WO2016135794A1 - 高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度冷延鋼板およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2016135794A1
WO2016135794A1 PCT/JP2015/006347 JP2015006347W WO2016135794A1 WO 2016135794 A1 WO2016135794 A1 WO 2016135794A1 JP 2015006347 W JP2015006347 W JP 2015006347W WO 2016135794 A1 WO2016135794 A1 WO 2016135794A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
temperature
steel sheet
rolled steel
volume fraction
Prior art date
Application number
PCT/JP2015/006347
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
克利 ▲高▼島
船川　義正
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to MX2017010910A priority Critical patent/MX2017010910A/es
Priority to US15/553,408 priority patent/US20180127856A1/en
Priority to JP2016522827A priority patent/JP6048620B1/ja
Priority to CN201580076970.2A priority patent/CN107406930B/zh
Priority to EP15883094.3A priority patent/EP3263728B1/en
Priority to KR1020177023461A priority patent/KR102016432B1/ko
Publication of WO2016135794A1 publication Critical patent/WO2016135794A1/ja

Links

Classifications

    • 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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • 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
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • 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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • 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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • 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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • 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
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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

Definitions

  • a dual phase steel plate (DP steel plate) having a composite structure of ferrite and martensite is known as a high strength cold rolled steel plate having both formability and high strength.
  • DP steel has a high elongation (EL), but stress is concentrated at the interface between ferrite and martensite, and cracks are likely to be generated, so there is a disadvantage that it is inferior in bendability and hole expansibility. there were.
  • Patent Document 1 discloses a DP steel sheet in which the crystal grain size, volume fraction and nanohardness of ferrite are controlled. According to this DP steel sheet, the elongation (EL) is increased and bending is performed. The property can be made excellent.
  • a TRIP steel plate is mentioned as a steel plate which has high strength and high elongation (EL).
  • This TRIP steel sheet has a steel sheet structure containing retained austenite. When the work is deformed at a temperature equal to or higher than the martensite transformation start temperature, the retained austenite is induced and transformed into martensite by stress, and a large elongation (EL) is obtained.
  • EL elongation
  • this TRIP steel sheet has a drawback that cracks are generated at the interface with ferrite due to transformation of retained austenite to martensite during punching, resulting in poor hole expansibility.
  • Patent Document 2 discloses a TRIP steel sheet containing bainitic ferrite in order to improve hole expandability.
  • an object of the present invention is to solve these problems, and to provide a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent elongation (EL) and hole expansion ratio ( ⁇ ) and having a low yield ratio (YR) and a method for producing the same. It is.
  • the present inventors have controlled the crystal grain size and volume fraction of the steel sheet structure of ferrite, retained austenite, and tempered martensite, while maintaining a low yield ratio (YR) and high elongation (EL) and a high hole expansion ratio ( ⁇ ) was found.
  • the present invention is based on the above findings.
  • DP steel has a low yield ratio (YR) because movable dislocations are introduced into ferrite during martensitic transformation.
  • YR yield ratio
  • martensite is hard, and voids are generated at the interface, especially at the interface with soft ferrite during the punching process in the hole expanding process, and the voids are connected in the subsequent hole expanding process.
  • DP steel has a low hole expansion rate ( ⁇ ).
  • tempering martensite increases the hole expansion ratio ( ⁇ ), but at the same time increases the yield ratio (YR).
  • Residual austenite greatly improves the elongation (EL), but, as with hard martensite, voids are generated during punching in the hole expansion process, so the hole expansion ratio ( ⁇ ) decreases. . Thus, it has been difficult to improve the balance of elongation (EL), hole expansion rate ( ⁇ ), and yield ratio (YR).
  • the present inventors have found a tempering condition of tempered martensite that increases the hole expansion ratio ( ⁇ ) while ensuring a low yield ratio (YR). Furthermore, in order to suppress void connection in the hole expansion process, the average grain size of retained austenite and tempered martensite is reduced to form a steel sheet structure in which retained austenite and tempered martensite are finely dispersed. Thus, it was found that the elongation (EL) and the hole expansion rate ( ⁇ ) are improved. For that purpose, after using the reverse transformation in the second annealing process as the microstructure of bainite and martensite in the first annealing process after cold rolling, fine austenite is generated, and then transformed into bainite by cooling.
  • the component composition further includes one or more selected from the group consisting of V: 0.10% or less, Nb: 0.10% or less, Ti: 0.10% or less in terms of mass%.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet according to any one of the above [3] The high-strength cold-rolled steel sheet according to [1] or [2], further containing, by mass%, B: 0.010% or less as the component composition.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet refers to a cold-rolled steel sheet having a tensile strength (TS) of 980 MPa or more.
  • the average cooling rate refers to the value obtained by subtracting the cooling end temperature from the cooling start temperature divided by the cooling time.
  • the average heating rate refers to the value obtained by subtracting the heating start temperature from the heating end temperature divided by the heating time.
  • the tensile strength (TS) has a low yield ratio (YR) of 980 MPa or more and 66% or less, and the elongation (EL) is 19% or more.
  • a high-strength cold-rolled steel sheet having a hole expansion rate ( ⁇ ) of 30% or more and having a high elongation (EL) and a high hole expansion rate ( ⁇ ) can be stably obtained.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention is, in mass%, C: 0.15 to 0.25%, Si: 1.0 to 2.0%, Mn: 1.8 to 2.5%, P: 0 ..
  • C 0.15-0.25%
  • C is an element effective for increasing the strength of the steel sheet, and contributes to the generation of second-phase tempered martensite and retained austenite in the present invention. If the C content is less than 0.15%, it is difficult to make the volume fraction of tempered martensite 30% or more and the volume fraction of retained austenite 5% or more. Therefore, the tensile strength (TS) is 980 MPa or more. It becomes difficult to make. Therefore, the C content is 0.15% or more. Preferably, the C content is 0.18% or more. On the other hand, when C is contained in excess of 0.25%, the hardness difference between ferrite and tempered martensite becomes large, and a desired hole expansion rate ( ⁇ ) cannot be obtained. Therefore, the C content is 0.25% or less. Preferably, the C content is 0.23% or less.
  • the main phase refers to the ferrite phase
  • the second phase refers to the tempered martensite and retained austenite phases.
  • the structure of the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention may include tempered bainite and pearlite.
  • Si 1.0-2.0% Si is an element necessary for suppressing the formation of carbides during the bainite transformation in the first and second annealings and contributing to the formation of retained austenite. If the Si content is less than 1.0%, sufficient retained austenite cannot be formed. Therefore, the Si content is 1.0% or more. Preferably, the Si content is 1.3% or more. On the other hand, if Si is contained in excess of 2.0%, the ferrite volume fraction exceeds 55% and the average crystal grain size exceeds 5 ⁇ m, so that a tensile strength (TS) of 980 MPa or more cannot be obtained. The hole expansion rate ( ⁇ ) cannot be obtained. Therefore, the Si content is 2.0% or less. Preferably, the Si content is 1.8% or less.
  • Mn 1.8-2.5%
  • Mn is an element that contributes to increasing the strength by forming a second phase easily while strengthening the solid solution.
  • Mn is an element that stabilizes austenite. If the Mn content is less than 1.8%, the volume fraction of the second phase cannot be controlled within a desired range. Therefore, the Mn content is 1.8% or more.
  • Mn is contained in excess of 2.5%, the volume fraction of tempered martensite exceeds 60%, and the hardness of tempered martensite increases, and a desired hole expansion ratio ( ⁇ ) cannot be obtained. . Therefore, the Mn content is 2.5% or less.
  • P 0.10% or less P contributes to high strength by solid solution strengthening.
  • the P content is 0.10% or less.
  • the P content is 0.05% or less.
  • the S content is 0.010% or less.
  • the S content is 0.005% or less.
  • the extremely low S content that makes the S content less than 0.0005% increases the steelmaking cost. Therefore, the S content is preferably 0.0005% or more.
  • Al 0.10% or less
  • Al is an element necessary for deoxidation, but even if Al is contained in an amount exceeding 0.10%, this deoxidation effect is saturated. Therefore, the Al content is set to 0.10% or less. Preferably, the Al content is 0.08% or less. On the other hand, in order to obtain this deoxidation effect, the Al content is preferably 0.01% or more.
  • N 0.010% or less N forms coarse nitrides and lowers the hole expansion rate ( ⁇ ), so the N content needs to be suppressed.
  • the N content exceeds 0.010%, a desired hole expansion rate ( ⁇ ) cannot be obtained. Therefore, the N content is 0.010% or less.
  • the N content is 0.006% or less.
  • Inevitable impurities include, for example, Sb, Sn, Zn, Co and the like.
  • the allowable ranges of these contents are Sb: 0.01% or less, Sn: 0.10% or less, Zn: 0.0. 01% or less, Co: 0.10% or less.
  • Sb 0.01% or less
  • Sn 0.10% or less
  • Zn 0.0. 01% or less
  • Co 0.10% or less.
  • this invention even if it contains Ta, Mg, and Zr within the range of a normal steel composition, the effect will not be lost.
  • V 0.10% or less V forms fine carbonitrides and contributes to an increase in strength. Therefore, V can be contained as necessary. In order to exhibit this effect, it is preferable to contain V 0.01% or more. On the other hand, even if a large amount of V is contained, the effect of increasing the strength exceeding 0.10% is small, and also the alloy cost is increased, so when V is contained, the V content is It is preferable to set it to 0.10% or less.
  • Nb 0.10% or less Nb, like V, contributes to an increase in strength by forming fine carbonitrides, and can be contained as necessary. In order to exhibit this effect, it is preferable to make Nb content 0.005% or more. On the other hand, when Nb is contained in an amount exceeding 0.10%, the elongation (EL) is remarkably lowered. Therefore, the Nb content is preferably 0.10% or less.
  • Ti 0.10% or less Ti, like V, contributes to strength increase by forming fine carbonitrides, and can be contained as necessary. In order to exhibit this effect, it is preferable to make Ti content 0.005% or more. On the other hand, if Ti is contained at a content exceeding 0.10%, the elongation (EL) is remarkably reduced, so the Ti content is preferably 0.10% or less.
  • B 0.010% or less
  • B is an element that improves the hardenability and contributes to high strength by facilitating the formation of the second phase, and does not significantly increase the hardness of tempered martensite while ensuring hardenability. Therefore, it can be contained as necessary. In order to exhibit this effect, it is preferable to contain B 0.0003% or more. On the other hand, even if B is contained in an amount exceeding 0.010%, the effect is saturated, so the B content is preferably 0.010% or less.
  • Cr 0.50% or less Cr is an element that contributes to increasing the strength by facilitating generation of the second phase, and can be contained as necessary. In order to exhibit this effect, it is preferable to contain 0.10% or more of Cr. On the other hand, when Cr is contained in excess of 0.50%, tempered martensite is excessively generated. Therefore, when Cr is contained, the Cr content is preferably 0.50% or less.
  • Mo 0.50% or less
  • Mo is an element that contributes to high strength by facilitating the formation of the second phase, and further contributes to high strength by generating a part of carbide, and is contained as necessary. Can be made. In order to exhibit this effect, it is preferable to contain 0.05% or more of Mo. On the other hand, even if Mo is contained in an amount exceeding 0.50%, the effect is saturated. Therefore, when Mo is contained, the Mo content is preferably 0.50% or less.
  • Cu 0.50% or less
  • Cu is an element that contributes to strengthening by solid solution strengthening and also contributes to strengthening by facilitating the formation of the second phase. Can do. In order to exhibit this effect, it is preferable to contain 0.05% or more of Cu. On the other hand, even if Cu is contained in an amount exceeding 0.50%, the effect is saturated and surface defects due to Cu are likely to occur. Therefore, when Cu is contained, the Cu content is 0.50. % Or less is preferable.
  • Ni 0.50% or less
  • Ni is an element that contributes to strengthening by solid solution strengthening and also contributes to strengthening by facilitating the formation of the second phase. It can be included. In order to exhibit this effect, it is preferable to contain 0.05% or more of Ni. Further, when Ni is contained simultaneously with Cu, there is an effect of suppressing surface defects caused by Cu, which is effective when Cu is added. On the other hand, even if Ni is contained in an amount exceeding 0.50%, the effect is saturated. Therefore, when Ni is contained, the Ni content is preferably 0.50% or less.
  • Ca 0.0050% or less Ca can be contained as necessary because it contributes to spheroidizing the shape of the sulfide and suppressing the decrease in the hole expansion rate ( ⁇ ) due to the sulfide. In order to exhibit this effect, it is preferable to contain 0.0005% or more of Ca. On the other hand, when Ca is contained in excess of 0.0050%, the effect is saturated. Therefore, when Ca is contained, the Ca content is preferably 0.0050% or less.
  • REM 0.0050% or less REM, like Ca, spheroidizes the shape of the sulfide and contributes to suppressing the decrease in the hole expansion rate ( ⁇ ) due to the sulfide. it can. In order to exhibit this effect, it is preferable to contain REM 0.0005% or more. On the other hand, when REM is contained in an amount exceeding 0.0050%, the effect is saturated. Therefore, when REM is contained, the REM content is preferably 0.0050% or less.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention has ferrite, retained austenite, and tempered martensite. Moreover, the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention may have tempered bainite as the balance. Ferrite has an average grain size of 5 ⁇ m or less and a volume fraction in the range of 30 to 55%. The retained austenite has an average crystal grain size of 2 ⁇ m or less and a volume fraction in the range of 5 to 15%. Tempered martensite has an average crystal grain size of 2 ⁇ m or less and a volume fraction in the range of 30 to 60%.
  • 10 or more residual austenites having an average crystal grain size of 2 ⁇ m or less are present in 1000 ⁇ m 2 .
  • the volume fraction described here is the volume fraction with respect to the entire steel sheet, and so on.
  • the volume fraction of the above ferrite is less than 30%, the elongation (EL) decreases because there is little soft ferrite. Therefore, the volume fraction of ferrite is set to 30% or more. Preferably, the volume fraction of ferrite is 35% or more. On the other hand, if the volume fraction of ferrite exceeds 55%, it is difficult to ensure a tensile strength (TS) of 980 MPa or more. Therefore, the volume fraction of ferrite is 55% or less. Preferably, the volume fraction of ferrite is 50% or less.
  • the average crystal grain size of ferrite exceeds 5 ⁇ m, voids generated on the punched end face at the time of hole expansion are liable to be connected during the hole expansion, so that a desired hole expansion ratio ( ⁇ ) cannot be obtained. Furthermore, if the average crystal grain size of ferrite exceeds 5 ⁇ m, the yield ratio (YR) cannot be made lower than the desired value. Therefore, the average crystal grain size of ferrite is 5 ⁇ m or less.
  • the volume fraction of retained austenite is required in the range of 5 to 15%. If the volume fraction of retained austenite is less than 5%, the desired elongation (EL) cannot be obtained. Therefore, the volume fraction of retained austenite is 5% or more. Preferably, the volume fraction of retained austenite is 6% or more. On the other hand, when the volume fraction of retained austenite exceeds 15%, a desired hole expansion rate ( ⁇ ) cannot be obtained. Therefore, the volume fraction of retained austenite is 15% or less. Preferably, the volume fraction of retained austenite is 12% or less. In order to obtain a high hole expansion rate ( ⁇ ), the average crystal grain size of retained austenite is 2 ⁇ m or less. If the average crystal grain size of the retained austenite exceeds 2 ⁇ m, the voids are likely to be connected after the formation of voids during hole expansion. Therefore, the average crystal grain size of retained austenite is 2 ⁇ m or less.
  • the volume fraction of tempered martensite is 30 to 60%. If the volume fraction of tempered martensite is less than 30%, a tensile strength of 980 MPa or more cannot be secured. On the other hand, when the volume fraction exceeds 60%, it is difficult to ensure elongation (EL).
  • EL elongation
  • the average crystal grain size of tempered martensite is 2 ⁇ m or less. If the average crystal grain size exceeds 2 ⁇ m, voids generated at the interface with the ferrite tend to be connected, and the desired hole expansion ratio ( ⁇ ) cannot be obtained. Therefore, the upper limit of the average crystal grain size of tempered martensite is 2 ⁇ m. To do.
  • tempered bainite may be partially generated in order to obtain bainite transformation in the annealing process in order to obtain retained austenite.
  • the volume fraction of the tempered bainite is not particularly limited, but is preferably 30% or less in order to ensure high elongation (EL).
