WO2016125463A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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ferrite
martensite
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秀和 南
金子　真次郎
横田　毅
瀬戸　一洋
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23F—NON-MECHANICAL REMOVAL OF METALLIC MATERIAL FROM SURFACE; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL; MULTI-STEP PROCESSES FOR SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL INVOLVING AT LEAST ONE PROCESS PROVIDED FOR IN CLASS C23 AND AT LEAST ONE PROCESS COVERED BY SUBCLASS C21D OR C22F OR CLASS C25
    • C23F17/00—Multi-step processes for surface treatment of metallic material involving at least one process provided for in class C23 and at least one process covered by subclass C21D or C22F or class C25
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/05—Grain orientation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet suitable for use mainly in structural parts of automobile bodies and a method for producing the same.
  • the present invention seeks to obtain a high-strength steel sheet having a tensile strength (TS) of 780 MPa or more, high rigidity (high Young's modulus), and excellent deep drawability and stretch flangeability. .
  • TS tensile strength
  • high rigidity high Young's modulus
  • the rigidity of the structural component is determined by the plate thickness and Young's modulus of the steel plate. For this reason, it is effective to increase the Young's modulus of the steel sheet in order to achieve both weight reduction and rigidity of the structural component.
  • the Young's modulus of the steel sheet is largely governed by the texture of the steel sheet, and in the case of iron that is a body-centered cubic lattice, it is high in the ⁇ 111> direction, which is the atomic dense direction, and conversely in the ⁇ 100> direction where the atomic density is small. It is known to be low.
  • the Young's modulus of normal iron having no crystal orientation is about 206 GPa.
  • the Young's modulus in that direction can be increased.
  • Patent Document 1 discloses that “mass%, C: 0.02 to 0.15%, Si: 0.3% or less, Mn: 1.0 to 3.5%.
  • a slab composed of unavoidable impurities is hot-rolled, cold-rolled at a rolling reduction of 20 to 85%, and then recrystallized and annealed to have a ferrite single-phase microstructure, TS of 590 MPa or more, and A high-strength thin film excellent in rigidity, characterized in that the Young's modulus in the 90 ° direction with respect to the rolling direction is 230 GPa or more, and the average Young's modulus in the 0 °, 45 °, and 90 ° directions with respect to the rolling direction is 215 GPa or more.
  • a “steel plate manufacturing method” has been proposed.
  • Patent Document 2 states that “in mass%, C: 0.02 to 0.15%, Si: 1.5% or less, Mn: 1.0 to 3.5%, P: 0.05% or less, S : 0.01% or less, Al: 1.5% or less, N: 0.01% or less, and Ti: 0.02 to 0.50%, with the balance being Fe and inevitable impurities, After cold rolling at a reduction rate of 50% or higher, recrystallization annealing has a mixed structure of ferrite and martensite, TS is 590 MPa or higher, and the Young's modulus in the direction perpendicular to the rolling direction Has been proposed, a method for producing a high-rigidity and high-strength steel sheet excellent in workability, characterized in that is not less than 230 GPa.
  • Patent Document 3 states that “in mass%, C: 0.010 to 0.050%, Si: 1.0% or less, Mn: 1.0 to 3.0%, P: 0.005 to 0.1 %, S: 0.01% or less, Al: 0.005 to 0.5%, N: 0.01% or less, and Nb: 0.03 to 0.3%, the balance being Fe and inevitable impurities
  • the steel slab having a steel structure containing a ferrite phase area ratio of 50% or more and a martensite phase area ratio of 1% or more by cold rolling after hot rolling and recrystallization annealing.
  • a method for producing a high-strength steel sheet characterized by a Young's modulus in the direction perpendicular to the rolling of 225 GPa or more and an average r value of 1.3 or more has been proposed.
  • TS is 590 MPa or more
  • Young's modulus in the direction perpendicular to the rolling direction is 235 GPa or more, and has excellent hole expandability
  • Patent Document 2 is effective in increasing the Young's modulus in only one direction of the steel sheet.
  • this technique cannot be applied to improve the rigidity of structural parts of automobiles that require steel plates having high Young's modulus in each direction.
  • Patent Document 3 discloses that the rigidity and workability are excellent, and among the workability, it discloses that the deep drawability is particularly excellent. However, this technique has a low TS of about 660 MPa.
  • Patent Document 4 discloses that the rigidity and workability are excellent, and among the workability, it discloses that the hole expandability is particularly excellent.
  • This technique only defines the Young's modulus in the direction perpendicular to the rolling direction, and is considered effective in increasing the Young's modulus in only one direction of the steel sheet.
  • this technique cannot be applied to improve the rigidity of structural parts of automobiles that require steel plates having high Young's modulus in each direction.
  • Patent Documents 1 to 4 do not necessarily take into consideration that they are excellent in deep drawability and stretch flangeability (hole expandability).
  • the present invention has been developed in view of such circumstances, and has a tensile strength (TS) of 780 MPa or more and a high Young's modulus, and is further excellent in workability, particularly deep drawability and stretch flangeability. And it aims at providing the manufacturing method.
  • TS tensile strength
  • the “high Young's modulus” means that the Young's modulus in the 45 ° direction with respect to the rolling direction and the rolling direction is 205 GPa or more, and the Young's modulus in the direction perpendicular to the rolling direction is 220 GPa or more.
  • excellent deep drawability means that the average r value ⁇ 1.05.
  • excellent in stretch flangeability (hole expandability) means that the limiting hole expansion ratio is ⁇ ⁇ 20%.
  • the high-strength steel sheet of the present invention is a high-strength cold-rolled steel sheet that is a cold-rolled steel sheet, a high-strength-plated steel sheet that is a plated steel sheet having a plating film on the surface, and a galvanized steel sheet that has a galvanized film on the surface.
  • the galvanized film include a galvanized film and an alloyed galvanized film.
  • ⁇ -fiber ⁇ 110> axis is a fiber texture parallel to the rolling direction
  • ⁇ -fiber ⁇ 111> axis is rolled
  • the steel sheet structure before the annealing treatment is a structure in which the solid solution C and N are reduced as much as possible and the texture of ⁇ -fiber and ⁇ -fiber is developed, so that annealing is performed during the subsequent annealing. It is possible to improve the Young's modulus in all directions by controlling the temperature to develop an ⁇ -fiber and ⁇ -fiber texture, particularly a ⁇ -fiber texture. Moreover, it becomes possible to ensure desired intensity
  • the gist configuration of the present invention is as follows. 1. In mass%, C: 0.060% to 0.200%, Si: 0.50% to 2.20%, Mn: 1.00% to 3.00%, P: 0.100% or less S: 0.0100% or less, Al: 0.010% or more and 2.500% or less, N: 0.0100% or less, Ti: 0.001% or more and 0.200% or less, and V: 0.001%
  • C * obtained from the following formula (1) satisfies the relationship of 500 ⁇ C * ⁇ 1300, and the balance has a component composition consisting of Fe and inevitable impurities
  • the area ratio of ferrite is 20% or more
  • the area ratio of martensite is 5% or more
  • the area ratio of tempered martensite is 5% or more
  • the average crystal grain size of the ferrite is 20.0 ⁇ m or less
  • the ferrite And a high strength steel sheet having a microstructure in which the inverse strength ratio of ⁇ -fiber
  • C * (C ⁇ (12.0 / 47.9) ⁇ (Ti ⁇ (47.9 / 14.0) ⁇ N ⁇ (47.9 / 32.1) ⁇ S) ⁇ (12.0 / 50.9) ⁇ V) ⁇ 10000 (1)
  • each element symbol (C, N, S, Ti, and V) in a formula represents content (mass%) in the steel plate of each element, and the unit of C * is mass ppm.
  • the component composition is further, in mass%, Cr: 0.05% to 1.00%, Mo: 0.05% to 1.00%, Ni: 0.05% to 1.00%, And Cu: The high-strength steel sheet according to 1, which contains at least one element selected from 0.05% to 1.00%.
  • the component composition is, in mass%, Ca: 0.0010% to 0.0050%, Mg: 0.0005% to 0.0100%, and REM: 0.0003% to 0.0050%. 4.
  • the component composition further contains at least one element selected from Sn: 0.0020% to 0.2000% and Sb: 0.0020% to 0.2000% by mass%. 5.
  • the high-strength steel plate according to any one of 1 to 4 above.
  • a high-strength steel sheet having a TS of 780 MPa or more and a high Young's modulus and excellent in deep drawability and stretch flangeability can be obtained with high productivity. Further, by applying the high-strength steel sheet of the present invention to, for example, an automobile structural member, fuel efficiency can be improved by reducing the weight of the vehicle body, and the industrial utility value is extremely large.
  • the present invention will be specifically described.
  • Ti and V are added, and the steel slab appropriately controlled in combination with the composition of other alloy elements is heated, and then the steel slab is hot-rolled.
  • CT hot rolling coiling temperature
  • ⁇ -fiber ⁇ 110> axis is a fiber texture parallel to the rolling direction
  • ⁇ -fiber ⁇ 111> axis is rolled
  • the steel sheet structure before the annealing treatment thus obtained is a structure in which the solid solutions C and N are reduced as much as possible and the ⁇ -fiber and ⁇ -fiber textures are developed. Therefore, by subsequent annealing, the annealing temperature is controlled to develop the ⁇ -fiber and ⁇ -fiber textures, particularly the ⁇ -fiber texture, thereby improving the Young's modulus in all directions, as well as ferrite and martensite. In addition, it is possible to secure a desired strength by generating tempered martensite at a certain ratio or more. As a result, it is possible to produce a high-strength steel sheet having a TS of 780 MPa or more and a high Young's modulus and excellent in deep drawability and stretch flangeability.
  • the high-strength steel sheet and the manufacturing method thereof according to the present invention will be described in detail by dividing them into component compositions, microstructures, and manufacturing methods.
  • component composition will be described.
  • “%” representing the content of the constituent elements of steel means “mass%” unless otherwise specified.
  • [C: 0.060% or more and 0.200% or less] C forms precipitates with Ti and V, thereby controlling grain growth during hot rolling and annealing and contributing to higher Young's modulus.
  • C is an element indispensable for adjusting the area ratio and hardness when utilizing the structure strengthening by martensite and tempered martensite.
  • the amount of C is less than 0.060%, ferrite grains become coarse, and it becomes difficult to obtain martensite and tempered martensite having a required area ratio, and martensite does not harden. Therefore, sufficient strength cannot be obtained.
  • the amount of C exceeds 0.200%, it is necessary to increase the amount of addition of Ti and V accordingly. However, in this case, the carbide precipitation effect is saturated and the alloy cost increases. Therefore, the C content is 0.060% or more and 0.200% or less, preferably 0.080% or more and 0.130% or less.
  • Si is one of the important elements in the present invention.
  • Si which is a ferrite stabilizing element, is an element having a high solid solution strengthening ability in ferrite, and increases the strength of the ferrite itself, improves the work hardening ability, and increases the ductility of the ferrite itself.
  • Si discharges solute C from ferrite to austenite to clean the ferrite. Thereby, the ferrite which has a texture advantageous to rigidity and deep drawability can be maintained over annealing.
  • the Si amount needs to be 0.50% or more.
  • the Si content exceeds 2.20%, the weldability of the steel sheet is deteriorated. Further, it promotes the generation of firelite on the surface of the slab during heating before hot rolling, and promotes the occurrence of surface defects in the hot-rolled steel sheet called red scale.
  • Si oxide generated on the surface deteriorates the chemical conversion processability.
  • Si oxide generated on the surface induces non-plating. Therefore, the Si content is 0.50% or more and 2.20% or less, preferably 0.80% or more and 2.10% or less.
  • Mn greatly contributes to increasing the strength by enhancing the hardenability and promoting the generation of low-temperature transformation phases such as martensite and bainite in the cooling process during annealing. Moreover, Mn contributes to high strength as a solid solution strengthening element. In order to obtain such an effect, the amount of Mn needs to be 1.00% or more. On the other hand, if the amount of Mn exceeds 3.00%, the generation of ferrite necessary for improving the rigidity and deep drawability is remarkably suppressed during the cooling process during annealing. In addition, an increase in low-temperature transformation phases such as martensite and bainite results in extremely high strength of steel and deteriorates workability. Further, such a large amount of Mn also deteriorates the weldability of the steel sheet. Therefore, the Mn content is 1.00% or more and 3.00% or less, preferably 1.50% or more and 2.80% or less.
  • P 0.100% or less
  • P has an effect of solid solution strengthening and can be added according to a desired strength. Further, P is an element effective for complex organization since it promotes ferrite transformation. However, if the amount of P exceeds 0.100%, spot weldability is deteriorated. Moreover, when the alloying process of galvanization is performed, the alloying speed is reduced and the plating property is impaired. Therefore, the P amount needs to be 0.100% or less.
  • the amount of P is preferably 0.001% or more and 0.100% or less.
  • S is a factor that causes hot cracking during hot rolling, and also exists as a sulfide and lowers local deformability. For this reason, it is necessary to reduce the amount of S as much as possible. Therefore, the S content is 0.0100% or less, preferably 0.0050% or less. On the other hand, if the amount of S is suppressed to less than 0.0001%, the manufacturing cost increases. For this reason, it is preferable that the lower limit of the amount of S is 0.0001%. Therefore, the S content is 0.0100% or less, preferably 0.0001% or more and 0.0100% or less, more preferably 0.0001% or more and 0.0050% or less.
  • Al 0.010% or more and 2.500% or less
  • Al is useful as a deoxidizing element for steel.
  • the amount of Al needs to be 0.010% or more.
  • Al a ferrite-forming element, promotes ferrite formation during the cooling process during annealing, stabilizes austenite by concentrating C in austenite, and produces low-temperature transformation phases such as martensite and bainite. Promote. Thereby, the intensity
  • the Al content is desirably 0.020% or more.
