JP6455461B2

JP6455461B2 - High strength steel plate with excellent bendability and method for producing the same

Info

Publication number: JP6455461B2
Application number: JP2016035601A
Authority: JP
Inventors: 太郎木津; 章雅木戸; 哲志田谷
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2016-02-26
Filing date: 2016-02-26
Publication date: 2019-01-23
Anticipated expiration: 2036-02-26
Also published as: JP2017150051A

Description

本発明は、自動車のロアアームやフレームなどの足回り部材、ピラーやメンバーなどの骨格部材およびそれらの補強部材、ドアインパクトビーム、シート部材、自販機、デスク、家電・OA機器、建材などに使用される構造用部材として最適な曲げ性に優れた高強度鋼板とその製造方法に関する。 The present invention is used for underbody members such as lower arms and frames of automobiles, skeleton members such as pillars and members and their reinforcing members, door impact beams, seat members, vending machines, desks, home appliances / OA devices, building materials, etc. The present invention relates to a high-strength steel sheet excellent in bendability optimal as a structural member and a method for producing the same.

近年、地球環境に対する関心の高まりを受けて、CO₂排出量低減の要望が増加している。さらに、自動車分野などでは車体を軽くすることで燃費を向上させるとともに、排ガス量を減らしたいとのニーズも益々大きくなっている。また、衝突安全性に対するニーズも高い。自動車の軽量化には、使用部品の薄肉化が最も有効である。すなわち、自動車の強度を維持しつつその軽量化を図るためには、自動車部品用素材となる鋼板の高強度化により鋼板を薄肉化することが有効である。 In recent years, there has been an increasing demand for reducing CO ₂ emissions in response to growing interest in the global environment. Furthermore, in the automobile field and the like, there is an increasing demand for reducing the amount of exhaust gas while improving fuel efficiency by reducing the body. There is also a high need for collision safety. Thinning the parts used is most effective for reducing the weight of automobiles. That is, in order to reduce the weight while maintaining the strength of the automobile, it is effective to reduce the thickness of the steel sheet by increasing the strength of the steel sheet used as the material for automobile parts.

一般に、鋼板の強度の上昇によりプレス成型性は低下することが多く、強度が高くなるほど成型様式として容易な曲げ成型を主体とした加工が好まれる傾向にある。通常、成型前のブランク材は、打ち抜き加工により分断されるため、割れの発生を抑制するために打ち抜き時のクリアランスを管理することは非常に重要である。しかしながら、実生産でのプレスにおいては金型摩耗や材料のずれなどの影響により、適正なクリアランスで打ち抜けない場合も多い。そして、大きなクリアランスで打ち抜きにより分断されたブランク材の曲げ成型を行う場合は、打ち抜き端部から割れが発生することが鋼板の高強度化により非常に顕著になり、曲げ加工を主体とした部品向けの鋼板であっても高強度化が困難となっている。 In general, the press formability often decreases due to an increase in the strength of a steel sheet, and the higher the strength, the more preferred is a process mainly consisting of easy bending as a molding mode. Usually, since the blank material before molding is divided by punching, it is very important to manage the clearance at the time of punching in order to suppress the occurrence of cracks. However, in actual production presses, there are many cases where punching is not possible with an appropriate clearance due to the influence of die wear or material displacement. And when performing bending molding of blanks cut by punching with a large clearance, cracking from the punched end becomes very prominent due to the increased strength of the steel sheet, and for parts mainly bending However, it is difficult to increase the strength of steel plates.

従来、曲げ性に優れた高強度鋼板として、たとえば、特許文献1には、質量％で、C：0.055％超0.15％未満、Si：1.2％未満、Mn：0.5％超2.5％未満、Al：0.5％未満、P：0.1％未満、S：0.01％未満、N：0.008％未満、および、V：0.03％超0.5％未満、Ti：0.003％超0.2％未満、Nb：0.003％超0.1％未満、Mo：0.03％超0.2％未満から選ばれる１種または2種以上を、−0.04＜C−（Ti−3.43N）×0.25−Nb×0.129−V×0.235−Mo×0.125＜0.05の範囲で含有し、ビッカース硬度がHv≧0.3×TS（MPa）＋10の等軸フェライトを70体積％以上含有し、マルテンサイトが5体積％以下であり、残部が等軸以外のフェライト、ベイナイト、セメンタイト、パーライトの１種または2種以上からなる熱延鋼板の製造技術が開示されている。 Conventionally, as a high-strength steel sheet excellent in bendability, for example, in Patent Document 1, in mass%, C: more than 0.055% and less than 0.15%, Si: less than 1.2%, Mn: more than 0.5% and less than 2.5%, Al: Less than 0.5%, P: less than 0.1%, S: less than 0.01%, N: less than 0.008%, and V: more than 0.03%, less than 0.5%, Ti: more than 0.003%, less than 0.2%, Nb: more than 0.003%, less than 0.1% , Mo: One or more selected from more than 0.03% and less than 0.2% within the range of -0.04 <C- (Ti-3.43N) x 0.25-Nb x 0.129-V x 0.235-Mo x 0.125 <0.05 Contains 70 vol% or more of equiaxed ferrite with a Vickers hardness of Hv ≥ 0.3 x TS (MPa) +10, martensite is 5 vol% or less, and the balance is ferrite, bainite, cementite, pearlite other than equiaxed The manufacturing technology of the hot rolled steel sheet which consists of 1 type or 2 types or more of this is disclosed.

また、曲げ性と剪断加工性に優れた高強度鋼板として、たとえば、特許文献2には、質量％で、C：0.01〜0.2％、Si：0.01〜2.5％、Mn：0.5〜3.0％、P：0.02％以下、S：0.005％以下、Sol.Al：0.02〜0.5％、Ti：0.02〜0.25％、N：0.010％以下、Nb：0〜0.1％、V：0〜0.4％、Mo：0〜0.4％、W：0〜0.4％、Cr：0〜0.4％、および、Ca、Mｇ、REMの総含有量：0〜0.01％を含有し、面積率で89％以上のフェライトとベイナイト、5％以下のパーライト、3％以下のマルテンサイト、3％以下の残留オーステナイトであり、板厚中心位置のビッカース硬さHvCと鋼板の表層100μm位置のビッカース硬さHｖSがHｖS／HvC≦0.80となる熱延鋼板の製造技術が開示されている。 Moreover, as a high-strength steel plate excellent in bendability and shear workability, for example, in Patent Document 2, in mass%, C: 0.01 to 0.2%, Si: 0.01 to 2.5%, Mn: 0.5 to 3.0%, P : 0.02% or less, S: 0.005% or less, Sol.Al: 0.02 to 0.5%, Ti: 0.02 to 0.25%, N: 0.010% or less, Nb: 0 to 0.1%, V: 0 to 0.4%, Mo: 0 -0.4%, W: 0-0.4%, Cr: 0-0.4%, and total content of Ca, Mg, REM: 0-0.01%, ferrite and bainite with an area ratio of 89% or more, 5 % Pearlite, 3% or less martensite, 3% or less retained austenite, Vickers hardness HvC at the center of the plate thickness and heat at which the Vickers hardness HvS at the surface layer position of 100 μm is HvS / HvC ≦ 0.80 Techniques for producing rolled steel sheets are disclosed.

さらに、曲げ性と打ち抜き部の疲労特性に優れた高強度鋼板として、たとえば、特許文献3には、質量％で、C：0.05〜0.15％、Si：0〜0.2％、Al：0.5〜3.0％、Mn：1.2〜2.5％、P：0.1％以下、S：0.01％以下、N：0.007％以下、Ti：0.03〜0.10％、Nb：0.008〜0.06％、V：0〜0.12％、Si＋Al：0.8×（Mn−1）％以上、Ti＋Nb：0.04〜0.14％を含有し、マルテンサイトと残留オーステナイトの面積率が合計で3〜20％、フェライトが50〜95％、パーライトが3％以下で、鋼板の表層部において網目状の酸化物が存在する領域の板厚方向の板厚方向の厚さが0.5μm未満となる熱延鋼板の製造技術が開示されている。 Furthermore, as a high-strength steel sheet excellent in bendability and fatigue characteristics of the punched portion, for example, Patent Document 3 describes mass%, C: 0.05 to 0.15%, Si: 0 to 0.2%, Al: 0.5 to 3.0%. , Mn: 1.2-2.5%, P: 0.1% or less, S: 0.01% or less, N: 0.007% or less, Ti: 0.03-0.10%, Nb: 0.008-0.06%, V: 0-0.12%, Si + Al: 0.8 × (Mn-1)% or more, Ti + Nb: 0.04 to 0.14%, steel sheet with a total area ratio of martensite and retained austenite of 3 to 20%, ferrite of 50 to 95%, and pearlite of 3% or less A technology for manufacturing a hot-rolled steel sheet in which the thickness in the thickness direction in the thickness direction of the region where the network-like oxide exists in the surface layer portion is less than 0.5 μm is disclosed.

しかしながら、特許文献1に記載の技術では、打ち抜き材の曲げ性が低いという問題があった。また、特許文献2に記載の技術では、剪断加工性を改善したものの、剪断後の曲げ加工に対しては顕著な効果は認めらないという問題があった。特許文献3に記載の技術では、打ち抜き部の疲労特性は改善できるが、打ち抜き後の曲げ加工とは応力負荷レベルが大きく異なるため、打ち抜き材の曲げ加工性までは向上できないという問題があった。 However, the technique described in Patent Document 1 has a problem that the bendability of the punched material is low. Further, although the technique described in Patent Document 2 has improved the shear processability, there has been a problem that a remarkable effect is not recognized for the bending process after shearing. With the technique described in Patent Document 3, although the fatigue characteristics of the punched portion can be improved, there is a problem that the bending workability of the punched material cannot be improved because the stress load level is greatly different from the bending processing after punching.

特開2006−161111号公報JP 2006-161111 A 特開2015−98629号公報JP-A-2015-98629 特許第5574070号公報Japanese Patent No. 5570470

本発明はかかる事情に鑑み、とくにクリアランスが大きい打ち抜き部材の曲げ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。 In view of such circumstances, an object of the present invention is to provide a high-strength steel sheet excellent in bendability of a punching member having a particularly large clearance and a method for producing the same.

