましい。
　幅方向の中央部と端部との差についても表３に示した。ΔＹＰが１５ＭＰａ以下、ΔＴＳが２０ＭＰａ以下、ΔＥｌが３．０％以下を良好とする。
　（３）スプリングバック量（角度）測定
　圧延方向に平行する方向を長手方向とした幅３５ｍｍ、長さ１００ｍｍの鋼板を切り出し、試験片を作製した。作製した試験片を図１のように押金具で成形荷重１０ｋＮ、荷重速度１００ｍｍ／ｍｉｎ、曲げ半径Ｒ＝４ｍｍでＬ曲げ試験を行った。図２のθ値をスプリングパック角度とした。これらの結果を表３にまとめて示す。θは９．０°以下を良好とする。幅方向の中央部と端部との差についても表３に示した。Δθが２．５°以下を良好とする。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  

Claims (9)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０５～０．１５％、
    Ｓｉ：０．０１０～２．０％、
    Ｍｎ：１．８～３．２％、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．０２％以下、
    Ａｌ：０．０１～２．０％、
    Ｍｏ：０．０３～０．５０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成と、
    　フェライト相と、面積率で４０～７０％のマルテンサイト相と、面積率で５～３０％のベイナイト相とを含有し、圧延直角方向の板厚断面において、マルテンサイト相の平均粒径が２～８μｍであり、フェライト相の平均粒径が１１μｍ以下であり、フェライト相の平均粒径がマルテンサイトの平均粒径の３．０倍以下であるミクロ組織を有し、
    　降伏強さ（ＹＰ）が５５０ＭＰａ以上である高強度鋼板。
  2. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｂ：０．０００１～０．００５％を含有する請求項1に記載の高強度鋼板。
  3. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．００５～０．０４％を含有する請求項１または請求項２に記載の高強度鋼板。
  4. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｃｒ：１．０％以下を含有する請求項１～３のいずれかに記載の高強度鋼板。
  5. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｃｏ、Ｔａ、Ｗ、ＲＥＭ、Ｚｎ、Ｓｒ、Ｃｓ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂのいずれか１種以上を合計で１％以下含有する請求項１～４のいずれかに記載の高強度鋼板。
  6. 　表面にめっき層を有する請求項１～５のいずれかに記載の高強度鋼板。
  7. 　前記めっき層は、溶融亜鉛めっき層である請求項６に記載の高強度鋼板。
  8. 　請求項１～５のいずれかに記載の成分組成を有する冷延鋼板を、Ａｃ１－５０℃～Ａｃ１の温度域の平均加熱速度が１０℃／ｓ以上の条件で焼鈍温度まで加熱し、焼鈍温度：７５０～９００℃、焼鈍時間：３０～２００秒の条件で焼鈍し、１０～４０℃／ｓの平均冷却速度で４００～６００℃まで冷却し、該冷却時に半径１００ｍｍ以上のロールで曲げ曲げ戻しを合計2回以上６回以下行う焼鈍工程を有する高強度鋼板の製造方法。
  9. 　前記焼鈍工程後、めっき処理を行うめっき工程を有する請求項８に記載の高強度鋼板の製造方法。
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