JP7238129B2 - 高穴拡げ率と高伸び率を有する９８０ＭＰａ級冷間圧延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

高穴拡げ率と高伸び率を有する９８０ＭＰａ級冷間圧延鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、冷間圧延鋼板及びその製造方法に関し、特に、高穴拡げ率と高伸び率を有する９８０ＭＰａ級冷間圧延鋼板及びその製造方法に関する。
世界的なエネルギー危機と環境問題の深刻化に伴い、省エネと安全性は自動車製造業の主要な発展の方向性となっている。高強度の鋼は、優れた機械的特性と使用性を備えており、構造部品の製造に適している。
従来の冷間圧延鋼板では、高穴拡げ率を得るための一般的な方法は、連続焼鈍＋中温過時効のプロセスルートを通じてマトリックスに最終的にベイナイト組織を高い割合で得る（一般にベイナイト含有量が７０％以上である複相鋼）ことで、組織の強度差を減らし、穴拡げ率を増加させる。このタイプの高穴拡げ性鋼板には、以下のような固有の欠点がある：ベイナイト組織の比率が高いと、高穴拡げ率を確保できるが、ベイナイト組織の比率が高いマトリックスの伸び率は高くなく、材料の加工性能が低下する。
その他、穴拡げ率が高い冷間圧延高強度鋼は、次のものが挙げられる。
米国特許公開第ＵＳ２０１８００２３１５５Ａ１号は、伸び率および穴拡げ率が優れた９８０ＭＰａ以上級の超高強度冷間圧延鋼板およびその製造方法を開示している。そのうち、Ｃ：０．１－０．５％、Ｓｉ：０．８－４．０％、Ｍｎ：１．０－４．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０－２％、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０２－０．１５％であり、さらに他の元素も添加できる。最終組織には、フェライト相、ベイナイト相、及びマルテンサイト相が含まれている必要があり、かつ１０～２５％の残留オーステナイト相が含まれている必要がある。その独自性は、Ｓｉの添加によって残留オーステナイトを得て優れた伸び率および穴拡げ率が得られ、かつ９８０ＭＰａの穴拡げ率が３０％以上にしか到達できないことにある。
韓国特許公開第ＫＲ１８５８８５２Ｂ１は、高伸び率、高靭性、穴拡げ率が優れた９８０ＭＰａ以上級の超高強度冷間圧延鋼板およびその製造方法を開示している。そのうち、Ｃ：０．０６－０．２％、Ｓｉ：０．３－２．５％、Ｍｎ：１．５－３．０％、Ａｌ：０．０１－０．２％、Ｍｏ：０－０．２％、Ｔｉ：０．０１－０．０５％、Ｎｉ：０．０１－３．０％、Ｓｂ：０．０２－０．０５％、Ｂ：０．０００５－０．００３％、Ｎ：０．０１％以下であり、残部がＦｅ及び他の不可避不純物である。その独自性は、プロセスを通じて焼戻しマルテンサイトとマルテンサイトの比率を制御し、且つ、Ｓｉの添加を増やすことにより最終組織に２０％以上の残留オーステナイトを含み、最終的に、良い総合的な成形性が得られることにある。
上記の２つの特許出願は両方とも、Ｓｉを添加することにより残留オーステナイトを得ることで、比較的に良い穴拡げ率が得られる方法について紹介しており、両方の出願は、高いＳｉ含有量の添加に依存している。
現在、超高強度ＤＰ鋼及びＱＰ鋼は強度と塑性に優れているが、穴拡げ率（約２０％～３５％）は従来の自動車用軟鋼の穴拡げ率よりもはるかに低く、ＣＰ鋼の穴拡げ率が高いであるが、伸び率が低すぎる。従って、ＤＰ鋼の伸び率よりも低くないとともに、穴拡げ率が改善される製品の開発は、幅広い適用の見通しがあるだろう。
