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弯曲加工性和耐疲劳强度优异的高强度钢板
    【技术领域】

    本发明涉及弯曲加工性和耐疲劳强度优异的抗拉强度在780MPa以上的高强度钢板。本发明的高强度钢板例如适用于汽车用结构构件(例如梁、构件、加强件(reinforcement)类等的车体骨骼构件；车门防撞杆、座位部件、车底部件等的强度构件)等。

    背景技术

    近年来，以通过汽车等的车体重量的轻量化进行的油耗的降低，和确保碰撞时的安全性等为目的，高强度钢板的需求日益增大。随之而来的是，钢板的抗拉强度的要求也增大，所处的状况是从590MPa级的低强度钢板至780MPa级以上的高强度钢板都有要求。但是，若抗拉强度在780MPa级以上，则成形性的降低不可避免，特别是存在弯曲加工性降低的问题。弯曲加工根据弯曲方向被大致区分为轧制方向弯曲[弯曲轴与轧制方向成直角的方向(L方向)的弯曲]和板宽方向弯曲[弯曲轴与轧制方向平行(C方向)的弯曲]。在590Mpa级的低强度钢板中，任何一种弯曲加工都能够比较容易地实施，但是随着抗拉强度升高，C方向的弯曲加工变得困难，与C方向相比一般认为较容易实施弯曲加工的L方向的弯曲加工也有变得困难的倾向。

    作为弯曲加工性优异的高强度钢板，被采用的有使铁素体相与马氏体和贝氏体等的低温相变相共存的复合组织钢板。复合组织钢板通过使软质的铁素体基材中分散硬质的低温相变相，从而同时实现强度和加工性的提高，例如提出有专利文献1～专利文献5的方法。

    专利文献1由本申请的申请人提出，其中记述的方法是，通过控制存在于断面的氧化物系夹杂物的个数来实现弯曲加工性的改善。专利文献2记述的方法是，通过使含有碳化物的贝氏体和/或含有碳化物的马氏体的生成，防止弯曲加工时的裂纹。在专利文献3中记述的要旨是，通过使铁素体粒径、低温相变生成相的分率和硬度最佳化，除了延伸率和延伸社会凸缘性以外，还改善了在轧制方向(L方向)弯曲时的弯曲加工性。在专利文献4中记述的方法是，在贝氏体或马氏体主体的高强度钢板中，使表层的硬度比内部低，通过控制内部的维氏硬度的偏差来确实弯曲加工性。在专利文献5中公开有一种高张力钢板，其是对具有特定的化学组成的钢进行加热，通过适当地控制热轧条件(特别是热终轧温度、其后的冷却速度和卷取温度)和退火条件(退火温度和其后的冷却速度)，从而在轧制方向弯曲、宽度方向弯曲和45°方向弯曲(弯曲轴相对于轧制方向成45°方向倾斜的方向的弯曲)的任何一个方向，弯曲加工性均优异。

    另一方面，为了将上述的高强度钢板适用于汽车用部件等而使之薄壁化，就需要其耐疲劳强度优异。这是由于薄壁化会导致汽车在行驶时的应力增加，因此若耐疲劳强度低，则发生疲劳断裂的危险升高。然而，在上述的专利文献中，对于耐疲劳强度并未考虑。

    专利文献1：特开2002-363694号公报

    专利文献2：特开2004-68050号公报

    专利文献3：特开2005-171321号公报

    专利文献4：特开2006-70328号公报

    专利文献5：特开2001-335890号公报

    【发明内容】

    本发明鉴于上述情况而做，其目的在于，提供一种弯曲加工性和耐疲劳强度优异的抗拉强度780Mpa级的高强度钢板。

    能够解决上述课题的本发明的高强度钢板，

    (1)钢中成分含有

    C：0.05～0.20％(化学成分的情况表示质量％，下同)、

    Si：0.6～2.0％、

    Mn：1.6～3.0％、

    P：0.05％以下、

    S：0.01％以下、

    Al：0.1％以下、

    N：0.01％以下，

    余量由铁和不可避免的杂质构成，

    (2)其中具有的要旨是，显微组织由多边铁素体组织和低温相变生成组织构成，在距钢板的表面0.1mm深的板面中，在使用扫描型电子显微镜(SEM)对板宽方向的位置不同的合计20个视野进行观察时，各视野中的50μm×50μm的区域中的多边铁素体面积率的最大值(Fmax)和多边铁素体面积率的最小值(Fmin)全部满足Fmax≤80％，Fmin≥10％，和Fmax-Fmin≤40％。

