JP7151737B2

JP7151737B2 - High-strength steel plate and manufacturing method thereof, member and manufacturing method thereof

Info

Publication number: JP7151737B2
Application number: JP2020031363A
Authority: JP
Inventors: 悠佑和田; 達也中垣内; 由康川崎; 聖太郎寺嶋; 毅横田
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2020-02-27
Filing date: 2020-02-27
Publication date: 2022-10-12
Anticipated expiration: 2040-02-27
Also published as: JP2021134389A

Description

本発明は、主に自動車、電機分野で使用される部品用に好適な、延性と伸びフランジ性に優れ、かつ降伏応力と降伏点伸びが高い高強度鋼板およびその製造方法に関するものであるとともに、本発明の高強度鋼板を用いた部材およびその製造方法に関する。 The present invention relates to a high-strength steel sheet that is excellent in ductility and stretch-flange formability and has high yield stress and yield point elongation, suitable for parts mainly used in the fields of automobiles and electrical machinery, and a method for producing the same. The present invention relates to a member using the high-strength steel plate and a method for manufacturing the member.

近年、地球環境保全のため自動車の燃費向上が重要な課題となっており、自動車の車体軽量化と耐衝突性能の向上が求められている。上記の要望に応えるため、自動車用鋼板として高強度鋼板の需要が高まっている。しかしながら、一般的に鋼板の高強度化は加工性の低下を招く。このため、高強度と高加工性を両立させた鋼板の開発が望まれている。また、高強度鋼板を自動車部品のような複雑な形状へ成形加工する際には、張り出し部位や伸びフランジ部位で割れやネッキングの発生が大きな問題となる。そのため、割れやネッキングの発生の問題を克服できる伸び（Ｅｌ）と穴広げ率（λ）を共に高めた高強度鋼板も必要とされている。さらに、自動車の骨格部材においては乗客保護の観点から高い降伏応力（ＹＳ）を有することが求められていることから、ＹＳ×Ｅｌバランスを高めることが重要になる。また、近年の衝突安全性に関する研究において、軸圧壊安定化に必要な材料特性として、降伏点伸び（ＹＰＥｌ）を有する材料が求められている。ＹＰＥｌが存在する鋼板では、軸圧壊時に蛇腹状の変形の起点が安定的に生成しやすいためである。 In recent years, improving the fuel efficiency of automobiles has become an important issue in order to protect the global environment. In order to meet the above demands, there is an increasing demand for high-strength steel sheets as steel sheets for automobiles. However, increasing the strength of a steel sheet generally causes deterioration in workability. Therefore, development of a steel sheet that achieves both high strength and high workability is desired. In addition, when a high-strength steel sheet is formed into a complicated shape such as an automobile part, cracking or necking occurs at overhanging portions or stretch-flanging portions, which poses a serious problem. Therefore, there is also a need for a high-strength steel sheet with increased elongation (El) and hole expansion ratio (λ) that can overcome the problems of cracking and necking. Furthermore, since automobile frame members are required to have a high yield stress (YS) from the viewpoint of passenger protection, it is important to increase the YS×El balance. In addition, in recent research on crash safety, a material having a yield point elongation (YPEl) is required as a material property necessary for axial crush stabilization. This is because in a steel sheet containing YPEl, a starting point of bellows-like deformation tends to be stably generated at the time of axial crushing.

これまでに強度と加工性を共に向上させるため、残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用したＴＲＩＰ鋼をはじめとする複合組織高強度鋼板が製造されてきた。例えば特許文献１には、多量のＳｉを添加し、冷延板を二相域での焼鈍後、続いて３００～４５０℃のベイナイト変態域で保持し、多量の残留オーステナイトを確保することで高延性を達成する高強度鋼板の製造方法が開示されている。 In order to improve both strength and workability, composite structure high-strength steel sheets such as TRIP steel utilizing the transformation-induced plasticity of retained austenite have been manufactured. For example, in Patent Document 1, a large amount of Si is added, the cold-rolled sheet is annealed in the two-phase region, and then held in the bainite transformation region at 300 to 450 ° C. to secure a large amount of retained austenite. A method for producing high strength steel sheet that achieves ductility is disclosed.

また、近年では、Ｍｎでオーステナイト相を安定化して残留オーステナイトを得ることで加工性を向上させた高加工性鋼板が開発されている。例えば、特許文献２には、オーステナイト相をＭｎで安定化し、組織中のフェライトとマルテンサイトと残留オーステナイトの結晶粒径とアスペクト比を制御することにより低降伏比で高延性を有する高強度鋼板の製造方法が開示されている。 Moreover, in recent years, a highly workable steel sheet has been developed in which workability is improved by stabilizing the austenite phase with Mn to obtain retained austenite. For example, in Patent Document 2, a high-strength steel sheet having a low yield ratio and high ductility is produced by stabilizing the austenite phase with Mn and controlling the grain size and aspect ratio of ferrite, martensite, and retained austenite in the structure. A method of manufacture is disclosed.

特許文献３には、Ｍｎで多量のオーステナイト相を安定化し、フェライト量を制限し、ベイナイト、マルテンサイト、焼き戻しベイナイト、焼き戻しマルテンサイトを組織中に含有した組織によって高延性化を行っている。 In Patent Document 3, a large amount of austenite phase is stabilized with Mn, the amount of ferrite is limited, and high ductility is achieved by a structure containing bainite, martensite, tempered bainite, and tempered martensite in the structure. .

特公平０６－０７０２４７号公報Japanese Patent Publication No. 06-070247 特許第６１５８７６９号公報Japanese Patent No. 6158769 特許第６３７２６３２号公報Japanese Patent No. 6372632

しかしながら、特許文献１の鋼板はＴＲＩＰ効果によって延性には優れるものの、降伏応力と伸びフランジ性が考慮されていない。特許文献２の鋼板は、延性は優れるものの、降伏応力が低い。特許文献３の鋼板は、高強度で高い延性を有するが降伏応力が考慮されていない。また、特許文献１～３のいずれにおいても、降伏点伸びは考慮されていない。 However, although the steel sheet of Patent Document 1 is excellent in ductility due to the TRIP effect, yield stress and stretch flange formability are not taken into consideration. The steel sheet of Patent Document 2 has excellent ductility but low yield stress. The steel plate of Patent Document 3 has high strength and high ductility, but yield stress is not considered. In addition, none of Patent Documents 1 to 3 take yield point elongation into consideration.

本発明は、かかる事情に鑑み、延性と伸びフランジ性に優れ、かつ降伏応力と降伏点伸びが高い高強度鋼板およびその製造方法ならびに部材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 the above circumstances, an object of the present invention is to provide a high-strength steel sheet that is excellent in ductility and stretch-flange formability and has high yield stress and yield point elongation, a method for producing the same, a member, and a method for producing the same.

本発明者らは、延性と伸びフランジ性に優れ、かつ降伏応力と降伏点伸びが高い高強度鋼板を製造するため、鋭意検討を重ねた。特に、鋼組織中で最も軟質であるフェライト相を高強度化しつつ残留オーステナイト相を得る製造方法について検討を行った。その結果、成分組成を適正に調整して、熱延板を、適正なフェライトとオーステナイト二相域で保持することでＭｎをオーステナイトに分配し、冷間圧延によってフェライト中に高密度の転位を導入し、その冷延板を、Ｍｎが濃化した加工誘起マルテンサイトがオーステナイトに逆変態する温度域まで急速に加熱し、短時間保持したのちに所定の冷却速度以上で冷却することで、転位強化された未再結晶フェライトと逆変態で生じたオーステナイトを含む組織が形成され、延性と伸びフランジ性に優れ、かつ降伏応力と降伏点伸びが高い高強度鋼板が製造可能となることが分かった。 The present inventors have extensively studied to produce a high-strength steel sheet which is excellent in ductility and stretch-flange formability and has high yield stress and yield point elongation. In particular, the inventors investigated a manufacturing method for obtaining a retained austenite phase while increasing the strength of the ferrite phase, which is the softest phase in the steel structure. As a result, by properly adjusting the component composition and maintaining the hot-rolled sheet in the proper two-phase region of ferrite and austenite, Mn is distributed to austenite, and high-density dislocations are introduced into the ferrite by cold rolling. Then, the cold-rolled sheet is rapidly heated to a temperature range in which Mn-enriched strain-induced martensite reversely transforms to austenite, held for a short period of time, and then cooled at a predetermined cooling rate or higher to strengthen dislocations. It was found that a structure containing unrecrystallized ferrite and austenite generated by reverse transformation is formed, and it is possible to manufacture a high-strength steel sheet that is excellent in ductility and stretch-flange formability and has high yield stress and yield point elongation.

一般に、フェライトとＭｎで安定化された残留オーステナイトから構成される組織を持つ鋼は、高い引張強度とＴＲＩＰ効果による高い伸び（以下、延性を単に伸びとも称することがある。）を示すが、軟質なフェライトを含むためＹＳが低く、フェライトが容易に加工硬化するため降伏点伸び（ＹＰＥｌ）が現れにくい。また、軟質なフェライトと打ち抜きで生じる硬質なマルテンサイトの硬度差が大きいため、穴広げ率（以下、伸びフランジ性を単に穴広げ率と称することもある。）を上昇させることが困難であった。そこで、軟質なフェライトを強化することで、鋼板の降伏応力を上昇させ、さらに打ち抜きで生じるマルテンサイトとの硬度差を緩和することが有効であると考えた。フェライトの強化には冷間圧延で導入される転位を活用した。転位強化量はベイリーハーシュの関係から転位密度の1/2乗に比例するため、転位密度を高めることが重要である。したがって、冷間圧延を高い圧下率で行い、フェライト中の転位密度を上昇させ、その転位密度を最終組織まで保つことが必要である。これを実現するためには、冷間圧延後にフェライトの回復・再結晶が抑制されるような急速加熱と短時間保持で熱処理を完了させることが重要であると知見した。さらに検討を重ねたところ、冷間圧延前にＭｎをオーステナイト相中に濃化させておけば、急速加熱と短時間保持の熱処理によって冷間圧延により生じた加工誘起マルテンサイトから十分な量のオーステナイトが逆変態で生成することを知見した。この逆変態のメカニズムにはまだ分かっていない点があるが、急速加熱によって加工誘起マルテンサイト中の炭化物析出が抑制され、ＣとＭｎが十分濃化したマルテンサイトからオーステナイトへ高速で逆変態が生じるためと考えられる。以上の検討から、急速加熱短時間保持熱処理によって転位強化された未再結晶フェライトと多量の残留オーステナイトからなる組織が得られることが分かった。このミクロ組織ではフェライトが転位強化されており、かつ、CとMnによって残材オーステナイト相が安定化されているので高い降伏応力と伸びを示す。また、フェライトが強化されているので軟質相と硬質相の硬度差が低減されているため穴広げ率も高い。さらに、フェライトは転位強化されているので加工硬化しにくく、降伏後は残留オーステナイト相のマルテンサイト変態を伴う顕著な降伏点伸びが発現する。すなわち、本発明のミクロ組織制御によって、延性と伸びフランジ性に優れ、かつ降伏応力と降伏点伸びが高い高強度鋼板が製造できることが分かった。 In general, steel having a structure composed of ferrite and Mn-stabilized retained austenite exhibits high tensile strength and high elongation due to the TRIP effect (hereinafter, ductility may be simply referred to as elongation), but soft YS is low because it contains high-quality ferrite, and the yield point elongation (YPEl) is difficult to appear because ferrite is easily work-hardened. In addition, since the difference in hardness between soft ferrite and hard martensite generated by punching is large, it was difficult to increase the hole expansion ratio (hereinafter, stretch flangeability may be simply referred to as hole expansion ratio). . Therefore, the inventors thought that it would be effective to strengthen the soft ferrite to increase the yield stress of the steel sheet and alleviate the difference in hardness from the martensite caused by punching. Dislocations introduced by cold rolling were used to strengthen the ferrite. Since the amount of dislocation strengthening is proportional to the 1/2 power of the dislocation density according to the Bailey-Hirsh relationship, it is important to increase the dislocation density. Therefore, it is necessary to perform cold rolling at a high rolling reduction to increase the dislocation density in the ferrite and maintain the dislocation density until the final structure. In order to achieve this, the inventors have found that it is important to complete the heat treatment with rapid heating and short-time holding so as to suppress the recovery and recrystallization of ferrite after cold rolling. Further investigation revealed that if Mn is enriched in the austenite phase before cold rolling, a sufficient amount of austenite can be removed from deformation-induced martensite generated by cold rolling by rapid heating and short-time holding heat treatment. was found to form by reverse transformation. Although the mechanism of this reverse transformation is not yet understood, rapid heating suppresses the precipitation of carbides in strain-induced martensite, and a high-speed reverse transformation occurs from martensite with sufficiently high concentrations of C and Mn to austenite. It is considered to be for From the above investigation, it was found that a structure consisting of dislocation-strengthened non-recrystallized ferrite and a large amount of retained austenite can be obtained by rapid heating and short-time holding heat treatment. In this microstructure, the ferrite is dislocation-strengthened and the residual austenite phase is stabilized by C and Mn, so it exhibits high yield stress and elongation. In addition, since the ferrite is reinforced, the hardness difference between the soft phase and the hard phase is reduced, resulting in a high hole expansion ratio. Furthermore, since ferrite is dislocation-strengthened, it is difficult to work harden, and after yielding, a remarkable yield point elongation accompanied by martensite transformation of the retained austenite phase appears. That is, it was found that by controlling the microstructure of the present invention, a high-strength steel sheet having excellent ductility and stretch-flange formability and high yield stress and yield point elongation can be produced.