本発明の目的は、高穴拡げ率と高伸び率を有する９８０ＭＰａ級冷間圧延鋼板およびその製造方法を提供することであり、当該鋼板は、降伏強度が６００ＭＰａ超え、引張強度が９８０ＭＰａ超え、伸び率が１１％超え、穴拡げ率が４５％以上であり、鋼板の強度が９８０ＭＰａ級に達し、最終組織に３０％以上のバイナイトを含むことで、より高い穴拡げ率が得られ、マルテンサイトの体積比率を１５％以上とすることで、強度を確保し、残りの組織を１０％以上のフェライトとすることで、より高い伸び率を確保し、且つ、組織中に均一かつ分散して分布するナノスケールの析出物を得ることで、より高い析出強化効果が得られ、相間の強度差が減少するため、優れた穴拡げ率が得られる。
上記目的を達成するために、本発明の技術案は以下のようである。
本発明の鋼設計の組成は、主にＣ＋Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｔｉで構成される組成系であり、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、およびＭｏの協調設計により、熱間圧延と巻き取りの後に拡散型相変態－フェライト変態を確実に発生させ、多数の相間ナノ析出物を生成するとともに、ベイナイトＣ曲線が左にシフトし、最終的なベイナイトの体積分率含有量が３０％を超えることを確保しながら、特定の焼入れ性を確保して最終組織のマルテンサイトの体積分率含有量が１５％を超えることを確保する。
具体的には、本発明の高穴拡げ率と高伸び率を有する９８０ＭＰａ級冷間圧延鋼板は、化学成分の質量百分率が、Ｃ：０．０８％～０．１２％、Ｓｉ：０．１％～１．０％、Ｍｎ：１．９％～２．６％、Ａｌ：０．０１％～０．０５％、Ｃｒ：０．１～０．５５％、Ｍｏ：０．１～０．５％、Ｔｉ：０．０１～０．１％であり、残部がＦｅ及び不可避不純物であり、さらに、以下の関係を満足する。
１．８≧５×［Ｃ］＋０．４×［Ｓｉ］＋０．１×（［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］）２≧１．３，［Ｍｏ］≧３×［Ｔｉ］
本発明の冷間圧延鋼板のミクロ組織はフェライト＋ベイナイト＋マルテンサイトに加えて、均一かつ分散して（即ち、散らばって）分布するナノスケールの析出物が含まれ、そのうち、ベイナイトの体積分率含有量が３０％超え、マルテンサイトの体積分率含有量が１５％超え、析出物の平均サイズが２０ｎｍ未満である。一般に、本発明の冷間圧延鋼板のミクロ組織において、マルテンサイトの体積分率含有量の上限が３５％、フェライトの体積分率含有量の上限が３０％、ベイナイトの体積分率含有量の上限が７５％である。好ましくは、本発明の鋼板のミクロ組織において、ベイナイトの体積分率含有量が３５％超え、マルテンサイトの体積分率含有量が２０％超えである。いくつかの実施形態では、本発明の冷間圧延鋼板のミクロ組織におけるベイナイトの体積分率含有量が３５％超え、マルテンサイトの体積分率含有量が１５％超えである。好ましくは、本発明の冷間圧延鋼板のミクロ組織において、マルテンサイトの体積分率含有量が１５％超えかつ３５％以下、より好ましくは２０～３５％であり；フェライトの体積分率含有量が１０％超えかつ３０％以下であり；ベイナイトの体積分率含有量が３０％超えかつ７５％以下、より好ましくは３５～７５％である。本発明の冷間圧延鋼板は、ミクロ組織中に残留オーステナイトを含まない。
本発明の鋼板の降伏強度は、６００ＭＰａ以上、好ましくは６５０ＭＰａ以上、より好ましくは７００ＭＰａ以上である。いくつかの実施形態では、本発明の鋼板の降伏強度は、６００～８５０ＭＰａの範囲内であり、例えば、７００～８５０ＭＰａの範囲内であってもよい。本発明の鋼板の引張強度は、９８０ＭＰａ以上、好ましくは１０００ＭＰａ以上、より好ましくは１０２０ＭＰａ以上である。いくつかの実施形態では、本発明の鋼板の引張強度は、９８０～１１００ＭＰａの範囲内であり、例えば、１０００～１１００ＭＰａの範囲内である。本発明の鋼板の伸び率は、１１％以上、好ましくは１１．５％以上、より好ましくは１２．０％以上である。本発明の鋼板の穴拡げ率は、４５％以上、好ましくは５０％以上、より好ましくは５５％以上である。