  • the Al content is 0.010% or more and 2.500% or less, preferably 0.020% or more and 2.500% or less.
  • N is an element that degrades the aging resistance of steel.
  • the N content is 0.0100% or less, preferably 0.0060% or less.
  • a lower limit of N amount may be allowed to be about 0.0005%.
  • Ti 0.001% to 0.200% and V: 0.001% to 0 It is necessary to contain 200% or less.
  • Ti forms precipitates with C, S, and N, and generates a ferrite having an orientation that is advantageous for improving rigidity and deep drawability during annealing. Moreover, Ti suppresses the coarsening of recrystallized grains and contributes effectively to improving the strength. Further, when B is added together, N is precipitated as TiN, so that the precipitation of BN is suppressed, and the effect of B described later is effectively expressed. In order to obtain such an effect, the Ti amount needs to be 0.001% or more. On the other hand, if the amount of Ti exceeds 0.200%, carbonitrides cannot be completely dissolved during reheating of a normal steel slab, and coarse carbonitrides remain.
  • the Ti content is 0.001% or more and 0.200% or less, preferably 0.005% or more and 0.200% or less, more preferably 0.010% or more and 0.200% or less.
  • V forms precipitates with C, and produces ferrite having an orientation that is advantageous for improving rigidity and deep drawability during annealing. Moreover, V suppresses the coarsening of recrystallized grains and contributes effectively to improving the strength. In order to obtain such an effect, the V amount needs to be 0.001% or more. On the other hand, if the V content exceeds 0.200%, the carbonitride cannot be completely dissolved during reheating of a normal steel slab, and coarse carbonitrides remain. The effect of crystal suppression cannot be obtained.
  • the recrystallization suppressing effect is obtained when the V amount exceeds 0.200%.
  • the contribution is small, leading to an increase in alloy costs. Therefore, the V amount is 0.001% or more and 0.200% or less, preferably 0.005% or more and 0.200% or less.
  • C * obtained from the following formula (1) using the contents of C, N, S, Ti and V described above has a relationship of 500 ⁇ C * ⁇ 1300. It is necessary to satisfy.
  • C * (C ⁇ (12.0 / 47.9) ⁇ (Ti ⁇ (47.9 / 14.0) ⁇ N ⁇ (47.9 / 32.1) ⁇ S) ⁇ (12.0 / 50 .9) ⁇ V)) ⁇ 10000
  • each element symbol (C, N, S, Ti, and V) in a formula represents content (mass%) in the steel plate of each element, and the unit of C * is mass ppm.
  • required from the said (1) Formula shall be 500 mass ppm or more and 1300 mass ppm or less.
  • C in the steel forms precipitates such as Ti and V, TiC and VC. Further, Ti in steel is combined with N and S in preference to C, and precipitates such as TiN and TiS are formed. For this reason, the amount of surplus C in steel can be calculated
  • the high-strength steel sheet of the present invention further includes Cr: 0.05% to 1.00%, Mo: 0.05% to 1.00%, Ni: 0.05% Or more, 1.00% or less, and Cu: at least one element selected from 0.05% or more and 1.00% or less, B: 0.0003% or more and 0.0050% or less, Ca: 0.0. At least one element selected from 0010% to 0.0050%, Mg: 0.0005% to 0.0100%, and REM: 0.0003% to 0.0050%; Sn: 0 [0020] At least one element selected from 0020% to 0.2000% and Sb: 0.0020% to 0.2000% can be contained alone or in combination.
  • Cr, Mo, Ni and Cu not only serve as solid solution strengthening elements, but also stabilize austenite and facilitate complex formation in the cooling process during annealing.
  • the Cr content, the Mo content, the Ni content, and the Cu content must each be 0.05% or more.
  • the Cr content, the Mo content, the Ni content, and the Cu content each exceed 1.00%, formability and spot weldability deteriorate. Therefore, when adding Cr, Mo, Ni, and Cu, the amount is 0.05% or more and 1.00% or less, respectively.
  • B suppresses the formation of pearlite and bainite from austenite, stabilizes austenite and promotes the formation of martensite. For this reason, B is effective in securing the strength. This effect is obtained when the B content is 0.0003% or more. On the other hand, even if B is added in excess of 0.0050%, the effect is saturated and the productivity during hot rolling is reduced. Therefore, when adding B, the amount shall be 0.0003% or more and 0.0050% or less.
  • Ca, Mg, and REM are elements used for deoxidation, and are effective elements for spheroidizing the shape of the sulfide and improving the adverse effect of the sulfide on local ductility.
  • the Ca content must be 0.0010% or more
  • the Mg content must be 0.0005% or more
  • the REM content must be 0.0003% or more.
  • the Ca amount and the REM amount are each 0.0050%, and the Mg amount is more than 0.0100%, the inclusions and the like are increased to cause surface and internal defects.
  • the Ca content is 0.0010% or more and 0.0050% or less
  • the Mg content is 0.0005% or more and 0.0100% or less
  • the REM content is 0.0003% or more and 0. 0050% or less.
  • Sn and Sb are added as necessary from the viewpoint of suppressing decarburization in the region of several tens of ⁇ m of the steel sheet surface layer caused by nitriding and oxidation of the steel sheet surface. Along with suppressing such nitridation and oxidation, it is possible to prevent the generation amount of martensite on the surface of the steel sheet from being reduced, thereby improving fatigue characteristics and aging resistance. In order to obtain such an effect, the Sn amount and the Sb amount must each be 0.0020% or more. On the other hand, if any of these elements is added excessively exceeding 0.2000%, the toughness is reduced. Therefore, when adding Sn and Sb, the amount is 0.0020% or more and 0.2000% or less, respectively.
  • the balance other than the above components is composed of Fe and inevitable impurities. In addition, if it is a range which does not impair the effect of this invention, it does not refuse inclusion of components other than the above. However, about oxygen (O), a nonmetallic inclusion is produced
  • the microstructure of the steel plate will be described.
  • Area ratio of ferrite 20% or more
  • Ferrite has a texture development effect that is advantageous for improving rigidity and deep drawability.
  • the area ratio of ferrite needs to be 20% or more.
  • the ferrite area ratio is preferably 30% or more.
  • the ferrite here includes bainitic ferrite, polygonal ferrite, and acicular ferrite that do not include precipitation of carbides.
  • the area ratio of ferrite is 20% or more, preferably 30% or more, more preferably 30% or more and 80% or less.
  • Tempered martensite is a composite structure of ferrite and cementite having a high dislocation density obtained by heating martensite to a temperature equal to or lower than the Ac 1 transformation point, and effectively works to strengthen steel. Further, tempered martensite is a metal phase that has less adverse effect on hole expansibility than retained austenite and martensite and is effective in ensuring strength without a significant decrease in hole expansibility. Furthermore, when tempered martensite coexists with martensite, a decrease in stretch flangeability due to martensite is also suppressed. If the area ratio of tempered martensite is less than 5%, the above-described effects cannot be obtained sufficiently.
  • the area ratio of the above-mentioned tempered martensite exceeds 60%, it becomes difficult to ensure a desired tensile strength TS. Therefore, the area ratio of tempered martensite is 5% or more, preferably 5% or more and 60% or less.
  • the area ratio of ferrite, martensite and tempered martensite can be obtained as follows. After polishing the plate thickness section (L section) parallel to the rolling direction of the steel sheet, 3 vol. Corrosion with% nital, and a magnification of 2000 times using SEM (Scanning Electron Microscope) at a thickness of 1/4 position (position corresponding to 1/4 of the thickness in the depth direction from the steel sheet surface). 3 observations. From the obtained tissue image, the area ratio of the constituent phases (ferrite, martensite and tempered martensite) was calculated for three visual fields using Adobe Photoshop of Adobe Systems, and those values were averaged to obtain ferrite, martensite. The area ratio of each site and tempered martensite can be determined. In the above structure image, ferrite has a gray structure (underground structure), martensite has a white structure, and tempered martensite has a structure in which fine white carbide is precipitated on a gray background. Identification and area ratio measurement are possible.
  • the average crystal grain size of ferrite is set to 20.0 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the average crystal grain size of ferrite is not particularly limited, but if it is less than 1 ⁇ m, the ductility tends to decrease. For this reason, the average crystal grain size of ferrite is preferably 1 ⁇ m or more.
  • the average crystal grain size of the ferrite is a crystal through which the line segment drawn on the image passes the value obtained by correcting the length of the line segment drawn on the tissue image to the actual length using the above-mentioned Adobe Photoshop. Calculated by dividing by the number of grains.
  • the total area ratio of the ferrite, martensite and tempered martensite is preferably 90% or more.
  • the microstructure includes a well-known phase in a steel sheet such as bainite, tempered bainite, pearlite, cementite, etc. in an area ratio of 10% or less. The effect of the invention is not impaired.
  • ⁇ -fiber is a fiber texture in which the ⁇ 110> axis is parallel to the rolling direction. Further, ⁇ -fiber is a fiber texture in which the ⁇ 111> axis is parallel to the normal direction of the rolling surface.
  • the body-centered cubic metal is characterized in that ⁇ -fiber and ⁇ -fiber are strongly developed by rolling deformation, and a texture belonging to them is formed even by recrystallization.
  • ⁇ -fiber in martensite including ferrite and tempered martensite was developed.
  • the inverse strength ratio of ⁇ -fiber to ⁇ -fiber in the martensite including ferrite at the 1/4 plate thickness position of the steel plate and tempered martensite needs to be 1.00 or more.
  • the upper limit of the inverse strength ratio of ⁇ -fiber to ⁇ -fiber in martensite including ferrite and tempered martensite is not particularly limited, but is about 3.00.
  • the inverse strength ratio of ⁇ -fiber to ⁇ -fiber in martensite including ferrite and tempered martensite can be calculated as follows. First, the surface of the plate thickness section (L section) parallel to the rolling direction of the steel plate as a sample is smoothed by wet polishing and buffing using a colloidal silica solution. Thereafter, the sample surface was 0.1 vol. Corrosion with% nital reduces asperities on the sample surface as much as possible and completely removes the work-affected layer. Next, the SEM-EBSD (Electron Back-Scatter Diffraction) method is used for the 1 ⁇ 4 position of the steel sheet (position corresponding to 1 ⁇ 4 of the thickness in the depth direction from the steel sheet surface). To measure the crystal orientation.
  • SEM-EBSD Electro Back-Scatter Diffraction
  • the high-strength steel sheet of the present invention may be a cold-rolled steel sheet, and has a publicly known plating film such as a hot-dip galvanized film, an alloyed hot-dip galvanized film, an electrogalvanized film, and an Al-plated film on the surface. It may be a plated steel plate.
  • CR cold-rolled steel plate
  • a steel slab having the above-described composition obtained by a continuous casting method is heated to a temperature range of 1150 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower (steel slab heating step)
  • the steel slab is hot rolled at a finishing temperature in the temperature range of 850 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower to form a hot rolled steel plate (hot rolling process)
  • the hot rolled steel plate is heated in a temperature range of 500 ° C. or higher and 800 ° C. or lower.
  • Winding (winding process), if necessary after pickling treatment (pickling process), cold rolling the hot-rolled steel sheet at a cold rolling reduction of 40% or more to obtain a cold-rolled steel sheet (cold rolling process) ),
  • This cold-rolled steel sheet is further heated to a temperature range of 450 ° C. or higher and 750 ° C. or lower, held in the temperature range for 300 seconds or longer (first heat treatment step), then heated to 750 ° C. or higher and 950 ° C. or lower,
  • the average cooling rate up to 500 ° C is 10
  • the sample is heated to more than 250 ° C. and 600 ° C. or less and maintained at the temperature range for 10 seconds or more (third Heat treatment step).
  • the steel plate (cold-rolled steel plate after the third heat treatment step) obtained as described above is further subjected to a plating treatment.
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet can be obtained by subjecting the steel sheet obtained as described above to hot-dip galvanizing treatment.
  • a high strength alloyed hot dip galvanized steel sheet can be obtained by applying an alloying treatment of hot dip galvanization.
  • Step slab heating process Ti and V-based precipitates present at the stage of heating the cast steel slab will remain as coarse precipitates in the steel sheet finally obtained as it is, and the strength, Young's modulus, average It does not contribute to the improvement of various properties of the steel sheet such as r value and hole expandability. For this reason, when heating the steel slab, it is necessary to re-dissolve Ti and V-based precipitates precipitated during casting. Contribution to various properties by this is recognized by heating at 1150 ° C. or higher.
  • the steel slab is heated to a temperature range of 1150 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower. That is, the slab heating temperature is 1150 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower.
  • a hot rolling process consists of rough rolling and finish rolling, and the steel slab after a heating turns into a hot-rolled steel plate through this rough rolling and finish rolling. If the finishing temperature of this hot rolling exceeds 1000 ° C., the amount of oxide (hot rolling scale) generated increases rapidly, and the interface between the base iron and the oxide becomes rough. The surface quality after the cold rolling process is deteriorated. On the other hand, when the finishing temperature of hot rolling is less than 850 ° C., the rolling load increases and the rolling load increases, and the reduction of austenite in the non-recrystallized state and the state in which nucleated ferrite is present It leads to the development of an abnormal texture due to rolling.
  • the finishing temperature of hot rolling is 850 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower, preferably 850 ° C. or higher and 950 ° C. or lower.
  • the steel slab is made into a sheet bar by rough rolling under normal conditions, but if the heating temperature is lowered, a bar heater or the like is used before finish rolling from the viewpoint of preventing troubles during hot rolling. It is preferable to heat the sheet bar. Moreover, rough rolling sheets may be joined to each other during hot rolling to continuously perform finish rolling. Moreover, you may wind up a rough rolling board once. Moreover, in order to reduce the rolling load during hot rolling, part or all of the finish rolling may be lubricated rolling. Performing lubrication rolling is also effective from the viewpoint of uniform steel plate shape and uniform material. In addition, it is preferable that the friction coefficient at the time of lubrication rolling shall be 0.10 or more and 0.25 or less.