    在优选的实施方式中，上述钢中成分还含有如下之中的至少一种：

    Nb：0.1％以下、

    Ti：0.2％以下、

    Cr：1.0％以下、和

    Mo：0.5％以下。

    在优选的实施方式中，上述钢中成分还含有Ca：0.003％以下和/或REM：0.003％以下。

    根据本发明，能够提供L方向和C方向的弯曲加工性优异，且耐疲劳强度也很高的780Mpa级的高强度钢板。

    【附图说明】

    图1是模式化地表示在复合组织钢板的板面中的显微组织的分布状态的图。

    图2是表示退火工序的热处理模式的模式图。

    图3是模式化地表示弯曲加工性试验的方法的图。

    图4是表示用于耐疲劳强度的测定的平面弯曲试验片的图。

    符号的说明

    1    模具

    2    试验片

    3    冲头

    4    间隙(clearance)

    A    试验力的方向

    【具体实施方式】

    本发明者为了提供一种作为汽车结构部件特别适用的抗拉强度780MPa级的高强度钢板，其中，L方向和C方向的弯曲加工性和耐疲劳强度优异，优选延伸率和延伸凸缘性也良好的高强度钢板而反复研究。其结果发现如下，从而完成了本发明。

    (a)在由多边铁素体和低温相变生成相构成的复合组织钢板中，如果适当控制特别是在板面的规定区域所观察到多边铁素体面积率的最大值和最小值，以及最大值与最小值的差(偏差)，则期望的目的可达成。

    (b)为了制造这样的高强度钢板，特别有效的是，以冷却速度不同的规定的二段冷却法(急冷→徐冷)进行热轧后的退火工序。

    即，本发明钢板的特征部分在于，细致规定板面中的显微组织的面积率。历来，例如前述的专利文献所代表的，规定存在地板厚方向截面的显微组织的面积率等而实现弯曲加工性等的特性提高，如本发明完全不是着眼于存在于板面的显微组织。然而，根据本发明者的研究结果可知，板面的显微组织在板宽方向发生很大偏差，该显微组织的面积率对弯曲加工性和耐疲劳强度的提高产生很大的影响，因此有特定上述要件的情况。

    关于这一点稍加详细说明。

    本发明者首先为了发现在由多边铁素体和低温相变生成相构成的780MPa级以上的复合组织钢板中，弯曲加工时的龟裂(裂纹)和疲劳龟裂发生的机理，而着眼于板面的表层附近(距钢板的最表层面在深度方向进行了约0.1mm研磨的板面，与板厚方向垂直的面)，详细观察显微组织。

    图1是表示板面表面层附近的显微组织的分布状态的模式图。根据该模式图，多边铁素体由白色表示，马氏体等的低温相变生成相由黑色(灰色)表示。多边铁素体和低温相变生成相的大小大致为10μm以下。

    由图1(a)可知，在板面中，整体看上去呈灰色的区域A和整体看上去呈白色的区域B大致以数10μm～数100μm间隔在板宽方向交替排列。其中扩大了区域A的是图1(b)，区域A大量分布马氏体等的低温相变生成相，多边铁素体少。另一方面，扩大了区域B的是图1(c)，区域B大量分布多边铁素体，马氏体等的低温相变生成相少。如此，在板面表层附近存在多边铁素体和低温相变生成相的面积率不同的区域。

    若对于具有如此的板面显微组织的复合组织钢板实施弯曲加工，则应变会集中在表层附近的多边铁素体多的部分，低温相变生成相主体的区域的变形非常少。其结果是，在多边铁素体与低温相变生成相的境界附近和多边铁素体的内部，应变差变大，容易引起龟裂的发生。另外，重复荷重造成的龟裂虽然会在多边铁素体多的区域发生，但借助共存的硬质的低温相变生成相，能够抑制初期龟裂的传播。但是，若硬质相少，则上述作用不充分，也会给耐疲劳强度带来不利影响。