本発明の鋼板の成分設計において、
Ｃ：本発明の鋼板において、Ｃ元素の添加は、鋼の強度を高め、マルテンサイト相変態の発生およびナノ析出物の生成を確保するように機能する。Ｃ含有量は、０．０８％～０．１２％の間で選択され、その理由は、Ｃ含有量が０．０８％未満であると、焼鈍過程中に十分なベイナイトとマルテンサイトが生成されることを確保できないためであり、十分なナノ析出物が析出することを確保できないと、鋼板の強度に影響する。一方、Ｃ含有量が０．１２％を超えると、マルテンサイト硬度が高すぎて結晶粒径が粗くなり、鋼板の成形性に不利であり、熱間圧延と巻き取り後にフェライト相変態が起こりにくくなり、ナノ析出物が生成することができない。好ましくは、Ｃ含有量は、０．０８％～０．１％、または０．０９～０．１１％である。
Ｓｉ：Ｓｉの添加は、鋼の焼入れ性を向上させる。さらに、鋼中において固溶されるＳｉは、転位の相互作用に影響を与え、加工硬化率を高め、伸び率を適切に高めることができ、良好な成形性を得るのに寄与する。Ｓｉ含有量は、０．１％～１．０％、好ましくは０．４％～０．８％に制御される。
Ｍｎ：Ｍｎ元素の添加は、鋼の焼入れ性の改善に有利であり、鋼板の強度を効果的に高める。Ｍｎの質量百分率は１．９％～２．６％の間で選択され、その理由は、Ｍｎの質量百分率が１．９％未満であると、焼入れ性が不十分であり、焼鈍過程中に十分なマルテンサイトを生成できないため、鋼板の強度が不十分になる。一方、Ｍｎの質量百分率が２．６％を超えると、熱間圧延と巻き取りの過程中にベイナイト相変態が発生し、相間で析出したナノ析出物を生成できなくなる。従って、本発明では、Ｍｎの質量百分率は、Ｍｎ：１．９～２．６％、好ましくは２．１％～２．４％に制御される。
Ｃｒ：ＭｎとＣｒは、いずれも炭化物形成元素（固溶して炭素をドラッグするもの）であり、焼入れ性を考慮する場合、強度を確保するために互いに交換することができる。ただし、Ｃｒの添加は、パーライトの相変態をより遅らせ、ベイナイトの変態ゾーンを左にシフトすることができ、且つ、そのＭｓ点を低下させる効果がＭｎより小さいため、Ｃｒの適切な添加は、ベイナイトの含有量を３０％より大きく、マルテンサイトの含有量を２０％より大きくなるように制御することに対し、より直接的な影響を及ぼす。従って、本発明では、Ｃｒの質量百分率は、Ｃｒ：０．１～０．５５％、好ましくは０．２％～０．４％に制御される。
Ａｌ：Ａｌの添加は、脱酸および結晶粒微細化の効果があるため、Ａｌの質量百分率は、Ａｌ：０．０１％～０．０５％、好ましくは０．０１５～０．０４５％に制御される。
Ｍｏ：Ｍｏは、０．１～０．５％で添加され、その理由として、まず、Ｍｏはナノ析出物の生成に影響を与える最も重要な化合物元素である。Ｍｏはオーステナイト中のＴｉ（Ｃ、Ｎ）の固溶度を高め、固溶体中に大量のＴｉを保持し、低温変態時に分散・析出し、より高い強化効果を発揮する。Ｍｏ炭化物は低温でＴｉ炭窒化物と一緒に複合析出し、微細なナノスケールの析出相を形成する。好ましくは、０．２％～０．３％で添加される。
Ｔｉ：Ｔｉは、０．０１～０．１％で添加され、その理由として、Ｔｉは、ナノ析出物の主な複合元素であると同時に、高温でオーステナイト結晶粒の成長を抑制して結晶粒を微細化する強い効果を示す。しかし、低炭素鋼では、Ｎｂ、Ｔｉなどの炭窒化物生成元素が多すぎるとその後の相変態に影響を与えるため、合金元素の含有量の上限を制御する必要があり、好ましくはＴｉ：０．０２％～０．０５％に制御する。
本発明の技術案において、不純物元素は、Ｐ、Ｎ、Ｓを含み、不純物の含有量が低く制御されるほど、実施効果が向上する。Ｐの質量百分率は、Ｐ≦０．０１５％に制御される。Ｓにより形成されたＭｎＳは成形性能に深刻な影響を与えるため、Ｓの質量百分率がＳ≦０．００３％に制御される。Ｎはビレットの表面に亀裂や気泡を発生させる可能性があるため、Ｎ≦０．００５％に制御される。
