WO2018092816A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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由康 川崎
孝子 山下
植野　雅康
勇樹 田路
崇 小林
船川　義正
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet having excellent ductility and stretch flangeability (hole expansibility) and having a low yield ratio, and a method for producing the same, which are suitable as members used in industrial fields such as automobiles and electricity.
  • steel sheets with TS tensile strength: 980 MPa or more are assembled into modules by arc welding or spot welding after press working in the automobile manufacturing process, so high dimensional accuracy is required during assembly. . Therefore, in such a steel sheet, in addition to excellent ductility and hole expansibility, it is necessary to make it difficult to cause springback or the like after processing. For that purpose, it is important that the YR (yield ratio) is low before processing. .
  • Patent Document 1 proposes a high-strength steel sheet having a very high ductility utilizing work-induced transformation of retained austenite having a tensile strength of 1000 MPa or more and a total elongation (EL) of 30% or more.
  • Patent Document 2 proposes a steel plate that attempts to obtain a high strength-ductility balance by performing heat treatment in a two-phase region of ferrite and austenite using high Mn steel.
  • Patent Document 3 the structure after hot rolling with a high Mn steel is made into a structure containing bainite and martensite, and further, fine retained austenite is formed by annealing and tempering, and then tempered bainite or tempered martensite.
  • a steel sheet has been proposed that seeks to improve local ductility by using an organization that includes a site.
  • the steel sheet described in Patent Document 1 is manufactured by performing a so-called austempering process in which a steel sheet containing C, Si, and Mn as basic components is austenitized, and then quenched into a bainite transformation temperature range and held isothermally. Is done. And when this austemper process is performed, a retained austenite is produced
  • the steel sheet described in Patent Document 1 is mainly intended to improve ductility, and no consideration is given to hole expansibility and yield ratio.
  • the present invention has been developed in view of such circumstances, and is excellent in ductility and hole expansibility, and has a high yield strength steel plate having a low yield ratio, specifically, YR (yield ratio) is less than 68%, And it aims at providing high strength steel plate with TS (tensile strength) 980 Mpa or more with the advantageous manufacturing method.
  • the high-strength steel plate referred to in the present invention includes a high-strength steel plate (high-strength hot-dip galvanized steel plate) having a hot-dip galvanized layer on the surface, and a high-strength steel plate (high-strength hot-dip aluminum plating having a hot-dip aluminum plating layer on the surface).
  • Steel plate and high strength steel plate (high strength electrogalvanized steel plate) having an electrogalvanized layer on its surface.
  • the inventors have conducted extensive studies to develop a high-strength steel sheet having excellent formability (ductility and hole expansibility) and a low yield ratio, and obtained the following knowledge.
  • the following points are important for obtaining a high-strength steel sheet having excellent ductility and hole expandability, YR of less than 68%, and TS of 980 MPa or more.
  • -Mn is contained in the range of more than 4.20% by mass and less than 6.00% by mass, and other component compositions are adjusted to a predetermined range.
  • the steel structure is made a structure containing an appropriate amount of ferrite, martensite, and retained austenite, and these constituent phases are refined.
  • the average aspect ratio of the crystal grains of the ferrite, the martensite, and the retained austenite is more than 2.0 and not more than 15.0 by setting the reduction ratio of cold rolling to 3% or more and less than 30%. adjust. -The value obtained by dividing the amount of Mn (mass%) in retained austenite by the amount of Mn (mass%) in ferrite is optimized. (2) Further, in order to build such a structure, the component composition is adjusted to a predetermined range, and the manufacturing conditions, particularly the heat treatment (hot-rolled sheet annealing) conditions after hot rolling and the heat treatment after cold rolling. (Cold rolled sheet annealing) It is important to properly control the conditions. The present invention was completed after further studies based on the above findings.
  • the gist configuration of the present invention is as follows. 1. Component composition is mass%, C: 0.030% or more and 0.250% or less, Si: 0.01% or more and 3.00% or less, Mn: more than 4.20% and 6.00% or less, P: 0 0.001% to 0.100%, S: 0.0001% to 0.0200%, N: 0.0005% to 0.0100% and Ti: 0.003% to 0.200% And the balance consists of Fe and inevitable impurities, Steel structure is area ratio, ferrite is 15% or more and 55% or less, martensite is 15% or more and 30% or less, and volume ratio is residual austenite is 12% or more, The ferrite has an average crystal grain size of 4.0 ⁇ m or less, the martensite has an average crystal grain size of 2.0 ⁇ m or less, and the retained austenite has an average crystal grain size of 2.0 ⁇ m or less.
  • the average aspect ratio of the martensite and the retained austenite crystal grains is more than 2.0 and 15.0 or less, Furthermore, the value obtained by dividing the amount of Mn (mass%) in the retained austenite by the amount of Mn (mass%) in the ferrite is 2.0 or more, A high-strength steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more and a yield ratio of less than 68%.
  • the component composition further includes, in mass%, Nb: 0.005% to 0.200%, B: 0.0003% to 0.0050%, Ni: 0.005% to 1.000%, Cr: 0.005% to 1.000%, V: 0.005% to 0.500%, Mo: 0.005% to 1.000%, Cu: 0.005% to 1.000%
  • Sn 0.002% to 0.200%
  • Sb 0.002% to 0.200%
  • Ta 0.001% to 0.010%
  • Ca 0.0005% to 0.000. 0050% or less
  • Mg 0.0005% or more and 0.0050% or less
  • REM 0.0005% or more and 0.0050% or less, containing at least one element selected from 1 or 2 above High strength steel plate.
  • a method for producing a high-strength steel sheet according to any one of 1 to 3 The steel slab having the component composition according to any one of 1 to 3 is heated to 1100 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower, hot rolled at a finish rolling exit temperature of 750 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower, and an average coiling temperature. Is rolled at 300 ° C. or more and 750 ° C. or less to form a hot rolled sheet, The hot-rolled sheet is subjected to pickling, and the scale is removed.
  • a cold rolling step in which the hot-rolled sheet is cold-rolled by cold rolling at a reduction ratio of 3% or more and less than 30%;
  • Cold-rolled sheet annealing step wherein the cold-rolled sheet is held in a temperature range of (Ac 1 transformation point + 10 ° C.) to (Ac 1 transformation point + 100 ° C.) and below 900 s and 21600 s or less, and then cooled.
  • a method for manufacturing a high-strength steel sheet is a method for manufacturing a high-strength steel sheet.
  • the present invention it is possible to obtain a high-strength steel sheet having excellent ductility and hole expansibility, YR (yield ratio) of less than 68%, and TS (tensile strength) of 980 MPa or more. 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.
  • C 0.030% or more and 0.250% or less C is an element necessary for generating a low-temperature transformation phase such as martensite and increasing the strength. Moreover, it is an element effective in improving the stability of retained austenite and improving the ductility of steel.
  • the amount of C is less than 0.030%, it is difficult to secure a desired amount of martensite, and a desired strength cannot be obtained. Moreover, it is difficult to ensure a sufficient amount of retained austenite, and good ductility cannot be obtained.
  • the C content is in the range of 0.030% to 0.250%. Preferably, it is 0.080% or more and 0.200% or less of range.
  • Si 0.01% or more and 3.00% or less Si is an element effective for ensuring good ductility in order to improve the work hardening ability of ferrite.
  • the Si content is less than 0.01%, the effect of addition becomes poor, so the lower limit is made 0.01%.
  • excessive addition of Si exceeding 3.00% not only causes deterioration of ductility and hole expansibility due to embrittlement of steel, but also causes deterioration of surface properties due to the occurrence of red scale and the like.
  • the Si content is in the range of 0.01% to 3.00%. Preferably, it is 0.20% or more and 2.00% or less of range.
  • Mn more than 4.20% and not more than 6.00% Mn is an extremely important element in the present invention. That is, Mn is an element that stabilizes retained austenite, is effective in securing good ductility, and is also an element that increases the strength of steel by solid solution strengthening. Further, by enrichment of Mn in the retained austenite, it becomes possible to secure a large amount of retained austenite at a volume ratio of 12% or more. Such an effect is recognized when the amount of Mn exceeds 4.20%. On the other hand, an excessive addition of Mn exceeding 6.00% causes an increase in cost. From such a viewpoint, the amount of Mn is set to a range of more than 4.20% and not more than 6.00%. Preferably it is 4.80% or more.
  • P 0.001% or more and 0.100% or less
  • P is an element that has an effect of solid solution strengthening and can be added according to a desired strength.
  • it is an element that promotes ferrite transformation and is effective in forming a composite structure of a steel sheet.
  • P amount 0.001% or more.
  • the P content exceeds 0.100%, the spot weldability is significantly deteriorated.
  • rate is reduced and the quality of an galvannealing layer is impaired. Therefore, the P amount is in the range of 0.001% to 0.100%. Preferably it is 0.001% or more and 0.050% or less of range.
  • S 0.0001% or more and 0.0200% or less S not only segregates at the grain boundaries and embrittles the steel during hot working, but also exists as a sulfide and lowers the local deformability of the steel sheet.
  • the amount of S needs to be 0.0200% or less, preferably 0.0100% or less, more preferably 0.0050% or less.
  • the amount of S is made 0.0001% or more due to production technology restrictions. Therefore, the S content is in the range of 0.0001% to 0.0200%. Preferably it is 0.0001% or more and 0.0100% or less of range, More preferably, it is 0.0001% or more and 0.0050% or less of range.
  • N 0.0005% or more and 0.0100% or less
  • N is an element that deteriorates the aging resistance of steel.
  • the N content exceeds 0.0100%, the deterioration of aging resistance becomes significant.
  • the amount of N is set to 0.0005% or more because of restrictions on production technology. Therefore, the N content is in the range of 0.0005% to 0.0100%. Preferably it is 0.0010% or more and 0.0070% or less of range.
  • Ti 0.003% or more and 0.200% or less Ti is an extremely important element in the present invention. That is, Ti is effective for strengthening grain refinement and precipitation strengthening of steel, and the effect is obtained by adding 0.003% or more of Ti. Further, the ductility at high temperature is improved, and it contributes effectively to the improvement of castability in continuous casting. However, if the Ti amount exceeds 0.200%, the amount of hard martensite becomes excessive, and microvoids at the grain boundaries of martensite increase. For this reason, the propagation of cracks is likely to proceed during the hole expansion test, and the hole expansion property decreases. Therefore, the Ti amount is set in the range of 0.003% to 0.200%. Preferably it is 0.010% or more and 0.100% or less of range.
  • Al in addition to said component, can be contained in the following range.
  • Al is an element that expands the two-phase region of ferrite and austenite, reduces the dependency on annealing temperature, that is, is effective for material stability.
  • Al also acts as a deoxidizer and is an effective element for cleaning steel.
  • the Al content is less than 0.01%, the effect of addition is poor, so the lower limit is made 0.01%.
  • the addition of a large amount of Al exceeding 2.00% increases the risk of steel piece cracking during continuous casting, and decreases productivity. Therefore, when Al is added, the amount is in the range of 0.01% to 2.00%. Preferably it is 0.20% or more and 1.20% or less of range.