本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
[１] 成分組成として、質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上３．００％以下、
Ａｌ：０．０１％以上２．００％以下、
Ｍｎ：３．５０％以上１０．００％以下、
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、
Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下および
Ｎ：０．０００５％以上０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
鋼組織が、面積率で、未再結晶フェライトが２５％以上７５％以下、マルテンサイトが５％以上３５％以下であり、体積率で、残留オーステナイトが１２％以上５０％以下であり、鋼板中の転位密度が４．０×１０^１４ｍ^－２以上１．０×１０^１６ｍ^－２以下であり、さらに、前記残留オーステナイト中のＭｎ量（質量％）を前記未再結晶フェライト中のＭｎ量（質量％）で除した値が２．０以上であることを特徴とする高強度鋼板。
［２］前記成分組成としてさらに、質量％で、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｖ：１．００％以下、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下および
Ｃｕ：１．００％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の高強度鋼板。
［３］前記成分組成としてさらに、質量％で、
Ｔｉ：０．２０％以下および
Ｎｂ：０．２０％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする［１］または［２］に記載の高強度鋼板。
［４］前記成分組成としてさらに、質量％で、
Ｂ：０．００５０％以下
を含有することを特徴とする［１］から［３］のいずれかに記載の高強度鋼板。
［５］前記成分組成としてさらに、質量％で、
Ｃａ：０．００５％以下および
ＲＥＭ：０．００５％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする［１］から［４］のいずれかに記載の高強度鋼板。
［６］前記成分組成としてさらに、質量％で、
Ｓｂ：０．０５％以下および
Ｓｎ：０．０５％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有することを特徴とする［１］から［５］のいずれかに記載の高強度鋼板。
［７］［１］～［６］のいずれかに記載の高強度鋼板であって、さらに、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、溶融アルミニウムめっき層および電気亜鉛めっき層のうちから選ばれる１種を備える高強度鋼板。
［８］［１］～［７］のいずれかに記載の高強度鋼板を製造する方法であって、前記成分組成を有する鋼スラブを１１００℃以上１３００℃以下に加熱して、仕上げ圧延出側温度を７５０℃以上１０００℃以下で熱間圧延し、巻取り温度を３００℃以上７５０℃以下で巻き取り、熱延板とする熱間圧延工程と、熱間圧延工程後に、酸洗を施しスケールを除去する酸洗工程と、
前記酸洗工程後、（Ａｃ１変態点＋２０℃）以上（Ａｃ１変態点＋１２０℃）以下の温度域で６００ｓ以上２１６００ｓ以下保持する熱延板焼鈍工程と、
前記熱延板焼鈍工程後、圧下率：１５％以上９０％未満で冷間圧延して冷延板とする冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程後、（Ａｃ１変態点＋２０℃）以上（Ａｃ１変態点＋１００℃）以下の温度域まで５℃／ｓ以上で昇温し、２ｓ以上１００ｓ以下保持したのち、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で４５０℃まで冷却した後、室温まで冷却する冷延板焼鈍工程とを備える高強度鋼板の製造方法。
［９］［８］に記載の高強度鋼板の製造方法であって、前記冷延板焼鈍工程において、前記５℃／ｓ以上の平均冷却速度で４５０℃まで冷却した後、３５０℃以上４５０℃以下の温度域で１０ｓ以上６００ｓ以下保持したのち、室温まで冷却することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
［１０］［８］または［９］に記載の高強度鋼板の製造方法であって、前記冷延板焼鈍工程後に、溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
［１１］［１０］に記載の高強度鋼板の製造方法であって、前記溶融亜鉛めっきを施した後、合金化処理を施すことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
［１２］［８］または［９］に記載の高強度鋼板の製造方法であって、前記冷延板焼鈍工程後に、溶融アルミニウムめっき浴に浸漬し、溶融アルミニウムめっきを施すことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
［１３］［８］または［９］に記載の高強度鋼板の製造方法であって、前記冷延板焼鈍工程後に、電気亜鉛めっきを施すことを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
［１４］［１］から［７］のいずれかに記載の高強度鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施してなることを特徴とする部材。
［１５］［８］から［１３］のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法によって製造された高強度鋼板に対して、成形加工及び溶接の少なくとも一方を施すことを特徴とする部材の製造方法。 The present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
[1] As a component composition, in mass%, C: 0.030% or more and 0.250% or less,
Si: 0.01% or more and 3.00% or less,
Al: 0.01% or more and 2.00% or less,
Mn: 3.50% or more and 10.00% or less,
P: 0.001% or more and 0.100% or less,
S: 0.0001% or more and 0.0200% or less and N: 0.0005% or more and 0.0100% or less, the balance being Fe and inevitable impurities,
The steel structure has an area ratio of 25% to 75% unrecrystallized ferrite, 5% to 35% martensite, and a volume ratio of 12% to 50% retained austenite. has a dislocation density of 4.0×10 ¹⁴ m ⁻² or more and 1.0×10 ¹⁶ m ⁻² or less, and the Mn amount (% by mass) in the retained austenite is equal to the Mn amount in the non-recrystallized ferrite A high-strength steel sheet having a value divided by (% by mass) of 2.0 or more.
[2] Further, as the component composition, in mass%,
Cr: 1.00% or less,
V: 1.00% or less,
Mo: 1.00% or less,
The high-strength steel sheet according to [1], containing one or more selected from Ni: 1.00% or less and Cu: 1.00% or less.
[3] Further, as the component composition, in mass%,
The high-strength steel sheet according to [1] or [2], characterized by containing one or two selected from Ti: 0.20% or less and Nb: 0.20% or less.
[4] Further, as the component composition, in mass%,
B: The high-strength steel sheet according to any one of [1] to [3], containing 0.0050% or less.
[5] Further, as the component composition, in mass%,
The high-strength steel sheet according to any one of [1] to [4], containing one or two selected from Ca: 0.005% or less and REM: 0.005% or less.
[6] Further, as the component composition, in mass%,
The high-strength steel sheet according to any one of [1] to [5], containing one or two selected from Sb: 0.05% or less and Sn: 0.05% or less.
[7] The high-strength steel sheet according to any one of [1] to [6], further selected from a hot-dip galvanized layer, an alloyed hot-dip galvanized layer, a hot-dip aluminum-plated layer and an electro-galvanized layer High-strength steel plate with one type
[8] The method for producing a high-strength steel sheet according to any one of [1] to [7], wherein the steel slab having the chemical composition is heated to 1100 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower, and the finish rolling delivery side Hot rolling at a temperature of 750° C. or higher and 1000° C. or lower, winding at a coiling temperature of 300° C. or higher and 750° C. or lower to obtain a hot rolled sheet, and pickling and scaling after the hot rolling step. a pickling step to remove
After the pickling step, a hot-rolled sheet annealing step of holding for 600 s or more and 21600 s or less in a temperature range of (Ac1 transformation point + 20 ° C.) or more (Ac1 transformation point + 120 ° C.) or less;
After the hot-rolled sheet annealing step, a cold-rolling step to obtain a cold-rolled sheet by cold rolling at a rolling reduction of 15% or more and less than 90%;
After the cold rolling step, the temperature is raised to a temperature range of (Ac1 transformation point + 20 ° C.) or more (Ac1 transformation point + 100 ° C.) at 5 ° C./s or more, and after holding for 2 seconds or more and 100 seconds or less, 5 ° C./s or more. a cold-rolled sheet annealing step of cooling to room temperature after cooling to 450°C at an average cooling rate of .
[9] In the method for producing a high-strength steel sheet according to [8], in the cold-rolled sheet annealing step, after cooling to 450 ° C. at an average cooling rate of 5 ° C./s or more, A method for producing a high-strength steel sheet, characterized by holding the material in the following temperature range for 10 seconds or more and 600 seconds or less, and then cooling to room temperature.
[10] The method for producing a high-strength steel sheet according to [8] or [9], wherein after the cold-rolled sheet annealing step, the high-strength steel sheet is immersed in a hot-dip galvanizing bath and hot-dip galvanized. A method for producing a high strength steel plate.
[11] The method for manufacturing a high-strength steel sheet according to [10], characterized in that an alloying treatment is performed after the hot-dip galvanizing.
[12] The method for producing a high-strength steel sheet according to [8] or [9], wherein after the cold-rolled sheet annealing step, the high-strength steel sheet is immersed in a hot-dip aluminum plating bath and hot-dip aluminum plating is performed. A method for producing a high strength steel plate.
[13] The method for producing a high-strength steel sheet according to [8] or [9], characterized in that electrogalvanization is applied after the cold-rolled sheet annealing step.
[14] A member obtained by subjecting the high-strength steel plate according to any one of [1] to [7] to at least one of molding and welding.
[15] Manufacture of a member characterized by subjecting the high-strength steel plate manufactured by the method for manufacturing a high-strength steel plate according to any one of [8] to [13] to at least one of forming and welding. Method.

本発明によれば、延性と伸びフランジ性に優れ、かつ降伏応力と降伏点伸びが高い高強度鋼板が得られる。本発明の高強度鋼板を成形加工や溶接などして部材とし、当該部材を例えば自動車構造部材に適用することにより、車体軽量化による燃費改善を図ることをでき、産業上の利用価値は非常に大きい。 According to the present invention, a high-strength steel sheet having excellent ductility and stretch-flange formability and high yield stress and yield point elongation can be obtained. By forming or welding the high-strength steel sheet of the present invention into a member and applying the member to, for example, an automobile structural member, it is possible to improve fuel efficiency by reducing the weight of the vehicle body, and the industrial utility value is very high. big.

なお、本発明における高強度とは、引張強度が９８０ＭＰａ以上をいう。 In addition, high strength in the present invention refers to a tensile strength of 980 MPa or more.

以下、本発明を具体的に説明する。 The present invention will be specifically described below.

まず、本発明において鋼の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する％表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。 First, the reason for limiting the chemical composition of the steel to the above range in the present invention will be explained. In addition, unless otherwise indicated, the % display regarding a component shall mean the mass %.

Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下
Ｃはオーステナイトを安定化する元素であり、残留オーステナイトの生成に有効に働く。また、マルテンサイトなどの低温変態組織を生成させることで強度上昇にも必要な元素である。Ｃ量が０．０３０％未満では所望のマルテンサイト量や残留オーステナイト量を確保することが難しくなり、高い強度や伸びが得られない。一方、Ｃ量が０．２５０％を超えると、溶接部および熱影響部の硬化が著しくなり、溶接部の機械的特性が劣化する。したがって、Ｃ量は０．０３０～０．２５０％の範囲とする。好ましくは、０．０８～０．２０％の範囲である。より好ましくは０．１０～０．１７％の範囲である。 C: 0.030% or more and 0.250% or less C is an element that stabilizes austenite and works effectively to generate retained austenite. In addition, it is an element necessary for increasing strength by generating a low-temperature transformation structure such as martensite. If the amount of C is less than 0.030%, it becomes difficult to secure the desired amount of martensite and retained austenite, and high strength and elongation cannot be obtained. On the other hand, if the amount of C exceeds 0.250%, the hardening of the weld zone and the heat-affected zone becomes significant, and the mechanical properties of the weld zone deteriorate. Therefore, the C content should be in the range of 0.030 to 0.250%. Preferably, it is in the range of 0.08-0.20%. A more preferable range is 0.10 to 0.17%.

Ｓｉ：０．０１％以上３．００％以下
Ｓｉはフェライトを固溶強化によって高強度化するため、強度と延性のバランスを高めるために有効な元素である。しかしながら、Ｓｉ量が０．０１％未満ではその効果は乏しくなるため、下限は０．０１％とする。一方、３．００％を超えるＳｉの過剰な添加は、赤スケールなどの発生による表面清浄の劣化を引き起こす。そのため、Ｓｉ量は０．０１％以上３．００％以下の範囲とする。 Si: 0.01% or more and 3.00% or less Si increases the strength of ferrite by solid-solution strengthening, and is therefore an effective element for improving the balance between strength and ductility. However, if the amount of Si is less than 0.01%, the effect is poor, so the lower limit is made 0.01%. On the other hand, excessive addition of Si exceeding 3.00% causes degradation of surface cleanliness due to generation of red scale and the like. Therefore, the amount of Si is made in the range of 0.01% or more and 3.00% or less.

Ａｌ：０．０１％以上２．００％以下
Ａｌは、脱酸材として作用し、鋼の清浄化に有効な元素である。しかしながら、Ａｌ量が０．０１％に満たないとその含有効果に乏しくなるため、下限は０．０１％とする。一方で、２．００％を超えると連続鋳造時の鋼片割れのリスクが高くなるため製造性が悪化する。そのため、Ａｌ量は０．０１％以上２．００％以下の範囲とする。 Al: 0.01% or more and 2.00% or less Al is an element that acts as a deoxidizer and is effective in cleaning steel. However, if the amount of Al is less than 0.01%, the effect of the Al content becomes poor, so the lower limit is made 0.01%. On the other hand, if the content exceeds 2.00%, the risk of cracking steel chips during continuous casting increases, resulting in poor manufacturability. Therefore, the Al content is set in the range of 0.01% or more and 2.00% or less.

Ｍｎ：３．５０％以上１０．００％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、良好な延性の確保に有効である。さらに固溶強化によって鋼の高強度化にも有効な元素である。オーステナイト中にＭｎが十分濃化することで、冷間圧延後の急速加熱と短時間保持でも十分な量の残留オーステナイトが生成する。このような効果は、Ｍｎ量が３．５０％以上で認められる。一方、Ｍｎ量が１０．００％を超える過剰な含有は、コストアップの要因となる。よって、Ｍｎ量は３．５０％以上１０．００％以下とする。好ましくは、４．００％以上８．００％以下であり、より好ましくは、４．６０％以上６．００％以下である。 Mn: 3.50% or more and 10.00% or less Mn is an extremely important element in the present invention. Mn is an element that stabilizes retained austenite and is effective in ensuring good ductility. Furthermore, it is an element effective in increasing the strength of steel through solid-solution strengthening. Sufficient concentration of Mn in austenite produces a sufficient amount of retained austenite even with rapid heating and short-time holding after cold rolling. Such an effect is observed when the Mn content is 3.50% or more. On the other hand, an excessive content exceeding 10.00% of Mn causes cost increase. Therefore, the Mn content is set to 3.50% or more and 10.00% or less. It is preferably 4.00% or more and 8.00% or less, and more preferably 4.60% or more and 6.00% or less.

Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下
Ｐは固溶強化によって鋼の強化に有効な元素であるため、所望の強度に応じて添加できる元素である。このような効果はＰ量が０．００１％以上で認められる。一方、０．１００％を超えて過剰に含有すると、スポット溶接性の著しい劣化を招く。したがって、Ｐは０．００１％以上０．１００％以下とする。 P: 0.001% or more and 0.100% or less P is an element that is effective in strengthening steel by solid solution strengthening, and therefore can be added according to the desired strength. Such an effect is recognized when the amount of P is 0.001% or more. On the other hand, an excessive content exceeding 0.100% causes significant deterioration in spot weldability. Therefore, P should be 0.001% or more and 0.100% or less.

Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下
ＳはＭｎＳなどの介在物となって、耐衝撃特性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因になるので０．０２００％以下とする。しかしながら、生産コストの観点から０．０００１％以上とする。したがって、Ｓは０．０００１％以上０．０２００％以下とする。好ましくは０．０００１以上０．０１００％以下とする。 S: 0.0001% or more and 0.0200% or less S becomes inclusions such as MnS and causes deterioration of impact resistance characteristics and cracks along the metal flow of welded parts, so S is 0.0200% or less. . However, from the viewpoint of production cost, it is set to 0.0001% or more. Therefore, S should be 0.0001% or more and 0.0200% or less. It is preferably 0.0001 to 0.0100%.

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。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。したがって、Ｎ量は０．０００５％以上０．０１００％以下の範囲とする。好ましくは０．００１０％以上０．００７０％以下の範囲である。 N: 0.0005% to 0.0100% N is an element that deteriorates the aging resistance of steel. In particular, when the amount of N exceeds 0.0100%, deterioration of aging resistance becomes remarkable. The smaller the amount of N, the better, but the amount of N is set to 0.0005% or more due to production technology restrictions. Therefore, the amount of N should be in the range of 0.0005% or more and 0.0100% or less. The range is preferably 0.0010% or more and 0.0070% or less.

本発明における鋼板は、上記の成分組成を基本成分とし、残部はＦｅおよび不可避的不純物を含む成分組成を有する。ここで、本発明の鋼板は、基本成分として上記成分を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。本発明の高強度鋼板には、所望の特性に応じて、以下に述べる成分（任意元素）を適宜含有させることができる。なお、以下の成分は、以下で示す上限量以下で含有していれば、本発明の効果が得られるため、下限は特に設けない。 The steel sheet in the present invention has the above-described chemical composition as a basic component, and the remainder contains Fe and unavoidable impurities. Here, the steel sheet of the present invention preferably has a chemical composition containing the above components as basic components, with the balance being Fe and unavoidable impurities. The high-strength steel sheet of the present invention can appropriately contain the following components (arbitrary elements) according to desired properties. In addition, since the effects of the present invention can be obtained if the following components are contained in an amount equal to or less than the upper limit shown below, the lower limit is not particularly set.

Ｃｒ：１．００％以下、Ｖ：１．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下およびＣｕ：１．００％以下のうちから選んだ１種または２種以上
Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕは、鋼の高強度化に有効な元素である。しかし、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕのそれぞれの成分が１．０％以上を超えるとその効果は飽和し、コストアップの要因となる。このため、含有させる場合のそれぞれの成分の上限は１．００％とする。Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕによる高強度化の効果を十分に得るためには、少なくとも１種を０．００５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは、０．０２％以上含有させることが好ましい。 One or more selected from Cr: 1.00% or less, V: 1.00% or less, Mo: 1.00% or less, Ni: 1.00% or less, and Cu: 1.00% or less Cr, V, Mo, Ni, and Cu are elements effective in increasing the strength of steel. However, if the content of each of Cr, V, Mo, Ni, and Cu exceeds 1.0% or more, the effect is saturated, which causes an increase in cost. Therefore, the upper limit of each component when contained is set to 1.00%. In order to sufficiently obtain the effect of increasing the strength by Cr, V, Mo, Ni, and Cu, it is preferable to contain at least one of them in an amount of 0.005% or more. More preferably, it is contained in an amount of 0.02% or more.

Ｔｉ：０．２０％以下およびＮｂ：０．２０％以下の中から選ばれる１種または２種
Ｔｉ、Ｎｂは炭窒化物を形成し、鋼を粒子分散強化により高強度化する作用を有する。しかし、Ｔｉ、Ｎｂをそれぞれ０．２０％超えて含有しても、過度に高強度化し延性が低下する。このため、含有させる場合のそれぞれの元素の上限は０．２０％とする。ＴｉやＮｂによる粒子分散強化を十分に得るには少なくとも１種を０．０１％以上含有させることが好ましい。 One or two selected from Ti: 0.20% or less and Nb: 0.20% or less Ti and Nb form carbonitrides and have the effect of increasing the strength of steel through particle dispersion strengthening. However, even if the content of Ti and Nb each exceeds 0.20%, the strength is excessively increased and the ductility is lowered. Therefore, the upper limit of each element when contained is set to 0.20%. In order to sufficiently obtain particle dispersion strengthening by Ti or Nb, it is preferable to contain at least one of them in an amount of 0.01% or more.

Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは粒界偏析しオーステナイト粒界からのフェライトの生成を抑制し強度を上昇させる作用を有する。しかし、Ｂを０．００５０％超えて含有させてもボライドとして析出し、十分な強度を上昇させる効果が得られない。このため、含有させる場合のＢの上限は０．００５０％とする。Ｂによる強度上昇作用を十分に得るには少なくとも０．０００３％以上含有させることが好ましい。 B: 0.0050% or less B segregates at grain boundaries, suppresses the formation of ferrite from the austenite grain boundaries, and has the effect of increasing strength. However, even if the content of B exceeds 0.0050%, it precipitates as borides, and the effect of sufficiently increasing the strength cannot be obtained. Therefore, the upper limit of B when it is contained is 0.0050%. In order to sufficiently obtain the strength-increasing effect of B, it is preferably contained in an amount of at least 0.0003%.

Ｃａ：０．００５％以下およびＲＥＭ：０．００５％以下のうちから選んだ１種または２種
Ｃａ、ＲＥＭはいずれも硫化物の形態制御により加工性を改善する効果を有する。しかしながら、過剰な含有は清浄度に悪影響を及ぼす恐れがあるため、含有させる場合のそれぞれの上限は０．００５％とする。ＣａやＲＥＭによる加工性を改善させる効果を十分に得るためには少なくとも１種を０．０００１％以上含有させることが望ましい。 One or two selected from Ca: 0.005% or less and REM: 0.005% or less Both Ca and REM have the effect of improving workability by controlling the morphology of sulfides. However, since excessive content may adversely affect cleanliness, the upper limit of each content is made 0.005%. In order to sufficiently obtain the effect of improving the workability by Ca and REM, it is desirable to contain at least one of them in an amount of 0.0001% or more.

Ｓｂ：０．０５％以下およびＳｎ：０．０５％以下のうちから選んだ１種または２種
Ｓｂ、Ｓｎは脱炭、脱窒、脱硼等を抑制して、鋼の強度低下を抑制する作用を有する。しかしながら、過剰な含有は伸びフランジ性が悪化する可能性があるので、含有させる場合のそれぞれの上限は０．０５％とする。ＳｂやＳｎによる強度低下を抑制する効果を十分に得るためには、少なくとも０．００２％以上含有することが好ましい。 One or two selected from Sb: 0.05% or less and Sn: 0.05% or less Sb and Sn suppress decarburization, denitrification, deboronization, etc., and suppress reduction in steel strength. have an effect. However, since an excessive content may deteriorate the stretch flangeability, the upper limit of each content is made 0.05%. In order to sufficiently obtain the effect of suppressing the reduction in strength due to Sb or Sn, it is preferable to contain at least 0.002% or more.