    由以上的结果可知，无论板面表层部的多边铁素体和低温相变生成相的面积率是少还是多，都会招致弯曲成形时的龟裂，耐疲劳强度也会降低。另外还可知，以多边铁素体和低温相变生成相的面积率的差尽可能小的方法为宜，据此，可抑制在多边铁素体与低温相变生成相的境界附近生成的应变。基于这些结果，有本发明者特定上述要件的情形。

    在本说明书中“弯曲加工性”的评价，是以进行L方向(轧制方向＝试验片纵长方向)和C方向(与轧制方向垂直的方法)的90°的弯曲加工而得到的最小弯曲半径(Rmin)除以钢板的板厚(t)的值(Rmin/t)的值为指标，根据钢板的强度级设定“Rmin/t”的合格标准来进行评价。详情记录在后述的实施例的栏目中。这是因为弯曲加工性会根据钢板的板厚和强度级发生变化。

    在本说明书中，所谓“耐疲劳强度优异”，意思是在以后述的实施例的栏目中所述的方法进行平面弯曲疲劳试验时，疲劳限度比(耐疲劳强度/抗拉强度的比)大致为0.45以上。

    在本说明书中，所谓“板面”并不是钢板的表面(最表面)的意思，而是距表面约0.1mm深的板面(与板厚方向垂直的面)的意思。这是由于，最表层部板面的显微组织的面积率容易变化，相对于此，如果是距表面约0.1mm深度位置的板面，则存在于该板面的显微组织的面积率几乎不会变化。还有，“0.1mm深度”没有被严格规定，如本发明在厚度大致0.8～2.3mm左右的薄钢板的情况下，也可以允许相对于板厚大约1/20～1/8的位置的板面。这是由于如果在上述范围内，则板面的显微组织的面积率几乎没有变化。

    以下，对于本发明的高强度钢板进行详细地说明。

    本发明的高强度钢板，含有规定的钢中成分，是由多边铁素体组织和低温相变生成组织构成的复合组织钢板，其中，特别是对于距钢板的表面0.1mm深的板面(以下有仅称为“板面”的情况)，改变板宽方向位置，使用扫描型电子显微镜(SEM)以1000～2000倍的倍率合计观察20个视野(1个视野：约60μm×约80μm)时，各视野中的50μm×50μm的区域中的多边铁素体面积率的最大值(Fmax)和多边铁素体面积率的最小值(Fmin)全部满足(1)Fmax≤80％，(2)Fmin≥10％和(3)Fmax-Fmin≤40％。

    (1)多边铁素体面积率的最小值Fmin≥10％

    多边铁素体面积率的最小值(Fmin)是用于确保良好的弯曲加工性，此外还是用于得到优异的延伸特性的重要的要件，如后述的实施例所示，若Fmin低于10％，则弯曲加工性降低，也使管伸率降低。Fmin优选为15％以上，更优选为20％以上。

    (2)多边铁素体面积率的最大值Fmax≤80％

    多边铁素体面积率的最大值(Fmax)是用于确保抗拉强度780MPa以上的高强度，并且是用于规定量确保抑制表层的疲劳龟裂的传播以确保优异的耐疲劳强度的重要参数。如后述的实施例所示，若Fmax超过80％，则抗拉强度和耐疲劳强度降低。Fmax优选为75％以下，更优选为70％以下。

    (3)多边铁素体面积率的最大值(Fmax)与最小值(Fmin)的差≤40％

    多边铁素体面积率的最大值(Fmax)与最小值(Fmin)的差(偏差)是用于确保期望的弯曲加工性的重要的参数，若上述的偏差超过40％，则弯曲成形时变形集中在多边铁素体面积率大的区域，弯曲加工性(特别是C方向的弯曲加工性)降低(参照后述的实施例)。上述的偏差以少的程度为宜，例如优选在30％以下，最优选为0％。

