高強度鋼板及其製造方法與流程

2023-04-27 08:45:31 2

本發明涉及拉伸強度1180mpa以上的彎曲加工性優異的高強度鋼板及其製造方法。本發明的高強度鋼板可以適合用作汽車部件等的材料。

背景技術：

近年來，從保護地球環境的觀點考慮，正在進行減少co2等廢氣排放的嘗試。在汽車產業中考慮通過使車體輕量化、提高油耗效率而降低廢氣排放量的對策。

作為車體輕量化的方法之一，可舉出通過使在汽車中使用的鋼板高強度化來將板厚薄壁化的方法。作為該方法的問題點，已知在鋼板高強度化的同時彎曲加工性降低。因此，正在尋求兼得高強度和彎曲加工性的鋼板。

在高強度鋼板的強度等級上升的同時存在產品內的機械性質的偏差變大的趨勢，如果機械性質的偏差變大，則產品內的彎曲加工性的偏差也變大。重要的是產品內的彎曲加工性的偏差不變大，例如，在利用有許多彎曲加工部位的發泡成型製作部件時，從提高部件成品率的觀點考慮，要求產品內的彎曲加工性的穩定性。這裡，「產品」表示高強度鋼板。因此，「在產品內的機械性質的偏差」表示在彎曲加工性的測定位置不同時測定結果產生偏差。然後，這裡成為問題是指作為產品的鋼板的寬度方向的偏差。

對於這樣的要求，例如，在專利文獻1中公開了彎曲加工性優異的高比例極限鋼板及其製造方法。具體而言，公開了如下方法：對特定成分組成的鋼板實施冷軋，進一步在再結晶溫度以下的特定溫度範圍進行退火，從而抑制過度的恢復，並且發生錯位的重排，在比例極限的提高的同時提高彎曲加工性。在專利文獻1中，彎曲加工性通過90°v型彎曲試驗進行評價。但是，專利文獻1中關於評價位置沒有做任何考慮，因此可以說彎曲加工性的穩定性在專利文獻1中未得到改善。此外，在專利文獻1所記載的方法中，需要在冷軋後利用間歇式退火爐進行的長時間退火，存在生產率比連續退火差的問題。

在專利文獻2中公開了一種彎曲加工性和耐孔蝕性優異的鋼板。具體而言，公開了如下方法：利用將鋼板軋制後進行驟冷或者在軋制結束後進行再加熱、驟冷等方法，製成馬氏體主體組織或馬氏體和下部貝氏體的混合組織，在c含量範圍使mn/c的值為恆定值，由此提高彎曲加工性。在專利文獻2中，彎曲加工性通過壓彎法進行評價。但是，專利文獻2中關於評價位置沒有做任何考慮，因此可以說在專利文獻2中彎曲加工性的穩定性都未得到改善。此外，專利文獻2中雖然有布氏硬度的規定，但沒有公開拉伸強度。

在專利文獻3中公開了彎曲性優異的高張力鋼板及其製造方法。具體而言，公開了如下方法：加熱具有特定成分組成的鋼，進行粗軋後，實施在1050℃以下開始並在ar3點～ar3+100℃結束的熱精軋後，以20℃/秒以下的冷卻速度進行冷卻，在600℃以上進行卷取，進行酸洗、50～70％的壓下率的冷軋，在(α+γ)雙相區退火30～90秒，以5℃/秒以上冷卻至550℃，由此得到對於軋制方向彎曲、寬度方向彎曲和45°方向彎曲都是密合彎曲良好的鋼板。在專利文獻3中通過密合彎曲來評價彎曲加工性。但是，專利文獻3中關於評價位置沒有做任何考慮，因此可以說彎曲加工性的穩定性在專利文獻3中未得到改善。另外，在專利文獻3中通過拉伸試驗來評價拉伸特性，但為小於1180mpa的強度，作為在汽車用途中使用的高強度鋼板不能說強度足夠。

現有技術文獻

專利文獻

專利文獻1：日本特開2010-138444號公報

專利文獻2：日本特開2007-231395號公報

專利文獻3：日本特開2001-335890號公報

技術實現要素：

本發明是鑑於上述情況而進行的，目的在於提供拉伸強度1180mpa以上的、產品內的彎曲加工性穩定且優異的高強度鋼板及其製造方法。

本發明人等為了解決上述課題，從鋼板的成分組成和組織(金屬組織)的觀點考慮進行了深入研究。其結果發現在解決上述課題方面將成分組成調整在適當範圍並適當控制金屬組織是極其重要的。