  • the upper limit of the number of retained austenite in 1000 ⁇ m 2 is not particularly limited. However, if the number of retained austenite in 1000 ⁇ m 2 exceeds 50, voids generated at the interface with ferrite are easily connected. One or less is preferable.
  • tempered bainite and pearlite may be generated, but the above-mentioned ferrite, residual austenite, and tempered martensite have a volume fraction and average crystal grains. If the diameter and the number of retained austenite in 1000 ⁇ m 2 are satisfied, the object of the present invention can be achieved.
  • the volume fraction of pearlite is preferably 5% or less.
  • the volume fraction of tempered bainite is preferably 30% or less.
  • the composite structure of the steel plate described above can be observed using, for example, an SEM (scanning electron microscope). Specifically, first, a plate thickness cross section parallel to the rolling direction of the steel plate is polished and then corroded with nital (alcohol solution containing nitric acid). Subsequently, a tissue photograph at a magnification of 2000 and 5000 was taken with a scanning electron microscope, and a desired region was extracted from the obtained tissue photograph data by image analysis. Image analysis software (Image-Pro ver, manufactured by Media Cybernetics, Inc.) 7) can be determined as ferrite, retained austenite, tempered martensite, or tempered bainite.
  • the desired volume fraction is measured by the point count method (according to ASTM E562-83 (1988)), and the area ratio is defined as the volume fraction. be able to.
  • the desired average crystal grain size can be obtained by calculating the equivalent circle diameter from a steel sheet structure photograph and averaging these values. The number of retained austenite can be measured by observing and counting the steel sheet structure photograph.
  • the desired volume fraction, average crystal grain size, and number of retained austenite for ferrite, retained austenite, and tempered martensite control the steel sheet structure during the first annealing and / or the second annealing. Can be adjusted.
  • a steel slab having the above component composition is subjected to hot rolling and cold rolling, and then subjected to continuous annealing on the cold-rolled steel sheet at 850 ° C.
  • a first soaking temperature at a temperature of 850 ° C. or more for 30 seconds or more
  • a second soaking temperature of 320 to 500 ° C., 3 ° C./s or more
  • the second soaking temperature is maintained at a temperature of 320 to 500 ° C. for 30 seconds or longer, then cooled to a temperature of 100 ° C.
  • the steel slab having the above component composition is heated and then subjected to rough rolling and finish rolling to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the steel slab to be used is preferably produced by a continuous casting method in order to prevent macro segregation of components, but can also be produced by an ingot-making method or a thin slab casting method.
  • the preferable conditions for the hot rolling step are to first reheat to 1100 ° C. or higher without reheating after slab casting.
  • the steel slab is once cooled to a temperature of 100 ° C. or lower (for example, room temperature) and then heated again.
  • energy saving processes such as direct feed rolling and direct rolling, in which rolling is performed immediately after heat retention, or rolling as it is after casting, can be applied without any problem.
  • the heating temperature of the slab is 1100 ° C. or higher, the rolling load can be reduced and the productivity can be improved.
  • the heating temperature of the slab is 1300 ° C. or lower, the heating cost can be reduced. Therefore, the heating temperature of the slab is preferably 1100 to 1300 ° C.
  • the finish rolling finish temperature is 830 ° C. or higher, so that the hot rolling is finished in the austenite single phase region, the elongation after annealing due to the non-uniform structure in the steel sheet and the increase in material anisotropy.
  • the decrease in (EL) and the hole expansion rate ( ⁇ ) can be suppressed.
  • the finish rolling finish temperature is preferably 830 to 950 ° C.
  • the coiling temperature is not limited. However, by setting the coiling temperature to 700 ° C. or less, the formation of coarse pearlite is suppressed, and the elongation after annealing ( EL) and hole expansion rate ( ⁇ ) can be prevented from decreasing. Therefore, the winding temperature is preferably 700 ° C. or lower. More preferably, the winding temperature is 650 ° C. or lower.
  • the lower limit of the coiling temperature is not particularly limited, but by setting the coiling temperature to 400 ° C. or higher, excessive formation of hard bainite and martensite can be suppressed and the cold rolling load can be reduced. Therefore, the winding temperature is preferably 400 ° C. or higher.
  • the hot-rolled steel sheet can be acidified after the hot rolling step. It is preferable to remove the scale of the hot rolled sheet surface layer by pickling.
  • the pickling method is not particularly limited, and may be carried out according to a conventional method.
  • Cold rolling process In the method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention, cold rolling is performed by rolling into a cold-rolled steel sheet having a predetermined thickness after hot rolling on the steel slab or pickling on the hot-rolled steel sheet.
  • a cold rolling process is not specifically limited, What is necessary is just to implement by a conventional method.
  • intermediate annealing may be performed before the cold rolling process.
  • the cold rolling load can be reduced by the intermediate annealing.
  • the time and temperature of the intermediate annealing are not particularly limited. For example, when batch annealing is performed in a coil state, annealing is preferably performed at 450 to 800 ° C. for 10 minutes to 50 hours.
  • the cold-rolled steel sheet is annealed after the cold rolling.
  • recrystallization is advanced, and retained austenite and tempered martensite are formed in the steel sheet structure for high strength.
  • a high hole expansion ratio ( ⁇ ) can be obtained by performing annealing twice and refining the tempered martensite and retained austenite crystal grains after annealing. it can. Untransformed austenite is transformed into bainite during cooling during the first annealing, leaving a large amount of fine retained austenite and martensite.
  • the second annealing is performed to further refine the martensite crystal.
  • martensite and residual austenite generated by the first annealing become nuclei of austenite generated during annealing by reverse transformation, and cooling can be performed while maintaining a fine phase during annealing. That is, by forming a steel sheet structure in which bainite, martensite, and retained austenite are homogenized to some extent by the first annealing, it is possible to perform more uniform fine dispersion by the second annealing.
  • tempering is performed after excessive cooling. Thereby, it is possible to obtain a high hole expansion rate ( ⁇ ) while suppressing a decrease in elongation (EL).
  • heating is performed to a temperature of 850 ° C. or higher, and the first soaking temperature is maintained at a temperature of 850 ° C. or higher for 30 seconds or longer, and then from the first soaking temperature to 320 to 500 ° C.
  • a temperature of 100 ° C. or less for example, room temperature .
  • heating was performed at an average heating rate of 3 to 30 ° C./s to a temperature of 750 ° C.
  • the third soaking temperature was maintained at a temperature of 750 ° C. or higher for 30 seconds or longer. Cooling at a second average cooling rate of 3 ° C./s or more from a soaking temperature to a temperature of 350 to 500 ° C., cooling to a temperature of 100 ° C. or less at a third average cooling rate of 100 to 1000 ° C./s, After heating to a temperature of 350 ° C., a fourth soaking temperature is then maintained at a temperature of 200 to 350 ° C. for 120 to 1200 seconds.
  • the first annealing temperature is a temperature that is in the austenite single phase region.
  • the bainite after the first annealing is reduced, so that the crystal grain size of the tempered martensite and residual austenite generated the second time is increased, and the hole expansion rate ( ⁇ ) is decreased.
  • the lower limit of the first soaking temperature is 850 ° C.
  • the first soaking temperature is preferably set to 1000 ° C.
  • the holding time (soaking time) is set to 30 seconds or more in order to progress the recrystallization and to transform part or all into austenite.
  • the holding time is not particularly limited, but is preferably 600 seconds or less so that coarse carbides are not generated in the steel sheet.
  • the steel sheet is cooled to a second soaking temperature of 320 to 500 ° C. at a first average cooling rate of 3 ° C./s or more in order to obtain a steel sheet structure with a high bainite. If the first average cooling rate is less than 3 ° C./s, ferrite, pearlite, and spherical cementite are excessively generated in the steel sheet structure, so the lower limit of the first average cooling rate is 3 ° C./s.
  • the second soaking temperature is set to 320 to 500 ° C.
  • the second soaking temperature is 350 to 450 ° C.
  • ⁇ Second annealing process> Heating up to the third soaking temperature (750 ° C or higher) at an average heating rate of 3 to 30 ° C / s)
  • the second annealing After annealing, the second annealing generates nuclei of ferrite and austenite formed by recrystallization by reverse transformation, and the nucleation of recrystallized ferrite is accelerated than the coarsening of the nuclei, and the grains are grown. It is possible to refine the crystal grains.
  • the third soaking temperature is less than 750 ° C., austenite is generated too little, so that martensite or residual austenite having a desired volume fraction cannot be generated. Therefore, the third soaking temperature is set to 750 ° C. or higher.
  • the third soaking temperature is preferably 900 ° C. or lower in order to remove the influence of the steel sheet structure generated by the first annealing by annealing in the austenite single phase region.
  • the average heating rate up to the third soaking temperature 750 ° C. or higher
  • the average heating rate up to the third soaking temperature 750 ° C. or higher
  • the average heating rate up to the third soaking temperature 750 ° C. or higher
  • the ferrite grains become coarse and a predetermined average crystal grain size cannot be obtained. Therefore, an average heating rate shall be 3 degrees C / s or more.
  • the third soaking temperature is maintained at a temperature of 750 ° C. or higher for 30 seconds or longer. If the holding time at the third soaking temperature is less than 30 seconds, elements such as Mn do not concentrate sufficiently in the austenite, and the crystal grain size of untransformed austenite becomes coarse during cooling, so that the desired hole The expansion rate ( ⁇ ) cannot be obtained. Therefore, the holding time at the third soaking temperature is 30 seconds or more.
  • the cooling at the second average cooling rate is set to a temperature of 350 ° C. or higher.
  • the cooling at the second average cooling rate is set to a temperature of 500 ° C. or lower.
  • the cooling at the second average cooling rate is preferably 370 to 450 ° C.
  • Tempeing A tempering process is performed after said cooling. This tempering process is performed in order to soften martensite and improve workability. That is, after tempering, in order to temper martensite, it is heated to a temperature of 200 to 350 ° C. and then held at a tempering temperature of 200 to 350 ° C. (hereinafter also referred to as a fourth soaking temperature) for 120 to 1200 seconds. To do. When the tempering temperature (fourth soaking temperature) is less than 200 ° C., the martensite is not sufficiently softened and the hole expansibility is lowered. Therefore, the fourth soaking temperature is set to 200 ° C. or higher.
  • the fourth soaking temperature is set to 350 ° C. or lower.
  • the fourth soaking temperature is preferably 300 ° C. or lower.
  • the holding time at the fourth soaking temperature is less than 120 seconds, the martensite modification at the fourth soaking temperature does not sufficiently occur, so an effect of improving the hole expansion rate ( ⁇ ) is expected. Can not. Therefore, the holding time at the fourth soaking temperature is 120 seconds or longer.
  • the holding time at the fourth soaking temperature exceeds 1200 seconds, the tensile strength is remarkably lowered due to excessive progress of softening of martensite, and the manufacturing cost increases due to the increase in reheating time. Invite. Therefore, the holding time at the fourth soaking temperature is 1200 seconds or less. Note that the cooling method and speed after being held at the temperature are not limited.
  • temper rolling may be performed after annealing.
  • a preferable range of the elongation rate is 0.1 to 2.0%.
  • hot dip galvanization may be performed to obtain a hot dip galvanized steel sheet, or after hot dip galvanization, an alloying treatment may be performed to obtain an alloyed hot dip galvanized steel sheet.
  • the cold-rolled steel sheet may be electroplated to form an electroplated steel sheet.
  • the first annealing after heating to the first soaking temperature shown in Table 2, annealing at the first soaking temperature and the first soaking time (first holding time), the first average shown in Table 2
  • the sample was cooled to the second soaking temperature at the cooling rate (cooling rate 1), held at the second soaking time (second holding time), and then cooled to room temperature (25 ° C.).
  • the second average cooling rate shown in Table 2 Cooling to quenching start temperature (cooling start temperature at the third average cooling rate, cooling stop temperature: Tq) at (cooling speed 2), then to room temperature (25 ° C.) at the third average cooling rate (cooling speed 3) Then, it was heated to a fourth soaking temperature shown in Table 2 as a tempering treatment, held at a fourth soaking time (fourth holding time) shown in Table 2, and cooled to room temperature (25 ° C.).
  • a JIS No. 5 tensile test piece was sampled so that the direction perpendicular to the rolling direction was the longitudinal direction (tensile direction), and was subjected to a tensile test (JIS Z2241 (1998)) to yield strength (YS), tensile strength (TS), elongation (EL), and yield ratio (YR) were measured.
  • a steel sheet having a tensile strength (TS) of 980 MPa or more is a high strength steel sheet
  • a steel sheet having an elongation (EL) of 19% or more is a good elongation (EL)
  • a yield ratio (YR) is 66% or less.
  • the steel sheet had a desired low yield ratio (YR).
  • the steel sheet structure was observed by SEM (scanning electron microscope), TEM (transmission electron microscope), FE-SEM (field emission scanning electron microscope)), and ferrite, residual austenite, tempered martensite, and these The types of steel structures other than were determined.
  • the volume fraction of ferrite and tempered martensite in the steel sheet was 2000 times and 5000 times using SEM (scanning electron microscope) after corroding the thickness section parallel to the rolling direction of the steel sheet and corroding with 3% nital.
  • the area fraction was measured by a point count method (according to ASTM E562-83 (1988)), and the area fraction was defined as the volume fraction.
  • the average crystal grain size of ferrite, retained austenite, and tempered martensite is a photograph in which each ferrite, retained austenite, and martensite crystal grains are identified in advance from a steel sheet structure photograph using Image-Pro of Media Cybernetics. , The area of each phase can be calculated, the equivalent circle diameter was calculated, and the values were averaged.
  • the volume fraction of retained austenite was determined by diffracting X-ray intensity on this surface after polishing the steel plate to a 1 ⁇ 4 surface in the thickness direction.
  • a K ⁇ ray of Mo as a radiation source and an acceleration voltage of 50 keV
  • an X-ray diffraction method (apparatus: RINT2200 manufactured by Rigaku) and a ferrite ferrite ⁇ 200 ⁇ plane, ⁇ 211 ⁇ plane, ⁇ 220 ⁇ plane, and austenite
  • the integrated intensity of X-ray diffraction lines on the ⁇ 200 ⁇ plane, ⁇ 220 ⁇ plane, and ⁇ 311 ⁇ plane is measured, and using these measured values, “X-ray diffraction handbook” (2000) Rigaku Denki Co., Ltd., P. 26, 62-64, the volume fraction of retained austenite was determined.
  • the number of retained austenite was measured by observing and counting steel plate photographs by SEM.
  • Table 3 shows the results of the measured steel sheet structure, tensile properties, and hole expansion rate ( ⁇ ).
  • ferrite having an average crystal grain size of 5 ⁇ m or less has a volume fraction of 30 to 55%
  • residual austenite having an average crystal grain size of 2 ⁇ m or less has a volume fraction of 5 to 15 %
  • good moldability of 19% or more (EL) and 30% or more hole expansion ratio ( ⁇ ) is obtained.
  • No. No. 21 has a volume fraction exceeding 55% for ferrite, an average crystal grain size exceeding 5 ⁇ m, an average crystal grain size of retained austenite exceeding 2 ⁇ m, and a volume fraction of tempered martensite being Since it was less than 30%, the tensile strength (TS) was less than 980 MPa, the yield ratio (YR) was more than 66%, and the hole expansion ratio ( ⁇ ) was less than 30%.
  • No. No. 22 had a volume fraction of retained austenite of less than 5%, and the number of retained austenite was less than 10 in 1000 ⁇ m 2 , so that the elongation (EL) was less than 19% and the yield ratio (YR) was 66 % Exceeded.
  • the volume fraction of retained austenite was less than 5%, the average crystal grain size of tempered martensite was more than 2 ⁇ m, and the number of retained austenite was less than 10 in 1000 ⁇ m 2.
  • EL was less than 19% and the yield ratio (YR) was greater than 66%.
  • No. Nos. 24 and 26 had a volume fraction of less than 5% for the retained austenite, and the number of retained austenite was less than 10 in 1000 ⁇ m 2 , so the hole expansion ratio ( ⁇ ) was less than 30%.
  • No. 25 the volume fraction of retained austenite was less than 5%, and the number of retained austenite was less than 10 in 1000 ⁇ m 2 , so the elongation (EL) was less than 19% and the yield ratio (YR) was It exceeded 66%.
  • the C content is less than 0.15% by mass
  • the ferrite volume fraction is more than 55%
  • the residual austenite volume fraction is less than 5%
  • the tempered martensite volume fraction is Since the number of retained austenite was less than 10 in 1000 ⁇ m 2 , the tensile strength (TS) was less than 980 MPa, the yield ratio (YR) exceeded 66%, and the hole expansion ratio ( ⁇ ) was less than 30%.
  • No. No. 28 has a Si content of less than 1.0% by mass, a volume fraction of retained austenite of less than 5%, and the number of retained austenite was less than 10 in 1000 ⁇ m 2 , so the elongation (EL) was It was less than 19%.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