次に、鋼組織について説明する。 Next, the steel structure will be explained.

本発明の鋼組織は、面積率で、未再結晶フェライトが２５％以上７５％以下、マルテンサイトが５％以上３５％以下であり、体積率で、残留オーステナイトが１２％以上５０％以下であり、鋼板中の転位密度が４．０×１０^１４ｍ^－２以上１．０×１０^１６ｍ^－２以下であり、さらに、残留オーステナイト中のＭｎ量（質量％）を未再結晶フェライト中のＭｎ量（質量％）で除した値が２．０以上であることを特徴とする。 The steel structure of the present invention has an area ratio of 25% to 75% unrecrystallized ferrite, 5% to 35% martensite, and a volume ratio of 12% to 50% retained austenite. , the dislocation density in the steel sheet is 4.0 × 10 ¹⁴ m ⁻² or more and 1.0 × 10 ¹⁶ m ⁻² or less, and the Mn amount (% by mass) in the retained austenite is the same as the Mn in the unrecrystallized ferrite The value obtained by dividing by the amount (% by mass) is 2.0 or more.

未再結晶フェライトの面積率：２５％以上７５％以下
本発明の高強度鋼板では、穴広げ率（伸びフランジ性）上昇と降伏応力（ＹＳ）上昇のためにフェライトの加工硬化を利用するため、未再結晶フェライトの面積率が非常に重要である。本発明における未再結晶フェライトとは、冷間圧延によって多量に導入された転位が存在するフェライトであり、一般的な焼鈍後の組織で観察される再結晶して転位密度が低いポリゴナルフェライトではない。加工硬化したフェライトによってＹＳを上昇させるためには未再結晶フェライトの面積率が２５％以上必要である。一方で、加工性に乏しい転位硬化した未再結晶フェライトが多すぎると伸びが低下する。十分な延性を確保するためには未再結晶フェライトの面積率は７５％以下にする必要がある。したがって、未再結晶フェライトの面積率は２５％以上７５％以下とする。好ましくは３０％以上７０％以下である。 Area ratio of unrecrystallized ferrite: 25% or more and 75% or less In the high-strength steel sheet of the present invention, since work hardening of ferrite is used to increase the hole expansion ratio (stretch flangeability) and yield stress (YS), The area ratio of unrecrystallized ferrite is very important. The non-recrystallized ferrite in the present invention is a ferrite in which a large amount of dislocations introduced by cold rolling exists, and in polygonal ferrite with a low dislocation density due to recrystallization observed in a general structure after annealing do not have. In order to increase YS by work-hardened ferrite, the area ratio of non-recrystallized ferrite must be 25% or more. On the other hand, too much dislocation-hardened unrecrystallized ferrite with poor workability lowers the elongation. In order to ensure sufficient ductility, the area ratio of non-recrystallized ferrite must be 75% or less. Therefore, the area ratio of non-recrystallized ferrite is set to 25% or more and 75% or less. It is preferably 30% or more and 70% or less.

マルテンサイトの面積率：５％以上３５％以下
マルテンサイトは鋼の高強度化に必要な構成組織である。マルテンサイトによって鋼を高強度化するためにはマルテンサイトの面積率は５％以上必要である。一方で、マルテンサイトの面積率が３５％を超えると、伸びが低下する。よって、マルテンサイトの面積率は５％以上３５％以下にする必要がある。好ましくは８％以上３０％以下である。
ここで、未再結晶フェライトとマルテンサイトの面積率は、以下のようにして求めることができる。鋼板を例えばオイルバスで２００℃、２時間熱処理をしてマルテンサイト中に炭化物を析出させる。その鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、１ｖｏｌ．％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（走査電子顕微鏡）を用いて５０００倍の倍率で、２５．５μｍ×１９μｍの範囲の視野を５視野観察し、組織画像を得る。この得られた画像を用いて、メッシュを描き、各視野２４０点のポイントカウンティングを行う。未再結晶フェライトは圧延によって伸長したアスペクト比が高い結晶粒であり暗いコントラストを呈し、マルテンサイトは上記の熱処理で焼き戻され、白いコントラストを呈する炭化物が存在する組織として判別される。なお、ポリゴナルフェライトはアスペクト比が小さい暗いコントラストを呈し、セメンタイトおよびパーライトについては、比較的粗大な層状の白いコントラストを呈することから判別される。 Area ratio of martensite: 5% or more and 35% or less Martensite is a structural structure necessary for increasing the strength of steel. In order to increase the strength of steel with martensite, the area ratio of martensite must be 5% or more. On the other hand, when the area ratio of martensite exceeds 35%, elongation decreases. Therefore, the area ratio of martensite needs to be 5% or more and 35% or less. It is preferably 8% or more and 30% or less.
Here, the area ratio of non-recrystallized ferrite and martensite can be obtained as follows. A steel plate is heat-treated, for example, in an oil bath at 200° C. for 2 hours to precipitate carbides in martensite. After polishing the plate thickness cross-section parallel to the rolling direction of the steel plate, 1 vol. % nital, and the 1/4 position of the plate thickness (the position corresponding to 1/4 of the plate thickness in the depth direction from the surface of the steel plate) was examined with a SEM (scanning electron microscope) at a magnification of 5000 times. A tissue image is obtained by observing 5 fields of view in the range of 5 μm×19 μm. Using this obtained image, a mesh is drawn and point counting of 240 points in each field of view is performed. Unrecrystallized ferrite is crystal grains with a high aspect ratio elongated by rolling and exhibits a dark contrast, while martensite is tempered by the above heat treatment and is discriminated as a structure in which carbides exhibiting a white contrast are present. Polygonal ferrite exhibits a dark contrast with a small aspect ratio, and cementite and pearlite exhibit a relatively coarse layered white contrast.

残留オーステナイトの体積率：１２％以上５０％以下
本発明の高強度鋼板では、良好な延性を確保するために、残留オーステナイト相のＴＲＩＰ効果を利用する。ＴＲＩＰ効果によって十分な伸びを得るには残留オーステナイトの体積率が１２％以上必要である。一方で、残留オーステナイトの体積率が５０％を超えると、残留オーステナイト中のＣやＭｎの濃度が希薄になり不安定化して延性が低下するのみならずＹＳも低下する。したがって、残留オーステナイトの体積率は１２％以上５０％以下とする。好ましくは、２０％以上４０％以下である。
なお、残留オーステナイト相の体積率は、鋼板を板厚方向の１／４面まで研磨し、この板厚１／４面に対してＸ線回折強度を測定することで求めることができる。入射Ｘ線にはＭｏＫα線を使用し、残留オーステナイト相の｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝面とフェライト相の｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝面のピークの積分強度の全ての組み合わせについて強度比を求め、これらの平均値を残留オーステナイト相の体積率とする。 Volume fraction of retained austenite: 12% or more and 50% or less In the high-strength steel sheet of the present invention, the TRIP effect of the retained austenite phase is utilized in order to ensure good ductility. In order to obtain sufficient elongation by the TRIP effect, the volume fraction of retained austenite must be 12% or more. On the other hand, when the volume fraction of retained austenite exceeds 50%, the concentrations of C and Mn in the retained austenite become diluted and destabilized, resulting in not only a decrease in ductility but also a decrease in YS. Therefore, the volume fraction of retained austenite is set to 12% or more and 50% or less. Preferably, it is 20% or more and 40% or less.
The volume fraction of the retained austenite phase can be determined by polishing the steel plate up to the 1/4 plane in the plate thickness direction and measuring the X-ray diffraction intensity of this 1/4 plane of the plate thickness. MoKα rays were used as incident X-rays, and peaks of the {111}, {200}, {220}, and {311} planes of the retained austenite phase and the {110}, {200}, and {211} planes of the ferrite phase were observed. Intensity ratios are obtained for all combinations of integrated intensities, and the average value of these is taken as the volume fraction of the retained austenite phase.

鋼板中の転位密度：４．０×１０^１４ｍ^－２以上１．０×１０^１６ｍ^－２以下
本発明の高強度鋼板では、ＹＳとＹＰＥｌの上昇および穴広げ率の上昇のため、本来軟質相であるフェライトを転位強化によって高降伏応力化している。転位強化量はベイリーハーシュの式から転位密度の１／２乗に比例するため、転位密度の制御は非常に重要である。鋼板中の転位密度が４．０×１０^１４ｍ^－２未満では転位強化量が不足し、ＹＲと穴広げ率が低下する。一方で、転位密度が１．０×１０^１６ｍ^－２超えでは延性が低下する。よって、鋼板中の転位密度は４．０×１０^１４ｍ^－２以上１．０×１０^１６ｍ^－２以下とする。好ましくは７．０×１０^１４ｍ^－２以上１．０×１０^１６ｍ^－２以下である。
なお、鋼板中の転位密度は、Ｘ線回折法によって求める。鋼板を板厚方向の１／４面まで化学研磨し、この板厚１／４面に対してＸ線回折強度を測定する。得られたプロファイルにおいてＤＦ－ｍＷＨ法（Ｄｉｒｅｃｔｆｉｔｔｉｎｇ－ｍｏｄｉｆｉｅｄＷｉｌｌｉａｍｓｏｎＨａｌｌ法）やＷＡ／ｍＷＨ法（Ｗａｒｒｅｎ－ＡｖｅｒｂａｃｈｍｅｔｈｏｄｍｏｄｉｆｉｅｄＷｉｌｌｉａｍｓｏｎＨａｌｌ法）といった既知の方法で解析して転位密度を求める。なお、解析には体心立方構造の回折ピークを用いる。この手法を用いると、本発明における鋼板中の転位密度は、未再結晶フェライトとマルテンサイトの両方の転位密度の混合となるが、本発明の転位密度の上下限内にあれば、ＹＳとＹＰＥｌの上昇および穴広げ率の上昇が達成されることを見出した。 Dislocation density in steel sheet: 4.0×10 ¹⁴ m ⁻² or more and 1.0×10 ¹⁶ m ⁻² or less The ferrite phase is made to have a high yield stress by dislocation strengthening. Controlling the dislocation density is very important because the amount of dislocation strengthening is proportional to the power of 1/2 of the dislocation density according to the Bailey-Hirsh equation. If the dislocation density in the steel sheet is less than 4.0×10 ¹⁴ m ⁻² , the amount of dislocation strengthening is insufficient, and the YR and hole expansion ratio decrease. On the other hand, when the dislocation density exceeds 1.0×10 ¹⁶ m ⁻² , the ductility decreases. Therefore, the dislocation density in the steel sheet should be 4.0×10 ¹⁴ m ⁻² or more and 1.0×10 ¹⁶ m ⁻² or less. It is preferably 7.0×10 ¹⁴ m ⁻² or more and 1.0×10 ¹⁶ m ⁻² or less.
Note that the dislocation density in the steel sheet is determined by the X-ray diffraction method. A steel plate is chemically polished up to the 1/4 surface in the plate thickness direction, and the X-ray diffraction intensity is measured for this 1/4 plate thickness surface. The obtained profile is analyzed by a known method such as the DF-mWH method (Direct fitting-modified Williamson Hall method) or the WA/mWH method (Warren-Averbach method modified Williamson Hall method) to obtain the dislocation density. The analysis uses the diffraction peak of the body-centered cubic structure. Using this method, the dislocation density in the steel sheet in the present invention is a mixture of dislocation densities of both non-recrystallized ferrite and martensite. and an increase in the hole expansion ratio are achieved.