作為用於得到良好的彎曲加工性的金屬組織，需要成為以馬氏體相和/或貝氏體相為主相、含有鐵素體相的複合組織。該複合組織通過退火後將鋼板冷卻至規定溫度而得到。然而，由於用於得到上述複合組織的退火中或冷卻中的氣氛，所以鋼板表層的b(硼)含量降低，表層的淬透性降低而表層的鐵素體相的面積率增加。由於該鐵素體相的面積率增加，因而c在奧氏體中稠化，有時在表層生成硬質的馬氏體相和/或貝氏體相。如果表層的組織成為鐵素體和硬質的馬氏體相和/或貝氏體相的複合組織，則鐵素體與馬氏體相或貝氏體相的硬度差大，因而在產品內不能穩定地得到較高的彎曲加工性。應予說明，表層(也有時記載為鋼板表層、板厚表層)表示從表面沿板厚方向到50μm為止的區域。

與此相對，本發明人等發現通過像上述那樣規定鋼板的成分組成(sb添加量特別重要)和組織而成為拉伸強度為1180mpa以上且在產品內穩定地具有良好的彎曲加工性的鋼板。即，通過規定作為組織的貝氏體相和/或馬氏體相的面積率來確保強度，通過適當控制鐵素體相和滲碳體的面積率來確保彎曲性和延展性。此外，能夠通過適當控制表層的鐵素體相的面積率而在產品內穩定地得到高的彎曲加工性。

本發明基於上述見解，特徵如下。

[1]一種高強度鋼板，具有如下成分組成：以質量％計含有c：0.100～0.150％、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％、sb：0.005～0.015％、ca：0.0015％以下，剩餘部分由fe和不可避免的雜質構成，具有如下組織：以面積率計含有25％以下的鐵素體相、75％以上的貝氏體相和/或馬氏體相、5％以下的滲碳體，在從表面沿厚度方向到50μm為止的區域的表層以面積率計含有5～20％的鐵素體相，拉伸強度為1180mpa以上。

[2]根據[1]所述的高強度鋼板，其中，是上述成分組成以質量％計進一步含有選自cr：0.30％以下、v：0.10％以下、mo：0.20％以下、cu：0.10％以下、ni：0.10％以下中的1種以上的元素的成分組成。

[3]根據[1]或[2]所述的高強度鋼板，其中，是上述成分組成以質量％計進一步含有rem：0.0010～0.0050％的成分組成。

[4]根據[1]～[3]中任一項所述的高強度鋼板，其中，yr≤0.85。

[5]一種高強度鋼板的製造方法，其特徵在於，是拉伸強度為1180mpa以上的彎曲加工性優異的高強度鋼板的製造方法，具有如下工序：熱軋工序，將具有[1]～[3]中任一項所述的成分組成的鋼坯材在ar3點以上的溫度進行精軋，在600℃以下的溫度進行卷取；酸洗工序，在上述熱軋後對熱軋鋼板進行酸洗；連續退火工序，將在上述酸洗工序中酸洗過的鋼板，以2℃/秒以上的平均加熱速度加熱到570℃以上的溫度區域，使鋼板在ac3以上的溫度區域的保持時間為60秒以上，以0.1～8℃/秒的平均冷卻速度冷卻至620～740℃的溫度區域，使鋼板在該溫度區域的保持時間為10～50秒，以5～50℃/秒的平均冷卻速度冷卻至400℃以下的溫度區域，該冷卻中使在150℃～400℃的溫度區域的保持時間為200～800秒。

[6]根據[5]所述的高強度鋼板的製造方法，其中，具有在上述酸洗工序後、上述連續退火工序前對酸洗過的鋼板進行冷軋的冷軋工序。

根據本發明，得到拉伸強度1180mpa以上的彎曲加工性優異的高強度鋼板。本發明的高強度鋼板在產品內的彎曲加工性穩定且優異。因此，例如將本發明的高強度鋼板用於汽車結構部件，則有助於車體輕量化。由於車體輕量化，則汽車的油耗效率改善，而且部件的成品率也提高，因此本發明在產業上的利用價值格外大。

具體實施方式

以下，對本發明的實施方式進行具體說明。應予說明，本發明不限於以下的實施方式。

＜高強度鋼板＞

本發明的高強度鋼板的成分組成為以質量％計含有c：0.100～0.150％、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％、sb：0.005～0.015％、ca：0.0015％以下的成分組成。