  • Nb 0.005% or more and 0.200% or less
  • Nb is effective for precipitation strengthening of steel, and the effect of addition is obtained at 0.005% or more.
  • the Nb amount exceeds 0.200%, the amount of hard martensite becomes excessive, and microvoids at the grain boundaries of martensite increase. For this reason, the propagation of cracks is likely to proceed during the hole expansion test, and the hole expansion property decreases. In addition, the cost increases. Therefore, when Nb is added, the amount is in the range of 0.005% to 0.200%. Preferably it is 0.010% or more and 0.100% or less of range.
  • B 0.0003% or more and 0.0050% or less B has an effect of suppressing the formation and growth of ferrite from the austenite grain boundary, and can be flexibly controlled in the structure, so it is added as necessary. Can do. The effect of addition is obtained at 0.0003% or more. On the other hand, if the amount of B exceeds 0.0050%, the moldability deteriorates. Therefore, when adding B, the quantity shall be 0.0003% or more and 0.0050% or less of range. Preferably it is 0.0005% or more and 0.0030% or less of range.
  • Ni 0.005% or more and 1.000% or less
  • Ni is an element that stabilizes retained austenite and is effective in securing good ductility, and is also an element that increases the strength of steel by solid solution strengthening. The effect of addition is obtained at 0.005% or more.
  • the amount of Ni exceeds 1.000%, the amount of hard martensite becomes excessive, and microvoids at the grain boundaries of martensite increase. For this reason, the propagation of cracks is likely to proceed during the hole expansion test, and the hole expansion property decreases. In addition, the cost increases. Therefore, when adding Ni, the quantity shall be 0.005% or more and 1.000% or less.
  • Cr 0.005% or more and 1.000% or less
  • V 0.005% or more and 0.500% or less
  • Mo 0.005% or more and 1.000% or less
  • Cr, V, and Mo all have strength and ductility. Since it has the effect
  • Cr is added in excess of 1.000%, V: 0.500% and Mo: 1.000%
  • the amount of hard martensite becomes excessive, and microvoids at the grain boundaries of martensite. Will increase. For this reason, the propagation of cracks is likely to proceed during the hole expansion test, and the hole expansion property decreases.
  • the cost increases. Therefore, when these elements are added, the amounts thereof are Cr: 0.005% to 1.000%, V: 0.005% to 0.500% and Mo: 0.005% to 1.000%, respectively. % Or less.
  • Cu 0.005% or more and 1.000% or less
  • Cu is an element effective for strengthening steel, and the effect of addition is obtained by 0.005% or more.
  • the amount of Cu exceeds 1.000%, the amount of hard martensite becomes excessive, and microvoids at the grain boundaries of martensite increase. For this reason, the propagation of cracks is likely to proceed during the hole expansion test, and the hole expansion property decreases. Therefore, when adding Cu, the quantity shall be 0.005% or more and 1.000% or less.
  • Sn 0.002% or more and 0.200% or less
  • Sb 0.002% or more and 0.200% or less
  • Each of Sn and Sb is a thickness region of about several tens ⁇ m of the steel sheet surface layer generated by nitriding or oxidation of the steel sheet surface. From the viewpoint of suppressing decarburization, this element can be added as necessary. By suppressing such nitriding and oxidation, it is possible to prevent the amount of martensite from decreasing on the steel sheet surface, so Sn and Sb are effective in securing strength and material stability. On the other hand, if Sn and Sb are added excessively in excess of 0.200%, toughness is reduced. Therefore, when adding Sn and Sb, the amounts are in the range of 0.002% to 0.200%, respectively.
  • Ta 0.001% or more and 0.010% or less Ta, like Ti and Nb, generates alloy carbide and alloy carbonitride and contributes to high strength.
  • Ta partially dissolves in Nb carbide and Nb carbonitride, and suppresses the coarsening of the precipitate by generating a composite precipitate such as (Nb, Ta) (C, N), It is considered that there is an effect of stabilizing the contribution to strength improvement by precipitation strengthening. For this reason, it is preferable to contain Ta.
  • the effect of stabilizing the precipitate described above can be obtained by setting the content of Ta to 0.001% or more.
  • Ta even if Ta is added excessively, the effect of addition is saturated and the alloy cost also increases. Therefore, when Ta is added, the amount is in the range of 0.001% to 0.010%.
  • Ca 0.0005% to 0.0050%
  • Mg 0.0005% to 0.0050%
  • REM 0.0005% to 0.0050%
  • All of Ca, Mg, and REM are sulfides. It is an element effective in making the shape spherical and improving the adverse effect of sulfides on hole expandability (stretch flangeability). In order to obtain this effect, 0.0005% or more must be added.
  • excessive addition of Ca, Mg and REM exceeding 0.0050% causes an increase in inclusions and causes surface and internal defects. Therefore, when adding Ca, Mg and REM, the amount is in the range of 0.0005% or more and 0.0050% or less, respectively.
  • Components other than the above are Fe and inevitable impurities.
  • the microstructure of the high strength steel sheet of the present invention will be described.
  • Ferrite area ratio 15% or more and 55% or less
  • the ferrite content needs to be 15% or more in terms of area ratio in order to ensure sufficient ductility.
  • Martensite area ratio 15% or more and 30% or less In order to achieve a TS of 980 MPa or more, the martensite amount needs to be 15% or more in terms of area ratio. On the other hand, in order to ensure good ductility, the martensite amount needs to be 30% or less in terms of area ratio. Preferably, it is in the range of 17% to 25%.
  • the area ratio of ferrite and martensite can be obtained as follows. That is, after the plate thickness cross section (L cross section) parallel to the rolling direction of the steel plate is polished, it corrodes with 3 vol.% Nital and corresponds to the plate thickness 1/4 position (1/4 plate thickness in the depth direction from the steel plate surface). 10 positions are observed in a range of 60 ⁇ m ⁇ 45 ⁇ m at a magnification of 2000 using an SEM (scanning electron microscope) to obtain a tissue image. Using the obtained tissue image, the area ratio of each tissue (ferrite, martensite) is calculated for 10 visual fields by Image-Pro of Media Cybernetics, and the values can be obtained by averaging. Further, in the above-described structure image, ferrite is identified by a gray structure (underground structure), and martensite is identified by a white structure.
  • volume ratio of retained austenite 12% or more
  • the amount of retained austenite needs to be 12% or more by volume ratio. Preferably it is 14% or more.
  • the upper limit of the volume fraction of retained austenite is not particularly limited, but with the increase of the retained austenite volume fraction, retained austenite having a small effect of improving ductility, that is, a so-called unstable component in which components such as C and Mn are diluted. Since retained austenite increases, it is preferably about 65%. More preferably, it is 55% or less.
  • the volume ratio of retained austenite is determined by polishing the steel plate to a 1 ⁇ 4 surface in the plate thickness direction (a surface corresponding to 1 ⁇ 4 of the plate thickness in the depth direction from the steel plate surface). Obtained by measuring the line strength.
  • MoK ⁇ rays are used as incident X-rays, and ⁇ 111 ⁇ , ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 220 ⁇ , ⁇ 311 ⁇ planes of the retained austenite have peak integrated intensities of ferrite ⁇ 110 ⁇ , ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 211 ⁇ .
  • the intensity ratios of all 12 combinations with respect to the integrated intensity of the peak of the surface are obtained, and the average value thereof is taken as the volume ratio of retained austenite.
  • Average crystal grain size of ferrite 4.0 ⁇ m or less
  • TS tensile strength
  • stretch flangeability hole expansibility
  • the average crystal grain size of ferrite needs to be 4.0 ⁇ m or less. Preferably, it is 3.0 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the average crystal grain size of ferrite is not particularly limited, but is preferably about 0.2 ⁇ m industrially.
  • Martensite average crystal grain size 2.0 ⁇ m or less Refinement of martensite crystal grains contributes to improvement of hole expansibility.
  • it is necessary to make the average crystal grain size of martensite 2.0 ⁇ m or less.
  • it is 1.5 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the average crystal grain size of martensite is not particularly limited, but is preferably about 0.05 ⁇ m industrially.
  • Average crystal grain size of retained austenite 2.0 ⁇ m or less
  • the refinement of crystal grains of retained austenite contributes to improvement of ductility and hole expandability.
  • the average crystal grain size of retained austenite needs to be 2.0 ⁇ m or less. Preferably, it is 1.5 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the average crystal grain size of retained austenite is not particularly limited, but it is preferably about 0.05 ⁇ m industrially.
  • the average crystal grain size of ferrite, martensite and retained austenite was determined from the structure image obtained in the same manner as the area ratio measurement using the above-mentioned Image-Pro. The respective areas are obtained, the equivalent circle diameter is calculated, and the values are averaged. Note that martensite and retained austenite can be identified by Phase Map of EBSD (Electron Backscatter Diffraction). In determining the average crystal grain size, crystal grains having a grain size of 0.01 ⁇ m or more are measured.
  • Average aspect ratio of ferrite, martensite and retained austenite crystal grains more than 2.0 and less than 15.0
  • the average aspect ratio of ferrite, martensite and retained austenite grains is more than 2.0 and less than 15.0 This is extremely important in the present invention.
  • the large aspect ratio of the crystal grains means that the grains grew and recovered with little recovery during the temperature rise and holding in the heat treatment after cold rolling (cold rolled sheet annealing), and the elongated fine grains. This means that the crystal grains were formed.
  • microvoids hardly occur at the time of punching before the hole expansion test and at the time of the hole expansion test, which greatly contributes to the improvement of the hole expansion property.
  • the average aspect ratio of the ferrite, martensite, and retained austenite crystal grains is set in the range of more than 2.0 and 15.0 or less.
  • the average aspect ratio of the ferrite, martensite and retained austenite crystal grains is preferably 2.2 or more, and more preferably 2.4 or more.
  • the aspect ratio of the crystal grain here is a value obtained by dividing the major axis length of the crystal grain by the minor axis length, and the average aspect ratio of each crystal grain can be obtained as follows. It can. That is, from the structure image obtained in the same manner as the area ratio measurement using the above-described Image-Pro, the major axis length and short length of 30 crystal grains in each of the ferrite grains, martensite grains and residual austenite grains are obtained. It is possible to calculate the axial length, divide the major axis length by the minor axis length for each crystal grain, and average the values.
  • the amount of Mn (mass%) in retained austenite is the amount of Mn (mass%) in ferrite It is very important in the present invention that the value obtained by dividing is 2.0 or more. This is because in order to ensure good ductility, it is necessary to increase stable retained austenite enriched in Mn.
  • the upper limit of the value obtained by dividing the amount of Mn (mass%) in retained austenite by the amount of Mn (mass%) in ferrite is not particularly limited, but is about 16.0 from the viewpoint of stretch flangeability. It is preferable that
  • the amount of Mn in retained austenite and ferrite can be determined as follows. That is, using an EPMA (Electron Probe Micro Analyzer; electronic probe microanalyzer), the distribution state of Mn to each phase of the cross section in the rolling direction at the 1 ⁇ 4 thickness position is quantified. Then, the amount of Mn of 30 retained austenite grains and 30 ferrite grains can be analyzed, and the amount of Mn of each retained austenite grain and ferrite grain obtained from the analysis results can be averaged.