課題を解決すべく鋭意研究を重ねた。その結果、以下のことを見出した。打ち抜き時のクリアランスが大きくなると、打ち抜き端面には剪断応力に加えて引張り応力が作用する。このことが打ち抜き面の荒れを大きくする要因となる。しかし、ベイナイトを主体とすることで、ベイナイト中に存在する多数の微細セメンタイトが剪断応力だけでなく、とくに引張り応力に対しても亀裂の起点として作用し、打ち抜き時の端面を平滑化する。そして、鋼板の表面粗さを小さくすることで、曲げ変形時の端面近傍からの亀裂発生を抑制する。さらに、鋼板の表層組織を細粒化し粒子径20nm未満の微細析出物を析出させることにより亀裂の伝播を抑制する。以上により、曲げ性を大いに向上させることができる。 We conducted intensive research to solve the problem. As a result, the following was found. When the clearance at the time of punching increases, tensile stress acts on the punched end face in addition to shear stress. This is a factor that increases the roughness of the punched surface. However, by using bainite as a main component, a large number of fine cementite existing in bainite acts not only as a shear stress but also as a starting point of a crack especially against a tensile stress, and smoothes the end face at the time of punching. And generation | occurrence | production of the crack from the end surface vicinity at the time of bending deformation is suppressed by making the surface roughness of a steel plate small. Furthermore, the propagation of cracks is suppressed by refining the surface structure of the steel sheet and precipitating fine precipitates having a particle diameter of less than 20 nm. As described above, the bendability can be greatly improved.

すなわち、本発明は、C、Si、Mn、P、S、Al、N、および、Ti、Nb、V量を制御した鋼スラブを、熱延圧延するに際し、デスケーリング圧力と圧延温度、および、圧下率を制御するとともに、熱延後の冷却において、高圧水の衝突圧、熱延後の鋼板の冷却速度および巻取温度を制御することで、粒子径20nm未満の微細析出物、鋼板の表層近傍の粒径、および、鋼板の表面粗さを制御することを特徴とする。粒子径20nm未満の微細析出物、鋼板の表層近傍の粒径、および、鋼板の表面粗さを制御することで、高強度鋼板の打ち抜き部材の曲げ性を格段に向上させることができる。 That is, in the present invention, when steel slabs with controlled amounts of C, Si, Mn, P, S, Al, N, and Ti, Nb, and V are hot-rolled, descaling pressure and rolling temperature, and In addition to controlling the rolling reduction and cooling after hot rolling, by controlling the impact pressure of high-pressure water, the cooling rate of the steel plate after hot rolling and the coiling temperature, fine precipitates with a particle diameter of less than 20 nm, the surface layer of the steel plate It is characterized by controlling the particle size in the vicinity and the surface roughness of the steel sheet. By controlling the fine precipitate having a particle diameter of less than 20 nm, the particle diameter in the vicinity of the surface layer of the steel sheet, and the surface roughness of the steel sheet, the bendability of the punched member of the high-strength steel sheet can be remarkably improved.

本発明は以上の知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とするものである。
［１］成分組成は、質量％で、C：0.04〜0.20％、Si：0.6〜1.5%、Mn：1.0〜3.0%、P：0.10%以下、S：0.030%以下、Al：0.10%以下、N：0.010％以下を含有し、Ti、Nb、Vの１種または2種以上をそれぞれ0.01〜1.0％を含有し、残部は鉄および不可避的不純物からなり、
組織は、面積率で、ベイナイトが５０％超えであり、
鋼板表面から板厚深さ方向に50μmの位置での平均粒径が2500×[引張強度TS(MPa) ]^−0.85μm以下であり、
鋼中に析出した粒子径20nm未満の析出物中のC量が0.005質量％以上であり、
算術平均粗さRaが3.0μm以下であることを特徴とする曲げ性に優れた高強度鋼板。
［２］前記成分組成に加えて、質量％で、Mo、Ta、Wの１種または2種以上をそれぞれ0.005〜0.50％含有することを特徴とする［１］に記載の曲げ性に優れた高強度鋼板。
［３］前記成分組成に加えて、質量％で、Cr、Ni、Cuの１種または2種以上をそれぞれ0.01〜1.0％含有することを特徴とする［１］または［２］に記載の曲げ性に優れた高強度鋼板。
［４］前記成分組成に加えて、質量％で、Ca、REMの１種または2種をそれぞれ0.0005〜0.01％含有することを特徴とする［１］〜［３］のいずれかに記載の曲げ性に優れた高強度鋼板。
［５］前記成分組成に加えて、質量％で、Sb：0.005〜0.050％を含有することを特徴とする［１］〜［４］のいずれかに記載の曲げ性に優れた高強度鋼板。
［６］前記成分組成に加えて、質量％で、B：0.0005〜0.0030％を含有することを特徴とする［１］〜［５］のいずれかに記載の曲げ性に優れた高強度鋼板。
［７］鋼板表面にめっき層を有することを特徴とする［１］〜［６］のいずれかに記載の曲げ性に優れた高強度鋼板。
［８］［１］〜［６］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブに対して、鋳造後、直送圧延し、または1200℃以上に再加熱し、
次いで、粗圧延後、仕上げ圧延前に、衝突圧を3MPa以上とするデスケーリングを行い、950℃以下での累積圧下率を0.7以上、仕上圧延終了温度を800℃以上とする熱間圧延を行い、
次いで、仕上圧延終了後750℃まで最大衝突圧5kPa以上、平均冷却速度40℃/ｓ以上とする冷却を行い、
次いで、巻取温度350℃以上530℃未満まで、平均冷却速度10〜100℃/sで冷却し、
巻取温度350℃以上530℃未満で巻取ることを特徴とする曲げ性に優れた高強度鋼板の製造方法。
［９］さらに、前記巻取り後、酸洗した後、均熱温度750℃以下の焼鈍を行い、次いで、溶融めっき処理することを特徴とする［８］に記載の曲げ性に優れた高強度鋼板の製造方法。
［１０］さらに、溶融めっき処理後、合金化処理温度460〜600℃、保持時間1s以上で合金化処理を行うことを特徴とする［９］に記載の曲げ性に優れた高強度鋼板の製造方法。
［１１］さらに、前記巻取り後、酸洗した後、電気めっき処理することを特徴とする［８］に記載の曲げ性に優れた高強度鋼板の製造方法。
［１２］前記巻取り、前記酸洗、前記溶融めっき処理、前記合金化処理、前記電気めっき処理のいずれかの処理後、板厚減少率0.1〜3.0％の加工を施すことを特徴とする［８］〜［１１］のいずれかに記載の曲げ性に優れた高強度鋼板の製造方法。
［１３］［１］〜［６］のいずれかに記載の高強度鋼板に対して、めっき処理することを特徴とする曲げ性に優れた高強度鋼板の製造方法。 This invention is made | formed based on the above knowledge, and makes the following a summary.
[1] Component composition is mass%, C: 0.04-0.20%, Si: 0.6-1.5%, Mn: 1.0-3.0%, P: 0.10% or less, S: 0.030% or less, Al: 0.10% or less, N: 0.010% or less, Ti, Nb, V, one or more of each contain 0.01-1.0%, the balance consists of iron and inevitable impurities,
The structure is the area ratio, bainite is over 50%,
The average particle size at a position of 50 μm in the thickness direction from the steel sheet surface is 2500 × [tensile strength TS (MPa)] ^−0.85 μm or less,
The amount of C in the precipitate having a particle diameter of less than 20 nm precipitated in steel is 0.005% by mass or more,
A high-strength steel sheet with excellent bendability characterized by an arithmetic average roughness Ra of 3.0 μm or less.
[2] In addition to the above component composition, the bendability according to [1] is excellent in that it contains 0.005 to 0.50% of one or more of Mo, Ta, and W, respectively, by mass%. High strength steel plate.
[3] Bending according to [1] or [2], wherein, in addition to the component composition, one or more of Cr, Ni, and Cu are contained in an amount of 0.01 to 1.0% by mass. High strength steel plate with excellent properties.
[4] Bending according to any one of [1] to [3], characterized by containing 0.0005 to 0.01% of one or two of Ca and REM, respectively, in addition to the component composition High strength steel plate with excellent properties.
[5] The high-strength steel sheet having excellent bendability according to any one of [1] to [4], which contains Sb: 0.005 to 0.050% by mass% in addition to the component composition.
[6] The high-strength steel sheet having excellent bendability according to any one of [1] to [5], which contains B: 0.0005 to 0.0030% by mass% in addition to the component composition.
[7] The high-strength steel sheet having excellent bendability according to any one of [1] to [6], wherein the steel sheet surface has a plating layer.
[8] For the steel slab having the component composition according to any one of [1] to [6], after casting, direct-rolling or reheating to 1200 ° C or higher,
Next, after rough rolling and before finish rolling, descaling is performed so that the impact pressure is 3 MPa or more, and hot rolling is performed so that the cumulative rolling reduction at 950 ° C or less is 0.7 or more and the finish rolling finish temperature is 800 ° C or more. ,
Next, after finishing rolling, cooling to a maximum collision pressure of 5 kPa or more and an average cooling rate of 40 ° C./s or more is performed up to 750 ° C.
Next, the coil is cooled at an average cooling rate of 10 to 100 ° C./s to a coiling temperature of 350 ° C. or more and less than 530 ° C.,
A method for producing a high-strength steel sheet having excellent bendability, characterized by winding at a coiling temperature of 350 ° C or higher and lower than 530 ° C.
[9] Further, after winding, pickling, annealing at a soaking temperature of 750 ° C. or lower, and then hot-dip plating treatment, high strength with excellent bendability according to [8] A method of manufacturing a steel sheet.
[10] Furthermore, after hot dipping treatment, the alloying treatment is performed at an alloying treatment temperature of 460 to 600 ° C. and a holding time of 1 s or longer. Method.
[11] The method for producing a high-strength steel sheet excellent in bendability according to [8], further comprising electroplating after pickling and pickling.
[12] After the winding, pickling, hot dipping treatment, alloying treatment, or electroplating treatment, processing with a plate thickness reduction rate of 0.1 to 3.0% is performed. The manufacturing method of the high strength steel plate excellent in the bendability in any one of 8]-[11].
[13] A method for producing a high-strength steel sheet having excellent bendability, characterized by plating the high-strength steel sheet according to any one of [1] to [6].