首先，對上述的成分進行說明。應予說明，在本說明書中表示成分含量的「％」表示「質量％」。

c：0.100～0.150％

c是確保所希望的強度所必需的元素。為了得到該效果，需要使c含量為0.100％以上。另一方面，如果c含量超過0.150％，則強度上升明顯，得不到所希望的彎曲加工性。因此，c含量為0.100～0.150％的範圍內。

si：0.30～0.70％

si是對不顯著降低鋼的延展性而使鋼強化有效的元素。另外，si是控制表層中的鐵素體相的面積率的重要元素。為了得到上述效果，需要使si含量為0.30％以上。但是，如果si含量超過0.70％，則強度顯著上升，得不到所希望的彎曲加工性。因此，si含量為0.30～0.70％。優選為0.45～0.70％。

mn：2.20～2.80％

mn與c同樣是確保所希望的強度所必需的元素。另外，mn是使奧氏體相穩定化、在連續退火的冷卻中抑制鐵素體生成的重要元素。為了得到上述效果，需要使mn含量為2.20％以上。但是，如果mn含量超過2.80％，則硬質的組織的面積率變得過大，彎曲加工性降低。因此，mn含量為2.80％以下。優選為2.40～2.80％，更優選為2.50～2.80％。

p：0.025％以下

p是對鋼的強化有效的元素，可以根據鋼板的強度等級進行添加。為了得到這樣的效果，優選使p含量為0.005％以上。另一方面，如果p含量超過0.025％，焊接性劣化。因此，p含量為0.025％以下。另外，要求更優異的焊接性時，優選使p含量為0.020％以下。

s：0.0020％以下

s成為mns等非金屬夾雜物。在彎曲試驗中非金屬夾雜物與金屬組織的界面容易開裂。因此，含有s使彎曲加工性降低。因此，s含量優選儘量低，本發明中使s含量為0.0020％以下。另外，要求更優異的彎曲加工性時s含量優選0.0015％以下。

al：0.020～0.060％

al是為了鋼的脫氧而添加的元素。在本發明中需要使al含量為0.020％以上。另一方面，如果al含量超過0.060％，則表面性狀劣化。因此，al含量為0.020～0.060％的範圍內。

n：0.0050％以下

如果n與b形成b氮化物，則在連續退火的冷卻中提高淬透性的b含量降低，表層的鐵素體相的面積率過度增加，彎曲加工性劣化。因此，在本發明中，優選n含量儘量少。因此，n含量為0.0050％以下，優選為0.0040％以下。

nb：0.010～0.060％

nb是在鋼中形成碳氮化物、對鋼的高強度化和組織微細化有效的元素。為了得到這樣的效果，使nb含量為0.010％以上。另一方面，如果nb含量超過0.060％，則強度上升明顯，得不到所希望的彎曲加工性。因此，nb含量為0.010～0.060％的範圍內。優選為0.020～0.050％。

ti：0.010～0.030％

ti與nb同樣是在鋼中形成碳氮化物、對鋼的高強度化和組織微細化有效的元素。另外，ti抑制成為淬透性降低的原因的b氮化物的形成。為了得到這樣的效果，使ti含量為0.010％以上。另一方面，如果ti含量超過0.030％，則強度上升明顯，得不到所希望的彎曲加工性。因此，ti含量為0.010～0.030％的範圍內。優選為0.010～0.025％。

b：0.0005～0.0030％

b是提高鋼的淬透性、在連續退火的冷卻中抑制鐵素體生成的重要元素。另外，b是對控制表層的鐵素體相的面積率有效的元素。為了得到這樣的效果，使b含量為0.0005％以上。另一方面，如果b含量超過0.0030％，則不僅其效果飽和，還導致熱軋、冷軋的軋制負載增大。因此，b含量為0.0005～0.0030％的範圍內。優選為0.0005～0.0025％。

sb：0.005～0.015％

sb是在本發明中最重要的元素。即，在連續退火的退火過程中，sb由於在鋼表層稠化而抑制存在於鋼表層的b含量的減少。因此，可以根據sb將表層的鐵素體相的面積率控制在所希望的範圍。為了得到這樣的效果，使sb含量為0.005％以上。另一方面，如果sb含量超過0.015％，則不僅其效果飽和，還因sb的晶界偏析而使韌性降低。因此，sb為0.005～0.015％的範圍內。優選為0.008～0.012％。

ca：0.0015％以下

ca成為沿軋制方向伸展的氧化物。在彎曲試驗中氧化物與金屬組織的界面容易開裂。因此，含有ca使彎曲加工性降低。因此，ca含量優選儘量低，在本發明中使ca含量為0.0015％以下。另外，要求更優異的彎曲加工性時ca含量優選0.0007％以下。進一步優選為0.0003％以下。