  • the winding temperature is set to 500 ° C. or higher and 800 ° C. or lower. That is, after hot rolling, the hot rolled steel sheet is wound in a temperature range of 500 ° C. or higher and 800 ° C. or lower.
  • Cold rolling is performed after the hot rolling step to accumulate ⁇ -fiber and ⁇ -fiber effective in improving Young's modulus and average r value. That is, by developing ⁇ -fiber and ⁇ -fiber by cold rolling, the ferrite having ⁇ -fiber and ⁇ -fiber, especially ⁇ -fiber, is increased in the structure after the subsequent annealing process, and Young's modulus and average Increase the r value. In order to obtain such an effect, the cold rolling reduction during cold rolling needs to be 40% or more. Furthermore, from the viewpoint of improving the Young's modulus and the average r value, it is preferable to set the cold rolling reduction ratio to 50% or more. On the other hand, when the cold rolling reduction ratio increases, the rolling load increases and manufacturing becomes difficult.
  • the cold rolling reduction rate is 80% or less. Therefore, the cold rolling reduction ratio is 40% or more, preferably 40% or more and 80% or less, more preferably 50% or more and 80% or less. In addition, the effect of the present invention is exhibited without particularly defining the number of rolling passes and the cold rolling reduction ratio for each pass.
  • annealing temperature in 1st heating is one of the important manufacturing factors. That is, the annealing temperature in the first heating must be 450 ° C. or higher and 750 ° C. or lower, and the ferrite texture must be accumulated in ⁇ -fiber and ⁇ -fiber, particularly ⁇ -fiber.
  • the annealing temperature in the first heating is low, a large amount of unrecrystallized structure remains and it becomes difficult to accumulate in ⁇ -fiber formed during recrystallization of ferrite. As a result, the Young's modulus in each direction and the average r The value drops. For this reason, annealing temperature shall be 450 degreeC or more.
  • the annealing temperature is set to 500 ° C. or higher, more preferably 550 ° C. or higher.
  • the annealing temperature exceeds 750 ° C., the volume fraction of austenite generated during annealing increases, and the volume fraction of ferrite accumulated in ⁇ -fiber and ⁇ -fiber, particularly ⁇ -fiber, decreases. The Young's modulus and the average r-value are reduced.
  • the annealing temperature in the first heating is set to 750 ° C. or lower. That is, in the first heat treatment step, heating is performed in a temperature range of 450 ° C. or higher and 750 ° C. or lower. Preferably it heats to the temperature range of 500 degreeC or more and 750 degrees C or less, More preferably, it is 550 degreeC or more and 750 degrees C or less.
  • the holding time in the holding after the first heating is one of the important manufacturing factors. That is, the holding time after the first heating is 300 s or more, and the ferrite texture needs to be accumulated in ⁇ -fiber and ⁇ -fiber, particularly ⁇ -fiber.
  • the holding time in the temperature range of 450 ° C. or higher and 750 ° C. or lower is less than 300 s, the non-recrystallized structure remains, making it difficult to accumulate in ⁇ -fiber, and the Young's modulus and average r value in each direction. Decreases. For this reason, holding time shall be 300 s or more.
  • the holding time in holding after the first heating exceeds 100,000 s, the recrystallized ferrite grains become coarse and it becomes difficult to secure the desired tensile strength TS. For this reason, it is preferable that holding time is 100,000 s or less. Therefore, the holding time is 300 s or more, preferably 300 s or more and 100000 s or less, more preferably 300 s or more and 36000 s or less, and further preferably 300 s or more and 21600 s or less.
  • the first heating and the holding after the first heating are collectively referred to as a first heat treatment step.
  • the heat treatment may be performed by any annealing method such as continuous annealing or batch annealing.
  • the cooling method and the cooling rate are not particularly defined, and any cooling such as furnace cooling in batch annealing, air cooling, and gas jet cooling, mist cooling, and water cooling in continuous annealing may be used.
  • the pickling may be performed according to a conventional method. Although there is no particular limitation, since the steel sheet shape may be deteriorated when the average cooling rate to room temperature or overaging zone exceeds 80 ° C./s, the average cooling rate is required when cooling is performed. Is preferably 80 ° C./s or less.
  • the annealing temperature (heating temperature) in the second heating is one of the production factors important in the present invention. That is, the annealing temperature in the second heating is 750 ° C. or higher and 950 ° C. or lower, and ferrite, martensite, and tempered martensite must be generated at a certain ratio or more. When the annealing temperature in the second heating is less than 750 ° C., austenite is insufficiently generated, and as a result, sufficient amount of martensite is not obtained by cooling after heating, and a desired tensile strength TS is ensured. It becomes difficult.
  • the annealing temperature is set to 750 ° C. or higher. Further, when the annealing temperature in the second heating exceeds 950 ° C., it becomes annealing in the austenite single phase region, and the texture of the ferrite formed by the second heating and holding after the heating is randomized, and finally The Young's modulus and average r value of the resulting steel sheet are lowered. Accordingly, the annealing temperature is set to 950 ° C. or lower. That is, in the second heat treatment (annealing) step, heating is performed to a temperature range of 750 ° C. to 950 ° C.
  • the first heat treatment step and the second heat treatment step may be a continuous treatment. .
  • the cooling stop temperature in the cooling step is one of the important manufacturing factors in the present invention. That is, it is necessary to generate a tempered martensite at a certain ratio or more by setting the cooling stop temperature to 50 ° C. or more and 250 ° C. or less.
  • the cooling stop temperature When the cooling is stopped, a part of austenite is transformed into martensite, and the rest becomes untransformed austenite.
  • the amount (area ratio or volume ratio) of final martensite and tempered martensite can be controlled by controlling the cooling stop temperature.
  • the cooling stop temperature exceeds 250 ° C.
  • the martensitic transformation at the time of cooling stop is insufficient and the amount of untransformed austenite increases.
  • the final martensite is excessively generated, and the hole expandability is lowered.
  • the cooling stop temperature is less than 50 ° C.
  • austenite is almost transformed into martensite during cooling.
  • the amount of tempered martensite increases during subsequent reheating (third heating), and it becomes difficult to secure a desired TS. Therefore, the cooling stop temperature in the cooling after the second heating is 50 ° C. or higher and 250 ° C. or lower, preferably 50 ° C. or higher and 200 ° C. or lower.
  • the second heating and the cooling after the second heating are collectively referred to as a second heat treatment step.
  • the holding time in the temperature range of more than 250 ° C and not more than 600 ° C during the holding after the third heating is less than 10 s
  • the martensite generated by the cooling after the second heating is It is not tempered sufficiently and the hole expandability is reduced.
  • the holding time in the holding after the third heating exceeds 600 s
  • the untransformed austenite remaining at the time of cooling stop after the second heating is transformed into bainite, A production amount decreases, and it becomes difficult to secure a desired tensile strength TS. Therefore, the holding time in the holding after the third heating is 10 s or more, preferably 10 s or more and 600 s or less.
  • the third heating and the holding after the third heating are collectively referred to as a third heat treatment step.
  • a third heat treatment step when manufacturing as a cold-rolled steel plate, you may perform the process which passes an overaging zone at the time of holding
  • the steel plate obtained as mentioned above (cold-rolled steel plate after the third heat treatment step) is further subjected to a plating treatment.
  • the plating include zinc plating such as hot dip galvanizing, alloying hot dip galvanizing, and electrogalvanizing, and Al plating.
  • the cold-rolled steel sheet after the third heat treatment step may be passed through hot-dip zinc to perform hot-dip galvanizing treatment.
  • the hot-dip galvanization alloying processing should just be performed.
  • the hot dip galvanizing process and the alloying process will be described.
  • hot dip galvanizing When hot dip galvanizing is performed, it is preferably performed in a temperature range of 420 ° C. or higher and 550 ° C. or lower. For example, it can be performed during cooling after annealing (third heat treatment step).
  • a zinc bath containing 0.15 to 0.23% by mass of Al is used in GI (hot dip galvanized steel plate), and Al: 0.005 in GA (alloyed hot dip galvanized steel plate). It is preferable to use a zinc bath containing 12 to 0.20% by weight.
  • the plating adhesion amount is preferably 20 to 70 g / m 2 per side (double-side plating).
  • the Fe concentration in the plating layer is preferably 7 to 15% by mass by performing an alloying treatment described later.
  • the alloying treatment temperature during the alloying treatment is less than 470 ° C., there is a problem that alloying does not proceed.
  • the alloying temperature exceeds 600 ° C., the untransformed austenite remaining when the cooling is stopped after the second heating is transformed into pearlite, and a desired strength cannot be ensured. Therefore, the alloying treatment temperature is set to 470 ° C. or more and 600 ° C. or less. That is, the alloying treatment of galvanization is performed in a temperature range of 470 ° C. or more and 600 ° C. or less.
  • the non-recrystallized ferrite in the first heat treatment step, is sufficiently recrystallized by heating to a temperature range of 450 ° C. to 750 ° C.
  • Develop textures that are advantageous for improving the rate and average r-value, particularly ⁇ -fiber.
  • martensite and ferrite in the ferrite base material are annealed in the ferrite + austenite two-phase region in the second heat treatment step thereafter. Even if tempered martensite is dispersed, the texture formed in the first heat treatment step does not change significantly.
  • the elongation rate of skin pass rolling is preferably in the range of 0.1% to 1.5%. If the elongation rate of skin pass rolling is less than 0.1%, the effect of shape correction is small and control is difficult, so this is the lower limit of the good range. Moreover, since the productivity will fall remarkably when the elongation rate of skin pass rolling exceeds 1.5%, this is made the upper limit of a favorable range.
  • the skin pass rolling may be performed inline or offline. Further, a skin pass having a desired reduction rate may be performed at once, or may be performed in several steps.
  • the hot dip galvanizing bath uses a zinc bath containing Al: 0.18% by mass in GI, uses a zinc bath containing Al: 0.15% by mass in GA, and the bath temperature is 470 ° C. did.
  • the plating adhesion amount was 45 g / m 2 per side (double-sided plating), and GA had an Fe concentration of 9 to 12% by mass in the plating layer.
  • Young's modulus measurement is a test of 10 mm ⁇ 50 mm from three directions of the rolling direction (L direction) of the steel sheet, the 45 ° direction (D direction) with respect to the rolling direction of the steel sheet, and the direction perpendicular to the rolling direction of the steel sheet (C direction). A piece was cut out, and Young's modulus was measured using a lateral vibration type resonance frequency measuring device according to the American Society to Testing Materials standard (C1259).
  • the Young's modulus in the rolling direction (L direction) and 45 ° direction (D direction) with respect to the rolling direction is 205 GPa or more, and the Young's modulus in the direction perpendicular to the rolling direction (C direction) is 220 GPa or more.
  • Average r value (r L + 2r D + r C ) / 4
  • the average r value was determined to be good.
  • the hole expandability was performed in accordance with JIS Z 2256 (2010). That is, after each steel plate obtained was cut into 100 mm ⁇ 100 mm, a hole with a diameter of 10 mm was punched out with a clearance of 12% ⁇ 1%. Thereafter, a punch having a 60 ° conical shape was pushed into the hole and the hole diameter at the crack initiation limit was measured with a crease holding force of 9 ton (88.26 kN) using a die having an inner diameter of 75 mm.
  • the critical hole expansion rate: ⁇ (%) was obtained from the following formula, and the hole expansion property was evaluated from the value of the critical hole expansion rate.
  • Limit hole expansion rate: ⁇ (%) ⁇ (D f ⁇ D 0 ) / D 0 ⁇ ⁇ 100
  • D f hole diameter at crack initiation (mm) D 0 is the initial hole diameter (mm).
  • the critical hole expansion ratio: ⁇ ⁇ 20% it was determined that the hole expansion property was good.
  • the tensile strength TS is 780 MPa or more
  • the Young's modulus in the 45 ° direction with respect to the rolling direction and the rolling direction is 205 GPa or more, respectively, and the direction perpendicular to the rolling direction
  • the Young's modulus is as good as 220 GPa or more, and further has an excellent deep drawability and stretch flangeability with an average r value of 1.05 or more and a critical hole expansion ratio: ⁇ of 20% or more.
  • the mechanical properties of were obtained.
  • at least one of the characteristics among TS, Young's modulus in each direction, average r value, and ⁇ is inferior.
  • the present invention can be applied to a steel sheet such as an electrogalvanized steel sheet to obtain a high-strength steel sheet, and the same effect can be expected.
  • the high-strength steel sheet of the present invention can be improved in fuel consumption by reducing the weight of the vehicle body when applied to, for example, an automobile structural member, and the industrial utility value is extremely large.