　伸び（ＥＬ）と穴拡げ率（λ）に優れ、低降伏比（ＹＲ）を有する高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供する。　質量％で、Ｃ：０．１５～０．２５％、Ｓｉ：１．０～２．０％、Ｍｎ：１．８～２．５％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下を含有するとともに、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、平均結晶粒径が５μｍ以下であるフェライトを体積分率で３０～５５％、平均結晶粒径が２μｍ以下である残留オーステナイトを体積分率で５～１５％、平均結晶粒径が２μｍ以下である焼戻しマルテンサイトを体積分率で３０～６０％を含む複合組織を有し、前記残留オーステナイトが１０００μｍ２中に１０個以上存在するようにする。

Description

高強度冷延鋼板およびその製造方法
　本発明は、高い伸び（ＥＬ）と高い穴拡げ率（λ）を有し、低い降伏比（ＹＲ）を有する高強度冷延鋼板およびその製造方法に関し、特に自動車などの構造部品の部材として好適な高強度冷延薄鋼板に関するものである。
　自動車分野において車体の軽量化による燃費向上が重要な課題となっている中、自動車部品への高強度鋼板の適用による薄肉化が進められており、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上の鋼板の適用が進められている。自動車の構造用部材や補強用部材に使用される高強度鋼板は、複雑形状を有する部品を成形する際、成形性として、伸び（ＥＬ）や伸びフランジ性（以下、穴拡げ性とも記す。）といったいずれかの特性が優れているだけでなく、その両方が優れていることが求められる。さらに、プレス成形後にスプリングバック等を発生させずに、アーク溶接やスポット溶接等により高い寸法精度で組み付けてモジュール化する場合は、加工前に低降伏比（ＹＲ）を有していることが重要である。ここで、降伏比（ＹＲ）とは、引張強さ（ＴＳ）に対する降伏応力（ＹＳ）の比を示す値であり、ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳで表される。
　従来、成形性と高強度を兼ね備えた高強度冷延鋼板として、フェライトおよびマルテンサイトの複合組織を有するデュアルフェーズ鋼板（ＤＰ鋼板）が知られている。しかし、ＤＰ鋼板は高い伸び（ＥＬ）を有しているが、フェライトとマルテンサイトの界面に応力が集中することで、き裂が生成しやすいため、曲げ性や穴拡げ性に劣るという欠点があった。そこで、例えば、特許文献１では、フェライトの結晶粒径、体積分率およびナノ硬さを制御したＤＰ鋼板が開示されており、このＤＰ鋼板によれば、伸び（ＥＬ）を高くすると共に、曲げ性を優れたものにすることができる。
　また、高強度と高い伸び（ＥＬ）を兼ね備えた鋼板としてＴＲＩＰ鋼板が挙げられる。このＴＲＩＰ鋼板は、残留オーステナイトを含有した鋼板組織であり、マルテンサイト変態開始温度以上の温度で加工変形させると、応力によって残留オーステナイトがマルテンサイトに誘起変態して大きな伸び（ＥＬ）が得られる。しかし、このＴＲＩＰ鋼板は、打抜き加工時に残留オーステナイトがマルテンサイトに変態することで、フェライトとの界面にき裂が発生し、穴拡げ性に劣るという欠点があった。そこで、例えば、特許文献２では、穴拡げ性を優れたものにするために、ベイニティックフェライトを含有したＴＲＩＰ鋼板が開示されている。
特許第４９２５６１１号 特許第４７１６３５８号
　しかしながら、特許文献１に開示の鋼板では、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上の場合は、伸び（ＥＬ）が不十分であり、十分な成形性を確保しているとはいえない。また、特許文献２に開示されているような残留オーステナイトを利用した鋼板においても、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上の場合は、降伏比（ＹＲ）が６６％超であり、加工後のスプリングバックが起こりやすい。このように引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板において、低降伏比（ＹＲ）を保ちつつ、プレス成形性（以下、成形性とも記す。）に適した、高い伸び（ＥＬ）および穴拡げ率（λ）を確保することは困難であり、これらの特性（降伏比（ＹＲ）、引張強さ（ＴＳ）、伸び（ＥＬ）、穴拡げ率（λ））を十分に満足する鋼板は開発されていないのが実情である。
　そこで、本発明の目的は、これらの課題を解決し、伸び（ＥＬ）と穴拡げ率（λ）に優れ、低降伏比（ＹＲ）を有する高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供することである。
　本発明者らは鋭意検討を重ねた結果、フェライト、残留オーステナイト、焼戻しマルテンサイトの鋼板組織の結晶粒径と体積分率を制御することで、低降伏比（ＹＲ）を保ちつつ、高い伸び（ＥＬ）および高い穴拡げ率（λ）を得られることを見出した。本発明は、上記の知見に立脚するものである。
　一般的に、ＤＰ鋼は、マルテンサイト変態時にフェライト中に可動転位が導入されるため低降伏比（ＹＲ）を有する。しかしながら、このようなマルテンサイトは硬質であり、穴拡げ過程における打抜き加工時に、その界面、特に軟質なフェライトとの界面にボイドが発生し、その後の穴拡げ過程でボイド同士が連結し、その連結が進展することで、き裂が発生するため、ＤＰ鋼は穴拡げ率（λ）が低くなる。これに対し、マルテンサイトを焼戻すことで穴拡げ率（λ）は高くなるが、同時に降伏比（ＹＲ）も高くなってしまう。また、残留オーステナイトは伸び（ＥＬ）を大きく向上させるが、硬質なマルテンサイトと同様に、穴拡げ過程における打抜き加工時に、ボイドが発生してしまうため、穴拡げ率（λ）が低下してしまう。このように、伸び（ＥＬ）と穴拡げ率（λ）と降伏比（ＹＲ）のバランスを向上させることは従来、困難であった。
　そこで、本発明者らは鋭意検討を重ねた結果、低降伏比（ＹＲ）を確保しつつ穴拡げ率（λ）を高くする焼戻しマルテンサイトの焼戻し条件を見出した。さらに、穴拡げ過程でのボイド連結を抑制するためには、残留オーステナイトと焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径を小さくすることで、残留オーステナイトと焼戻しマルテンサイトを微細に分散させた鋼板組織とし、これにより、伸び（ＥＬ）と穴拡げ率（λ）が向上することを見出した。そのためには、冷間圧延後の１回目の焼鈍工程でベイナイトおよびマルテンサイトの組織として、２回目の焼鈍工程で逆変態を利用し、微細なオーステナイトを生成させて、冷却によりベイナイト変態させてから急冷することで微細なマルテンサイトおよび残留オーステナイトを生成させる。さらに、硬質なマルテンサイトを焼戻しマルテンサイトに焼戻すことで、低降伏比（ＹＲ）を確保しつつ、高い伸び（ＥＬ）と穴拡げ率（λ）を有する鋼板が得られるという知見も得た。
　本発明は、このような知見に基づきなされたものであり、その要旨は次のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．１５～０．２５％、Ｓｉ：１．０～２．０％、Ｍｎ：１．８～２．５％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下を含有するとともに、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、
　平均結晶粒径が５μｍ以下であるフェライトを体積分率で３０～５５％、平均結晶粒径が２μｍ以下である残留オーステナイトを体積分率で５～１５％、平均結晶粒径が２μｍ以下である焼戻しマルテンサイトを体積分率で３０～６０％を含む複合組織を有し、
　前記残留オーステナイトが１０００μｍ２中に１０個以上存在する高強度冷延鋼板。
［２］前記成分組成として、さらに、質量％で、Ｖ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．１０％以下から選択される１種以上を含有する前記［１］に記載の高強度冷延鋼板。
［３］前記成分組成として、さらに、質量％で、Ｂ：０．０１０％以下を含有する前記［１］または［２］に記載の高強度冷延鋼板。
［４］前記成分組成として、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下から選択される１種以上を含有する前記［１］～［３］のいずれか１項に記載の高強度冷延鋼板。
［５］前記［１］～［４］のいずれか１つに記載の高強度冷延鋼板の製造方法であり、
鋼スラブに、熱間圧延、冷間圧延を施した後に、冷延鋼板に連続焼鈍を施すに際し、
　８５０℃以上の温度まで加熱し、
　第１均熱温度として８５０℃以上の温度で３０秒以上保持した後、
　前記第１均熱温度から３２０～５００℃の温度まで３℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で冷却し、
　第２均熱温度として３２０～５００℃の温度で３０秒以上保持した後、
　１００℃以下まで冷却し、
　その後、７５０℃以上の温度まで３～３０℃／ｓの平均加熱速度で加熱し、
　第３均熱温度として７５０℃以上の温度で３０秒以上保持した後、
　前記第３均熱温度から３５０～５００℃の温度まで３℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で冷却し、
　１００℃以下の温度まで１００～１０００℃／ｓの第３平均冷却速度で冷却し、
　２００～３５０℃の温度まで加熱した後、
　次いで第４均熱温度として２００～３５０℃の温度で１２０～１２００秒保持する高強度冷延鋼板の製造方法。
　本発明において、高強度冷延鋼板とは、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上である冷延鋼板のことを指す。
　また、本発明において、平均冷却速度は、冷却開始温度から冷却終了温度を引いたものを冷却時間で割ったものを指す。また、平均加熱速度は、加熱終了温度から加熱開始温度を引いたものを加熱時間で割ったものを指す。
　本発明によれば、鋼板の組成およびミクロ組織を制御することにより、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上、６６％以下の低降伏比（ＹＲ）を有し、伸び（ＥＬ）が１９％以上であり、穴拡げ率（λ）が３０％以上であって、高い伸び（ＥＬ）および高い穴拡げ率（λ）を有する高強度冷延鋼板を安定して得ることができる。
　以下、本発明について具体的に説明する。本発明の高強度冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１５～０．２５％、Ｓｉ：１．０～２．０％、Ｍｎ：１．８～２．５％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下を含有するとともに、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、平均結晶粒径が５μｍ以下のフェライトを体積分率で３０～５５％、平均結晶粒径が２μｍ以下の残留オーステナイトを体積分率で５～１５％、平均結晶粒径が２μｍ以下の焼戻しマルテンサイトを体積分率で３０～６０％を含む複合組織を有し、上記の残留オーステナイトが１０００μｍ２中に１０個以上存在する。
　まず、本発明の高強度冷延鋼板の成分組成の限定理由を説明する。以下において、成分の「％」表示は質量％を意味する。
　Ｃ：０．１５～０．２５％
　Ｃは鋼板の高強度化に有効な元素であり、本発明における第２相の焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトの生成に関しても寄与する。Ｃ含有量が０．１５％未満では、焼戻しマルテンサイトの体積分率を３０％以上にし、残留オーステナイトの体積分率を５％以上にすることが難しいため、引張強さ（ＴＳ）を９８０ＭＰａ以上にすることが難しくなる。そのため、Ｃ含有量は０．１５％以上とする。好ましくは、Ｃ含有量は０．１８％以上である。一方、Ｃを０．２５％超えで含有すると、フェライトと焼戻しマルテンサイトとの硬度差が大きくなり、所望の穴拡げ率（λ）が得られない。そのため、Ｃ含有量は０．２５％以下とする。好ましくは、Ｃ含有量は０．２３％以下である。
　なお、本発明の高強度冷延鋼板において、主相は、フェライトの相を指し、上記の第２相は、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイトの相を指す。また、本発明の高強度冷延鋼板の組織としては、焼戻しベイナイト、パーライトが含まれていてもよい。
　Ｓｉ：１．０～２．０％
　Ｓｉは、１回目および２回目の焼鈍におけるベイナイト変態時に炭化物生成を抑制し、残留オーステナイトの形成に寄与するために必要な元素である。Ｓｉ含有量が１．０％未満であると、十分な残留オーステナイトを形成することができない。そのため、Ｓｉ含有量は１．０％以上とする。好ましくは、Ｓｉ含有量は１．３％以上である。一方、Ｓｉを２．０％超えで含有すると、フェライトの体積分率が５５％を超え、平均結晶粒径が５μｍを超えるため、９８０ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）を得られず、十分な穴拡げ率（λ）も得られない。そのため、Ｓｉ含有量は２．０％以下とする。好ましくは、Ｓｉ含有量は１．８％以下である。