上記の組成設計では、ナノ析出物生成の主な段階は熱間圧延であり、熱間圧延と巻き取りの後に、拡散型相変態－フェライト相変態が発生することにより、十分な相間ナノ析出物が確実に生成されるため、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量は、熱間圧延と巻き取りの後に拡散型相変態－フェライト相変態が確実に発生するように、巻き取り温度の合理的な設計と組み合わせて合理的に設計する必要がある。Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量は、式５×［Ｃ］＋０．４×［Ｓｉ］＋０．１×（［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］）２に従って計算されて、１．８より大きくなると、熱間圧延中にフェライト相変態が発生する可能性が低くなり、ナノ析出物の生成に不利である。好ましくは、１．４５≦５×［Ｃ］＋０．４×［Ｓｉ］＋０．１×（［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］）２≦１．７である。
同時に、冷間圧延および連続焼鈍後の鋼板の最終組織は、フェライト＋ベイナイト＋マルテンサイトであり、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量を、ベイナイトＣ曲線が左にシフトし、最終的なベイナイトの体積分率含有量が３０％超え、好ましくは、３５％以上であることを確保しながら、一定の焼入れ性を確保して最終組織のマルテンサイトの体積分率含有量が１５％超え、好ましくは２０％以上であることを確保し、そして、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保するように、合理的な設計が必要である。Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量は、式５×［Ｃ］＋０．４×［Ｓｉ］＋０．１×（［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］）２に従って計算されて、１．３より小さくなると、最終組織におけるベイナイトとマルテンサイトの比率が不十分であり、９８０ＭＰａ級の引張強度を得ることに不利である。
従って、さらに、本発明のＣ、Ｍｎ、Ｓｉの含有量は、式：１．８≧５×［Ｃ］＋０．４×［Ｓｉ］＋０．１×（［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］）２≧１．３を満足する必要があり、これにより、最終組織におけるベイナイトの体積分率含有量が３０％超え、好ましくは３５％以上であり、マルテンサイトの体積分率含有量が１５％超え、好ましくは２０％以上であり、および大量のナノ析出物が均一かつ分散して分布することを確保する。
また、本発明の鋼板の製造工程において、Ｍｏ含有量が多いほど、オーステナイトにおけるＴｉの固溶体量への影響が大きくなり、相変態の時にオーステナイトに固溶されるＴｉ（Ｃ、Ｎ）がより多く析出し、相間に析出したナノスケールの析出物も多くなる。本発明の最終組織に必要な十分な量の均一かつ分散して分布するナノスケールの析出物を達成するために、本発明のＭｏ、Ｔｉの含有量はまた、式［Ｍｏ］≧３×［Ｔｉ］、好ましくは［Ｍｏ］／［Ｔｉ］≧５を満足する必要がある。
本発明の低コストで成形性の高い９８０ＭＰａ級冷間圧延鋼板の製造方法は、以下の工程を含む。
１）製錬、鋳造：上記の組成に従って製錬し、ビレットに鋳造する；
２）熱間圧延：最初に１１５０～１２５０℃に加熱し、０．５時間以上保持してから、
Ａｒ３以上の温度で熱間圧延し、圧延後に３０～１００℃／ｓの速度で急速に冷却し、巻取り温度：６００～７５０℃である；
