JP5030200B2 - 伸び、伸びフランジ性および溶接性に優れた高強度鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、例えば９８０ＭＰａ級以上の引張強度を有すると共に、伸び、伸びフランジ性およびスポット溶接性が良好で耐遅れ破壊特性にも優れ、自動車用構造部材（ピラー、メンバー、リンフォース類などのボディー骨格部材、バンパー、ドアガードバー、シート部品、足回り部品その他の強化部材）などとして有用な高強度鋼板に関するものである。

近年、自動車などの車体重量の軽量化による燃費の軽減や、衝突時の安全性確保などを目的として高強度鋼板の需要はますます増大している。それに伴って、鋼板の引張強度に対する要望も、従来の５９０ＭＰａ級から９８０ＭＰａ級以上が求められる様になっている。しかし、９８０ＭＰａ級以上の高強度鋼板になると成形性の低下が避けられず、複雑形状の部品には適用し難いため用途面の制約があった。特に複雑な形状にプレス加工される用途では、伸びと伸びフランジ性の両方を兼備した高強度鋼板の提供が求められている。

ところで、優れた伸びを示す高強度鋼板としては、金属組織として残留オーステナイトを含む種々の鋼板が実用化されている。

例えば、非特許文献１には、金属組織をベイニティックフェライト主体でラス状残留オーステナイトを有する複合組織とすることで、高強度を確保しつつ穴拡げ性（即ち、伸びフランジ性）を高めた鋼板が開示されている。しかしこの鋼板は、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ級以上になると、強度（ＴＳ）・延性（Ｅｌ）の指標となるＴＳ×Ｅｌでせいぜい９０００〜１０３００を示すに止まり、満足し得るものとはいえない。

また、連続焼鈍炉を用いた実操業の量産ラインでの最高加熱温度は９００℃程度、加熱時間は５分以下とされているが、この文献に開示されている製造条件では、９５０℃で１２００秒の焼鈍の後、ソルトバスで３５０〜４００℃まで冷却することを求めており、実操業にそぐわない。

また特許文献１には、母相をベイニティックフェライト主体の組織とし、３％以上の残留オーステナイトを含有させることで、９８０ＭＰａ級以上の引張強度を確保しつつ伸び（Ｅｌ）で２０％程度、伸びフランジ性（λ）で５５％レベルを得ている。しかしこの技術では、高価な合金元素であるＭｏやＮｉ，Ｃｕなどの添加が不可欠であり、コスト的に改善の余地を残している。

更に特許文献２には、母相組織を焼戻しベイナイト主体とすることで全伸びと伸びフランジ性を高めた鋼板が開示されている。しかしこの鋼種は、引張強度で９００ＭＰａ級以下を中心に検討されているため、９８０ＭＰａ級以上で特に問題となる遅れ破壊については十分考慮されていない。
ISIJ International,Vol.40(2000),No.9.p920-926 特開２００４−３３２０９９号公報 特開２００２−３０９３３号公報

本発明は上記の様な従来技術に鑑みてなされたものであり、その目的は、Ｍｏ，Ｎｉ，Ｃｕといった高価な合金元素を添加することなく、自動車用構造部品などとして有用な９８０ＭＰａ級の引張強度を有し、且つ優れた伸び（Ｅｌ）と伸びフランジ性（λ）を有する他、スポット溶接性や耐遅れ破壊性にも優れた高強度鋼板を提供することにある。

上記課題を解決することのできた本発明の高強度鋼板とは、化学成分が、Ｃ：０．１２〜０．２５％、Ｓｉ：１．０〜３．０％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．４％以下（０％を含まない）を満足し、残部が鉄および不可避不純物よりなる鋼からなり、上記ＳｉとＣの含有比率（Ｓｉ／Ｃ）が質量比で７〜１４の範囲であり、且つ、縦断面のミクロ組織が、全組織に対する占積率で、
１）ベイニティックフェライト：５０％以上、
２）ラス状残留オーステナイト：３％以上、
３）ブロック状残留オーステナイト：１％以上〜１／２×ラス状残留オーステナイト占積率、を満たし、且つ
４）ブロック状第２相の平均サイズが１０μｍ以下
であり、伸び、伸びフランジ性および溶接性に優れた高強度鋼板である。