　Ｍｎ：１．８～２．５％
　Ｍｎは固溶強化しつつ、第２相を生成しやすくすることで高強度化に寄与する元素である。また、Ｍｎはオーステナイトを安定化させる元素である。Ｍｎ含有量が１．８％未満であると、第２相の体積分率を所望の範囲に制御できなくなる。そのため、Ｍｎ含有量は１．８％以上にする。一方、Ｍｎを２．５％超えで含有すると、焼戻しマルテンサイトの体積分率が６０％超えになり、さらには焼戻しマルテンサイトの硬度が高くなり、所望の穴拡げ率（λ）が得られない。そのため、Ｍｎ含有量は２．５％以下とする。
　Ｐ：０．１０％以下
　Ｐは固溶強化により高強度化に寄与するが、Ｐを０．１０％超えで含有すると、Ｐの粒界への偏析が著しくなって粒界を脆化し、粒界き裂を生成し、所望の穴拡げ率（λ）が得られない。そのため、Ｐ含有量は０．１０％以下とする。好ましくは、Ｐ含有量は０．０５％以下である。
　Ｓ：０．０１０％以下
　Ｓを０．０１０％超えで含有すると、ＭｎＳなどの硫化物が多く生成し、穴拡げ試験時の打抜き時に硫化物周辺にボイドを生成し、所望の穴拡げ率（λ）が得られない。そのため、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは、Ｓ含有量は０．００５％以下である。一方、特に下限は無いが、Ｓ含有量を０．０００５％未満にする極低Ｓ化は製鋼コストが上昇する。そのため、好ましくは、Ｓ含有量は０．０００５％以上である。
　Ａｌ：０．１０％以下
　Ａｌは脱酸に必要な元素であるが、Ａｌを０．１０％超えで含有しても、この脱酸効果は飽和する。そのため、Ａｌ含有量は０．１０％以下とする。好ましくは、Ａｌ含有量は０．０８％以下である。一方、この脱酸効果を得るために、Ａｌ含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
　Ｎ：０．０１０％以下
　Ｎは粗大な窒化物を形成し、穴拡げ率（λ）を低下させることから、Ｎ含有量は抑える必要がある。Ｎ含有量が０．０１０％超えであると、所望の穴拡げ率（λ）が得られなくなる。そのため、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは、Ｎ含有量は０．００６％以下である。
　上記以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物とする。不可避的不純物としては、例えば、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｃｏ等が挙げられ、これらの含有量の許容範囲としては、Ｓｂ：０．０１％以下、Ｓｎ：０．１０％以下、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｃｏ：０．１０％以下である。また、本発明では、Ｔａ、Ｍｇ、Ｚｒを通常の鋼組成の範囲内で含有しても、その効果は失われない。
　また、本発明では、上記の成分に加え、以下の成分を１種または２種以上含有しても良い。
　Ｖ：０．１０％以下
　Ｖは微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与するため、必要に応じて含有させることができる。この効果を発揮するためには、Ｖを０．０１％以上含有させることが好ましい。一方、多量のＶを含有させても、０．１０％を超えた分の強度上昇効果は小さく、そのうえ、合金コストの増加も招いてしまうため、Ｖを含有させる場合には、Ｖ含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。
　Ｎｂ：０．１０％以下
　ＮｂもＶと同様に、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与するため、必要に応じて含有させることができる。この効果を発揮するためには、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、０．１０％超えでＮｂを含有すると、伸び（ＥＬ）が著しく低下するため、Ｎｂ含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。
　Ｔｉ：０．１０％以下
　ＴｉもＶと同様に、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与するため、必要に応じて含有させることができる。この効果を発揮するためには、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、０．１０％超えでＴｉを含有すると、伸び（ＥＬ）が著しく低下するため、Ｔｉ含有量は０．１０％以下とすることが好ましい。
　Ｂ：０．０１０％以下
　Ｂは焼入れ性を向上させ、第２相を生成しやすくすることで高強度化に寄与し、焼入れ性を確保しつつ、焼戻しマルテンサイトの硬度を顕著に上げない元素であるため、必要に応じて含有させることができる。この効果を発揮するためには、Ｂを０．０００３％以上含有させることが好ましい。一方、Ｂを０．０１０％超えで含有しても、その効果が飽和するため、Ｂ含有量は０．０１０％以下とすることが好ましい。
　Ｃｒ：０．５０％以下
　Ｃｒは、第２相を生成しやすくすることで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる。この効果を発揮するためには、Ｃｒを０．１０％以上含有させることが好ましい。一方、Ｃｒを０．５０％超えで含有させると、過剰に焼戻しマルテンサイトが生成するため、Ｃｒを含有させる場合には、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。
　Ｍｏ：０．５０％以下
　Ｍｏは、第２相を生成しやすくすることで高強度化に寄与し、さらに一部炭化物を生成して高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる。この効果を発揮するためには、Ｍｏを０．０５％以上含有させることが好ましい。一方、Ｍｏを０．５０％超えで含有させても、その効果が飽和するため、Ｍｏを含有させる場合には、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。
　Ｃｕ：０．５０％以下
　Ｃｕは、固溶強化により高強度化に寄与し、また、第２相を生成しやすくすることで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる。この効果を発揮するためには、Ｃｕを０．０５％以上含有させることが好ましい。一方、Ｃｕを０．５０％超えで含有させても、その効果が飽和し、またＣｕに起因する表面欠陥が発生しやすくなるため、Ｃｕを含有させる場合には、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。
　Ｎｉ：０．５０％以下
　ＮｉもＣｕと同様、固溶強化により高強度化に寄与し、また、第２相を生成しやすくすることで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる。この効果を発揮させるためには、Ｎｉを０．０５％以上含有させることが好ましい。また、Ｃｕと同時にＮｉを含有させると、Ｃｕ起因の表面欠陥を抑制する効果があり、Ｃｕ添加時に有効である。一方、Ｎｉを０．５０％超えで含有させても、その効果が飽和するため、Ｎｉを含有させる場合には、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。
　Ｃａ：０．００５０％以下
　Ｃａは、硫化物の形状を球状化し、硫化物による穴拡げ率（λ）の低下を抑制することに寄与するため、必要に応じて含有させることができる。この効果を発揮するためには、Ｃａを０．０００５％以上含有させることが好ましい。一方、Ｃａを０．００５０％超えで含有させると、その効果が飽和する。そのため、Ｃａを含有させる場合には、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とすることが好ましい。
　ＲＥＭ：０．００５０％以下
　ＲＥＭもＣａと同様に、硫化物の形状を球状化し、硫化物による穴拡げ率（λ）の低下を抑制することに寄与するため、必要に応じて含有させることができる。この効果を発揮するためには、ＲＥＭを０．０００５％以上含有させることが好ましい。一方、ＲＥＭを０．００５０％超えで含有させると、その効果が飽和する。そのため、ＲＥＭを含有させる場合には、ＲＥＭ含有量は０．００５０％以下とすることが好ましい。
　次に、本発明の高強度冷延鋼板の組織について詳細に説明する。本発明の高強度冷延鋼板は、フェライト、残留オーステナイト、焼戻しマルテンサイトを有する。また、本発明の高強度冷延鋼板は、残部として焼戻しベイナイトを有していてもよい。フェライトは、平均結晶粒径が５μｍ以下であって、体積分率が３０～５５％の範囲にある。また、残留オーステナイトは、平均結晶粒径が２μｍ以下であって、体積分率が５～１５％の範囲にある。また、焼戻しマルテンサイトは、平均結晶粒径が２μｍ以下であって、体積分率が３０～６０％の範囲にある。また、本発明の高強度冷延鋼板では、平均結晶粒径が２μｍ以下の残留オーステナイトが１０００μｍ２中に１０個以上存在する。ここで述べる体積分率は鋼板の全体に対する体積分率であり、以下同様である。
　上記のフェライトの体積分率が３０％未満であると、軟質なフェライトが少ないため伸び（ＥＬ）が低下する。そのため、フェライトの体積分率は３０％以上とする。好ましくは、フェライトの体積分率は３５％以上である。一方、フェライトの体積分率が５５％超えでは９８０ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）を確保することが困難である。そのため、フェライトの体積分率は５５％以下とする。好ましくは、フェライトの体積分率は５０％以下である。また、フェライトの平均結晶粒径が５μｍ超えでは、穴拡げ時の打抜き端面に生成したボイドが穴拡げ中に連結しやすくなるため、所望の穴拡げ率（λ）が得られない。さらに、フェライトの平均結晶粒径が５μｍ超えでは、降伏比（ＹＲ）を所望の値より低くすることができない。そのため、フェライトの平均結晶粒径は５μｍ以下とする。
　高い伸び（ＥＬ）を確保するためには、残留オーステナイトの体積分率が５～１５％の範囲で必要である。残留オーステナイトの体積分率が５％未満では、所望の伸び（ＥＬ）が得られない。そのため、残留オーステナイトの体積分率は５％以上とする。好ましくは、残留オーステナイトの体積分率は６％以上である。一方、残留オーステナイトの体積分率が１５％を超える場合、所望の穴拡げ率（λ）が得られない。そのため、残留オーステナイトの体積分率は１５％以下とする。好ましくは、残留オーステナイトの体積分率は１２％以下である。また、高い穴拡げ率（λ）を得るために、残留オーステナイトの平均結晶粒径は２μｍ以下とする。残留オーステナイトの平均結晶粒径が２μｍ超えでは、穴拡げ時におけるボイド生成後にボイドの連結が起こりやすくなる。そのため、残留オーステナイトの平均結晶粒径は２μｍ以下とする。
　所望の穴拡げ率（λ）および低降伏比（ＹＲ）を確保しつつ、９８０ＭＰａ以上の引張強さを得るためには、焼戻しマルテンサイトの体積分率は３０～６０％とする。焼戻しマルテンサイトの体積分率が３０％未満では、９８０ＭＰａ以上の引張強さを確保できない。一方、６０％超の体積分率では伸び（ＥＬ）の確保が困難である。また、高い穴拡げ率（λ）を確保するために、焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径は２μｍ以下とする。平均結晶粒径が２μｍ超えでは、フェライトとの界面に生成するボイドが連結しやすくなり、所望の穴拡げ率（λ）が得られないため、焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径の上限は２μｍとする。
　また、鋼板組織内には、残留オーステナイトを得るために焼鈍工程でベイナイト変態させるため、焼戻しベイナイトが一部生成してもよい。この焼戻しベイナイトの体積分率は、特に限定はされないが、高い伸び（ＥＬ）を確保するために、３０％以下が好ましい。
　さらに、高い伸び（ＥＬ）を得るためには、上記の平均結晶粒径が２μｍ以下の残留オーステナイトが１０００μｍ２中に１０個以上存在させる必要がある。この残留オーステナイトが１０００μｍ２中に１０個未満では、所望の伸び（ＥＬ）が得られない。一方、この残留オーステナイトの１０００μｍ２中の個数の上限は、特に限定はされないが、残留オーステナイトの１０００μｍ２中の個数が５０個超えではフェライトとの界面に生成するボイドが連結しやすくなるため、５０個以下が好ましい。