３）冷間圧延：冷間圧延の圧下率が３０～７０％、好ましくは５０～７０％に制御される；
４）焼鈍：焼鈍均熱温度が８１０～８７０℃、好ましくは８３０～８６０℃であり、均熱保持時間が５０～１００秒であり、その後、３～１０℃／秒の速度で急冷開始温度である６６０～７３０℃まで冷却し、その後に３０～２００℃／ｓの速度で２００～４６０℃（急冷終了温度）まで冷却する；
５）過時効：過時効温度が３２０～４６０℃、過時効時間が１００～４００秒である。
好ましくは、本発明の低コストで成形性の高い９８０ＭＰａ級冷間圧延鋼板の製造方法は、さらに工程６）、即ち、レベリング工程を含む。好ましくは、レベリング工程が実施される場合、レベリング率は、好ましくは、０．０５～０．３％である。
いくつかの実施形態では、焼鈍の均熱温度は、好ましくは８２０～８７０℃、より好ましくは８４０～８６０℃である。
本発明の鋼板の製造方法において、
熱間圧延工程において、保持時間は通常０．５時間以上、好ましくは０．５～３時間である。いくつかの実施形態では、保持時間は０．８～１．５時間である。
熱間圧延工程では、特定の巻き取り温度を使用し、フェライト相変態域（６００～７５０℃）で巻き取る。熱間圧延と巻き取りの後に拡散型相変態－フェライト相変態が発生することにより、相間に十分な量の均一かつ分散して分布するナノ析出物の析出を確実にすることができる。当該組成系のフェライト相変態域の温度は６００～７５０℃であり、巻き取り温度が６００℃未満であると、ベイナイト相変態域に入り、十分なナノ析出物の生成を確保することはできない。
上記焼鈍工程では、焼鈍均熱温度は８１０～８７０℃に制限され、均熱保持時間は５０～１００秒である。これは、当該焼鈍温度で９８０ＭＰａの引張強度を確保できるとともに、十分な量の均一かつ分散して分布するナノ析出物を維持できるためである。焼鈍均熱温度が８１０℃未満または均熱保持時間が５０秒未満であると、材料のオーステナイト化率が不十分であり、最終組織に十分な量のマルテンサイトを生成できず、９８０ＭＰａの引張強度を確保できない。焼鈍均熱温度が８７０℃超、または均熱保持時間が１００秒超であると、熱間圧延と巻き取りの後に生成されたナノ析出物が成長し、オーステナイトへの再固溶を引き起こし、十分な量のナノ析出物が最終組織に残ることを確保できず、析出強化と穴拡げ率の向上の効果を確保できない。いくつかの実施形態では、均熱保持時間は５０～９０秒である。
上記の焼鈍工程では、急冷開始温度は６６０～７３０℃である。徐冷過程は、連続焼鈍過程中に生成されるフェライトの量に関連している。急冷開始温度は６６０℃未満であり、フェライトの生成量が高すぎると、ベイナイトとマルテンサイトの最小含有量を確保できない。急冷開始温度は７３０℃を超えると、十分なフェライトの生成量を確保できず、最終に高い伸び率を得ることを確保できない。徐冷過程には拡散型相変態－フェライト相変態が発生し、ナノ析出物の二次析出が発生し、これにより、最終的なフェライト組織に二回で析出したナノ析出物が含まれて、ベイナイト相、マルテンサイト相の強度との差が低減する。幾つかの実施形態において、急冷終了温度は２００～４００℃である。幾つかの実施形態において、急冷終了温度は３２０～４６０℃である。
上記の過時効工程において、過時効温度を３２０～４６０℃の範囲内とすることで、最終組織に３０％以上のベイナイトを含むことを確保できる。
従来技術と比較して、本発明で採用される技術的ルートは、フェライト＋ベイナイト＋マルテンサイトの最終組織であって、かつ微細で分散したナノ析出物を含む最終組織を得ることで、高穴拡げ率と高伸び率を得る。
本発明は、ベイナイトを導入することで、プロトタイプの二相鋼フェライト＋マルテンサイト二相組織の相間強度差を改善し、穴拡げ率を向上させることができる。犠牲された引張強度は、ナノ析出物の析出強化効果によって強化される。最終的なフェライト組織にはナノ析出物が含まれることにより、最終的なマトリックスにフェライト組織を強化し、マトリックスにおけるベイナイト、マルテンサイト組織との強度差を低減し、最終的に高い穴拡げ率を得る。