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Abstract

　所定の成分組成を有し、フェライトの面積率を２０％以上、マルテンサイトの面積率を５％以上、焼戻しマルテンサイトの面積率を５％以上とし、前記フェライトの平均結晶粒径を２０．０μｍ以下とし、かつ前記フェライト、および前記焼戻しマルテンサイトを含む前記マルテンサイトにおけるα－ｆｉｂｅｒに対するγ－ｆｉｂｅｒのインバース強度比を、それぞれ１．００以上とするミクロ組織を有する鋼板とする。

Description

高強度鋼板およびその製造方法
　本発明は、主に自動車車体の構造部品に供して好適な高強度鋼板およびその製造方法に関するものである。特に、本発明は、７８０ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）と、高い剛性（高ヤング率）を有し、さらには深絞り性や伸びフランジ性に優れる高強度鋼板を得ようとするものである。
　近年、地球環境問題への関心の高まりを受けて、自動車での排ガス規制が要請されるなど、自動車における車体の軽量化は極めて重要な課題となっている。
　ここで、車体軽量化には、鋼板の高強度化により鋼板の板厚を減少させること（薄肉化）が有効な方法である。最近では、鋼板の高強度化が顕著に進んだ結果、ＴＳが７８０ＭＰａ以上であっても、板厚が２．０ｍｍを下回るような薄鋼板を積極的に適用しようという動きがある。しかし、薄肉化による車体剛性の低下も同時に問題になってきており、自動車の構造部品における剛性の一層の向上が課題になってきている。構造部品の剛性は、断面形状が同じならば、鋼板の板厚とヤング率で決まる。このため、軽量化と構造部品の剛性を両立させるには、鋼板のヤング率を高めることが有効である。
　鋼板のヤング率は、鋼板の集合組織に大きく支配され、体心立方格子である鉄の場合は、原子の稠密方向である＜１１１＞方向に高く、逆に原子密度の小さい＜１００＞方向に低いことが知られている。ここで、結晶方位に異方性のない通常の鉄のヤング率は約２０６ＧＰａであることが知られている。また、結晶方位に異方性を持たせ、特定方向の原子密度を高めることにより、その方向のヤング率を高めることができる。しかし、自動車車体の剛性を考える場合には、様々な方向から荷重が加わるため、特定方向のみでなく、各方向に高いヤング率を有する必要がある。
　他方、鋼板の高強度化は成形性の低下を招く。そのため、鋼板の高強度化と優れた成形性を両立させることは難しく、高強度と優れた成形性を併せ持つ鋼板も望まれている。
　このような要望に対して、例えば、特許文献１には、「質量％で、Ｃ：０．０２～０．１５％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：１．０～３．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：１．０％以下、Ｎ：０．０１％以下およびＴｉ：０．１～１．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、熱間圧延し、２０～８５％の圧下率で冷間圧延後、再結晶焼鈍することで、フェライト単相のミクロ組織を有し、ＴＳが５９０ＭＰａ以上、かつ圧延方向に対して９０°方向のヤング率が２３０ＧＰａ以上、圧延方向に対して０°、４５°、９０°方向の平均ヤング率が２１５ＧＰａ以上であることを特徴とする剛性に優れた高強度薄鋼板の製造方法」が提案されている。
　特許文献２には、「質量％で、Ｃ：０．０２～０．１５％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．０～３．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：１．５％以下、Ｎ：０．０１％以下およびＴｉ：０．０２～０．５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、熱間圧延し、５０％以上の圧下率で冷間圧延後、再結晶焼鈍することで、フェライトとマルテンサイトの混合組織を有し、ＴＳが５９０ＭＰａ以上、かつ圧延方向に対して直角方向のヤング率が２３０ＧＰａ以上であることを特徴とする加工性に優れた高剛性高強度鋼板の製造方法」が提案されている。
　特許文献３には、「質量％で、Ｃ：０．０１０～０．０５０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０～３．０％、Ｐ：０．００５～０．１％、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５～０．５％、Ｎ：０．０１％以下およびＮｂ：０．０３～０．３％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、熱間圧延後に冷間圧延し、再結晶焼鈍することで、フェライト相の面積率が５０％以上、およびマルテンサイト相の面積率が１％以上を含む鋼組織を有し、圧延直角方向のヤング率が２２５ＧＰａ以上、平均ｒ値が１．３以上であることを特徴とする高強度鋼板の製造方法」が提案されている。
　特許文献４には、「質量％で、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．５～３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．５％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．０２～０．１５％およびＴｉ：０．０１～０．１５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなるスラブを、熱間圧延し、４０～７５％の圧下率で冷間圧延後、再結晶焼鈍することで、フェライト相の面積率が５０％以上であるミクロ組織を有し、ＴＳが５９０ＭＰａ以上、ＴＳ×穴拡げ率λとの積ＴＳ×λ≧２３０００ＭＰａ・％、かつ圧延方向に対して直角方向のヤング率が２３５ＧＰａ以上であることを特徴とする穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板の製造方法」が提案されている。
特開２００７－０９２１３０号公報 特開２００６－１８３１３０号公報 特開２００５－１２０４７２号公報 特開２００８－２４０１２３号公報
　しかしながら、特許文献１に記載の技術では、引張強さ７８０ＭＰａ以上を達成するためには、例えばその実施例を参照すると、Ｖを０．４質量％、Ｗを０．５質量％と、高価な元素を添加することが必要である。また、この技術においてさらなる高強度化を図るには、ＣｒやＭｏ等の高価な元素の活用がさらに必要不可欠であるため、合金コストが増加するという問題があった。
　特許文献２に記載の技術は、鋼板の一方向のみのヤング率を高めることには有効である。しかし、この技術は、各方向に高いヤング率を有する鋼板が必要とされる自動車の構造部品の剛性向上には適用できない。
　特許文献３に記載の技術では、剛性と加工性に優れることを開示しており、加工性の中でも、とりわけ深絞り性に優れることを開示している。しかし、この技術は、ＴＳが６６０ＭＰａ程度と低い。
　特許文献４に記載の技術では、剛性と加工性に優れることを開示しており、加工性の中でも、とりわけ穴広げ性に優れることを開示している。この技術は、圧延方向に対して直角方向のヤング率のみが規定されており、鋼板の一方向のみのヤング率を高めることには有効であると考えられる。しかし、この技術は、各方向に高いヤング率を有する鋼板が必要とされる自動車の構造部品の剛性向上には適用できない。
　さらに、特許文献１～４に記載の技術は、必ずしも深絞り性および伸びフランジ性（穴広げ性）に優れるという点まで考慮されていない。
　本発明は、かかる事情に鑑み開発されたもので、７８０ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）と高ヤング率を有し、さらには、加工性、特に深絞り性および伸びフランジ性に優れる高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　なお、「高ヤング率」とは、圧延方向および圧延方向に対して４５°方向のヤング率が２０５ＧＰａ以上で、かつ圧延方向に対して直角方向のヤング率が２２０ＧＰａ以上であることを意味する。
　また、「深絞り性に優れる」とは、平均ｒ値≧１．０５であることを意味する。さらに、「伸びフランジ性（穴広げ性）に優れる」とは、限界穴広げ率：λ≧２０％であることを意味する。
　さらに、本発明の高強度鋼板は、冷延鋼板である高強度冷延鋼板や、表面にめっき皮膜を有するめっき鋼板である高強度めっき鋼板、表面に亜鉛めっき皮膜を有する亜鉛めっき鋼板である高強度亜鉛めっき鋼板などを含むものとする。なお、亜鉛めっき皮膜としては、例えば、溶融亜鉛めっき皮膜や合金化溶融亜鉛めっき皮膜などが挙げられる。
　発明者らは、７８０ＭＰａ以上のＴＳと高ヤング率を有し、深絞り性や伸びフランジ性に優れる高強度鋼板およびその製造方法について鋭意検討を重ねた結果、以下のことを見出した。
　すなわち、ＴｉおよびＶを添加し、その他の合金元素の成分組成を適正に制御した鋼スラブを加熱し、ついでこの鋼スラブに熱間圧延を施す。この際、熱間圧延の巻取り温度（ＣＴ）を比較的高温化する。これによって、添加したＴｉおよびＶの析出促進効果を利用し、侵入型元素であるＣおよびＮの多くを炭化物や窒化物として析出させることにより、固溶ＣおよびＮを極力低減することが重要であることを見出した。
　また、熱間圧延後の冷間圧延工程では、圧下率を極力高くして、α－ｆｉｂｅｒ（＜１１０＞軸が圧延方向に平行な繊維集合組織）およびγ－ｆｉｂｅｒ（＜１１１＞軸が圧延面法線方向に平行な繊維集合組織）の集合組織を発達させることが重要であることを併せて見出した。
　このように、焼鈍処理前の鋼板組織を、固溶ＣおよびＮを極力低減し、かつ、α－ｆｉｂｅｒおよびγ－ｆｉｂｅｒの集合組織を発達させた組織とすることにより、その後の焼鈍時に、焼鈍温度を制御してα－ｆｉｂｅｒおよびγ－ｆｉｂｅｒの集合組織、特にγ－ｆｉｂｅｒの集合組織を発達させ、全方向のヤング率を向上させることが可能となる。また、フェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトを一定の割合以上生成させることにより、所望の強度を確保することが可能となる。
　その結果、７８０ＭＰａ以上のＴＳと高ヤング率を有し、深絞り性や伸びフランジ性に優れる高強度鋼板を製造することが可能となることを見出した。
　本発明は、上記の知見に基づいてなされたものである。
　すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、Ｃ：０．０６０％以上０．２００％以下、Ｓｉ：０．５０％以上２．２０％以下、Ｍｎ：１．００％以上３．００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．０１０％以上２．５００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．２００％以下、およびＶ：０．００１％以上０．２００％以下を含有すると共に、下記（１）式から求められるＣ＊が５００≦Ｃ＊≦１３００の関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
　フェライトの面積率が２０％以上、マルテンサイトの面積率が５％以上、焼戻しマルテンサイトの面積率が５％以上であり、前記フェライトの平均結晶粒径が２０．０μｍ以下で、かつ前記フェライト、および前記焼戻しマルテンサイトを含む前記マルテンサイトにおけるα－ｆｉｂｅｒに対するγ－ｆｉｂｅｒのインバース強度比が、それぞれ１．００以上であるミクロ組織を有する、高強度鋼板。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　記
Ｃ＊＝（Ｃ－（１２．０／４７．９）×（Ｔｉ－（４７．９／１４．０）×Ｎ－（４７．９／３２．１）×Ｓ）－（１２．０／５０．９）×Ｖ）×１００００・・・（１）
　なお、式中の各元素記号（Ｃ、Ｎ、Ｓ、ＴｉおよびＶ）は各元素の鋼板中含有量（質量％）を表し、Ｃ＊の単位は質量ｐｐｍである。
２．前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０５％以上１．００％以下、Ｍｏ：０．０５％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．００％以下、およびＣｕ：０．０５％以上１．００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、前記１に記載の高強度鋼板。
３．前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下を含有する、前記１または２に記載の高強度鋼板。
４．前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１０％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下、およびＲＥＭ：０．０００３％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、前記１～３のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
５．前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｓｎ：０．００２０％以上０．２０００％以下、およびＳｂ：０．００２０％以上０．２０００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、前記１～４のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
６．前記高強度鋼板が冷延鋼板である、前記１～５のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
７．前記高強度鋼板の表面にめっき皮膜を有する、前記１～５のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
８．前記めっき皮膜が亜鉛めっき皮膜である、前記７に記載の高強度鋼板。
９．前記１～５のいずれか１項に記載の高強度鋼板を製造する方法であって、
　前記１～５のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼スラブを、１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱する、鋼スラブの加熱工程と、
　前記鋼スラブを、８５０℃以上１０００℃以下の温度域の仕上げ温度で熱間圧延し、熱延鋼板とする、熱間圧延工程と、
　前記熱延鋼板を５００℃以上８００℃以下の温度域で巻取る、巻取り工程と、
　前記熱延鋼板を４０％以上の冷延圧下率で冷間圧延し、冷延鋼板とする、冷間圧延工程と、
　前記冷延鋼板を、４５０℃以上７５０℃以下の温度域に加熱し、該温度域で３００ｓ以上保持する、第１の熱処理工程と、
　次いで、前記冷延鋼板を、７５０℃以上９５０℃以下に加熱したのち、少なくとも５００℃までの平均冷却速度を１０℃／ｓ以上として、５０℃以上２５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する、第２の熱処理工程と、
　次いで、前記冷延鋼板を、２５０℃超６００℃以下の温度域まで加熱をしたのち、該温度域で１０ｓ以上の間保持する、第３の熱処理工程、
とをそなえる、高強度鋼板の製造方法。
１０．前記第３の熱処理工程後の冷延鋼板に、さらに、めっき処理を施す工程をそなえる、前記９に記載の高強度鋼板の製造方法。
１１．前記めっき処理が溶融亜鉛めっき処理である、前記１０に記載の高強度鋼板の製造方法。
１２．前記めっき処理が溶融亜鉛めっき処理であり、該溶融亜鉛めっき処理後、４７０℃以上６００℃以下の温度域で溶融亜鉛めっきの合金化処理を施す工程をさらにそなえる、前記１０に記載の高強度鋼板の製造方法。
　本発明によれば、７８０ＭＰａ以上のＴＳと高ヤング率を有し、深絞り性や伸びフランジ性に優れる高強度鋼板を、生産性良く得ることができる。また、本発明の高強度鋼板を、例えば、自動車構造部材に適用することによって、車体軽量化による燃費改善を図ることができ、産業上の利用価値は極めて大きい。
　以下、本発明を具体的に説明する。