残留オーステナイト中のＭｎ量（質量％）を未再結晶フェライト中のＭｎ量（質量％）で除した値：２．０以上
残留オーステナイト中のＭｎ量（質量％）を未再結晶フェライト中のＭｎ量（質量％）で除した値が高いことは、Ｍｎが濃化した安定な残留オーステナイトであることを意味する。残留オーステナイトをＭｎで安定化するためには、残留オーステナイト中のＭｎ量（質量％）を未再結晶フェライト中のＭｎ量（質量％）で除した値が２．０以上とする必要がある。残留オーステナイト中のＭｎ量（質量％）を未再結晶フェライト中のＭｎ量（質量％）で除した値が２．０未満である場合、引張試験時に早期にマルテンサイト変態してしまうため、降伏応力や伸びを低下させる。なお、残留オーステナイト中のＭｎ量（質量％）を未再結晶フェライト中のＭｎ量（質量％）で除した値の上限値は特に限定されるものではないが、伸びフランジ性の観点から、１６．０とすることが好ましい。 The value obtained by dividing the Mn amount (mass%) in the retained austenite by the Mn amount (mass%) in the unrecrystallized ferrite: 2.0 or more The Mn amount (mass%) in the retained austenite is the Mn in the unrecrystallized ferrite A high value divided by the amount (% by mass) means that it is Mn-enriched and stable retained austenite. In order to stabilize the retained austenite with Mn, the value obtained by dividing the Mn amount (mass%) in the retained austenite by the Mn amount (mass%) in the non-recrystallized ferrite must be 2.0 or more. If the value obtained by dividing the Mn amount (mass%) in the retained austenite by the Mn amount (mass%) in the unrecrystallized ferrite is less than 2.0, martensitic transformation occurs early during the tensile test, so yield Reduces stress and elongation. The upper limit of the value obtained by dividing the Mn amount (mass%) in the retained austenite by the Mn amount (mass%) in the non-recrystallized ferrite is not particularly limited, but from the viewpoint of stretch flangeability, 16 .0 is preferable.

また、残留オーステナイトおよび未再結晶フェライト中のＭｎ量は、以下のようにして求めることができる。ＥＰＭＡ（電子プローブマイクロアナライザ）を用いて、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。そして、２０個の残留オーステナイト粒および２０個の未再結晶フェライト粒のＭｎ量を分析し、分析結果より得られる各残留オーステナイト粒および未再結晶フェライト粒のＭｎ量をそれぞれ平均することにより、求めることができる。 Also, the amount of Mn in retained austenite and non-recrystallized ferrite can be obtained as follows. EPMA (electron probe microanalyzer) is used to quantify the distribution state of Mn in each phase in the cross section in the rolling direction at the position of 1/4 of the plate thickness. Then, by analyzing the Mn amount of 20 retained austenite grains and 20 unrecrystallized ferrite grains, and averaging the Mn amounts of each retained austenite grain and unrecrystallized ferrite grain obtained from the analysis results, be able to.

なお、本発明の高強度鋼板では、未再結晶フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト以外に、ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト、パーライトおよびセメンタイト等の炭化物が含まれる場合がある。これらの組織は、合計で面積率が５％以下の範囲であれば含まれていてもよく、本発明の効果が損なわれることはない。 The high-strength steel sheet of the present invention may contain carbides such as polygonal ferrite, bainitic ferrite, pearlite and cementite in addition to non-recrystallized ferrite, martensite and retained austenite. These structures may be included as long as the total area ratio is in the range of 5% or less, and the effects of the present invention are not impaired.

本発明の高強度鋼板は、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、溶融アルミニウムめっき層および電気亜鉛めっき層のうちから選ばれる１種を備えていてもよい。 The high-strength steel sheet of the present invention may have one selected from a hot-dip galvanized layer, an alloyed hot-dip galvanized layer, a hot-dip aluminum-plated layer and an electro-galvanized layer on the surface of the steel sheet.

本発明の高強度鋼板の機械的特性について、降伏応力は骨格部材において乗客保護のため９８０ＭＰａ以上であることが好ましい。なお、本発明における降伏応力は、応力―ひずみ曲線における下降伏点を意味する。また、軸圧壊安定化の観点から降伏点伸びを５％以上有することが好ましい。なお、本発明における降伏点伸びとは、降伏点現象（不連続降伏）を示す応力―ひずみ曲線における下降伏点から加工硬化を伴う均一伸び領域に遷移するまでのひずみ量を表す。 Regarding the mechanical properties of the high-strength steel sheet of the present invention, the yield stress in the frame member is preferably 980 MPa or more for passenger protection. The yield stress in the present invention means the lower yield point in the stress-strain curve. Moreover, from the viewpoint of stabilizing axial crushing, it is preferable to have a yield point elongation of 5% or more. The yield point elongation in the present invention represents the amount of strain from the lower yield point in the stress-strain curve showing the yield point phenomenon (discontinuous yield) to the uniform elongation region accompanied by work hardening.

次に、本発明の製造条件について説明する。 Next, the manufacturing conditions of the present invention will be explained.

本発明の高強度鋼板の製造方法は、上記の鋼組成を有する鋼スラブを１１００℃以上１３００℃以下に加熱して、仕上げ圧延出側温度を７５０℃以上１０００℃以下で熱間圧延し、巻取り温度を３００℃以上７５０℃以下で巻き取り、熱延板とする熱間圧延工程と、熱間圧延工程後に、酸洗を施しスケールを除去する酸洗工程と、酸洗工程後、（Ａｃ１変態点＋２０℃）以上（Ａｃ１変態点＋１００℃）以下の温度域で６００ｓ以上２１６００ｓ以下保持する熱延板焼鈍工程と、熱延板焼鈍工程後、圧下率：１５％以上９０％未満で冷間圧延して冷延板とする冷間圧延工程と、冷間圧延工程後、（Ａｃ１変態点＋２０℃）以上（Ａｃ１変態点＋１００℃）以下の温度域まで５℃／ｓ以上で昇温し、２ｓ以上１００ｓ以下保持したのち、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で４５０℃まで冷却した後、室温まで冷却する冷延板焼鈍工程とを備える。 In the method for producing a high-strength steel sheet of the present invention, a steel slab having the above steel composition is heated to 1100 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower, hot rolled at a finish rolling delivery temperature of 750 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower, and rolled. A hot-rolling step of coiling at a take-up temperature of 300° C. or higher and 750° C. or lower to form a hot-rolled sheet, a pickling step of performing pickling to remove scale after the hot rolling step, and after the pickling step, (Ac1 transformation point + 20 ° C.) or higher (Ac1 transformation point + 100 ° C.) or higher and holding for 600 s or higher and 21600 s or lower, and after the hot-rolled plate annealing step, cold rolling at a rolling reduction of 15% or more and less than 90% After the cold rolling step of rolling to form a cold-rolled sheet, and after the cold rolling step, the temperature is raised to a temperature range of (Ac1 transformation point + 20 ° C.) or more (Ac1 transformation point + 100 ° C.) at a rate of 5 ° C./s or more, a cold-rolled sheet annealing step of holding for 2 s or more and 100 s or less, cooling to 450° C. at an average cooling rate of 5° C./s or more, and then cooling to room temperature.

以下、これらの製造条件の限定理由について説明する。 Reasons for limiting these production conditions will be described below.

鋼スラブの加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下
鋼スラブ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、強度に寄与しないため、鋳造時に析出したＴｉ、Ｎｂ系析出物を再溶解させる必要がある。鋼スラブの加熱温度が１１００℃未満では、炭化物の十分な溶解が困難であり、さらに、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、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、酸化量の増加に伴いスケールロスが増大してしまう。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。したがって、鋼スラブの加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下の範囲とする。好ましくは１１５０℃以上１２５０℃以下の範囲である。 Heating temperature of steel slab: 1100° C. or higher and 1300° C. or lower Precipitates present during the heating stage of the steel slab exist as coarse precipitates in the steel plate finally obtained and do not contribute to strength. It is necessary to re-dissolve the precipitated Ti and Nb-based precipitates. If the heating temperature of the steel slab is less than 1100° C., it is difficult to sufficiently dissolve the carbides, and problems arise such as an increased risk of trouble occurring during hot rolling due to an increase in rolling load. Therefore, the heating temperature of the steel slab must be 1100° C. or higher. In addition, the heating temperature of the steel slab must be 1100°C or higher from the viewpoint of scaling off defects such as air bubbles and segregation in the slab surface layer, reducing cracks and irregularities on the steel plate surface, and achieving a smooth steel plate surface. be. On the other hand, if the heating temperature of the steel slab exceeds 1300° C., scale loss increases as the amount of oxidation increases. Therefore, the heating temperature of the steel slab must be 1300° C. or lower. Therefore, the heating temperature of the steel slab is in the range of 1100°C or higher and 1300°C or lower. It is preferably in the range of 1150°C or higher and 1250°C or lower.

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り熱間圧延され熱延板となる。このとき、仕上げ圧延出側温度が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、酸洗、冷間圧延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、延性や伸びフランジ性に悪影響を及ぼす。さらに、結晶粒径が過度に粗大となり、加工時にプレス
品の表面荒れを生じる場合がある。一方、仕上げ圧延出側温度が７５０℃未満では、圧延荷重が増大して圧延負荷が大きくなるため製造上好ましくない。したがって、熱間圧延の仕上げ圧延出側温度を７５０℃以上１０００℃以下の範囲にする必要がある。好ましくは８００℃以上９５０℃以下の範囲である。 Finish rolling delivery temperature of hot rolling: 750° C. or more and 1000° C. or less The steel slab after heating is hot-rolled by rough rolling and finish rolling to form a hot-rolled sheet. At this time, when the finish rolling exit temperature exceeds 1000°C, the amount of oxide (scale) produced increases rapidly, the interface between the base iron and the oxide becomes rough, and the surface of the steel sheet after pickling and cold rolling becomes rough. Quality tends to deteriorate. In addition, if hot-rolled scale remains partially after pickling, ductility and stretch-flangeability are adversely affected. Furthermore, the crystal grain size becomes excessively coarse, which may cause surface roughness of the pressed product during processing. On the other hand, if the finish rolling delivery temperature is less than 750° C., the rolling load increases, which is not preferable in terms of production. Therefore, it is necessary to set the finish rolling delivery temperature of hot rolling to the range of 750° C. or more and 1000° C. or less. It is preferably in the range of 800°C or higher and 950°C or lower.

熱間圧延後の巻取り温度：３００℃以上７５０℃以下
熱間圧延後の巻取り温度が７５０℃を超えると、熱延板組織が粗大となり、所望の強度確保が困難となる。一方、熱間圧延後の巻取り温度が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。したがって、熱間圧延後の巻取り温度を３００℃以上７５０℃以下の範囲にする必要がある。好ましくは４００℃以上６５０℃以下の範囲である。 Coiling temperature after hot rolling: 300° C. or more and 750° C. or less If the coiling temperature after hot rolling exceeds 750° C., the structure of the hot-rolled sheet becomes coarse, making it difficult to secure the desired strength. On the other hand, if the coiling temperature after hot rolling is less than 300 ° C., the strength of the hot-rolled sheet increases, the rolling load in cold rolling increases, and the sheet shape is defective, resulting in poor productivity. descend. Therefore, the coiling temperature after hot rolling must be in the range of 300°C or higher and 750°C or lower. It is preferably in the range of 400°C or higher and 650°C or lower.

なお、熱間圧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。また、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以下の範囲とすることが好ましい。 It should be noted that, during hot rolling, rough rolled sheets may be joined together and finish rolling may be continuously performed. Alternatively, the rough-rolled sheet may be wound once. Further, part or all of finish rolling may be lubricated rolling in order to reduce the rolling load during hot rolling. Performing lubrication rolling is also effective from the viewpoint of homogenizing the shape of the steel sheet and homogenizing the quality of the steel sheet. The coefficient of friction during lubricating rolling is preferably in the range of 0.10 or more and 0.25 or less.

このようにして製造した熱延板に、酸洗を行う。酸洗は鋼板表面の酸化物（スケール）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、一回の酸洗を行っても良いし、複数回に分けて酸洗を行っても良い。 The hot-rolled sheet thus produced is pickled. Since pickling can remove oxides (scales) from the surface of the steel sheet, it is important for ensuring good chemical convertability and plating quality of the high-strength steel sheet as the final product. Also, the pickling may be performed once, or may be performed in a plurality of times.