なお、本発明において、高強度鋼板とは、引張強さ（TS）が780MPa以上の鋼板であり、熱延鋼板、溶融めっき処理、合金化溶融めっき処理および電気めっき処理などの表面処理を熱延鋼板に施した鋼板を含むものである。さらに、熱延鋼板および表面処理を施した鋼板の上にさらに化成処理などにより皮膜を有する鋼板をも含むものである。また、本発明において、曲げ性に優れたとは、打ち抜き後、成形時の曲げ加工性が優れていることである。また、本発明において、クリアランスが大きいとは、板厚に対するポンチとダイスの隙間の比が20％以上のことである。 In the present invention, a high-strength steel plate is a steel plate having a tensile strength (TS) of 780 MPa or more, and surface treatment such as hot-rolled steel plate, hot dipping treatment, alloying hot dipping treatment, and electroplating treatment is performed by hot rolling. It includes steel sheets applied to steel sheets. Furthermore, the steel sheet which has a film | membrane by a chemical conversion treatment etc. on the hot-rolled steel plate and the steel plate which performed the surface treatment is also included. Further, in the present invention, “excellent bendability” means excellent bendability during molding after punching. In the present invention, a large clearance means that the ratio of the gap between the punch and the die with respect to the plate thickness is 20% or more.

本発明によれば、曲げ性に優れた高強度鋼板が得られる。本発明の高強度鋼板は、引張強さ：780MPa以上を有し、かつ打ち抜き部材としての曲げ性に優れるため、自動車の構造部材等の使途に好適に用いることができ、工業上有益な効果がもたらされる。 According to the present invention, a high-strength steel sheet having excellent bendability can be obtained. The high-strength steel sheet of the present invention has a tensile strength of 780 MPa or more and is excellent in bendability as a punched member. Therefore, the high-strength steel plate can be suitably used for the use of structural members of automobiles, and has an industrially beneficial effect. Brought about.

図１は粒子径20nm未満の析出C量に対する臨界曲げ半径と板厚の比の関係を示す図である。FIG. 1 is a graph showing the relationship between the critical bending radius and the plate thickness ratio with respect to the amount of precipitated C having a particle diameter of less than 20 nm. 図２はベイナイト面積率に対する臨界曲げ半径と板厚の比の関係を示す図である。FIG. 2 is a graph showing the relationship between the critical bending radius and the plate thickness ratio with respect to the bainite area ratio. 図３は鋼板の表層50μmでの平均粒径を2500×TS(MPa)^−0.85で割った値に対する臨界曲げ半径と板厚の比の関係を示す図である。FIG. 3 is a graph showing the relationship between the ratio of the critical bending radius and the plate thickness with respect to the value obtained by dividing the average particle size at the surface layer of 50 μm by 2500 × TS (MPa) ^−0.85 . 図４は算術平均粗さに対する臨界曲げ半径と板厚の比の関係を示す図である。FIG. 4 is a diagram showing the relationship between the ratio of the critical bending radius and the plate thickness to the arithmetic average roughness.

以下、本発明について詳細に説明する。なお、以下の％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。 Hereinafter, the present invention will be described in detail. In addition, the following% shall mean the mass% unless there is particular notice.

まず、本発明の高強度鋼板の成分組成の限定理由について説明する。 First, the reason for limiting the component composition of the high-strength steel sheet of the present invention will be described.

C：0.04〜0.20％
CはTi、Nb、Vと微細炭化物を形成し、鋼板の高強度化、打ち抜き性、曲げ性の向上に寄与する。また、ベイナイトの生成の促進にも貢献する。このような効果を得るためには、C含有量を0.04％以上とする必要がある。より高強度化が必要な場合は0.06％以上が好ましく、さらに好ましくは0.08％以上である。一方、多量のCはベイナイト変態を抑制しマルテンサイト変態を促進するとともに、炭化物が粗大化し、Ti、Nb、Vとの微細炭化物の形成も抑制される。また、過剰なCは溶接性を低下させるとともに、多量のセメンタイトの生成を招き、靭性や成型性を大きく低下させる。したがって、C含有量を0.20％以下とする必要がある。好ましくは0.04％以上0.15％以下、さらに好ましくは0.04％以上0.12％以下である。 C: 0.04-0.20%
C forms fine carbides with Ti, Nb, and V, and contributes to high strength, punchability and bendability of the steel sheet. It also contributes to the promotion of bainite formation. In order to obtain such an effect, the C content needs to be 0.04% or more. When higher strength is required, it is preferably 0.06% or more, and more preferably 0.08% or more. On the other hand, a large amount of C suppresses the bainite transformation and promotes the martensitic transformation, coarsens the carbide, and suppresses the formation of fine carbides with Ti, Nb, and V. Excessive C lowers weldability and leads to the formation of a large amount of cementite, greatly reducing toughness and formability. Therefore, the C content needs to be 0.20% or less. Preferably they are 0.04% or more and 0.15% or less, More preferably, they are 0.04% or more and 0.12% or less.

Si：0.6〜1.5％
Siは熱間圧延後の冷却過程において、Ti、Nb、Vの微細炭化物形成を促す。さらに、固溶強化元素として成形性を大きく低下させることなく鋼板の高強度化に寄与することもできる。このような効果を得るためには、Si含有量を0.6％以上とする必要がある。一方、Siを多量に含有すると、赤スケールと呼ばれる表面模様が発生し、鋼板表面の粗さが大きくなってしまう。また、熱間圧延後、冷却過程でのフェライト変態が促進されてしまい、Ti、Nb、Vの炭化物が粗大に析出するとともにベイナイト変態が抑制されてしまう。さらに、靭性が低下する。また、鋼板の表面にSiの酸化物が生成しやすくなるため、熱延鋼板では化成処理不良、めっき鋼板では不めっきなどの不良が生じやすくなる。したがって、Si含有量を1.5％以下とする必要がある。以上より、Si含有量を0.6％以上1.5％以下、好ましくは0.8％以上1.2％以下とする。 Si: 0.6-1.5%
Si promotes the formation of fine carbides of Ti, Nb, and V in the cooling process after hot rolling. Furthermore, it is possible to contribute to increasing the strength of the steel sheet without greatly reducing the formability as a solid solution strengthening element. In order to obtain such an effect, the Si content needs to be 0.6% or more. On the other hand, when Si is contained in a large amount, a surface pattern called a red scale is generated, and the surface roughness of the steel sheet is increased. Further, after hot rolling, ferrite transformation in the cooling process is promoted, and carbides of Ti, Nb, and V are coarsely precipitated and bainite transformation is suppressed. Furthermore, toughness is reduced. Moreover, since it becomes easy to produce | generate the oxide of Si on the surface of a steel plate, it is easy to produce defects, such as a chemical conversion treatment defect in a hot-rolled steel plate, and non-plating in a plated steel plate. Therefore, the Si content needs to be 1.5% or less. Accordingly, the Si content is set to 0.6% to 1.5%, preferably 0.8% to 1.2%.

Mn：1.0〜3.0％、
Mnは熱間圧延後の冷却において、ベイナイト変態を促進するとともに鋼板の組織の細粒化に効果がある。さらに、Mnは固溶強化により鋼板の高強度化に寄与することもできる。また、有害な鋼中SをMnSとして無害化する作用も有する。このような効果を得るためには、Mn含有量を1.0％以上とする必要がある。好ましくは1.3％以上である。一方、多量のMnはスラブ割れを引き起こすとともにベイナイト変態を抑制し、マルテンサイト変態を促進してしまう。その結果、CとTi、Nb、Vとによる微細炭化物の形成を抑制してしまう。よって、Mn含有量を3.0％以下とする必要がある。好ましくは2.3％以下、さらに好ましくは1.6％以下である。 Mn: 1.0-3.0%
Mn promotes bainite transformation in cooling after hot rolling and is effective in refining the structure of the steel sheet. Furthermore, Mn can also contribute to increasing the strength of the steel sheet by solid solution strengthening. It also has the effect of detoxifying harmful S in steel as MnS. In order to obtain such an effect, the Mn content needs to be 1.0% or more. Preferably it is 1.3% or more. On the other hand, a large amount of Mn causes slab cracking and suppresses bainite transformation and promotes martensitic transformation. As a result, the formation of fine carbides by C and Ti, Nb, and V is suppressed. Therefore, the Mn content needs to be 3.0% or less. Preferably it is 2.3% or less, More preferably, it is 1.6% or less.

P：0.10％以下
Pは溶接性を低下させる作用を有するとともに、粒界に偏析して鋼板の延性、曲げ性および靭性を劣化させる。さらに、Pを多量に含有すると、熱間圧延後の冷却過程でのフェライト変態が促進されてしまい、Ti、Nb、Vの炭化物が粗大に析出するとともにベイナイト変態が抑制されてしまう。以上より、P含有量を0.10％以下とする必要がある。好ましくは0.05％以下、より好ましくは0.03％以下、さらに好ましくは0.01％以下である。ただし、必要以上にPを低減させることは製造コストの増大を招くので、Pの下限値は0.001％が好ましい。 P: 0.10% or less
P has the effect of lowering weldability and segregates at the grain boundaries to deteriorate the ductility, bendability and toughness of the steel sheet. Further, when P is contained in a large amount, ferrite transformation in the cooling process after hot rolling is promoted, and carbides of Ti, Nb, and V are coarsely precipitated and bainite transformation is suppressed. From the above, the P content needs to be 0.10% or less. Preferably it is 0.05% or less, More preferably, it is 0.03% or less, More preferably, it is 0.01% or less. However, since reducing P more than necessary causes an increase in manufacturing cost, the lower limit value of P is preferably 0.001%.

S：0.030％以下
Sは溶接性を低下させる作用を有するとともに、熱間圧延での延性を著しく低下させることで、熱間割れを誘発し、鋼板の表面性状を著しく劣化させる。また、Sは鋼板の強度向上にほとんど寄与しない。さらに、不純物元素として粗大な硫化物を形成することにより、鋼板の延性、曲げ性および伸びフランジ性を低下させる。これらの問題はS含有量が0.030％を超えると顕著となるため、極力低減することが望ましい。したがって、S含有量を0.030％以下とする必要がある。好ましくは0.010％以下、より好ましくは0.003％以下、さらに好ましくは0.001％以下である。ただし、必要以上にSを低減させることは、製造コストの増大を招くので、Sの下限値は0.0001％が好ましい。 S: 0.030% or less
S has the effect of lowering the weldability and significantly reduces the ductility in hot rolling, thereby inducing hot cracking and significantly deteriorating the surface properties of the steel sheet. Moreover, S hardly contributes to the strength improvement of the steel sheet. Furthermore, by forming a coarse sulfide as an impurity element, the ductility, bendability and stretch flangeability of the steel sheet are lowered. Since these problems become significant when the S content exceeds 0.030%, it is desirable to reduce them as much as possible. Therefore, the S content needs to be 0.030% or less. Preferably it is 0.010% or less, More preferably, it is 0.003% or less, More preferably, it is 0.001% or less. However, since reducing S more than necessary causes an increase in manufacturing cost, the lower limit value of S is preferably 0.0001%.