    前述的多边铁素体面积率的最大值与最小值的测定方法如下。

    首先，准备显微组织测定用的钢板(尺寸大致为纵20mm×横20mm×厚1.6mm)，距钢板的表面沿板厚方向进行研磨深至大约0.1mm。其次，使用扫描型电子显微镜(SEM)以1000～2000倍的倍率观察存在于上述位置的板面(板宽方向)中的多边铁素体。详细地说，就是在板宽方向以0.1μm的间隔，以(SEM)合计观察20个视野(1个视野：约60μm×约80μm)的显微组织，以1000～2000倍的倍率拍摄照片。在照片中指定50μm×50μm的区域，ニレコ(NIRECO CORPORATION)制“LUZEX F”的图像分析装置进行图像分析，求得多边铁素体的面积率。图像分析其进行是将多边铁素体相和多边铁素体相以外的相二值化。在合计20个视野中，与上述同样地进行图像分析，测定多边铁素体的面积率，以其最小值为Fmin，以其最大值为Fmax。

    如前述，本发明钢板的显微组织由软质的多边铁素体和硬质的低温相变生成相构成。多边铁素体在延伸率的确保上是有用的组织，通过与低温相变生成相共存，能够使强度和延伸率双方得到提高。另一方面，低温相变生成相在强度的确保上是有用的组织，具体来说，可列举马氏体(回火马氏体)、贝氏体、残留奥氏体等。根据低温相变生成相的种类能够改变机械的特性，因此对应期望的特性，适当的控制低温相变生成相的组织即可。例如，为了得到延伸率更优异的高强度钢板，优选增多马氏体和残留奥氏体的比率，另一方面，为了得到延伸凸缘性更优异的高强度钢板，则优选增多贝氏体和回火马氏体等的比率。

    本发明钢板，详细地规定了板面中的多边铁素体的面积率(最大值、最小值、最大值与最小值的差)，上述钢板(板厚截面)中所含的多边铁素体和低温相变生成相的比率只要满足上述要件，并没有特别限定。

    以上，对于本发明最具特征的组织进行了说明。

    接下来，说明本发明的钢中成分。

    C：0.05～0.20％

    C确保规定量的低温相变生成相，是用于得到780MPa以上的高强度所需要的元素，为此使C量为0.05％以上。但是若过剩地添加，则多边铁素体的生成不足，多边铁素体面积率的最小值变小，除了弯曲加工性和延性降低(参照后述的实施例)以外，点焊性也降低，因此C量的上限为0.20％。C量优选为0.07％以上、0.17％以下。

    Si：0.6～2.0％

    Si除了是用于确保780MPa以上的高强度所需要的元素以外，还使多边铁素体固溶强化而抑制疲劳龟裂的发生，是有助于耐疲劳强度提高的元素。另外，其促进多边铁素体的生成，确保多边铁素体面积率的最小值，是用于得到良好的弯曲加工性上是有用的元素(参照后述的实施例)。此外，Si在延伸率和延伸凸缘性的提高上也有效。为了有效地发挥这些作用，Si的下限为0.6％。但是，即使过剩地添加，上述作用也不过饱和，除了在经济上造成浪费以外，还会产生引起热脆性等的问题，因此使Si量的上限为2.0％。Si量优选为0.8％以上、1.8％以下。

    Mn：1.6～3.0％

    Mn用于抑制多边铁素体的过剩生成，确保规定的低温相变生成相，并且，是用于确保780MPa以上的高强度所需要的元素。另外，Mn与Si一样，使多边铁素体固溶强化而抑制疲劳龟裂的发生，也是有助于耐疲劳强度提高的元素。这了有效地发挥这些作用，Mn量的下限为1.6％。但是，若过剩地添加，则难以确保规定的多边铁素体量，除加工性降低以外，点焊性和抗延迟断裂性也降低，因此Mn量的上限为3.0％。Mn量优选为1.8％以上、2.8％以下。

    P：0.05％以下

    P是使加工性和点焊性劣化的元素，因此使其上限为0.05％。P量越少越为优选。

    S：0.01％以下

    S是使延伸凸缘性和弯曲成形性降低的元素，因此使其上限为0.01％。S量越少越为优选。

    Al：0.1％以下

    Al在脱氧的目的下被添加，但若过剩地添加，则夹杂物增加，延伸凸缘性和弯曲加工性降低，因此使其上限为0.1％。Al优选为0.005％以上、0.07％以下。

    N：0.01％以下

    若N过剩地存在，则有可能引起延性的劣化，因此使其上限为0.01％。以N量少为宜，优选为0.006％以下。N量的下限如果在实施操作水平下考虑到与成本的平衡，则大致为0.001％左右。