熱延板焼鈍（熱処理）条件：（Ａｃ１変態点＋２０℃）以上（Ａｃ１変態点＋１２０℃）以下の温度域で６００ｓ以上２１６００ｓ以下保持
熱延板焼鈍において、（Ａｃ１変態点＋２０℃）以上（Ａｃ１変態点＋１２０℃）以下の温度域で６００ｓ以上２１６００ｓ以下保持することは、本発明において極めて重要である。フェライトとオーステナイトの二相域においてＭｎをオーステナイト中に分配し濃化させるためには、熱延板焼鈍の焼鈍温度（保持温度）が（Ａｃ１変態点＋２０℃）以上（Ａｃ１変態点＋１２０℃）以下とする必要がある。熱延板焼鈍の保持温度が（Ａｃ１変態点＋２０℃）未満もしくは保持時間が６００ｓ未満となる場合、オーステナイトへの逆変態およびＭｎの濃化が進行せず、最終焼鈍（冷延板焼鈍）後に未再結晶フェライト量が過多もしくは十分にＭｎが濃化した残留オーステナイトを確保することが困難となり、延性が低下する。また熱延板焼鈍の保持温度が（Ａｃ１変態点＋１２０℃）超となる場合、二相域においてフェライト量が少なくなるためオーステナイト中へのＭｎの濃化が進行せず、最終焼鈍（冷延板焼鈍）後、十分にＭｎが濃化した残留オーステナイトを確保することが困難となり、降伏応力や延性が低下する。一方、保持時間が２１６００ｓを超えると、オーステナイト中へのＭｎの濃化が飽和し、コストアップの要因になる。したがって、熱延板焼鈍では、（Ａｃ１変態点＋２０℃）以上（Ａｃ１変態点＋１２０℃）以下、好ましくは（Ａｃ１変態点＋３０℃）以上（Ａｃ１変態点＋１００℃）以下の温度域で、６００ｓ以上２１６００ｓ以下、好ましくは、１０００ｓ以上１８０００ｓ以下の時間、保持するものとする。 Hot-rolled sheet annealing (heat treatment) conditions: Hold for 600 s or more and 21600 s or less in a temperature range of (Ac1 transformation point + 20 ° C.) or more (Ac1 transformation point + 120 ° C.). It is extremely important in the present invention to maintain the temperature range of the transformation point +120°C or less for 600 seconds or more and 21600 seconds or less. In order to distribute and concentrate Mn in austenite in the two-phase region of ferrite and austenite, the annealing temperature (holding temperature) of hot-rolled sheet annealing is (Ac1 transformation point + 20 ° C.) or higher (Ac1 transformation point + 120 ° C.) or lower. should be When the holding temperature of the hot-rolled sheet annealing is less than (Ac1 transformation point +20 ° C.) or the holding time is less than 600 s, the reverse transformation to austenite and the enrichment of Mn do not proceed, and after the final annealing (cold-rolled sheet annealing) If the amount of unrecrystallized ferrite is excessive or it becomes difficult to secure retained austenite in which Mn is sufficiently concentrated, the ductility decreases. In addition, when the holding temperature for hot-rolled sheet annealing exceeds (Ac1 transformation point + 120 ° C.), the amount of ferrite decreases in the two-phase region, so the concentration of Mn in austenite does not proceed, and the final annealing (cold-rolled sheet After annealing), it becomes difficult to secure sufficiently Mn-enriched retained austenite, and the yield stress and ductility decrease. On the other hand, when the holding time exceeds 21600 seconds, the concentration of Mn in austenite becomes saturated, which causes an increase in cost. Therefore, in the hot-rolled sheet annealing, the temperature range is from (Ac1 transformation point +20 ° C.) to (Ac1 transformation point +120 ° C.), preferably from (Ac1 transformation point +30 ° C.) to (Ac1 transformation point +100 ° C.) for 600 seconds or more. It is held for 21600 seconds or less, preferably 1000 seconds or more and 18000 seconds or less.

なお、焼鈍方法は連続焼鈍やバッチ焼鈍のいずれの焼鈍方法でも構わない。また、熱延板焼鈍工程後、室温まで冷却するが、その冷却方法および冷却速度は特に規定せず、バッチ焼鈍における炉冷、空冷および連続焼鈍におけるガスジェット冷却、ミスト冷却および水冷などのいずれの冷却でも構わない。また、酸洗は常法に従えばよい。 The annealing method may be either continuous annealing or batch annealing. In addition, after the hot-rolled sheet annealing step, it is cooled to room temperature, but the cooling method and cooling rate are not particularly specified, and furnace cooling in batch annealing, gas jet cooling in air cooling and continuous annealing, mist cooling and water cooling. Cooling is also acceptable. In addition, pickling may be carried out according to a conventional method.

冷間圧延工程の圧下率：１５％以上９０％未満
本発明においては、冷間圧延時に導入される転位によってフェライトを強化するため、冷間圧延の圧下率は重要である。最終組織において十分にフェライトを転位強化するためには、圧下率が１５％以上必要である。一方で、圧延率が９０％以上では、加工硬化が著しくなり製造性が著しく低下する。したがって、圧下率を１５％以上９０％未満とする。好ましくは３０％以上９０％未満である。より好ましくは、４５％以上９０％未満とする。 Reduction in Cold Rolling Step: 15% or More and Less than 90% In the present invention, the reduction in cold rolling is important because ferrite is strengthened by dislocations introduced during cold rolling. In order to sufficiently strengthen the ferrite in the final structure, the rolling reduction is required to be 15% or more. On the other hand, when the rolling reduction is 90% or more, the work hardening becomes remarkable and the manufacturability is remarkably lowered. Therefore, the rolling reduction is set to 15% or more and less than 90%. It is preferably 30% or more and less than 90%. More preferably, it is 45% or more and less than 90%.

冷延板焼鈍（熱処理）条件：（Ａｃ１変態点＋２０℃）以上（Ａｃ１変態点＋１００℃）以下の温度域まで５℃／ｓ以上で昇温し、２ｓ以上１００ｓ以下保持したのち、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で４５０℃まで冷却した後、室温まで冷却
冷延板焼鈍において、加熱速度、保持温度、冷却速度を制御することは極めて重要である。（Ａｃ１変態点＋２０℃）以上（Ａｃ１変態点＋１００℃）以下の温度域まで５℃／ｓ以上で昇温することは、加工誘起マルテンサイトからの炭化物析出を抑制し、続く短時間保持で多量のオーステナイト相を得るために必要である。昇温速度が５℃／ｓ未満であると昇温中に加工誘起マルテンサイトにおいて炭化物が析出し、続く短時間保持で十分な量の残留オーステナイト相を得られない。好ましくは１０℃／ｓ以上、より好ましくは１５℃／ｓ以上である。冷間圧延によって生じたＭｎリッチな加工誘起マルテンサイトからオーステナイトへ十分に逆変態させるためには、（Ａｃ１変態点＋２０℃）以上（Ａｃ１変態点＋１００℃）以下の温度域で２ｓ以上１００ｓ以下保持することが必要である。保持温度が（Ａｃ１変態点＋２０℃）未満もしくは保持時間が２ｓ未満では逆変態が不十分で残留オーステナイト量が不足する。また、保持温度が（Ａｃ１変態点＋１００℃）超えもしくは保持時間が１００ｓ超えであると、未再結晶フェライトの回復により鋼板中の転位密度が低下したり、再結晶によりポリゴナルフェライトが生成し十分な量の未再結晶フェライトが得られなかったりする。好ましくは、（Ａｃ１変態点＋３０℃）以上（Ａｃ１変態点＋７０℃）以下の温度域である。また、保持時間については、好ましくは３ｓ以上５０ｓ以下であり、より好ましくは３ｓ以上２０ｓ以下である。また、（Ａｃ１変態点＋２０℃）以上（Ａｃ１変態点＋１００℃）以下の温度域から５℃／ｓ以上の平均冷却速度で４５０℃まで冷却することは、冷間圧延によって導入された未再結晶フェライト中の転位密度の低下を抑制するために必要である。平均冷却速度が５℃／ｓ未満であると未再結晶フェライト中で回復や再結晶が生じやすくなり鋼板中の転位密度が低下する。 Cold-rolled sheet annealing (heat treatment) conditions: (Ac1 transformation point + 20 ° C.) or higher (Ac1 transformation point + 100 ° C.) or higher at a temperature range of 5 ° C./s or higher, held for 2 s or higher and 100 s or lower, then 5 ° C./ After cooling to 450°C at an average cooling rate of s or more, cooling to room temperature In cold-rolled steel annealing, it is extremely important to control the heating rate, holding temperature, and cooling rate. Raising the temperature at 5°C/s or more to a temperature range of (Ac1 transformation point + 20°C) or more (Ac1 transformation point + 100°C) or less suppresses precipitation of carbides from deformation-induced martensite, and a large amount of is necessary to obtain the austenitic phase of If the heating rate is less than 5° C./s, carbides precipitate in deformation-induced martensite during heating, and a sufficient amount of retained austenite phase cannot be obtained in the subsequent short-time holding. It is preferably 10° C./s or more, more preferably 15° C./s or more. In order to sufficiently reversely transform the Mn-rich deformation-induced martensite generated by cold rolling to austenite, the temperature range of (Ac1 transformation point + 20 ° C.) or more (Ac1 transformation point + 100 ° C.) and held for 2 seconds or more and 100 seconds or less It is necessary to. If the holding temperature is less than (Ac1 transformation point+20° C.) or the holding time is less than 2 seconds, the reverse transformation is insufficient and the amount of retained austenite is insufficient. Further, when the holding temperature exceeds (Ac1 transformation point + 100 ° C.) or the holding time exceeds 100 s, the dislocation density in the steel sheet decreases due to recovery of non-recrystallized ferrite, and polygonal ferrite is generated due to recrystallization. In some cases, a sufficient amount of non-recrystallized ferrite cannot be obtained. Preferably, the temperature range is from (Ac1 transformation point +30°C) to (Ac1 transformation point +70°C). Also, the holding time is preferably 3 s or more and 50 s or less, more preferably 3 s or more and 20 s or less. In addition, cooling from the temperature range of (Ac1 transformation point + 20 ° C.) to (Ac1 transformation point + 100 ° C.) to 450 ° C. at an average cooling rate of 5 ° C./s or more is the non-recrystallization introduced by cold rolling Necessary for suppressing a decrease in dislocation density in ferrite. When the average cooling rate is less than 5° C./s, recovery and recrystallization tend to occur in non-recrystallized ferrite, resulting in a decrease in dislocation density in the steel sheet.

また、冷延板焼鈍工程における昇温保持後、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で４５０℃まで冷却した後、３５０℃以上４５０℃以下の温度域で１０ｓ以上６００ｓ以下保持したのち、室温まで冷却することができる。３５０℃以上４５０℃以下の温度域で１０ｓ以上６００ｓ以下保持することで、部分的に残存するマルテンサイトからＣが逆変態で生じたオーステナイト相中に拡散する。これによって、残留オーステナイトがより安定化して、延性が向上する。保持温度が３５０℃未満もしくは保持時間が１０ｓ未満では、Ｃの分配が不十分であり、上記の効果は得られない。一方で、保持温度が４５０℃超えもしくは保持時間が６００ｓ超えでは、むしろ転位密度の減少が生じる。したがって、３５０℃以上４５０℃以下の温度域で１０ｓ以上６００ｓ以下保持することが好ましい。 In addition, after heating and holding in the cold-rolled sheet annealing step, after cooling to 450 ° C. at an average cooling rate of 5 ° C./s or more, after holding in a temperature range of 350 ° C. or more and 450 ° C. or less for 10 s or more and 600 s or less, the temperature rises to room temperature. Allow to cool. By holding in the temperature range of 350° C. to 450° C. for 10 seconds to 600 seconds, C diffuses from partially remaining martensite into the austenite phase generated by reverse transformation. This makes the retained austenite more stable and improves ductility. If the holding temperature is less than 350° C. or the holding time is less than 10 s, distribution of C is insufficient and the above effect cannot be obtained. On the other hand, when the holding temperature exceeds 450° C. or the holding time exceeds 600 s, the dislocation density rather decreases. Therefore, it is preferable to hold the temperature in the temperature range of 350° C. or higher and 450° C. or lower for 10 seconds or longer and 600 seconds or shorter.