　また、本発明における鋼板では、フェライト、残留オーステナイト、焼戻しマルテンサイト以外に、焼戻しベイナイト、パーライトが生成される場合があるが、上記のフェライト、残留オーステナイトおよび焼戻しマルテンサイトの体積分率と平均結晶粒径、残留オーステナイトの１０００μｍ２中の個数が満足されれば本発明の目的を達成できる。ただし、パーライトの体積分率は５％以下が好ましい。また、焼戻しベイナイトの体積分率は、前述したように、３０％以下が好ましい。
　なお、上述した鋼板の複合組織は、例えば、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて観察することができる。具体的には、まず、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、ナイタール（硝酸を含有するアルコール液）で腐食させる。次いで、走査型電子顕微鏡にて倍率２０００、５０００倍の組織写真を撮影し、得られた組織写真データにおいて所望の領域を画像解析により抽出し、画像解析ソフト（Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製、Ｉｍａｇｅ－Ｐｒｏ　ｖｅｒ．７）を用い、フェライト、残留オーステナイト、焼戻しマルテンサイト、または焼戻しベイナイトと判定することができる。
　フェライト、残留オーステナイト、焼戻しマルテンサイトについて、上記の所望の体積分率は、ポイントカウント法（ＡＳＴＭ　Ｅ５６２－８３（１９８８）に準拠）により、面積率を測定し、その面積率を体積分率とすることができる。また、フェライト、残留オーステナイト、焼戻しマルテンサイトについて、上記の所望の平均結晶粒径は、鋼板組織写真から円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めることができる。また、残留オーステナイトの個数は、鋼板組織写真を観察して数えることにより測定することができる。
　また、フェライト、残留オーステナイト、焼戻しマルテンサイトについての上記の所望の体積分率、平均結晶粒径、さらに残留オーステナイトの個数は、１回目の焼鈍時および／または２回目の焼鈍時に鋼板組織を制御することにより調整できる。
　次に、本発明の高強度冷延鋼板の製造方法について説明する。
　本発明の高強度冷延鋼板の製造方法では、上記成分組成（化学成分）を有する鋼スラブを、熱間圧延、冷間圧延を施した後に、冷延鋼板に連続焼鈍を施すに際し、８５０℃以上の温度まで加熱し、第１均熱温度として８５０℃以上の温度で３０秒以上保持した後、その第１均熱温度から３２０～５００℃の第２均熱温度まで３℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で冷却した後、第２均熱温度として３２０～５００℃の温度で３０秒以上保持した後、１００℃以下の温度（例えば、室温）まで冷却し、その後、７５０℃以上の温度まで３～３０℃／ｓの平均加熱速度で加熱し、第３均熱温度として７５０℃以上の温度で３０秒以上保持した後、第３均熱温度から３５０～５００℃の温度まで３℃／秒以上の第２平均冷却速度で冷却し、１００℃以下の温度まで１００～１０００℃／ｓの第３平均冷却速度で冷却し、２００～３５０℃の温度まで加熱した後、次いで第４均熱温度として２００～３５０℃の温度で１２０～１２００秒保持する。
　［熱間圧延工程］
　熱間圧延工程では、上記成分組成を有する鋼スラブを、加熱後、粗圧延、仕上げ圧延を施し、熱延鋼板を得る。使用する鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造法で製造することが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法によっても可能である。熱間圧延工程の好ましい条件は、まず、スラブ鋳造後、再加熱することなくもしくは１１００℃以上に再加熱する。本発明では、鋼スラブを製造したのち、いったん１００℃以下の温度（例えば、室温）まで冷却し、その後、再度加熱する従来法に加え、冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいは保熱をおこなった後に直ちに圧延する、あるいは鋳造後そのまま圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
　スラブの加熱温度は、１１００℃以上にすると圧延負荷を低減し、生産性を向上できる。一方、スラブの加熱温度を１３００℃以下にすると加熱コストを低減できる。そのため、スラブの加熱温度は１１００～１３００℃とすることが好ましい。
　また、仕上げ圧延の終了温度は、８３０℃以上とすることで、オーステナイト単相域にて熱間圧延を終了し、鋼板内の組織不均一化および材質の異方性の増大による焼鈍後の伸び（ＥＬ）および穴拡げ率（λ）の低下を抑制することができる。一方、仕上げ圧延の終了温度を９５０℃以下とすることで、熱延組織が粗大になり焼鈍後の特性が低下することを抑制することができる。そのため、仕上げ圧延の終了温度は８３０～９５０℃とすることが好ましい。
　その後の熱延鋼板の冷却方法は特に限定なく、また、巻取り温度についても限定しないが、巻取り温度を７００℃以下にすることで、粗大なパーライトの形成を抑制し、焼鈍後の伸び（ＥＬ）および穴広げ率（λ）の低下を防止できる。そのため、巻取り温度は７００℃以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、巻取り温度は６５０℃以下である。一方、巻取り温度の下限も特に限定はしないが、巻取り温度を４００℃以上とすることで、硬質なベイナイトやマルテンサイトの過剰な生成を抑制し、冷間圧延負荷を低減できる。そのため、巻取り温度は４００℃以上とすることが好ましい。
　［酸洗工程］
　本発明の高強度冷延鋼板の製造方法では、上記の熱間圧延工程後、熱延鋼板に酸性を実施することができる。酸洗により、熱延板表層のスケールを除去することが好ましい。酸洗方法は特に限定されず、常法に従って実施すればよい。
　［冷間圧延工程］
　本発明の高強度冷延鋼板の製造方法では、上記の鋼スラブに対する熱間圧延後または熱延鋼板に対する酸洗後、所定の板厚の冷延鋼板に圧延する冷間圧延を行う。冷間圧延工程は特に限定されず常法で実施すればよい。また、冷間圧延工程前に中間焼鈍を施しても良い。中間焼鈍により、冷間圧延負荷を低減することができる。中間焼鈍の時間・温度は特に限定されるものではないが、例えばコイルの状態でバッチ焼鈍を行う場合は、４５０～８００℃にて、１０分～５０時間焼鈍することが好ましい。
　［焼鈍工程］
　本発明の高強度冷延鋼板の製造方法では、上記の冷間圧延後、冷延鋼板に焼鈍を行う。焼鈍工程においては、再結晶を進行させるとともに、高強度化のため鋼板組織に残留オーステナイト、焼戻しマルテンサイトを形成させる。また、本発明の高強度冷延鋼板の製造方法では、焼鈍を２回行い、焼鈍後の焼戻しマルテンサイトや残留オーステナイトの結晶粒を微細化させることで高い穴拡げ率（λ）を得ることができる。１回目の焼鈍中の冷却途中で未変態のオーステナイトをベイナイト変態させ、微細な残留オーステナイトやマルテンサイトを多く残存させる。しかしながら、この１回目の焼鈍工程のみではマルテンサイトの結晶粒径が大きいため、所望の穴拡げ率（λ）が得られない。そこで、さらにマルテンサイトの結晶を微細化するために２回目の焼鈍を行う。これにより、１回目の焼鈍で生成したマルテンサイトや残留オーステナイトが、逆変態により焼鈍中に生成するオーステナイトの核となり、焼鈍中も微細な相を保持しつつ、冷却することが可能である。すなわち、１回目の焼鈍でベイナイトやマルテンサイト、残留オーステナイトをある程度均質化した鋼板組織にすることによって、２回目の焼鈍でさらに均一な微細分散を行うことが可能である。２回目の焼鈍では焼戻しマルテンサイトを生成するために、一旦、過度に冷却した後に焼戻し処理を行う。これにより、伸び（ＥＬ）の低下を抑制しつつ、高い穴拡げ率（λ）を得ることが可能である。
　そのために、１回目の焼鈍工程では、８５０℃以上の温度まで加熱し、第１均熱温度として８５０℃以上の温度で３０秒以上保持した後、その第１均熱温度から３２０～５００℃の第２均熱温度まで３℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で冷却し、第２均熱温度として３２０～５００℃の温度で３０秒以上保持した後、１００℃以下の温度（例えば、室温）まで冷却する。その後、２回目の焼鈍工程では、７５０℃以上の温度まで３～３０℃／ｓの平均加熱速度で加熱し、第３均熱温度として７５０℃以上の温度で３０秒以上保持した後、第３均熱温度から３５０～５００℃の温度まで３℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で冷却し、１００℃以下の温度まで１００～１０００℃／ｓの第３平均冷却速度で冷却し、２００～３５０℃の温度まで加熱した後、次いで第４均熱温度として２００～３５０℃の温度で１２０～１２００秒保持する。
　＜１回目の焼鈍工程＞
　（第１均熱温度（８５０℃以上）まで加熱し、３０秒以上保持）
　１回目の焼鈍工程では、まず、第１均熱温度まで加熱する。この第１均熱温度はオーステナイト単相域である温度とする。第１均熱温度が８５０℃未満では、１回目の焼鈍後のベイナイトが少なくなるため、２回目に生成する焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトの結晶粒径が大きくなり、穴拡げ率（λ）が低下する。そのため、第１均熱温度の下限は８５０℃とする。好ましくは８７０℃以上である。また、第１均熱温度は、オーステナイトの結晶粒径が大きくならないようにするために、１０００℃以下とすることが好ましい。また、上記の第１均熱温度において、再結晶の進行および一部もしくは全てをオーステナイトに変態させるため、保持時間（均熱時間）は３０秒以上とする。この保持時間は、特に限定されないが、鋼板内に粗大な炭化物が生成しないようにするため、６００秒以下とすることが好ましい。
　（第１均熱温度から第２均熱温度（３２０～５００℃）まで第１平均冷却速度（３℃／ｓ以上）で冷却）
　１回目の焼鈍工程では、ベイナイトが多い鋼板組織にするために、３℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で３２０～５００℃の第２均熱温度まで冷却する。第１平均冷却速度が３℃／ｓ未満であると、鋼板組織中にフェライト、パーライトや球状セメンタイトが過剰に生成するため、第１平均冷却速度の下限は３℃／ｓとする。また、冷却停止温度（以下、第２均熱温度とも記す。）が３２０℃未満では冷却時に塊状マルテンサイトが過剰に生成するため、２回目の焼鈍で鋼板組織を微細均一化にすることが困難であり、所望の穴拡げ率（λ）が得られない。冷却停止温度（第２均熱温度）が５００℃超えではパーライトが過剰に増加し、２回目の焼鈍で鋼板組織を微細均一化にすることが困難であり、所望の穴拡げ率（λ）が得られない。そのため、第２均熱温度は３２０～５００℃とする。好ましくは、第２均熱温度は３５０～４５０℃である。
　（第２均熱温度で３０秒以上保持）
　未変態のオーステナイトをベイナイト変態させることで、ベイナイトおよび残留オーステナイトを生成する。第２均熱温度での保持が３０秒未満では、未変態のオーステナイトが多く存在することになるため、１回目の焼鈍後の鋼板組織に塊状のマルテンサイトが多く生成し、２回目の焼鈍後の鋼板組織が微細にならない。そのため、第２均熱温度での保持時間は３０秒以上とする。
　（１００℃以下の温度まで冷却）
　第２均熱温度で保持した後は、１００℃以下の温度（例えば、室温）まで冷却する。これにより、ベイナイトを含んだ鋼板組織とすることができる。
　＜２回目の焼鈍工程＞
　（第３均熱温度（７５０℃以上）まで３～３０℃／ｓの平均加熱速度で加熱）
　２回目の焼鈍により、逆変態による再結晶で生成するフェライトやオーステナイトの核を生成させ、かつ再結晶のフェライトの核の生成を核の粗大化よりも早めて、粒を成長させて、焼鈍後の結晶粒を微細化させることが可能である。第３均熱温度が７５０℃未満では、オーステナイトの生成が少な過ぎるため、所望の体積分率のマルテンサイトや残留オーステナイトが生成出来ない。そのため、第３均熱温度は、７５０℃以上とする。また、第３均熱温度は、オーステナイト単相域で焼鈍することで、１回目の焼鈍で生成した鋼板組織の影響を除去するために、９００℃以下とすることが好ましい。また、第３均熱温度（７５０℃以上）までの平均加熱速度が３０℃／ｓ超えであると再結晶が進行しにくくなる。そのため、平均加熱速度は３０℃／ｓ以下とする。また、第３均熱温度（７５０℃以上）までの平均加熱速度が３℃／ｓ未満であると、フェライト粒が粗大化して所定の平均結晶粒径が得られない。そのため、平均加熱速度は３℃／ｓ以上とする。
　（第３均熱温度で３０秒以上保持）
　２回目の焼鈍では、第３均熱温度として７５０℃以上の温度で３０秒以上保持する。第３均熱温度での保持時間が３０秒未満では、Ｍｎ等の元素がオーステナイト中に十分濃化せずに、冷却中に未変態のオーステナイトの結晶粒径が粗大化するため、所望の穴拡げ率（λ）が得られない。そのため、第３均熱温度での保持時間は３０秒以上とする。
　（第３均熱温度から３５０～５００℃の温度まで第２平均冷却速度（３℃／ｓ以上）で冷却）