　本発明の高強度鋼板の製造にあたっては、ＴｉおよびＶを添加し、その他の合金元素の成分組成を併せて適正に制御した鋼スラブを加熱し、ついでこの鋼スラブに熱間圧延を施す。この際、熱間圧延の巻取り温度（ＣＴ）を比較的高温化する。これによって、添加したＴｉおよびＶの析出促進効果を利用し、侵入型元素であるＣおよびＮの多くを炭化物や窒化物として析出させることにより、固溶ＣおよびＮを極力低減することが重要である。
　また、熱間圧延後の冷間圧延工程では、圧下率を極力高くして、α－ｆｉｂｅｒ（＜１１０＞軸が圧延方向に平行な繊維集合組織）およびγ－ｆｉｂｅｒ（＜１１１＞軸が圧延面法線方向に平行な繊維集合組織）の集合組織を発達させることが重要である。
　このようにして得られた焼鈍処理前の鋼板組織は、固溶ＣおよびＮを極力低減し、かつ、α－ｆｉｂｅｒおよびγ－ｆｉｂｅｒの集合組織を発達させた組織となっている。このため、その後の焼鈍により、焼鈍温度を制御してα－ｆｉｂｅｒおよびγ－ｆｉｂｅｒの集合組織、特にγ－ｆｉｂｅｒの集合組織を発達させ、全方向のヤング率を向上させるとともに、フェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトを一定の割合以上生成させることにより、所望の強度を確保することが可能となる。
　その結果、７８０ＭＰａ以上のＴＳと高ヤング率を有し、深絞り性や伸びフランジ性に優れる高強度鋼板を製造することが可能となるのである。
　そこで、以下、本発明の高強度鋼板およびその製造方法を、その成分組成、ミクロ組織、および製造方法に分けて詳細に説明する。
　先ず、成分組成について説明する。なお、以下の説明において、鋼の成分元素の含有量を表す「％」は、特に明記しない限り「質量％」を意味する。
［Ｃ：０．０６０％以上０．２００％以下］
　Ｃは、ＴｉおよびＶと析出物を形成することで、熱延時および焼鈍時の粒成長を制御して、高ヤング率化に寄与する。また、Ｃは、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトによる組織強化を利用する際に、その面積率や硬度を調整するために不可欠な元素である。Ｃ量が０．０６０％未満では、フェライト粒が粗大化し、また必要な面積率のマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトを得るのが困難になるとともに、マルテンサイトが硬化しない。そのため、十分な強度が得られない。一方、Ｃ量が０．２００％を超えると、それに応じてＴｉおよびＶの添加量を多くする必要がある。しかし、この場合、炭化物の析出効果が飽和するとともに、合金コストが増加する。したがって、Ｃ量は０．０６０％以上０．２００％以下とし、好ましくは０．０８０％以上０．１３０％以下とする。
［Ｓｉ：０．５０％以上２．２０％以下］
　Ｓｉは、本発明において重要な元素の１つである。フェライト安定化元素であるＳｉは、フェライト中で高い固溶強化能を有する元素であり、フェライト自身の強度を高めるとともに、加工硬化能を向上させ、フェライト自身の延性を高める。また、Ｓｉは、焼鈍時にオーステナイトが生成した場合、フェライトからオーステナイトへ固溶Ｃを排出してフェライトを清浄化する。これにより、剛性および深絞り性に有利な集合組織を有するフェライトを焼鈍中に亘って維持できる。さらに、焼鈍時にオーステナイトが生成した場合、Ｓｉは、オーステナイト中にＣを濃化させることでオーステナイトを安定化させ、マルテンサイト、およびベイナイトなどの低温変態相の生成を促進する。これにより、必要に応じて鋼の強度を高めることができる。こうした効果を得るためには、Ｓｉ量は０．５０％以上とする必要がある。一方、Ｓｉ量が２．２０％を超えると、鋼板の溶接性を劣化させる。また、熱間圧延前の加熱時にスラブ表面でファイヤライトの生成を促進し、いわゆる赤スケールと呼ばれる熱延鋼板の表面欠陥の発生を助長させる。さらに、冷延鋼板として使用される場合には、表面に生成するＳｉ酸化物が化成処理性を劣化させる。加えて、溶融亜鉛めっき鋼板とする場合には、表面に生成するＳｉ酸化物が不めっきを誘発する。したがって、Ｓｉ量は０．５０％以上２．２０％以下とし、好ましくは０．８０％以上２．１０％以下とする。
［Ｍｎ：１．００％以上３．００％以下］
　Ｍｎは、焼鈍時の冷却過程において、焼入れ性を高め、マルテンサイト、およびベイナイトなどの低温変態相の生成を促進することにより、高強度化に大きく寄与する。また、Ｍｎは、固溶強化元素としても高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、Ｍｎ量を１．００％以上とする必要がある。一方、Ｍｎ量が３．００％を超えると、焼鈍時の冷却過程で剛性および深絞り性の向上に必要なフェライトの生成が著しく抑制される。また、マルテンサイト、およびベイナイトなどの低温変態相が増加することにより、鋼が極端に高強度化し、加工性が劣化する。さらに、このような多量のＭｎは、鋼板の溶接性も劣化させる。したがって、Ｍｎ量は１．００％以上３．００％以下とし、好ましくは１．５０％以上２．８０％以下とする。
［Ｐ：０．１００％以下］
　Ｐは、固溶強化の作用を有し、所望の強度に応じて添加できる。また、Ｐは、フェライト変態を促進するため複合組織化にも有効な元素である。しかし、Ｐ量が０．１００％を超えると、スポット溶接性の劣化を招く。また、亜鉛めっきの合金化処理を施す場合では、合金化速度を低下させ、めっき性を損なう。したがって、Ｐ量は０．１００％以下とする必要がある。Ｐ量は、好ましくは０．００１％以上０．１００％以下とする。
［Ｓ：０．０１００％以下］
　Ｓは、熱間圧延時の熱間割れを引き起こす要因となる他、硫化物として存在して局部変形能を低下させる。このため、Ｓ量は極力低減する必要がある。したがって、Ｓ量は０．０１００％以下とし、好ましくは０．００５０％以下に抑えるのがよい。一方で、Ｓ量を０．０００１％未満に抑えることとすると、製造コストが増加する。このため、Ｓ量は、０．０００１％を下限値とすることが好ましい。したがって、Ｓ量は０．０１００％以下とし、好ましくは０．０００１％以上０．０１００％以下、より好ましくは０．０００１％以上０．００５０％以下とする。
［Ａｌ：０．０１０％以上２．５００％以下］
　Ａｌは鋼の脱酸元素として有用である。このため、Ａｌ量は０．０１０％以上とする必要がある。さらに、フェライト生成元素であるＡｌは、焼鈍時の冷却過程においてフェライト生成を促進し、オーステナイト中にＣを濃化させることでオーステナイトを安定化させ、マルテンサイト、およびベイナイトなどの低温変態相の生成を促進する。これにより、必要に応じて鋼の強度を高めることができる。このような効果を得るためには、Ａｌ量は０．０２０％以上とすることが望ましい。一方、Ａｌ量が２．５００％を超えると、Ａｒ３変態点を大きく上昇させ、オーステナイト単相域が消失し、オーステナイト域で熱間圧延を終了できなくなる。したがって、Ａｌ量は０．０１０％以上２．５００％以下とし、好ましくは０．０２０％以上２．５００％以下とする。
［Ｎ：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。したがって、Ｎ量は０．０１００％以下とし、好ましくは０．００６０％以下に抑えるのがよい。また、生産技術上の制約によっては、Ｎ量の下限値として０．０００５％程度を許容してよい。
　本発明では、上記成分組成に加えて、ヤング率の向上に有利な方位の発達したフェライトを得るため、さらにＴｉ：０．００１％以上０．２００％以下、およびＶ：０．００１％以上０．２００％以下を含有させる必要がある。
［Ｔｉ：０．００１％以上０．２００％以下］
　Ｔｉは、Ｃ、ＳおよびＮと析出物を形成して、焼鈍時に剛性および深絞り性の向上に有利な方位の発達したフェライトを生成させる。また、Ｔｉは、再結晶粒の粗大化を抑制し、強度の向上に有効に寄与する。また、Ｂを併せて添加した場合は、ＮをＴｉＮとして析出させるため、ＢＮの析出が抑制され、後述するＢの効果が有効に発現される。こうした効果を得るには、Ｔｉ量を０．００１％以上とする必要がある。一方、Ｔｉ量が０．２００％を超えると、通常の鋼スラブの再加熱時において炭窒化物を全固溶させることができずに、粗大な炭窒化物が残るため、高強度化や再結晶抑制の効果が得られない。
　また、連続鋳造された鋼スラブを、一旦冷却したのち再加熱を行う工程を経ることなく、そのまま熱間圧延する場合においても、Ｔｉ量が０．２００％を超えた分の再結晶抑制効果の寄与分は小さく、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Ｔｉ量は０．００１％以上０．２００％以下とし、好ましくは０．００５％以上０．２００％以下、より好ましくは０．０１０％以上０．２００％以下とする。
［Ｖ：０．００１％以上０．２００％以下］
　Ｖは、Ｃと析出物を形成して、焼鈍時に剛性および深絞り性の向上に有利な方位の発達したフェライトを生成させる。また、Ｖは、再結晶粒の粗大化を抑制し、強度の向上に有効に寄与する。このような効果を得るためには、Ｖ量を０．００１％以上とする必要がある。一方、Ｖ量が０．２００％を超えると、通常の鋼スラブの再加熱時において炭窒化物を全固溶させることができずに、粗大な炭窒化物が残るため、高強度化や再結晶抑制の効果が得られない。また、連続鋳造された鋼スラブを、一旦冷却したのち再加熱を行う工程を経ることなく、そのまま熱間圧延する場合においても、Ｖ量が０．２００％を超えた分の再結晶抑制効果の寄与分は小さく、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Ｖ量は０．００１％以上０．２００％以下とし、好ましくは０．００５％以上０．２００％以下とする。
　また、本発明の高強度鋼板では、上記したＣ、Ｎ、Ｓ、ＴｉおよびＶの含有量を用いて、以下の（１）式から求められるＣ＊が、５００≦Ｃ＊≦１３００の関係を満たす必要がある。
Ｃ＊＝（Ｃ－（１２．０／４７．９）×（Ｔｉ－（４７．９／１４．０）×Ｎ－（４７．９／３２．１）×Ｓ）－（１２．０／５０．９）×Ｖ））×１００００・・・（１）
　なお、式中の各元素記号（Ｃ、Ｎ、Ｓ、ＴｉおよびＶ）は各元素の鋼板中含有量（質量％）を表し、Ｃ＊の単位は質量ｐｐｍである。
　すなわち、余剰Ｃ量を表すＣ＊を５００質量ｐｐｍ以上１３００質量ｐｐｍ以下の範囲に制御することにより、冷間圧延および焼鈍時に剛性および深絞り性に有利な方位を発達させることができ、また強度を確保することができる。このため、上記（１）式から求められるＣ＊は、５００質量ｐｐｍ以上１３００質量ｐｐｍ以下とする。
　なお、鋼中のＣは、ＴｉおよびＶとＴｉＣ、ＶＣといった析出物を形成する。また、鋼中のＴｉは、Ｃよりも優先してＮやＳと結合し、ＴｉＮ、ＴｉＳといった析出物を形成する。このため、鋼中の余剰Ｃ量は、このような析出を考慮して、上記した（１）式にて求めることができる。
　本発明の高強度鋼板は、上記の基本成分に加えて、さらに、Ｃｒ：０．０５％以上１．００％以下、Ｍｏ：０．０５％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．００％以下、およびＣｕ：０．０５％以上１．００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素や、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下や、Ｃａ：０．００１０％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下、およびＲＥＭ：０．０００３％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素や、Ｓｎ：０．００２０％以上０．２０００％以下およびＳｂ：０．００２０％以上０．２０００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を、単独で、あるいは組み合わせて含有することができる。
　Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＣｕは、固溶強化元素としての役割のみならず、焼鈍時の冷却過程において、オーステナイトを安定化し、複合組織化を容易にする。こうした効果を得るには、Ｃｒ量、Ｍｏ量、Ｎｉ量およびＣｕ量は、それぞれ０．０５％以上にする必要がある。一方、Ｃｒ量、Ｍｏ量、Ｎｉ量およびＣｕ量が、それぞれ１．００％を超えると、成形性やスポット溶接性が低下する。したがって、Ｃｒ、Ｍｏ、ＮｉおよびＣｕを添加する場合は、その量はそれぞれ０．０５％以上１．００％以下とする。
　Ｂは、オーステナイトからのパーライトやベイナイトの生成を抑制し、オーステナイトを安定化させてマルテンサイトの生成を促進する。このため、Ｂは、強度の確保に有効である。この効果は、Ｂ量が０．０００３％以上で得られる。一方で、０．００５０％を超えてＢを添加しても効果は飽和する上、熱間圧延時の製造性を低下させる要因となる。したがって、Ｂを添加する場合は、その量は０．０００３％以上０．００５０％以下とする。
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、脱酸に用いる元素であるとともに、硫化物の形状を球状化し、局部延性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。この効果を得るためには、Ｃａ量は０．００１０％以上、Ｍｇ量は０．０００５％以上、ＲＥＭ量は０．０００３％以上とする必要がある。しかしながら、Ｃａ量およびＲＥＭ量は、それぞれ０．００５０％、また、Ｍｇ量は０．０１００％を超えて過剰に添加すると、介在物等の増加を引き起こし表面および内部欠陥などを引き起こす。したがって、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭを添加する場合は、Ｃａ量は０．００１０％以上０．００５０％以下、Ｍｇ量は０．０００５％以上０．０１００％以下、ＲＥＭ量は０．０００３％以上０．００５０％以下とする。
　ＳｎおよびＳｂは、鋼板表面の窒化や酸化によって生じる鋼板表層の数十μｍ程度の領域における脱炭を抑制する観点から、必要に応じて添加する。このような窒化や酸化を抑制することにともない、鋼板表面においてマルテンサイトの生成量が減少するのを防止し、ひいては疲労特性や耐時効性を改善させることができる。こうした効果を得るには、Ｓｎ量およびＳｂ量はそれぞれ、０．００２０％以上にする必要がある。一方で、これらいずれの元素についても、０．２０００％を超えて過剰に添加すると靭性の低下を招く。したがって、ＳｎおよびＳｂを添加する場合には、その量は、それぞれ０．００２０％以上０．２０００％以下とする。
　上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。なお、本発明の効果を害しない範囲であれば、上記以外の他成分の含有を拒むものではない。ただし、酸素（Ｏ）については、非金属介在物を生成して鋼板品質に悪影響を及ぼす。このため、Ｏ量は、０．００３％以下に抑えるのが好ましい。
　次に、鋼板のミクロ組織について説明する。
［フェライトの面積率：２０％以上］
　フェライトは、剛性および深絞り性の向上に有利な集合組織の発達効果を有する。こうした効果を得るには、フェライトの面積率は２０％以上とする必要がある。より良好な剛性および深絞り性を得るには、フェライトの面積率は３０％以上とすることが好ましい。なお、ここでいうフェライトは、いわゆるフェライトに加えて、炭化物の析出を含まないベイニティックフェライト、ポリゴナルフェライトおよびアシキュラーフェライトを含む。また、特に限定する必要はないが、上記したフェライトの面積率が８０％を超えると所望の引張強さＴＳを確保するのが困難となる。したがって、フェライトの面積率は２０％以上とし、好ましくは３０％以上、より好ましくは３０％以上８０％以下とする。
［マルテンサイトの面積率：５％以上］
　鋼板のミクロ組織がマルテンサイトを含有することにより、強度および強度－伸びバランスが向上する。マルテンサイトの面積率が５％未満では、必要なＴＳ、具体的には７８０ＭＰａ以上のＴＳを確保することが困難である。したがって、マルテンサイトの面積率は５％以上とする必要がある。また、マルテンサイトの面積率の上限は、特に限定されないが、６０％程度である。
［焼戻しマルテンサイトの面積率：５％以上］
　焼戻しマルテンサイトとは、マルテンサイトをＡｃ１変態点以下の温度に加熱して得られる転位密度の高いフェライトとセメンタイトとの複合組織であり、鋼の強化に有効に働く。また、焼戻しマルテンサイトは、残留オーステナイトやマルテンサイトに比べて穴広げ性への悪影響が小さく、顕著な穴広げ性の低下なしに強度を確保するのに有効な金属相である。さらに、焼戻しマルテンサイトがマルテンサイトと共存することにより、マルテンサイトによる伸びフランジ性の低下も抑制される。焼戻しマルテンサイトの面積率が５％未満では、上記のような効果が十分に得られない。また、特に限定する必要はないが、上記した焼戻しマルテンサイトの面積率が６０％を超えると所望の引張強さＴＳを確保するのが困難となる。したがって、焼戻しマルテンサイトの面積率は５％以上とし、好ましくは５％以上６０％以下とする。