Al：0.10％以下
Alを多く含有すると、鋼板の靭性および溶接性が大きく低下してしまう。さらに、鋼板の表面にAlの酸化物が生成しやすくなるため、熱延鋼板では化成処理不良が、めっき板では不めっきなどの不良が生じやすくなる。したがって、Al含有量を0.10％以下とする必要がある。好ましくは0.06％以下である。下限は特に規定しない。Alキルド鋼として0.01％以上含まれていても問題ない。 Al: 0.10% or less
When a large amount of Al is contained, the toughness and weldability of the steel sheet are greatly reduced. Furthermore, since it becomes easy to produce | generate the oxide of Al on the surface of a steel plate, it becomes easy to produce defects, such as a chemical conversion treatment defect, in a hot-rolled steel sheet, and non-plating etc. in a plating plate. Therefore, the Al content needs to be 0.10% or less. Preferably it is 0.06% or less. There is no specific lower limit. Even if it is contained 0.01% or more as Al killed steel, there is no problem.

N：0.010％以下
NはTi、Nb、Vと高温で粗大な窒化物を形成する。しかし、粗大な窒化物は鋼板の強度向上にあまり寄与しないことから、Ti、Nb、V添加による鋼板の高強度化の効果を小さくしてしまうだけでなく、鋼板の靭性の低下も招いてしまう。さらにNを多量に含有させると、熱間圧延中にスラブ割れが発生し、表面疵が生じる恐れがある。したがって、N含有量を0.010％以下とする必要がある。好ましくは0.005％以下、より好ましくは0.003％以下、さらに好ましくは0.002％以下である。ただし、必要以上にNを低減させることは製造コストの増大に直結するので、Nの下限値は0.0001％が好ましい。 N: 0.010% or less
N forms coarse nitrides at high temperatures with Ti, Nb, and V. However, since coarse nitrides do not contribute much to improving the strength of the steel sheet, not only does the effect of increasing the strength of the steel sheet due to the addition of Ti, Nb, and V decrease, but also the toughness of the steel sheet decreases. . Further, when N is contained in a large amount, slab cracking may occur during hot rolling, and surface defects may occur. Therefore, the N content needs to be 0.010% or less. Preferably it is 0.005% or less, More preferably, it is 0.003% or less, More preferably, it is 0.002% or less. However, since reducing N more than necessary directly leads to an increase in manufacturing cost, the lower limit value of N is preferably 0.0001%.

Ti、Nb、V：１種または2種以上をそれぞれ0.01〜1.0％
Ti、Nb、VはCと微細な炭化物を形成し、鋼板の高強度化に寄与するとともに、打ち抜き部材の曲げ性の改善にも寄与する。このような作用を得るためには、Ti、Nb、Vの１種または2種以上をそれぞれ0.01％以上含有させる必要がある。一方、Ti、Nb、V を、それぞれ1.0％を超えて多量に含有させても、鋼板の高強度化の効果は飽和する上に、微細析出物が多量に析出し靭性が低下することから、Ti、V、Nbの含有量をそれぞれ1.0％以下とする必要がある。 Ti, Nb, V: 0.01% to 1.0% for 1 type or 2 types or more
Ti, Nb, and V form fine carbides with C, which contributes to increasing the strength of the steel sheet and also improving the bendability of the punched member. In order to obtain such an action, it is necessary to contain at least 0.01% of one or more of Ti, Nb, and V, respectively. On the other hand, even if Ti, Nb, and V are each contained in a large amount exceeding 1.0%, the effect of increasing the strength of the steel sheet is saturated, and a large amount of fine precipitates are precipitated and the toughness is reduced. The contents of Ti, V, and Nb must each be 1.0% or less.

残部は鉄および不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Sn、Mg、Co、As、Pb、Zn、Oなどが挙げられ、合計で0.5％以下であれば許容できる。 The balance is iron and inevitable impurities. Inevitable impurities include Sn, Mg, Co, As, Pb, Zn, O, etc., and a total of 0.5% or less is acceptable.

以上の必須添加元素で、本発明の鋼板の目的とする特性が得られるが、上記の必須添加元素に加えて、必要に応じて下記の元素を添加することができる。 With the above essential additive elements, the target characteristics of the steel sheet of the present invention can be obtained. In addition to the above essential additive elements, the following elements can be added as necessary.

Mo、Ta、Wの１種または2種以上をそれぞれ0.005〜0.50％
Mo、Ta、Wは微細析出物を形成することで鋼板の高強度化、曲げ性改善に寄与する。このような効果を得るため、Mo、Ta、W を含有する場合には、Mo、Ta、Wのうちの１種または2種以上の含有量をそれぞれ0.005％以上とする。一方、多量にMo、Ta、Wを含有させても効果が飽和するだけでなく、微細析出物が多量に析出し鋼板の靭性、打ち抜き性が低下することから、Mo、Ta、Wのうちの１種または2種以上の含有量をそれぞれ0.50％以下とすることが好ましい。 One or more of Mo, Ta, W or more, 0.005-0.50% each
Mo, Ta, and W contribute to high strength and improved bendability of the steel sheet by forming fine precipitates. In order to obtain such an effect, when Mo, Ta, and W are contained, the content of one or more of Mo, Ta, and W is set to 0.005% or more. On the other hand, even if a large amount of Mo, Ta, W is contained, not only the effect is saturated, but also fine precipitates are precipitated in large amounts, and the toughness and punchability of the steel sheet are reduced. The content of one kind or two or more kinds is preferably 0.50% or less.

Cr、Ni、Cuの１種または2種以上をそれぞれ0.01〜1.0％
Cr、Ni、Cuは鋼板の組織を細粒化するとともに固溶強化元素として作用することで鋼板の高強度化と曲げ性の向上に寄与する。このような効果を得るため、Cr、Ni、Cuを含有する場合には、Cr、Ni、Cuのうちの１種または2種以上の含有量をそれぞれ0.01％以上とする。一方、多量にCr、Ni、Cuを多量に含有させても効果が飽和するだけでなく製造コストの上昇を招くことから、Cr、Ni、Cuのうちの１種または2種以上の含有量をそれぞれ1.0％以下とすることが好ましい。 0.01% to 1.0% of one or more of Cr, Ni and Cu
Cr, Ni, and Cu contribute to increasing the strength and bendability of the steel sheet by refining the structure of the steel sheet and acting as a solid solution strengthening element. In order to obtain such an effect, when Cr, Ni, and Cu are contained, the content of one or more of Cr, Ni, and Cu is set to 0.01% or more. On the other hand, even if a large amount of Cr, Ni, or Cu is contained in a large amount, the effect is not only saturated but also the manufacturing cost is increased. Therefore, the content of one or more of Cr, Ni, and Cu is increased. Each is preferably 1.0% or less.

Ca、REMの１種または2種をそれぞれ0.0005〜0.01％
Ca、REMは硫化物の形態を制御することで鋼板の延性、靭性、曲げ性および伸びフランジ性を向上させることができる。このような効果を得るため、Ca、REMを含有させる場合には、Ca、REMの１種または2種の含有量をそれぞれ0.0005％以上とする。一方、多量に含有させても効果が飽和するだけでなくコストが上昇することからCa、REMを含有させる場合には、Ca、REMの１種または2種の含有量をそれぞれ0.01％以下とすることが好ましい。 One or two of Ca and REM 0.0005-0.01% each
Ca and REM can improve the ductility, toughness, bendability and stretch flangeability of the steel sheet by controlling the form of sulfide. In order to obtain such an effect, when Ca and REM are contained, the content of one or two of Ca and REM is set to 0.0005% or more. On the other hand, when Ca and REM are contained, the content of one or two of Ca and REM is set to 0.01% or less respectively when Ca and REM are contained because the effect is not only saturated but also the cost increases even if it is contained in a large amount. It is preferable.

Sb：0.005〜0.050％
Sbは熱間圧延時において表面に偏析することから、スラブに窒素が進入するのを防止して、粗大な窒化物の形成を抑制することができる。このような効果を得るため、Sbを含有する場合には0.005％以上の含有量とする。一方、多量にSbを含有すると製造コストが上昇することから、Sbを含有する場合は0.050％以下の含有量とする。 Sb: 0.005 to 0.050%
Since Sb segregates on the surface during hot rolling, nitrogen can be prevented from entering the slab and formation of coarse nitrides can be suppressed. In order to acquire such an effect, when it contains Sb, it is set as 0.005% or more of content. On the other hand, when a large amount of Sb is contained, the production cost increases. Therefore, when Sb is contained, the content is made 0.050% or less.

B：0.0005〜0.0030％
Bは組織を細粒化することで、鋼板の高強度化と曲げ性の向上に寄与することができる。このような効果を得るため、Bを含有させる場合には0.0005%以上の含有量とする。好ましくは0.0010%以上である。一方、多量のBは熱間圧延時の圧延荷重を上昇させてしまうことから、Bを含有する場合には0.0030％以下の含有量とする。好ましくは0.0020%以下である。 B: 0.0005-0.0030%
B can contribute to an increase in strength and bendability of the steel sheet by refining the structure. In order to obtain such an effect, when B is contained, the content is 0.0005% or more. Preferably it is 0.0010% or more. On the other hand, since a large amount of B increases the rolling load during hot rolling, when it contains B, the content is 0.0030% or less. Preferably it is 0.0020% or less.

次に、本発明の高強度鋼板の重要な要件である組織等について説明する。
ベイナイト：面積率で50％超え
ベイナイト組織は曲げ性に優れることから、本発明ではベイナイトを面積率で50％超えとする。好ましくはベイナイトの面積率は60％以上、より好ましくは70％以上である。ベイナイト以外の組織は、フェライト、パーライト、マルテンサイト、残留オーステナイトなどであってよい。なお、ベイナイトの面積率は後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。また、製造条件、特に冷却時の冷却速度を制御することにより、ベイナイト相の面積率を50％超えとすることができる。 Next, the structure etc. which are important requirements for the high-strength steel sheet of the present invention will be described.
Bainite: Over 50% in area ratio Since the bainite structure is excellent in bendability, in the present invention, bainite is over 50% in area ratio. Preferably, the area ratio of bainite is 60% or more, more preferably 70% or more. The structure other than bainite may be ferrite, pearlite, martensite, retained austenite, and the like. In addition, the area ratio of a bainite can be measured by the method as described in the Example mentioned later. Moreover, the area ratio of a bainite phase can be made to exceed 50% by controlling manufacturing conditions, especially the cooling rate at the time of cooling.