　残留オーステナイトを生成して、伸び（ＥＬ）を向上させるために、第３均熱温度から冷却する過程で、未変態オーステナイトへのＣおよびＭｎの濃化、さらにベイナイト変態を促進するために３℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で３５０～５００℃の温度まで冷却する。第２平均冷却速度が３℃／ｓ未満であると鋼板組織中にパーライトや球状セメンタイトが過剰に生成する。そのため、第２平均冷却速度の下限は３℃／ｓとする。また、第２平均冷却速度での冷却が３５０℃未満までとすると、冷却時にマルテンサイトが過剰に生成し、未変態のオーステナイトが減少し、ベイナイト変態や残留オーステナイトが減少するため、所望の伸び（ＥＬ）が得られない。そのため、第２平均冷却速度での冷却は、３５０℃以上の温度までとする。一方、第２平均冷却速度での冷却が５００℃超えまでとすると、十分に未変態オーステナイトにＣやＭｎが濃化しないため、最終的に得られる鋼板組織に残留オーステナイトの生成が少なくなり、所望の伸び（ＥＬ）が得られない。そのため、第２平均冷却速度での冷却は、５００℃以下の温度までとする。また、第２平均冷却速度での冷却は、好ましくは３７０～４５０℃までとする。
　（１００℃以下の温度まで１００～１０００℃／ｓの第３平均冷却速度で冷却）
　その後、微細なマルテンサイトと残留オーステナイトを生成するために１００～１０００℃／ｓの第３平均冷却速度で１００℃以下の温度まで冷却する。第３平均冷却速度が１００℃未満ではベイナイトが過剰に生成してしまうため、所望の体積分率が得られない。そのため、第３平均冷却速度は１００℃／ｓ以上とする。一方、第３平均冷却速度が１０００℃／ｓより大きくなると、冷却による鋼板の収縮割れが生じるおそれがある。そのため、第３平均冷却速度は１０００℃／ｓ以下とする。なお、ここでの冷却では、水焼入れを行うことが好ましい。
　（焼戻し）
　上記の冷却後、焼戻し処理を行う。この焼戻し処理は、マルテンサイトを軟質化し加工性を向上させるために行う。すなわち、上記の冷却後、マルテンサイトを焼戻すため、２００～３５０℃の温度まで加熱した後、２００～３５０℃の焼戻し温度（以下、第４均熱温度とも記す。）で１２０～１２００秒保持する。焼戻し温度（第４均熱温度）が２００℃未満では、マルテンサイトの軟質化が不十分で穴拡げ性が低下する。そのため、第４均熱温度は、２００℃以上とする。一方、焼戻し温度（第４均熱温度）が３５０℃を超えると、降伏比（ＹＲ）が高くなる。そのため、第４均熱温度は、３５０℃以下とする。第４均熱温度は、好ましくは３００℃以下である。また、第４均熱温度での保持時間が１２０秒に満たないと、第４均熱温度におけるマルテンサイトの改質化が十分には生じないため、穴拡げ率（λ）の向上効果が期待できない。そのため、第４均熱温度での保持時間は１２０秒以上とする。一方、第４均熱温度における保持時間が１２００秒を超えると、マルテンサイトの軟質化が過度に進行することにより引張強さが著しく低下することに加え、再加熱時間の増加により製造コストの増加を招く。そのため、第４均熱温度での保持時間は１２００秒以下とする。なお、当該温度で保持した後の冷却手法および速度については限定されることはない。
　また、焼鈍後に調質圧延を実施しても良い。伸長率の好ましい範囲は０．１～２．０％である。
　なお、本発明の範囲内であれば、焼鈍工程において、溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板としてもよく、また、溶融亜鉛めっき後に合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板としても良い。さらに本冷延鋼板を電気めっきし、電気めっき鋼板としても良い。
　以下、本発明の実施例を説明する。ただし、本発明は、もとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
　表１に示す成分組成の鋼を溶製して鋳造し、２３０ｍｍ厚のスラブを製造し、熱間圧延加熱温度を１２００℃、仕上げ圧延終了温度を９００℃の条件で熱間圧延を行い、熱間圧延終了後、１００℃／ｓの冷却速度で６５０℃まで冷却し、その後、２０℃／ｓの冷却速度で冷却し、板厚：３．２ｍｍの熱延鋼板とした後、６００℃の巻取り温度で巻取った。ついで、得られた熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延を施し、冷延鋼板（板厚：１．４ｍｍ）を製造した。その後、１回目の焼鈍として、表２に示す第１均熱温度まで加熱し、第１均熱温度および第１均熱時間（第１保持時間）で焼鈍した後、表２に示す第１平均冷却速度（冷速１）で第２均熱温度まで冷却し、第２均熱時間（第２保持時間）で保持した後に、室温（２５℃）まで冷却した。その後、２回目の焼鈍として、表２に示す平均加熱速度で加熱し、第３均熱温度および第３均熱時間（第３保持時間）で保持した後、表２に示す第２平均冷却速度（冷速２）で焼入れ開始温度（第３平均冷却速度での冷却開始温度、冷却停止温度：Ｔｑ）まで冷却し、その後、第３平均冷却速度（冷速３）で室温（２５℃）まで冷却し、その後、焼戻し処理として表２に示す第４均熱温度まで加熱し、表２に示す第４均熱時間（第４保持時間）で保持し、室温（２５℃）まで冷却した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
　製造した鋼板から、ＪＩＳ５号引張試験片を圧延直角方向が長手方向（引張方向）となるように採取し、引張試験（ＪＩＳ　Ｚ２２４１（１９９８））により、降伏強さ（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、伸び（ＥＬ）、降伏比（ＹＲ）を測定した。引張り強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上のものを高強度の鋼板とし、伸び（ＥＬ）が１９％以上のものを良好な伸び（ＥＬ）を有する鋼板とし、降伏比（ＹＲ）が６６％以下を所望の低降伏比（ＹＲ）を有する鋼板とした。
　また、穴拡げ性に関しては、日本鉄鋼連盟規格（ＪＦＳ　Ｔ１００１（１９９６））に準拠し、クリアランス１２．５％にて、１０ｍｍΦの穴を打抜き、かえりがダイ側になるように試験機にセットした後、６０°の円錐ポンチで成形することにより穴拡げ率（λ）を測定した。λ（％）が、３０％以上を有するものを良好な穴拡げ性を有する鋼板とした。
　鋼板組織は、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）、ＦＥ－ＳＥＭ（電界放出形走査電子顕微鏡））により鋼板組織を観察し、フェライト、残留オーステナイト、焼戻しマルテンサイト、またこれら以外の鋼組織の種類を決定した。
　鋼板のフェライト、焼戻しマルテンサイトの体積分率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて２０００倍、５０００倍の倍率で観察し、ポイントカウント法（ＡＳＴＭ　Ｅ５６２－８３（１９８８）に準拠）により、面積分率を測定し、その面積分率を体積分率とした。フェライト、残留オーステナイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径は、Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて、鋼板組織写真から、予め各々のフェライト、残留オーステナイトおよびマルテンサイト結晶粒を識別しておいた写真を取り込むことで各相の面積が算出可能であり、その円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。
　残留オーステナイトの体積分率は、鋼板を板厚方向の１／４面まで研磨し、この面の回折Ｘ線強度により求めた。ＭｏのＫα線を線源として、加速電圧５０ｋｅＶにて、Ｘ線回折法（装置：Ｒｉｇａｋｕ社製ＲＩＮＴ２２００）によって、鉄のフェライトの｛２００｝面、｛２１１｝面、｛２２０｝面と、オーステナイトの｛２００｝面、｛２２０｝面、｛３１１｝面のＸ線回折線の積分強度を測定し、これらの測定値を用いて、「Ｘ線回折ハンドブック」（２０００年）理学電機株式会社、Ｐ．２６、６２－６４に記載の計算式から残留オーステナイトの体積分率を求めた。
　また、残留オーステナイトの個数は、ＳＥＭによる鋼板写真を観察して数えることにより測定した。
　測定した鋼板組織、引張特性、穴拡げ率（λ）の結果を表3に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示す結果から、本発明例は何れも平均結晶粒径が５μｍ以下のフェライトを体積分率で３０～５５％、平均結晶粒径が２μｍ以下の残留オーステナイトの体積分率が５～１５％、平均結晶粒径が２μｍ以下の焼戻しマルテンサイトを体積分率で３０～６０％、を含む複合組織を有し、その結果、９８０ＭＰａ以上の引張強さと、６６％以下の降伏比（ＹＲ）を確保しつつ、且つ、１９％以上の伸び（ＥＬ）と３０％以上の穴拡げ率（λ）という良好な成形性が得られている。
　一方、Ｎｏ．１３は、残留オーステナイトの平均結晶粒径が２μｍを超えており、焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径が２μｍを超えており、残留オーステナイトの個数が１０００μｍ２中に１０個未満であったため、穴広げ率（λ）が３０％未満であった。Ｎｏ．１４～１８は、残留オーステナイトの平均結晶粒径が２μｍを超えており、焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径が２μｍを超えており、残留オーステナイトの個数が１０００μｍ２中に１０個未満であったため、降伏比（ＹＲ）が６６％を超えており、穴広げ率（λ）が３０％未満であった。
　また、Ｎｏ．１９は、フェライトの平均結晶粒径が５μｍを超えており、焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径が２μｍを超えていたため、穴広げ率（λ）が３０％未満であった。Ｎｏ．２０は、フェライトの体積分率が５５％を超えており、焼戻しマルテンサイトの体積分率が３０％未満であり、残留オーステナイトの個数が１０００μｍ２中に１０個未満であったため、引張り強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ未満であった。
　Ｎｏ．２１は、フェライトについて、体積分率が５５％を超えており、平均結晶粒径が５μｍを超えており、残留オーステナイトの平均結晶粒径が２μｍを超えており、焼戻しマルテンサイトの体積分率が３０％未満であったため、引張り強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ未満であり、降伏比（ＹＲ）が６６％を超えており、穴広げ率（λ）が３０％未満であった。Ｎｏ．２２は、残留オーステナイトの体積分率が５％未満であり、残留オーステナイトの個数が１０００μｍ２中に１０個未満であったため、伸び（ＥＬ）が１９％未満であり、降伏比（ＹＲ）が６６％を超えていた。
　Ｎｏ．２３は、残留オーステナイトについて、体積分率が５％未満であり、焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径が２μｍを超えており、残留オーステナイトの個数が１０００μｍ２中に１０個未満であったため、伸び（ＥＬ）が１９％未満であり、降伏比（ＹＲ）が６６％を超えていた。
　Ｎｏ．２４、２６は、残留オーステナイトについて、体積分率が５％未満であり、残留オーステナイトの個数が１０００μｍ２中に１０個未満であったため、穴広げ率（λ）が３０％未満であった。Ｎｏ．２５は、残留オーステナイトについて、体積分率が５％未満であり、残留オーステナイトの個数が１０００μｍ２中に１０個未満であったため、伸び（ＥＬ）が１９％未満であり、降伏比（ＹＲ）が６６％を超えていた。
　Ｎｏ．２７は、Ｃ含有量が０．１５質量％未満であり、フェライトの体積分率が５５％を超えており、残留オーステナイトの体積分率が５％未満であり、焼戻しマルテンサイトの体積分率が３０％未満であり、残留オーステナイトの個数が１０００μｍ２中に１０個未満であったため、引張り強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ未満であり、降伏比（ＹＲ）が６６％を超えており、穴広げ率（λ）が３０％未満であった。Ｎｏ．２８は、Ｓｉ含有量が１．０質量％未満であり、残留オーステナイトの体積分率が５％未満であり、残留オーステナイトの個数が１０００μｍ２中に１０個未満であったため、伸び（ＥＬ）が１９％未満であった。
　Ｎｏ．２９は、Ｍｎ含有量が１．８質量％未満であり、フェライトの体積分率が５５％を超えており、焼戻しマルテンサイトの体積分率が３０％未満であったため、引張り強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ未満であり、降伏比（ＹＲ）が６６％を超えていた。Ｎｏ．３０は、Ｍｎ含有量が２．５質量％超えであり、残留オーステナイトの平均結晶粒径が２μｍを超えており、焼戻しマルテンサイトについて、体積分率が６０％を超えており、平均結晶粒径が２μｍを超えていたため、伸び（ＥＬ）が１９％未満であり、降伏比（ＹＲ）が６６％を超えており、穴広げ率（λ）が３０％未満であった。