    本发明的钢中成分含有上述元素，余量是铁和不可避免的杂质。但是在不损害本发明的作用的范围内，以赋予其他的特性为目的，也能够积极地添加下述元素。

    Nb：0.1％以下、Ti：0.2％以下、Cr：1.0％以下和Mo：0.5％以下之中的至少一种

    这些元素在强度的提高上是有效的元素，但是若变得过剩，则除了难以确保规定量的多边铁素体以外，抗延迟断裂性(Resistance to DelayedFracture)和点焊性也降低，因此其上限分别优选为Nb：0.1％、Ti：0.2％、Cr：1.0％和Mo：0.5％。更优选为Nb：0.005％以上、0.08％以下，Ti：0.005％以上、0.16％以下，Cr：0.05％以上、0.8％以下，Mo：0.01％以上、0.4％以下。这些元素可以单添加，也可以并用2种以上。

    Ca：0.003％以下和/或REM：0.003％以下

    这些元素是有助于延伸凸缘性的提高的元素，但是即使过剩地添加，其效果也只是饱和，经济上造成浪费，因此其上限分别优选为Ca：0.003％，REM：0.003％。更优选为Ca：0.0005％以上、0.0025％以下，REM：0.0005％以上、0.0025％以下。这些元素可以单添加，也可以并用2种以上。

    在本说明书中，REM意思是镧系元素(在元素周期表中，从La到Lu的合计15个元素)。这些元素之中还优选含有La和/或Ce。另外，向熔钢添加的REM的形态未特别限定，例如作为REM，添加纯La和纯Ce等，或者Fe-Si-La合金、Fe-Si-Ce合金、Fe-Si-La-Ce合金等即可。另外，也可以向熔钢添加混合稀土金属(misch metal)。所谓混合稀土金属，就是铈族稀土元素的混合物，具体来说含有Ce为40-50％左右，含有La为20-40％左右。在后述的实施例中，添加混合稀土金属。

    除上述元素以外，例如以提高抗延迟断裂性为目的，也可以添加Cu、B、V、Mg。这些元素的上限优选大至为Cu：1.0％，Ni：1.0％，B：0.003％，V：0.3％，Mg：0.001％，据此，不会损害本发明的作用，还能够使上述作用提高。另外，以提高耐腐蚀性和提高抗延迟断裂性为目的，也可以添加Sn、Zn、Zr、W、As、Pb、Bi。这些元素的合计量优选大致为0.01％以下，据此，不会损害本发明的作用，还能够使上述作用提高。

    接下来，对于制造本发明钢板的方法进行说明。

    为了得到存在于板面的多边铁素体的面积率(Fmax，Fmin，偏差)全部满足上述的要件的本发明钢板，特别需要严格控制热轧后的退火工序(连续退火工序)中的冷却条件，在本发明中，采用如图2所示的急冷(图中CR1)→徐冷(图中CR2)的二段冷却模式。不进行上述的二段冷却，板面的显微组织便无法满足本发明的要件，因此弯曲加工性和耐疲劳强度的至少一方会降低(参照后述的实施例)。

    另外，即使参考前述的专利文献，也并没有本发明这样的二段冷却法公开。例如在专利文献2的实施例中，公开的是如下这种徐冷→急冷的冷却方法，即，使退火工序为“在720～900℃的温度范围保持5秒以上→以4～7℃/s的平均冷却速度(第一段冷却速度)冷却至550～760℃→以60～90℃/s的平均冷却速度(第二段冷却速度)冷却至200～420℃”，但实际上，即使进行模拟该方法的冷却模式，仍得不到本发明钢板，特别是C方向的弯曲加工性降低(参照后述的实施例)。另外，在专利文献3的实施例中记述的是，以60℃/s的平均冷却速度冷却650～450℃的温度后，再冷却到200～450℃的冷却停止温度区域，但达到该冷却停止温度区域的平均冷却速度没有具体记述。