鋼板表面から板厚深さ方向に50μmの位置での平均粒径：2500×[引張強度TS(MPa) ]^−0.85μm以下
鋼板の表面付近の全組織の粒径を小さくすることで、曲げ成型時の割れの進行を抑制することができる。さらに、鋼板の強度が高いほど割れは進行しやすいことから、より粒径を小さくする必要がある。このような鋼板表面付近の粒径は、鋼板最表面で評価するよりも、スケールを除いた鋼板の表面から板厚深さ方向に50μm内側に入った位置のほうがより的確に評価できる。よって、本発明では、鋼板表面から板厚深さ方向に50μmの位置での平均粒径を規定することとする。なお、本発明において、鋼板表面から板厚深さ方向に50μmの位置とは、スケールを除いた鋼板表面から板厚方向に50μm内側に入った位置であり、「表層50μm位置」と称することもある。
鋼板の表層50μm位置での平均粒径を2500×[引張強度TS(MPa) ]^−0.85μm以下とすることで、曲げ成型時の割れの伸展を抑制することができ、優れた曲げ性を得ることができる。好ましくは鋼板の表層50μm位置での平均粒径は2000×[TS(MPa) ]^−0.85μm以下、より好ましくは1500×[TS(MPa) ]^−0.85μm以下、さらに好ましくは1000×[TS(MPa) ]^−0.85μm以下である。下限は特に規定しないが、0.5μm程度で十分である。なお、鋼板の表層50μm位置での平均粒径は後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。また、鋼板の表層50μm位置での平均粒径は、製造条件、特に熱間圧延時の累積圧下率や仕上圧延終了温度等により、制御することができる。 Average grain size at a position of 50 μm from the surface of the steel sheet to the thickness direction: 2500 × [Tensile strength TS (MPa)] ^−0.85 μm or less Bending by reducing the grain size of the entire structure near the surface of the steel sheet The progress of cracking at the time can be suppressed. Furthermore, since the cracks tend to progress as the strength of the steel plate increases, it is necessary to make the particle size smaller. Such a grain size in the vicinity of the steel sheet surface can be more accurately evaluated at a position that is 50 μm inside from the surface of the steel sheet excluding the scale in the thickness direction of the steel sheet, rather than at the outermost surface of the steel sheet. Therefore, in the present invention, the average particle size at a position of 50 μm in the plate thickness depth direction from the steel plate surface is defined. In the present invention, the position of 50 μm in the sheet thickness depth direction from the steel sheet surface is a position entering 50 μm in the sheet thickness direction from the steel sheet surface excluding the scale, and may also be referred to as “surface layer 50 μm position”. is there.
By making the average particle size at the surface layer 50 μm position of the steel sheet 2500 × [tensile strength TS (MPa)] ^−0.85 μm or less, it is possible to suppress the extension of cracks during bending molding and to obtain excellent bendability. be able to. Preferably, the average particle size at the surface layer position of 50 μm of the steel sheet is 2000 × [TS (MPa)] ^−0.85 μm or less, more preferably 1500 × [TS (MPa)] ^−0.85 μm or less, and more preferably 1000 × [TS ( MPa)] ^−0.85 μm or less. The lower limit is not particularly specified, but about 0.5 μm is sufficient. In addition, the average particle diameter in the surface layer 50 micrometer position of a steel plate can be measured by the method as described in the Example mentioned later. Further, the average particle diameter at the surface layer position of 50 μm of the steel sheet can be controlled by the production conditions, in particular, the cumulative rolling reduction during hot rolling, the finish rolling finishing temperature, and the like.

鋼中に析出した粒子径20nm未満の析出物中のC量0.005％以上
鋼中に析出した析出物のうち、粒子径20nm未満の析出物は鋼板の強度および打ち抜き部材の曲げ性の向上に寄与できる。このような微細な析出物は、炭化物が主体である。よって、このような効果を得るためには、粒子径20nm未満の析出物中のC量（以下、略して析出C量と称することもある）が0.005％以上である必要がある。好ましくは0.010％以上である。一方、粒子径20nm未満の析出物が必要以上に鋼中に多量に存在しても鋼板の強度上昇の効果は飽和することから、析出C量は0.10％以下が好ましく、より好ましくは0.08％以下、さらに好ましくは0.05％以下である。なお、析出C量は後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。また、製造条件を制御することにより、析出C量を0.005％以上とすることができる。 More than 0.005% of C in precipitates with a particle diameter of less than 20 nm deposited in steel Of the precipitates precipitated in steel, precipitates with a particle diameter of less than 20 nm contribute to improving the strength of the steel sheet and the bendability of the punched member. it can. Such fine precipitates are mainly composed of carbides. Therefore, in order to obtain such an effect, the amount of C in the precipitate having a particle diameter of less than 20 nm (hereinafter sometimes abbreviated as the amount of precipitated C) needs to be 0.005% or more. Preferably it is 0.010% or more. On the other hand, the precipitate C content is preferably 0.10% or less, more preferably 0.08% or less, because the effect of increasing the strength of the steel sheet is saturated even when precipitates having a particle size of less than 20 nm are present in the steel more than necessary. More preferably, it is 0.05% or less. The amount of precipitated C can be measured by the method described in the examples described later. Further, the amount of precipitated C can be made 0.005% or more by controlling the production conditions.

算術平均粗さRaが3.0μm以下
高強度鋼板表面の算術平均粗さを小さくすることで、打ち抜き部材を曲げ成型したときの割れの起点発生を抑制することができる。よって、算術平均粗さ（Ra）を3.0μm以下とする必要がある。好ましくは2.0μm以下、より好ましくは1.5μm以下、さらに好ましくは1.0μm以下である。下限は特に規定しないが、0.5μm程度が好ましい。なお、算術平均粗さRaは後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。また、高圧水の衝突圧を3MPa以上とするデスケーリングを行うことにより、算術平均粗さRaを3.0μm以下とすることができる。 By reducing the arithmetic average roughness Ra of the surface of the high-strength steel sheet having an arithmetic average roughness Ra of 3.0 μm or less, it is possible to suppress the occurrence of crack starting points when the punched member is bent. Therefore, the arithmetic average roughness (Ra) needs to be 3.0 μm or less. The thickness is preferably 2.0 μm or less, more preferably 1.5 μm or less, and still more preferably 1.0 μm or less. The lower limit is not particularly specified, but is preferably about 0.5 μm. The arithmetic average roughness Ra can be measured by the method described in Examples described later. Further, the arithmetic average roughness Ra can be set to 3.0 μm or less by performing descaling in which the collision pressure of the high-pressure water is set to 3 MPa or more.

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は、上記成分組成を有する鋼スラブを鋳造後、直送圧延または1200℃以上に再加熱し、次いで、粗圧延後、仕上げ圧延前に、衝突圧を3MPa以上とするデスケーリングを行い、950℃以下での累積圧下率を0.7以上、仕上圧延終了温度を800℃以上とする熱間圧延を行う。次いで、仕上げ圧延終了後750℃まで最大衝突圧5kPa以上、平均冷却速度40℃/ｓ以上とする冷却を行い、次いで、巻取温度350℃以上530℃未満まで、平均冷却速度10〜100℃/sで冷却し、巻取温度350℃以上530℃未満で巻取ることで得られる。巻取り後、酸洗を行うことができる。さらに、酸洗後、均熱温度750℃以下の焼鈍を行い、次いで、溶融めっき処理、もしくは酸洗後電気めっき処理することができる。溶融めっき処理後、合金化処理温度460〜600℃、保持時間1s以上で合金化処理を行うことができる。また、以上により得られた高強度薄鋼板に対して、板厚減少率0.1〜3.0％の加工を施すことができる。 Next, the manufacturing method of the high strength steel plate of this invention is demonstrated.
The high-strength steel sheet of the present invention is a descaling method in which a steel slab having the above composition is cast and then re-heated to direct feed rolling or 1200 ° C or higher, and then after rough rolling and before finish rolling, the impact pressure is set to 3 MPa or more. And performing hot rolling at a cumulative rolling reduction at 950 ° C. or lower of 0.7 or higher and a finish rolling finish temperature of 800 ° C. or higher. Then, after finishing rolling, cooling is performed to a maximum collision pressure of 5 kPa or higher and an average cooling rate of 40 ° C./s or higher to 750 ° C., and then an average cooling rate of 10 to 100 ° C./winding temperature to 350 ° C. or higher and lower than 530 ° C. It is obtained by cooling at s and winding at a winding temperature of 350 ° C or higher and lower than 530 ° C. After winding, pickling can be performed. Furthermore, after pickling, annealing at a soaking temperature of 750 ° C. or lower can be performed, followed by hot dipping treatment or electroplating treatment after pickling. After the hot dipping treatment, the alloying treatment can be performed at an alloying treatment temperature of 460 to 600 ° C. and a holding time of 1 s or longer. Further, the high strength thin steel sheet obtained as described above can be processed with a sheet thickness reduction rate of 0.1 to 3.0%.

以下、詳細に説明する。 Details will be described below.

本発明において、鋼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、真空脱ガス炉にて2次精錬を行ってもよい。その後、生産性や品質の観点から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とする。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。 In the present invention, the method for melting steel is not particularly limited, and a known melting method such as a converter or an electric furnace can be employed. Further, secondary refining may be performed in a vacuum degassing furnace. After that, slab (steel material) is produced by continuous casting from the viewpoint of productivity and quality. It is good also as slab by well-known casting methods, such as the ingot-making-slabbing method and the thin slab continuous casting method.

鋳造後スラブ：鋳造後のスラブを直送圧延、または、温片や冷片となったスラブを1200℃以上に再加熱
Ti、Nb、Vを微細に析出させるためには、熱間圧延開始前にこれらの元素を鋼中に固溶させる必要がある。そのため、鋳造後のスラブは高温のまま熱間圧延機の入り側に搬送して、熱間圧延を行う（直送圧延）ことが好ましい。しかし、一旦、鋳造後のスラブが温片や冷片となり、Ti、Nb、Vが析出物として析出してしまった場合は、Ti、Nb、V を再固溶させるためにスラブを1200℃以上に再加熱したのち粗圧延を開始する必要がある。スラブ加熱温度が低いとTi、V、Nbの再固溶が阻害され、粗大な炭化物のまま残るため、微細な炭化物の生成が抑制されてしまう。1200℃以上での保持時間は特に規定しないが、好ましくは10分以上、より好ましくは30分以上である。操業負荷の観点から上限は180分以下が好ましい。また、再加熱温度は好ましくは1220℃以上、より好ましくは1250℃以上である。操業負荷の観点から上限は1300℃以下が好ましい。 Post-cast slab: Directly cast slab after casting, or reheat slab that has become hot or cold to 1200 ℃ or higher
In order to precipitate Ti, Nb, and V finely, it is necessary to dissolve these elements in the steel before the start of hot rolling. Therefore, it is preferable that the slab after casting is transported to the entry side of the hot rolling mill at a high temperature to perform hot rolling (direct feed rolling). However, once the slab after casting becomes a hot piece or a cold piece, and Ti, Nb, and V precipitate as precipitates, the slab must be 1200 ° C or higher to re-dissolve Ti, Nb, and V. It is necessary to start rough rolling after reheating. When the slab heating temperature is low, the re-dissolution of Ti, V, and Nb is hindered and the coarse carbide remains, so that the formation of fine carbide is suppressed. The holding time at 1200 ° C. or higher is not particularly limited, but is preferably 10 minutes or longer, more preferably 30 minutes or longer. From the viewpoint of operation load, the upper limit is preferably 180 minutes or less. The reheating temperature is preferably 1220 ° C. or higher, more preferably 1250 ° C. or higher. From the viewpoint of operational load, the upper limit is preferably 1300 ° C or less.

熱間圧延：粗圧延後、仕上げ圧延前に、衝突圧を3MPa以上とするデスケーリングを行い、仕上げ圧延での950℃以下の累積圧下率を0.7以上、仕上圧延終了温度を800℃以上とする
本発明では、粗圧延後、仕上げ圧延前に、仕上げ圧延機の入り側で高圧水を使用したデスケーリングを行う。この時、高圧水の衝突圧を3MPa以上とする。スケールを除去するに際し、衝突圧が小さいとスケールが除去しきれず表面に残り、その状態で仕上げ圧延されると残ったスケールが鋼板表面に押し込まれて鋼板の表面粗さが大きくなってしまう。そのため、仕上げ圧延機の入り側での高圧水の衝突圧を3MPa以上とする必要がある。好ましくは5MPa以上、より好ましくは8MPa以上、さらに好ましくは10MPa以上である。上限は特に規定しないが15MPaが好ましい。時間は特に限定しないが、仕上げ圧延中の鋼板の温度が低くなりすぎないように、0.1〜5sが好ましい。なお、上記において、衝突圧とは、高圧水が鋼材表面に衝突する単位面積あたりの力である。 Hot rolling: After rough rolling and before finish rolling, descaling with impact pressure of 3 MPa or more is performed, cumulative rolling reduction of 950 ° C or less in finish rolling is 0.7 or more, and finish rolling finish temperature is 800 ° C or more In the present invention, after rough rolling and before finish rolling, descaling using high-pressure water is performed on the entrance side of the finish rolling mill. At this time, the collision pressure of the high pressure water is set to 3 MPa or more. When removing the scale, if the impact pressure is small, the scale cannot be completely removed and remains on the surface. When the finish rolling is performed in this state, the remaining scale is pushed into the steel plate surface, and the surface roughness of the steel plate increases. For this reason, the collision pressure of high-pressure water on the entrance side of the finish rolling mill needs to be 3 MPa or more. Preferably it is 5 MPa or more, More preferably, it is 8 MPa or more, More preferably, it is 10 MPa or more. There is no particular upper limit, but 15 MPa is preferred. The time is not particularly limited, but is preferably 0.1 to 5 s so that the temperature of the steel plate during finish rolling does not become too low. In the above, the collision pressure is a force per unit area at which high-pressure water collides with the steel surface.

仕上げ圧延での950℃以下の累積圧下率：0.7以上
仕上げ圧延において、低い温度での圧下率を大きくすると、ベイナイト粒径を小さくすることができる。そのため、950℃以下での圧下率を累積で0.7以上とする。好ましくは1.0以上、より好ましくは1.3以上、さらに好ましくは1.6以上である。上限は特に規定しないが、2.0が好ましい。なお、累積圧下率は、仕上げ圧延において、950℃以下となる各圧延機での圧下率をそれぞれ加算して合計したものとする。圧延機での圧下率とは、圧延機の入り側と出側の板厚の比をいう。圧延機での圧下率の合計とは、各圧延機の板厚の比をそれぞれ加算して得られる値をいう。 Cumulative rolling reduction of 950 ° C. or less in finish rolling: 0.7 or more In finishing rolling, when the rolling reduction at a low temperature is increased, the bainite particle size can be reduced. Therefore, the rolling reduction at 950 ° C. or lower is set to 0.7 or higher. Preferably it is 1.0 or more, More preferably, it is 1.3 or more, More preferably, it is 1.6 or more. The upper limit is not particularly specified, but 2.0 is preferable. The cumulative rolling reduction is the sum of the rolling reductions in each rolling mill at 950 ° C. or lower in finish rolling. The rolling reduction in the rolling mill refers to the ratio of the sheet thickness between the entry side and the exit side of the rolling mill. The sum of the rolling reductions in the rolling mill refers to a value obtained by adding the sheet thickness ratio of each rolling mill.

仕上圧延終了温度：800℃以上
仕上圧延の終了温度が低くなると、熱間圧延後、冷却過程でのフェライト変態が高温域で起こり、Ti、Nb、Vの炭化物が粗大に析出することにより、結晶粒径が大きくなる。また、ベイナイト変態が抑制されてしまう。さらに、仕上圧延の終了温度がフェライト域になると、歪誘起析出によりTi、Nb、Vの炭化物が粗大に析出するとともに、ベイナイト面積率も小さくなってしまう。そのため、仕上圧延終了温度を800℃以上とする。好ましくは820℃以上、より好ましくは850℃以上である。仕上圧延終了温度の上限は特に規定しないが、920℃が好ましい。 Finishing rolling finish temperature: 800 ° C or more When the finish rolling finish temperature is low, the ferrite transformation in the cooling process takes place in the high temperature range after hot rolling, and Ti, Nb, V carbides precipitate coarsely, resulting in crystals The particle size increases. Moreover, a bainite transformation will be suppressed. Furthermore, when the finishing temperature of finish rolling is in the ferrite region, carbides of Ti, Nb, and V are coarsely precipitated by strain-induced precipitation, and the bainite area ratio is also reduced. For this reason, the finish rolling finish temperature is set to 800 ° C. or higher. Preferably it is 820 degreeC or more, More preferably, it is 850 degreeC or more. The upper limit of the finish rolling finish temperature is not particularly defined, but 920 ° C. is preferable.

仕上圧延終了後750℃まで最大衝突圧5kPa以上、平均冷却速度40℃/ｓ以上とする冷却
仕上圧延終了温度から750℃までの最大衝突圧：5kPa以上
仕上圧延終了温度から750℃までの間において、冷却水により鋼板を冷却するに際し、冷却水の最大衝突圧を大きくすることで、鋼板表層部の粒径を小さくすることができる。そのため、仕上圧延機出側から750℃までの、冷却水の最大衝突圧を5kPa以上とする。好ましくは10kPa以上、より好ましくは15kPa以上である。最大衝突圧の上限は特に規定しないが200kPaが好ましい。なお、上記において、最大衝突圧とは、高圧水が鋼板表面に衝突する単位面積あたりの力の最大値である。 Maximum finish pressure from 5 kPa to 750 ° C after finish rolling finishes Maximum impact pressure from 5 kPa to 750 ° C When cooling the steel sheet with the cooling water, the grain size of the steel sheet surface layer can be reduced by increasing the maximum collision pressure of the cooling water. Therefore, the maximum collision pressure of the cooling water from the finish mill exit side to 750 ° C. is set to 5 kPa or more. The pressure is preferably 10 kPa or more, more preferably 15 kPa or more. The upper limit of the maximum collision pressure is not particularly specified, but 200 kPa is preferable. In the above, the maximum collision pressure is the maximum value of the force per unit area at which high-pressure water collides with the steel sheet surface.

仕上圧延終了温度から750℃までの平均冷却速度：40℃/ｓ以上
仕上圧延終了温度から750℃までの冷却速度が小さいと、フェライト変態が高温で起こり、粒径が大きくなり、Ti、Nb、Vの炭化物が粗大に析出してしまう。したがって、仕上圧延終了温度から750℃までの平均冷却速度は40℃/s以上とする。好ましくは60℃/s以上、さらに好ましくは80℃/s以上である。上限は特に規定しないが、温度制御の観点から200℃/sが好ましい。 Average cooling rate from finish rolling finish temperature to 750 ° C: 40 ° C / s or more If the cooling rate from finish rolling finish temperature to 750 ° C is small, ferrite transformation occurs at high temperature, grain size increases, Ti, Nb, V carbide precipitates coarsely. Therefore, the average cooling rate from the finish rolling finish temperature to 750 ° C. is 40 ° C./s or more. Preferably it is 60 ° C./s or more, more preferably 80 ° C./s or more. The upper limit is not particularly defined, but 200 ° C./s is preferable from the viewpoint of temperature control.

750℃から巻取温度350℃以上530℃未満まで平均冷却速度10〜100℃/sで冷却
750℃から巻取温度までの平均冷却速度：10〜100℃/s
750℃から巻取温度までの冷却速度が小さいと、フェライト変態が促進することでTi、Nb、Vの炭化物が粗大化してしまう。また、ベイナイト変態の抑制と結晶粒の粗大化が生じてしまう。そのため冷却時の平均冷却速度を10℃/s以上とする。好ましくは20℃/s以上である。一方、750℃から巻取温度までの冷却速度が大きいと、Ti、Nb、Vの微細炭化物の生成が不十分となってしまう。そのため750℃から巻取までの平均冷却速度は100℃/ｓ以下とする。好ましくは70℃/ｓ以下、より好ましくは40℃/ｓ以下である。
巻取温度：350℃以上530℃未満
巻取温度が高いとフェライト変態が促進することでTi、Nb、Vの炭化物が粗大化してしまう。また、ベイナイト変態の抑制と結晶粒の粗大化が生じてしまう。そのため、巻取温度を530℃未満とする必要があり、好ましくは480℃未満である。一方、巻取温度が低いと、ベイナイト変態が抑制され、マルテンサイト変態が促進されてしまう。そのため、巻取温度を350℃以上とする。 Cooling from 750 ° C to coiling temperature 350 ° C or higher and lower than 530 ° C at an average cooling rate of 10-100 ° C / s
Average cooling rate from 750 ℃ to coiling temperature: 10-100 ℃ / s
When the cooling rate from 750 ° C. to the coiling temperature is small, the ferrite transformation is promoted, and Ti, Nb, and V carbides are coarsened. Moreover, suppression of bainite transformation and coarsening of crystal grains occur. Therefore, the average cooling rate during cooling is set to 10 ° C / s or more. Preferably it is 20 degrees C / s or more. On the other hand, when the cooling rate from 750 ° C. to the coiling temperature is high, the generation of fine carbides of Ti, Nb, and V becomes insufficient. Therefore, the average cooling rate from 750 ° C. to winding is 100 ° C./s or less. Preferably it is 70 degrees C / s or less, More preferably, it is 40 degrees C / s or less.
Winding temperature: 350 ° C. or higher and lower than 530 ° C. If the winding temperature is high, the ferrite transformation is promoted, and Ti, Nb, and V carbides become coarse. Moreover, suppression of bainite transformation and coarsening of crystal grains occur. Therefore, the coiling temperature needs to be lower than 530 ° C, preferably lower than 480 ° C. On the other hand, when the coiling temperature is low, bainite transformation is suppressed and martensitic transformation is promoted. Therefore, the winding temperature is set to 350 ° C. or higher.

以上により、本発明の高強度鋼板が製造される。なお、上記において、仕上圧延終了温度、巻取温度は、鋼板表面の温度とする。仕上圧延終了後750℃までの平均冷却速度、750℃から巻取温度までの平均冷却速度は、鋼板表面の温度をもとに規定される。 As described above, the high-strength steel sheet of the present invention is manufactured. In the above, the finish rolling finish temperature and the coiling temperature are the temperatures of the steel sheet surface. The average cooling rate up to 750 ° C. after finishing rolling and the average cooling rate from 750 ° C. to the coiling temperature are defined based on the temperature of the steel sheet surface.

巻取り後、酸洗（好適条件）
以上により得られた高強度鋼板に対して、酸洗を行うことができる。酸洗の方法は特に限定しない。塩酸酸洗や硫酸酸洗が挙げられる。酸洗を行うことで、鋼板表面のスケールが除去され、化成処理や塗装密着性がよくなる。また、後に続く、溶融めっき処理や、電気めっき処理を行った場合のめっき密着性が良好となる。 After winding, pickling (preferred conditions)
Pickling can be performed with respect to the high strength steel plate obtained by the above. The method of pickling is not particularly limited. Examples include hydrochloric acid pickling and sulfuric acid pickling. By pickling, the scale on the steel sheet surface is removed, and chemical conversion treatment and paint adhesion are improved. Moreover, the plating adhesiveness in the case of performing subsequent hot dipping treatment or electroplating treatment is improved.

また、本発明の高強度鋼板は、めっき処理やめっき浴の組成によっても材質に影響をおよぼさないため、めっき処理として、溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理、電気めっき処理のいずれも施すことができる。 In addition, since the high-strength steel sheet of the present invention does not affect the material depending on the plating process or the composition of the plating bath, any of the hot dip galvanizing process, the alloyed hot dip galvanizing process, and the electroplating process can be used as the plating process. Can also be applied.

酸洗後、均熱温度750℃以下の焼鈍を行い、次いで、溶融めっき処理（好適条件）
酸洗後に、均熱温度750℃以下の焼鈍を行う。均熱温度を750℃以下とすることで、Ti、Nb、Vの炭化物の粗大化と結晶粒の粗大化を抑制することができる。次いで、めっき浴に浸漬し、溶融めっき処理を行う。例えば、溶融亜鉛めっき処理の場合、めっき浴は420〜500℃が好ましい。めっき浴が420℃未満では亜鉛が溶融しない。一方、500℃超えではめっきの合金化が過剰に進んでしまう。 After pickling, annealing is performed at a soaking temperature of 750 ° C or lower, followed by hot dipping (preferred conditions)
After pickling, annealing is performed at a soaking temperature of 750 ° C or lower. By setting the soaking temperature to 750 ° C. or less, the coarsening of Ti, Nb, and V carbides and the coarsening of crystal grains can be suppressed. Then, it is immersed in a plating bath and a hot dipping process is performed. For example, in the case of hot dip galvanizing treatment, the plating bath is preferably 420 to 500 ° C. If the plating bath is less than 420 ° C, zinc will not melt. On the other hand, when the temperature exceeds 500 ° C., alloying of the plating proceeds excessively.

溶融めっき処理後、合金化処理温度460〜600℃、保持時間1s以上で合金化処理（好適条件）
溶融めっき処理後、460〜600℃まで再加熱をおこない、再加熱温度で1s以上保持することで合金化溶融めっき鋼板とすることができる。再加熱温度が460℃未満の場合は、合金化が不十分である。一方、600℃超えの場合は合金化が過剰に進んでしまう。また、保持時間が1ｓ未満の場合は合金化が不十分である。なお、再加熱温度とは鋼板表面の温度とする。 After hot dipping, alloying is performed at an alloying temperature of 460 to 600 ° C and a holding time of 1 s or longer (preferred conditions).
After the hot dipping treatment, reheating is performed up to 460 to 600 ° C., and the reheated temperature is maintained for 1 s or longer to obtain an alloyed hot dipped steel sheet. When the reheating temperature is lower than 460 ° C., alloying is insufficient. On the other hand, when the temperature exceeds 600 ° C., alloying proceeds excessively. Further, when the holding time is less than 1 s, alloying is insufficient. The reheating temperature is the temperature of the steel sheet surface.

酸洗後、電気めっき処理（好適条件）
酸洗後、電気めっき処理を行うことで、亜鉛めっき、亜鉛とAlの複合めっき、亜鉛とNiの複合めっき、Alめっき、AlとSiの複合めっきを鋼板表面に形成することができる。 After pickling, electroplating (preferred conditions)
By performing electroplating after pickling, zinc plating, zinc-Al composite plating, zinc-Ni composite plating, Al plating, and Al-Si composite plating can be formed on the steel sheet surface.

板厚減少率0.1〜3.0％の加工
以上により得られた高強度鋼板に、軽加工を加えることで可動転位を増やし、打ち抜き性を高くすることができる。この効果を得るため、0.1％以上の板厚減少率で軽加工を行うことが好ましい。より好ましくは、板厚減少率は0.3％以上である。一方、板厚減少率が大きくなると、転位の相互作用で転位が移動しにくくなり、打ち抜き性が低下することから、軽加工を行う場合には板厚減少率を3.0％以下とすることが好ましく、より好ましくは2.0％以下、さらに好ましくは1.0％以下である。ここで、軽加工としては、圧延ロールによる圧下を鋼板に加えることでもよいし、鋼板に張力を与える引張りによる加工でもよい。さらに、圧延と引張りの複合加工でもよい。 By adding light processing to a high-strength steel sheet obtained by processing at a thickness reduction rate of 0.1 to 3.0% or more, movable dislocations can be increased and punchability can be increased. In order to obtain this effect, it is preferable to perform light processing at a plate thickness reduction rate of 0.1% or more. More preferably, the plate thickness reduction rate is 0.3% or more. On the other hand, when the plate thickness reduction rate is increased, dislocations are less likely to move due to the interaction of dislocations, and the punchability is reduced. Therefore, when performing light machining, the plate thickness reduction rate is preferably 3.0% or less. More preferably, it is 2.0% or less, and further preferably 1.0% or less. Here, as the light processing, rolling by a rolling roll may be applied to the steel plate, or processing by tension that gives tension to the steel plate may be used. Furthermore, a combined process of rolling and tension may be used.

表1に示す成分組成からなる溶鋼を通常公知の手法により溶製、連続鋳造して鋼スラブを製造した。これらのスラブを、表2に示す製造条件にて、熱間圧延、冷却、巻取りを行い、熱延鋼板とした。また、一部については、酸洗（塩酸濃度：質量%で10％、温度80℃）し、表2に示す条件でめっき処理を行った。
以上により得られた高強度鋼板からそれぞれ試験片を採取し、以下の試験、評価を行った。なお、めっき鋼板の場合は、めっき後の鋼板で試験、評価を行った。 Steel slabs were manufactured by melting and continuously casting molten steel having the composition shown in Table 1 by a generally known method. These slabs were hot-rolled, cooled and wound under the production conditions shown in Table 2 to obtain hot-rolled steel sheets. In addition, some were pickled (hydrochloric acid concentration: 10% by mass%, temperature 80 ° C.) and plated under the conditions shown in Table 2.
Test pieces were collected from the high-strength steel plates obtained as described above, and the following tests and evaluations were performed. In addition, in the case of the plated steel plate, it tested and evaluated with the steel plate after plating.

ベイナイト面積率
圧延方向−板厚方向断面を埋め込み研磨し、ナイタール腐食後、走査型電子顕微鏡（SEM）にて板厚1/4部を中心とし倍率1000倍として100×100μm領域の写真を3枚撮影し、そのSEM写真を画像処理することにより求めた。 Bainite area ratio Rolling direction-Thickness direction section embedded and polished, after Nital corrosion, 3 photographs of 100 × 100μm area with a magnification of 1000 times centered on 1/4 part of thickness with scanning electron microscope (SEM) The image was obtained by photographing and processing the SEM photograph.

鋼板の表層50μmの位置での平均粒径
圧延方向−板厚方向断面を埋め込み研磨し、ナイタール腐食後、測定ステップ0.1μmでEBSD測定をおこない、方位差15°以上を粒界として求めた。スケールを除く鋼板の表層50μm位置での測定長さは500μmとし、鋼板の表層50μm位置にある結晶粒全てについて、その各々の面積を円換算して直径を求め、それらの直径の平均値を平均粒径とした。 An average grain diameter rolling direction-plate thickness direction cross section at the position of the surface layer of 50 μm of the steel sheet was embedded and polished, and after Nital corrosion, EBSD measurement was performed at a measurement step of 0.1 μm, and an orientation difference of 15 ° or more was determined as a grain boundary. The measurement length at the surface layer 50 μm position of the steel sheet excluding the scale is 500 μm, and for all the crystal grains at the surface layer 50 μm position of the steel sheet, the area of each is converted into a circle to obtain the diameter, and the average value of the diameters is averaged The particle size was taken.