　なお、フェライト、マルテンサイトおよび焼戻し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。
　鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を研磨後、３ｖｏｌ．％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）について、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；走査電子顕微鏡）を用いて２０００倍の倍率で３視野観察する。得られた組織画像より、Ａｄｏｂｅ　Ｓｙｓｔｅｍｓ社のＡｄｏｂｅ　Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて、構成相（フェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイト）の面積率を３視野分算出し、それらの値を平均して、フェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率をそれぞれ求めることができる。
　また、上記の組織画像において、フェライトは灰色の組織（下地組織）、マルテンサイトは白色の組織、焼戻しマルテンサイトは灰色の下地に、微細な白色の炭化物が析出している組織を呈しているので、識別および面積率の測定が可能である。
［フェライトの平均結晶粒径：２０．０μｍ以下］
　フェライトの平均結晶粒径が２０．０μｍを超えると、高強度化が図れない。したがって、フェライトの結晶粒径を微細化して強度の向上を図るために、フェライトの平均結晶粒径は２０．０μｍ以下とする。また、フェライトの平均結晶粒径の下限は、特に限定する必要はないが、１μｍ未満では、延性が低下傾向にある。このため、フェライトの平均結晶粒径は１μｍ以上であることが好ましい。
　なお、フェライトの平均結晶粒径は、上述のＡｄｏｂｅ　Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて、組織画像上に引いた線分の長さを実際の長さに補正した値を、画像上に引いた線分が通る結晶粒の数で割ることで算出した。
　また、本発明の高強度鋼板のミクロ組織では、上記したフェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの合計の面積率を９０％以上とすることが好ましい。
　なお、ミクロ組織には、フェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイト以外に、ベイナイト、焼戻しベイナイト、パーライト、セメンタイト等の鋼板に公知の相が、面積率で１０％以下の範囲で含まれても、本発明の効果が損なわれることはない。
［フェライト、および焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイトにおけるα－ｆｉｂｅｒに対するγ－ｆｉｂｅｒのインバース強度比：それぞれ１．００以上］
　α－ｆｉｂｅｒとは、＜１１０＞軸が圧延方向に平行な繊維集合組織である。また、γ－ｆｉｂｅｒとは、＜１１１＞軸が圧延面の法線方向に平行な繊維集合組織である。体心立方金属では、圧延変形によりα－ｆｉｂｅｒおよびγ－ｆｉｂｅｒが強く発達し、再結晶でもそれらに属する集合組織が形成するという特徴がある。
　鋼板の剛性およびヤング率の向上、具体的には、各方向のヤング率および平均ｒ値を向上させるためには、特に、フェライト、および焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイトにおけるγ－ｆｉｂｅｒを発達させ、鋼板の１／４板厚位置におけるフェライト、および焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイトにおけるα－ｆｉｂｅｒに対するγ－ｆｉｂｅｒのインバース強度比を、１．００以上にする必要がある。
　なお、フェライト、および焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイトにおけるα－ｆｉｂｅｒに対するγ－ｆｉｂｅｒのインバース強度比の上限は、特に限定されないが、それぞれ３．００程度である。
　ここで、フェライト、および焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイトにおけるα－ｆｉｂｅｒに対するγ－ｆｉｂｅｒのインバース強度比は、次のようにして算出することができる。
　まず、試料となる鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を湿式研磨およびコロイダルシリカ溶液を用いたバフ研磨により表面を平滑化する。その後、試料表面を０．１ｖｏｌ．％ナイタールで腐食することで、試料表面の凹凸を極力低減し、かつ、加工変質層を完全に除去する。次いで、鋼板の板厚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－ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ－Ｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ；電子線後方散乱回折）法を用いて結晶方位を測定する。得られたデータを、ＡＭＥＴＥＫ　ＥＤＡＸ社のＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓを用いて、まずハイライトのグレイン機能により類似方位の隣接フェライトを含むマルテンサイト（焼戻しマルテンサイトを含む）を選択し、次にチャート機能によりマルテンサイト（焼戻しマルテンサイトを含む）の方位情報のみを抽出する。これによって、各相（フェライト、焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイト）の集合組織情報を独立に評価し、各相のα－ｆｉｂｅｒおよびγ－ｆｉｂｅｒのインバース強度比を求めることにより、フェライト、および焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイトにおけるα－ｆｉｂｅｒに対するγ－ｆｉｂｅｒのインバース強度比をそれぞれ算出することができる。
　本発明では、上記成分組成の鋼を上記ミクロ組織に制御することで、高ヤング率を有し、さらには、深絞り性および伸びフランジ性に優れる高強度鋼板を得ることができる。また、本発明の高強度鋼板は、冷延鋼板としても良く、また、表面に溶融亜鉛めっき皮膜や合金化溶融亜鉛めっき皮膜、電気亜鉛めっき皮膜、Ａｌめっき皮膜などの公知公用のめっき皮膜を有するめっき鋼板であってもよい。
　次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。
　先ず、ＣＲ：冷延鋼板（めっき無し）として製造する場合は、例えば連続鋳造法により得られた上記成分組成の鋼スラブを１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱し（鋼スラブの加熱工程）、次いで鋼スラブを８５０℃以上１０００℃以下の温度域の仕上げ温度で熱間圧延して熱延鋼板とし（熱間圧延工程）、ついで熱延鋼板を５００℃以上８００℃以下の温度域で巻取り（巻取り工程）、必要に応じて酸洗処理後（酸洗工程）、熱延鋼板を４０％以上の冷延圧下率で冷間圧延し、冷延鋼板とし、（冷間圧延工程）、この冷延鋼板を、さらに４５０℃以上７５０℃以下の温度域に加熱し、当該温度域で３００ｓ以上保持し（第１の熱処理工程）、次いで７５０℃以上９５０℃以下に加熱し、次いで、５００℃までの平均冷却速度が１０℃／ｓ以上の条件で、５０℃以上２５０℃以下の冷却停止温度域まで冷却した後（第２の熱処理工程）、２５０℃超６００℃以下まで加熱し、当該温度域で１０ｓ以上保持（第３の熱処理工程）する。
　また、めっき鋼板として製造する場合には、上記のようにして得た鋼板（第３の熱処理工程後の冷延鋼板）に、さらにめっき処理を施す。例えば、上記のようにして得た鋼板に、溶融亜鉛めっき処理を施すことにより、高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。溶融亜鉛めっきを施した後、溶融亜鉛めっきの合金化処理を施すことにより、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
　以下、各工程についてさらに詳細に説明する。
［鋼スラブの加熱工程］
　鋳造された鋼スラブを加熱する段階で存在しているＴｉおよびＶ系の析出物は、そのままでは最終的に得られる鋼板内に粗大な析出物として残存することになり、強度、ヤング率、平均ｒ値および穴広げ性といった鋼板の諸特性の向上に寄与しない。このため、鋼スラブの加熱時には、鋳造時に析出したＴｉおよびＶ系析出物を再溶解させる必要がある。これによる諸特性への寄与は、１１５０℃以上の加熱で認められている。また、スラブ表層の気泡や偏析等の欠陥をスケールオフし、亀裂や凹凸の少ない平滑な鋼板表面を得るためにも、１１５０℃以上に加熱するのがよい。一方、加熱温度が１３００℃を超えるとオーステナイトの結晶粒の粗大化を引き起こし、結果、最終組織が粗大化して強度および延性の低下を招く。したがって、鋼スラブは１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱する。すなわち、スラブ加熱温度は１１５０℃以上１３００℃以下とする。
［熱間圧延工程］
　熱間圧延工程は、粗圧延および仕上げ圧延からなり、加熱後の鋼スラブは、この粗圧延および仕上げ圧延を経て熱延鋼板となる。この熱間圧延の仕上げ温度が１０００℃を超えると、酸化物（熱延スケール）の生成量が急激に増加して、地鉄と酸化物との界面が荒れるため、後段の酸洗工程後や冷間圧延工程後の表面品質が劣化する。一方で、熱間圧延の仕上げ温度が８５０℃未満になると、圧延荷重が増大して圧延負荷が大きくなる他、オーステナイトの未再結晶状態での圧下率の上昇や核生成したフェライトが存在した状態での圧延による異常な集合組織の発達を招く。その結果、最終製品における面内異方性が大きくなって、材質の均一性が損なわれるだけでなく、ヤング率および平均ｒ値そのものの低下を招く。したがって、熱間圧延の仕上げ温度は８５０℃以上１０００℃以下とし、好ましくは８５０℃以上９５０℃以下とする。
　なお、鋼スラブは、通常の条件で粗圧延によりシートバーとされるが、加熱温度を低くした場合には、熱間圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーター等を用いてシートバーを加熱することが好ましい。また、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以下とすることが好ましい。
［巻取り工程］
　熱間圧延後の熱延鋼板を巻取る際の巻取り温度が８００℃を超えると、フェライト粒が粗大化し、冷間圧延での方位の集積が妨げられる。また、ＴｉやＶの炭窒化物が粗大化して焼鈍時のフェライトの再結晶を抑制する効果や、オーステナイト粒の粗大化を抑制する効果が小さくなる。一方、巻取り温度が５００℃未満になると、フェライトの他に硬質なベイナイトやマルテンサイトが生成するようになる。この場合、再結晶焼鈍時に集合組織の発達を阻害する固溶Ｃ量が増大し、また、冷間圧延時の粒内の方位分散が大きくなる。その結果、焼鈍後の集合組織がα－ｆｉｂｅｒおよびγ－ｆｉｂｅｒ、特にγ－ｆｉｂｅｒに発達せず、ヤング率および平均ｒ値が向上しない。したがって、巻取り温度は、５００℃以上８００℃以下とする。すなわち、熱間圧延後は５００℃以上８００℃以下の温度域で熱延鋼板を巻取る。
［酸洗工程］
　上記のようにして得られた熱延鋼板に冷間圧延を施す場合には、好ましくは熱延鋼板表面の酸化スケールを酸洗により除去した後、冷間圧延に供して所定の板厚の冷延鋼板とする。酸洗により鋼板表面の酸化物（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行うことが好ましい。また、酸洗は、一回で行っても良いし、複数回に分けて行っても良い。
［冷間圧延工程］
　熱間圧延工程後に冷間圧延を行って、ヤング率および平均ｒ値の向上に有効なα－ｆｉｂｅｒおよびγ－ｆｉｂｅｒを集積させる。すなわち、冷間圧延によりα－ｆｉｂｅｒおよびγ－ｆｉｂｅｒを発達させることによって、その後の焼鈍工程後の組織でも、α－ｆｉｂｅｒおよびγ－ｆｉｂｅｒ、特にγ－ｆｉｂｅｒを持つフェライトを増やし、ヤング率および平均ｒ値を高くする。
　このような効果を得るには、冷間圧延時の冷延圧下率を４０％以上とする必要がある。さらに、ヤング率および平均ｒ値を向上させる観点からは、冷延圧下率を５０％以上とすることが好ましい。一方で、冷延圧下率が大きくなると、圧延荷重が大きくなって製造が困難になる。このため、冷延圧下率を８０％以下とすることが好ましい。したがって、冷延圧下率は４０％以上とし、好ましくは４０％以上８０％以下、より好ましくは５０％以上８０％以下とする。なお、圧延パスの回数、パス毎の冷延圧下率については特に規定することなく本発明の効果は発揮される。
［第１の熱処理（焼鈍）工程］
・第１の加熱
　第１の加熱での焼鈍温度（加熱温度）は、重要な製造因子の一つである。すなわち、第１の加熱での焼鈍温度は４５０℃以上７５０℃以下とし、フェライトの集合組織をα－ｆｉｂｅｒおよびγ－ｆｉｂｅｒ、特にγ－ｆｉｂｅｒに集積させる必要がある。第１の加熱での焼鈍温度が低い場合には未再結晶組織が多く残存し、フェライトの再結晶時に形成するγ－ｆｉｂｅｒへの集積が難しくなり、その結果、各方向のヤング率および平均ｒ値が低下する。このため、焼鈍温度は４５０℃以上とする。さらに、ヤング率および平均ｒ値を向上させる観点からは、焼鈍温度を５００℃以上、より好ましくは５５０℃以上とする。一方、焼鈍温度が７５０℃を超えると、焼鈍中に生成したオーステナイトの体積率が増加し、α－ｆｉｂｅｒおよびγ－ｆｉｂｅｒ、特にγ－ｆｉｂｅｒに集積したフェライトの体積率が減少するため、各方向のヤング率および平均ｒ値が低下する。
　また、第１の加熱および保持後に冷却を行う場合には、冷却時にオーステナイトが変態して生成するフェライト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、焼戻しベイナイト、あるいはパーライト、セメンタイト等の炭化物等が、第１の加熱で制御したフェライトの集合組織とは異なる集合組織を有するものとなる。その結果、α－ｆｉｂｅｒおよびγ－ｆｉｂｅｒ、特にγ－ｆｉｂｅｒに集積することが難しくなる。したがって、第１の加熱での焼鈍温度は７５０℃以下とする。すなわち、第１の熱処理工程では、４５０℃以上７５０℃以下の温度域に加熱する。好ましくは５００℃以上７５０℃以下、より好ましくは５５０℃以上７５０℃以下の温度域に加熱する。
・第１の加熱後の保持
　第１の加熱後の保持での保持時間は、重要な製造因子の一つである。すなわち、第１の加熱後の保持での保持時間は３００ｓ以上とし、フェライトの集合組織をα－ｆｉｂｅｒおよびγ－ｆｉｂｅｒ、特にγ－ｆｉｂｅｒに集積させる必要がある。上記した４５０℃以上７５０℃以下の温度域での保持時間が３００ｓ未満になると、未再結晶組織が残存することで、γ－ｆｉｂｅｒへの集積が難しくなり、各方向のヤング率および平均ｒ値が低下する。このため、保持時間は３００ｓ以上とする。また、特に限定する必要はないが、第１の加熱後の保持での保持時間が１０００００ｓを超えると、再結晶フェライト粒が粗大化し、所望の引張強さＴＳを確保するのが困難となる。このため、保持時間は１０００００ｓ以下であることが好ましい。したがって、保持時間は３００ｓ以上とし、好ましくは３００ｓ以上１０００００ｓ以下、より好ましくは３００ｓ以上３６０００ｓ以下、さらに好ましくは３００ｓ以上２１６００ｓ以下とする。
　なお、本発明の製造方法では、第１の加熱と、第１の加熱後の保持を合せて、第１の熱処理工程という。
　また、熱処理は、連続焼鈍やバッチ焼鈍のいずれの焼鈍方法で行っても構わない。また、前記の保持後、冷却を行う場合には、室温まで冷却してもよく、また、過時効帯を通過させる処理を施してもよい。なお、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、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。なお、特に限定する必要はないが、室温または過時効帯までの平均冷却速度が８０℃／ｓを超えると、鋼板形状が悪化する可能性があるため、冷却を行う場合には、平均冷却速度が８０℃／ｓ以下であることが好ましい。