Claims (5)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．１５～０．２５％、Ｓｉ：１．０～２．０％、Ｍｎ：１．８～２．５％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下を含有するとともに、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、
    　平均結晶粒径が５μｍ以下であるフェライトを体積分率で３０～５５％、平均結晶粒径が２μｍ以下である残留オーステナイトを体積分率で５～１５％、平均結晶粒径が２μｍ以下である焼戻しマルテンサイトを体積分率で３０～６０％を含む複合組織を有し、
    　前記残留オーステナイトが１０００μｍ２中に１０個以上存在する高強度冷延鋼板。
  2. 　前記成分組成として、さらに、質量％で、Ｖ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．１０％以下から選択される１種以上を含有する請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
  3. 　前記成分組成として、さらに、質量％で、Ｂ：０．０１０％以下を含有する請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。
  4. 　前記成分組成として、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下から選択される１種以上を含有する請求項１～３のいずれか１項に記載の高強度冷延鋼板。
  5. 　請求項１～４のいずれか１項に記載の高強度冷延鋼板の製造方法であり、
    鋼スラブに、熱間圧延、冷間圧延を施した後に、冷延鋼板に連続焼鈍を施すに際し、
    　８５０℃以上の温度まで加熱し、
    　第１均熱温度として８５０℃以上の温度で３０秒以上保持した後、
    　前記第１均熱温度から３２０～５００℃の温度まで３℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で冷却し、
    　第２均熱温度として３２０～５００℃の温度で３０秒以上保持した後、
    　１００℃以下の温度まで冷却し、
    　その後、７５０℃以上の温度まで３～３０℃／ｓの平均加熱速度で加熱し、
    　第３均熱温度として７５０℃以上の温度で３０秒以上保持した後、
    　前記第３均熱温度から３５０～５００℃の温度まで３℃／ｓ以上の第２平均冷却速度で冷却し、
    　１００℃以下の温度まで１００～１０００℃／ｓの第３平均冷却速度で冷却し、
    　２００～３５０℃の温度まで加熱した後、
    　次いで第４均熱温度として２００～３５０℃の温度で１２０～１２００秒保持する高強度冷延鋼板の製造方法。
PCT/JP2015/006347 2015-02-27 2015-12-21 高強度冷延鋼板およびその製造方法 WO2016135794A1 (ja)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
MX2017010910A MX2017010910A (es) 2015-02-27 2015-12-21 Lamina de acero laminada en frio de alta resistencia y metodo para fabricar la misma.
US15/553,408 US20180127856A1 (en) 2015-02-27 2015-12-21 High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing the same
JP2016522827A JP6048620B1 (ja) 2015-02-27 2015-12-21 高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN201580076970.2A CN107406930B (zh) 2015-02-27 2015-12-21 高强度冷轧钢板和其制造方法
EP15883094.3A EP3263728B1 (en) 2015-02-27 2015-12-21 High-strength cold-rolled steel plate and method for producing same
KR1020177023461A KR102016432B1 (ko) 2015-02-27 2015-12-21 고강도 냉연 강판 및 그의 제조 방법