本発明に係る上記鋼板には、他の元素として、
Ｔｉ：０．１５％以下（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）、
よりなる群から選択される少なくとも１種が含まれていてもよく、あるいは更に
Ｃａ：３０ｐｐｍ以下（０％を含まない）および／またはＲＥＭ：３０ｐｐｍ以下（０％を含まない）が含まれていてもよい。

本発明の高強度鋼板は、その優れた強度をより有効に生かすため、引張強さで９８０ＭＰａ以上を有するものが特に好ましい。

本発明によれば、上記の様に鋼材の化学成分を特定し、特にＳｉ／Ｃ比を特定範囲に制御すると共に、金属組織をベイニティックフェライト主体でラス状残留オーステナイトとブロック状残留オーステナイトを含む複合組織とすることで、引張強さで例えば９８０ＭＰａレベル以上を確保しつつ、なお且つ伸び−伸びフランジ性が良好で優れた加工性を示し、更にはスポット溶接性が良好で、耐遅れ破壊性にも優れた鋼板を安価に提供できる。

本発明者らは前述した様な解決課題の下で、ベイニティックフェライトを母相とする９８０ＭＰａ級以上のＴＲＩＰ（TRansformation Induced Plasticity：変態誘起塑性）鋼板に焦点を絞り、その伸びや伸びフランジ性を更に改善すべく、金属組織中の第２相の形態と、化学成分、特にＣとＳｉに着目して改質研究を重ねた結果、次の様な知見を得た。

１）金属組織としてブロック状の残留オーステナイト（以下、残留γと記す）を減らし、ラス状の残留γを多くすると、加工性、特に伸びフランジ性が向上し、耐遅れ破壊特性も向上すること。

２）微細なブロック状残留γを一定量含有させると、伸びフランジ性の低下が抑えられ、その結果として引張強度（ＴＳ）×伸び（Ｅｌ）バランスが高められること。

３）鋼の化学成分のうちＳｉ／Ｃの質量比率を好適範囲に調整すれば、スポット溶接性の低下を抑えつつ、９８０ＭＰａ級以上の強度をもった所望の組織が得られること。

そこでこうした知見を生かし、鋼成分中のＳｉ，Ｃ含量と金属組織中に含まれる残留γの性状、当該鋼板の強度や伸びと伸びフランジ性、更にはスポット溶接性や遅れ破壊特性に及ぼす影響を主体にして研究を重ねてきた。その結果、前述した如く特定成分組成の鋼材を使用することを前提として、金属組織中に占めるベイニティックフェライトの占積率を制御すると共に、ラス状残留γとブロック状残留γの占積率、およびブロック状残留γのサイズを特定の値に制御してやれば、上記目的に合致する高性能の高強度鋼板が得られることを確認し、本発明に想到した。

以下、鋼材の化学成分および金属組織を定めた理由を追って、本発明の具体的な構成を明らかにしていく。

まず、鋼材の化学成分を定めた理由について説明する。

Ｃ：０．１０％以上、０．２５％以下
Ｃは、高強度を保障すると共に残留γを確保する上でも欠くことのできない元素であり、γ相中に十分な量のＣを含有せしめ、室温でも所望量のγ相を残留させるために重要な元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃを０．１０％以上含有させる必要があり、好ましくは０．１２％以上、より好ましくは０．１５％以上含有させるのがよい。但し、Ｃ量が多過ぎるとスポット溶接性に顕著な悪影響が現れてくるので、スポット溶接性確保の観点から上限を０．２５％とした。好ましくは０．２３％以下、より好ましくは０．２０％以下である。

Ｓｉ：１．０〜３．０％
Ｓｉは、固溶強化元素として有効に作用する他、残留γが分解して炭化物が生成するのを抑える上でも必須の元素であり、これらの作用を有効に発揮させるには、１．０％以上含有させねばならず、好ましくは１．２％以上含有させるのがよい。但し、それらの効果は３．０％で飽和し、それ以上になると、スポット溶接性の劣化や熱間脆性を起こすなどの障害を招くので、多くとも３．０％以下、望ましくは２．５％以下に抑えるのがよい。

Ｍｎ：１．５〜３．０％
Ｍｎは、ポリゴナルフェライトの生成を抑えてベイニティックフェライト主体の組織とするために必要な元素である。また、γを安定化し所望の残留γを確保する上でも重要な元素であり、少なくとも１．５％以上、好ましくは２．０％以上含有させるのがよい。

しかし、過度の添加はスポット溶接性や耐遅れ破壊特性を劣化させるので、多くとも３．０％以下、好ましくは２．５％以下に抑えるのがよい。

Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０２％以下
これらの元素は、鋼内に不可避的に混入してくる元素であるが、含有量が多くなると加工性やスポット溶接性を劣化させるので、それぞれ上限値以下に抑えねばならない。

Ａｌ：０．４％以下
Ａｌは、Ｓｉと同様に炭化物の生成を抑えて残留γを確保するうえで有用な元素であるが、多過ぎるとポリゴナルフェライトが生成し易くなるので、多くとも０．４％以下、好ましくは０．２％以下に抑えるべきである。

Ｓｉ／Ｃ：７〜１４（質量比）
通常、鋼金属組織中の残留γ量を確保するには所定量のＣが必要になるが、Ｃを増量すると、スポット溶接性、特に十字引張強度が低下してくる。つまりＴＲＩＰ効果を利用して加工性を高めるために残留γを増量すると、スポット溶接性の低下が避けられず、加工性と溶接性を両立させることは困難であった。しかし、Ｓｉ／Ｃ比が７以上となる様にＳｉ，Ｃの含有量を調整すると、残留γ中にＣをより効率よく濃縮することができ、その結果としてスポット溶接性の低下を回避できることが分かった。

また、本発明で意図する金属組織を得るには、ポリゴナルフェライトの生成を極力抑えてベイニティックフェライト変態を促進させる必要があるが、Ｓｉには、ベイニティックフェライト変態を促進する作用があるため、Ｃ含量に応じてＳｉ含量をうまく調整すれば、本発明で狙いとする金属組織が得られ易くなる。

ちなみに、Ｓｉ／Ｃ比が７未満、即ちＣ含量に対してＳｉ含量が少な過ぎると、ベイニティックフェライト変態が進み難くなって、粗大なブロック状残留γの量が多くなり易くなる。この場合、残留γの安定性が低下して伸びへの効果も期待できなくなり、満足のいく伸びフランジ性が得られなくなる。

こうした効果はＳｉ／Ｃ比が約１４で飽和し、これを超えてＳｉ含量が過度に多くなると、ポリゴナルフェライトや粗大なブロック状残留γが生成し易くなり、却って本発明の効果が損なわれる。こうした観点から、より好ましいＳｉ／Ｃ比は８以上、１２以下である。

Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１５％以下
これらの元素は、いずれも金属組織を微細化して靭性を高める作用があるため、必要に応じて少量添加することができる。しかし、上限値を超えて添加してもそれ以上の効果は得られず、コストアップを招くだけであるので無駄である。

Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒは、ポリゴナルフェライトの生成を抑えて強度を高める作用を有しているので、必要に応じて添加することは有効である。しかし、過度に添加すると、本発明で狙いとする金属組織の生成に悪影響を及ぼす恐れがあるので、多くとも１．０％以下に抑えるべきである。

Ｍｏ，Ｃｕ，Ｎｉ：各々０．１％程度以下
これらの元素は、強度や耐遅れ破壊性の向上に有効に作用するが、本発明では、これらの元素を添加せずとも十分に優れた性能を確保することができ、またこれらの元素は高価でコストアップを招くので、あえて添加する必要はない。しかし、不純物レベルでの混入まで規制する理由はなく、それぞれ０．１％程度までの添加は許容範囲である。

次に金属組織の限定理由について説明する。

ベイニティックフェライト≧５０％
ベイニティックフェライトは、転位密度がある程度高く、高強度を容易に達成できるばかりか、第２相である残留γとの硬度差を低減して伸びフランジ性を高める作用を発揮し、且つ耐遅れ破壊性を高める上でも重要な組織であり、こうした効果を有効に発揮させるには、ベイニティックフェライトを占積率で５０％以上存在させねばならない。より好ましい占積率は６０％以上である。

なお、本発明においてベイニティックフェライトは、組織内に炭化物を有していない点でベイナイト組織とは明らかに異なり、また、転位がないか或は極めて少ない下部組織を有するポリゴナルフェライト組織や、細かいサブグレイン等の下部組織を持った準ポリゴナルフェライト組織とも異なっており、これらの違いはＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）観察などによって容易に確認できる。

ラス状残留γ≧３％
本明細書において「形態がラス状である」とは、平均軸比（長軸／短軸比：アスペクト比）が３以上のものを意味する。この様なラス状の残留γは、従来の残留γと同様のＴＲＩＰ効果を発揮するばかりか、旧γ粒界を中心に存在するブロック状残留γに比べて旧γ粒内にも分散するため組織全体が均一となり、ある程度の変形が可能になるため、局部変形時における亀裂の発生を抑制し、伸びフランジ性の向上に寄与する。

またラス状残留γは、母相との体積当りの境界面積が大きくて水素吸蔵能力が高いため、拡散性水素に由来する遅れ破壊を抑える作用も有している。更に加えて、ラス状残留γはブロック状残留γに比べて安定であり、加工後も一定量残留するうえに、母相との境界面はマルテンサイトに変態した後も水素のトラップサイトとして作用するため、こうした特性も耐遅れ破壊特性の向上に寄与する。

これらの効果を有効に発揮させるには、ラス状残留γを３％以上含有させることが必要であり、望ましくは６％以上含有させるのがよい。

１％≦ブロック状残留γ≦ラス状残留γ占積率×１／２
ここで「ブロック状」とは、平均軸比（長軸/短軸）が３未満のものを意味する。残留γは、鋼材が歪を受けて変形する際にマルテンサイトに変態することで変形部の硬化を促進し、歪の集中を防ぐ作用を有している（ＴＲＩＰ効果）。

ラス状の残留γは、ブロック状残留γに比べて高歪域まで安定であるが、比較的低い伸びで破断し易い引張強度が９８０ＭＰａ級以上の高強度鋼板では、ＴＲＩＰ効果を十分発揮する前に破断に至る可能性がある。これに対しブロック状残留γは、低歪域でＴＲＩＰ効果を発現し易い。従って、ブロック状残留γとラス状残留γの含有比率を適正に制御してやれば、低歪域から高歪域に渡る広い歪域で優れたＴＲＩＰ効果を得ることが可能となる。

こうした効果を有効に発揮させるには、ブロック状残留γの占積率で１％以上を確保しなければならない。しかし、その量がラス状残留γの１／２倍（０．５倍）を越えると、低歪域でのＴＲＩＰ効果が主体となって伸びの向上効果が望めなくなる他、変形の早期にマルテンサイトに変態するブロック状残留γが多くなるため、その後の変形でマルテンサイトを起点とする亀裂が発生し易くなって伸びフランジ性も低下する。更に加えて耐遅れ破壊特性も悪くなるので、占積率で多くともラス状残留γの０．５倍以下に抑えねばならない。

なお、ブロック状残留γにマルテンサイトが混入した場合でも、ラス状残留γとの上記占積率の関係と後述する平均粒径さえ満たせば、特性の劣化は十分抑制されるので、不可避的に混入するマルテンサイト量の多少は問わない。

ブロック状残留γの平均粒径≦１０μｍ
上述したブロック状残留γの効果を有効に発揮させるには、混入が許容されるマルテンサイトを含めて、ブロック状残留γの平均粒径を１０μｍ以下に抑えることが必要となる。ちなみに、ブロック状残留γの平均粒径が１０μｍを超えると、亀裂の発生が早まって伸びフランジ性が低下するばかりか、耐遅れ破壊性も低下してくる。こうした観点から、ブロック状残留γのより好ましい平均粒径は５μｍ以下である。

次に、本発明で定める上記の金属組織を得るための製造条件に格別の制限はなく、一般的な鋼板の製造手順、例えば、連続鋳造→熱間圧延→酸洗→冷間圧延→連続焼鈍の中で、加熱温度や昇温速度、保持温度、冷却開始温度や冷却速度などを適正に制御すればよく、また溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板の場合は、連続溶融亜鉛めっきラインを含めて適正な温度制御を行なえばよいが、上記金属組織を得る上で最も重要となるのは、連続焼鈍ラインにおける熱処理条件であるので、以下、連続焼鈍ラインにおける好ましい熱処理条件を主体にして説明を加える。

焼鈍時の加熱温度：Ａｃ_３＋１０℃以上
ベイニティックフェライトリッチの金属組織を得るため、ポリゴナルフェライトの生成を抑えるには、焼鈍時の加熱温度を「Ａｃ_３＋１０℃以上」とするのがよい。ちなみに、Ａｃ_３点以下で連続焼鈍を行うと、その後の冷却過程で、残存するフェライトを核にしてポリゴナルフェライトが生成し易くなり、本発明で意図する金属組織が得られ難くなるからである。より好ましい加熱温度は「Ａｃ_３＋３０℃以上」である。

焼鈍後の冷却速度：
焼鈍後の冷却速度は、ポリゴナルフェライトの生成を一定にするため重要な制御項目となる。即ち、焼鈍後の冷却速度が速すぎるとポリゴナルフェライトが少なくなり、遅過ぎるとポリゴナルフェライトが過大となるほか、結晶粒径も粗大化する傾向が生じてくる。よって焼鈍後の冷却速度は１５〜１００℃／秒、より好ましくは２０〜７０℃／秒の範囲にコントロールするのがよい。

また、一定の速度で冷却するのではなく、微細なフェライトが生成し易い５５０℃程度以下までを高速（例えば２０℃／秒以上）で冷却し、その温度以下の冷却速度を例えば１０〜２０℃／秒程度にコントロールすることで、狙いとする金属組織を得ることも有効である。

焼鈍後の急冷停止温度：
焼鈍後の急冷を停止する温度は、微細ポリゴナルフェライトとベイニティックフェライト以外の変態が進行しない温度（具体的には、３４０〜４６０℃程度）に制御するのがよく、あまり低温まで急冷すると、マルテンサイトが生成し易くなって意図する金属組織が得られ難くなる。

冷却後の保持温度：
上記冷却後には、一定温度に保持することでベイニティックフェライト変態が進行し、また、オーステナイトへのＣの濃縮が進んで残留γとなるので、冷却後の保持温度を適正にコントロールすることも重要であり、本発明の金属組織を得る上で好ましい保持温度は３６０〜４４０℃の範囲である。この温度は、上記冷却停止温度と同じである必要はない。好ましい保持時間は１分以上である。

本発明の高強度鋼板は上記の様に化学成分の特定された鋼材を使用し、且つ冷却条件や保持条件などを含めて適正な熱処理条件を採用することで所定の金属組織を確保することにより、９８０ＭＰａ級以上の高強度を有すると共に、伸び−伸びフランジ性が良好でスポット溶接性や耐遅れ破壊特性にも優れた鋼板を安価に提供できる。

以下、実験例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実験例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。

実験例
表１に示す成分組成の鋼材を溶製し、連続鋳造の後、下記の条件で熱間圧延、酸洗、冷間圧延を行い、次いで、表２に示す条件で熱処理（焼鈍）することにより冷延鋼板を得た。

［熱間圧延］
加熱温度：１２００℃×６０分
仕上温度：８８０℃
冷却：４０℃／秒で７２０℃まで冷却し、１０秒間空冷した後４０℃／秒で５００℃まで冷却し、その後５００℃で６０分間保持してから炉冷した。
仕上げ板厚：３．２ｍｍ。

［酸洗、冷間圧延］
酸洗後、板厚１．２ｍｍまで冷間圧延した。

［熱処理（焼鈍）］
表２に示す如く、所定の焼鈍温度に加熱して１８０秒間保持した後、所定の速度で所定の冷却停止温度まで冷却し、所定温度で４分間保持してから炉冷した。

得られた冷延鋼板の金属組織を下記の方法で確認すると共に、各供試鋼板について引張試験、穴拡げ試験、スポット溶接試験、耐遅れ破壊試験を行い、表２および表３に一括して示す結果を得た。

［金属組織］
組織同定方法：
Ａ： レペラー腐食による光学顕微鏡観察(１０００倍)、１視野。
Ｂ：ＳＥＭ観察（４０００倍）、４視野。

ポリゴナルフェライト（ＰＦ）：
上記Ａにより撮影した写真から算出する。残留γとマルテンサイトの白に対し、ＰＦはグレーに腐食されるため識別できる。

ラス状残留γおよびブロック状残留γ：
ＥＢＳＰ（ＴＥＭ：倍率１５０００）によって残留γであることを確認した上で、面積率は、上記Ｂにより撮影した写真から算出した。

ベイニティックフェライト（ＢＦ）：
透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ：倍率１５０００）により、ベイナイトや擬フェライトの如き他の組織でないことを確認した上で、面積率は、１００％からポリゴナルフェライト量と上記残留γ量を減じた値とした。

［性能評価試験］
引張試験：ＪＩＳ ５号引張試験片によって測定した。
穴広げ試験：鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ １００１に準じて実施した。
スポット溶接性：
下記の条件でスポット溶接を行い、ナゲット径５√ｔの時の延性比が０．３０以上あれば、スポット溶接性が良好（○）とした。

＜溶接条件 ＞
供試材厚さ：１．２ｍｍ、
電極：ドームラジアス型(先端直径６ｍｍ)、
加圧力：３７５ｋｇ、
アップスロープ；１サイクル、通電時間；１２サイクル、ホールド；１サイクル(６０Ｈｚ)、
ナゲット径の調整：溶接電流により調整、
延性比：十字引張強度／せん断引張強度。

［耐遅れ破壊性］
Ｒ＝３ｍｍの６０°Ｖブロックを用いてＶ字曲げを施した後、曲げ部に１５００ＭＰａの応力を負荷して５％塩酸水溶液中に浸漬し、割れ発生までの時間を測定した。２４時間で割れなかったものを耐遅れ破壊良好（○）とした。

表１〜３より、次の様に考えることができる。

符号１〜１２は、本発明の規定要件を全て満たす実施例であり、強度×伸び特性、強度×伸びフランジ特性を含めて、機械的特性の全てにおいて優れた結果が得られており、スポット溶接性や耐遅れ破壊性も良好である。

これらに対し符号１２は、用いた鋼材のＣ含量が不足すると共にＳｉ／Ｃ比が規定範囲を外れるため、ブロック状残留γ量が多すぎて強度×伸び特性、強度×伸びフランジ特性のいずれも劣悪である。また符号１３は、用いた鋼材のＳｉ含量が不足すると共にＳｉ／Ｃ比が規定範囲を外れるため、ブロック状残留γ量が多すぎて強度×伸びフランジ特性が劣悪であり、スポット溶接性と耐遅れ破壊性も不良である。

符号１４は、鋼中のＭｎ含量が不足するため強度が十分でなく９８０ＭＰａ級の要求レベルを満足できない。符号１５は、鋼中のＳｉ含有量が不足し、且つ、Ｓｉ／Ｃ比が規定要件を外れており、ブロック状残留γ量が多くてそのサイズも大きいため、強度×伸び特性が悪く、且つスポット溶接性や耐遅れ破壊性も劣悪である。符号１６は、鋼組成は適切であるが、焼鈍時の加熱温度が低くてブロック状残留γ量が多いため、強度×伸び特性、強度×伸びフランジ特性のいずれも不十分であり、耐遅れ破壊特性も悪い。符号１７は、熱処理時の保持温度が低く、ブロック状残留γが全く生成していないため、伸び率が低くて強度×伸び特性も劣悪である。

Claims (4)

1. Ｃ：０．１０〜０．２５％（化学成分の場合は質量％を表す、以下同じ）
   Ｓｉ：１．０〜３．０％、
   Ｍｎ：１．５〜３．０％、
   Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない）、
   Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、
   Ａｌ：０．４％以下（０％を含まない）、
   を満足し、残部が鉄および不可避不純物よりなる鋼からなり、上記ＳｉとＣの含有比率（Ｓｉ／Ｃ）が質量比で７〜１４の範囲であり、且つ、縦断面のミクロ組織が、全組織に対する占積率で、
   １）ベイニティックフェライト：５０％以上、
   ２）ラス状残留オーステナイト：３％以上、
   ３）ブロック状残留オーステナイト：１％以上〜１／２×ラス状残留オーステナイト占積率、を満たし、且つ
   ４）ブロック状残留オーステナイトの平均サイズが１０μｍ以下
   であることを特徴とする、伸び、伸びフランジ性および溶接性に優れた高強度鋼板。
2. 鋼が、他の元素として、
   Ｔｉ：０．１５％以下（０％を含まない）、および
   Ｃｒ：１．０％以下（０％を含まない）、
   よりなる群から選択される少なくとも１種を含有するものである請求項１に記載の高強度鋼板。
3. 鋼が、更に他の元素として、
   Ｃａ：３０ｐｐｍ以下（０％を含まない）および／またはＲＥＭ：３０ｐｐｍ以下（０％を含まない）を含むものである請求項１または２に記載の高強度鋼板。
4. 引張強さが９８０ＭＰａ以上である請求項１〜３のいずれかに記載の高強度鋼板。