本發明的成分組成可以為除上述成分以外含有選自cr、v、mo、cu、ni中的1種以上的元素作為任意成分的成分組成。

cr、v可以出於提高鋼的淬透性、進一步高強度化的目的而添加。mo是對鋼的淬透性強化有效的元素，可以出於高強度化的目的而添加。cu、ni是有助於強度的元素，可以出於鋼強化的目的而添加。各元素的上限是效果飽和的量。根據以上，為了添加這些元素而得到上述效果，使含量如下：cr為0.30％以下，v為0.10％以下，mo為0.20％以下，cu為0.10％以下，ni為0.10％以下。優選cr為0.04～0.30％，v為0.04～0.10％，mo為0.04～0.20％，cu為0.05～0.10％，ni為0.05～0.10％。

另外，本發明的成分組成也可以進一步含有rem作為任意成分。rem是出於使硫化物形狀球狀化、改善彎曲加工性的目的而添加的。rem含量的下限為得到所希望的效果的最低限度的量，另外，上限為效果飽和的量。因此，為了添加rem而得到上述效果，使含量為0.0010～0.0050％。

上述成分和任意成分以外的剩餘部分為fe和不可避免的雜質。

接下來，對本發明的高強度鋼板的組織的限定理由進行說明。本發明的高強度鋼板的組織是以面積率計含有25％以下的鐵素體相、75％以上的貝氏體相和/或馬氏體相、5％以下的滲碳體的組織。另外，表層以面積率計含有5～20％的鐵素體相。以下對它們進行說明。

鐵素體相的面積率：25％以下

為了確保良好的彎曲性和強度，以面積率計含有25％以下的鐵素體相。優選為15％以下。

貝氏體相和/或馬氏體相的面積率：75％以上

為了確保強度，使貝氏體相和/或馬氏體相的面積率為75％以上。貝氏體相和/或馬氏體相的面積率的優選範圍為85％以上。另外，本發明中所說的貝氏體相包含板狀的滲碳體沿板條狀鐵素體的界面析出的所謂上部貝氏體、和滲碳體在板條狀鐵素體內微細分散的所謂下部貝氏體這兩者。應予說明，貝氏體相和/或馬氏體相利用掃描式電子顯微鏡(sem)能夠容易地區分。另外，包含馬氏體相和貝氏體相這兩者時合計的面積率為75％以上，優選合計的面積率為85％以上。

滲碳體的面積率：5％以下

為了確保良好的彎曲加工性，需要使滲碳體的面積率為5％以下。如果滲碳體的面積率超過5％，則彎曲加工性劣化。另外，本發明中所說的滲碳體是指不包含於任一金屬組織而單獨存在於晶界的滲碳體。

應予說明，作為除鐵素體相、貝氏體相、馬氏體相、滲碳體以外的組織，可以包含殘餘奧氏體相。此時，殘餘奧氏體相的面積率優選為5％以下。應予說明，因為其它相的面積率優選為5％以下，所以鐵素體相、貝氏體相、馬氏體相、滲碳體的合計量以面積率計優選為95％以上。

對於鐵素體相、貝氏體相、馬氏體相、滲碳體，可以將與鋼板軋制方向平行的板厚截面研磨後，用3％硝酸酒精腐蝕，以2000倍的倍率在10個視野用掃描式電子顯微鏡(sem)觀察板厚1/4位置(上述截面的距表面沿板厚方向1/4的位置)，將其圖像通過使用mediacybernetics公司制的圖像解析軟體「imageproplusver.4.0」的圖像解析處理進行解析，求出各相的面積率。使用由sem拍攝的組織照片通過目視判定來確定鐵素體相和滲碳體，利用圖像解析求出鐵素體相和滲碳體各自的面積率，將其除以圖像解析過的面積作為各自的面積率。本發明的金屬組織除鐵素體相、殘餘奧氏體、滲碳體以外的剩餘部分為貝氏體相和/或馬氏體相，因此貝氏體相和/或馬氏體相的面積率為除鐵素體相、殘餘奧氏體、滲碳體以外的面積率。本發明中所說的貝氏體包含板狀的滲碳體沿板條狀鐵素體的界面析出的所謂上部貝氏體、和滲碳體在板條狀鐵素體內微細分散的所謂下部貝氏體。對於殘餘奧氏體相，將鋼板從表面沿板厚方向磨削後，以距鋼板表面沿鋼板板厚方向1/4位置露出的方式利用化學研磨進一步研磨0.1mm，利用x射線衍射裝置使用mo的kα射線對上述研磨而成的面測定fcc鐵的(200)面、(220)面、(311面)和bcc鐵的(200)面、(211)面、(220)面的積分強度，由各自的測定值求出殘餘奧氏體的量，記為殘餘奧氏體相的面積率。對於鐵素體相、貝氏體相、馬氏體相、滲碳體的金屬組織，對每個測定視野求出各相的面積率，將這些值平均(10個視野)作為各相的面積率。

