JP2020041212A - 高強度鋼帯の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】コイル全長にわたって、ＴＳ≧９８０ＭＰａ、ＹＲ≧６８％、ＴＳ×ＥＬ≧２２０００ＭＰａ・％の成形性に優れた高強度鋼帯を安定して製造することができる方法を提供する。
【解決手段】高強度鋼帯の製造に際し、熱延板コイルの加熱を、バッチ式加熱炉を用いて、熱延板コイルの外巻部を（Ａｃ1変態点＋２０℃）以上、（Ａｃ1変態点＋１２０℃）以下の所定温度で、２１６００ｓ超１２９６００ｓ以下保持する条件で行う。これにより、コイル全長にわたって鋼組織の均質化を図り、製造される高強度鋼帯の長手方向に関して、熱延焼鈍板コイルの内巻部であった部位を第１部位、熱延焼鈍板コイルの外巻部であった部位を第２部位として、第１部位のポリゴナルフェライトの面積率／第２部位のポリゴナルフェライトの面積率：１．００〜１．５０、第１部位の残留オーステナイトの体積率／第２部位の残留オーステナイトの体積率：０．７５〜１．００、第１部位のポリゴナルフェライトの平均結晶粒径／第２部位のポリゴナルフェライトの平均結晶粒径：１．００〜１．５０とする。
【選択図】なし
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【選択図】なし
Description
本発明は、高強度鋼帯の製造方法に関し、特に、自動車、電気機器等の産業分野で使用される部材としての用途に供して好適な、成形性に優れ、かつ高い降伏比を有する鋼帯を安定して得ようとするものである。
近年、地球環境の保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。このため、車体材料の高強度化により薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発となってきている。
しかしながら、一般に、鋼板の高強度化は成形性の低下を招くことから、高強度化を図ると鋼板の成形性が低下して、成形時の割れなどの問題を生じる。そのため、単純には鋼板の薄肉化が図れない。
そこで、高強度と高成形性を併せ持つ材料の開発が望まれている。さらに、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上の鋼板には、特に、この高成形性に加え、衝突吸収エネルギーが大きいという特性が求められている。衝突吸収エネルギーを向上させるためには、降伏比（ＹＲ）を高めることが有効である。降伏比が高いと、低い変形量で、鋼板に効率よく衝突エネルギーを吸収させることができるからである。
例えば、特許文献１には、引張強度が１０００ＭＰａ以上で全伸び（ＥＬ）が３０％以上の、残留オーステナイトの加工誘起変態を利用した極めて高い延性を有する高強度鋼板が提案されている。
また、特許文献２には、高Ｍｎ鋼を用いて、フェライトとオーステナイトの２相域での熱処理を行うことにより、強度と延性のバランスに優れた高強度鋼板を製造することが提案されている。
特許文献１に記載された鋼板は、Ｃ、ＳｉおよびＭｎを基本成分とする鋼板をオーステナイト化した後に、ベイナイト変態温度域に焼入れて等温保持する、いわゆるオーステンパー処理を行うことにより製造される。そして、このオーステンパー処理を施す際に、オーステナイトへのＣの濃化によって残留オーステナイトが生成される。しかしながら、多量の残留オーステナイトを得るためには、０．３％を超える多量のＣが必要となるが、０．３％を超えるようなＣ濃度では、スポット溶接性の低下が顕著であり、自動車用鋼板としては実用化が困難である。
また、特許文献２は、２相域焼鈍によりフェライトおよびオーステナイトの相分率や粒径、さらにはオーステナイト相中のＣおよびＭｎ量をコントロールすることによって歪誘起変態に効果的な残留オーステナイト相を形成することに成功した画期的な発明である。しかしながら、実際に製造現場で特許文献２の鋼板を製造しようとした場合、特にバッチ式加熱炉を用いて熱延板コイルを指定の温度に加熱する場合、コイル中心近傍の温度が上がりにくく指定の温度に達することができないため、バッチ式加熱後の熱延焼鈍板コイルの内巻部で、目的の組織を得ることができず、コイルの長手方向に特性がばらついて歩留りが悪くなるという問題が生じていた。
本発明は、上掲した特許文献２に記載の発明の改良に係るもので、熱延板コイルをバッチ式加熱炉を用いて加熱する場合であっても、コイル全長にわたって、ＴＳ≧９８０ＭＰａ、ＹＲ≧６８％、ＴＳ×ＥＬ≧２２０００ＭＰａ・％の成形性に優れた高強度鋼帯を安定して製造することができる方法を提供することを目的とする。
さて、発明者らは、上記した課題を達成し、成形性に優れ、かつ高い降伏比と引張強度を有する高強度鋼帯をコイル全長にわたり安定して製造するために、鋼板の製造方法とくにバッチ式加熱炉における加熱条件について鋭意検討を重ねた。その結果、バッチ式加熱炉での熱延板焼鈍工程を、熱延コイルの外巻部を（Ａｃ1変態点＋２０℃）以上、（Ａｃ1変態点＋１２０℃）以下の所定温度で２１６００ｓ超１２９６００ｓ以下の時間保持する条件で行うことにより、所期した目的が有利に達成されることの知見を得た。本発明は、上記知見に基づいてなされたものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上３．００％以下、Ｍｎ：４．２０％超６．００％以下、Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下、Ｎ：０．０００５％以上０．０１００％以下、Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下およびＴｉ：０．００５％以上０．２００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、１１００℃以上１３００℃以下に加熱する工程と、
前記鋼スラブを、仕上げ圧延出側温度７５０℃以上１０００℃以下で熱間圧延して熱延板を得る工程と、
前記熱延板を、巻き取り温度３００℃以上７５０℃以下で巻き取って熱延板コイルとする工程と、
次いで、前記熱延板コイルの熱延板に酸洗を施してスケールを除去する工程と、
前記熱延板コイルを、バッチ式加熱炉で加熱処理して、熱延焼鈍板コイルとする熱延板焼鈍工程と、
その後、前記熱延焼鈍板コイルの熱延焼鈍板を圧下率５０％以下で冷間圧延して冷延板を得る工程と、
その後、前記冷延板を、Ａｃ1変態点以上、（Ａｃ1変態点＋１００℃）以下の所定温度で２０ｓ以上９００ｓ以下保持して、その後冷却する冷延板焼鈍を行って高強度鋼帯を得る工程と、
を有する高強度鋼帯の製造方法において、
前記バッチ式加熱炉での熱延板焼鈍工程は、前記熱延板コイルの外巻部を（Ａｃ1変態点＋２０℃）以上、（Ａｃ1変態点＋１２０℃）以下の所定温度で２１６００ｓ超１２９６００ｓ以下保持する条件で行い、
前記高強度鋼帯の長手方向に関して、前記熱延焼鈍板コイルの内巻部であった部位を第１部位、前記熱延焼鈍板コイルの外巻部であった部位を第２部位、前記熱延焼鈍板コイルの中央部であった部位を第３部位として、
前記第３部位の鋼組織は、面積率で、ポリゴナルフェライト：１５％以上５５％以下、未再結晶フェライト：８％以上、マルテンサイト：１５％以上３０％以下、体積率で、残留オーステナイト：１２％以上を含有し、
かつ、前記第１部位のポリゴナルフェライトの面積率／前記第２部位のポリゴナルフェライトの面積率が１．００〜１．５０、前記第１部位の残留オーステナイトの体積率／前記第２部位の残留オーステナイトの体積率が０．７５〜１．００であり、
また、前記第３部位は、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径：４．０μｍ以下、マルテンサイトの平均結晶粒径：２．０μｍ以下、残留オーステナイトの平均結晶粒径：２．０μｍ以下であって、
かつ、前記第１部位のポリゴナルフェライトの平均結晶粒径／前記第２部位のポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が１．００〜１．５０であり、
さらに、前記第３部位において、残留オーステナイト中のＭｎ量（質量％）をポリゴナルフェライト中のＭｎ量（質量％）で除した値が２．００以上であることを特徴とする、高強度鋼帯の製造方法。
［１］質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上３．００％以下、Ｍｎ：４．２０％超６．００％以下、Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下、Ｎ：０．０００５％以上０．０１００％以下、Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下およびＴｉ：０．００５％以上０．２００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、１１００℃以上１３００℃以下に加熱する工程と、
前記鋼スラブを、仕上げ圧延出側温度７５０℃以上１０００℃以下で熱間圧延して熱延板を得る工程と、
前記熱延板を、巻き取り温度３００℃以上７５０℃以下で巻き取って熱延板コイルとする工程と、
次いで、前記熱延板コイルの熱延板に酸洗を施してスケールを除去する工程と、
前記熱延板コイルを、バッチ式加熱炉で加熱処理して、熱延焼鈍板コイルとする熱延板焼鈍工程と、
その後、前記熱延焼鈍板コイルの熱延焼鈍板を圧下率５０％以下で冷間圧延して冷延板を得る工程と、
その後、前記冷延板を、Ａｃ1変態点以上、（Ａｃ1変態点＋１００℃）以下の所定温度で２０ｓ以上９００ｓ以下保持して、その後冷却する冷延板焼鈍を行って高強度鋼帯を得る工程と、
を有する高強度鋼帯の製造方法において、
前記バッチ式加熱炉での熱延板焼鈍工程は、前記熱延板コイルの外巻部を（Ａｃ1変態点＋２０℃）以上、（Ａｃ1変態点＋１２０℃）以下の所定温度で２１６００ｓ超１２９６００ｓ以下保持する条件で行い、
前記高強度鋼帯の長手方向に関して、前記熱延焼鈍板コイルの内巻部であった部位を第１部位、前記熱延焼鈍板コイルの外巻部であった部位を第２部位、前記熱延焼鈍板コイルの中央部であった部位を第３部位として、
前記第３部位の鋼組織は、面積率で、ポリゴナルフェライト：１５％以上５５％以下、未再結晶フェライト：８％以上、マルテンサイト：１５％以上３０％以下、体積率で、残留オーステナイト：１２％以上を含有し、
かつ、前記第１部位のポリゴナルフェライトの面積率／前記第２部位のポリゴナルフェライトの面積率が１．００〜１．５０、前記第１部位の残留オーステナイトの体積率／前記第２部位の残留オーステナイトの体積率が０．７５〜１．００であり、
また、前記第３部位は、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径：４．０μｍ以下、マルテンサイトの平均結晶粒径：２．０μｍ以下、残留オーステナイトの平均結晶粒径：２．０μｍ以下であって、
かつ、前記第１部位のポリゴナルフェライトの平均結晶粒径／前記第２部位のポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が１．００〜１．５０であり、
さらに、前記第３部位において、残留オーステナイト中のＭｎ量（質量％）をポリゴナルフェライト中のＭｎ量（質量％）で除した値が２．００以上であることを特徴とする、高強度鋼帯の製造方法。
［２］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５％以上０．２００％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下、Ｎｉ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｃｒ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５００％以下、Ｍｏ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｃｕ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｓｎ：０．００２％以上０．２００％以下、Ｓｂ：０．００２％以上０．２００％以下、Ｔａ：０．００１％以上０．０１０％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下およびＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする、前記［１］に記載の高強度鋼帯の製造方法。
本発明によれば、コイル全長にわたって、ＴＳ≧９８０ＭＰａ、ＹＲ≧６８％、ＴＳ×ＥＬ≧２２０００ＭＰａ・％の成形性に優れた高強度鋼帯を安定して得ることができる。従って、本発明により製造される高強度鋼帯を、例えば、自動車構造部材に適用することによって車体の軽量化による燃費改善を図ることができ、産業上の利用価値は極めて大きい。
（成分組成）
まず、本発明において、鋼帯の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、鋼やスラブの成分組成にかかる％表示は質量％を意味する。また、鋼帯の成分組成の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
まず、本発明において、鋼帯の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、鋼やスラブの成分組成にかかる％表示は質量％を意味する。また、鋼帯の成分組成の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下
Ｃは、マルテンサイトなどの低温変態相を生成させて、強度を上昇させるために必要な元素である。また、残留オーステナイトの安定性を向上させ、鋼の延性を向上させるのに有効な元素でもある。ここに、Ｃ量が０．０３０％未満では所望のマルテンサイト量を確保することが難しく、所望の強度が得られない。また、十分な残留オーステナイト量を確保することが難しく、良好な延性が得られない。一方、Ｃを、０．２５０％を超えて過剰に添加すると、硬質なマルテンサイト量が過大となって、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、曲げ試験および穴広げ試験時に亀裂の伝播が進行しやすくなって、曲げ性や伸びフランジ性が低下する。また、Ｃの過剰な添加は、溶接部および熱影響部の硬化を著しくし、溶接部の機械的特性を低下させるため、スポット溶接性、アーク溶接性などが劣化する。これらの観点からＣ量は０．０３０％以上０．２５０％以下の範囲とする。好ましくは、０．０８０％以上０．２００％以下の範囲である。
Ｃは、マルテンサイトなどの低温変態相を生成させて、強度を上昇させるために必要な元素である。また、残留オーステナイトの安定性を向上させ、鋼の延性を向上させるのに有効な元素でもある。ここに、Ｃ量が０．０３０％未満では所望のマルテンサイト量を確保することが難しく、所望の強度が得られない。また、十分な残留オーステナイト量を確保することが難しく、良好な延性が得られない。一方、Ｃを、０．２５０％を超えて過剰に添加すると、硬質なマルテンサイト量が過大となって、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、曲げ試験および穴広げ試験時に亀裂の伝播が進行しやすくなって、曲げ性や伸びフランジ性が低下する。また、Ｃの過剰な添加は、溶接部および熱影響部の硬化を著しくし、溶接部の機械的特性を低下させるため、スポット溶接性、アーク溶接性などが劣化する。これらの観点からＣ量は０．０３０％以上０．２５０％以下の範囲とする。好ましくは、０．０８０％以上０．２００％以下の範囲である。
Ｓｉ：０．０１％以上３．００％以下
Ｓｉは、フェライトの加工硬化能を向上させるので、良好な延性を確保するのに有効な元素である。Ｓｉ量が０．０１％に満たないとその添加効果が乏しくなるため、下限を０．０１％とする。一方、３.００％を超えるＳｉの過剰な添加は、鋼の脆化を引き起こすばかりか、赤スケールなどの発生による表面性状の劣化を引き起こす。このため、Ｓｉ量は０．０１％以上３．００％以下の範囲とする。好ましくは、０．２０％以上２．００％以下の範囲である。
Ｓｉは、フェライトの加工硬化能を向上させるので、良好な延性を確保するのに有効な元素である。Ｓｉ量が０．０１％に満たないとその添加効果が乏しくなるため、下限を０．０１％とする。一方、３.００％を超えるＳｉの過剰な添加は、鋼の脆化を引き起こすばかりか、赤スケールなどの発生による表面性状の劣化を引き起こす。このため、Ｓｉ量は０．０１％以上３．００％以下の範囲とする。好ましくは、０．２０％以上２．００％以下の範囲である。
Ｍｎ：４．２０％超６．００％以下
Ｍｎは、本発明において極めて重要な元素である。Ｍｎは、残留オーステナイトを安定化させる元素であって、良好な延性の確保に有効である。さらに、Ｍｎは、固溶強化によって鋼の強度を上昇させることができる元素でもある。また、残留オーステナイト中のＭｎ濃化により、ｈｃｐ構造を有するε相を２％以上確保することができ、さらには、残留オーステナイトを体積率で１２％以上と、多量に確保することが可能となる。このような効果は、鋼中のＭｎ量が４．２０％超となって初めて認められる。一方、Ｍｎ量が６．００％を超える過剰な添加は、コストアップの要因になる。こうした観点から、Ｍｎ量は４．２０％超６．００％以下の範囲とする。好ましくは、４．８０％以上６．００％以下の範囲である。
Ｍｎは、本発明において極めて重要な元素である。Ｍｎは、残留オーステナイトを安定化させる元素であって、良好な延性の確保に有効である。さらに、Ｍｎは、固溶強化によって鋼の強度を上昇させることができる元素でもある。また、残留オーステナイト中のＭｎ濃化により、ｈｃｐ構造を有するε相を２％以上確保することができ、さらには、残留オーステナイトを体積率で１２％以上と、多量に確保することが可能となる。このような効果は、鋼中のＭｎ量が４．２０％超となって初めて認められる。一方、Ｍｎ量が６．００％を超える過剰な添加は、コストアップの要因になる。こうした観点から、Ｍｎ量は４．２０％超６．００％以下の範囲とする。好ましくは、４．８０％以上６．００％以下の範囲である。
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下
Ｐは、固溶強化に有効であり、所望の強度に応じて添加できる元素である。また、フェライト変態を促進し、鋼板の複合組織化にも有効な元素でもある。こうした効果を得るためには、鋼板中のＰ量を０．００１％以上にする必要がある。一方、Ｐ量が０．１００％を超えると、溶接性の劣化を招くとともに、亜鉛めっきを合金化処理する場合には合金化速度を低下させ、亜鉛めっきの品質を損なう。したがって、Ｐ量は０．００１％以上０．１００％以下、好ましくは０．００５％以上０．０５０％以下の範囲とする。
Ｐは、固溶強化に有効であり、所望の強度に応じて添加できる元素である。また、フェライト変態を促進し、鋼板の複合組織化にも有効な元素でもある。こうした効果を得るためには、鋼板中のＰ量を０．００１％以上にする必要がある。一方、Ｐ量が０．１００％を超えると、溶接性の劣化を招くとともに、亜鉛めっきを合金化処理する場合には合金化速度を低下させ、亜鉛めっきの品質を損なう。したがって、Ｐ量は０．００１％以上０．１００％以下、好ましくは０．００５％以上０．０５０％以下の範囲とする。
Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下
Ｓは、粒界に偏析して熱間加工時に鋼を脆化させるとともに、硫化物として存在して、鋼板の局部変形能を低下させる。そのため、Ｓ量は０．０２００％以下、好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００５０％以下とする。しかし、生産技術上の制約から、Ｓ量は０．０００１％以上にする。したがって、Ｓ量は、０．０００１％以上０．０２００％以下の範囲とする。好ましくは０．０００１％以上０．０１００％以下、より好ましくは０．０００１％以上０．００５０％以下の範囲である。
Ｓは、粒界に偏析して熱間加工時に鋼を脆化させるとともに、硫化物として存在して、鋼板の局部変形能を低下させる。そのため、Ｓ量は０．０２００％以下、好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００５０％以下とする。しかし、生産技術上の制約から、Ｓ量は０．０００１％以上にする。したがって、Ｓ量は、０．０００１％以上０．０２００％以下の範囲とする。好ましくは０．０００１％以上０．０１００％以下、より好ましくは０．０００１％以上０．００５０％以下の範囲である。
Ｎ：０．０００５％以上０．０１００％以下
Ｎは、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。特に、Ｎ量が０．０１００％を超えると、耐時効性の劣化が顕著となる。従って、Ｎ量は少ないほど好ましいが、生産技術上の制約から、Ｎ量は０．０００５％以上にする。このため、Ｎ量は０．０００５％以上０．０１００％以下、好ましくは０．００１０％以上０．００７０％以下の範囲とする。
Ｎは、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。特に、Ｎ量が０．０１００％を超えると、耐時効性の劣化が顕著となる。従って、Ｎ量は少ないほど好ましいが、生産技術上の制約から、Ｎ量は０．０００５％以上にする。このため、Ｎ量は０．０００５％以上０．０１００％以下、好ましくは０．００１０％以上０．００７０％以下の範囲とする。
Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下
Ａｌは、フェライトとオーステナイトの二相域を拡大させ、焼鈍温度依存性の低減、すなわち、材質安定性の向上に有効な元素である。また、Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度維持に有効な元素でもある。しかしながら、Ａｌ量が０．０１０％に満たないとその添加効果に乏しいので、下限を０．０１０％とする。一方、２.０００％を超える多量の添加は、連続鋳造時の鋼片割れ発生の危険性が高まり、製造性を低下させる。こうした観点から、添加する場合のＡｌ量は、０．０１０％以上２．０００％以下の範囲とする。好ましくは、０．２００％以上１．２００％以下の範囲である。
Ａｌは、フェライトとオーステナイトの二相域を拡大させ、焼鈍温度依存性の低減、すなわち、材質安定性の向上に有効な元素である。また、Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度維持に有効な元素でもある。しかしながら、Ａｌ量が０．０１０％に満たないとその添加効果に乏しいので、下限を０．０１０％とする。一方、２.０００％を超える多量の添加は、連続鋳造時の鋼片割れ発生の危険性が高まり、製造性を低下させる。こうした観点から、添加する場合のＡｌ量は、０．０１０％以上２．０００％以下の範囲とする。好ましくは、０．２００％以上１．２００％以下の範囲である。
Ｔｉ：０．００５％以上０．２００％以下
Ｔｉは、本発明において重要な添加元素である。Ｔｉは、鋼の析出強化に有効なだけでなく、所望の未再結晶フェライト量を確保して、鋼板の高降伏比化に有効に寄与する。加えて、比較的硬質な未再結晶フェライトを活用することにより、硬質第２相（マルテンサイトもしくは残留オーステナイト）との硬度差を低減することができ、伸びフランジ性の向上にも寄与する。そして、これらの効果は、Ｔｉ量が０．００５％以上の添加で得られる。一方、鋼板中のＴｉ量が０．２００％を超えると、硬質なマルテンサイト量が過大となって、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、曲げ試験および穴広げ試験時に亀裂の伝播が進行しやすくなって、鋼板の曲げ性や伸びフランジ性が低下する。従って、Ｔｉの添加量は、０．００５％以上０．２００％以下の範囲とする。好ましくは、０．０１０％以上０．１００％以下の範囲である。
Ｔｉは、本発明において重要な添加元素である。Ｔｉは、鋼の析出強化に有効なだけでなく、所望の未再結晶フェライト量を確保して、鋼板の高降伏比化に有効に寄与する。加えて、比較的硬質な未再結晶フェライトを活用することにより、硬質第２相（マルテンサイトもしくは残留オーステナイト）との硬度差を低減することができ、伸びフランジ性の向上にも寄与する。そして、これらの効果は、Ｔｉ量が０．００５％以上の添加で得られる。一方、鋼板中のＴｉ量が０．２００％を超えると、硬質なマルテンサイト量が過大となって、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、曲げ試験および穴広げ試験時に亀裂の伝播が進行しやすくなって、鋼板の曲げ性や伸びフランジ性が低下する。従って、Ｔｉの添加量は、０．００５％以上０．２００％以下の範囲とする。好ましくは、０．０１０％以上０．１００％以下の範囲である。
以上、必須成分について説明したが、本発明では、その他にも、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ｎｂ：０．００５％以上０．２００％以下
Ｎｂは、鋼の析出強化に有効で、その添加効果は０．００５％以上で得られる。また、Ｔｉ添加の効果と同様に、所望の未再結晶フェライト量を確保して、鋼板の高降伏比化に寄与する。加えて、比較的硬質な未再結晶フェライトを活用することによって、硬質第２相（マルテンサイトもしくは残留オーステナイト）との硬度差を低減することができ、伸びフランジ性の向上にも寄与する。一方、Ｎｂ量が０．２００％を超えると、硬質なマルテンサイト量が過大となって、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、曲げ試験時および穴広げ試験時に亀裂の伝播が進行しやすくなる。その結果、鋼板の曲げ性や伸びフランジ性が低下する。また、コストアップの要因にもなる。従って、Ｎｂを添加する場合には、０．００５％以上０．２００％以下の範囲とする。好ましくは、０．０１０％以上０．１００％以下の範囲である。
Ｎｂは、鋼の析出強化に有効で、その添加効果は０．００５％以上で得られる。また、Ｔｉ添加の効果と同様に、所望の未再結晶フェライト量を確保して、鋼板の高降伏比化に寄与する。加えて、比較的硬質な未再結晶フェライトを活用することによって、硬質第２相（マルテンサイトもしくは残留オーステナイト）との硬度差を低減することができ、伸びフランジ性の向上にも寄与する。一方、Ｎｂ量が０．２００％を超えると、硬質なマルテンサイト量が過大となって、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、曲げ試験時および穴広げ試験時に亀裂の伝播が進行しやすくなる。その結果、鋼板の曲げ性や伸びフランジ性が低下する。また、コストアップの要因にもなる。従って、Ｎｂを添加する場合には、０．００５％以上０．２００％以下の範囲とする。好ましくは、０．０１０％以上０．１００％以下の範囲である。
Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下
Ｂは、オーステナイト粒界からのフェライトの生成および成長を抑制する作用を有し、臨機応変な組織制御を可能にするため、必要に応じて添加することができる。その添加効果は、０．０００３％以上で得られる。一方で、Ｂ量が０．００５０％を超えると、鋼板の成形性が低下する。従って、Ｂを添加する場合は０．０００３％以上０．００５０％以下の範囲とする。好ましくは、０．０００５％以上０．００３０％以下の範囲である。
Ｂは、オーステナイト粒界からのフェライトの生成および成長を抑制する作用を有し、臨機応変な組織制御を可能にするため、必要に応じて添加することができる。その添加効果は、０．０００３％以上で得られる。一方で、Ｂ量が０．００５０％を超えると、鋼板の成形性が低下する。従って、Ｂを添加する場合は０．０００３％以上０．００５０％以下の範囲とする。好ましくは、０．０００５％以上０．００３０％以下の範囲である。
Ｎｉ：０．００５％以上１．０００％以下
Ｎｉは、残留オーステナイトを安定化させる元素で、良好な延性の確保に有効であり、さらに、固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素である。その添加効果は、０．００５％以上で得られる。一方、１．０００％を超えて添加すると、硬質なマルテンサイト量が過大となって、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、曲げ試験および穴広げ試験時に亀裂の伝播が進行しやすくなる。その結果、鋼板の曲げ性や伸びフランジ性が低下する。また、コストアップの要因にもなる。従って、Ｎｉを添加する場合には、０．００５％以上１．０００％以下の範囲とする。
Ｎｉは、残留オーステナイトを安定化させる元素で、良好な延性の確保に有効であり、さらに、固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素である。その添加効果は、０．００５％以上で得られる。一方、１．０００％を超えて添加すると、硬質なマルテンサイト量が過大となって、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、曲げ試験および穴広げ試験時に亀裂の伝播が進行しやすくなる。その結果、鋼板の曲げ性や伸びフランジ性が低下する。また、コストアップの要因にもなる。従って、Ｎｉを添加する場合には、０．００５％以上１．０００％以下の範囲とする。
Ｃｒ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５００％以下、Ｍｏ：０．００５％以上１．０００％以下
Ｃｒ、ＶおよびＭｏは、強度と延性のバランスを向上させる作用を有するので、必要に応じて添加することができる元素である。その添加効果は、Ｃｒ：０．００５％以上、Ｖ：０．００５％以上およびＭｏ：０．００５％以上で得られる。一方、それぞれ、Ｃｒ：１．０００％、Ｖ：０．５００％およびＭｏ：１．０００％を超えて過剰に添加すると、硬質なマルテンサイト量が過大となって、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、曲げ試験および穴広げ試験時に亀裂の伝播が進行しやすくなる。その結果、鋼板の曲げ性や伸びフランジ性が低下する。また、コストアップの要因にもなる。従って、これらの元素を添加する場合には、それぞれＣｒ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５００％以下およびＭｏ：０．００５％以上１．０００％以下の範囲とする。
Ｃｒ、ＶおよびＭｏは、強度と延性のバランスを向上させる作用を有するので、必要に応じて添加することができる元素である。その添加効果は、Ｃｒ：０．００５％以上、Ｖ：０．００５％以上およびＭｏ：０．００５％以上で得られる。一方、それぞれ、Ｃｒ：１．０００％、Ｖ：０．５００％およびＭｏ：１．０００％を超えて過剰に添加すると、硬質なマルテンサイト量が過大となって、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、曲げ試験および穴広げ試験時に亀裂の伝播が進行しやすくなる。その結果、鋼板の曲げ性や伸びフランジ性が低下する。また、コストアップの要因にもなる。従って、これらの元素を添加する場合には、それぞれＣｒ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５００％以下およびＭｏ：０．００５％以上１．０００％以下の範囲とする。
Ｃｕ：０．００５％以上１．０００％以下
Ｃｕは、鋼の強化に有効な元素である。その添加効果は、０．００５％以上で得られる。一方、１．０００％を超えて添加すると、硬質なマルテンサイト量が過大となって、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、曲げ試験および穴広げ試験時に亀裂の伝播が進行しやすくなる。その結果、鋼板の曲げ性や伸びフランジ性が低下する。従って、Ｃｕを添加する場合には、０．００５％以上１．０００％以下の範囲とする。
Ｃｕは、鋼の強化に有効な元素である。その添加効果は、０．００５％以上で得られる。一方、１．０００％を超えて添加すると、硬質なマルテンサイト量が過大となって、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、曲げ試験および穴広げ試験時に亀裂の伝播が進行しやすくなる。その結果、鋼板の曲げ性や伸びフランジ性が低下する。従って、Ｃｕを添加する場合には、０．００５％以上１．０００％以下の範囲とする。
Ｓｎ：０．００２％以上０．２００％以下、Ｓｂ：０．００２％以上０．２００％以下
ＳｎおよびＳｂは、鋼板表面の窒化や酸化によって生じる鋼板表層の数十μｍ程度の厚み領域の脱炭を抑制する観点から、必要に応じて添加する。このように、窒化や酸化を抑制することで、鋼板表面におけるマルテンサイト量が減少するのを防止し、ＴＳや材質安定性を確保するのに有効である。この効果を得るためには、それぞれ０．００２％以上の添加が必要である。一方で、０．２００％を超えて過剰に添加すると靭性の低下を招く。従って、Ｓｎ、Ｓｂを添加する場合には、それぞれ、０．００２％以上０．２００％以下の範囲とする。
ＳｎおよびＳｂは、鋼板表面の窒化や酸化によって生じる鋼板表層の数十μｍ程度の厚み領域の脱炭を抑制する観点から、必要に応じて添加する。このように、窒化や酸化を抑制することで、鋼板表面におけるマルテンサイト量が減少するのを防止し、ＴＳや材質安定性を確保するのに有効である。この効果を得るためには、それぞれ０．００２％以上の添加が必要である。一方で、０．２００％を超えて過剰に添加すると靭性の低下を招く。従って、Ｓｎ、Ｓｂを添加する場合には、それぞれ、０．００２％以上０．２００％以下の範囲とする。
Ｔａ：０．００１％以上０．０１０％以下
Ｔａは、ＴｉやＮｂと同様に、合金炭化物や合金炭窒化物を生成して鋼の高強度化に寄与する。加えて、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）のような複合析出物を生成することで析出物の粗大化を抑制し、析出強化による鋼板の強度向上への寄与を安定化させる効果があると考えられる。ここで、Ｔａの添加効果は、Ｔａの含有量を０．００１％以上とすることで得られる。一方で、Ｔａを過剰に添加しても、その添加効果は飽和する上、合金コストも増加する。従って、Ｔａを添加する場合には、０．００１％以上０．０１０％以下の範囲とする。
Ｔａは、ＴｉやＮｂと同様に、合金炭化物や合金炭窒化物を生成して鋼の高強度化に寄与する。加えて、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）のような複合析出物を生成することで析出物の粗大化を抑制し、析出強化による鋼板の強度向上への寄与を安定化させる効果があると考えられる。ここで、Ｔａの添加効果は、Ｔａの含有量を０．００１％以上とすることで得られる。一方で、Ｔａを過剰に添加しても、その添加効果は飽和する上、合金コストも増加する。従って、Ｔａを添加する場合には、０．００１％以上０．０１０％以下の範囲とする。
Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％以下
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、硫化物の形状を球状化し、穴広げ性（伸びフランジ性）への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。この効果を得るためには、それぞれ０．０００５％以上の添加が必要である。一方、それぞれ０．００５０％を超える過剰な添加は、介在物等の増加を引き起こし、鋼板の表面および内部欠陥などを引き起こす。従って、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭを添加する場合は、それぞれ０．０００５％以上０．００５０％以下の範囲とする。
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、硫化物の形状を球状化し、穴広げ性（伸びフランジ性）への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。この効果を得るためには、それぞれ０．０００５％以上の添加が必要である。一方、それぞれ０．００５０％を超える過剰な添加は、介在物等の増加を引き起こし、鋼板の表面および内部欠陥などを引き起こす。従って、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭを添加する場合は、それぞれ０．０００５％以上０．００５０％以下の範囲とする。
（鋼組織）
本発明では、バッチ式加熱炉における加熱条件を適切に制御することによって、従来、問題とされた、コイルの長手方向にわたる組織及び特性のばらつきを改善する。ここで、本明細書において、製造される高強度鋼帯の長手方向に関して、熱延焼鈍板コイルの内巻部であった部位を第１部位、熱延焼鈍板コイルの外巻部であった部位を第２部位、熱延焼鈍板コイルの中央部であった部位を第３部位と称する。ここで、「熱延焼鈍板コイルの内巻部」とは、熱延焼鈍板コイルの内側の端部から長手方向に１５０ｍまでの範囲をいう。「熱延焼鈍板コイルの外巻部」とは、熱延焼鈍板コイルの外側の端部から長手方向に１５０ｍまでの範囲をいう。「熱延焼鈍板コイルの中央部」とは、熱延焼鈍板コイルの内巻部および外巻き部以外の部位をいう。
本発明では、バッチ式加熱炉における加熱条件を適切に制御することによって、従来、問題とされた、コイルの長手方向にわたる組織及び特性のばらつきを改善する。ここで、本明細書において、製造される高強度鋼帯の長手方向に関して、熱延焼鈍板コイルの内巻部であった部位を第１部位、熱延焼鈍板コイルの外巻部であった部位を第２部位、熱延焼鈍板コイルの中央部であった部位を第３部位と称する。ここで、「熱延焼鈍板コイルの内巻部」とは、熱延焼鈍板コイルの内側の端部から長手方向に１５０ｍまでの範囲をいう。「熱延焼鈍板コイルの外巻部」とは、熱延焼鈍板コイルの外側の端部から長手方向に１５０ｍまでの範囲をいう。「熱延焼鈍板コイルの中央部」とは、熱延焼鈍板コイルの内巻部および外巻き部以外の部位をいう。
本発明では、組織のばらつきの指標として、（Ａ）第１部位のポリゴナルフェライトの面積率／第２部位のポリゴナルフェライトの面積率、（Ｂ）第１部位の残留オーステナイトの体積率／第２部位の残留オーステナイトの体積率、および（Ｃ）第１部位のポリゴナルフェライトの平均結晶粒径／第２部位のポリゴナルフェライトの平均結晶粒径、の３つを採用し、これらを所定の範囲に定める。これらの比を以下に述べる範囲に制御することによって、従来懸念されたコイル長手方向における特性のばらつき、とくに熱延焼鈍板コイル内巻部における特性の劣化を改善して、コイル全長にわたってばらつきのない優れた特性を得るのである。
第３部位（中央部）におけるポリゴナルフェライトの面積率：１５％以上５５％以下
十分な延性を確保するために、本発明では、第３部位のポリゴナルフェライトの面積率を１５％以上にする必要がある。一方、９８０ＭＰａ以上の強度を確保するためには、第３部位のポリゴナルフェライトの面積率を５５％以下に抑制する必要がある。好ましくは、面積率で２０％以上５０％以下の範囲である。なお、本発明では、第３部位のみならず、第１部位（内巻部）及び第２部位（外巻部）のポリゴナルフェライトの面積率も、１５％以上５５％以下であることが好ましく、２０％以上５０％以下であることがより好ましい。なお、本発明におけるポリゴナルフェライトとは、比較的軟質で延性に富むフェライトのことである。
十分な延性を確保するために、本発明では、第３部位のポリゴナルフェライトの面積率を１５％以上にする必要がある。一方、９８０ＭＰａ以上の強度を確保するためには、第３部位のポリゴナルフェライトの面積率を５５％以下に抑制する必要がある。好ましくは、面積率で２０％以上５０％以下の範囲である。なお、本発明では、第３部位のみならず、第１部位（内巻部）及び第２部位（外巻部）のポリゴナルフェライトの面積率も、１５％以上５５％以下であることが好ましく、２０％以上５０％以下であることがより好ましい。なお、本発明におけるポリゴナルフェライトとは、比較的軟質で延性に富むフェライトのことである。
組織ばらつきの指標（Ａ）
ポリゴナルフェライトの面積率比（内巻部／外巻部）：１．００〜１．５０
そして、このポリゴナルフェライトの面積率について、第１部位（内巻部）／第２部位（外巻部）の比を１．００から１．５０の間とすることにより、コイル全長にわたって特性のばらつきのない、歩留りの高い鋼帯を得ることができる。好ましくは１．００から１．２０の範囲である。
ポリゴナルフェライトの面積率比（内巻部／外巻部）：１．００〜１．５０
そして、このポリゴナルフェライトの面積率について、第１部位（内巻部）／第２部位（外巻部）の比を１．００から１．５０の間とすることにより、コイル全長にわたって特性のばらつきのない、歩留りの高い鋼帯を得ることができる。好ましくは１．００から１．２０の範囲である。
第３部位（中央部）における未再結晶フェライトの面積率：８％以上
未再結晶フェライトの面積率が８％以上であることは、本発明において重要である。ここで、未再結晶フェライトは、一般的に鋼板の強度上昇に有効であるものの、鋼板の著しい延性の低下を招くため低減させることが多い。しかし、本発明では、ポリゴナルフェライトと残留オーステナイトによって、良好な延性を確保し、さらに比較的硬質な未再結晶フェライトを積極的に活用することで、例えば、面積率で３０％を超えるような多量のマルテンサイトを要することなく、所期した鋼板のＴＳの確保が可能となり、さらにはポリゴナルフェライトとマルテンサイトの異相界面量を低減しているので、鋼板の降伏強度（ＹＰ）や降伏比（ＹＲ）を高めることが可能となるのである。以上の効果を得るためには、未再結晶フェライトの面積率を８％以上にする必要がある。好ましくは、１０％以上である。なお、本発明における未再結晶フェライトとは、粒内に結晶方位差１５°未満のひずみを含むフェライトであって、上記した延性に富むポリゴナルフェライトより硬質なフェライトのことである。なお、本発明において、未再結晶フェライトの面積率の上限は、特に制限されないが、２０％程度とすることが好ましい。
未再結晶フェライトの面積率が８％以上であることは、本発明において重要である。ここで、未再結晶フェライトは、一般的に鋼板の強度上昇に有効であるものの、鋼板の著しい延性の低下を招くため低減させることが多い。しかし、本発明では、ポリゴナルフェライトと残留オーステナイトによって、良好な延性を確保し、さらに比較的硬質な未再結晶フェライトを積極的に活用することで、例えば、面積率で３０％を超えるような多量のマルテンサイトを要することなく、所期した鋼板のＴＳの確保が可能となり、さらにはポリゴナルフェライトとマルテンサイトの異相界面量を低減しているので、鋼板の降伏強度（ＹＰ）や降伏比（ＹＲ）を高めることが可能となるのである。以上の効果を得るためには、未再結晶フェライトの面積率を８％以上にする必要がある。好ましくは、１０％以上である。なお、本発明における未再結晶フェライトとは、粒内に結晶方位差１５°未満のひずみを含むフェライトであって、上記した延性に富むポリゴナルフェライトより硬質なフェライトのことである。なお、本発明において、未再結晶フェライトの面積率の上限は、特に制限されないが、２０％程度とすることが好ましい。
第３部位（中央部）におけるマルテンサイトの面積率：１５％以上３０％以下
９８０ＭＰａ以上のＴＳを達成するためには、第３部位のマルテンサイトの面積率を１５％以上にする必要がある。一方、良好な延性の確保のためには、第３部位のマルテンサイトの面積率を３０％以下に制限する必要がある。
９８０ＭＰａ以上のＴＳを達成するためには、第３部位のマルテンサイトの面積率を１５％以上にする必要がある。一方、良好な延性の確保のためには、第３部位のマルテンサイトの面積率を３０％以下に制限する必要がある。
また、このマルテンサイトの面積率については、第１部位（内巻部）／第２部位（外巻部）の比で１．００〜１．３０とすることが好ましく、これにより、コイル全長にわたって特性のばらつきのない、歩留りの高い鋼帯を得ることができる。
ここで、マルテンサイトの面積率の算出は、以下のようにして行うことができる。すなわち、第３部位（中央部）を代表して、圧延方向に関しては鋼帯の先端部と尾端部の中間位置、板幅方向に関しては板幅中心部からサンプルを採取し、当該サンプルの圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を研磨後、３vol.％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）について、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて２０００倍の倍率で５０μｍ×４０μｍの視野を１０視野程度観察し、組織画像を得る。この組織画像において、フェライト（ポリゴナルフェライトと未再結晶フェライト）は灰色の組織（下地組織）を呈しており、マルテンサイトは白色の組織を呈していることから、両者を識別することができる。この得られた組織画像に基づいて、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いてマルテンサイトの面積率を、１０視野分算出し、それらの面積率を平均して求める。
また、ポリゴナルフェライトと未再結晶フェライトの面積率は、以下のようにして求めることができる。すなわち、後述の所定位置からサンプルを採取し、当該サンプルの圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）の板厚１／４位置を以下のＥＢＳＤ観察に供する。ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ；電子線後方散乱回折法）を用いて、結晶方位差が２°から１５°未満の低角粒界、結晶方位差が１５°以上の大角粒界を識別する。そして、低角粒界を粒内に含むフェライトを未再結晶フェライトとして、ＩＱ Ｍａｐを作成する。次に、作成したＩＱ Ｍａｐから５０μｍ×４０μｍの視野で１０視野分を抽出した後、低角粒界と大角粒界の面積をそれぞれ求めることで、ポリゴナルフェライトと未再結晶フェライトの面積をそれぞれ算出し、１０視野分のポリゴナルフェライトと未再結晶フェライトの面積率を求める。そして、それらの面積率を平均して、上記ポリゴナルフェライトと未再結晶フェライトの面積率を求める。第３部位（中央部）のポリゴナルフェライトと未再結晶フェライトの面積率を求める際には、中央部を代表して、圧延方向に関しては鋼帯の先端部と尾端部の中間位置、板幅方向に関しては板幅中心部から前記サンプルを採取する。第１部位（内巻部）および第２部位（外巻部）のポリゴナルフェライトと未再結晶フェライトの面積率を求める際には、各部位を代表して、圧延方向に関しては、鋼帯の第１部位側の端部および第２部位側の端部から各々１００ｍの位置、板幅方向に関しては板幅中心部から、前記サンプルを採取する。
第３部位（中央部）における残留オーステナイトの体積率：１２％以上
本発明では、十分な延性を確保するために、第３部位の残留オーステナイトの体積率を１２％以上にする必要がある。好ましくは１４％以上である。なお、本発明において、第３部位の残留オーステナイトの体積率の上限は、特に制限されないが、延性向上への効果が小さいＣやＭｎなどの、成分濃化が希薄で不安定な残留オーステナイトが増加するため、５０％程度とするのが好ましい。
本発明では、十分な延性を確保するために、第３部位の残留オーステナイトの体積率を１２％以上にする必要がある。好ましくは１４％以上である。なお、本発明において、第３部位の残留オーステナイトの体積率の上限は、特に制限されないが、延性向上への効果が小さいＣやＭｎなどの、成分濃化が希薄で不安定な残留オーステナイトが増加するため、５０％程度とするのが好ましい。
組織ばらつきの指標（Ｂ）
残留オーステナイトの体積率比（内巻部／外巻部）：０．７５〜１．００
さらに、残留オーステナイトの体積率について、第１部位（内巻部）／第２部位（外巻部）の比は０．７５から１．００の間に制御することが肝要であり、これにより、コイル全長にわたって特性のばらつきのない、歩留りの高い鋼帯を得ることができる。
残留オーステナイトの体積率比（内巻部／外巻部）：０．７５〜１．００
さらに、残留オーステナイトの体積率について、第１部位（内巻部）／第２部位（外巻部）の比は０．７５から１．００の間に制御することが肝要であり、これにより、コイル全長にわたって特性のばらつきのない、歩留りの高い鋼帯を得ることができる。
ここに、残留オーステナイトの体積率は、後述の所定位置から採取したサンプルを板厚方向の１／４面（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する面）まで研磨し、この板厚１／４面の回折Ｘ線強度を測定することにより求める。入射Ｘ線にはＭｏＫα線を使用し、残留オーステナイトの｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝面のピークの積分強度の、フェライトの｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝面のピークの積分強度に対する、１２通り全ての組み合わせの強度比を求め、これらの平均値を残留オーステナイトの体積率とする。第３部位（中央部）の残留オーステナイトの体積率を求める際には、中央部を代表して、圧延方向に関しては鋼帯の先端部と尾端部の中間位置、板幅方向に関しては板幅中心部から前記サンプルを採取する。第１部位（内巻部）および第２部位（外巻部）の残留オーステナイトの体積率を求める際には、各部位を代表して、圧延方向に関しては、鋼帯の第１部位側の端部および第２部位側の端部から各々１００ｍの位置、板幅方向に関しては板幅中心部から、前記サンプルを採取する。
第３部位（中央部）におけるポリゴナルフェライトの平均結晶粒径：４．０μｍ以下
ポリゴナルフェライトの結晶粒の微細化は、ＹＰやＴＳの向上に寄与する。そのため、高いＹＰおよび高いＹＲと、所望のＴＳを確保するためには、第３部位のポリゴナルフェライトの平均結晶粒径を４．０μｍ以下にする必要がある。好ましくは、３．０μｍ以下とする。なお、本発明において、第３部位のポリゴナルフェライトの平均結晶粒径の下限は、特に制限されないが、工業的には、０．２μｍ程度とするのが好ましい。なお、本発明では、第３部位のみならず、第１部位（内巻部）及び第２部位（外巻部）のポリゴナルフェライトの平均結晶粒径も、４．０μｍ以下であることが好ましく、３．０μｍ以下であることがより好ましく、０．２μｍ程度以上であることがより好ましい。
ポリゴナルフェライトの結晶粒の微細化は、ＹＰやＴＳの向上に寄与する。そのため、高いＹＰおよび高いＹＲと、所望のＴＳを確保するためには、第３部位のポリゴナルフェライトの平均結晶粒径を４．０μｍ以下にする必要がある。好ましくは、３．０μｍ以下とする。なお、本発明において、第３部位のポリゴナルフェライトの平均結晶粒径の下限は、特に制限されないが、工業的には、０．２μｍ程度とするのが好ましい。なお、本発明では、第３部位のみならず、第１部位（内巻部）及び第２部位（外巻部）のポリゴナルフェライトの平均結晶粒径も、４．０μｍ以下であることが好ましく、３．０μｍ以下であることがより好ましく、０．２μｍ程度以上であることがより好ましい。
組織ばらつきの指標（Ｃ）
ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径比（内巻部／外巻部）：１．００〜１．５０
また、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径について、第１部位（内巻部）／第２部位（外巻部）の比は、１．００から１．５０の間に制御する必要があり、これにより、コイル全長にわたって特性のばらつきのない、歩留りの高い鋼帯を得ることができる。
ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径比（内巻部／外巻部）：１．００〜１．５０
また、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径について、第１部位（内巻部）／第２部位（外巻部）の比は、１．００から１．５０の間に制御する必要があり、これにより、コイル全長にわたって特性のばらつきのない、歩留りの高い鋼帯を得ることができる。
第３部位（中央部）におけるマルテンサイトの平均結晶粒径：２．０μｍ以下
マルテンサイトの結晶粒の微細化は、曲げ性と伸びフランジ性（穴広げ性）の向上に寄与する。そのため、高曲げ性、高伸びフランジ性（高穴広げ性）を確保するために、第３部位のマルテンサイトの平均結晶粒径を２．０μｍ以下に抑制する必要がある。好ましくは、１．５μｍ以下である。なお、本発明において、第３部位のマルテンサイトの平均結晶粒径の下限は、特に制限されないが、工業的には、０．０５μｍ程度とするのが好ましい。
マルテンサイトの結晶粒の微細化は、曲げ性と伸びフランジ性（穴広げ性）の向上に寄与する。そのため、高曲げ性、高伸びフランジ性（高穴広げ性）を確保するために、第３部位のマルテンサイトの平均結晶粒径を２．０μｍ以下に抑制する必要がある。好ましくは、１．５μｍ以下である。なお、本発明において、第３部位のマルテンサイトの平均結晶粒径の下限は、特に制限されないが、工業的には、０．０５μｍ程度とするのが好ましい。
第３部位（中央部）における残留オーステナイトの平均結晶粒径：２．０μｍ以下
残留オーステナイトの結晶粒の微細化は、延性の向上や曲げ性と伸びフランジ性（穴広げ性）の向上に寄与する。そのため、良好な延性、曲げ性、伸びフランジ性（穴広げ性）を確保するためには、第３部位の残留オーステナイトの平均結晶粒径を２．０μｍ以下にする必要がある。好ましくは、１．５μｍ以下である。なお、本発明において、第３部位の残留オーステナイトの平均結晶粒径の下限は、特に制限されないが、工業的には、０．０５μｍ程度とするのが好ましい。
残留オーステナイトの結晶粒の微細化は、延性の向上や曲げ性と伸びフランジ性（穴広げ性）の向上に寄与する。そのため、良好な延性、曲げ性、伸びフランジ性（穴広げ性）を確保するためには、第３部位の残留オーステナイトの平均結晶粒径を２．０μｍ以下にする必要がある。好ましくは、１．５μｍ以下である。なお、本発明において、第３部位の残留オーステナイトの平均結晶粒径の下限は、特に制限されないが、工業的には、０．０５μｍ程度とするのが好ましい。
また、ポリゴナルフェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの平均結晶粒径は、以下のようにして求めることができる。すなわち、後述の所定位置からサンプルを採取し、当該サンプルの圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）の板厚１／４位置を以下の観察に供する。上述のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて、５０μｍ×４０μｍの１視野で、ポリゴナルフェライト粒、マルテンサイト粒および残留オーステナイト粒の各々の面積を求め、円相当直径を算出し、当該視野内の各粒子の粒径を平均して求める。なお、マルテンサイトと残留オーステナイトは、ＥＢＳＤのＰｈａｓｅ Ｍａｐで識別する。なお、本発明において、上記平均結晶粒径を求める場合には、いずれも０．０１μｍ以上の粒径のものを測定する。０．０１μｍ未満のものは、本発明に影響を与えないためである。第３部位（中央部）の各相の平均結晶粒径を求める際には、中央部を代表して、圧延方向に関しては鋼帯の先端部と尾端部の中間位置、板幅方向に関しては板幅中心部から前記サンプルを採取する。第１部位（内巻部）および第２部位（外巻部）のポリゴナルフェライトの平均結晶粒径を求める際には、各部位を代表して、圧延方向に関しては、鋼帯の第１部位側の端部および第２部位側の端部から各々１００ｍの位置、板幅方向に関しては板幅中心部から、前記サンプルを採取する。
第３部位（中央部）における、残留オーステナイト中のＭｎ量（質量％）をポリゴナルフェライト中のＭｎ量（質量％）で除した値：２．００以上
第３部位において、残留オーステナイト中のＭｎ量（質量％）をポリゴナルフェライト中のＭｎ量（質量％）で除した値を２．００以上とすることは、本発明において極めて重要である。というのは、良好な延性を確保するためには、Ｍｎが濃化した安定な残留オーステナイトを多くする必要があるからである。なお、本発明において、残留オーステナイト中のＭｎ量（質量％）をポリゴナルフェライト中のＭｎ量（質量％）で除した値の上限は、制限されないが、伸びフランジ性を確保する観点から、１６．０程度とするのが好ましい。
第３部位において、残留オーステナイト中のＭｎ量（質量％）をポリゴナルフェライト中のＭｎ量（質量％）で除した値を２．００以上とすることは、本発明において極めて重要である。というのは、良好な延性を確保するためには、Ｍｎが濃化した安定な残留オーステナイトを多くする必要があるからである。なお、本発明において、残留オーステナイト中のＭｎ量（質量％）をポリゴナルフェライト中のＭｎ量（質量％）で除した値の上限は、制限されないが、伸びフランジ性を確保する観点から、１６．０程度とするのが好ましい。
残留オーステナイト中のＭｎ量（質量％）とポリゴナルフェライト中のＭｎ量（質量％）は、以下のようにして、求めることができる。すなわち、第３部位（中央部）を代表して、圧延方向に関しては鋼帯の先端部と尾端部の中間位置、板幅方向に関しては板幅中心部からサンプルを採取し、当該サンプルをＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ；電子プローブマイクロアナライザ）の観察に供し、板厚１／４位置における圧延方向断面の各相へのＭｎの分布状態を定量化する。ついで、３０個の残留オーステナイト粒と３０個のフェライト粒のＭｎ量を分析する。そしてその分析の結果から求められるＭｎ量を平均して求めることができる。
ここで、本発明のミクロ組織には、上述した、ポリゴナルフェライトやマルテンサイト等以外に、グラニュラーフェライト、アシキュラーフェライト、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイト、パーライトおよびセメンタイト等の鉄鋼板に通常認められる炭化物(パーライト中のセメンタイトを除く)がある。これらの組織が、面積率で１０％以下の範囲であれば、含まれていても本発明の効果が損なわれることはない。
また、本発明では、ｈｃｐ構造を有するε相が面積率で２％以上含まれることが好ましい。ここで、ｈｃｐ構造を有するε相を多量に含む鋼には脆化の危険性がある。しかしながら、本発明のように、適量のｈｃｐ構造を有するε相をフェライトおよび未再結晶フェライトの粒界および粒内に微細分散させると、良好な強度と延性のバランスを確保しつつ、優れた制振性能を示す。
なお、ｈｃｐ構造を有するε相とマルテンサイトと残留オーステナイトは、ＥＢＳＤのＰｈａｓｅ Ｍａｐを用いて識別することができる。また、本発明において、ε相の面積率の上限は、制限されないが、脆化の懸念があるため、３５％程度とするのが好ましい。上記した要件を満足することによって、延性向上の主要因である加工誘起変態（ＴＲＩＰ）現象を、鋼板の加工終盤まで断続的に発現させることができ、いわゆる安定な残留オーステナイトの生成を達成することができる。
（製造条件）
本発明の高強度鋼帯の製造方法は、上記成分組成を有する鋼スラブを加熱する工程と、前記鋼スラブを熱間圧延して熱延板を得る工程と、前記熱延板を巻き取って熱延板コイルとする工程と、次いで、前記熱延板コイルの熱延板に酸洗を施してスケールを除去する工程と、前記熱延板コイルをバッチ式加熱炉で加熱処理して、熱延焼鈍板コイルとする熱延板焼鈍工程と、その後、前記熱延焼鈍板コイルの熱延焼鈍板を冷間圧延して冷延板を得る工程と、その後、前記冷延板に冷延板焼鈍を施して高強度鋼帯を得る工程と、を有する。以下、製造条件とその限定理由について説明する。
本発明の高強度鋼帯の製造方法は、上記成分組成を有する鋼スラブを加熱する工程と、前記鋼スラブを熱間圧延して熱延板を得る工程と、前記熱延板を巻き取って熱延板コイルとする工程と、次いで、前記熱延板コイルの熱延板に酸洗を施してスケールを除去する工程と、前記熱延板コイルをバッチ式加熱炉で加熱処理して、熱延焼鈍板コイルとする熱延板焼鈍工程と、その後、前記熱延焼鈍板コイルの熱延焼鈍板を冷間圧延して冷延板を得る工程と、その後、前記冷延板に冷延板焼鈍を施して高強度鋼帯を得る工程と、を有する。以下、製造条件とその限定理由について説明する。
鋼スラブの加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下
鋼スラブ（または単にスラブという）の加熱段階で存在している析出物は、最終的に得られる鋼板内では粗大な析出物として存在し、強度に寄与しない。このため、鋳造時に析出したＴｉ、Ｎｂ系析出物は、再溶解させる必要がある。ここで、鋼スラブの加熱温度が１１００℃未満では、炭化物の十分な固溶が困難なだけでなく、圧延荷重の増大による熱間圧延時のトラブル発生の危険が増大するなどの問題が生じる。そのため、鋼スラブの加熱温度は１１００℃以上にする必要がある。また、スラブ表層の気泡、偏析などの欠陥をスケールオフし、鋼板表面の亀裂や凹凸を減少して平滑な鋼板表面を達成する観点からも、鋼スラブの加熱温度は１１００℃以上にする必要がある。一方、鋼スラブの加熱温度が１３００℃超では、酸化量の増加に伴ってスケールロスが増大する。そのため、鋼スラブの加熱温度は１３００℃以下にする必要がある。従って、スラブの加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下にする必要がある。好ましくは、１１５０℃以上１２５０℃以下の範囲である。
鋼スラブ（または単にスラブという）の加熱段階で存在している析出物は、最終的に得られる鋼板内では粗大な析出物として存在し、強度に寄与しない。このため、鋳造時に析出したＴｉ、Ｎｂ系析出物は、再溶解させる必要がある。ここで、鋼スラブの加熱温度が１１００℃未満では、炭化物の十分な固溶が困難なだけでなく、圧延荷重の増大による熱間圧延時のトラブル発生の危険が増大するなどの問題が生じる。そのため、鋼スラブの加熱温度は１１００℃以上にする必要がある。また、スラブ表層の気泡、偏析などの欠陥をスケールオフし、鋼板表面の亀裂や凹凸を減少して平滑な鋼板表面を達成する観点からも、鋼スラブの加熱温度は１１００℃以上にする必要がある。一方、鋼スラブの加熱温度が１３００℃超では、酸化量の増加に伴ってスケールロスが増大する。そのため、鋼スラブの加熱温度は１３００℃以下にする必要がある。従って、スラブの加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下にする必要がある。好ましくは、１１５０℃以上１２５０℃以下の範囲である。
鋼スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法や薄スラブ鋳造法などにより製造することも可能である。また、本発明では、鋼スラブを製造した後、一旦室温まで冷却し、その後、再度加熱する従来法を用いることができる。さらに、本発明では、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいはわずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用することができる。なお、鋼スラブは、通常の条件で粗圧延によりシートバーとされるが、加熱温度を低目にした場合は、熱間圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーターなどを用いてシートバーをさらに加熱することが好ましい。
熱間圧延の仕上げ圧延出側温度：７５０℃以上１０００℃以下
加熱後の鋼スラブは、粗圧延および仕上げ圧延によって熱間圧延され熱延板となる。このとき、仕上げ温度が１０００℃を超えると、酸化物（スケール）の生成量が急激に増大し、地鉄と酸化物の界面が荒れて、酸洗、冷間圧延を施した後の、鋼板の表面品質が劣化する傾向にある。また、酸洗後に熱延スケールの取れ残りなどが一部に存在すると、鋼板の延性や伸びフランジ性に悪影響を及ぼす。さらには、結晶粒径が過度に粗大となって、加工時にプレス品の表面荒れを生じる場合がある。一方、仕上げ温度が７５０℃未満では、圧延荷重が増大し、オーステナイトが未再結晶状態での圧下率が高くなる。その結果、鋼板に異常な集合組織が発達し、最終製品における面内異方性が顕著となって、材質の均一性(材質安定性)が損なわれるだけでなく、鋼板の延性そのものも低下する。従って、本発明は、熱間圧延の仕上げ圧延出側温度を、７５０℃以上１０００℃以下にする必要がある。好ましくは８００℃以上９５０℃以下の範囲である。
加熱後の鋼スラブは、粗圧延および仕上げ圧延によって熱間圧延され熱延板となる。このとき、仕上げ温度が１０００℃を超えると、酸化物（スケール）の生成量が急激に増大し、地鉄と酸化物の界面が荒れて、酸洗、冷間圧延を施した後の、鋼板の表面品質が劣化する傾向にある。また、酸洗後に熱延スケールの取れ残りなどが一部に存在すると、鋼板の延性や伸びフランジ性に悪影響を及ぼす。さらには、結晶粒径が過度に粗大となって、加工時にプレス品の表面荒れを生じる場合がある。一方、仕上げ温度が７５０℃未満では、圧延荷重が増大し、オーステナイトが未再結晶状態での圧下率が高くなる。その結果、鋼板に異常な集合組織が発達し、最終製品における面内異方性が顕著となって、材質の均一性(材質安定性)が損なわれるだけでなく、鋼板の延性そのものも低下する。従って、本発明は、熱間圧延の仕上げ圧延出側温度を、７５０℃以上１０００℃以下にする必要がある。好ましくは８００℃以上９５０℃以下の範囲である。
巻き取り温度：３００℃以上７５０℃以下
巻き取り温度とは、熱間圧延後の熱間圧延コイル全長の巻き取り温度の平均値である。熱間圧延後の巻き取り温度が７５０℃を超えると、熱延板組織のフェライトの結晶粒径が大きくなって、所望の強度確保が困難となる。一方、熱間圧延後の巻き取り温度が３００℃未満では、熱延板強度が上昇して、冷間圧延における圧延負荷が増大したり、板形状の不良が発生したりするため、生産性が低下する。従って、熱間圧延後の巻き取り温度は３００℃以上７５０℃以下にする必要がある。好ましくは４００℃以上６５０℃以下の範囲である。
巻き取り温度とは、熱間圧延後の熱間圧延コイル全長の巻き取り温度の平均値である。熱間圧延後の巻き取り温度が７５０℃を超えると、熱延板組織のフェライトの結晶粒径が大きくなって、所望の強度確保が困難となる。一方、熱間圧延後の巻き取り温度が３００℃未満では、熱延板強度が上昇して、冷間圧延における圧延負荷が増大したり、板形状の不良が発生したりするため、生産性が低下する。従って、熱間圧延後の巻き取り温度は３００℃以上７５０℃以下にする必要がある。好ましくは４００℃以上６５０℃以下の範囲である。
なお、本発明では、熱延時に、粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行っても良い。また、粗圧延板を一旦巻き取っても構わない。さらに、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上げ圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延時の摩擦係数は、０．１０以上０．２５以下とすることが好ましい。
かかる工程を経て製造した熱延板コイルの熱延板に、酸洗を行う。酸洗は、鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、最終製品の高強度鋼板の良好な化成処理性やめっき品質の確保のために重要である。また、酸洗は、一回で行っても良いし、複数回に分けて行っても良い。
熱延板焼鈍：熱延板コイルの外巻部を（Ａｃ1変態点＋２０℃）以上（Ａｃ1変態点＋１２０℃）以下の所定温度で、２１６００ｓ超１２９６００ｓ以下保持
本発明では、熱延板コイルの焼鈍をバッチ式加熱炉を用いて行うが、その際、熱延板コイルの外巻部を（Ａｃ1変態点＋２０℃）以上（Ａｃ1変態点＋１２０℃）以下の所定温度で、２１６００ｓ超１２９６００ｓ以下の時間保持することは、本発明において、極めて重要である。熱延板焼鈍の焼鈍温度が、（Ａｃ1変態点＋２０℃）未満や、（Ａｃ1変態点＋１２０℃）超えの場合、また保持時間が２１６００ｓ未満の場合には、いずれも鋼帯の特に先端部においてオーステナイト中へのＭｎの濃化が進行せずに、最終焼鈍後に十分な残留オーステナイトの体積率の確保が困難となって、延性が低下する。一方、１２９６００ｓを超えて保持すると、オーステナイト中へのＭｎの濃化が飽和して組織が粗大化してしまうだけでなく、コストアップの要因にもなる。したがって、熱延板コイルの焼鈍は、熱延板コイルの外巻部を（Ａｃ1変態点＋２０℃）以上（Ａｃ1変態点＋１２０℃）以下の所定温度で、２１６００ｓ超１２９６００ｓ以下の時間保持するものとする。保持時間は、好ましくは２５０００ｓ以上である。
本発明では、熱延板コイルの焼鈍をバッチ式加熱炉を用いて行うが、その際、熱延板コイルの外巻部を（Ａｃ1変態点＋２０℃）以上（Ａｃ1変態点＋１２０℃）以下の所定温度で、２１６００ｓ超１２９６００ｓ以下の時間保持することは、本発明において、極めて重要である。熱延板焼鈍の焼鈍温度が、（Ａｃ1変態点＋２０℃）未満や、（Ａｃ1変態点＋１２０℃）超えの場合、また保持時間が２１６００ｓ未満の場合には、いずれも鋼帯の特に先端部においてオーステナイト中へのＭｎの濃化が進行せずに、最終焼鈍後に十分な残留オーステナイトの体積率の確保が困難となって、延性が低下する。一方、１２９６００ｓを超えて保持すると、オーステナイト中へのＭｎの濃化が飽和して組織が粗大化してしまうだけでなく、コストアップの要因にもなる。したがって、熱延板コイルの焼鈍は、熱延板コイルの外巻部を（Ａｃ1変態点＋２０℃）以上（Ａｃ1変態点＋１２０℃）以下の所定温度で、２１６００ｓ超１２９６００ｓ以下の時間保持するものとする。保持時間は、好ましくは２５０００ｓ以上である。
なお、上記の熱処理後、室温まで冷却する。その際の冷却方法および冷却速度は特に規定されないが、バッチ焼鈍における炉冷または空冷とすることが好ましい。
冷間圧延の圧下率：５０％以下
本発明の冷間圧延では、圧下率を５０％以下とする。５０％を超える圧下率で冷間圧延を施すと、熱処理時に粗大なポリゴナルフェライトが生成する。その結果、鋼板中に軟質相が得られ、強度−延性バランスが低下する。また、鋼板の曲げ性と伸びフランジ性（穴広げ性）も低下する。なお、冷間圧延における圧下率は３０％以上とすることが好ましい。
本発明の冷間圧延では、圧下率を５０％以下とする。５０％を超える圧下率で冷間圧延を施すと、熱処理時に粗大なポリゴナルフェライトが生成する。その結果、鋼板中に軟質相が得られ、強度−延性バランスが低下する。また、鋼板の曲げ性と伸びフランジ性（穴広げ性）も低下する。なお、冷間圧延における圧下率は３０％以上とすることが好ましい。
冷延板焼鈍：冷延板をＡｃ1変態点以上、（Ａｃ1変態点＋１００℃）以下の所定温度で、２０〜９００ｓ間保持
冷延板の焼鈍に際し、冷延板をＡｃ1変態点以上、（Ａｃ1変態点＋１００℃）以下の温度域で、２０〜９００ｓ保持することは、本発明において極めて重要である。冷延板の焼鈍温度が、Ａｃ1変態点未満や（Ａｃ1変態点＋１００℃）超えの場合、また保持時間が２０ｓ未満の場合には、いずれもオーステナイト中へのＭｎの濃化が進行せず、十分な残留オーステナイトの体積率の確保が困難となって、延性が低下する。一方、９００ｓを超えて保持する場合には、未再結晶フェライトの面積率が低下して、フェライトと硬質第２相（マルテンサイトおよび残留オーステナイト）の異相界面量が増加し、ＹＰが低下すると共に、ＹＲも低下する。
冷延板の焼鈍に際し、冷延板をＡｃ1変態点以上、（Ａｃ1変態点＋１００℃）以下の温度域で、２０〜９００ｓ保持することは、本発明において極めて重要である。冷延板の焼鈍温度が、Ａｃ1変態点未満や（Ａｃ1変態点＋１００℃）超えの場合、また保持時間が２０ｓ未満の場合には、いずれもオーステナイト中へのＭｎの濃化が進行せず、十分な残留オーステナイトの体積率の確保が困難となって、延性が低下する。一方、９００ｓを超えて保持する場合には、未再結晶フェライトの面積率が低下して、フェライトと硬質第２相（マルテンサイトおよび残留オーステナイト）の異相界面量が増加し、ＹＰが低下すると共に、ＹＲも低下する。
表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を、転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。得られたスラブを、表２に示す種々の条件で処理して冷延鋼帯（ＣＲ）を得た。また、一部の冷延鋼板に対しては、さらに亜鉛めっき処理を施した。なお、溶融亜鉛めっき浴として、溶融亜鉛めっき鋼帯（ＧＩ）では、Ａｌ：０．１９質量％含有亜鉛浴を、また合金化溶融亜鉛めっき鋼帯（ＧＡ）では、Ａｌ：０．１４質量％含有亜鉛浴を使用した。いずれも、浴温は４６５℃、めっき付着量は片面あたり４５ｇ/ｍ2（両面めっき）とした。さらにＧＡでは、めっき層中のＦｅ濃度を９質量％以上１２質量％以下になるように調整した。
かくして得られた鋼帯の、第３部位（中央部）におけるミクロ組織および各相の平均結晶粒径について調べた結果を表３に、また第１部位（内巻部）および第２部位（外巻部）におけるミクロ組織および各相の平均結晶粒径について調べた結果を表４に示す。さらに、第３部位（中央部）における鋼帯の引張特性、穴広げ性について調査した結果を表５に示す。なお、表５には、鋼帯の表面性状および生産性（通板性）について調べた結果も併記する。また、第１部位（内巻部）および第２部位（外巻部）における鋼帯の引張特性と穴広げ性について調べた結果を表６に示す。
なお、Ａｃ1変態点は以下の式を用いて求めた。
Ａｃ1変態点（℃）
＝７５１−１６×（％Ｃ）＋１１×（％Ｓｉ）−２８×（％Ｍｎ）−５．５×（％Ｃｕ）−１６×（％Ｎｉ）＋１３×（％Ｃｒ）＋３．４×（％Ｍｏ）
ここで、（％Ｃ）、（％Ｓｉ）、（％Ｍｎ）、（％Ｎｉ）、（％Ｃｕ）、（％Ｃｒ）および（％Ｍｏ）は、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）である。
Ａｃ1変態点（℃）
＝７５１−１６×（％Ｃ）＋１１×（％Ｓｉ）−２８×（％Ｍｎ）−５．５×（％Ｃｕ）−１６×（％Ｎｉ）＋１３×（％Ｃｒ）＋３．４×（％Ｍｏ）
ここで、（％Ｃ）、（％Ｓｉ）、（％Ｍｎ）、（％Ｎｉ）、（％Ｃｕ）、（％Ｃｒ）および（％Ｍｏ）は、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）である。
引張試験は、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるようにサンプルを採取したＪＩＳ ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１年）に準拠して行い、ＹＰ、ＹＲ、ＴＳおよびＥＬを測定した。なお、ＹＲは、ＹＰをＴＳで除して、百分率で表した値である。なお、本発明では、ＹＲ≧６８％で、かつＴＳ×ＥＬ≧２２０００ＭＰａ・％であり、さらに、ＴＳ：９８０ＭＰａ級ではＥＬ≧２６％、ＴＳ：１１８０ＭＰａ級ではＥＬ≧２２％、ＴＳ：１４７０ＭＰａ級ではＥＬ≧１８％の場合をそれぞれ良好と判断した。なお、本実施例で、ＴＳ：９８０ＭＰａ級は、ＴＳが９８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満の鋼板であり、ＴＳ：１１８０ＭＰａ級は、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上１４７０ＭＰａ未満の鋼板であり、ＴＳ：１４７０ＭＰａ級は、ＴＳが１４７０ＭＰａ以上１７６０ＭＰａ未満の鋼板である。
穴広げ性は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６（２０１０年）に準拠して行った。得られた各鋼板を１００ｍｍ×１００ｍｍに切断後、クリアランス１２％±１％で直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた。ついで、内径７５ｍｍのダイスを用いてしわ押さえ力９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）で抑えた状態で、６０°円錐のポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定した。さらに、下記の式から、限界穴広げ率λ（％）を求めて、この限界穴広げ率の値から穴広げ性を評価した。
限界穴広げ率λ（％）＝｛（Ｄf−Ｄ0）／Ｄ0｝×１００
ただし、Ｄfは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ0は初期穴径（ｍｍ）である。なお、本発明では、ＴＳ：９８０ＭＰａ級ではλ≧２０％、ＴＳ：１１８０ＭＰａ級ではλ≧１５％、ＴＳ：１４７０ＭＰａ級ではλ≧１０％の場合をそれぞれ良好と判断した。
限界穴広げ率λ（％）＝｛（Ｄf−Ｄ0）／Ｄ0｝×１００
ただし、Ｄfは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ0は初期穴径（ｍｍ）である。なお、本発明では、ＴＳ：９８０ＭＰａ級ではλ≧２０％、ＴＳ：１１８０ＭＰａ級ではλ≧１５％、ＴＳ：１４７０ＭＰａ級ではλ≧１０％の場合をそれぞれ良好と判断した。
鋼帯の評価として、熱間圧延および冷間圧延時の通板性、最終焼鈍板の表面性状、ならびに生産性について評価した。
熱間圧延および冷間圧延時の通板性は、圧延荷重の増大によって、圧延時のトラブル発生の危険が増大する場合を不良と判断した。評価結果を表５に示す。
最終焼鈍板の表面性状は、スラブ表層の気泡、偏析などの欠陥をスケールオフできずに、鋼板表面の亀裂、凹凸が増大し、平滑な鋼板表面が得られない場合を不良と判断した。また、最終焼鈍板の表面性状は、酸化物（スケール）の生成量が急激に増大し、地鉄と酸化物の界面が荒れ、酸洗、冷間圧延後の表面品質が劣化する場合や酸洗後に熱延スケールの取れ残りなどが一部に存在する場合も不良と判断した。評価結果を表５に示す。
生産性は、（１）熱延板の形状不良が発生し、（２）次工程に進むために熱延板の形状矯正が必要であるときや、（３）焼鈍処理の保持時間が長いとき、などのリードタイムコストを評価した。そして、（１）〜（３）のいずれにも該当しない場合を「良好」、（１）〜（３）のいずれかに該当する場合を「不良」と判断した。測定結果を表５に併記する。
以上の結果から、本発明に従うことで、コイル全長にわたって、ＴＳ≧９８０ＭＰａ、ＹＲ≧６８％、ＴＳ×ＥＬ≧２２０００ＭＰａ・％の成形性に優れた高強度鋼帯が得られていることが分かる。一方、比較例では、ＹＲ、ＴＳ、ＥＬおよびλのうち少なくとも一の特性が劣っているか、コイル先端部または尾端部での特性の劣化が見られた。
本発明によれば、熱延板コイルの加熱を、バッチ式加熱炉を用いて行う場合であっても、コイル全長にわたって、ＴＳ≧９８０ＭＰａ、ＹＲ≧６８％、かつＴＳ×ＥＬ≧２２０００ＭＰａ・％の成形性に優れた高強度鋼帯を安定して製造できる。従って、本発明の高強度鋼帯を、例えば、自動車構造部材に適用することで、車体軽量化による燃費改善を図ることができ、産業上の利用価値は極めて大きい。
Claims (2)
- 質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上３．００％以下、Ｍｎ：４．２０％超６．００％以下、Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下、Ｎ：０．０００５％以上０．０１００％以下、Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下およびＴｉ：０．００５％以上０．２００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを、１１００℃以上１３００℃以下に加熱する工程と、
前記鋼スラブを、仕上げ圧延出側温度７５０℃以上１０００℃以下で熱間圧延して熱延板を得る工程と、
前記熱延板を、巻き取り温度３００℃以上７５０℃以下で巻き取って熱延板コイルとする工程と、
次いで、前記熱延板コイルの熱延板に酸洗を施してスケールを除去する工程と、
前記熱延板コイルをバッチ式加熱炉で加熱処理して、熱延焼鈍板コイルとする熱延板焼鈍工程と、
その後、前記熱延焼鈍板コイルの熱延焼鈍板を圧下率５０％以下で冷間圧延して冷延板を得る工程と、
その後、前記冷延板を、Ａｃ1変態点以上、（Ａｃ1変態点＋１００℃）以下の所定温度で２０ｓ以上９００ｓ以下保持して、その後冷却する冷延板焼鈍を行って高強度鋼帯を得る工程と、
を有する高強度鋼帯の製造方法において、
前記熱延板焼鈍工程は、前記熱延板コイルの外巻部を（Ａｃ1変態点＋２０℃）以上、（Ａｃ1変態点＋１２０℃）以下の所定温度で２１６００ｓ超１２９６００ｓ以下保持する条件で行い、
前記高強度鋼帯の長手方向に関して、前記熱延焼鈍板コイルの内巻部であった部位を第１部位、前記熱延焼鈍板コイルの外巻部であった部位を第２部位、前記熱延焼鈍板コイルの中央部であった部位を第３部位として、
前記第３部位の鋼組織は、面積率で、ポリゴナルフェライト：１５％以上５５％以下、未再結晶フェライト：８％以上、マルテンサイト：１５％以上３０％以下、体積率で、残留オーステナイト：１２％以上を含有し、
かつ、前記第１部位のポリゴナルフェライトの面積率／前記第２部位のポリゴナルフェライトの面積率が１．００〜１．５０、前記第１部位の残留オーステナイトの体積率／前記第２部位の残留オーステナイトの体積率が０．７５〜１．００であり、
また、前記第３部位は、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径：４．０μｍ以下、マルテンサイトの平均結晶粒径：２．０μｍ以下、残留オーステナイトの平均結晶粒径：２．０μｍ以下であって、
かつ、前記第１部位のポリゴナルフェライトの平均結晶粒径／前記第２部位のポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が１．００〜１．５０であり、
さらに、前記第３部位において、残留オーステナイト中のＭｎ量（質量％）をポリゴナルフェライト中のＭｎ量（質量％）で除した値が２．００以上であることを特徴とする、高強度鋼帯の製造方法。 - 前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５％以上０．２００％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下、Ｎｉ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｃｒ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５００％以下、Ｍｏ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｃｕ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｓｎ：０．００２％以上０．２００％以下、Ｓｂ：０．００２％以上０．２００％以下、Ｔａ：０．００１％以上０．０１０％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下およびＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼帯の製造方法。
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