  • EPMA Electro Probe Micro Analyzer
  • the microstructure of the high-strength steel sheet of the present invention includes carbides (excluding cementite in pearlite) such as bainitic ferrite, tempered martensite, pearlite, and cementite in addition to ferrite, martensite, and retained austenite. There is a case. These structures may be included as long as the total area ratio is within a range of 10% or less, and the effects of the present invention are not impaired. Further, it is preferable that the ⁇ phase having an hcp structure is contained in an area ratio of 2% or more.
  • the ⁇ phase having the hcp structure has a risk of embrittlement, but it is preferable to finely disperse the ⁇ phase having an hcp structure of about 2% or more in area ratio in the ferrite grain boundaries and grains. Excellent vibration control performance while ensuring a balance between strength and ductility.
  • the upper limit is preferably about 35%. Note that the ⁇ -phase having the hcp structure, martensite, and retained austenite can be identified by the above-described EBSD (Electron Backscatter Diffraction) Phase Map.
  • the method for producing a high-strength steel sheet according to the present invention comprises heating a steel slab having the above component composition to 1100 ° C. or more and 1300 ° C. or less, hot rolling at a finish rolling exit temperature of 750 ° C. or more and 1000 ° C. or less, and averaging A hot rolling process in which a coiling temperature is wound at a temperature of 300 ° C. or higher and 750 ° C.
  • Cold rolled sheet annealing after holding over 900s and below 21600s Degree, are those equipped with a capital. Hereinafter, the reasons for limiting these manufacturing conditions will be described.
  • Steel slab heating temperature 1100 ° C or higher and 1300 ° C or lower
  • Precipitates present in the steel slab heating stage exist as coarse precipitates in the finally obtained steel sheet and do not contribute to strength. It is necessary to redissolve the deposited Ti and Nb-based precipitates.
  • the heating temperature of the steel slab is less than 1100 ° C., it is difficult to sufficiently dissolve the carbide, and further problems such as an increased risk of occurrence of trouble during hot rolling due to an increase in rolling load occur. Therefore, the heating temperature of the steel slab needs to be 1100 ° C. or higher. Moreover, the heating temperature of the steel slab needs to be 1100 ° C.
  • the heating temperature of the steel slab exceeds 1300 ° C., the scale loss increases as the oxidation amount increases. Therefore, the heating temperature of the steel slab needs to be 1300 ° C. or lower. Therefore, the heating temperature of the steel slab is set in the range of 1100 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower. Preferably it is the range of 1150 degreeC or more and 1250 degrees C or less.
  • the steel slab is preferably manufactured by a continuous casting method in order to prevent macro segregation, but it can also be manufactured by an ingot-making method or a thin slab casting method.
  • the conventional method of once cooling to room temperature and heating again after that can be used.
  • energy-saving processes such as direct feed rolling and direct rolling, which do not cool to room temperature, are charged in a heating furnace as they are, or are rolled immediately after being kept warm, are also problematic. Applicable without any problem.
  • steel slabs are made into sheet bars 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.
  • Finishing rolling delivery temperature of hot rolling 750 ° C. or more and 1000 ° C. or less
  • the heated steel slab is hot rolled by rough rolling and finish rolling to become a hot rolled steel sheet.
  • the finish rolling exit temperature exceeds 1000 ° C.
  • the amount of oxide (scale) generated increases rapidly, the interface between the base iron and the oxide becomes rough, the surface of the steel plate after pickling and cold rolling.
  • the quality tends to deteriorate.
  • a part of the hot-rolled scale remains after pickling, the ductility and stretch flangeability are adversely affected.
  • the crystal grain size becomes excessively large, and the surface of the pressed product may be roughened during processing.
  • the finish rolling exit temperature is less than 750 ° C.
  • the rolling load increases, the rolling load increases, and the rolling reduction in a state where austenite is not recrystallized increases.
  • an abnormal texture develops, the in-plane anisotropy in the final product becomes remarkable, and not only the material uniformity is impaired, but also the ductility itself is lowered. Therefore, it is necessary to set the finish rolling temperature of the hot rolling in the range of 750 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower.
  • it is the range of 800 degreeC or more and 950 degrees C or less.
  • Average winding temperature after hot rolling 300 ° C. or more and 750 ° C. or less
  • the average winding temperature is an average value of the winding temperature of the entire hot rolling coil.
  • the average coiling temperature after hot rolling exceeds 750 ° C., the ferrite crystal grain size in the hot-rolled sheet structure becomes large, and it becomes difficult to ensure desired strength.
  • the average coiling temperature after hot rolling is less than 300 ° C., the hot-rolled sheet strength is increased, the rolling load in cold rolling is increased, and a defective plate shape is generated. Decreases. Therefore, the average winding temperature after hot rolling needs to be in the range of 300 ° C. or higher and 750 ° C. or lower. Preferably it is the range of 400 degreeC or more and 650 degrees C or less.
  • rough rolling sheets may be joined together 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 to make the friction coefficient at the time of lubrication rolling into the range of 0.10 or more and 0.25 or less.
  • pickling can remove oxides (scale) on the surface of the steel sheet, it is important for ensuring good chemical conversion properties and plating quality of the high-strength steel sheet as the final product. Moreover, pickling may be performed once, or pickling may be performed in a plurality of times.
  • Hot-rolled sheet annealing (heat treatment) conditions (Ac 1 transformation point + 20 ° C.) or more (Ac 1 transformation point + 120 ° C.) and maintained in a temperature range of 600 s to 21600 s In hot-rolled sheet annealing (Ac 1 transformation point + 20 ° C.) It is extremely important in the present invention to maintain the temperature in the temperature range of not less than (Ac 1 transformation point + 120 ° C.) and not more than 600 s and not more than 21600 s.
  • the annealing temperature (holding temperature) of hot-rolled sheet annealing is less than (Ac 1 transformation point + 20 ° C.) or more than (Ac 1 transformation point + 120 ° C.), or when the holding time is less than 600 s, it enters into austenite. Mn concentration does not proceed, and it becomes difficult to secure a sufficient amount of retained austenite after final annealing (cold rolled sheet annealing), and ductility decreases.
  • the holding time exceeds 21600 s the concentration of Mn in the austenite is saturated, and not only the effect on ductility in the steel sheet obtained after the final annealing is reduced, but also the cost is increased.
  • the temperature range is (Ac 1 transformation point + 20 ° C.) or more (Ac 1 transformation point + 120 ° C.), preferably (Ac 1 transformation point + 30 ° C.) or more (Ac 1 transformation point + 100 ° C.). Therefore, it is held for 600 s to 21600 s, preferably 1000 s to 18000 s.
  • the heat treatment method may be any of continuous annealing and batch annealing.
  • it is cooled to room temperature, but the cooling method and cooling rate are not particularly specified, and any cooling such as furnace cooling in batch annealing, gas jet cooling in air cooling and continuous annealing, mist cooling and water cooling, etc. I do not care.
  • the pickling may be performed according to a conventional method.
  • Cold rolling reduction 3% or more and less than 30%
  • the rolling reduction is set to 3% or more and less than 30%.
  • ferrite and austenite are hardly accompanied by recrystallization during temperature rising and holding in heat treatment after cold rolling (cold rolled sheet annealing).
  • Grain growth occurs with recovery, and elongated fine crystal grains are generated. That is, ferrite, retained austenite, and martensite having a high aspect ratio are obtained, and not only the strength-ductility balance is improved, but also stretch flangeability (hole expandability) is remarkably improved.
  • Cold-rolled sheet annealing (heat treatment) condition (Ac 1 transformation point + 10 ° C.) to (Ac 1 transformation point + 100 ° C.) or more and not more than 900 s and 21600 s or less in cold-rolled sheet annealing (Ac 1 transformation point + 10 ° C.) It is extremely important in the present invention to maintain the temperature in the temperature range not higher than (Ac 1 transformation point + 100 ° C.) and lower than 900 s and not longer than 21600 s.
  • annealing temperature (holding temperature) of cold-rolled sheet annealing is less than (Ac 1 transformation point + 10 ° C.) or exceeds (Ac 1 transformation point + 100 ° C.)
  • concentration of Mn in austenite does not proceed. It is difficult to secure a sufficient amount of retained austenite, and ductility is reduced.
  • the holding time is 900 s or less
  • the reverse transformation does not proceed, it becomes difficult to secure a desired retained austenite amount, and ductility is lowered.
  • YP yield strength
  • YR yield ratio
  • the temperature range is (Ac 1 transformation point + 10 ° C.) or more (Ac 1 transformation point + 100 ° C.) or less, preferably (Ac 1 transformation point + 20 ° C.) or more (Ac 1 transformation point + 80 ° C.) or less. Therefore, it is held for more than 900 s and not more than 21600 s, preferably 1200 to 18000 s.
  • the cold-rolled sheet obtained as described above is subjected to plating treatment such as hot dip galvanizing treatment, hot dip aluminum plating treatment, and electro galvanizing treatment, so that the surface is hot dip galvanized layer, hot dip aluminum plated layer, electro zinc A high-strength steel plate having a plating layer can be obtained.
  • plating treatment such as hot dip galvanizing treatment, hot dip aluminum plating treatment, and electro galvanizing treatment, so that the surface is hot dip galvanized layer, hot dip aluminum plated layer, electro zinc A high-strength steel plate having a plating layer can be obtained.
  • the “hot dip galvanizing” includes alloyed hot dip galvanizing.
  • the cold rolled plate obtained by performing the cold rolled plate annealing is immersed in a hot dip galvanizing bath at 440 ° C. or higher and 500 ° C. or lower, and then subjected to hot dip galvanizing treatment, The amount of plating adhesion is adjusted by gas wiping or the like.
  • the galvanization bath whose amount of Al is 0.10 mass% or more and 0.22 mass% or less for hot dip galvanization.
  • the alloying process of hot dip galvanization is performed, the alloying process of hot dip galvanizing is performed in a temperature range of 450 ° C. or higher and 600 ° C. or lower after the hot dip galvanizing process.
  • the alloying treatment When the alloying treatment is performed at a temperature exceeding 600 ° C., untransformed austenite is transformed into pearlite, and a desired volume ratio of retained austenite cannot be secured, and ductility may be lowered. On the other hand, if the alloying treatment temperature is less than 450 ° C., alloying does not proceed and it is difficult to produce an alloy layer. Therefore, when the galvanizing alloying treatment is performed, it is preferable to perform the galvanizing alloying treatment in a temperature range of 450 ° C. or more and 600 ° C. or less.
  • the adhesion amount of the hot dip galvanized layer and the alloyed hot dip galvanized layer is preferably in the range of 10 to 150 g / m 2 per side.
  • the other manufacturing conditions are not particularly limited, but from the viewpoint of productivity, a series of processes such as annealing, hot dip galvanizing, and alloying of hot dip galvanizing are performed by CGL (Continuous) which is a hot dip galvanizing line. (Galvanizing Line) is preferable.