［第２の熱処理（焼鈍）工程］
・第２の加熱
　第２の加熱での焼鈍温度（加熱温度）は、本発明で重要な製造因子の一つである。すなわち、第２の加熱での焼鈍温度は７５０℃以上９５０℃以下とし、フェライト、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトを一定の割合以上生成させる必要がある。第２の加熱での焼鈍温度が７５０℃未満になると、オーステナイトの生成が不十分となる結果、加熱後の冷却で十分な量のマルテンサイトが得られずに所望の引張強さＴＳを確保するのが困難となる。また、未再結晶組織が残存してしまい、延性を低下させる。したがって、焼鈍温度は７５０℃以上とする。また、第２の加熱での焼鈍温度が９５０℃を超えると、オーステナイト単相域での焼鈍となり、第２の加熱および加熱後の保持で形成されるフェライトの集合組織がランダム化し、最終的に得られる鋼板のヤング率および平均ｒ値が低下する。したがって、焼鈍温度は９５０℃以下とする。すなわち、第２の熱処理（焼鈍）工程では、７５０℃以上９５０℃以下の温度域に加熱する。好ましくは７５０℃以上９２０℃以下、より好ましくは７５０℃以上８９０℃以下の温度域に加熱する。
　なお、第１の加熱での焼鈍温度：７５０℃で、かつ第２の加熱での焼鈍温度：７５０℃とする場合は、第１の熱処理工程と第２の熱処理工程を連続した処理としても良い。
・第２の加熱後の冷却
　上記した第２の加熱後の冷却時において、５００℃までの平均冷却速度が１０℃／ｓ未満になると、未変態オーステナイトがパーライトに変態し、所望のマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率を確保できずに、所望の引張強さＴＳを確保するのが困難となる。また、特に限定する必要はないが、上記した平均冷却速度が２００℃／ｓを超えると、鋼板形状の悪化や、冷却到達温度の制御が困難となる可能性がある。このため、上記した平均冷却速度は２００℃／ｓ以下であることが好ましい。したがって、第２の加熱後の冷却での５００℃までの平均冷却速度は１０℃／ｓ以上とし、好ましくは１０℃／ｓ以上２００℃／ｓ以下、より好ましくは１０℃／ｓ以上８０℃／ｓ以下とする。
　また、上記冷却工程での冷却停止温度は、本発明で重要な製造因子の一つである。すなわち、冷却停止温度を５０℃以上２５０℃以下として、焼戻しマルテンサイトを一定の割合以上生成させる必要がある。冷却停止時にはオーステナイトの一部がマルテンサイトに変態し、残りは未変態のオーステナイトとなる。そこから加熱した後（さらに必要に応じて、めっき処理またはめっき・合金化処理した後）、室温まで冷却することにより、マルテンサイトは焼戻しマルテンサイトとなり、未変態オーステナイトはマルテンサイトとなる。すなわち、第２の加熱後の冷却での冷却停止温度が低いほど、冷却中に生成するマルテンサイト量が増加し、未変態オーステナイト量が減少する。このため、冷却停止温度の制御により、最終的なマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの量（面積率又は体積率）が制御できる。
　ここで、冷却停止温度が２５０℃を超えると、冷却停止時のマルテンサイト変態が不十分で未変態オーステナイト量が多くなる。その結果、最終的なマルテンサイトが過剰に生成して、穴広げ性を低下させる。一方、冷却停止温度が５０℃未満では、冷却中にオーステナイトがほとんどマルテンサイトに変態する。その結果、その後の再加熱（第３の加熱）時に焼戻しマルテンサイトの量が増大し、所望のＴＳを確保するのが困難となる。したがって、第２の加熱後の冷却での冷却停止温度は５０℃以上２５０℃以下とし、好ましくは５０℃以上２００℃以下とする。
　なお、本発明の製造方法では、第２の加熱と、第２の加熱後の冷却とを合せて、第２の熱処理工程という。
［第３の熱処理（再加熱）工程］
・第３の加熱
　上記した第２の熱処理工程後に行う第３の加熱での加熱温度が２５０℃以下ではマルテンサイトの焼戻しが不十分となり、穴広げ性が低下する。一方、第３の加熱での加熱温度が６００℃を超えると、第２の加熱後の冷却停止時に残存した未変態オーステナイトがパーライトに変態し、所望の引張強さＴＳを確保するのが困難となる。したがって、第３の加熱での加熱温度は２５０℃超６００℃以下とする。
・第３の加熱後の保持
　第３の加熱後の保持時の２５０℃超６００℃以下の温度域での保持時間が１０ｓ未満になると、前記第２の加熱後の冷却で生成したマルテンサイトが十分に焼戻されず、穴広げ性が低下する。なお、特に限定する必要はないが、第３の加熱後の保持での保持時間が６００ｓを超えると、第２の加熱後の冷却停止時に残存した未変態オーステナイトがベイナイトに変態し、マルテンサイトの生成量が減少し、所望の引張強さＴＳの確保が困難となる。したがって、第３の加熱後の保持での保持時間は１０ｓ以上とし、好ましくは１０ｓ以上６００ｓ以下とする。
　なお、本発明の製造方法では、第３の加熱と、第３の加熱後の保持を合せて、第３の熱処理工程という。
　ここで、冷延鋼板として製造する場合には、上記の第３の加熱後の保持時に、過時効帯を通過させる処理を施してもよい。
　また、めっき鋼板として製造する場合には、上記のようにして得た鋼板（第３の熱処理工程後の冷延鋼板）に、さらに、めっき処理を施す。めっきとしては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、および電気亜鉛めっきなどの亜鉛めっきや、Ａｌめっきなどが挙げられる。ここで、溶融亜鉛めっき鋼板として製造する場合には、例えば、上記の第３の熱処理工程後の冷延鋼板を、溶融亜鉛中に通板させて、溶融亜鉛めっき処理を行えばよい。また合金化溶融亜鉛めっき鋼板として製造する場合には、溶融亜鉛めっき処理後、さらに溶融亜鉛めっきの合金化処理を行えばよい。
　以下、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理について説明する。
［溶融亜鉛めっき処理］
　溶融亜鉛めっきを施す場合は、４２０℃以上５５０℃以下の温度域で施すのが好ましく、例えば、焼鈍（第３の熱処理工程）後の冷却中に行うことができる。溶融亜鉛めっき浴は、ＧＩ（溶融亜鉛めっき鋼板）では、Ａｌ：０．１５～０．２３質量％を含有する亜鉛浴を使用し、ＧＡ（合金化溶融亜鉛めっき鋼板）では、Ａｌ：０．１２～０．２０質量％を含有する亜鉛浴を使用することが好ましい。また、めっき付着量は片面あたり２０～７０ｇ／ｍ２（両面めっき）が好ましい。なお、ＧＡの場合は、後述する合金化処理を施すことにより、めっき層中のＦｅ濃度を７～１５質量％とすることが好ましい。
　［合金化処理］
　合金化処理時の合金化処理温度が４７０℃未満になると、合金化が進行しないという問題が生じる。一方で、合金化処理温度が６００℃を超える場合、第２の加熱後の冷却停止時に残存した未変態オーステナイトがパーライトに変態し、所望の強度を確保できない。したがって、合金化処理温度は４７０℃以上６００℃以下とする。すなわち、亜鉛めっきの合金化処理は、４７０℃以上６００℃以下の温度域で施す。
　以上述べたように、本発明の製造方法では、第１の熱処理工程で、４５０℃以上７５０℃以下の温度域に加熱後、保持することにより、未再結晶フェライトを十分に再結晶させ、ヤング率および平均ｒ値の向上に有利な集合組織、特にγ－ｆｉｂｅｒを発達させる。また、第１の熱処理工程で、フェライトの集合組織を特にγ－ｆｉｂｅｒへ高めておけば、その後の第２の熱処理工程において、フェライト＋オーステナイト二相域での焼鈍によりフェライト素地中にマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトを分散させたとしても、第１の熱処理工程で形成した集合組織が大きく変化することはない。すなわち、最終的に得られる鋼板においても、特にγ－ｆｉｂｅｒへの集積度の高いフェライトおよびマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトが形成されるため、ヤング率および平均ｒ値を低下させることなく、効果的に強度を向上させることが可能になる。
　なお、上記のように熱処理、さらにはめっき処理、合金化処理を施して、冷延鋼板や溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板等とした後、スキンパス圧延を施してもよい。上記した熱処理およびめっき処理後にスキンパス圧延を施す場合、スキンパス圧延の伸長率は、０．１％以上１．５％以下の範囲が好ましい。スキンパス圧延の伸長率が０．１％未満では、形状矯正の効果が小さく、制御も困難であることから、これが良好範囲の下限となる。また、スキンパス圧延の伸長率が１．５％を超えると、生産性が著しく低下するので、これを良好範囲の上限とする。なお、スキンパス圧延は、インラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。
　次に、実施例について説明する。なお、本発明はこれらの実施例のみに限定されるものではない。
　表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブとした。得られた鋼スラブを表２に示す条件で熱間圧延したのち、得られた熱延鋼板を巻取り、酸洗した。次いで、表２に示す条件で熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とした後、表２に示す条件で熱処理（第１～３の熱処理工程）を行った（ＣＲ：冷延鋼板（めっき無し））。一部のものは、さらに第３の熱処理工程後、溶融亜鉛めっき処理を施した（ＧＩ：溶融亜鉛めっき鋼板）。また、一部のものは、溶融亜鉛めっき処理を施した後、更に、合金化処理を施した（ＧＡ：合金化溶融亜鉛めっき鋼板）。
　なお、溶融亜鉛めっき浴は、ＧＩではＡｌ：０．１８質量％を含有する亜鉛浴を使用し、ＧＡではＡｌ：０．１５質量％を含有する亜鉛浴を使用し、浴温は４７０℃とした。めっき付着量は片面あたり４５ｇ／ｍ２（両面めっき）とし、ＧＡは、めっき層中のＦｅ濃度を９～１２質量％とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　以上の工程を経て得られた各鋼板を供試材として、機械的特性を評価した。機械的特性は、以下のようにして、引張試験およびヤング率測定、平均ｒ値測定および穴広げ試験を行い、それぞれの供試材を評価した。
　その評価結果を表３に示す。また、供試材である各鋼板の板厚を表３に併記する。
　［引張試験］
　引張試験は、伸長率０．５％のスキンパス圧延（調質圧延）を施した鋼板から、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるように採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１年）に準拠して行い、引張強さＴＳ、全伸びＥＬを測定した。
　［ヤング率測定］
　ヤング率測定は鋼板の圧延方向（Ｌ方向）、鋼板の圧延方向に対して４５°方向（Ｄ方向）、鋼板の圧延方向に対して直角方向（Ｃ方向）の３方向から１０ｍｍ×５０ｍｍの試験片を切り出し、横振動型の共振周波数測定装置を用いて、Ａｍｅｒｉｃａｎ　Ｓｏｃｉｅｔｙ　ｔｏ　Ｔｅｓｔｉｎｇ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓの基準（Ｃ１２５９）に従いヤング率を測定した。
　なお、圧延方向（Ｌ方向）および圧延方向に対して４５°方向（Ｄ方向）のヤング率が２０５ＧＰａ以上で、かつ圧延方向に対して直角方向（Ｃ方向）のヤング率が２２０ＧＰａ以上である場合をヤング率が高いと判定した。
　［平均ｒ値測定］
　平均ｒ値測定は、鋼板の圧延方向（Ｌ方向）、鋼板の圧延方向に対して４５°方向（Ｄ方向）、鋼板の圧延方向に対して直角方向（Ｃ方向）の３方向からそれぞれ採取したＪＩＳ　Ｚ　２２０１（１９９８年）に規定のＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２５４の規定に準拠してそれぞれの塑性歪比ｒＬ，ｒＤ，ｒＣを求め、以下の式により平均ｒ値を算出した。
平均ｒ値＝（ｒＬ＋２ｒＤ＋ｒＣ）／４
　なお、平均ｒ値≧１．０５の場合を平均ｒ値が良好と判定した。
　［穴広げ試験］
　穴広げ性は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６（２０１０年）に準拠して行った。すなわち、得られた各鋼板を１００ｍｍ×１００ｍｍに切断後、クリアランス１２％±１％で直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた。その後、内径７５ｍｍのダイスを用いてしわ押さえ力９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）で抑えた状態で、６０°円錐のポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定した。そして、下記の式から、限界穴広げ率：λ（％）を求め、この限界穴広げ率の値から穴広げ性を評価した。
　　限界穴広げ率：λ（％）＝｛（Ｄｆ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
　ただし、Ｄｆは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ０は初期穴径（ｍｍ）である。なお、限界穴広げ率：λ≧２０％の場合を穴広げ性が良好と判定した。
　また、前述した方法にしたがって、フェライトの面積率、マルテンサイトの面積率、および焼戻しマルテンサイトの面積率、また、鋼板の板厚１／４位置におけるフェライト、および焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイトでのα－ｆｉｂｅｒに対するγ－ｆｉｂｅｒのインバース強度比をそれぞれ求めた。結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すように、発明例はいずれも、引張強さＴＳが７８０ＭＰａ以上であり、圧延方向および圧延方向に対して４５°方向のヤング率はそれぞれ２０５ＧＰａ以上、かつ圧延方向に対して直角方向のヤング率は２２０ＧＰａ以上と良好であり、さらに、平均ｒ値が１．０５以上、かつ限界穴広げ率：λが２０％以上の優れた深絞り性および伸びフランジ性を有しており、所望の機械的特性が得られた。一方、比較例では、ＴＳ、各方向のヤング率、平均ｒ値およびλのうち、少なくとも一つ以上の特性が劣っている。
　以上、本発明の実施の形態について説明したが、本発明は、本実施の形態による本発明の開示の一部をなす記述により限定されるものではない。すなわち、本実施の形態に基づいて当業者等によりなされる他の実施の形態、実施例及び運用技術などは全て本発明の範疇に含まれる。例えば、上記した製造方法における一連の熱処理においては、熱履歴条件さえ満足すれば、鋼板に熱処理を施す設備等は特に限定されるものではない。
　また、本発明は、電気亜鉛めっき鋼板等の鋼板にも適用して、高強度鋼板とすることができ、同様の効果が期待できる。
　本発明の高強度鋼板は、例えば、自動車構造部材に適用することによって車体軽量化による燃費改善を図ることができ、産業上の利用価値は極めて大きい。

Claims (12)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０６０％以上０．２００％以下、Ｓｉ：０．５０％以上２．２０％以下、Ｍｎ：１．００％以上３．００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．０１０％以上２．５００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．２００％以下、およびＶ：０．００１％以上０．２００％以下を含有すると共に、下記（１）式から求められるＣ＊が５００≦Ｃ＊≦１３００の関係を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    　フェライトの面積率が２０％以上、マルテンサイトの面積率が５％以上、焼戻しマルテンサイトの面積率が５％以上であり、前記フェライトの平均結晶粒径が２０．０μｍ以下で、かつ前記フェライト、および前記焼戻しマルテンサイトを含む前記マルテンサイトにおけるα－ｆｉｂｅｒに対するγ－ｆｉｂｅｒのインバース強度比が、それぞれ１．００以上であるミクロ組織を有する、高強度鋼板。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    Ｃ＊＝（Ｃ－（１２．０／４７．９）×（Ｔｉ－（４７．９／１４．０）×Ｎ－（４７．９／３２．１）×Ｓ）－（１２．０／５０．９）×Ｖ）×１００００・・・（１）