さらに、組織内のマルテンサイト及び微細で分散したナノ析出物は、材料のより高い強度を確保でき、フェライト組織及び微細化された結晶粒は、伸びがより高く、材料の総合特性が優れることを確保できる。
本発明の鋼板組織は、１０％以上のフェライト＋３０％以上のベイナイト＋１５％以上のマルテンサイト＋平均直径２０ｎｍ未満の均一かつ分散して分布するナノ析出物であり、その結果、高強度を確保する前提の下で、穴拡げ率が優れており、降伏強度が６００ＭＰａ超え、引張強度が９８０ＭＰａ超え、伸び率が１１％超え、穴拡げ率が４５％以上であり、穴拡げ率が高く、伸び率が良好である。
以下、具体的な実施例に基づいて本発明についてさらに解釈と説明をするが、当該解釈と説明は、本発明の技術案を不適当に限定するものではない。
本発明の実施例の鋼の組成は表１を参照し、その組成の残部がＦｅである。表２は、実施例の鋼板のプロセスパラメータを示す。引張試験は標準ＡＳＴＭ Ａ３７０－２０１７法に従って実施され、穴拡げ率試験はＩＳＯ／ＴＳ １６６３０－２０１７法に従って実施される。表３は、実施例の鋼板の関連する性能パラメータを示す。
本発明の実施例の鋼の製造方法は、以下の通りである。
（１）製錬と鋳造：必要な合金組成を取得し、Ｓ及びＰの含有量を最大限度に低減した。
（２）熱間圧延：最初に１１５０～１２５０℃に加熱し、０．５時間以上保持してから、Ａｒ３以上の温度で熱間圧延し、圧延後に３０～１００℃／ｓの速度で急速に冷却し、熱間圧延工程で巻取り温度が６００～７５０℃であった。
（３）冷間圧延：冷間圧延の圧下率を３０～７０％に制御した。
（４）焼鈍：焼鈍均熱温度が８１０～８７０℃、好ましくは８３０～８６０℃であり、均熱保持時間が５０～１００秒であり、その後、ｖ１＝３～１０℃／秒の速度で急冷開始温度である６６０～７３０℃まで冷却し、その後にｖ２＝３０～２００℃／ｓの速度で２００～４６０℃まで冷却した。
（５）過時効：過時効温度が３２０～４６０℃、過時効時間が１００～４００秒であった。
任意的に、各実施例の製造方法は、０．０５～０．３％のレベリング率で行う工程（６）レベリングをさらに含む。
表３から分かるように、実施例１～１２は、本発明の組成およびプロセスで得られた冷間圧延鋼板の機械的特性を示しており、それらの降伏強度が６００ＭＰａを超え、引張強度が９８０ＭＰａを超え、伸び率が１１％を超え、穴広げ率が４５％以上である。
これは、本願発明の９８０ＭＰａ級冷間圧延鋼板が９８０ＭＰａ超えの引張強度、及び優れた穴広げ率を有することを表明している。
Figure 0007238129000001
Figure 0007238129000002
Figure 0007238129000003

Claims (13)

  1. 化学成分の質量百分率が、Ｃ：０．０８％～０．１２％、Ｓｉ：０．１％～１．０％、Ｍｎ：１．９％～２．６％、Ａｌ：０．０１％～０．０５％、Ｃｒ：０．１～０．５５％、Ｍｏ：０．１～０．５％、Ｔｉ：０．０１～０．１％であり、残部がＦｅ及び不可避不純物であり、さらに、以下の関係：
    １．８≧５×［Ｃ］＋０．４×［Ｓｉ］＋０．１×（［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］）２≧１．３，［Ｍｏ］≧３×［Ｔｉ］
    を満足し、
    前記冷間圧延鋼板のミクロ組織がフェライト＋ベイナイト＋マルテンサイトであり、前記ミクロ組織中に残留オーステナイトを含まず、そのうち、フェライトの体積分率含有量が１０％超え、ベイナイトの体積分率含有量が３０％超え、マルテンサイトの体積分率含有量が１５％超えであり、前記ミクロ組織には、均一かつ分散して分布するナノスケールの析出物がさらに含まれており、析出物の平均サイズが２０ｎｍ未満であり、