  • the cold rolled sheet obtained by performing the cold rolled sheet annealing is immersed in an aluminum plating bath at 660 to 730 ° C. to perform the molten aluminum plating treatment, and then gas wiping is performed.
  • the amount of plating adhesion is adjusted by, for example.
  • steel that is suitable for the temperature range where the temperature of the aluminum plating bath is (Ac 1 transformation point + 10 ° C.) or more and (Ac 1 transformation point + 100 ° C.) or less is generated by the molten aluminum plating process, so that finer and more stable retained austenite is generated. Therefore, the ductility can be further improved.
  • the adhesion amount of the molten aluminum plating layer is preferably in the range of 10 to 150 g / m 2 per side.
  • an electrogalvanization process can also be performed and an electrogalvanization layer can also be formed.
  • the plating layer thickness is preferably in the range of 5 ⁇ m to 15 ⁇ m per side.
  • skin pass rolling can be performed on the high-strength steel plate produced as described above for the purpose of shape correction, adjustment of surface roughness, and the like.
  • the rolling reduction of the skin pass rolling is preferably in the range of 0.1% to 2.0%. If it is less than 0.1%, the effect is small and control is difficult, so this is the lower limit of the preferred range. Moreover, since productivity will fall remarkably when it exceeds 2.0%, this is made the upper limit of a suitable range.
  • the skin pass rolling may be performed online or offline. Furthermore, a skin pass having a desired reduction rate may be performed at once, or may be performed in several steps. Further, the high-strength steel plate produced as described above can be further subjected to various coating treatments such as resin and oil coating.
  • the hot dip galvanizing bath uses a zinc bath containing Al: 0.19% by mass in GI, and uses a zinc bath containing Al: 0.14% by mass in GA, and the bath temperature is 465 ° C. did.
  • the alloying temperature of GA is as shown in Table 2.
  • the plating adhesion amount was 45 g / m 2 (double-sided plating) per side, and GA had an Fe concentration in the plating layer of 9% by mass or more and 12% by mass or less.
  • the bath temperature of the hot dip aluminum plating bath for hot dip galvanized steel sheets was set to 700 ° C.
  • the film thickness of EG was 8 to 12 ⁇ m per side (double-sided plating).
  • the Ac 1 transformation point (° C.) in Table 1 was determined using the following formula.
  • Ac 1 transformation point (° C.) 751-16 ⁇ (% C) + 11 ⁇ (% Si) ⁇ 28 ⁇ (% Mn) ⁇ 5.5 ⁇ (% Cu) ⁇ 16 ⁇ (% Ni) + 13 ⁇ (% Cr ) + 3.4 ⁇ (% Mo)
  • (% C), (% Si), (% Mn), (% Cu), (% Ni), (% Cr), (% Mo) are the contents of each element in steel (mass%) ).
  • the tensile test is performed in accordance with JIS Z 2241 (2011) using a JIS No. 5 specimen obtained by taking a sample so that the tensile direction is perpendicular to the rolling direction of the steel sheet, and YP (yield stress), YR. (Yield ratio), TS (tensile strength) and EL (total elongation) were measured.
  • YP yield stress
  • YR. Yield ratio
  • TS tensile strength
  • EL total elongation
  • TS: 980 MPa class is a steel sheet having a TS of 980 MPa or more and less than 1180 MPa
  • TS: 1180 MPa class is a steel sheet having a TS of 1180 MPa or more and less than 1470 MPa
  • TS: 1470 MPa class is a TS having a TS of 1470 MPa or more and less than 1760 MPa. It is a steel plate.
  • the hole expansion test was conducted in accordance with JIS Z 2256 (2010). After each steel plate obtained was cut to 100 mm ⁇ 100 mm, a hole with a diameter of 10 mm was punched out with a clearance of 12% ⁇ 1%, and then it was suppressed with a wrinkle holding force of 9 ton (88.26 kN) using a die with an inner diameter of 75 mm. The hole diameter at the crack initiation limit was measured by pushing a punch with a 60 ° cone into the hole. Then, 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 ratio ⁇ (%) ⁇ (D f ⁇ D 0 ) / D 0 ⁇ ⁇ 100
  • D f hole diameter at crack initiation (mm) D 0 is the initial hole diameter (mm).
  • ⁇ ⁇ 20% In the TS980 MPa class, ⁇ ⁇ 20%, in the TS1180 MPa class, ⁇ ⁇ 15%, and in the TS1470 MPa class, ⁇ ⁇ 10% were judged good.
  • productivity and further, the sheet property during hot rolling and cold rolling, and the surface properties of the final annealed sheet (steel sheet after cold-rolled sheet annealing) were evaluated.
  • productivity (1) A hot rolled sheet has a shape defect
  • (2) When it is necessary to correct the shape of the hot-rolled sheet in order to proceed to the next process (3) When holding time of annealing treatment is long, Evaluated lead time cost.
  • a case that does not correspond to any of (1) to (3) is determined as “good”, and a case that corresponds to any of (1) to (3) is determined to be “bad”.
  • the plateability of hot rolling was judged as poor when the risk of trouble during rolling increased due to an increase in rolling load.
  • the platenability of cold rolling was also judged to be defective when the risk of trouble during rolling increased due to an increase in rolling load.
  • each of the inventive examples has a tensile strength (TS) of 980 MPa or more, a yield ratio (YR) of less than 68%, and a good ductility and strength-ductility balance. Further, it can be seen that the hole expandability is also excellent. In addition, all of the inventive examples were excellent in productivity, plate-passability in hot rolling and cold rolling, and surface properties of the final annealed plate. On the other hand, in the comparative example, desired properties are not obtained for any one or more of tensile strength, yield ratio, ductility, strength-ductility balance, and hole expandability.
  • the present invention it is possible to produce a high-strength steel sheet having a YR (yield ratio) of less than 68%, a TS (tensile strength) of 980 MPa or more, excellent ductility and hole expandability, and a low yield ratio. become. Therefore, 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 very large.

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Abstract

所定の成分組成とした上で、鋼組織を、面積率で、フェライト：１５％以上５５％以下、マルテンサイト：１５％以上３０％以下とし、体積率で、残留オーステナイト：１２％以上とし、またフェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの平均結晶粒径をそれぞれ４．０μm以下、２．０μm以下、２．０μm以下にするとともに、フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの結晶粒の平均アスペクト比をそれぞれ２．０超１５．０以下とし、さらに残留オーステナイト中のＭｎ量（質量％）をフェライト中のＭｎ量（質量％）で除した値を２．０以上とすることにより、延性と穴広げ性に優れるとともに、ＹＲ（降伏比）が６８％未満で、かつ９８０ＭＰａ以上のＴＳ（引張強さ）を有する高強度鋼板を提供する。