    　なお、式中の各元素記号（Ｃ、Ｎ、Ｓ、ＴｉおよびＶ）は各元素の鋼板中含有量（質量％）を表し、Ｃ＊の単位は質量ｐｐｍである。
  2. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０５％以上１．００％以下、Ｍｏ：０．０５％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．００％以下、およびＣｕ：０．０５％以上１．００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下を含有する、請求項１または２に記載の高強度鋼板。
  4. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１０％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下、およびＲＥＭ：０．０００３％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、請求項１～３のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  5. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｓｎ：０．００２０％以上０．２０００％以下、およびＳｂ：０．００２０％以上０．２０００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、請求項１～４のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  6. 　前記高強度鋼板が冷延鋼板である、請求項１～５のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  7. 　前記高強度鋼板の表面にめっき皮膜を有する、請求項１～５のいずれか１項に記載の高強度鋼板。
  8. 　前記めっき皮膜が亜鉛めっき皮膜である、請求項７に記載の高強度鋼板。
  9. 　請求項１～５のいずれか１項に記載の高強度鋼板を製造する方法であって、
    　請求項１～５のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼スラブを、１１５０℃以上１３００℃以下の温度域に加熱する、鋼スラブの加熱工程と、
    　前記鋼スラブを、８５０℃以上１０００℃以下の温度域の仕上げ温度で熱間圧延し、熱延鋼板とする、熱間圧延工程と、
    　前記熱延鋼板を５００℃以上８００℃以下の温度域で巻取る、巻取り工程と、
    　前記熱延鋼板を４０％以上の冷延圧下率で冷間圧延し、冷延鋼板とする、冷間圧延工程と、
    　前記冷延鋼板を、４５０℃以上７５０℃以下の温度域に加熱し、該温度域で３００ｓ以上保持する、第１の熱処理工程と、
    　次いで、前記冷延鋼板を、７５０℃以上９５０℃以下に加熱したのち、少なくとも５００℃までの平均冷却速度を１０℃／ｓ以上として、５０℃以上２５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する、第２の熱処理工程と、
    　次いで、前記冷延鋼板を、２５０℃超６００℃以下の温度域まで加熱をしたのち、該温度域で１０ｓ以上の間保持する、第３の熱処理工程、
    とをそなえる、高強度鋼板の製造方法。
  10. 　前記第３の熱処理工程後の冷延鋼板に、さらに、めっき処理を施す工程をそなえる、請求項９に記載の高強度鋼板の製造方法。
  11. 　前記めっき処理が溶融亜鉛めっき処理である、請求項１０に記載の高強度鋼板の製造方法。
  12. 　前記めっき処理が溶融亜鉛めっき処理であり、該溶融亜鉛めっき処理後、４７０℃以上６００℃以下の温度域で溶融亜鉛めっきの合金化処理を施す工程をさらにそなえる、請求項１０に記載の高強度鋼板の製造方法。
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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6179698B1 (ja) * 2017-01-27 2017-08-16 新日鐵住金株式会社 鋼板およびめっき鋼板
JP2018080362A (ja) * 2016-11-15 2018-05-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法並びに高強度亜鉛めっき鋼板
EP3613868A4 (en) * 2017-04-21 2020-09-09 Nippon Steel Corporation HIGH STRENGTH HOT-GALVANIZED STEEL SHEET AND PRODUCTION PROCESS FOR IT

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6032299B2 (ja) * 2015-02-03 2016-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
JP6032300B2 (ja) 2015-02-03 2016-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
CN109642292B (zh) 2016-08-31 2021-11-12 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
JP6315044B2 (ja) 2016-08-31 2018-04-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP7047516B2 (ja) * 2018-03-22 2022-04-05 日本製鉄株式会社 高張力鋼板用スラブの冷却方法、高張力熱延鋼板の製造方法、高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
KR102390220B1 (ko) * 2018-03-30 2022-04-25 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판
CN112166203A (zh) * 2018-05-08 2021-01-01 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 具有改进的可成形性的钢带材、片材或坯料及生产这样的带材的方法
CN111868282B (zh) * 2018-07-18 2021-12-31 日本制铁株式会社 钢板
US20210340653A1 (en) * 2018-12-11 2021-11-04 Nippon Steel Corporation High-strength steel plate having excellent formability, toughness and weldability, and production method of same
US20230141963A1 (en) 2020-04-07 2023-05-11 Nippon Steel Corporation Steel sheet
CN112375991A (zh) * 2020-11-11 2021-02-19 安徽金亿新材料股份有限公司 一种高热传导耐磨气门导管材料及其制备方法
CN114293111B (zh) * 2021-12-08 2022-10-11 北京科技大学 一种1.1GPa级片层相间的马氏体-铁素体双相钢及其制备方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2005095663A1 (ja) * 2004-03-31 2005-10-13 Jfe Steel Corporation 高剛性高強度薄鋼板およびその製造方法
WO2008123267A1 (ja) * 2007-03-22 2008-10-16 Jfe Steel Corporation 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2013073136A1 (ja) * 2011-11-15 2013-05-23 Ｊｆｅスチール株式会社 薄鋼板およびその製造方法
WO2015015739A1 (ja) * 2013-08-02 2015-02-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度高ヤング率鋼板およびその製造方法
WO2015015738A1 (ja) * 2013-08-02 2015-02-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度高ヤング率鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4407449B2 (ja) 2003-09-26 2010-02-03 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP4510488B2 (ja) * 2004-03-11 2010-07-21 新日本製鐵株式会社 成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板およびその製造方法
JP4843981B2 (ja) 2004-03-31 2011-12-21 Ｊｆｅスチール株式会社 高剛性高強度薄鋼板およびその製造方法
JP4867256B2 (ja) 2005-09-29 2012-02-01 Ｊｆｅスチール株式会社 剛性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP5233142B2 (ja) 2007-03-28 2013-07-10 Ｊｆｅスチール株式会社 穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板およびその製造方法
JP5206349B2 (ja) * 2008-11-19 2013-06-12 新日鐵住金株式会社 鋼板および表面処理鋼板ならびにそれらの製造方法
JP4977185B2 (ja) 2009-04-03 2012-07-18 株式会社神戸製鋼所 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
EP2415891A4 (en) 2009-04-03 2014-11-19 Kobe Steel Ltd COLD-ROLLED STEEL PLATE AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF
JP5786319B2 (ja) 2010-01-22 2015-09-30 Ｊｆｅスチール株式会社 耐バリ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
TWI548756B (zh) * 2011-07-27 2016-09-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp High strength cold rolled steel sheet with excellent extension flangeability and precision punching and its manufacturing method
JP5884714B2 (ja) 2012-01-31 2016-03-15 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5582274B2 (ja) * 2012-07-31 2014-09-03 新日鐵住金株式会社 冷延鋼鈑、電気亜鉛系めっき冷延鋼板、溶融亜鉛めっき冷延鋼板、合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板、及び、それらの製造方法
JP6032298B2 (ja) * 2015-02-03 2016-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
JP6032299B2 (ja) * 2015-02-03 2016-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
JP6032300B2 (ja) 2015-02-03 2016-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
US11008632B2 (en) * 2016-03-31 2021-05-18 Jfe Steel Corporation Steel sheet, coated steel sheet, method for producing hot-rolled steel sheet, method for producing cold-rolled full hard steel sheet, method for producing heat-treated sheet, method for producing steel sheet, and method for producing coated steel sheet
CN109642292B (zh) * 2016-08-31 2021-11-12 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
JP6315044B2 (ja) * 2016-08-31 2018-04-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2005095663A1 (ja) * 2004-03-31 2005-10-13 Jfe Steel Corporation 高剛性高強度薄鋼板およびその製造方法
WO2008123267A1 (ja) * 2007-03-22 2008-10-16 Jfe Steel Corporation 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2013073136A1 (ja) * 2011-11-15 2013-05-23 Ｊｆｅスチール株式会社 薄鋼板およびその製造方法
WO2015015739A1 (ja) * 2013-08-02 2015-02-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度高ヤング率鋼板およびその製造方法
WO2015015738A1 (ja) * 2013-08-02 2015-02-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度高ヤング率鋼板およびその製造方法

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2018080362A (ja) * 2016-11-15 2018-05-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法並びに高強度亜鉛めっき鋼板
WO2018092735A1 (ja) * 2016-11-15 2018-05-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法並びに高強度亜鉛めっき鋼板
JP6179698B1 (ja) * 2017-01-27 2017-08-16 新日鐵住金株式会社 鋼板およびめっき鋼板
WO2018138887A1 (ja) * 2017-01-27 2018-08-02 新日鐵住金株式会社 鋼板およびめっき鋼板
CN110214196A (zh) * 2017-01-27 2019-09-06 日本制铁株式会社 钢板及镀覆钢板
US11028458B2 (en) 2017-01-27 2021-06-08 Nippon Steel Corporation Steel sheet and plated steel sheet
CN110214196B (zh) * 2017-01-27 2021-10-01 日本制铁株式会社 钢板及镀覆钢板
EP3613868A4 (en) * 2017-04-21 2020-09-09 Nippon Steel Corporation HIGH STRENGTH HOT-GALVANIZED STEEL SHEET AND PRODUCTION PROCESS FOR IT

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