溶融亜鉛めっき処理
溶融亜鉛めっき処理を施す場合には、冷延板焼鈍工程後に鋼板を通常の浴温のめっき浴中に浸入させて行い、ガスワイピングなどで付着量を調整する。めっき浴温に際しては、特にその条件を限定する必要はないが、４５０～５００℃の範囲が好ましい。 Hot-dip galvanizing treatment When hot-dip galvanizing treatment is performed, the steel sheet is immersed in a plating bath at a normal bath temperature after the cold-rolled steel annealing process, and the coating amount is adjusted by gas wiping or the like. The plating bath temperature is not particularly limited, but is preferably in the range of 450 to 500°C.

合金化処理
プレス性、スポット溶接性および塗料密着性を確保するために、めっき後に熱処理を施してめっき層中に鋼板のＦｅを拡散させた、合金化溶融亜鉛めっきが多く使用される。このため、本発明においても合金化処理を施すことが好ましい。なお、４５０℃以上６００℃以下の温度域で合金化処理を施すことが好ましい。６００℃を超える温度で合金化処理を行うと、未変態オーステナイトがパーライトへ変態し、所望の残留オーステナイトの体積率を確保できず、延性が低下する場合がある。一方、合金化処理の温度が４５０℃に満たないと、合金化が進行せず、合金層の生成が困難となる。したがって、亜鉛めっきの合金化処理を行うときは、４５０℃以上６００℃以下の温度域で合金化処理を施すことが好ましい。 Alloying Treatment In order to secure pressability, spot weldability and paint adhesion, alloyed hot-dip galvanizing is often used, in which heat treatment is performed after plating to diffuse Fe of the steel sheet into the coating layer. Therefore, it is preferable to perform an alloying treatment also in the present invention. In addition, it is preferable to perform alloying treatment in a temperature range of 450° C. or higher and 600° C. or lower. If the alloying treatment is performed at a temperature exceeding 600° C., untransformed austenite transforms into pearlite, and the desired volume fraction of retained austenite cannot be secured, and ductility may decrease. On the other hand, if the temperature of the alloying treatment is less than 450° C., the alloying does not progress, making it difficult to form an alloy layer. Therefore, when the alloying treatment for zinc plating is performed, it is preferable to perform the alloying treatment in a temperature range of 450°C or higher and 600°C or lower.

溶融アルミニウムめっき処理
溶融アルミニウムめっき処理を施すときは、冷延板焼鈍工程後の鋼板をアルミニウムめっき浴中に浸漬して、溶融アルミニウムめっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。 Hot-dip aluminum plating treatment When applying hot-dip aluminum plating treatment, the steel sheet after the cold-rolled steel annealing process is immersed in an aluminum plating bath to apply hot-dip aluminum plating treatment, and then gas wiping is used to adjust the coating weight. do.

電気亜鉛めっき処理
電気亜鉛めっき処理を施すときは、冷延板焼鈍工程後の鋼板を電解溶液中に浸漬して通電することで鋼板表面に亜鉛を析出させる。その際の条件は特に限定しないが、皮膜厚が５μｍから１５μｍの範囲になるように電気亜鉛めっき処理の条件を調整することが好ましい。 Electrogalvanizing Treatment When electrogalvanizing treatment is applied, zinc is deposited on the surface of the steel sheet by immersing the steel sheet after the cold-rolled sheet annealing process in an electrolytic solution and energizing the steel sheet. The conditions at that time are not particularly limited, but it is preferable to adjust the conditions of the electrogalvanizing treatment so that the film thickness is in the range of 5 μm to 15 μm.

なお、本発明の製造方法における一連の熱処理においては、上述した温度範囲内であれば保持温度は一定である必要はなく、また冷却速度が冷却中に変化した場合においても規定した範囲内であれば本発明の趣旨を損なわない。また、熱履歴さえ満足すれば、鋼板はいかなる設備で熱処理を施されてもかまわない。加えて、熱処理後に形状矯正のため本発明の鋼板に調質圧延をすることも本発明の範囲に含まれる。なお、本発明では、鋼素材を通常の製鋼、鋳造、熱延の各工程を経て製造する場合を想定しているが、例えば薄手鋳造などにより熱延工程の一部もしくは全部を省略して製造する場合でもよい。 In the series of heat treatments in the production method of the present invention, the holding temperature does not need to be constant as long as it is within the above-described temperature range, and even if the cooling rate changes during cooling, it is within the specified range. does not impair the gist of the present invention. Moreover, as long as the heat history is satisfied, the steel sheet may be heat-treated with any equipment. In addition, it is within the scope of the present invention to subject the steel sheet of the present invention to temper rolling for shape correction after heat treatment. In the present invention, it is assumed that the steel material is manufactured through normal steelmaking, casting, and hot rolling processes, but for example, thin casting is performed by omitting part or all of the hot rolling process. may be used.

次に、本発明の部材およびその製造方法について説明する。 Next, the member of the present invention and its manufacturing method will be described.

本発明の部材は、本発明の高強度鋼板に対して、成形加工および溶接の少なくとも一方を施してなるものである。また、本発明の部材の製造方法は、本発明の高強度鋼板の製造方法によって製造された鋼板に対して、成形加工および溶接の少なくとも一方を施す工程を有する。 The member of the present invention is obtained by subjecting the high-strength steel plate of the present invention to at least one of forming and welding. Further, the method for manufacturing a member according to the present invention has a step of subjecting the steel plate manufactured by the method for manufacturing a high-strength steel plate according to the present invention to at least one of forming and welding.

本発明の高強度鋼板は、延性と伸びフランジ性に優れ、かつ高い降伏応力と降伏点伸びを有する。そのため、本発明の高強度鋼板を用いて得た部材は、高強度であり、曲げ変形部位や張り出し部位や伸びフランジ部位で割れやネッキングの発生が極めて少ない。したがって、本発明の部材は、高強度鋼板を複雑な形状に成形加工して得られる部品等に好適に使用できる。本発明の部材は、例えば、自動車用骨格部材や衝撃吸収部材といった自動車用部品に好適に用いることができる。 The high-strength steel sheet of the present invention is excellent in ductility and stretch-flange formability, and has high yield stress and yield point elongation. Therefore, members obtained by using the high-strength steel sheet of the present invention have high strength, and the occurrence of cracks and necking at bending deformation sites, overhanging sites, and stretch-flanging sites is extremely low. Therefore, the member of the present invention can be suitably used for parts or the like obtained by forming a high-strength steel plate into a complicated shape. The member of the present invention can be suitably used for automobile parts such as automobile frame members and impact absorbing members.

成形加工は、プレス加工等の一般的な加工方法を制限なく用いることができる。また、溶接は、スポット溶接、アーク溶接等の一般的な溶接を制限なく用いることができる。 For molding, general processing methods such as press processing can be used without limitation. In addition, general welding such as spot welding and arc welding can be used without limitation.

表１に示す成分組成からなる鋼を真空溶解炉で溶製し、板厚３５ｍｍに粗圧延した後、１１００～１３００℃×１ｈ加熱保持し、仕上げ圧延出側温度８５０℃以上で板厚約４．０ｍｍまで圧延し、次いで、巻取り温度５００～６５０℃で１ｈ保持した後、炉冷した。次いで、得られた熱延板を、酸洗後、（Ａｃ１変態点＋２０℃）以上（Ａｃ１変態点＋１２０℃）以下で熱延板焼鈍を行い、所定の冷間圧延率で冷間圧延した。続いて、（Ａｃ１変態点＋２０℃）以上（Ａｃ１変態点＋１００℃）以下で冷延板焼鈍を行った。表２に製造条件の詳細を示す。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。 A steel having the chemical composition shown in Table 1 is melted in a vacuum melting furnace, roughly rolled to a plate thickness of 35 mm, heated and held at 1100 to 1300 ° C. for 1 h, and finished rolling at a temperature of 850 ° C. or higher at a plate thickness of about 4. 0 mm, then held at a coiling temperature of 500 to 650° C. for 1 hour, and then cooled in a furnace. Next, the obtained hot-rolled sheet was pickled, hot-rolled sheet annealed at (Ac1 transformation point +20°C) or more (Ac1 transformation point +120°C) or less, and cold rolled at a predetermined cold rolling reduction. Subsequently, cold-rolled sheet annealing was performed at (Ac1 transformation point +20°C) or more (Ac1 transformation point +100°C) or less. Table 2 shows the details of the manufacturing conditions. The Ac1 transformation point was obtained using the following formula.
Ac1 transformation point (° C.)=751−16×(%C)+11×(%Si)−28×(%Mn)−5.5×(%Cu)−16×(%Ni)+13×(%Cr) +3.4 x (%Mo)
Here, (%C), (%Si), (%Mn), (%Ni), (%Cu), (%Cr) and (%Mo) are the contents of each element in the steel (mass% ).

冷延板焼鈍工程後、一部の鋼板に対して、めっき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）、溶融アルミニウムめっき鋼板（Ａｌ）および電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）などを得た。 After the cold-rolled sheet annealing process, some of the steel sheets are subjected to plating treatment to form hot-dip galvanized steel sheets (GI), alloyed hot-dip galvanized steel sheets (GA), hot-dip aluminum-coated steel sheets (Al), and electrogalvanized steel sheets. (EG) and others were obtained.

なお、溶融亜鉛めっき浴として、溶融亜鉛めっき鋼板（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板（ＧＡ）では、Ａｌ：０．１４質量％含有亜鉛浴を使用した。またいずれも、浴温は４６５℃、めっき付着量は片面あたり４５ｇ／ｍ^２（両面めっき）とした。さらにＧＡでは、合金化処理後でめっき層中のＦｅ濃度を９質量％以上１２質量％以下になるように調整した。溶融アルミニウムめっき鋼板用の溶融アルミニウムめっき浴の浴温は６８０℃とした。 As the hot-dip galvanizing bath, for the hot-dip galvanized steel sheet (GI), a zinc bath containing 0.19% by mass of Al, and for the alloyed hot-dip galvanized steel sheet (GA), a zinc bath containing 0.14% by mass of Al used the bath. In both cases, the bath temperature was 465° C., and the coating weight was 45 g/m ² per side (double-sided plating). Furthermore, in GA, the Fe concentration in the plating layer after the alloying treatment was adjusted to 9% by mass or more and 12% by mass or less. The bath temperature of the hot-dip aluminum plating bath for the hot-dip aluminum plated steel sheet was 680°C.

得られた鋼板について、組織観察を行うとともに、引張特性および伸びフランジ性を評価した。評価方法は以下のとおりである。 The structure of the obtained steel sheet was observed, and the tensile properties and stretch-flange formability were evaluated. The evaluation method is as follows.

組織観察
組織観察について、未再結晶フェライトとマルテンサイトの面積率は、以下のようにして求めた。
鋼板をオイルバスで２００℃、２時間熱処理をしてマルテンサイト中に炭化物を析出させた。その鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、１ｖｏｌ．％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（走査電子顕微鏡）を用いて５０００倍の倍率で、２５．５μｍ×１９μｍの範囲の視野を５視野観察し、組織画像を得た。この得られた画像を用いて、メッシュを描き、各視野２４０点のポイントカウンティングを行った。未再結晶フェライトは圧延によって伸長した結晶粒であり暗いコントラストを呈し、マルテンサイトは上記の熱処理で焼き戻され、白いコントラストを呈する微細な炭化物が存在する組織として判別される。なお、ポリゴナルフェライトはアスペクト比が小さい暗いコントラストを呈し、セメンタイトおよびパーライトについては、比較的粗大な層状の白いコントラストを呈することから判別される。
残留オーステナイト相の体積率は、鋼板を板厚方向の１／４面まで研磨し、この板厚１／４面に対してＸ線回折強度を測定することで求めることができる。入射Ｘ線にはＭｏＫα線を使用し、残留オーステナイト相の｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝面とフェライト相の｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝面のピークの積分強度の全ての組み合わせについて強度比を求め、これらの平均値を残留オーステナイト相の体積率とした。
鋼板中の転位密度は、Ｘ線回折法によって求める。鋼板を板厚方向の１／４面まで化学研磨し、この板厚１／４面に対してＸ線回折強度を測定する。得られたプロファイルを用いてＤＦ－ｍＷＨ法（Ｄｉｒｅｃｔｆｉｔｔｉｎｇ－ｍｏｄｉｆｉｅｄＷｉｌｌｉａｍｓｏｎＨａｌｌ法）やＷＡ／ｍＷＨ法（Ｗａｒｒｅｎ－ＡｖｅｒｂａｃｈｍｅｔｈｏｄｍｏｄｉｆｉｅｄＷｉｌｌｉａｍｓｏｎＨａｌｌ法）といった既知の方法で解析して転位密度を求めた。なお、解析には体心立方構造の回折ピークを用いた。
残留オーステナイトおよび未再結晶フェライト中のＭｎ量は、ＥＰＭＡ（電子プローブマイクロアナライザ）を用いて、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。そして、２０個の残留オーステナイト粒および２０個の未再結晶フェライト粒のＭｎ量を分析し、分析結果より得られる各残留オーステナイト粒および未再結晶フェライト粒のＭｎ量をそれぞれ平均することにより、求めた。
＜引張特性＞
引張特性は、引張試験で評価した。引張試験は、圧延方向に平行に加工したＪＩＳ５号試験片に対して、クロスヘッドスピードを１０ｍｍ／ｍｉｎで行い、ＴＳ（引張強度）、ＹＳ（降伏応力）、ＹＰＥｌ（降伏点伸び）、Ｅｌ（全伸び）を測定した。本発明では、ＹＳが９８０ＭＰａ以上、ＹＰＥｌは５％以上の時に良好と判定した。また、本発明では延性の指標としてＹＳ×Ｅｌの値を採用し、ＹＳ×Ｅｌの値が２５０００ＭＰａ×％以上であるときに良好と判定した。なお、本発明における降伏応力は、応力―ひずみ曲線における下降伏点を読み取り求めた。また、ＹＰＥｌは、降伏点現象（不連続降伏）を示す応力―ひずみ曲線における下降伏点から加工硬化を伴う均一伸び領域に遷移するまでのひずみ量を読み取り求めた。 Structure Observation Regarding structure observation, the area ratios of non-recrystallized ferrite and martensite were obtained as follows.
The steel plate was heat-treated in an oil bath at 200° C. for 2 hours to precipitate carbides in martensite. After polishing the plate thickness cross-section parallel to the rolling direction of the steel plate, 1 vol. % nital, and the 1/4 position of the plate thickness (the position corresponding to 1/4 of the plate thickness in the depth direction from the surface of the steel plate) was examined with a SEM (scanning electron microscope) at a magnification of 5000 times. Five fields of view in the range of 5 μm×19 μm were observed to obtain a tissue image. Using this obtained image, a mesh was drawn and point counting was performed for 240 points in each field of view. Unrecrystallized ferrite is crystal grains elongated by rolling and presents a dark contrast, while martensite is tempered by the above heat treatment and is discriminated as a structure in which fine carbides presenting a white contrast are present. Polygonal ferrite exhibits a dark contrast with a small aspect ratio, and cementite and pearlite exhibit a relatively coarse layered white contrast.
The volume fraction of the retained austenite phase can be determined by polishing the steel plate up to the 1/4 plane in the plate thickness direction and measuring the X-ray diffraction intensity of this 1/4 plane of the plate thickness. MoKα rays were used as incident X-rays, and peaks of the {111}, {200}, {220}, and {311} planes of the retained austenite phase and the {110}, {200}, and {211} planes of the ferrite phase were observed. Intensity ratios were determined for all combinations of integrated intensities, and the average value of these was taken as the volume fraction of the retained austenite phase.
The dislocation density in the steel sheet is determined by the X-ray diffraction method. A steel plate is chemically polished up to the 1/4 surface in the plate thickness direction, and the X-ray diffraction intensity is measured for this 1/4 plate thickness surface. The obtained profile was analyzed by known methods such as the DF-mWH method (Direct fitting-modified Williamson Hall method) and the WA/mWH method (Warren-Averbach method modified Williamson Hall method) to determine the dislocation density. The diffraction peak of the body-centered cubic structure was used for the analysis.
The amount of Mn in retained austenite and non-recrystallized ferrite is quantified by using an EPMA (Electron Probe Micro Analyzer) to quantify the state of distribution of Mn in each phase in the rolling direction section at the 1/4 position of the plate thickness. Then, by analyzing the Mn content of 20 retained austenite grains and 20 non-recrystallized ferrite grains, and averaging the Mn content of each retained austenite grain and the non-recrystallized ferrite grain obtained from the analysis results, rice field.
<Tensile properties>
Tensile properties were evaluated by tensile tests. A tensile test was performed on a JIS No. 5 test piece processed parallel to the rolling direction at a crosshead speed of 10 mm / min, and TS (tensile strength), YS (yield stress), YPEl (yield point elongation), El ( total elongation) was measured. In the present invention, it was judged to be good when YS was 980 MPa or more and YPEl was 5% or more. Moreover, in the present invention, the value of YS×El was used as an index of ductility, and when the value of YS×El was 25000 MPa×% or more, it was judged to be good. The yield stress in the present invention was determined by reading the lower yield point in the stress-strain curve. YPEl was obtained by reading the amount of strain from the lower yield point in the stress-strain curve showing the yield point phenomenon (discontinuous yield) to the transition to the uniform elongation region accompanied by work hardening.

＜伸びフランジ性＞
伸びフランジ性は穴広げ試験で評価した。穴広げ試験は、１００ｍｍ×１００ｍｍの試験片を採取し、ＪＦＳＴ１００１に準拠して６０゜円錐ポンチを用いて穴広げ試験を３回行って平均の穴広げ率（％）を求めた。なお、本発明では、λ≧３０（％）を良好と判定した。 <Stretch flangeability>
The stretch flangeability was evaluated by a hole expanding test. In the hole expansion test, a test piece of 100 mm x 100 mm was taken, and the hole expansion test was performed three times using a 60° conical punch in accordance with JFST 1001 to obtain an average hole expansion ratio (%). In the present invention, λ≧30(%) was judged to be good.

結果を表３に示す。 Table 3 shows the results.

本発明例の高強度鋼板は、いずれもＹＳが９８０ＭＰａ以上、ＹＳ×Ｅｌが２５０００ＭＰａ×％以上、ＹＰＥｌが５％以上、λが３０％以上を満たす。すなわち、延性と伸びフランジ性に優れ、かつ降伏応力と降伏点伸びが高い高強度鋼板が得られている。一方で、比較例ではＹＳ、ＹＳ×Ｅｌ、ＹＰＥｌおよびλのうち少なくとも一つの特性が劣っている。 All of the high-strength steel sheets of the present invention satisfy YS of 980 MPa or more, YS×El of 25000 MPa×% or more, YPEl of 5% or more, and λ of 30% or more. That is, a high-strength steel sheet having excellent ductility and stretch-flangeability and high yield stress and yield point elongation is obtained. On the other hand, the comparative example is inferior in at least one characteristic among YS, YS×El, YPEl and λ.

Claims

As a component composition, in mass%, C: 0.030% or more and 0.250% or less,
Si: 0.01% or more and 3.00% or less,
Al: 0.01% or more and 2.00% or less,
Mn: 3.50% or more and 10.00% or less,
P: 0.001% or more and 0.100% or less,
S: 0.0001% or more and 0.0200% or less and N: 0.0005% or more and 0.0100% or less, the balance being Fe and inevitable impurities,
The steel structure has an area ratio of 25% to 75% unrecrystallized ferrite, 5% to 35% martensite, and a volume ratio of 12% to 50% retained austenite. has a dislocation density of 4.0×10 ¹⁴ m ⁻² or more and 1.0×10 ¹⁶ m ⁻² or less, and the Mn amount (% by mass) in the retained austenite is equal to the Mn amount in the non-recrystallized ferrite A high-strength steel sheet having a value divided by (% by mass) of 2.0 or more.

Further, as the component composition, in mass%,
Cr: 1.00% or less,
V: 1.00% or less,
Mo: 1.00% or less,
2. The high-strength steel sheet according to claim 1, containing one or more selected from Ni: 1.00% or less and Cu: 1.00% or less.

Further, as the component composition, in mass%,
3. The high-strength steel sheet according to claim 1, containing one or two selected from Ti: 0.20% or less and Nb: 0.20% or less.

Further, as the component composition, in mass%,
B: The high-strength steel sheet according to any one of claims 1 to 3, characterized by containing 0.0050% or less.

Further, as the component composition, in mass%,
5. The high-strength steel sheet according to any one of claims 1 to 4, containing one or two selected from Ca: 0.005% or less and REM: 0.005% or less.

Further, as the component composition, in mass%,
The high-strength steel sheet according to any one of claims 1 to 5, containing one or two selected from Sb: 0.05% or less and Sn: 0.05% or less.

The high-strength steel sheet according to any one of claims 1 to 6, further comprising one selected from a hot-dip galvanized layer, an alloyed hot-dip galvanized layer, a hot-dip aluminum-plated layer and an electro-galvanized layer high-strength steel plate with

A method for producing a high-strength steel sheet according to any one of claims 1 to 7, wherein the steel slab having the chemical composition is heated to 1100 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower, and the finish rolling delivery temperature is set to 750 ° C. C. or higher and 1000.degree. C. or lower, coiled at a coiling temperature of 300.degree. C. or higher and 750.degree. a pickling process;
After the pickling step, a hot-rolled sheet annealing step of holding for 600 s or more and 21600 s or less in a temperature range of (Ac1 transformation point + 20 ° C.) or more (Ac1 transformation point + 120 ° C.) or less;
After the hot-rolled sheet annealing step, a cold-rolling step to obtain a cold-rolled sheet by cold rolling at a rolling reduction of 15% or more and less than 90%;
After the cold rolling step, the temperature is raised to a temperature range of (Ac1 transformation point + 20 ° C.) or more (Ac1 transformation point + 100 ° C.) at 5 ° C./s or more, and after holding for 2 seconds or more and 100 seconds or less, 5 ° C./s or more. a cold-rolled sheet annealing step of cooling to room temperature after cooling to 450°C at an average cooling rate of .

The method for producing a high-strength steel sheet according to claim 8, wherein in the cold-rolled sheet annealing step, after cooling to 450 ° C. at the average cooling rate of 5 ° C./s or more, the temperature of 350 ° C. or more and 450 ° C. or less A method for producing a high-strength steel sheet, characterized in that the temperature is maintained at a temperature of 10 seconds or more and 600 seconds or less, and then cooled to room temperature.

10. The method for producing a high-strength steel sheet according to claim 8, wherein after the cold-rolled sheet annealing step, the steel sheet is immersed in a hot-dip galvanizing bath and hot-dip galvanized. .

11. The method for manufacturing a high-strength steel sheet according to claim 10, wherein an alloying treatment is performed after the hot-dip galvanizing.

10. The method for producing a high-strength steel sheet according to claim 8, wherein after the cold-rolled sheet annealing step, the cold-rolled sheet is immersed in a hot-dip aluminum plating bath and hot-dip aluminum plating is applied. .

10. The method for producing a high-strength steel sheet according to claim 8 or 9, wherein electrogalvanizing is applied after the cold-rolled sheet annealing step.

A member obtained by subjecting the high-strength steel plate according to any one of claims 1 to 7 to at least one of forming and welding.

A method of manufacturing a member, comprising subjecting a high-strength steel plate manufactured by the method of manufacturing a high-strength steel plate according to any one of claims 8 to 13 to at least one of forming and welding.