Description

高強度鋼板およびその製造方法
　本発明は、自動車、電気等の産業分野で使用される部材として好適な、延性および伸びフランジ性（穴広げ性）に優れ、かつ低い降伏比を有する高強度鋼板およびその製造方法に関する。
　近年、地球環境の保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。このため、車体材料の高強度化により薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発となってきている。
　しかしながら、一般的に鋼板の高強度化は延性と伸びフランジ性（穴広げ性）の低下を招くことから、高強度化を図ると鋼板の成形性が低下して、成形時の割れなどの問題を生じる。そのため、単純には鋼板の薄肉化が図れない。そこで、高い強度と優れた成形性（延性と穴広げ性）を併せ持つ材料の開発が望まれている。また、ＴＳ（引張強さ）：９８０ＭＰａ以上の鋼板は、自動車の製造工程において、プレス加工後にアーク溶接やスポット溶接等により組み付けられて、モジュール化されるため、組付け時に高い寸法精度が求められる。
　そのため、このような鋼板では、優れた延性と穴広げ性に加え、加工後にスプリングバック等を起こりにくくする必要があり、そのためには、加工前にＹＲ（降伏比）が低いことが重要となる。
　例えば、特許文献１には、引張強さが１０００ＭＰａ以上で、全伸び（ＥＬ）が３０％以上の残留オーステナイトの加工誘起変態を利用した非常に高い延性を有する高強度鋼板が提案されている。
　また、特許文献２には、高Ｍｎ鋼を用いて、フェライトとオーステナイトの２相域での熱処理を施すことにより、高い強度－延性バランスを得ようとする鋼板が提案されている。
　さらに、特許文献３には、高Ｍｎ鋼で熱延後の組織をベイナイトやマルテンサイトを含む組織とし、さらに焼鈍と焼戻しを施すことによって微細な残留オーステナイトを形成させたのち、焼戻しベイナイトもしくは焼戻しマルテンサイトを含む組織とすることで、局部延性を改善しようとする鋼板が提案されている。
特開昭６１－１５７６２５号公報 特開平１－２５９１２０号公報 特開２００３－１３８３４５号公報
　ここで、特許文献１に記載された鋼板では、Ｃ、ＳｉおよびＭｎを基本成分とする鋼板をオーステナイト化した後に、ベイナイト変態温度域に焼入れて等温保持する、いわゆるオーステンパー処理を行うことにより製造される。そして、このオーステンパー処理を施す際に、オーステナイトへのＣの濃化によって残留オーステナイトが生成される。
　しかしながら、多量の残留オーステナイトを得るためには、０．３質量％を超える多量のＣが必要となるが、０．３質量％を超えるようなＣ濃度では、スポット溶接性の低下が顕著であり、自動車用鋼板としては実用化が困難である。
　加えて、特許文献１に記載された鋼板では、延性の向上を主目的としており、穴広げ性や降伏比については考慮が払われていない。
　また、特許文献２および３に記載された鋼板では、延性の向上について述べられているが、その降伏比については考慮が払われていない。
　本発明は、かかる事情に鑑み開発されたものであって、延性および穴広げ性に優れるとともに、低い降伏比を有する高強度鋼板、具体的には、ＹＲ（降伏比）が６８％未満で、かつＴＳ（引張強さ）が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を、その有利な製造方法とともに提供することを目的とする。
　なお、本発明でいう高強度鋼板には、表面に溶融亜鉛めっき層をそなえる高強度鋼板（高強度溶融亜鉛めっき鋼板）や、表面に溶融アルミニウムめっき層をそなえる高強度鋼板（高強度溶融アルミニウムめっき鋼板）、表面に電気亜鉛めっき層をそなえる高強度鋼板（高強度電気亜鉛めっき鋼板）が含まれる。
　さて、発明者らは、成形性（延性と穴広げ性）に優れ、低い降伏比を有する高強度鋼板を開発すべく、鋭意検討を重ねたところ、以下の知見を得た。
（１）延性や穴広げ性に優れ、ＹＲが６８％未満でかつＴＳが９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を得るには、以下の点が重要である。
・Ｍｎを４．２０質量％超６．００質量％以下の範囲で含有させるとともに、その他の成分組成を所定の範囲に調整する。
・鋼組織を、フェライト、マルテンサイト、残留オーステナイトを適正量含む組織とし、これらの構成相を微細化する。
・冷間圧延の圧下率を３％以上３０％未満にすることによって、前記フェライトおよび前記マルテンサイトおよび前記残留オーステナイトの結晶粒の平均アスペクト比がそれぞれ２．０超１５．０以下になるように調整する。
・残留オーステナイト中のＭｎ量（質量％）をフェライト中のＭｎ量（質量％）で除した値を、適正化する。
（２）さらに、このような組織を造り込むには、成分組成を所定の範囲に調整するとともに、製造条件、特に熱間圧延後の熱処理（熱延板焼鈍）条件および冷間圧延後の熱処理（冷延板焼鈍）条件を適正に制御することが重要である。
　本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えた末に完成されたものである。
　すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上３．００％以下、Ｍｎ：４．２０％超６．００％以下、Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下、Ｎ：０．０００５％以上０．０１００％以下およびＴｉ：０．００３％以上０．２００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
　鋼組織が、面積率で、フェライトが１５％以上５５％以下、マルテンサイトが１５％以上３０％以下であって、体積率で、残留オーステナイトが１２％以上であり、
　また、前記フェライトの平均結晶粒径が４．０μm以下、前記マルテンサイトの平均結晶粒径が２．０μm以下、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が２．０μm以下であるとともに、前記フェライト、前記マルテンサイトおよび前記残留オーステナイトの結晶粒の平均アスペクト比がそれぞれ２．０超１５．０以下であり、
　さらに、前記残留オーステナイト中のＭｎ量（質量％）を前記フェライト中のＭｎ量（質量％）で除した値が２．０以上であり、
　引張強さが９８０ＭＰａ以上、かつ降伏比が６８％未満である、高強度鋼板。
２．前記成分組成が、さらに、質量％で、Ａｌ：０．０１％以上２．００％以下を含有する、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、Ｎｂ：０．００５％以上０．２００％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下、Ｎｉ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｃｒ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５００％以下、Ｍｏ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｃｕ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｓｎ：０．００２％以上０．２００％以下、Ｓｂ：０．００２％以上０．２００％以下、Ｔａ：０．００１％以上０．０１０％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下およびＲＥＭ：０．０００５％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または２に記載の高強度鋼板。
４．前記１ないし３のいずれかに記載の高強度鋼板であって、表面に溶融亜鉛めっき層をそなえる、高強度鋼板。
５．前記１ないし３のいずれかに記載の高強度鋼板であって、表面に溶融アルミニウムめっき層をそなえる、高強度鋼板。
６．前記１ないし３のいずれかに記載の高強度鋼板であって、表面に電気亜鉛めっき層をそなえる、高強度鋼板。
７．前記１ないし３のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法であって、
　前記１ないし３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、１１００℃以上１３００℃以下に加熱し、仕上げ圧延出側温度を７５０℃以上１０００℃以下で熱間圧延し、平均巻き取り温度を３００℃以上７５０℃以下で巻き取り、熱延板とする、熱間圧延工程と、
　前記熱延板に、酸洗を施し、スケールを除去する、酸洗工程と、
　前記熱延板を、（Ａｃ1変態点＋２０℃）以上（Ａｃ1変態点＋１２０℃）以下の温度域で６００ｓ以上２１６００ｓ以下保持する、熱延板焼鈍工程と、
　前記熱延板を、圧下率：３％以上３０％未満で冷間圧延して冷延板とする、冷間圧延工程と、
　前記冷延板を、（Ａｃ1変態点＋１０℃）以上（Ａｃ1変態点＋１００℃）以下の温度域で９００ｓ超２１６００ｓ以下保持した後、冷却する、冷延板焼鈍工程、
とをそなえる、高強度鋼板の製造方法。
８．前記４に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
　前記７の前記冷延板焼鈍工程後、前記冷延板に、溶融亜鉛めっき処理を施す工程、または溶融亜鉛めっき処理を施したのち、４５０℃以上６００℃以下の温度域で合金化処理を施す工程をさらにそなえる、高強度鋼板の製造方法。
９．前記５に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
　前記７の前記冷延板焼鈍工程後、前記冷延板に溶融アルミニウムめっき処理を施す工程をさらにそなえる、高強度鋼板の製造方法。
１０．前記６に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
　前記７の前記冷延板焼鈍工程後、前記冷延板に電気亜鉛めっき処理を施す工程をさらにそなえる、高強度鋼板の製造方法。
　本発明によれば、延性と穴広げ性に優れるとともに、ＹＲ（降伏比）が６８％未満で、９８０ＭＰａ以上のＴＳ（引張強さ）を有す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を、例えば、自動車構造部材に適用することにより、車体軽量化による燃費改善を図ることができ、産業的な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。まず、本発明の高強度鋼板の成分組成について説明する。
　なお、成分組成における「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下
　Ｃは、マルテンサイトなどの低温変態相を生成させて、強度を上昇させるために必要な元素である。また、残留オーステナイトの安定性を向上させ、鋼の延性を向上させるのに有効な元素である。
　ここで、Ｃ量が０．０３０％未満では所望のマルテンサイト量を確保することが難しく、所望の強度が得られない。また、十分な残留オーステナイト量を確保することが難しく、良好な延性が得られない。一方、Ｃを、０．２５０％を超えて過剰に添加すると、硬質なマルテンサイト量が過大となって、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加する。このため、穴広げ試験時に亀裂の伝播が進行しやすくなって、伸びフランジ性（穴広げ性）が低下する。また、溶接部および熱影響部の硬化が著しくなって、溶接部の機械的特性が低下するため、スポット溶接性やアーク溶接性なども劣化する。
　こうした観点から、Ｃ量は０．０３０％以上０．２５０％以下の範囲とする。好ましくは、０．０８０％以上０．２００％以下の範囲である。
Ｓｉ：０．０１％以上３．００％以下
　Ｓｉは、フェライトの加工硬化能を向上させるため、良好な延性の確保に有効な元素である。しかしながら、Ｓｉ量が０．０１％に満たないとその添加効果が乏しくなるため、その下限は０．０１％とする。一方、３.００％を超えるＳｉの過剰な添加は、鋼の脆化による延性や穴広げ性の低下を引き起こすばかりか、赤スケールなどの発生による表面性状の劣化を引き起こす。そのため、Ｓｉ量は０．０１％以上３．００％以下の範囲とする。好ましくは、０．２０％以上２．００％以下の範囲である。
Ｍｎ：４．２０％超６．００％以下
　Ｍｎは、本発明において極めて重要な元素である。すなわち、Ｍｎは、残留オーステナイトを安定化させる元素で、良好な延性の確保に有効であり、さらに固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素でもある。また、残留オーステナイト中のＭｎ濃化により、残留オーステナイトを体積率で１２％以上と多量に確保することが可能となる。このような効果は、Ｍｎ量が４．２０％超で認められる。一方、Ｍｎ量が６．００％を超える過剰な添加は、コストアップの要因になる。こうした観点から、Ｍｎ量は４．２０％超６．００％以下の範囲とする。好ましくは４．８０％以上である。
Ｐ：０．００１％以上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元素である。また、フェライト変態を促進し、鋼板の複合組織化にも有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｐ量を０．００１％以上にする必要がある。一方、Ｐ量が０．１００％を超えると、スポット溶接性の著しい劣化を招く。また、溶融亜鉛めっきを合金化処理する場合には、合金化速度を低下させ、合金化溶融亜鉛めっき層の品質を損なわせる。したがって、Ｐ量は０．００１％以上０．１００％以下の範囲とする。好ましくは０．００１％以上０．０５０％以下の範囲である。
Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下