    前記冷間圧延鋼板は、降伏強度が６００ＭＰａ超え、引張強度が９８０ＭＰａ超え、伸び率が１１％超え、穴拡げ率が４５％以上であることを特徴とする、高穴拡げ率と高伸び率を有する９８０ＭＰａ級冷間圧延鋼板。
  2. 前記Ｃの含有量が０．０９％～０．１１％であることを特徴とする請求項１に記載の高穴拡げ率と高伸び率を有する９８０ＭＰａ級冷間圧延鋼板。
  3. 前記Ｓｉの含有量が０．４％～０．８％であることを特徴とする請求項１に記載の高穴拡げ率と高伸び率を有する９８０ＭＰａ級冷間圧延鋼板。
  4. 前記Ｍｎの含有量が２．１％～２．４％であることを特徴とする請求項１に記載の高穴拡げ率と高伸び率を有する９８０ＭＰａ級冷間圧延鋼板。
  5. 前記Ａｌの含有量が０．０１５～０．０４５％であることを特徴とする請求項１に記載の高穴拡げ率と高伸び率を有する９８０ＭＰａ級冷間圧延鋼板。
  6. 前記Ｃｒの含有量が０．２％～０．４％であることを特徴とする請求項１に記載の高穴拡げ率と高伸び率を有する９８０ＭＰａ級冷間圧延鋼板。
  7. 前記Ｍｏの含有量が０．２％～０．３％であることを特徴とする請求項１に記載の高穴拡げ率と高伸び率を有する９８０ＭＰａ級冷間圧延鋼板。
  8. 前記Ｔｉ含有量が０．０２％～０．０５％であることを特徴とする請求項１に記載の高穴拡げ率と高伸び率を有する９８０ＭＰａ級冷間圧延鋼板。
  9. １．４５≦５×［Ｃ］＋０．４×［Ｓｉ］＋０．１×（［Ｍｎ］＋［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］）２≦１．７を満足することを特徴とする請求項１に記載の高穴拡げ率と高伸び率を有する９８０ＭＰａ級冷間圧延鋼板。
  10. 前記冷間圧延鋼板のミクロ組織がフェライト＋ベイナイト＋マルテンサイトであり、そのうち、フェライトの体積分率含有量が１０％超えかつ３０％以下であり、ベイナイトの体積分率含有量が３５％～７５％であり、マルテンサイトの体積分率含有量が１５％超えかつ３５％以下であることを特徴とする請求項１に記載の高穴拡げ率と高伸び率を有する９８０ＭＰａ級冷間圧延鋼板。
  11. 以下の工程：
    １）製錬、鋳造：請求項１～９のいずれか一項に記載の組成に従って製錬し、ビレットに鋳造する；
    ２）熱間圧延：最初に１１５０～１２５０℃に加熱し、０．５時間以上保持してから、Ａｒ３以上の温度で熱間圧延し、圧延後に３０～１００℃／ｓの速度で急速に冷却し、巻取り温度が６００～７５０℃である；
    ３）冷間圧延：冷間圧延の圧下率が３０～７０％に制御される；
    ４）焼鈍：焼鈍均熱温度が８１０～８７０℃であり、均熱保持時間が５０～１００秒であり、その後、３～１０℃／秒の速度で６６０～７３０℃である急冷開始温度まで冷却し、その後に３０～２００℃／ｓの速度で２００～４６０℃まで冷却する；
    ５）過時効：過時効温度が３２０～４６０℃、過時効時間が１００～４００秒である、
    を含むことを特徴とする、請求項１～１０のいずれか一項に記載の高穴拡げ率と高伸び率を有する９８０ＭＰａ級冷間圧延鋼板の製造方法。
  12. ０．０５～０．３％のレベリング率で行う工程６）レベリングをさらに含むことを特徴とする請求項１１に記載の高穴拡げ率と高伸び率を有する９８０ＭＰａ級冷間圧延鋼板の製造方法。
  13. 工程２）において、保持時間が０．５～３時間であり；
    工程３）において、冷間圧延の圧下率が５０～７０％に制御され；
    工程４）において、焼鈍温度が８２０～８７０℃であり、均熱保持時間が５０～９０秒であり、５０～２００℃／ｓの速度で３２０～４６０℃まで冷却されることを特徴とする請求項１１に記載の高穴拡げ率と高伸び率を有する９８０ＭＰａ級冷間圧延鋼板の製造方法。
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