    本发明钢板的制造方法，如上述，是适当地控制退火工序的冷却条件，上述以外的工序，能够采用用于制造本发明中作为对象的复合组织钢板的一般性的方法。本发明的高强度钢板，例如通过连续铸造→热轧→酸洗→冷轧→连续退火制造，但连续退火工序以外的各工序的条件并没有特别限定，另外，连续退火工序中的冷却条件以外的条件(升温速度和退火温度等)也没有特别限制。另外，在本发明钢板中，除了冷轧钢板以外，也包含熔融镀锌钢板和合金化熔融镀锌钢板的镀敷钢板，而镀敷条件也没有特别限定，包括连续熔融镀锌线在内进行适当的温度控制即可。

    以下，一边参照图2所示的连续退火的热处理模式，一边详细地说明本发明的优选的制造条件。

    首先，以转炉和电炉等公知的熔炼方法熔炼满足本发明的组成的熔钢，通过连续铸造和铸造-板坯初轧(slabbing mill)而成为板坯等的钢片。

    接着，对上述的钢片进行热轧。详细地说，可以在连续铸造后直接进行热轧，或者在通过连续铸造和铸造-板坯初轧进行制造时，也可以一下子冷却至适当的温度后，以加热炉进行加热，之后进行热轧。

    在热轧工序中，优选加热至大约1200℃以上的温度后，以大约Ac₃点以上的温度结束热轧，在650℃以下(更优选为600℃以下)卷取。通过如上述这样进行热轧，特别是板面的多边铁素体面积率的偏差得到抑制。

    接着，遵循常规方法进行冷轧和酸洗后，再进行连续退火。

    在退火工序中，首先，优选使退火温度(均热温度，图1中T1)为Ac₃点以上，在该温度保持5秒以上(退火)。若T1低于Ac₃点，退火时间低于5秒，则特别是板面的多边铁素体的面积率的偏差变大。优选的退火条件为T1：Ac₃点+20℃以上，退火时间：是10秒以上。还有，其上限没有特别限定，但若考虑到设备的负荷，则优选T1≤950℃，退火时间≤5分。

    在本发明中，Ac₃点基于下式计算。

    Ac₃点(℃)

     =910-203 [C]-15.2[Ni]+44.7[Si]+104[v]+31.5[Mo]-30[Mn]-]]>

     11[Cr]-20[Cu]+700[P]+400[Al]+400[Ti]]]>

    [式中，[ ]意思是各元素的含量(％)]。

    退火后冷却。在本发明中，如图2所示，在退火(图中T1)之后约460℃以上、约700℃以下的温度(图中T3)的范围(T1～T3)，以T2的温度为界限，进行急冷(CR1)→徐冷(CR2)的二段冷却极其重要。垂体来说，以大约15℃/s以上的平均冷却速度(CR1)对于退火(T3～T2)的温度范围进行急冷后，以大约10℃/s以下的平均冷却速度(CR2)对于T2～T3的温度范围进行徐冷。如此以可抑制多边铁素体相变换的冷却速度对于退火后至T2的温度区域进行急冷，接着花费大约2～30秒钟对T2至T3的温度区域(铁素体鼻部附近的温度区域)进行徐冷，由此能够完全适当地控制板面的多边铁素体面积率，得到均一的显微组织。T2在T1与T3的温度范围内根据钢的成分适宜设定即可。T2优选为大致500～700℃的温度范围，更优选为550～650℃的温度范围。

    如后述的实施例所示，若CR1小，则多边铁素体面积率的最大值(Fmax)变大，耐疲劳强度降低，若CR2大，则多边铁素体面积率的偏差变大，弯曲加工性(特别是C方向弯曲加工性)降低。

    为了得到弯曲加工性和耐疲劳强度优异的高强度钢板，CR1大的程度为宜，例如优选大约15℃/s以上，更优选20℃/s以上。另一方面，CR2越小越好，例如优选大约15℃/s以下，更优选10℃/s以下。CR1的上限没有特别限定，但是若考虑实际操作水平的设备的冷却能力等，则优选大约100℃/s。另外CR2的下限也没有特别限定，但是若CR2极低，则另行需要保温设备等，若是考虑这点，则优选大约1℃/s。

    另外，在本发明中T3的温度也很重要，如后述的实施例所示，若T3过低，则多边铁素体面积率最大值(Fmax)变大，耐疲劳强度降低。优选的T3虽然根据成分也有所不同，但大约为480～680℃。

    如上述进行冷后，例如若是进行水淬火等以大约100℃/s以上的平均冷却速度急冷T3至200℃以下的温度区域，则能够得到规定的低温相变生成相。其后，进行延伸凸缘性提高等时，也可以根据需要，再加热至大约500℃以下的温度(图中T4)后，进行冷却直至室温。

    实施例

    以下，列举实验例更具体地说明本发明，但本发明不受下述实验例限制，在能够符合前后述的宗旨的范围也可以适当加以变更实施，这些均包含在要发明的技术范围内。

    (钢板的制造方法)

    熔炼表1所示的各种成分组成的钢(余量：Fe和不可避免的杂质)，进行连续铸造之后，以下面的条件进行热轧(最终厚度2.6mm)后，酸洗后进行冷轧至板厚1.4mm。

    加热温度：1250℃30分钟，

    最终温度：880℃，卷取温度：550℃

    接着，以表2所示的热处理条件进行退火后，进行再加热，得到冷轧钢板。详细地说，就是加热至规定的温度(图2中T1)并保持180秒后，以表2所示的各种冷却模式进行气体冷却后，进行水淬火。

    (显微组织的观察)

    基于前述的方法观察如此得到的钢板的显微组织，测定多边铁素体面积率的最大值(Fmax)和最小值(Fmin)，并且计算最大值与最小值的差。

    (特性的评价)

    以如下方式测定上述钢板的抗拉强度、弯曲加工性和耐疲劳强度。

    抗拉强度(TS)，是从垂直于钢板的轧制方向的方向提取JIS5号拉伸试验片，遵循JIS Z 2241进行测定。在本实施例中，抗拉强度在780MPa以上的为○(合格)。为了参考，也测定延伸率(El)和屈服应力(YP)。

    弯曲加工性是以如下方式进行评价，进行L方向(轧制方向＝试验片纵长方向)和C方向(与轧制方向垂直的方向)的90°弯曲加工，计算最小弯曲半径，用得到的最小弯曲半径(Rmin)除以钢板的板厚(t)的值(Rmin/t)进行评价。

    在此，使用JIS Z 2204所规定的1号试验片(板厚1.2mm)和图3所示的工具，以0.5mm单位改变模具肩部半径Dp，进行L方向和C方向的90°的弯曲加工。详细地说，如图3所示，以模具1固定试验片2后，使冲头3向下方(图3中A的方向)移动，由此使试验片2贴合模具1的肩。图3中，间隙4是模具1和冲头3之间的距离(间隙)，试验片的板厚+0.1mm。在本实施例中，因为使用板厚1.2mm的试验片，所以间隙4为1.3mm。如上述进行90°弯曲加工后，求得能够弯曲并不使龟裂发生的最小弯曲半径(模具肩半径Dp的最小值，mm)。还有，使用放大镜观察有无龟裂，以没有发生毛细裂纹为基准进行判定。

    如前述，弯曲加工性根据钢板的强度和板厚会有所不同。为此在本实施例中，对于L方向和C方向这两方，计算最小弯曲半径Rmin(mm)/钢板的板厚t(mm)(在本实施例中板厚t＝1.2mm)，根据钢板的强度级，遵循下述标准评价弯曲加工性。

    780MPa级：Rmin/t≤0.3为合格

    (780MPa以上、低于980MPa)

    980MPa级：Rmin/t≤0.5为合格

    (980MPa以上、低于1180MPa)

    1180MPa级：Rmin/t≤1.0为合格

    (1180MPa以上)

    在本实施例中，L方向和C方向均合格的评价为“弯曲加工性优异”，任何一方不合格的评价为“弯曲加工性差”。

    耐疲劳强度使用图4所示的平面弯曲试验片，以JIS Z 2275所述的方法进行平面弯曲试验来进行计算。在此，重复速度为1500次/分(频率25Hz)，应力比(R)为-1。求得如此得到的耐疲劳强度和抗拉强度的比作为疲劳限度，疲劳限度超过0.45的为○(合格)，0.45以下的为×(不合格)。

    这些结果一并记录在表2中。表2中，“低温相变生成相”一栏中所述的“M”意思是马氏体。另外“弯曲加工性”一栏中设有“综合评价”一栏，L方向和C方向均合格的附加“○”，有任何一方不合格的附加“×”。

    [表1]

       钢种  C  Si  Mn  P  S  solAl  N  其他 Ac₃点  A  0.17  1.35  2.00  0.010  0.001  0.035  0.0041  848  B  0.13  0.80  2.30  0.005  0.002  0.030  0.0033  819  C  0.13  1.40  1.85  0.005  0.002  0.035  0.0040  861  D  0.09  1.50  2.10  0.005  0.002  0.060  0.0050  881  E  0.09  0.65  2.50  0.005  0.002  0.035  0.0040  Mo：0.10  824  F  0.08  1.20  2.10  0.005  0.002  0.035  0.0030  Mo：0.25  869  G  0.09  1.60  2.30  0.005  0.002  0.035  0.0035  Cr：0.6  863  H  0.07  1.20  2.00  0.005  0.002  0.035  0.0025  867  I  0.13  1.10  2.30  0.005  0.002  0.035  0.0030  Ti：0.02  834  J  0.13  1.10  2.30  0.005  0.002  0.035  0.0030  Nb：0.02  834  K  0.17  1.40  2.00  0.010  0.001  0.035  0.0030  Ca：0.0015  850  L  0.25  1.30  2.10  0.010  0.003  0.035  0.0030  825  M  0.22  0.20  2.80  0.010  0.003  0.035  0.0030  Cr：0.6  755  N  0.17  1.50  1.20  0.010  0.003  0.035  0.0030  878  O  0.03  0.80  1.50  0.010  0.004  0.035  0.0030  Cr：0.1  885

    [表2]

    

    由表2能够进行如下考察。

    No.1～11分别是使用满足本发明的组成的表1的钢种A～K，以满足本发明的要件的方法制造的本发明例，多边铁素体面积率的最大值(Fmax)和最小值(Fmin)、最大值与最小值的差(偏差)均满足本发明的要件，因此能够得到L方向和C方向这两方的弯曲加工性均优异，并且耐疲劳强度也良好的高强度钢板。另外这些钢板的延伸特性也良好。

    相对于此，不满足本发明的任何一个要件的下述的示例具有以下的问题。

    No.12是使用了C量多的表1的钢种L的示例，No.13是使用了Si量少的表1的钢种M的示例，任何一个多边铁素体的生成均不足，多边铁素体面积率的最小值(Fmin)小，L方向和C方向这两方的弯曲加工性降低。另外延伸率也降低。

    No.14是使用了Mn量少的表1的钢种N的示例，多边铁素体过剩地生成，多边铁系体面积率的最大值(Fmax)变大，耐疲劳强度和抗拉强度降低。

    No.15是使用了C量少的表1的钢种的O的示例，多边铁素体过剩地生成，多边铁系体面积率的最大值(Fmax)变得非常大，抗拉强度显著降低，耐疲劳强度也降低。

    No.16～No.20均是使用了满足本发明的成分组成的钢种的示例。

    其中，No.16和No.17均是使用了表1的钢种A的示例。No.16因为退火工序中的T2高，所以多边铁素体面积率的偏差大，C方向的弯曲加工性降低。另外，No.17退火温度T1比Ac₃点(848℃)低，因此多边铁素体过剩地生成，边铁系体面积率的最大值(Fmax)变大，耐疲劳强度也降低。

    No.18和No.19是模拟前述的专利文献2所述的退火工序(徐冷→急冷的二段冷却)的示例。详细地说，其均使用表1的钢种G，使退火工序中的CR1慢(徐冷)，使CR2快(急冷)而进行冷却，因此多边铁素体面积率的偏差大，C方向的弯曲加工性降低。另外在No.19中，退火温度T1为850℃，比钢种G的Ac₃点(863℃，参照表1)低，因此多边铁素体过剩地生成，边铁系体面积率的最大值(Fmax)变大，耐疲劳强度也降低。

    No.20使用了表1的钢种H，因为T3低至450℃，所以多边铁素体过剩地生成，边铁系体面积率的最大值(Fmax)变大，耐疲劳强度降低。另外强度也降低。