　Ｓは、粒界に偏析して熱間加工時に鋼を脆化させるだけでなく、硫化物として存在して鋼板の局部変形能を低下させる。また、Ｓ量が０．０２００％を超えると、スポット溶接性の著しい劣化を招く。そのため、Ｓ量は０．０２００％以下、好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００５０％以下にする必要がある。しかしながら、生産技術上の制約から、Ｓ量は０．０００１％以上にする。したがって、Ｓ量は０．０００１％以上０．０２００％以下の範囲とする。好ましくは０．０００１％以上０．０１００％以下の範囲、より好ましくは０．０００１％以上０．００５０％以下の範囲である。
Ｎ：０．０００５％以上０．０１００％以下
　Ｎは、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。特に、Ｎ量が０．０１００％を超えると、耐時効性の劣化が顕著となる。Ｎ量は少ないほど好ましいが、生産技術上の制約から、Ｎ量は０．０００５％以上にする。したがって、Ｎ量は０．０００５％以上０．０１００％以下の範囲とする。好ましくは０．００１０％以上０．００７０％以下の範囲である。
Ｔｉ：０．００３％以上０．２００％以下
　Ｔｉは、本発明において極めて重要な元素である。すなわち、Ｔｉは、鋼の結晶粒微細化強化や析出強化に有効であり、その効果はＴｉを０．００３％以上添加することにより得られる。また、高温での延性が向上し、連続鋳造における鋳造性の改善にも有効に寄与する。しかし、Ｔｉ量が０．２００％を超えると、硬質なマルテンサイト量が過大となり、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加する。このため、穴広げ試験時に亀裂の伝播が進行しやすくなって、穴広げ性が低下する。したがって、Ｔｉ量は０．００３％以上０．２００％以下の範囲とする。好ましくは０．０１０％以上０．１００％以下の範囲とする。
　また、本発明では、上記の成分に加えて、Ａｌを次の範囲で含有させることができる。
Ａｌ：０．０１％以上２．００％以下
　Ａｌは、フェライトとオーステナイトの二相域を拡大させ、焼鈍温度依存性の低減、つまり、材質安定性に有効な元素である。また、Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄化に有効な元素でもある。しかしながら、Ａｌ量が０．０１％に満たないとその添加効果に乏しいので、その下限は０．０１％とする。一方、Ａｌの２.００％を超える多量の添加は、連続鋳造時の鋼片割れ発生の危険性が高まり、製造性を低下させる。したがって、Ａｌを添加する場合、その量は０．０１％以上２．００％以下の範囲とする。好ましくは０．２０％以上１．２０％以下の範囲である。
　さらに、本発明では、上記の成分に加えて、Ｎｂ、Ｂ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔａ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭのうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有させることができる。
Ｎｂ：０．００５％以上０．２００％以下
　Ｎｂは、鋼の析出強化に有効で、その添加効果は０．００５％以上で得られる。しかし、Ｎｂ量が０．２００％を超えると、硬質なマルテンサイト量が過大となり、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加する。このため、穴広げ試験時に亀裂の伝播が進行しやすくなって、穴広げ性が低下する。また、コストアップの要因にもなる。したがって、Ｎｂを添加する場合、その量は０．００５％以上０．２００％以下の範囲とする。好ましくは０．０１０％以上０．１００％以下の範囲である。
Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下
　Ｂは、オーステナイト粒界からのフェライトの生成および成長を抑制する作用を有し、臨機応変な組織制御が可能なため、必要に応じて添加することができる。その添加効果は、０．０００３％以上で得られる。一方、Ｂ量が０．００５０％を超えると、成形性が低下する。したがって、Ｂを添加する場合、その量は０．０００３％以上０．００５０％以下の範囲とする。好ましくは０．０００５％以上０．００３０％以下の範囲である。
Ｎｉ：０．００５％以上１．０００％以下
　Ｎｉは、残留オーステナイトを安定化させる元素で、良好な延性の確保に有効であり、さらに、固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素でもある。その添加効果は、０．００５％以上で得られる。一方、Ｎｉ量が１．０００％を超えると、硬質なマルテンサイト量が過大となり、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加する。このため、穴広げ試験時に亀裂の伝播が進行しやすくなって、穴広げ性が低下する。また、コストアップの要因にもなる。したがって、Ｎｉを添加する場合、その量は０．００５％以上１．０００％以下の範囲とする。
Ｃｒ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５００％以下、Ｍｏ：０．００５％以上１．０００％以下
　Ｃｒ、ＶおよびＭｏはいずれも、強度と延性のバランスを向上させる作用を有するので、必要に応じて添加することができる元素である。その添加効果は、Ｃｒ：０．００５％以上、Ｖ：０．００５％以上およびＭｏ：０．００５％以上で得られる。しかしながら、それぞれＣｒ：１．０００％、Ｖ：０．５００％およびＭｏ：１．０００％を超えて過剰に添加すると、硬質なマルテンサイト量が過大となり、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加する。このため、穴広げ試験時に亀裂の伝播が進行しやすくなって、穴広げ性が低下する。また、コストアップの要因にもなる。したがって、これらの元素を添加する場合、その量はそれぞれＣｒ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５００％以下およびＭｏ：０．００５％以上１．０００％以下の範囲とする。
Ｃｕ：０．００５％以上１．０００％以下
　Ｃｕは、鋼の強化に有効な元素であり、その添加効果は０．００５％以上で得られる。一方、Ｃｕ量が１．０００％を超えると、硬質なマルテンサイト量が過大となり、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加する。このため、穴広げ試験時に亀裂の伝播が進行しやすくなって、穴広げ性が低下する。したがって、Ｃｕを添加する場合、その量は０．００５％以上１．０００％以下の範囲とする。
Ｓｎ：０．００２％以上０．２００％以下、Ｓｂ：０．００２％以上０．２００％以下
　ＳｎおよびＳｂはそれぞれ、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程度の厚み領域の脱炭を抑制する観点から、必要に応じて添加することができる元素である。このような窒化や酸化を抑制することで、鋼板表面においてマルテンサイト量が減少するのを防止できるため、ＳｎおよびＳｂは強度や材質安定性の確保に有効である。一方、ＳｎおよびＳｂをそれぞれ０．２００％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、Ｓｂを添加する場合、その量はそれぞれ０．００２％以上０．２００％以下の範囲とする。
Ｔａ：０．００１％以上０．０１０％以下
　Ｔａは、ＴｉやＮｂと同様に、合金炭化物や合金炭窒化物を生成して高強度化に寄与する。加えて、Ｔａは、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）のような複合析出物を生成することで析出物の粗大化を抑制し、析出強化による強度向上への寄与を安定化させる効果があると考えられる。このため、Ｔａを含有させることが好ましい。ここで、前述の析出物安定化の効果は、Ｔａの含有量を０．００１％以上とすることで得られる。一方、Ｔａを過剰に添加してもその添加効果が飽和する上、合金コストも増加する。したがって、Ｔａを添加する場合、その量は０．００１％以上０．０１０％以下の範囲とする。
Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下およびＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％以下
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭはいずれも、硫化物の形状を球状化し、穴広げ性（伸びフランジ性）への硫化物の悪影響を改善する上で有効な元素である。この効果を得るためには、それぞれ０．０００５％以上の添加が必要である。一方、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭそれぞれが０．００５０％を超える過剰な添加は、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、その量はそれぞれ０．０００５％以上０．００５０％以下の範囲とする。
　なお、上記以外の成分はＦｅおよび不可避的不純物である。
　次に、本発明の高強度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：１５％以上５５％以下
　本発明の高強度鋼板では、十分な延性を確保するため、フェライト量を面積率で１５％以上にする必要がある。一方、９８０ＭＰａ以上のＴＳを確保するため、軟質なフェライト量を面積率で５５％以下にする必要がある。好ましくは、２０％以上５０％以下の範囲である。
マルテンサイトの面積率：１５％以上３０％以下
　また、９８０ＭＰａ以上のＴＳを達成するためには、マルテンサイト量を面積率で１５％以上にする必要がある。一方、良好な延性の確保のためには、マルテンサイト量を面積率で３０％以下にする必要がある。好ましくは１７％以上２５％以下の範囲である。
　ここで、フェライトとマルテンサイトの面積率は、以下のようにして求めることができる。
　すなわち、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（走査型電子顕微鏡）を用いて２０００倍の倍率で、６０μｍ×４５μｍの範囲の視野を１０視野観察し、組織画像を得る。この得られた組織画像を用いて、Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏにより各組織（フェライト、マルテンサイト）の面積率を１０視野分算出し、それらの値を平均して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を呈していることで識別される。
残留オーステナイトの体積率：１２％以上
　本発明の高強度鋼板では、十分な延性を確保するため、残留オーステナイト量を体積率で１２％以上にする必要がある。好ましくは１４％以上である。また、残留オーステナイトの体積率の上限は、特に限定はされないが、残留オーステナイト体積率の増大に伴って、延性向上の効果が小さい残留オーステナイト、すなわちＣやＭｎなどの成分が希薄ないわゆる不安定な残留オーステナイトが増加することから、６５％程度とすることが好ましい。より好ましくは５５％以下である。
　残留オーステナイトの体積率は、鋼板を板厚方向の１／４面（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する面）まで研磨し、この板厚１／４面の回折Ｘ線強度を測定することにより求める。入射Ｘ線にはＭｏＫα線を使用し、残留オーステナイトの｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝面のピークの積分強度の、フェライトの｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝面のピークの積分強度に対する、１２通り全ての組み合わせの強度比を求め、これらの平均値を残留オーステナイトの体積率とする。
フェライトの平均結晶粒径：４．０μm以下
　フェライトの結晶粒の微細化は、ＴＳ（引張強さ）の向上や伸びフランジ性（穴広げ性）の向上に寄与する。ここに、所望のＴＳを確保し、高い穴広げ性を確保するためには、フェライトの平均結晶粒径を４．０μm以下にする必要がある。好ましくは３．０μm以下である。
　なお、フェライトの平均結晶粒径の下限値は特に限定されるものではないが、工業的には０．２μm程度とすることが好ましい。
マルテンサイトの平均結晶粒径：２．０μm以下
　マルテンサイトの結晶粒の微細化は、穴広げ性の向上に寄与する。ここに、高い伸びフランジ性（高い穴広げ性）を確保するためには、マルテンサイトの平均結晶粒径を２．０μm以下にする必要がある。好ましくは、１．５μm以下である。
　なお、マルテンサイトの平均結晶粒径の下限値は特に限定されるものではないが、工業的には０．０５μm程度とすることが好ましい。
残留オーステナイトの平均結晶粒径：２．０μm以下
　残留オーステナイトの結晶粒の微細化は、延性の向上や穴広げ性の向上に寄与する。ここに、良好な延性および穴広げ性を確保するためには、残留オーステナイトの平均結晶粒径を２．０μm以下にする必要がある。好ましくは１．５μm以下である。
　なお、残留オーステナイトの平均結晶粒径の下限値は特に限定されるものではないが、工業的には０．０５μm程度とすることが好ましい。
　また、フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの平均結晶粒径は、上述のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて、面積率の測定と同様にして得られる組織画像から、フェライト粒、マルテンサイト粒および残留オーステナイト粒の各々の面積を求め、円相当直径を算出し、それらの値を平均して求める。なお、マルテンサイトと残留オーステナイトは、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ；電子線後方散乱回折法）のＰｈａｓｅ Ｍａｐにより識別できる。
　なお、上記の平均結晶粒径を求める際には、いずれも、粒径が０．０１μm以上の結晶粒を測定することとする。
フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの結晶粒の平均アスペクト比：２．０超１５．０以下
　フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの結晶粒の平均アスペクト比を２．０超１５．０以下とすることは、本発明において極めて重要である。