從表面沿厚度方向到50μm為止的區域的表層中的鐵素體相

本發明中，在從表面沿厚度方向到50μm為止的區域的表層以面積率計含有5～20％的鐵素體相。

表層的鐵素體轉變成什麼樣成為本發明的高強度鋼板優劣的重要指標。具體而言，表層的鐵素體相起到將因彎曲加工而賦予鋼板的應變分散的作用。為了有效地分散應變而確保良好的彎曲加工性，需要使表層的鐵素體相的面積率為5％以上。另一方面，如果表層的鐵素體相的面積率超過20％，則在第2相(貝氏體相和/或馬氏體相)中c過度稠化而硬質化使鐵素體與第2相的硬度差變大，彎曲加工性劣化。因此，使表層的鐵素體相的面積率為20％以下。上述鐵素體相的面積率優選為5～15％。

除鐵素體相以外為上述第2相(貝氏體相和/或馬氏體相)，其含量以面積率計為80～95％。

上述鐵素體相的面積率可以通過以下方法求出：將與鋼板軋制方向平行的板厚截面研磨後，用3％硝酸酒精腐蝕，以2000倍的倍率將腐蝕後的研磨麵中的從鋼板表面沿鋼板厚度方向到50μm的區域分成10個視野用掃描式電子顯微鏡(sem)進行觀察，將其圖像通過使用mediacybernetics公司制的圖像解析軟體「imageproplusver.4.0」的圖像解析處理進行解析。即，可以利用圖像解析在數字圖像上區分鐵素體相，進行圖像處理，對每個測定視野求出鐵素體相的面積率。將這些值平均(10個視野)作為表層的鐵素體相的面積率。

本發明鋼的yr為0.85以下

yr過高時，存在因局部塑性變形而局部存在應變使彎曲性劣化的情況，因此優選為0.85以下。另外下限沒有特別設定，但如果考慮衝壓加工後作為汽車部件的碰撞特性，則優選0.72以上。

＜高強度鋼板的製造方法＞

高強度鋼板的製造方法具有熱軋工序、酸洗工序和連續退火工序。另外，本發明的製造方法優選在酸洗工序與連續退火工序之間具有冷軋工序。以下，對於具有冷軋工序的情況，對各工序進行說明。應予說明，在以下說明中，溫度是鋼板等的表面溫度。另外，平均加熱速度和平均冷卻速度是基於表面溫度進行計算而得到的值。平均加熱速度由((加熱到達溫度-加熱開始溫度)/加熱時間)表示。作為酸洗後的鋼板的溫度的加熱開始溫度為室溫。平均冷卻速度由((冷卻開始溫度-冷卻停止溫度)/冷卻時間)表示。

熱軋工序

熱軋工序是指將具有成分組成的鋼坯材在ar3點以上的溫度精軋、在600℃以下的溫度進行卷取的工序。上述鋼坯材可以通過將具有上述成分組成的鋼水以使用轉爐等的熔煉方法進行熔煉，以連續鑄造法等鑄造方法進行鑄造來製造。

精軋的結束溫度：ar3點以上

如果精軋的結束溫度小於ar3點，則由於在鋼板表層的鐵素體相的粗大化等使板厚方向的組織變得不均勻。如果該不均勻產生，則無法在連續退火後的組織中將表層的鐵素體相的面積率控制為20％以下。因此，精軋的結束溫度為ar3點以上。上限沒有特別限定，但如果以過高的溫度進行軋制，則成為氧化皮缺陷等的原因，因此優選為1000℃以下。應予說明，ar3點採用由下式(1)算出的值。

ar3＝910-310×[c]-80×[mn]+0.35×(t-8)…(1)

這裡[m]表示元素m的含量(質量％)，t表示板厚(mm)。應予說明，可以對應含有元素而導入修正項，例如，含有cu、cr、ni、mo時，可以在式(1)的右邊加入-20×[cu]、-15×[cr]、-55×[ni]、-80×[mo]之類的修正項。

卷取溫度：600℃以下

如果卷取溫度超過600℃，則在熱軋後的鋼板中金屬組織變為鐵素體和珠光體，因此在連續退火後的鋼板或冷軋後的連續退火後的鋼板中成為滲碳體的面積率超過5％的組織。如果滲碳體的面積率超過5％，則彎曲加工性劣化。因此，卷取溫度為600℃以下。應予說明，由於熱軋板的形狀劣化，因而卷取溫度優選為200℃以上。

酸洗工序

酸洗工序是指將在熱軋工序中得到的熱軋鋼板進行酸洗的工序。酸洗工序是為了除去在表面生成的黑色氧化皮而進行的。應予說明，酸洗條件沒有特別限定。

冷軋工序

冷軋工序是指對酸洗過的熱軋鋼板進行冷軋的工序。在本發明中，優選在酸洗工序後連續退火工序前進行冷軋工序。如果冷軋的壓下率小於40％，則鐵素體相的再結晶變得難以進行，在連續退火後的組織中殘留未再結晶鐵素體相，存在彎曲加工性降低的情況。因此，冷軋的壓下率優選40％以上。另外，如果冷軋的壓下率過高，則軋輥的負荷增大，會引起震顫或板斷裂等軋制故障，因此優選為70％以下。

連續退火工序

在連續退火工序中，將冷軋鋼板以2℃/秒以上的平均加熱速度加熱到570℃以上的溫度區域，使冷軋鋼板在ac3以上的溫度區域的保持時間為60秒以上，以0.1～8℃/秒的平均冷卻速度冷卻至620～740℃的溫度區域，使冷軋鋼板在該溫度區域的保持時間為10～50秒，以5～50℃/秒的平均冷卻速度冷卻至400℃以下的溫度區域，在該冷卻中使在150℃～400℃的溫度區域的保持時間為200～800秒。

以2℃/秒以上的平均加熱速度加熱到570℃以上的溫度區域

加熱到達溫度小於570℃時，因為在鐵素體的再結晶溫度區域的加熱速度變小，所以再結晶進行而連續退火後的鋼板表層的組織粗大化，存在彎曲加工性劣化的情況。平均加熱速度小於2℃/秒時，需要比通常長的爐，能耗變大而導致成本增加和生產效率的惡化。應予說明，從控制表層的鐵素體相面積率的觀點考慮，平均加熱速度的上限優選10℃/秒以下。

在ac3以上的溫度區域保持60秒以上

在上述「加熱到570℃以上的溫度」之後進行的該保持在「加熱到570℃以上的溫度」的加熱到達溫度小於ac3時，需要在該加熱後進一步加熱到ac3以上。另外，即便「加熱到570℃以上的溫度」的加熱到達溫度為ac3以上，也可以進一步加熱到所希望的溫度進行上述保持。該進一步的加熱的條件沒有特別限定。重要的是冷軋鋼板在ac3以上的溫度區域滯留的時間(保持時間)，保持時間不限於在恆溫下保持的時間。

退火溫度(保持溫度)小於ac3時或退火時間(保持時間)小於60秒時，退火時在熱軋過程中生成的滲碳體未充分溶解，奧氏體相的生成變得不充分，在退火冷卻時無法生成足夠量的貝氏體相和/或馬氏體相，變得強度不足。另外，退火溫度小於ac3時或退火時間小於60秒時，滲碳體的面積率超過5％，彎曲加工性降低。另外，退火溫度的上限沒有特別規定，但超過900℃時，能耗變大而導致成本增加。因此退火溫度的上限優選為900℃。退火時間的上限沒有特別規定，但超過200秒的保持不僅效果飽和，而且成本增加，因此退火時間優選200秒以下。應予說明，ac3點採用由下式(2)進行計算而得到的值。

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)

這裡[m]表示元素m的含量(質量％)。

以0.1～8℃/秒的平均冷卻速度冷卻至620～740℃的溫度區域

該冷卻是在從上述保持溫度(ac3以上的範圍的溫度)到620～740℃的溫度區域以0.1～8℃/秒的平均冷卻速度進行的冷卻。

平均冷卻速度小於0.1℃/秒時，冷卻中鐵素體在鋼板表層過量析出，表層的鐵素體相的面積率超過20％，彎曲加工性劣化。另一方面，如果平均冷卻速度超過8℃/秒，則表層的鐵素體相的面積率小於5％，彎曲加工性劣化。平均冷卻速度優選為0.5～5℃/秒。冷卻停止溫度小於620℃時，冷卻中鐵素體在鋼板表層過量析出，表層的鐵素體相的面積率超過20％，彎曲加工性劣化。另一方面，如果冷卻停止溫度超過740℃，則表層的鐵素體相的面積率小於5％，彎曲加工性劣化。優選的冷卻停止溫度的溫度區域為640～720℃。

在冷卻停止溫度的溫度區域保持10～50秒

在上述冷卻停止溫度的溫度區域的保持是在本發明的製造方法中重要的要件之一。保持時間小於10秒時，表層的鐵素體轉變無法在鋼板的寬度方向均勻進行，得不到連續退火後的鋼板的表層的鐵素體相的面積率存在5％以上的組織，彎曲加工性劣化。保持時間超過50秒時，由於表層的鐵素體相的面積率過量，因而鐵素體相與貝氏體相或馬氏體相的硬度差變大，彎曲加工性降低。優選的上述保持時間為15～40秒。應予說明，保持時間表示冷軋鋼板在冷卻停止溫度的溫度區域滯留的時間(保持時間)，不限於在恆溫下保持的時間。

以5～50℃/秒的平均冷卻速度冷卻至400℃以下的溫度區域

該冷卻是在「在冷卻停止溫度的溫度區域保持10～50秒」之後以5～50℃/秒的平均冷卻速度進行直到400℃以下的溫度區域的冷卻停止溫度的冷卻。

該平均冷卻速度條件是在本發明中重要的要件之一。能夠通過以規定的平均冷卻速度驟冷到至少400℃來控制鐵素體相和貝氏體相和/或馬氏體相的面積率。平均冷卻速度小於5℃/秒時，由於鐵素體相在冷卻中過量析出，因而貝氏體相和/或馬氏體相的面積率小於75％，強度降低。平均冷卻速度超過50℃/秒時，表層的鐵素體相小於5％，彎曲加工性劣化。另外，平均冷卻速度超過50℃/秒時，造成鋼板形狀的惡化。因此，該冷卻的平均冷卻速度為50℃/秒以下。優選為以10～40℃/秒的平均冷卻速度直到330℃以下的溫度區域的冷卻停止溫度的冷卻。

在150℃～400℃的溫度區域保持200～800秒

該保持在「以5～50℃/秒的平均冷卻速度冷卻直到400℃以下的溫度區域」之後在保持時間200～800秒的條件下進行。另外，可以在「以5～50℃/秒的平均冷卻速度冷卻直到400℃以下的溫度區域」之後進一步冷卻，然後進行上述保持。

保持時間小於200秒時，在第2相中存在貝氏體相的情況下，不進行貝氏體轉變，連續退火後的鋼板的貝氏體相和/馬氏體相的面積率不會成為75％以上，難以確保強度。保持溫度超過400℃時，滲碳體的面積率超過5％，彎曲加工性降低。保持時間超過800秒時，由於馬氏體相的回火過度進行，因而強度降低。優選的條件為在150℃～330℃的溫度區域保持300～650秒。應予說明，保持時間表示冷軋鋼板在上述溫度區域滯留的時間(保持時間)，不限於在恆溫下保持的時間。應予說明，在小於150℃的溫度區域的保持時間幾乎不對機械特性造成影響，因而沒有特別規定。

由此，得到本發明的拉伸強度1180mpa以上的彎曲加工性優異的高強度鋼板。

應予說明，本發明的製造方法中的加熱處理、冷卻處理只要是上述溫度範圍內，則保持溫度不必恆定，另外即便冷卻速度、加熱速度在冷卻中、加熱中變化時，只要是規定的冷卻速度、加熱速度的範圍內就沒有問題。另外，只要在熱處理中滿足所希望的熱歷程，則使用任意設備實施熱處理都不損害本發明的主旨。此外，為了形狀矯正而實施調質軋制也包含於本發明範圍。在調質軋制中優選伸長率為0.3％以下。本發明中，假定經過通常的煉鋼、鑄造、熱軋的各工序製造鋼坯材，但例如通過薄板坯鑄造等省略熱軋工序的一部分或全部進行製造的情況也包含於本發明的範圍。

此外，在本發明中，對得到的高強度鋼板實施化學轉化處理等各種表面處理也不損害本發明的效果。

實施例

以下，基於實施例對本發明進行具體說明。

將具有表1所示的成分組成的鋼坯材(板坯)作為起始材料。將這些鋼坯材加熱到表2(表2-1、表2-2一起作為表2)、表3(表3-1、表3-2一起作為表3)中示出的加熱溫度後，按表2、表3所示的條件進行熱軋、酸洗後，接著進行冷軋，實施連續退火。一部分鋼板(鋼板no.5)未實施冷軋。

對以上得到的冷軋鋼板(no.5的情況為鋼板)評價組織觀察、拉伸特性、彎曲加工性。下述示出測定方法。

(1)組織觀察

對於鐵素體相、貝氏體相、馬氏體相、滲碳體的組織，可以將與鋼板軋制方向平行的板厚截面研磨後，用3％硝酸酒精腐蝕，以2000倍的倍率在10個視野用掃描式電子顯微鏡(sem)觀察板厚1/4位置，將其圖像通過使用mediacybernetics公司制的圖像解析軟體「imageproplusver.4.0」的圖像解析處理進行解析，求出各相的面積率。使用由sem拍攝的組織照片通過目視判定來確定鐵素體相和滲碳體，利用圖像解析求出鐵素體相和滲碳體各自的面積率，將其除以圖像解析過的面積作為各自的面積率。本發明的金屬組織除鐵素體相、殘餘奧氏體、滲碳體以外的剩餘部分為貝氏體相和/或馬氏體相，因此貝氏體相和/或馬氏體相的面積率為除鐵素體相、殘餘奧氏體、滲碳體以外的面積率。本發明中所說的貝氏體包含板狀的滲碳體沿板條狀鐵素體的界面析出的所謂上部貝氏體、和滲碳體在板條狀鐵素體內微細分散的所謂下部貝氏體。對於殘餘奧氏體相，將鋼板從表面沿板厚方向磨削後，以距表面板厚1/4位置露出的方式利用化學研磨進一步研磨0.1mm，利用x射線衍射裝置使用mo的kα射線對上述研磨而成的面測定fcc鐵的(200)面、(220)面、(311)面和bcc鐵的(200)面、(211)面、(220)面的積分強度，由各自的測定值求出殘餘奧氏體的量，作為殘餘奧氏體相的面積率。對於鐵素體相、貝氏體相、馬氏體相、滲碳體的金屬組織，對每個測定視野求出各相的面積率，將這些值平均(10個視野)作為各相的面積率。

表層的鐵素體相的面積率

對於上述組織，將與鋼板軋制方向平行的板厚截面研磨後，用3％硝酸酒精腐蝕，以2000倍的倍率將距表面50μm的區域的視野在10個視野用掃描式電子顯微鏡(sem)進行觀察，將其圖像通過使用mediacybernetics公司制的圖像解析軟體「imageproplusver.4.0」的圖像解析處理進行解析，求出鐵素體相的面積率。即，利用圖像解析在數字圖像上區分鐵素體相，進行圖像處理，對每個測定視野求出鐵素體相的面積率。將這些值平均(10個視野)作為距表面沿厚度方向50μm的區域的鐵素體相的面積率。

(2)拉伸特性

從相對於得到的鋼板的軋制方向為直角方向採取jis5號拉伸試驗片，實施拉伸試驗(jisz2241(2011))。拉伸試驗實施直到斷裂為止，求出拉伸強度、斷裂伸長率(延展性)。本發明中，強度為1180mpa以上。另外，本發明中彎曲加工性和拉伸強度與延展性的平衡均優異，以拉伸強度(ts)與延展性(el)的積計得到11500mpa·％以上，該情況判斷為延展性良好。優選為12000mpa·％以上。

(3)彎曲加工性

彎曲加工性的評價基於jisz2248中規定的v形塊法實施。這裡，彎曲試驗在軋制方向成為彎曲稜線的方向實施。評價用樣品在鋼板的寬度方向的板寬度(w)為1/8w、1/4w、1/2w、3/4w、7/8w這5個位置採取。彎曲試驗中通過目視確認彎曲部的外側有無龜裂，將不產生龜裂的最小的彎曲半徑記為極限彎曲半徑。本發明中將5個位置的極限彎曲半徑平均而作為鋼板的極限彎曲半徑。在表2、表3中記載了極限彎曲半徑/板厚(r/t)。本發明中將r/t為3.0以下判斷為良好。應予說明，如果鋼板的寬度方向的彎曲加工性的偏差大，則在寬度方向的規定位置極限彎曲半徑變大，極限彎曲半徑/板厚(r/t)也變大，因此可以用極限彎曲半徑/板厚(r/t)評價鋼板的寬度方向的彎曲加工性的偏差。

將以上得到的結果和條件一併示於表2、表3。

[表1]

[表2-1]

[表2-2]

[表3-1]

[表3-2]

根據表2和表3，作為組織具有面積率為25％以下的鐵素體相、面積率為75％以上的貝氏體相和/或馬氏體相、和面積率為5％以下的滲碳體、且表層的鐵素體相的面積率為5～20％的本發明例中彎曲加工性良好。

另一方面，在比較例中，強度、彎曲加工性中的任一項以上低。可知特別是成分組成不適當的比較例，即便使鐵素體相的面積率、貝氏體相和/或馬氏體相的面積率、滲碳體的面積率、表層的鐵素體相的面積率合理化，強度或彎曲加工性也得不到改善。

產業上的可利用性

本發明的高強度鋼板的彎曲加工性優異，能夠作為用於使汽車的車體本身輕量化且高強度化的鋼板應用。