析出C量
まず、特許第4737278号公報に示すように、鋼板から採取した試験片を陽極として10％AA系電解液（10体積％アセチルアセトン−1質量％テトラメチルアンモニウムクロライド−メタノール電解液）中で定電流電解を行い、この試験片を一定量溶解した後、孔径20nmのフィルターを用いて電解液を濾過し、ついで、得られた濾液中のTi、NbおよびV量、さらにはMo、TaおよびW量を、ICP発光分光分析法により分析して求めた。求められたTi、NbおよびV、さらにはMo、TaおよびWが全て炭化物であったとして、測定結果から換算して析出C量を求めた。 Precipitation C amount First, as shown in Japanese Patent No. 4737278, in a 10% AA-based electrolyte (10% by volume acetylacetone-1% by mass tetramethylammonium chloride-methanol electrolyte) using a test piece taken from a steel plate as an anode After conducting constant current electrolysis and dissolving a certain amount of this test piece, the electrolytic solution was filtered using a filter with a pore diameter of 20 nm, and then the amount of Ti, Nb and V, and further Mo, Ta and The amount of W was determined by analysis by ICP emission spectroscopy. Assuming that the obtained Ti, Nb and V, and further Mo, Ta and W were all carbides, the amount of precipitated C was determined by conversion from the measurement results.

算術平均粗さRa
JIS B0601に準拠してRaを求めた。なお、圧延直角方向に５回測定して、その平均値とした。また、めっき板については、めっき前の鋼板の表面粗さを求めた。めっき板についてはめっき後の鋼板のRaを、熱延鋼板については酸洗してスケールを除去した後の鋼板のRaを求めた。 Arithmetic mean roughness Ra
Ra was calculated according to JIS B0601. In addition, it measured 5 times in the perpendicular direction of rolling, and made it the average value. Moreover, about the plating plate, the surface roughness of the steel plate before plating was calculated | required. For the plated plate, Ra of the steel plate after plating was obtained, and for hot-rolled steel plate, Ra of the steel plate after pickling and removing the scale was obtained.

機械特性
圧延直角方向を長手方向としてJIS5号引張り試験片を切り出し、JIS Z2241に準拠して引張試験を行い、降伏強度（YP）、引張強度（TS）、全伸び（El）を求めた。試験は２回行い、それぞれの平均値をその鋼板の機械特性値とした。 Mechanical properties A JIS No. 5 tensile test piece was cut out with the direction perpendicular to the rolling direction as the longitudinal direction, and a tensile test was conducted in accordance with JIS Z2241 to determine yield strength (YP), tensile strength (TS), and total elongation (El). The test was performed twice, and the average value of each was used as the mechanical property value of the steel sheet.

曲げ試験
圧延直角方向を長手方向として35×100mmの板をクリアランス25％で打ち抜いた後、バリを曲げの内側として、90°のV曲げをおこなった。押し込み時の荷重は5〜10トン、押し込み速度は50mm/minとした。そして、打ち抜き面近傍のV曲げ頂点部に割れが発生しないV曲げポンチ先端の最小半径（mm）を求めた。割れの判定は板面頂点部を目視で確認することで行った。3回試験を行い、3回とも割れが認められなかった場合に割れ無しとして、割れが発生しない（割れ無し）最小半径を臨界曲げ半径とした。そして、（臨界曲げ半径／板厚）の値が3.0以下であれば、曲げ加工性に優れると判断した。
以上により得られた結果を表3に示す。 Bending test A 35 × 100 mm plate was punched with a clearance of 25% with the perpendicular direction of rolling as the longitudinal direction, and then 90 ° V-bending was performed with the burr as the inner side of the bending. The load during pressing was 5 to 10 tons, and the pressing speed was 50 mm / min. Then, the minimum radius (mm) of the tip of the V-bending punch where no crack was generated at the V-bending apex near the punched surface was obtained. The determination of the crack was made by visually checking the apex of the plate surface. The test was performed three times, and when no crack was observed in all three times, the minimum radius at which no crack occurred (no crack) was determined as the critical bending radius. And if the value of (critical bending radius / plate thickness) was 3.0 or less, it was judged that the bending workability was excellent.
The results obtained as described above are shown in Table 3.

表３より、本発明例では、曲げ性に優れた高強度薄鋼板が得られているのがわかる。 From Table 3, it can be seen that in the inventive examples, a high-strength thin steel sheet having excellent bendability is obtained.

図1〜図3は、表3に示す結果をもとに整理したものであり、図１は析出C量に対する臨界曲げ半径と板厚の比の関係を示す図、図２はベイナイト面積率に対する臨界曲げ半径と板厚の比の関係を示す図、図３は鋼板の表層50μm位置での平均粒径を2500×TS(MPa)^−0.85で割った値に対する臨界曲げ半径と板厚の比の関係を示す図、図４は算術平均粗さRaに対する臨界曲げ半径と板厚の比の関係を示す図である。 1 to 3 are arranged based on the results shown in Table 3. FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the critical bending radius and the plate thickness ratio with respect to the amount of precipitated C, and FIG. 2 is the bainite area ratio. Fig. 3 shows the relationship between the critical bend radius and the plate thickness ratio. Fig. 3 shows the ratio of the critical bend radius to the plate thickness with respect to the average particle size at the surface layer of 50 µm divided by 2500 × TS (MPa) ^-0.85 . FIG. 4 is a diagram showing the relationship, and FIG. 4 is a diagram showing the relationship between the critical bending radius and the plate thickness ratio with respect to the arithmetic average roughness Ra.

図1より、析出C量を本発明の範囲内とすることで、（臨界曲げ半径／板厚）の値を3.0以下にできることがわかる。 From FIG. 1, it is understood that the value of (critical bending radius / plate thickness) can be made 3.0 or less by setting the amount of precipitated C within the range of the present invention.

図２より、ベイナイト面積率を本発明の範囲内とすることで、（臨界曲げ半径／板厚）の値を3.0以下にできることがわかる。 FIG. 2 shows that the value of (critical bending radius / plate thickness) can be made 3.0 or less by setting the bainite area ratio within the range of the present invention.

図３より鋼板の表層50μm位置での平均粒径を本発明の範囲内とすることで、（臨界曲げ半径／板厚）の値を3.0以下にできることがわかる。 It can be seen from FIG. 3 that the value of (critical bending radius / plate thickness) can be made 3.0 or less by setting the average particle diameter at the surface layer position of 50 μm of the steel sheet within the range of the present invention.

図４より、算術平均粗さRaを本発明の範囲内とすることで、（臨界曲げ半径／板厚）の値を3.0以下にできることがわかる。 FIG. 4 shows that the value of (critical bending radius / plate thickness) can be made 3.0 or less by setting the arithmetic average roughness Ra within the range of the present invention.

Claims

Component composition is mass%, C: 0.04-0.20%, Si: 0.6-1.5%, Mn: 1.0-3.0%, P: 0.10% or less, S: 0.030% or less, Al: 0.10% or less, N: 0.010 %, Containing one or more of Ti, Nb, and V each containing 0.01 to 1.0%, the balance being iron and inevitable impurities,
The structure is the area ratio, bainite is over 50%,
The average particle size at a position of 50 μm in the thickness direction from the steel sheet surface is 2500 × [tensile strength TS (MPa)] ^−0.85 μm or less,
The amount of C in the precipitate having a particle diameter of less than 20 nm precipitated in the steel is 0.005% by mass or more when the entire steel sheet is 100% by mass,
A high-strength steel sheet with excellent bendability characterized by an arithmetic average roughness Ra of 3.0 μm or less.

The high-strength steel sheet with excellent bendability according to claim 1, characterized by containing 0.005 to 0.50% of one or more of Mo, Ta, and W, respectively, in addition to the component composition. .

In addition to the component composition, the composition contains one or more of Cr, Ni, and Cu in an amount of 0.01 to 1.0% by mass, respectively. Strength steel plate.

The bendability according to any one of claims 1 to 3, further comprising 0.0005 to 0.01% of one or two of Ca and REM in mass% in addition to the component composition. High strength steel plate.

The high-strength steel sheet excellent in bendability according to any one of claims 1 to 4, characterized by containing Sb: 0.005 to 0.050% by mass% in addition to the component composition.

The high-strength steel sheet excellent in bendability according to any one of claims 1 to 5, wherein B: 0.0005 to 0.0030% is contained in mass% in addition to the component composition.

The high strength steel plate excellent in bendability as described in any one of Claims 1-6 which has a plating layer on the steel plate surface.

It is a manufacturing method of the high intensity steel plate according to any one of claims 1 to 6 ,
For the steel slab having the component composition, after casting, direct rolling or reheating to 1200 ° C or higher,
Next, after rough rolling and before finish rolling, descaling is performed so that the impact pressure is 3 MPa or more, and hot rolling is performed so that the cumulative rolling reduction at 950 ° C or less is 0.7 or more and the finish rolling finish temperature is 800 ° C or more. ,
Next, after finishing rolling, cooling to a maximum collision pressure of 5 kPa or more and an average cooling rate of 40 ° C./s or more is performed up to 750 ° C.
Next, the coil is cooled at an average cooling rate of 10 to 100 ° C./s to a coiling temperature of 350 ° C. or more and less than 530 ° C.,
A method for producing a high-strength steel sheet having excellent bendability, characterized by winding at a coiling temperature of 350 ° C or higher and lower than 530 ° C.

9. The production of a high-strength steel sheet with excellent bendability according to claim 8, wherein after the winding, pickling, performing annealing at a soaking temperature of 750 ° C. or lower, and then subjecting to hot dipping treatment. Method.

10. The method for producing a high-strength steel sheet with excellent bendability according to claim 9, wherein the alloying treatment is performed after the hot dipping treatment at an alloying treatment temperature of 460 to 600 ° C. and a holding time of 1 s or longer.

The method for producing a high-strength steel sheet having excellent bendability according to claim 8, further comprising electroplating after pickling and pickling.

9. A process with a sheet thickness reduction rate of 0.1 to 3.0% is performed after any of the winding, pickling, hot dipping, alloying, and electroplating processes. The manufacturing method of the high strength steel plate excellent in the bendability as described in any one of 11.

The manufacturing method of the high strength steel plate excellent in the bendability characterized by plating with respect to the high strength steel plate as described in any one of Claims 1-6.