　すなわち、結晶粒のアスペクト比が大きいということは、冷間圧延後の熱処理（冷延板焼鈍）における昇温および保持中に、再結晶を殆ど伴わずに、回復とともに粒成長し、伸長した微細な結晶粒が生成したことを意味している。このような微細で高いアスペクト比の結晶粒により構成される組織では、穴広げ試験前の打ち抜き時および穴広げ試験時にマイクロボイドが発生し難いため、穴広げ性の向上に大きく寄与する。さらに、平均アスペクト比が大きいフェライトは微細でも変形を担うため、降伏点伸びを抑制でき、プレス成形後のストレッチャーストレイン（降伏点伸びの大きい材料が塑性変形を受けるとき、縞状に現れるひずみ模様の不良現象）を抑制できる。しかしながら、アスペクト比が１５．０を超えると材質の異方性が大きくなる懸念がある。
　したがって、フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの結晶粒の平均アスペクト比は２．０超１５．０以下の範囲とする。
　なお、フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの結晶粒の平均アスペクト比が、２．２以上であることが好ましく、２．４以上とすることがより好ましい。
　また、ここでいう結晶粒のアスペクト比とは、結晶粒の長軸長さを短軸長さで除した値のことであり、各結晶粒の平均アスペクト比は以下のようにして求めることができる。
　すなわち、上述のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて、面積率の測定と同様にして得られる組織画像から、フェライト粒、マルテンサイト粒および残留オーステナイト粒の各々において、３０個の結晶粒の長軸長さと短軸長さを算出し、結晶粒ごとにその長軸長さを短軸長さで除し、それらの値を平均して求めることができる。
残留オーステナイト中のＭｎ量（質量％）をフェライト中のＭｎ量（質量％）で除した値：２．０以上
　残留オーステナイト中のＭｎ量（質量％）をフェライト中のＭｎ量（質量％）で除した値を２．０以上とすることは、本発明において極めて重要である。というのは、良好な延性を確保するためには、Ｍｎが濃化した安定な残留オーステナイトを多くする必要があるからである。
　なお、残留オーステナイト中のＭｎ量（質量％）をフェライト中のＭｎ量（質量％）で除した値の上限値は特に限定されるものではないが、伸びフランジ性の観点から、１６．０程度とすることが好ましい。
　また、残留オーステナイトおよびフェライト中のＭｎ量は、以下のようにして求めることができる。
　すなわち、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ；電子プローブマイクロアナライザ）を用いて、板厚１／４位置における圧延方向断面の各相へのＭｎの分布状態を定量化する。ついで、３０個の残留オーステナイト粒および３０個のフェライト粒のＭｎ量を分析し、分析結果より得られる各残留オーステナイト粒およびフェライト粒のＭｎ量をそれぞれ平均することにより、求めることができる。
　なお、本発明の高強度鋼板のミクロ組織には、フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト以外に、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイト、パーライトおよびセメンタイト等の炭化物（パーライト中のセメンタイトを除く）が含まれる場合がある。これらの組織は、合計で面積率：１０％以下の範囲であれば、含まれていてもよく、本発明の効果が損なわれることはない。
　また、ｈｃｐ構造を有するε相が面積率で２％以上含まれることが好ましい。ｈｃｐ構造を有するε相を多量に含む鋼には脆化の危険性があるが、面積率で２％以上程度のｈｃｐ構造を有するε相をフェライト粒界および粒内に微細分散させると良好な強度と延性のバランスを確保しつつ、優れた制振性能を示す。一方、上限については３５％程度とすることが好ましい。
　なお、ｈｃｐ構造を有するε相とマルテンサイトおよび残留オーステナイトは、上述のＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ；電子線後方散乱回折法）のＰｈａｓｅ Ｍａｐにより識別できる。
　次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。
　本発明の高強度鋼板の製造方法は、上記の成分組成を有する鋼スラブを、１１００℃以上１３００℃以下に加熱し、仕上げ圧延出側温度を７５０℃以上１０００℃以下で熱間圧延し、平均巻き取り温度を３００℃以上７５０℃以下で巻き取り、熱延板とする、熱間圧延工程と、前記熱延板に、酸洗を施し、スケールを除去する、酸洗工程と、前記熱延板を、（Ａｃ1変態点＋２０℃）以上（Ａｃ1変態点＋１２０℃）以下の温度域で６００ｓ以上２１６００ｓ以下保持する、熱延板焼鈍工程と、前記熱延板を、圧下率：３％以上３０％未満で冷間圧延して冷延板とする、冷間圧延工程と、前記冷延板を、（Ａｃ1変態点＋１０℃）以上（Ａｃ1変態点＋１００℃）以下の温度域で９００ｓ超２１６００ｓ以下保持した後、冷却する、冷延板焼鈍工程、とをそなえるものである。
　以下、これらの製造条件の限定理由について、説明する。
鋼スラブの加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下
　鋼スラブの加熱段階で存在している析出物は、最終的に得られる鋼板内では粗大な析出物として存在し、強度に寄与しないため、鋳造時に析出したＴｉ、Ｎｂ系析出物を再溶解させる必要がある。
　ここに、鋼スラブの加熱温度が１１００℃未満では、炭化物の十分な溶解が困難であり、さらに、圧延荷重の増大による熱間圧延時のトラブル発生の危険が増大するなどの問題が生じる。そのため、鋼スラブの加熱温度は１１００℃以上にする必要がある。
　また、スラブ表層の気泡、偏析などの欠陥をスケールオフし、鋼板表面の亀裂や凹凸を減少し、平滑な鋼板表面を達成する観点からも、鋼スラブの加熱温度は１１００℃以上にする必要がある。
　一方、鋼スラブの加熱温度が１３００℃超では、酸化量の増加に伴いスケールロスが増大してしまう。そのため、鋼スラブの加熱温度は１３００℃以下にする必要がある。
　したがって、鋼スラブの加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下の範囲とする。好ましくは１１５０℃以上１２５０℃以下の範囲である。
　なお、鋼スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法や薄スラブ鋳造法などにより製造することも可能である。また、鋼スラブを製造した後、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法を用いることができる。さらに、鋼スラブを製造した後、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいはわずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延・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。さらに、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、加熱温度を低目にした場合は、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などを用いてシートバーを加熱することが好ましい。
熱間圧延の仕上げ圧延出側温度: ７５０℃以上１０００℃以下
　加熱後の鋼スラブは、粗圧延および仕上げ圧延により熱間圧延され熱延鋼板となる。このとき、仕上げ圧延出側温度が１０００℃を超えると、酸化物（スケール）の生成量が急激に増大し、地鉄と酸化物の界面が荒れ、酸洗、冷間圧延後の鋼板の表面品質が劣化する傾向にある。また、酸洗後に熱延スケールの取れ残りなどが一部に存在すると、延性や伸びフランジ性に悪影響を及ぼす。さらに、結晶粒径が過度に粗大となり、加工時にプレス品の表面荒れを生じる場合がある。
　一方、仕上げ圧延出側温度が７５０℃未満では、圧延荷重が増大し、圧延負荷が大きくなることや、オーステナイトが未再結晶の状態での圧下率が高くなる。その結果、異常な集合組織が発達し、最終製品における面内異方性が顕著となり、材質の均一性が損なわれるだけでなく、延性そのものも低下する。
　したがって、熱間圧延の仕上げ圧延出側温度を７５０℃以上１０００℃以下の範囲にする必要がある。好ましくは８００℃以上９５０℃以下の範囲である。
熱間圧延後の平均巻き取り温度：３００℃以上７５０℃以下
　平均巻き取り温度とは、熱間圧延コイル全長の巻き取り温度の平均値である。熱間圧延後の平均巻き取り温度が７５０℃を超えると、熱延板組織のフェライトの結晶粒径が大きくなり、所望の強度確保が困難となる。一方、熱間圧延後の平均巻き取り温度が３００℃未満では、熱延板強度が上昇して、冷間圧延における圧延負荷が増大したり、板形状の不良が発生したりするため、生産性が低下する。したがって、熱間圧延後の平均巻き取り温度を３００℃以上７５０℃以下の範囲にする必要がある。好ましくは４００℃以上６５０℃以下の範囲である。
　なお、熱間圧延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行っても良い。また、粗圧延板を一旦巻き取っても構わない。また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上げ圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延時の摩擦係数は、０．１０以上０．２５以下の範囲とすることが好ましい。
　このようにして製造した熱延鋼板に、酸洗を行う。酸洗は鋼板表面の酸化物（スケール）の除去が可能であることから、最終製品の高強度鋼板の良好な化成処理性やめっき品質の確保のために重要である。また、一回の酸洗を行っても良いし、複数回に分けて酸洗を行っても良い。
熱延板焼鈍（熱処理）条件：（Ａｃ1変態点＋２０℃）以上（Ａｃ1変態点＋１２０℃）以下の温度域で６００ｓ以上２１６００ｓ以下保持
　熱延板焼鈍において、（Ａｃ1変態点＋２０℃）以上（Ａｃ1変態点＋１２０℃）以下の温度域で６００ｓ以上２１６００ｓ以下保持することは、本発明において極めて重要である。
　すなわち、熱延板焼鈍の焼鈍温度（保持温度）が（Ａｃ1変態点＋２０℃）未満または（Ａｃ1変態点＋１２０℃）超となる場合や、保持時間が６００ｓ未満となる場合、オーステナイト中へのＭｎの濃化が進行せず、最終焼鈍（冷延板焼鈍）後に十分な量の残留オーステナイトを確保することが困難となり、延性が低下する。一方、保持時間が２１６００ｓを超えると、オーステナイト中へのＭｎの濃化が飽和し、最終焼鈍後に得られる鋼板における延性への効き代が小さくなるだけでなく、コストアップの要因にもなる。
　したがって、熱延板焼鈍では、（Ａｃ1変態点＋２０℃）以上（Ａｃ1変態点＋１２０℃）以下、好ましくは（Ａｃ1変態点＋３０℃）以上（Ａｃ1変態点＋１００℃）以下の温度域で、６００ｓ以上２１６００ｓ以下、好ましくは、１０００ｓ以上１８０００ｓ以下の時間、保持するものとする。
　なお、熱処理方法は連続焼鈍やバッチ焼鈍のいずれの焼鈍方法でも構わない。また、前記の熱処理後、室温まで冷却するが、その冷却方法および冷却速度は特に規定せず、バッチ焼鈍における炉冷、空冷および連続焼鈍におけるガスジェット冷却、ミスト冷却および水冷などのいずれの冷却でも構わない。また、酸洗は常法に従えばよい。
冷間圧延の圧下率:３％以上３０％未満
　冷間圧延では、圧下率を３％以上３０％未満とする。３％以上３０％未満の圧下率で冷間圧延を施すことにより、冷間圧延後の熱処理（冷延板焼鈍）における昇温および保持中に、フェライトおよびオーステナイトが再結晶を殆ど伴わずに、回復とともに粒成長し、伸長した微細な結晶粒が生成する。すなわち、アスペクト比の高いフェライト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトが得られ、強度－延性バランスが向上するだけでなく、伸びフランジ性（穴広げ性）も顕著に向上する。
冷延板焼鈍（熱処理）条件：（Ａｃ1変態点＋１０℃）以上（Ａｃ1変態点＋１００℃）以下の温度域で９００ｓ超２１６００ｓ以下保持
　冷延板焼鈍において、（Ａｃ1変態点＋１０℃）以上（Ａｃ1変態点＋１００℃）以下の温度域で９００ｓ超２１６００ｓ以下保持することは、本発明において、極めて重要である。
　すなわち、冷延板焼鈍の焼鈍温度（保持温度）が、（Ａｃ1変態点＋１０℃）未満または（Ａｃ1変態点＋１００℃）超となる場合、オーステナイト中へのＭｎの濃化が進行せず、十分な量の残留オーステナイトを確保することが困難となり、延性が低下する。
　加えて、保持時間が９００ｓ以下となる場合、逆変態が進行せず、所望の残留オーステナイト量の確保が困難となり、延性が低下する。その結果、ＹＰ（降伏強度）が上昇し、ＹＲ（降伏比）が高くなる。一方、保持時間が２１６００ｓを超えると、リードタイムコストが高くなり、生産性が低下する。
　したがって、冷延板焼鈍では、（Ａｃ1変態点＋１０℃）以上（Ａｃ1変態点＋１００℃）以下、好ましくは（Ａｃ1変態点＋２０℃）以上（Ａｃ1変態点＋８０℃）以下の温度域で、９００ｓ超２１６００ｓ以下、好ましくは１２００ｓ以上１８０００ｓ以下の時間、保持するものとする。
　また、上記のようにして得た冷延板に、溶融亜鉛めっき処理や溶融アルミニウムめっき処理、電気亜鉛めっき処理といっためっき処理を施すことで、表面に溶融亜鉛めっき層や溶融アルミニウムめっき層、電気亜鉛めっき層をそなえる高強度鋼板を得ることができる。なお、「溶融亜鉛めっき」には、合金化溶融亜鉛めっきも含むものとする。
　例えば、溶融亜鉛めっき処理を施すときは、前記冷延板焼鈍を施して得た冷延板を４４０℃以上５００℃以下の溶融亜鉛めっき浴中に浸漬し、溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。なお、溶融亜鉛めっきはＡｌ量が０．１０質量％以上０．２２質量％以下である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。また、溶融亜鉛めっきの合金化処理を施すときは、溶融亜鉛めっき処理後に、４５０℃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。６００℃を超える温度で合金化処理を行うと、未変態オーステナイトがパーライトへ変態し、所望の残留オーステナイトの体積率を確保できず、延性が低下する場合がある。一方、合金化処理温度が４５０℃に満たないと、合金化が進行せず、合金層の生成が困難となる。したがって、亜鉛めっきの合金化処理を行うときは、４５０℃以上６００℃以下の温度域で溶融亜鉛めっきの合金化処理を施すことが好ましい。なお、溶融亜鉛めっき層および合金化溶融亜鉛めっき層の付着量は片面あたり１０～１５０ｇ/ｍ2の範囲にすることが好ましい。
　なお、その他の製造条件は、特に限定しないが、生産性の観点から、上記の焼鈍、溶融亜鉛めっき、溶融亜鉛めっきの合金化処理などの一連の処理は、溶融亜鉛めっきラインであるＣＧＬ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ Ｌｉｎｅ）で行うのが好ましい。
　また、溶融アルミニウムめっき処理を施すときは、前記冷延板焼鈍を施して得た冷延板を６６０～７３０℃のアルミニウムめっき浴中に浸漬して、溶融アルミニウムめっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。また、アルミニウムめっき浴温度が（Ａｃ1変態点＋１０℃）以上（Ａｃ1変態点＋１００℃）以下の温度域に適合する鋼は、溶融アルミニウムめっき処理により、さらに微細で安定な残留オーステナイトが生成されるため、更なる延性の向上が可能となる。なお、溶融アルミニウムめっき層の付着量は片面あたり１０～１５０ｇ/ｍ2の範囲にすることが好ましい。
　さらに、電気亜鉛めっき処理を施して電気亜鉛めっき層を形成することもできる。この際、めっき層厚は片面あたり５μｍから１５μｍの範囲にすることが好ましい。
　なお、上記のようにして製造した高強度鋼板に、形状矯正や表面粗度の調整等を目的にスキンパス圧延を行うことができる。スキンパス圧延の圧下率は、０．１％以上２．０％以下の範囲が好ましい。０．１％未満では効果が小さく、制御も困難であることから、これが好適範囲の下限となる。また、２．０％を超えると、生産性が著しく低下するので、これを好適範囲の上限とする。
　また、スキンパス圧延は、オンラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。さらに、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。さらに、上記のようにして製造した高強度鋼板に、さらに樹脂や油脂コーティングなどの各種塗装処理を施すこともできる。
　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、酸洗後、熱延板焼鈍を施し、ついで冷間圧延し、その後、冷延板焼鈍を施すことにより、冷延板（ＣＲ）を得た。また、一部のものについては、さらに溶融亜鉛めっき処理（溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を行うものも含む）、溶融アルミニウムめっき処理または電気亜鉛めっき処理を施して、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）、溶融アルミニウムめっき鋼板（Ａｌ）、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）とした。
　なお、溶融亜鉛めっき浴は、ＧＩでは、Ａｌ：０．１９質量％含有亜鉛浴を使用し、ＧＡでは、Ａｌ：０．１４質量％含有亜鉛浴を使用し、浴温はいずれも４６５℃とした。なお、ＧＡの合金化温度は表２に示したとおりである。また、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質量％以上１２質量％以下とした。さらに、溶融アルミニウムめっき鋼板用の溶融アルミニウムめっき浴の浴温は７００℃とした。また、ＥＧの膜厚は片面あたり８～１２μｍ（両面めっき）とした。
　なお、表１中のＡｃ1変態点（℃）は、以下の式を用いて求めた。
　Ａｃ1変態点（℃）＝７５１－１６×（％Ｃ）＋１１×（％Ｓｉ）－２８×（％Ｍｎ）－５．５×（％Ｃｕ）－１６×（％Ｎｉ）＋１３×（％Ｃｒ）＋３．４×（％Ｍｏ）
　ここで、（％Ｃ）、（％Ｓｉ）、（％Ｍｎ）、（％Ｃｕ）、（％Ｎｉ）、（％Ｃｒ）、（％Ｍｏ）は、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　かくして得られた鋼板について、前述した方法により断面ミクロ組織を調査した。これらの結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　また、上記のようにして、得られた鋼板について、引張試験および穴広げ試験を行い、引張特性および穴広げ性を以下のようにして評価した。
　引張試験は、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるようにサンプルを採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１年）に準拠して行い、ＹＰ（降伏応力）、ＹＲ（降伏比）、ＴＳ（引張強さ）およびＥＬ（全伸び）を測定した。ここで、ＹＲは、ＹＰをＴＳで除して、百分率で表した値である。
　なお、ＹＲ＜６８％、ＴＳ≧９８０ＭＰａ以上でかつ、ＴＳ×ＥＬ≧２２０００ＭＰａ・％であり、さらにＴＳ９８０ＭＰａ級ではＥＬ≧２６％、ＴＳ１１８０ＭＰａ級ではＥＬ≧２２％、ＴＳ１４７０ＭＰａ級ではＥＬ≧１８％である場合を良好と判断した。
　また、ＴＳ：９８０ＭＰａ級とは、ＴＳが９８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満の鋼板であり、ＴＳ：１１８０ＭＰａ級は、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上１４７０ＭＰａ未満の鋼板であり、ＴＳ：１４７０ＭＰａ級は、ＴＳが１４７０ＭＰａ以上１７６０ＭＰａ未満の鋼板である。
　また、穴広げ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６（２０１０年）に準拠して行った。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、ＴＳ９８０ＭＰａ級ではλ≧２０％、ＴＳ１１８０ＭＰａ級ではλ≧１５％、ＴＳ１４７０ＭＰａ級ではλ≧１０％の場合を良好と判断した。
　加えて、前記引張試験を伸び値１０％で途中止めし、その試験片の表面粗さＲａを測定した。Ｒａの測定は、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（２０１３年）に準拠して行った。なお、ストレッチャーストレインが顕著な場合、Ｒa＞２．００μｍとなるため、Ｒa≦２．００μｍの場合を良好と判断した。
　さらに、鋼板の製造に際し、生産性、さらには熱間圧延および冷間圧延時の通板性、最終焼鈍板（冷延板焼鈍後の鋼板）の表面性状について評価を行った。
　ここで、生産性については、
（１）熱延板の形状不良が発生し、
（２）次工程に進むために熱延板の形状矯正が必要であるときや、
（３）焼鈍処理の保持時間が長いとき、
などのリードタイムコストを評価した。そして、（１）～（３）のいずれにも該当しない場合を「良好」、（１）～（３）のいずれかに該当する場合を「不良」と判断した。
　また、熱間圧延の通板性は、圧延荷重の増大によって、圧延時のトラブル発生の危険が増大する場合を不良と判断した。
　同様に、冷間圧延の通板性も、圧延荷重の増大によって、圧延時のトラブル発生の危険が増大する場合を不良と判断した。
　さらに、最終焼鈍板の表面性状については、スラブ表層の気泡、偏析などの欠陥をスケールオフできず、鋼板表面の亀裂、凹凸が増大し、平滑な鋼板表面が得られない場合を不良と判断した。また、酸化物（スケール）の生成量が急激に増大し、地鉄と酸化物の界面が荒れ、酸洗、冷間圧延後の表面品質が劣化する場合や酸洗後に熱延スケールの取れ残りなどが一部に存在する場合についても、不良と判断した。
　これらの評価結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４に示したとおり、本発明例はいずれも、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上で、かつ降伏比（ＹＲ）が６８％未満であるとともに、良好な延性および強度－延性バランスを有し、さらには穴広げ性にも優れるものであることがわかる。また、本発明例はいずれも、生産性や熱間圧延および冷間圧延の通板性、さらには最終焼鈍板の表面性状にも優れていた。
　一方、比較例では、引張強さ、降伏比、延性、強度－延性バランス、穴広げ性のいずれか一つ以上について、所望の特性が得られていない。
　本発明によれば、ＹＲ（降伏比）が６８％未満で、かつ９８０ＭＰａ以上のＴＳ（引張強さ）を有する延性と穴広げ性に優れ、かつ低い降伏比を有する高強度鋼板の製造が可能になる。
　従って、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で、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非常に大きい。

Claims (10)

  1. 　成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上３．００％以下、Ｍｎ：４．２０％超６．００％以下、Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下、Ｎ：０．０００５％以上０．０１００％以下およびＴｉ：０．００３％以上０．２００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
    　鋼組織が、面積率で、フェライトが１５％以上５５％以下、マルテンサイトが１５％以上３０％以下であって、体積率で、残留オーステナイトが１２％以上であり、
    　また、前記フェライトの平均結晶粒径が４．０μm以下、前記マルテンサイトの平均結晶粒径が２．０μm以下、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が２．０μm以下であるとともに、前記フェライト、前記マルテンサイトおよび前記残留オーステナイトの結晶粒の平均アスペクト比がそれぞれ２．０超１５．０以下であり、
    　さらに、前記残留オーステナイト中のＭｎ量（質量％）を前記フェライト中のＭｎ量（質量％）で除した値が２．０以上であり、
    　引張強さが９８０ＭＰａ以上、かつ降伏比が６８％未満である、高強度鋼板。
  2. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、Ａｌ：０．０１％以上２．００％以下を含有する、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、Ｎｂ：０．００５％以上０．２００％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下、Ｎｉ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｃｒ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５００％以下、Ｍｏ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｃｕ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｓｎ：０．００２％以上０．２００％以下、Ｓｂ：０．００２％以上０．２００％以下、Ｔａ：０．００１％以上０．０１０％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下およびＲＥＭ：０．０００５％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または２に記載の高強度鋼板。
  4. 　請求項１ないし３のいずれかに記載の高強度鋼板であって、表面に溶融亜鉛めっき層をそなえる、高強度鋼板。
  5. 　請求項１ないし３のいずれかに記載の高強度鋼板であって、表面に溶融アルミニウムめっき層をそなえる、高強度鋼板。
  6. 　請求項１ないし３のいずれかに記載の高強度鋼板であって、表面に電気亜鉛めっき層をそなえる、高強度鋼板。
  7. 　請求項１ないし３のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法であって、
    　請求項１ないし３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、１１００℃以上１３００℃以下に加熱し、仕上げ圧延出側温度を７５０℃以上１０００℃以下で熱間圧延し、平均巻き取り温度を３００℃以上７５０℃以下で巻き取り、熱延板とする、熱間圧延工程と、
    　前記熱延板に、酸洗を施し、スケールを除去する、酸洗工程と、
    　前記熱延板を、（Ａｃ1変態点＋２０℃）以上（Ａｃ1変態点＋１２０℃）以下の温度域で６００ｓ以上２１６００ｓ以下保持する、熱延板焼鈍工程と、
    　前記熱延板を、圧下率：３％以上３０％未満で冷間圧延して冷延板とする、冷間圧延工程と、
    　前記冷延板を、（Ａｃ1変態点＋１０℃）以上（Ａｃ1変態点＋１００℃）以下の温度域で９００ｓ超２１６００ｓ以下保持した後、冷却する、冷延板焼鈍工程、
    とをそなえる、高強度鋼板の製造方法。
  8. 　請求項４に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
    　請求項７の前記冷延板焼鈍工程後、前記冷延板に、溶融亜鉛めっき処理を施す工程、または溶融亜鉛めっき処理を施したのち、４５０℃以上６００℃以下の温度域で合金化処理を施す工程をさらにそなえる、高強度鋼板の製造方法。
  9. 　請求項５に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
    　請求項７の前記冷延板焼鈍工程後、前記冷延板に溶融アルミニウムめっき処理を施す工程をさらにそなえる、高強度鋼板の製造方法。
  10. 　請求項６に記載の高強度鋼板の製造方法であって、
    　請求項７の前記冷延板焼鈍工程後、前記冷延板に電気亜鉛めっき処理を施す工程をさらにそなえる、高強度鋼板の製造方法。
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