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015-038506 2015-02-27
JP2015038506 2015-02-27

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2016135794A1 true WO2016135794A1 (ja) 2016-09-01

Family

ID=56788062

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2015/006347 WO2016135794A1 (ja) 2015-02-27 2015-12-21 高強度冷延鋼板およびその製造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20180127856A1 (ja)
EP (1) EP3263728B1 (ja)
JP (1) JP6048620B1 (ja)
KR (1) KR102016432B1 (ja)
CN (1) CN107406930B (ja)
MX (1) MX2017010910A (ja)
WO (1) WO2016135794A1 (ja)

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2017196965A1 (en) * 2016-05-10 2017-11-16 United States Steel Corporation High strength steel products and annealing processes for making the same
WO2018159405A1 (ja) * 2017-02-28 2018-09-07 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2019154819A1 (en) 2018-02-07 2019-08-15 Tata Steel Nederland Technology B.V. High strength hot rolled or cold rolled and annealed steel and method of producing it
US20210002741A1 (en) * 2018-03-30 2021-01-07 Nippon Steel Corporation High-strength steel sheet with excellent ductility and hole-expandability
WO2022050818A1 (ko) * 2020-09-07 2022-03-10 주식회사 포스코 구멍확장성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
US11560606B2 (en) 2016-05-10 2023-01-24 United States Steel Corporation Methods of producing continuously cast hot rolled high strength steel sheet products
US11993823B2 (en) 2016-05-10 2024-05-28 United States Steel Corporation High strength annealed steel products and annealing processes for making the same

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3293279B1 (en) * 2015-05-07 2020-03-25 Nippon Steel Corporation High-strength steel plate and production method therefor
CN108025401B (zh) * 2015-07-28 2020-08-04 日本制铁株式会社 电弧角焊接头及其制造方法
WO2018189950A1 (ja) * 2017-04-14 2018-10-18 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法
WO2019122960A1 (en) 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal Cold rolled and heat treated steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts
WO2019159771A1 (ja) 2018-02-19 2019-08-22 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP6414371B1 (ja) * 2018-03-30 2018-10-31 新日鐵住金株式会社 鋼板およびその製造方法
US20220056543A1 (en) * 2018-09-20 2022-02-24 Arcelormittal Hot rolled steel sheet with high hole expansion ratio and manufacturing process thereof
JP7357928B2 (ja) 2020-10-06 2023-10-10 大森機械工業株式会社 スプライサー及びその動作方法
KR102497567B1 (ko) * 2020-12-08 2023-02-10 현대제철 주식회사 고강도 및 고성형성 강판 및 그 제조방법

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004308002A (ja) * 2003-03-26 2004-11-04 Kobe Steel Ltd 伸び及び耐水素脆化特性に優れた超高強度鋼板、その製造方法、並びに該超高強度鋼板を用いた超高強度プレス成形部品の製造方法
JP2012153957A (ja) * 2011-01-27 2012-08-16 Jfe Steel Corp 延性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2013185196A (ja) * 2012-03-07 2013-09-19 Jfe Steel Corp 成形性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2015034326A (ja) * 2013-08-09 2015-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2015034327A (ja) * 2013-08-09 2015-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS521765B2 (ja) 1972-07-03 1977-01-18
JP4445365B2 (ja) * 2004-10-06 2010-04-07 新日本製鐵株式会社 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法
JP4716358B2 (ja) 2005-03-30 2011-07-06 株式会社神戸製鋼所 強度と加工性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびめっき鋼板
KR101082680B1 (ko) * 2006-07-14 2011-11-15 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 고강도 강판 및 그 제조 방법
JP5493986B2 (ja) * 2009-04-27 2014-05-14 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法
KR20130036763A (ko) * 2010-08-12 2013-04-12 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 가공성 및 내충격성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
JP5966598B2 (ja) * 2012-05-17 2016-08-10 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れる高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5609945B2 (ja) * 2012-10-18 2014-10-22 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5867436B2 (ja) * 2013-03-28 2016-02-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度合金化溶融亜鉛めっき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
JP2004308002A (ja) * 2003-03-26 2004-11-04 Kobe Steel Ltd 伸び及び耐水素脆化特性に優れた超高強度鋼板、その製造方法、並びに該超高強度鋼板を用いた超高強度プレス成形部品の製造方法
JP2012153957A (ja) * 2011-01-27 2012-08-16 Jfe Steel Corp 延性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2013185196A (ja) * 2012-03-07 2013-09-19 Jfe Steel Corp 成形性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2015034326A (ja) * 2013-08-09 2015-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2015034327A (ja) * 2013-08-09 2015-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法

Cited By (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US11560606B2 (en) 2016-05-10 2023-01-24 United States Steel Corporation Methods of producing continuously cast hot rolled high strength steel sheet products
WO2017196965A1 (en) * 2016-05-10 2017-11-16 United States Steel Corporation High strength steel products and annealing processes for making the same
US10385419B2 (en) 2016-05-10 2019-08-20 United States Steel Corporation High strength steel products and annealing processes for making the same
US11993823B2 (en) 2016-05-10 2024-05-28 United States Steel Corporation High strength annealed steel products and annealing processes for making the same
US11268162B2 (en) 2016-05-10 2022-03-08 United States Steel Corporation High strength annealed steel products
WO2018159405A1 (ja) * 2017-02-28 2018-09-07 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP6458911B1 (ja) * 2017-02-28 2019-01-30 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
CN110337505A (zh) * 2017-02-28 2019-10-15 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN110337505B (zh) * 2017-02-28 2021-06-29 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
US11208709B2 (en) 2017-02-28 2021-12-28 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and manufacturing method therefor
WO2019154819A1 (en) 2018-02-07 2019-08-15 Tata Steel Nederland Technology B.V. High strength hot rolled or cold rolled and annealed steel and method of producing it
US11884990B2 (en) 2018-02-07 2024-01-30 Tata Steel Nederland Technology B.V. High strength hot rolled or cold rolled and annealed steel and method of producing it
US20210002741A1 (en) * 2018-03-30 2021-01-07 Nippon Steel Corporation High-strength steel sheet with excellent ductility and hole-expandability
WO2022050818A1 (ko) * 2020-09-07 2022-03-10 주식회사 포스코 구멍확장성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
CN107406930A (zh) 2017-11-28
US20180127856A1 (en) 2018-05-10
KR102016432B1 (ko) 2019-08-30
EP3263728A4 (en) 2018-01-03
EP3263728A1 (en) 2018-01-03
JP6048620B1 (ja) 2016-12-21
EP3263728B1 (en) 2019-09-11
JPWO2016135794A1 (ja) 2017-04-27
KR20170107057A (ko) 2017-09-22
MX2017010910A (es) 2017-11-24
CN107406930B (zh) 2019-07-23

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6048620B1 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP6252713B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP5888471B1 (ja) 高降伏比高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP6172298B2 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5821912B2 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5896086B1 (ja) 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5821911B2 (ja) 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5991450B1 (ja) 高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP5896085B1 (ja) 材質均一性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR101569977B1 (ko) 가공성이 우수한 고항복비를 갖는 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
WO2014097559A1 (ja) 低降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5246283B2 (ja) 伸びと伸びフランジ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
WO2013179497A1 (ja) 伸びと伸びフランジ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2016522827

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 15883094

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2015883094

Country of ref document: EP

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20177023461

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 15553408

Country of ref document: US

Ref document number: MX/A/2017/010910

Country of ref document: MX

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE