WO2020145108A1 - 高強度冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

高強度冷延鋼板及びその製造方法 Download PDF

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克利 ▲高▼島
横田　毅
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    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet having a tensile strength (TS) of 980 MPa or more and suitable for automobile parts, and a method for manufacturing the same.
  • TS tensile strength
  • Patent Document 1 “Chemical composition in mass% C: 0.015 to 0.072%, Si: 1.2% or less, Mn: 0.5 to 3.0%, P: 0.020% or less, S: 0.030% or less, sol. Al: 0.002 to 1.20%, Si, sol.
  • the contents of Al and Mn satisfy the relationship of the following formula, Si+sol.
  • Al+0.4 ⁇ Mn ⁇ 1.4% A high-strength galvanized steel sheet excellent in surface crack resistance during resistance welding, which is obtained by galvanizing a steel sheet with a balance of Fe and inevitable impurities and a tensile strength of 450 MPa or more.
  • Patent Document 1 describes that the steel sheet is excellent in resistance weldability.
  • an object of the present invention is to provide a high-strength cold-rolled steel sheet having high strength and excellent ductility, hole expandability, and resistance weldability, and a manufacturing method thereof.
  • a DP steel sheet in which soft ferrite and hard martensite are compounded and a TRIP steel sheet containing retained austenite are known, but from the study of the present inventors, these are The steel plate of, when the plastic deformation progresses by a tensile test or a hole expansion test, martensite in the steel plate structure, or a martensite that has undergone work-induced transformation from retained austenite, and a void occurs at the interface between the soft ferrite and the connection. It is known that it can grow into fissures.
  • C 0.04% or more and 0.16% or less, Si: 0.15% or more and 1.25% or less, Mn: 2.00% or more and 3.50% or less, P: 0.050% or less, S: 0.0050% or less, N: 0.0100% or less, Al: 0.010% or more and 2.000% or less, Ti: 0.005% or more and 0.075% or less, Nb: 0.005% or more and 0.075% or less, and B: a composition containing 0.0002% or more and 0.0040% or less and the balance Fe and unavoidable impurities; By volume ratio, 10% or more and 70% or less of ferrite, 1% or more and 10% or less of retained austenite, 10% or more and 60% or less of bainite, and 2% or more and 50% or less of a steel structure that is martensite.
  • the ferrite has an average crystal grain size of 6.0 ⁇ m or less
  • the retained austenite has an average crystal grain size of 4.0 ⁇ m or less
  • the bainite has an average crystal grain size of 6.0 ⁇ m or less
  • Martensite is a high-strength cold-rolled steel sheet having an average crystal grain size of 4.0 ⁇ m or less
  • the concentration ratio of the average concentration of Si in the region from the surface of the high-strength cold-rolled steel sheet to 10 ⁇ m in the depth direction to the average concentration of Si in the entire high-strength cold-rolled steel sheet is more than 1.00 by mass ratio.
  • a high-strength cold-rolled steel sheet that is less than 1.30.
  • V 0.005% or more and 0.200% or less
  • Cr 0.05% or more and 0.20% or less
  • Mo 0.01% or more and 0.20% or less
  • Cu 0.05% or more and 0.20% or less
  • Ni 0.01% or more and 0.20% or less
  • Sb 0.002% or more and 0.100% or less
  • Sn 0.002% or more and 0.100% or less
  • REM 0.0005% or more and 0.0050% or less.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet according to (1) above wherein the balance is Fe and inevitable impurities.
  • the concentration ratio of the average concentration of Mn in the region up to 10 ⁇ m in the depth direction from the surface of the high-strength cold-rolled steel sheet to the average concentration of Mn in the entire high-strength cold-rolled steel sheet is 1 by mass ratio.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet according to (1) or (2) above which is more than 0.000 and less than 1.30.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet according to any one of (1) to (3) above which has any one of a hot-dip galvanized layer, an alloyed hot-dip galvanized layer, and an electrogalvanized layer on the surface.
  • a steel slab having the composition as described in (1) or (2) above is subjected to a hot rolling start temperature of 1000°C or higher and 1300°C or lower, a finish rolling temperature of 800°C or higher and 1000°C or lower, and a rolling reduction of 35% or higher.
  • Hot rolling is performed in one pass or more, and then, in a temperature range from 700° C. to the cooling stop temperature, to a cooling stop temperature of 600° C. or less under the condition that the average cooling rate is 5° C./s or more and 50° C./s or less. After cooling, it is wound at a winding temperature of 350° C. or higher and 600° C.
  • the annealing step is performed at an annealing temperature of 750° C. or higher and 900° C. or lower.
  • the temperature was maintained for 10 seconds or more and 300 seconds or less, and then, at a cooling rate of 5° C./s or more, to a cooling stop temperature of 300° C. or more and 450° C. or less, and then the cooling stop temperature was held for 10 seconds or more and 1800 seconds or less.
  • a method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet, wherein the high-strength cold-rolled steel sheet according to any one of (1) to (4) above is obtained by performing an oxidation treatment and further pickling.
  • the numerical range represented by “to” means a range including the numerical values before and after “to” as the lower limit value and the upper limit value.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention (hereinafter, also referred to as “steel sheet of the present invention”)
  • C 0.04% or more and 0.16% or less
  • Si 0.15% or more and 1.25% or less
  • Mn 2.00% or more and 3.50% or less
  • P 0.050% or less
  • S 0.0050% or less
  • N 0.0100% or less
  • Al 0.010% or more and 2.000% or less
  • Nb 0.005% or more and 0.075% or less
  • B a composition containing 0.0002% or more and 0.0040% or less and the balance Fe and unavoidable impurities
  • the ferrite has an average crystal grain size of 6.0 ⁇ m or less
  • the retained austenite has an average crystal grain size of 4.0 ⁇ m or less
  • the bainite has an average crystal grain size of 6.0 ⁇ m or less
  • Martensite is a high-strength cold-rolled steel sheet having an average crystal grain size of 4.0 ⁇ m or less
  • the concentration ratio of the average concentration of Si in the region from the surface of the high-strength cold-rolled steel sheet to 10 ⁇ m in the depth direction to the average concentration of Si in the entire high-strength cold-rolled steel sheet is more than 1.00 by mass ratio. It is a high-strength cold-rolled steel sheet (for example, a high-strength cold-rolled thin steel sheet) that is less than 1.30.
  • C has a high solid solution strengthening ability, is effective in increasing the strength of the steel sheet, and contributes to the formation of retained austenite, bainite, and martensite in the present invention.
  • the C content needs to be 0.04% or more.
  • the C content is less than 0.04%, it becomes difficult to obtain desired residual austenite and martensite.
  • the content of C exceeds 0.16%, residual austenite and martensite are excessively generated, so that ductility and hole expandability are deteriorated, and further weldability is deteriorated. Therefore, the C content is 0.04% or more and 0.16% or less.
  • the amount of C is preferably 0.04% or more and less than 0.10%, and more preferably 0.06% or more and 0.095% or less, because the effect of the present invention is more excellent. ..
  • the amount of C is preferably 0.10% or more and 0.16% or less, and more preferably 0.12% or more and 0.15% or less, because the effect of the present invention is more excellent. ..
  • the 980 MPa class means that the tensile strength (TS) is 980 MPa or more and less than 1180 MPa
  • the 1180 MPa class means that the tensile strength (TS) is 1180 MPa or more.
  • Si has a high solid solution strengthening ability in ferrite, contributes to an increase in steel plate strength, suppresses the formation of carbides (cementite), and contributes to stabilization of retained austenite. Further, Si dissolved in ferrite improves work hardening ability and contributes to improvement of ductility of ferrite itself. In order to obtain such an effect, the Si content needs to be 0.15% or more. On the other hand, when the amount of Si exceeds 1.25%, the contribution of stabilizing the retained austenite is saturated, and further, the weldability is deteriorated. Therefore, the amount of Si is set to a range of 0.15% or more and 1.25% or less.
  • the Si amount is preferably 0.25% or more and 1.15% or less for the reason that the effect of the present invention is more excellent.
  • the amount of Si is preferably 0.30% or more and 1.25% or less, and more preferably 0.4% or more and 1.15% or less, because the effect of the present invention is more excellent. ..
  • Mn contributes to an increase in the strength of the steel sheet by solid solution strengthening or improvement in hardenability, and is an austenite stabilizing element, so it is an essential element for securing a desired retained austenite.
  • the Mn content needs to be 2.00% or more.
  • the content of Mn exceeds 3.50%, the weldability is deteriorated, residual austenite and martensite are excessively formed, and further the hole expandability is deteriorated.
  • Mn segregation occurs, the Mn concentration in the steel plate surface layer increases, and the weldability deteriorates.
  • the amount of Mn is set in the range of 2.00% to 3.50%.
  • the Mn content is preferably 2.20% or more and 3.30% or less because the effect of the present invention is more excellent.
  • the Mn content is preferably 2.00% or more and 3.00% or less, and more preferably 2.20% or more and 2.80% or less, because the effect of the present invention is more excellent. ..
  • P is an element that contributes to the strength increase of the steel sheet by solid solution strengthening.
  • the P content exceeds 0.050%, the weldability is deteriorated and the grain boundary segregation due to the grain boundary segregation is promoted. Therefore, the amount of P is 0.050% or less.
  • S is an element that segregates at the grain boundaries to embrittle the steel during hot working and is present in the steel as a sulfide such as MnS to reduce the local deformability. If the S content exceeds 0.0050%, the hole expandability is deteriorated. Therefore, the S amount is limited to 0.0050% or less.
  • N is an element that exists in steel as a nitride and reduces the local deformability.
  • the N content exceeds 0.0100%, the hole expandability is deteriorated. Therefore, the N content is limited to 0.0100% or less.
  • Al is an element that forms ferrite, and is an element that, like Si, suppresses the formation of carbides (cementite) and contributes to the stabilization of retained austenite.
  • the amount of Al needs to be 0.010% or more.
  • the effect is saturated when the Al amount exceeds 2.000%, so the Al amount is set to 2.000% or less.
  • the Al amount is preferably 0.015% or more and 1.500% or less, and more preferably 0.020% or more and 1.000% or less, for the reason that the effect of the present invention is more excellent.
  • Ti is an element that not only forms fine carbides and nitrides but also suppresses the coarsening of crystal grains and contributes to an increase in strength by refining the steel sheet structure after heating. Furthermore, the addition of Ti is effective so that B does not react with N. In order to obtain such an effect, the Ti content needs to be 0.005% or more. On the other hand, when the amount of Ti exceeds 0.075%, carbides and nitrides are excessively generated, leading to a decrease in ductility. Therefore, the amount of Ti is set to 0.005% or more and 0.075% or less. From the reason that the effect of the present invention is more excellent, the Ti amount is preferably 0.010% or more and 0.065% or less, and more preferably 0.020% or more and 0.050% or less.
  • Nb not only forms fine carbides and nitrides, but also suppresses coarsening of crystal grains and contributes to an increase in strength by refining the steel sheet structure after heating. In order to obtain such an effect, the Nb content needs to be 0.005% or more. On the other hand, when the amount of Nb exceeds 0.075%, carbides and nitrides are excessively generated, leading to a decrease in ductility. Therefore, the amount of Nb is set to be 0.005% or more and 0.075% or less.
  • the Nb content is preferably 0.010% or more and 0.065% or less, and more preferably 0.020% or more and 0.050% or less.
  • B is an effective element that improves hardenability and contributes to an increase in strength.
  • the B content needs to be 0.0002% or more.
  • the amount of B is set in the range of 0.0002% or more and 0.0040% or less.
  • the B amount is preferably 0.0005% or more and 0.0035% or less, and more preferably 0.0010% or more and 0.0030% or less, for the reason that the effect of the present invention is more excellent.
  • V 0.005% or more and 0.200% or less
  • Cr 0.05% or more and 0.20% or less
  • Mo 0.01% or more and 0.20% or less
  • Cu 0.05% or more and 0.20% or less
  • Ni 0.01% or more and 0.20% or less
  • Sb 0.002% or more and 0.100% or less
  • Sn 0.002% or more and 0.100% or less
  • Ca 0.0005% or more and 0.0050% or less
  • Mg 0.0005% or more and 0.0050% or less
  • REM 0.0005% or more and 0.0050%
  • At least one element selected from the following can be contained.
  • V contributes to the strengthening of the steel sheet by forming V-based precipitates, and also contributes to the fine graining and homogenization of the steel sheet structure.
  • the V content needs to be 0.005% or more.
  • the V content is preferably limited to the range of 0.005% or more and 0.200% or less.
  • Cr contributes to the strength increase of the steel sheet by solid solution strengthening, and also contributes to the strength increase by improving the hardenability and promoting the formation of martensite. To obtain such an effect, the Cr content needs to be 0.05% or more. On the other hand, when the amount of Cr exceeds 0.20%, martensite may be excessively formed, and ductility and hole expandability may be deteriorated. Therefore, when containing Cr, it is preferable to limit the Cr amount to a range of 0.05% or more and 0.20% or less.
  • Mo contributes to the strength increase of the steel sheet by solid solution strengthening, and also contributes to the strength increase by improving the hardenability and promoting the formation of martensite. In order to obtain such effects, the Mo content needs to be 0.01% or more. On the other hand, when the amount of Mo exceeds 0.20%, martensite may be excessively formed, and ductility and hole expandability may be reduced. Therefore, when it is contained, the Mo content is preferably limited to the range of 0.01% or more and 0.20% or less.
  • the Cu contributes to the strength increase of the steel sheet by solid solution strengthening, improves the hardenability and promotes the formation of martensite, and contributes to the strength increase.
  • the Cu content needs to be 0.05% or more.
  • the Cu content exceeds 0.20%, the effect of increasing the strength becomes excessive, and the ductility and hole expandability may decrease. Therefore, when it is contained, the Cu content is preferably limited to the range of 0.05% or more and 0.20% or less.
  • Ni is an element that stabilizes the retained austenite, is effective in ensuring good ductility of the cold-rolled steel sheet, and is an element that increases the strength of the cold-rolled steel sheet by solid solution strengthening. From the viewpoint of obtaining this addition effect, the amount of Ni is preferably 0.01% or more. On the other hand, if the Ni content exceeds 0.20%, the area ratio of hard martensite may become excessive. It also causes a cost increase. Therefore, when Ni is added, the Ni content is preferably 0.01% or more and 0.20% or less.
  • ⁇ Sb and Sn have an action of suppressing decarburization of the steel plate surface layer (a region of several tens of ⁇ m) caused by nitriding or oxidation of the steel plate surface.
  • By suppressing the nitriding and oxidation of the surface layer of the steel sheet it is possible to prevent the production amount of martensite from decreasing on the surface of the steel sheet, and it is effective to secure the desired steel sheet strength.
  • the Sb content and the Sn content exceed 0.100%, the effect is saturated. Therefore, when it is contained, the Sb content and the Sn content are preferably limited to the ranges of 0.002% or more and 0.100% or less, respectively.
  • Ca, Mg, and REM are all elements used for deoxidation, and also have the effect of making the shape of the sulfide spherical and improving the adverse effects on the local ductility and hole expansibility of the sulfide. Is. In order to obtain such an effect, the Ca content, the Mg content, and the REM content must each be 0.0005% or more. On the other hand, when the Ca content, the Mg content, and the REM content are excessively contained in excess of 0.0050% respectively, inclusions and the like are increased, and surface defects and internal defects are generated, whereby ductility and hole expansibility are deteriorated. There are cases. Therefore, when it is contained, the Ca content, Mg content, and REM content are each preferably limited to the range of 0.0005% or more and 0.0050% or less.
  • the balance other than the above components is Fe and inevitable impurities.
  • ferrite volume ratio 10% or more and 70% or less and average crystal grain size 6.0 ⁇ m or less>
  • Ferrite is a structure that contributes to the improvement of ductility (elongation). In order to obtain such an effect, it is necessary that ferrite has a volume ratio of 10% or more. However, when the volume ratio exceeds 70%, it becomes difficult to obtain TS of 980 MPa or more, so that the ferrite content is in the range of 10% or more and 70% or less. In the case of 1180 MPa class, the volume ratio of ferrite is preferably 10% or more and 30% or less because the effect of the present invention is more excellent.
  • the average crystal grain size of ferrite exceeds 6.0 ⁇ m, voids formed on the punched fracture surface during hole expansion are likely to be connected during hole expansion, and good hole expandability cannot be obtained. Therefore, the average crystal grain size of ferrite is set to be 6.0 ⁇ m or less. In the case of 1180 MPa class, the average crystal grain size of ferrite is preferably 4.0 ⁇ m or less because the effect of the present invention is more excellent.
  • Retained austenite volume ratio 1% or more and 10% or less and average crystal grain size 4.0 ⁇ m or less>
  • Retained austenite is a structure that undergoes strain-induced transformation and contributes to improvement of ductility, and contributes to improvement of ductility and strength-ductility balance. In order to obtain such an effect, the residual austenite needs to be 1% or more in volume ratio. On the other hand, if the volume ratio exceeds 10% and increases, the hole expandability deteriorates. For this reason, the retained austenite is in a range of 1% to 10% in volume ratio.
  • the average crystal grain size of retained austenite exceeds 4.0 ⁇ m, voids generated during the hole expanding test are likely to grow, resulting in deterioration of the hole expandability. Therefore, the average crystal grain size of the retained austenite is set to be 4.0 ⁇ m or less. In the case of 1180 MPa class, the average crystal grain size of retained austenite is preferably 2.0 ⁇ m or less because the effect of the present invention is more excellent.
  • Bainite is a structure that contributes to improving the hole expandability. Therefore, the volume ratio in the structure is set to 10% or more and 60% or less.
  • the volume ratio of bainite is preferably 20% or more and 60% or less because the effect of the present invention is more excellent. If the average grain size of bainite exceeds 6.0 ⁇ m, voids generated near the punching fracture surface during hole expansion are likely to be connected during hole expansion, and good hole expandability cannot be obtained. Therefore, the average grain size of bainite is set to be 6.0 ⁇ m or less. In the case of 1180 MPa class, the average crystal grain size of bainite is preferably 4.0 ⁇ m or less because the effect of the present invention is more excellent.
  • ⁇ Martensite volume ratio 2% or more and 50% or less and average crystal grain size 4.0 ⁇ m or less> Martensite is required to have a volume ratio of 2% or more in order to obtain a tensile strength of 980 MPa or more.
  • the martensite content is in the range of 2% to 50% by volume.
  • the volume ratio of martensite is preferably 2% or more and 40% or less because the effect of the present invention is more excellent.
  • the average crystal grain size of martensite exceeds 4.0 ⁇ m, the growth of voids generated during the hole expanding test is likely to occur and the hole expandability is deteriorated. Therefore, the average crystal grain size of martensite is set in the range of 4.0 ⁇ m or less. In the case of 1180 MPa class, the average crystal grain size of martensite is preferably 3.0 ⁇ m or less because the effect of the present invention is more excellent.
  • unrecrystallized ferrite, pearlite, or cementite may be formed, but if the structure limited to the above is satisfied, the object of the present invention can be achieved. However, for the reason that the effect of the present invention is more excellent, it is preferable that the volume ratio is 10% or less for unrecrystallized ferrite, 5% or less for pearlite, 5% or less for cementite, and less than 20% for tempered martensite. ..
  • the steel sheet of the present invention is more excellent in the effect of the present invention
  • the content of C is 0.04% or more and less than 0.10% by mass
  • the volume ratio of martensite is preferably 2% or more and 40% or less.
  • the steel sheet of the present invention is more excellent in the effect of the present invention
  • the content of C is 0.10% or more and 0.16% or less in mass %
  • the content of Si is 0.30% or more and 1.25% or less in mass %
  • the content of Mn is 2.00% or more and 3.00% or less in mass %
  • the volume ratio of ferrite is 10% or more and 30% or less
  • the volume ratio of bainite is 20% or more and 60% or less
  • the average crystal grain size of ferrite is 4.0 ⁇ m or less
  • the average crystal grain size of the retained austenite is 2.0 ⁇ m or less
  • the average grain size of bainite is 4.0 ⁇ m or less
  • the average grain size of martensite is preferably 3.0 ⁇ m or less.
  • the concentration ratio of the average concentration of Si in the region from the surface of the high-strength cold-rolled steel sheet to 10 ⁇ m in the depth direction with respect to the average concentration of Si in the entire high-strength cold-rolled steel sheet is:
  • the mass ratio is more than 1.00 and less than 1.30.
  • the above concentration ratio is also referred to as “Si concentration ratio”. Since the steel sheet of the present invention has the Si concentration ratio in the above-mentioned range, it is considered to have an extremely excellent balance of strength, ductility, hole expandability and resistance weldability (a crack is less likely to occur during resistance welding).
  • the Si concentration ratio is preferably 1.25 or less, more preferably 1.20 or less, and further preferably 1.15 or less, for the reason that the effect of the present invention is more excellent.
  • the lower limit of the Si concentration ratio is preferably 1.05 or more, and more preferably 1.10 or more for the reason that the effect of the present invention is more excellent.
  • the average Si concentration in the entire high-strength cold-rolled steel sheet refers to the above-described Si component composition.
  • the concentration ratio of the average concentration of Mn in the region from the surface of the high-strength cold-rolled steel sheet to 10 ⁇ m in the depth direction with respect to the average concentration of Mn in the entire high-strength cold-rolled steel sheet is not particularly limited, From the reason that the effect of the present invention is more excellent, the mass ratio is preferably more than 1.00 and less than 1.30.
  • the above concentration ratio is also referred to as “Mn concentration ratio”.
  • the Mn concentration ratio is preferably 1.25 or less, more preferably 1.20 or less, and further preferably 1.15 or less, for the reason that the effect of the present invention is more excellent.
  • the lower limit of the Mn concentration ratio is preferably 1.05 or more, and more preferably 1.10 or more for the reason that the effect of the present invention is more excellent.
  • the average concentration of Mn in the entire high-strength cold-rolled steel sheet refers to the above-described Mn component composition.
  • Si concentration ratio/Mn concentration ratio The ratio of the Si concentration ratio to the above Mn concentration ratio (Si concentration ratio/Mn concentration ratio) is not particularly limited, but is preferably 0.5 to 2 because the effect of the present invention is more excellent, and 0.8 It is more preferably from 1.2 to 1.2, still more preferably from 0.9 to 1.1.
  • the steel sheet of the present invention may further have a plating layer on the surface for improving the corrosion resistance.
  • the galvanized layer is preferably either a hot dip galvanized layer, an alloyed hot dip galvanized layer, or an electrogalvanized layer.
  • As the hot-dip galvanized layer, alloyed hot-dip galvanized layer and electrogalvanized layer known hot-dip galvanized layers, alloyed hot-dip galvanized layers and electrogalvanized layers are all suitable.
  • the plate thickness of the steel sheet of the present invention is not particularly limited, but for example, preferably 0.1 mm or more and 5.0 mm or less, more preferably 0.5 mm or more and 3.0 mm or less.
  • a preferred method for producing the steel sheet of the present invention (hereinafter, also referred to as “method of the present invention”) will be described.
  • a steel material having the above composition a hot rolling step, a cold rolling step, an annealing step, an oxidation step, and a pickling step are sequentially performed, and a high-strength cold-rolled steel sheet.
  • oxidation step Si, Mn, etc. on the surface are oxidized to concentrate Si, Mn, etc. on the surface, and oxides, such as Si, Mn, etc. on the surface are removed by the next pickling step.
  • the Si concentration ratio and the Mn concentration ratio can be controlled by, for example, the balance between the oxidation step and the pickling step.
  • Steel slabs to be subjected to hot rolling are produced by smelting molten steel having the above composition by a conventional smelting method such as a converter, and segregation of components is less likely to occur. It is preferable to use a piece (steel material). It should be noted that it may be obtained by the ingot making method or the thin slab casting method.
  • the steel material having the above composition is subjected to a hot rolling step to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the steel material having the composition described above is reheated, and in addition to the method of performing hot rolling, the cast steel slab is inserted into a heating furnace as a warm piece without cooling and reheated. It is also possible to apply a method of rolling the steel slab, a method of rolling the steel slab immediately after heat retention without cooling, and a method of rolling the steel slab immediately after casting.
  • ⁇ Hot rolling start temperature 1000°C or higher and 1300°C or lower> If the hot rolling start temperature is less than 1000° C., not only the rolling load increases and the productivity decreases, but also it is difficult to eliminate the element segregation in the slab. On the other hand, at 1300° C. or higher, the heating cost only increases. Therefore, the hot rolling start temperature is in the range of 1000°C or higher and 1300°C or lower.
  • the hot rolling start temperature is preferably 1100° C. or higher and 1300° C. or lower for the reason that the effect of the present invention is more excellent on the obtained steel sheet. Note that, hereinafter, "the obtained steel sheet is more excellent in the effect of the present invention” is also simply referred to as "the more excellent effect of the present invention”.
  • ⁇ Reduction ratio One pass or more for rolling of 35% or more> If the rolling reduction is less than 35%, the recrystallization of the steel sheet in the austenite region becomes insufficient, so that not only the steel sheet structure after the annealing step becomes nonuniform, but also element segregation cannot be sufficiently eliminated. Therefore, the recrystallization is uniformly promoted by passing the rolling with the rolling reduction of 35% or more for one pass or more, and the fine steel sheet structure can be obtained after the annealing step. On the other hand, when the rolling reduction exceeds 70%, the effect is saturated. Therefore, the upper limit of the rolling reduction is preferably 70% or less.
  • ⁇ Finishing rolling temperature 800°C or higher and 1000°C or lower> If the finish rolling temperature is less than 800° C., the steel sheet structure becomes nonuniform, and the ductility and hole expandability after the annealing step deteriorate. Therefore, by setting the finish rolling temperature to 800° C. or higher, rolling is completed in the austenite single phase region, and a homogeneous steel sheet structure is obtained. On the other hand, if the finish rolling temperature exceeds 1000° C., the structure of the hot-rolled steel sheet becomes coarse and a structure having a desired crystal grain size cannot be obtained after the annealing step. Therefore, the finish rolling temperature is set to 800°C or higher and 1000°C or lower.
  • the hot-rolled steel sheet is controlled to have a structure mainly composed of bainite by setting the average cooling rate from 700°C to the cooling stop temperature to 5°C/s or more and 50°C/s or less. If the average cooling rate is less than 5° C./s, excessive ferrite or pearlite will be generated in the structure of the hot rolled steel sheet. On the other hand, if the average cooling rate exceeds 50° C./s, the effect of suppressing the formation of ferrite or pearlite is saturated.
  • the cooling stop temperature after hot rolling is 600° C. or lower.
  • the cooling stop temperature after hot rolling is preferably 500° C. or lower because the effect of the present invention is more excellent.
  • ⁇ Winding temperature after hot rolling 350°C or more and 600°C or less]>
  • the hot-rolled steel sheet is homogenized into a bainite-based structure, and the steel structure after the annealing step, particularly Ferrite, bainite, and martensite become finer, and the material in the plate width direction becomes uniform.
  • the winding temperature exceeds 600° C., ferrite or pearlite is excessively generated in the steel structure of the hot-rolled steel sheet, so that the steel structure after the annealing step becomes heterogeneous, and ferrite or martensite having a desired average grain size is obtained.
  • the winding temperature after hot rolling is 350° C. or less, excessive hard martensite is generated in the structure of the hot rolled steel sheet, and the rolling load during cold rolling increases.
  • the winding temperature is preferably 350° C. or higher and 450° C. or lower for the reason that the effect of the present invention is more excellent.
  • the winding temperature is preferably 400° C. or higher and 600° C. or lower for the reason that the effect of the present invention is more excellent.
  • the obtained hot rolled steel sheet is subjected to pickling to remove the scale on the surface layer of the steel sheet.
  • the pickling conditions are not particularly limited, and any conventional pickling method using hydrochloric acid, sulfuric acid or the like can be applied.
  • the cold rolling step is a step of performing cold rolling on the hot-rolled steel sheet after pickling to obtain a cold-rolled steel sheet having a predetermined thickness.
  • ⁇ Cold rolling rate 30% or more>
  • the upper limit of the cold rolling rate is not particularly limited, but if it exceeds 60%, these effects are saturated, so it is preferably 60% or less.
  • the obtained cold rolled steel sheet is then subjected to an annealing step.
  • the annealing step is performed to form desired ferrite, retained austenite, bainite, and martensite on the steel sheet, thereby obtaining a high-strength cold-rolled steel sheet having both high ductility and high hole expandability.
  • this annealing step after heating to an annealing temperature of 750° C. or higher and 900° C. or lower, it is cooled from 300° C. or higher to 450° C. or lower at a cooling rate of 5° C./s or higher from the annealing temperature to the cooling stop temperature and held.
  • annealing temperature 750° C. or higher and 900° C. or lower> If the annealing temperature is less than 750°C, the volume fraction of austenite during annealing will be small, so not only ferrite will be obtained in an excessive amount, but also recrystallization will not proceed sufficiently, and unrecrystallized ferrite will also be excessive, resulting in hole expansion. Sex decreases. On the other hand, when the annealing temperature exceeds 900° C., the austenite grains are excessively coarsened during the annealing, and it becomes difficult to obtain a desired crystal grain size. Therefore, the annealing temperature is set to 750°C or higher and 900°C or lower. The annealing temperature is preferably 770° C. or higher and 880° C. or lower for the reason that the effect of the present invention is more excellent.
  • ⁇ Holding time at annealing temperature 10 seconds to 300 seconds> If the holding time at the annealing temperature is less than 10 seconds, not only recrystallization does not proceed sufficiently, but also austenite is not sufficiently generated during annealing, and finally unrecrystallized ferrite and ferrite are excessively obtained. Further, even if held for more than 300 seconds, there is no effect on the finally obtained steel plate structure and mechanical properties, and Si and Mn are likely to be concentrated on the steel plate surface layer due to the formation of oxides such as Si and Mn. .. Therefore, the holding time at the annealing temperature is set in the range of 10 seconds to 300 seconds.
  • ⁇ Average cooling rate from annealing temperature to cooling stop temperature 5°C/s or more>
  • the cooling is preferably gas cooling, but it is also possible to combine furnace cooling, mist cooling, roll cooling, water cooling and the like.
  • ⁇ Cooling stop temperature 300°C to 450°C>
  • the cooling stop temperature is lower than 300°C, a large amount of martensite is generated at the time of stopping cooling, so that the ductility is lowered.
  • the cooling stop temperature exceeds 450° C., not only the amount of bainite finally obtained becomes excessive, but also the production of martensite becomes too small, and it becomes difficult to obtain sufficient strength. Therefore, the cooling stop temperature is set to 300°C or higher and 450°C or lower.
  • ⁇ Holding time at cooling stop temperature 10 seconds or more and 1800 seconds or less> If the holding time at the cooling stop temperature is less than 10 seconds, sufficient bainite transformation does not occur, the martensite finally obtained becomes excessive, and the ductility decreases. On the other hand, even if it exceeds 1800 seconds, the steel sheet structure is not affected. Therefore, the holding time at the cooling stop temperature is set to 10 seconds or more and 1800 seconds or less. Further, the cooling after the holding at the cooling stop temperature does not need to be particularly specified, and it can be cooled to a desired temperature such as room temperature by an arbitrary method such as cooling.
  • the oxidation step is a step of oxidizing the cold rolled steel sheet after the annealing step. As a result, Si, Mn, etc. on the surface of the steel sheet are oxidized and Si, Mn, etc. on the surface are concentrated.
  • the method of oxidation is not particularly limited, and examples thereof include a method of leaving it in an oxidizing atmosphere (in air, etc.) (100 to 400° C., 1 to 100 minutes for the reason that the effect of the present invention is more excellent).
  • the pickling step is a step of performing pickling on the cold rolled steel sheet after the oxidation step. As a result, oxides such as Si and Mn on the surface of the steel sheet are removed, and resistance weldability is improved.
  • a pickling process shall refer to the pickling after an oxidation process.
  • the pickling conditions are not particularly limited, and any conventional pickling method using hydrochloric acid, sulfuric acid or the like can be applied, but for the reason that the effect of the present invention is more excellent, the pH is preferably 1.0 or higher.
  • the temperature is 0 or less, the temperature is 10° C. or more and 100° C. or less (especially 20° C. or more and 50° C. or less), and the immersion time is 5 seconds or more and 200 seconds or less (especially 5 seconds or more and 50 seconds or less).
  • the acid used for pickling is preferably hydrochloric acid or nitric acid, more preferably hydrochloric acid, and even more preferably hydrochloric acid and nitric acid in combination, because the effect of the present invention is more excellent.
  • the concentration of the hydrochloric acid is not particularly limited, but is preferably 1 to 100 g/L, more preferably 10 to 20 g/L for the reason that the effect of the present invention is more excellent.
  • the concentration of the nitric acid is not particularly limited, but is preferably 1 to 300 g/L, more preferably 100 to 200 g/L for the reason that the effect of the present invention is more excellent.
  • the hydrochloric acid/nitric acid is preferably 0.01 to 1.0 because the effect of the present invention is more excellent.
  • the pickling temperature is preferably 10° C. or higher and 100° C. or lower (particularly 20° C. or higher and 50° C. or lower) because the effect of the present invention is more excellent.
  • the pickling time is preferably 5 seconds or more and 200 seconds or less (particularly 5 seconds or more and 50 seconds or less) because the effect of the present invention is more excellent.
  • the condition of the first pickling is not particularly limited, but as a suitable mode, for example, the above-mentioned first suitable mode can be mentioned.
  • the acid used for the second pickling is not particularly limited, and examples thereof include hydrochloric acid, sulfuric acid, phosphoric acid, pyrophosphoric acid, formic acid, acetic acid, citric acid, hydrofluoric acid, oxalic acid, and acids prepared by mixing two or more of these. Any of these may be used, but for the reason that the effect of the present invention is more excellent, hydrochloric acid or sulfuric acid generally used in the iron-making industry can be preferably used.
  • hydrochloric acid is a volatile acid, it is difficult for residues such as sulfuric acid residues to remain on the surface of the steel sheet after washing with water like sulfuric acid, and since the effect of destroying oxides by chloride ions is large, etc. It is suitable.
  • an acid obtained by mixing hydrochloric acid and sulfuric acid may be used.
  • the concentration of the re-pickling solution is 0.1 to 50 g/L when hydrochloric acid is used, and 0.1 to 150 g/L when sulfuric acid is used.
  • the hydrochloric acid concentration is preferably 0.1 to 20 g/L and the sulfuric acid concentration is preferably 0.1 to 60 g/L.
  • the temperature of the re-pickling solution is 20 to 70° C. (particularly 30 to 50) even if any of the above re-pickling solutions is used because the effect of the present invention is more excellent. C.) and the treatment time is preferably 1 to 30 seconds.
  • temper rolling may be performed.
  • the elongation ratio in this temper rolling is not particularly specified, but excessive elongation decreases ductility, so it is preferably 0.1% or more and 2.0% or less.
  • the plating treatment is preferably hot dip galvanizing treatment, hot dip galvanizing treatment and alloying treatment, or electrogalvanizing treatment.
  • the hot dip galvanizing treatment, the hot dip galvanizing treatment, the alloying treatment, and the electrogalvanizing treatment known treatment methods are suitable.
  • Hot dip galvanizing treatment is further performed to form a hot dip galvanizing layer on the surface
  • a hot-dip galvanized steel sheet (GI) was used.
  • the hot-dip galvanizing process utilizes a continuous hot-dip galvanizing line to reheat the annealed cold-rolled annealed plate (CR) to a temperature in the range of 430 to 480° C., if necessary, to obtain a hot-dip galvanizing bath. It was soaked in (bath temperature: 470° C.) and adjusted so that the coating amount of the plating layer was 45 g/m 2 per side.
  • the hot dip galvanizing bath composition was Zn-0.18 mass% Al. Further, regarding the example described as "GA” in the column of "Type of steel plate” in Table 3, after the plating treatment, the hot dip galvanizing bath composition was Zn-0.14 mass% Al. Alloying treatment was performed at 520° C. to obtain an alloyed hot-dip galvanized steel sheet (GA). The Fe concentration in the plating layer was 9% by mass or more and 12% by mass or less. In addition, regarding the example in which "EG” is described in the column of "Type of steel plate” in Table 3, after the annealing process, an electrogalvanizing line was further used, and the coating adhesion amount was 30 g/m 2 per side. Then, electrogalvanizing treatment was performed to obtain electrogalvanized steel sheet (EG).
  • Test pieces were collected from the obtained cold-rolled steel sheet (including hot-dip galvanized steel sheet, hot-dip galvanized steel sheet, and electrogalvanized steel sheet), and microstructure observation, tensile test, hole expansion test, and welding test were performed.
  • the test method was as follows.
  • ⁇ Tissue observation> a test piece for microstructure observation was sampled from the center portion of the width of the obtained cold rolled steel plate, and polished so that the position corresponding to 1/4 of the plate thickness in the rolling direction cross section (L cross section) was the observation surface. However, it corroded (3 vol.% Nital solution corrosion). Observed at a magnification of 5000 times using an SEM (scanning electron microscope), the obtained SEM image was used to obtain the tissue fraction (area ratio) of each phase by image analysis, and the value was treated as the volume fraction. It was In the image analysis, “Image-Pro” (trade name) manufactured by Media Cybernetics was used as analysis software.
  • the same field of view as that of the SEM image was observed by SEM-EBSD (backscattering electron diffraction), and among the tissues showing white in the SEM image, the tissue identified as the bcc structure of Fe from Phase Map was regarded as martensite. did. Further, the area of the martensite grains was obtained by image analysis using the obtained SEM image and Phase Map, the equivalent circle diameter was calculated from the area, and the arithmetic mean of these values was used as the average crystal grain size. The average crystal grain size of the retained austenite grains was observed with a TEM (transmission electron microscope) at a magnification of 15,000, and the area of the retained austenite grains was determined by image analysis from the obtained TEM image.
  • TEM transmission electron microscope
  • the equivalent circle diameter was calculated, and those values were arithmetically averaged to obtain the average crystal grain size.
  • a test piece for X-ray diffraction was taken from the obtained cold-rolled steel sheet, ground and polished so that a position corresponding to 1 ⁇ 4 of the plate thickness would be a measurement surface, and then by an X-ray diffraction method.
  • the volume ratio of retained austenite was determined from the intensity of diffracted X-rays.
  • the incident X-ray was a CoK ⁇ ray.
  • the integrated intensity of the peaks of the ⁇ 111 ⁇ , ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 220 ⁇ , and ⁇ 311 ⁇ planes of the austenite and the ⁇ 110 ⁇ , ⁇ 200 ⁇ , and ⁇ 211 ⁇ planes of the ferrite are calculated.
  • the strength ratios were calculated for all combinations, their average values were calculated, and the volume ratio of retained austenite of the steel sheet was calculated. The results are shown in Table 3.
  • the concentration ratio (Mn concentration ratio) of the average concentration of Mn in the region from the surface to 10 ⁇ m in the depth direction with respect to the average concentration of Mn in the entire steel sheet was determined. .. The results are shown in Table 3.
  • ⁇ Tensile test> From the obtained cold-rolled steel sheet, a JIS No. 5 tensile test piece was sampled so that the tensile direction was the direction perpendicular to the rolling direction (C direction), and the tensile test was performed according to JIS Z 2241:2011. Then, the tensile properties (tensile strength TS, elongation at break El) were determined. The results are shown in Table 3. Here, if TS ⁇ 980 MPa, it can be said that the strength is high. Further, it can be said that the ductility is excellent if El ⁇ 15% in the 980 MPa class and El ⁇ 12% in the 1180 MPa class.
  • Resistance welding was performed using one 150 mmW ⁇ 50 mmL size test piece collected from the obtained cold-rolled steel sheet and the other using a 590 MPa class hot dip galvanized steel sheet.
  • the welding machine is a resistance spot welding in which the plate set is made by stacking two steel plates, using a servo motor pressure type single-phase alternating current (50 Hz) resistance welder attached to the welding gun and tilting the plate set by 3°. Was carried out.
  • the welding conditions were a pressure of 4.0 kN and a hold time of 0.2 seconds.
  • the welding current and welding time were adjusted so that the nugget diameter was 4 ⁇ t mm (t: thickness of cold rolled steel sheet).
  • test piece After welding, the test piece was cut in half and the cross section was observed with an optical microscope to evaluate resistance weldability based on the following evaluation criteria.
  • the results are shown in Table 3. Practically, it is preferably ⁇ or ⁇ , and more preferably ⁇ . ⁇ : No crack of 0.3 mm or more was observed ⁇ : No crack of 0.4 mm or more was observed ⁇ : Crack of 0.4 mm or more was observed
  • the average cooling rate *1 refers to the average cooling rate in the temperature range from 700°C to the cooling stop temperature
  • the average cooling rate *2 is the average cooling rate up to the cooling stop temperature after holding in the annealing temperature range. Point to.
  • the examples of the present invention having a specific component composition and a specific steel structure and having the above Si concentration ratio of more than 1.00 and less than 1.30 have high strength. And excellent ductility, hole expandability and resistance weldability.
  • No. 1 having a Si concentration ratio of 1.20 or less. 1-1 to 1-13, 1-32 and 1-36 showed better resistance weldability.
  • No. 1-1 and No. From the contrast of 1-32 to 1-33 (comparison between modes in which only the Si concentration ratio and the Mn concentration ratio are different), No. 1 having a Si concentration ratio of 1.10 or more. 1-1 and 1-33 showed better hole expandability.
  • the sample No. 1-1 exhibited further excellent hole expandability.
  • No. 1-2 and No. From the comparison of 1-36 to 2-37 (comparison between modes in which only the Si concentration ratio and the Mn concentration ratio are different), No. 1 having a Si concentration ratio of 1.10. 1-2 and 1-37 showed better hole expandability. Among them, No. 1 having a Si concentration ratio of 1.20 or less. No. 1-2 exhibited even more excellent hole expandability.

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Abstract

本発明は、強度が高く、且つ、延性、穴広げ性及び抵抗溶接性に優れた高強度冷延鋼板、並びに、その製造方法を提供することを目的とする。本発明の高強度冷延鋼板は、特定の組成と、体積率で、１０％以上７０％以下のフェライト、１％以上１０％以下の残留オーステナイト、１０％以上６０％以下のベイナイト、及び、２％以上５０％以下のマルテンサイトである鋼組織と、を有し、フェライトが平均結晶粒径：６．０μｍ以下であり、残留オーステナイトが平均結晶粒径：４．０μｍ以下であり、ベイナイトが平均結晶粒径：６．０μｍ以下であり、マルテンサイトが平均結晶粒径４．０μｍ以下である、高強度冷延鋼板であって、高強度冷延鋼板の全体におけるＳｉの平均濃度に対する、高強度冷延鋼板の表面から深さ方向に１０μｍまでの領域におけるＳｉの平均濃度の濃度比が、質量比で、１．００超１．３０未満である、高強度冷延鋼板である。

Description

高強度冷延鋼板及びその製造方法
　本発明は、９８０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有し、自動車部品用として好適な高強度冷延鋼板及びその製造方法に関する。
　自動車分野において車体軽量化による燃費向上が課題となっている中で、自動車用部品の高強度冷延鋼板適用による薄肉化が促進されており、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板の適用が進んでいる。自動車の構造部材や補強部材には、成形性に優れることが要求され、複雑形状を有する部品の成形には、高い延性と高い伸びフランジ性（穴広げ性）を両立している鋼板を製造することが求められる。また、自動車用鋼板は主に抵抗溶接（スポット溶接）により接合されるため、抵抗溶接性に優れる（抵抗溶接時に熱影響部でき裂が生じ難い）ことも要求される。
　例えば、特許文献１の請求項１には、
「化学組成が、質量％にて
Ｃ：０．０１５～０．０７２％、Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：０．５～３．０％、
Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２～１．２０％、
Ｓｉ、ｓｏｌ．Ａｌ、Ｍｎの含有量が下記式の関係を満たし、
Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌ＋０．４×Ｍｎ≦１．４％
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる、引張強度が４５０ＭＰａ以上の鋼板に亜鉛めっきを施した、抵抗溶接の際の耐表面割れ性に優れた高張力亜鉛めっき鋼板。」が開示され、特許文献１には、上記鋼板が抵抗溶接性に優れる旨が記載されている。
特開２００２－２９４３９８号公報
　このようななか、本発明者らが特許文献１を参考に冷延鋼板を製造したところ、その強度、延性、穴広げ性及び抵抗溶接性は昨今要求されている水準を必ずしも満たすものではないことが明らかになった。
　そこで、本発明は、上記実情を鑑みて、強度が高く、且つ、延性、穴広げ性及び抵抗溶接性に優れた高強度冷延鋼板、並びに、その製造方法を提供することを目的とする。
　成形性に優れた高強度冷延鋼板として、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトが複合したＤＰ鋼板や、残留オーステナイトを含有したＴＲＩＰ鋼板が知られているが、本発明者らの検討から、これらの鋼板は、引張試験や穴広げ試験などにより塑性変形が進行すると、鋼板組織中のマルテンサイト、又は残留オーステナイトから加工誘起変態したマルテンサイトと、軟質なフェライトとの界面にボイドが発生し、連結することでき裂に成長することが分かっている。すなわち、硬質相と軟質相の体積分率や結晶粒径などはボイドの発生や連結の挙動に影響を及ぼし、成形性と強い相関があるとの知見が得られている。
　また、本発明者らの検討から、優れた延性及び穴広げ性を両立するためにＳｉ等の添加が必要であること、一方で、鋼板表層部のＳｉが過剰になると亜鉛等（亜鉛めっき層等に由来）の融点が上がらず、これらの金属が溶融して液体金属脆化が生じ、抵抗溶接近傍の鋼板に割れが生じる場合があることが明らかになっている。
　本発明はこれらの知見に基づくものであり、具体的な構成は以下のとおりである。
（１）　質量％で、
Ｃ：０．０４％以上０．１６％以下、
Ｓｉ：０．１５％以上１．２５％以下、
Ｍｎ：２．００％以上３．５０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上０．０７５％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上０．０７５％以下、及び、
Ｂ：０．０００２％以上０．００４０％以下
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成と、
　体積率で、１０％以上７０％以下のフェライト、１％以上１０％以下の残留オーステナイト、１０％以上６０％以下のベイナイト、及び、２％以上５０％以下のマルテンサイトである鋼組織と、を有し、
　前記フェライトが、平均結晶粒径：６．０μｍ以下であり、前記残留オーステナイトが、平均結晶粒径：４．０μｍ以下であり、前記ベイナイトが、平均結晶粒径：６．０μｍ以下であり、前記マルテンサイトが、平均結晶粒径４．０μｍ以下である、高強度冷延鋼板であって、
　前記高強度冷延鋼板の全体におけるＳｉの平均濃度に対する、前記高強度冷延鋼板の表面から深さ方向に１０μｍまでの領域におけるＳｉの平均濃度の濃度比が、質量比で、１．００超１．３０未満である、高強度冷延鋼板。
（２）　さらに、質量％で、Ｖ：０．００５％以上０．２００％以下、Ｃｒ：０．０５％以上０．２０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．２０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上０．２０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．２０％以下、Ｓｂ：０．００２％以上０．１００％以下、Ｓｎ：０．００２％以上０．１００％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる、上記（１）に記載の高強度冷延鋼板。
（３）　前記高強度冷延鋼板の全体におけるＭｎの平均濃度に対する、前記高強度冷延鋼板の表面から深さ方向に１０μｍまでの領域におけるＭｎの平均濃度の濃度比が、質量比で、１．００超１．３０未満である、上記（１）又は（２）に記載の高強度冷延鋼板。
（４）　表面に、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、又は電気亜鉛めっき層のいずれかを有する、上記（１）～（３）のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
（５）　上記（１）又は（２）に記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延開始温度１０００℃以上１３００℃以下、仕上げ圧延温度８００℃以上１０００℃以下、圧下率３５％以上の圧延を１パス以上で熱間圧延し、次いで、７００℃から冷却停止温度までの温度域で、平均冷却速度が５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下の条件で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却した後に巻取温度３５０℃以上６００℃以下で巻き取り、次いで酸洗した後、冷間圧延率３０％以上で冷間圧延を施し、次いで焼鈍工程は、焼鈍温度７５０℃以上９００℃以下の温度で１０秒以上３００秒以下保持し、次いで、５℃／ｓ以上の冷却速度で、３００℃以上４５０℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、冷却停止温度で１０秒以上１８００秒以下保持した後、酸化処理を行い、さらに酸洗することにより、上記（１）～（４）のいずれかに記載の高強度冷延鋼板を得る、高強度冷延鋼板の製造方法。
（６）　前記酸化処理後の酸洗に引き続き、溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき処理及び合金化処理、又は電気亜鉛めっき処理を施す、上記（５）に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
　以下に示すように、本発明によれば、強度が高く、且つ、延性、穴広げ性及び抵抗溶接性に優れた高強度冷延鋼板、並びに、その製造方法を提供することができる。
　以下に、本発明の高強度冷延鋼板及びその製造方法について説明する。
　なお、本明細書において「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
［高強度冷延鋼板］
　本発明の高強度冷延鋼板（以下、「本発明の鋼板」とも言う）は、
　質量％で、
Ｃ：０．０４％以上０．１６％以下、
Ｓｉ：０．１５％以上１．２５％以下、
Ｍｎ：２．００％以上３．５０％以下、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上０．０７５％以下、
Ｎｂ：０．００５％以上０．０７５％以下、及び、
Ｂ：０．０００２％以上０．００４０％以下
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成と、
　体積率で、１０％以上７０％以下のフェライト、１％以上１０％以下の残留オーステナイト、１０％以上６０％以下のベイナイト、及び、２％以上５０％以下のマルテンサイトである鋼組織と、を有し、
　前記フェライトが、平均結晶粒径：６．０μｍ以下であり、前記残留オーステナイトが、平均結晶粒径：４．０μｍ以下であり、前記ベイナイトが、平均結晶粒径：６．０μｍ以下であり、前記マルテンサイトが、平均結晶粒径４．０μｍ以下である、高強度冷延鋼板であって、
　前記高強度冷延鋼板の全体におけるＳｉの平均濃度に対する、前記高強度冷延鋼板の表面から深さ方向に１０μｍまでの領域におけるＳｉの平均濃度の濃度比が、質量比で、１．００超１．３０未満である、高強度冷延鋼板（例えば、高強度冷延薄鋼板）である。
〔成分組成〕
　まず、本発明の鋼板の成分組成について説明する。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。
＜Ｃ：０．０４％以上０．１６％以下＞
　Ｃは、高い固溶強化能を有し、鋼板強度の増加に有効であるとともに、本発明における残留オーステナイト、ベイナイト、及びマルテンサイトの形成に寄与する。このような効果を得るためには、Ｃ量は０．０４％以上の含有を必要とする。Ｃ量が０．０４％未満では、所望の残留オーステナイト及びマルテンサイトを得ることが困難になる。一方、Ｃ量が０．１６％超の含有は残留オーステナイト及びマルテンサイトが過剰に生成するため、延性と穴広げ性が低下し、更に、溶接性の低下を招く。したがって、Ｃ量は０．０４％以上０．１６％以下とする。９８０ＭＰａ級の場合、本発明の効果がより優れる理由から、Ｃ量は０．０４％以上０．１０％未満であることが好ましく、０．０６％以上０．０９５％以下であることがより好ましい。１１８０ＭＰａ級の場合、本発明の効果がより優れる理由から、Ｃ量は０．１０％以上０．１６％以下であることが好ましく、０．１２％以上０．１５％以下であることがより好ましい。
　なお、９８０ＭＰａ級とは、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満を意味し、１１８０ＭＰａ級とは、引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上を意味する。
＜Ｓｉ：０．１５％以上１．２５％以下＞
　Ｓｉは、フェライト中で高い固溶強化能を有し、鋼板強度の増加に寄与するとともに、炭化物（セメンタイト）の生成を抑制し、残留オーステナイトの安定化に寄与する。また、フェライトに固溶したＳｉは、加工硬化能を向上させ、フェライト自身の延性向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｓｉ量は０．１５％以上の含有を必要とする。一方、Ｓｉ量が１．２５％を超えると、残留オーステナイト安定化の寄与は飽和し、更に、溶接性の低下も招く。このため、Ｓｉ量は０．１５％以上１．２５％以下の範囲とする。なお、９８０ＭＰａ級の場合、本発明の効果がより優れる理由から、Ｓｉ量は０．２５％以上１．１５％以下であることが好ましい。１１８０ＭＰａ級の場合、本発明の効果がより優れる理由から、Ｓｉ量は０．３０％以上１．２５％以下であることが好ましく、０．４％以上１．１５％以下であることがより好ましい。
＜Ｍｎ：２．００％以上３．５０％以下＞
　Ｍｎは、固溶強化あるいは焼入れ性向上により、鋼板の強度増加に寄与するとともに、オーステナイト安定化元素であるため、所望の残留オーステナイトの確保に必要不可欠な元素である。このような効果を得るためにはＭｎ量は２．００％以上の含有を必要とする。一方、Ｍｎ量が３．５０％を超える含有は、溶接性が低下する上、残留オーステナイト及びマルテンサイトが過剰に生成し、更に、穴広げ性の低下を招く。また、Ｍｎの含有が過剰になるとＭｎ偏析が生じ、鋼板表層のＭｎ濃度が増加し溶接性が低下する。このため、Ｍｎ量は２．００％以上３．５０％以下の範囲とする。なお、９８０ＭＰａ級の場合、本発明の効果がより優れる理由から、Ｍｎ量は２．２０％以上３．３０％以下であることが好ましい。１１８０ＭＰａ級の場合、本発明の効果がより優れる理由から、Ｍｎ量は２．００％以上３．００％以下であることが好ましく、２．２０％以上２．８０％以下であることがより好ましい。
＜Ｐ：０．０５０％以下＞
　Ｐは、固溶強化により鋼板の強度増加に寄与する元素である。一方、Ｐ量が０．０５０％を超える含有は、溶接性の低下を招くとともに、粒界偏析による粒界破壊を助長する。このため、Ｐ量は０．０５０％以下とする。
＜Ｓ：０．００５０％以下＞
　Ｓは、粒界に偏析して熱間加工時に鋼を脆化させるとともに、ＭｎＳなどの硫化物として鋼中に存在して局部変形能を低下させる元素である。Ｓ量が０．００５０％を超える含有は穴広げ性の低下を招く。このため、Ｓ量は０．００５０％以下に限定する。
＜Ｎ：０．０１００％以下＞
　Ｎは、窒化物として鋼中に存在して局部変形能を低下させる元素である。Ｎ量が０．０１００％を超える含有は穴広げ性の低下を招く。このため、Ｎ量は０．０１００％以下に限定する。
＜Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下＞
　Ａｌは、フェライト生成元素であり、Ｓｉと同様に炭化物（セメンタイト）の生成を抑制し、残留オーステナイトの安定化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Ａｌ量は０．０１０％以上含有する必要がある。一方、Ａｌ量は２．０００％を超えると効果が飽和するため、Ａｌ量は２．０００％以下とする。Ａｌ量は、本発明の効果がより優れる理由から、０．０１５％以上１．５００％以下であることが好ましく、０．０２０％以上１．０００％以下であることがより好ましい。
＜Ｔｉ：０．００５％以上０．０７５％以下＞
　Ｔｉは、微細な炭化物や窒化物を形成するのみならず、結晶粒の粗大化を抑制し、加熱後の鋼板組織の微細化により、強度の上昇に寄与する元素である。更に、ＢをＮと反応させないために、Ｔｉの添加は有効である。このような効果を得るためには、Ｔｉ量は０．００５％以上含有する必要がある。一方、Ｔｉ量が０．０７５％を超えると、炭化物や窒化物が過剰に生成し、延性の低下を招く。このため、Ｔｉ量は０．００５％以上０．０７５％以下の範囲とする。Ｔｉ量は、本発明の効果がより優れる理由から、０．０１０％以上０．０６５％以下であることが好ましく、０．０２０％以上０．０５０％以下であることがより好ましい。
＜Ｎｂ：０．００５％以上０．０７５％以下＞
　Ｎｂは、微細な炭化物や窒化物を形成するのみならず、結晶粒の粗大化を抑制し、加熱後の鋼板組織の微細化することにより、強度の上昇に寄与する。このような効果を得るためには、Ｎｂ量は０．００５％以上含有する必要がある。一方、Ｎｂ量が０．０７５％を超えると、炭化物や窒化物が過剰に生成し、延性の低下を招く。このため、Ｎｂ量は０．００５％以上０．０７５％以下の範囲とする。Ｎｂ量は０．０１０％以上０．０６５％以下であることが好ましく、０．０２０％以上０．０５０％以下であることがより好ましい。
＜Ｂ：０．０００２％以上０．００４０％以下＞
　Ｂは、焼き入れ性を向上させ、強度の上昇に寄与する有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｂ量は０．０００２％以上含有する必要がある。一方、Ｂ量が０．００４０％を超えると、マルテンサイトが過剰に生成するため、延性及び穴広げ性が低下する。このため、Ｂ量は０．０００２％以上０．００４０％以下の範囲とする。Ｂ量は、本発明の効果がより優れる理由から、０．０００５％以上０．００３５％以下であることが好ましく、０．００１０％以上０．００３０％以下であることがより好ましい。
＜その他＞
　上記した成分が基本の成分であるが、本発明では基本の組成に加えてさらに、Ｖ：０．００５％以上０．２００％以下、Ｃｒ：０．０５％以上０．２０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．２０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上０．２０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．２０％以下、Ｓｂ：０．００２％以上０．１００％以下、Ｓｎ：０．００２％以上０．１００％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有できる。
　Ｖは、Ｖ系の析出物を生成することにより、鋼板の強化に寄与するとともに、鋼板組織の微細粒化、均一化に寄与する。このような効果を得るには、Ｖ量は０．００５％以上含有を必要とする。一方、Ｖ量が０．２００％を超えると、Ｖ系の析出物が過度に生成するため、延性が低下する場合がある。このため、含有する場合には、Ｖ量は０．００５％以上０．２００％以下の範囲に限定することが好ましい。
　Ｃｒは、固溶強化により鋼板の強度増加に寄与するとともに、焼入れ性を向上させ、マルテンサイトの生成を促進することで強度増加に寄与する。このような効果を得るには、Ｃｒ量は０．０５％以上の含有を必要とする。一方、Ｃｒ量が０．２０％を超えると、マルテンサイトが過剰に生成し、延性や穴広げ性が低下する場合がある。このため、含有する場合には、Ｃｒ量は０．０５％以上０．２０％以下の範囲に限定することが好ましい。
　Ｍｏは、固溶強化により鋼板の強度増加に寄与するとともに、焼入れ性を向上させ、マルテンサイトの生成を促進することで強度増加に寄与する。このような効果を得るには、Ｍｏ量は０．０１％以上の含有を必要とする。一方、Ｍｏ量が０．２０％を超えると、マルテンサイトが過剰に生成し、延性や穴広げ性が低下する場合がある。このため、含有する場合には、Ｍｏ量は０．０１％以上０．２０％以下の範囲に限定することが好ましい。
　Ｃｕは、固溶強化により鋼板の強度増加に寄与するとともに、焼入れ性を向上させ、マルテンサイトの生成を促進することで強度増加に寄与する。このような効果を得るためには、Ｃｕ量は０．０５％以上の含有を必要とする。一方、Ｃｕ量が０．２０％を超えると、強度増加の効果が過度となり、延性や穴広げ性が低下する場合がある。このため、含有する場合には、Ｃｕ量は０．０５％以上０．２０％以下の範囲に限定することが好ましい。
　Ｎｉは、残留オーステナイトを安定化させる元素で、冷延鋼板の良好な延性の確保に有効であり、さらに、固溶強化により冷延鋼板にしたときの強度を上昇させる元素である。この添加効果を得る観点から、Ｎｉ量は、０．０１％以上が好ましい。一方、Ｎｉ量が０．２０％を超えると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となる場合がある。コストアップの要因にもなる。このため、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ量は０．０１％以上０．２０％以下が好ましい。
　Ｓｂ及びＳｎは、鋼板表面の窒化や酸化によって生じる、鋼板表層（数１０μｍ程度の領域）の脱炭を抑制する作用を有する。このような鋼板表層の窒化や酸化を抑制すれば、鋼板表面においてマルテンサイトの生成量が減少するのを防止でき、所望の鋼板強度の確保に有効となる。このような効果を得るためには、Ｓｂ量、Ｓｎ量をそれぞれ０．００２％以上含有させることを必要とする。一方、Ｓｂ量、Ｓｎ量をそれぞれ、０．１００％を超えるとその効果は飽和する。このため、含有する場合には、Ｓｂ量、Ｓｎ量はそれぞれ０．００２％以上０．１００％以下の範囲に限定することが好ましい。
　Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭ（Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ）はいずれも、脱酸に用いる元素であるとともに、硫化物の形状を球状化し、硫化物の局部延性及び穴広げ性への悪影響を改善する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、Ｃａ量、Ｍｇ量、ＲＥＭ量は、それぞれ０．０００５％以上含有する必要がある。一方、Ｃａ量、Ｍｇ量、ＲＥＭ量をそれぞれ、０．００５０％を超えて過剰に含有すると、介在物等の増加を招き、表面欠陥や内部欠陥を発生により、延性及び穴広げ性が低下する場合がある。このため、含有する場合には、Ｃａ量、Ｍｇ量、ＲＥＭ量は、それぞれ、０．０００５％以上０．００５０％以下の範囲に限定することが好ましい。
＜残部＞
　上記した成分以外の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
〔鋼組織〕
　次に、本発明の鋼板の鋼組織（ミクロ組織）について説明する。
＜フェライト：体積率１０％以上７０％以下かつ、平均結晶粒径６．０μｍ以下＞
　フェライトは、延性（伸び）の向上に寄与する組織である。このような効果を得るためには、フェライトは、体積率で１０％以上とする必要がある。しかし、体積率が７０％を超えると、９８０ＭＰａ以上のＴＳを得ることが困難となるため、フェライトは、体積率で１０％以上７０％以下の範囲とする。なお、１１８０ＭＰａ級の場合、本発明の効果がより優れる理由から、フェライトの体積率は１０％以上３０％以下であることが好ましい。
　また、フェライトの平均結晶粒径が６．０μｍを超えると、穴広げ時の打ち抜き破面に生成したボイドが穴広げ中に連結しやすくなるため、良好な穴広げ性が得られない。このため、フェライトの平均結晶粒径は６．０μｍ以下の範囲とする。なお、１１８０ＭＰａ級の場合、本発明の効果がより優れる理由から、フェライトの平均結晶粒径は４．０μｍ以下であることが好ましい。
＜残留オーステナイト：体積率１％以上１０％以下かつ、平均結晶粒径４．０μｍ以下＞
　残留オーステナイトは、歪誘起変態して延性の向上に寄与する組織であり、延性の向上及び強度－延性バランスの向上に寄与する。このような効果を得るためには、残留オーステナイトは、体積率で１％以上とする必要がある。一方、体積率が１０％を超えて多くなると、穴広げ性の低下を招く。このため、残留オーステナイトは、体積率で１％以上１０％以下の範囲とする。
　また、残留オーステナイトの平均結晶粒径が４．０μｍを超えると、穴広げ試験時に生じたボイドの成長が起こりやすくなり、穴広げ性の低下を招く。このため、残留オーステナイトの平均結晶粒径は４．０μｍ以下の範囲とする。なお、１１８０ＭＰａ級の場合、本発明の効果がより優れる理由から、残留オーステナイトの平均結晶粒径は２．０μｍ以下であることが好ましい。
＜ベイナイト：体積率１０％以上６０％以下かつ、平均結晶粒径６．０μｍ以下＞
　ベイナイトは、穴広げ性の向上に寄与する組織である。このため、組織中に体積率で１０％以上６０％以下の範囲とする。なお、１１８０ＭＰａ級の場合、本発明の効果がより優れる理由から、ベイナイトの体積率は２０％以上６０％以下であることが好ましい。
　また、ベイナイトの平均結晶粒径が６．０μｍを超えると、穴広げ時の打ち抜き破面近傍に生成したボイドが穴広げ中に連結しやすくなるため、良好な穴広げ性が得られない。このため、ベイナイトの平均結晶粒径は６．０μｍ以下の範囲とする。なお、１１８０ＭＰａ級の場合、本発明の効果がより優れる理由から、ベイナイトの平均結晶粒径は４．０μｍ以下であることが好ましい。
＜マルテンサイト：体積率２％以上５０％以下かつ、平均結晶粒径４．０μｍ以下＞
　マルテンサイトは、９８０ＭＰａ以上の引張強さを得るために、体積率で２％以上必要である。一方、５０％を超えると、穴広げ試験時にフェライトとの界面にボイドが生じやすくなり、穴広げ率の低下を招く。このため、マルテンサイトは、体積率で２％以上５０％以下の範囲とする。なお、９８０ＭＰａ級の場合、本発明の効果がより優れる理由から、マルテンサイトの体積率は２％以上４０％以下であることが好ましい。
　また、マルテンサイトの平均結晶粒径が４．０μｍを超えると、穴広げ試験時に生じたボイドの成長が起こりやすくなり、穴広げ性の低下を招く。このため、マルテンサイトの平均結晶粒径は４．０μｍ以下の範囲とする。なお、１１８０ＭＰａ級の場合、本発明の効果がより優れる理由から、マルテンサイトの平均結晶粒径は３．０μｍ以下であることが好ましい。
　また、上記した組織の他に、未再結晶フェライトやパーライト、セメンタイトが生成される場合があるが、上記に限定した組織が満足されれば、本発明の目的を達成できる。ただし、本発明の効果がより優れる理由から、体積率で、未再結晶フェライトは１０％以下、パーライトは５％以下、セメンタイトは５％以下、焼戻マルテンサイトは２０％未満であることが好ましい。
〔好適な態様〕
　本発明の鋼板は、９８０ＭＰａ級の場合、本発明の効果がより優れる理由から、
　Ｃの含有量が質量％で０．０４％以上０．１０％未満であり、
　マルテンサイトの体積率が２％以上４０％以下であるのが好ましい。
　また、本発明の鋼板は、１１８０ＭＰａ級の場合、本発明の効果がより優れる理由から、
　Ｃの含有量が質量％で０．１０％以上０．１６％以下であり、
　Ｓｉの含有量が質量％で０．３０％以上１．２５％以下であり、
　Ｍｎの含有量が質量％で２．００％以上３．００％以下であり、
　フェライトの体積率が１０％以上３０％以下であり、
　ベイナイトの体積率が２０％以上６０％以下であり、
　フェライトの平均結晶粒径が４．０μｍ以下であり、
　残留オーステナイトの平均結晶粒径が２．０μｍ以下であり、
　ベイナイトの平均結晶粒径が４．０μｍ以下であり、
　マルテンサイトの平均結晶粒径が３．０μｍ以下であるのが好ましい。
〔濃度比〕
＜Ｓｉ濃度比＞
　上述のとおり、本発明の鋼板において、高強度冷延鋼板の全体におけるＳｉの平均濃度に対する、高強度冷延鋼板の表面から深さ方向に１０μｍまでの領域におけるＳｉの平均濃度の濃度比は、質量比で、１．００超１．３０未満である。以下、上記濃度比を「Ｓｉ濃度比」とも言う。
　本発明の鋼板はＳｉ濃度比が上述した範囲にあるため、強度、延性、穴広げ性及び抵抗溶接性（抵抗溶接時にき裂が生じ難い）のバランスに極めて優れるものと考えられる。なお、抵抗溶接性に優れる理由は液体金属脆化が起こり難いためと考えられる。
　上記Ｓｉ濃度比は、本発明の効果がより優れる理由から、１．２５以下であることが好ましく、１．２０以下であることがより好ましく、１．１５以下であることがさらに好ましい。Ｓｉ濃度比の下限は、本発明の効果がより優れる理由から、１．０５以上であることが好ましく、１．１０以上であることがより好ましい。
　なお、高強度冷延鋼板の全体におけるＳｉの平均濃度とは、上述したＳｉの成分組成を指す。
＜Ｍｎ濃度比＞
　本発明の鋼板において、高強度冷延鋼板の全体におけるＭｎの平均濃度に対する、高強度冷延鋼板の表面から深さ方向に１０μｍまでの領域におけるＭｎの平均濃度の濃度比は特に制限されないが、本発明の効果がより優れる理由から、質量比で、１．００超１．３０未満であることが好ましい。以下、上記濃度比を「Ｍｎ濃度比」とも言う。
　上記Ｍｎ濃度比は、本発明の効果がより優れる理由から、１．２５以下であることが好ましく、１．２０以下であることがより好ましく、１．１５以下であることがさらに好ましい。Ｍｎ濃度比の下限は、本発明の効果がより優れる理由から、１．０５以上であることが好ましく、１．１０以上であることがより好ましい。
　なお、高強度冷延鋼板の全体におけるＭｎの平均濃度とは、上述したＭｎの成分組成を指す。
＜Ｓｉ濃度比／Ｍｎ濃度比＞
　上述したＭｎ濃度比に対するＳｉ濃度比の割合（Ｓｉ濃度比／Ｍｎ濃度比）は特に制限されないが、本発明の効果がより優れる理由から、０．５～２であることが好ましく、０．８～１．２であることがより好ましく、０．９～１．１であることがさらに好ましい。
〔めっき層〕
　本発明の鋼板は、さらに表面に、耐食性向上のために、めっき層を有していてもよい。めっき層としては、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、あるいは電気亜鉛めっき層のいずれかとすることが好ましい。溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層は、公知の溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層がいずれも好適である。
〔板厚〕
　本発明の鋼板の板厚は特に限定されないが、例えば、０．１ｍｍ以上５．０ｍｍ以下であることが好ましく、０．５ｍｍ以上３．０ｍｍ以下であることがより好ましい。
［高強度冷延鋼板の製造方法］
　次に、本発明の鋼板の好ましい製造方法（以下、「本発明の方法」とも言う）について説明する。
　本発明の方法では、上記した組成の鋼素材に、熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、焼鈍工程と、酸化工程と、酸洗工程とを、順次施して、高強度冷延鋼板とする。
　上記酸化工程により、表面のＳｉ、Ｍｎ等が酸化されて表面のＳｉ、Ｍｎ等を濃化させ、次の酸洗工程により、表面のＳｉ、Ｍｎ等の酸化物等を除去する。Ｓｉ濃度比及びＭｎ濃度比は、例えば、酸化工程及び酸洗工程のバランスによって制御することができる。
〔熱間圧延工程〕
　熱間圧延に供する鋼スラブは、転炉等の常用の溶製方法で上記した組成の溶鋼を溶製し、成分の偏析が生じにくいという点から、連続鋳造法で所定寸法のスラブ等の鋳片（鋼素材）とすることが好ましい。なお、造塊法や薄スラブ鋳造法で得られたものでもよい。
　上記した組成の鋼素材に、熱間圧延工程を施し、熱延鋼板とする。
　熱間圧延工程は、上記した組成の鋼素材を再加熱し、熱間圧延を施す方式の他に、鋳造された鋼スラブを冷却することなく温片のまま加熱炉に挿入し、再加熱して圧延する方式、鋼スラブを冷却することなく保熱を行った後に直ちに圧延する方式、鋼スラブを鋳造直後に圧延する方式なども適用できる。
＜熱間圧延開始温度：１０００℃以上１３００℃以下＞
　熱間圧延開始温度が１０００℃未満では圧延負荷が増大し、生産性が低下するだけでなく、スラブ中の元素偏析の解消が困難である。一方、１３００℃以上では加熱コストが増大するだけである。したがって、熱間圧延開始温度は、１０００℃以上１３００℃以下の範囲とする。熱間圧延開始温度は、得られる鋼板について本発明の効果がより優れる理由から、１１００℃以上１３００℃以下であることが好ましい。なお、以下、「得られる鋼板について本発明の効果がより優れる」ことを単に「本発明の効果がより優れる」とも言う。
＜圧下率：３５％以上の圧延を１パス以上＞
　圧下率が３５％未満では、鋼板のオーステナイト域における再結晶が不十分となるため、焼鈍工程後の鋼板組織が不均一となるばかりでなく、元素偏析を十分に解消できない。このため、圧下率３５％以上の圧延を１パス以上経ることで、再結晶が均一に促進され、焼鈍工程後に微細な鋼板組織が得られる。一方、圧下率が７０％を超えるとその効果は飽和する。したがって、圧下率の上限は、７０％以下とすることが好ましい。
＜仕上げ圧延温度：８００℃以上１０００℃以下＞
　仕上げ圧延温度が８００℃未満では、鋼板組織が不均一となり、焼鈍工程後の延性や穴広げ性が低下する。このため、仕上げ圧延温度を８００℃以上とすることで、オーステナイト単相域で圧延が完了し、均質な鋼板組織が得られる。一方、仕上げ圧延温度が１０００℃を超えると熱延鋼板の組織が粗大となり、焼鈍工程後に所望の結晶粒径を有する組織が得られない。したがって、仕上げ圧延温度は８００℃以上１０００℃以下とする。
＜熱間圧延後、７００℃から冷却停止温度までの平均冷却速度：５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下＞
　熱間圧延後、７００℃から冷却停止温度までの平均冷却速度が５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下とすることで、熱延鋼板はベイナイトを主体とする組織に制御される。平均冷却速度が５℃／ｓ未満では、熱延鋼板の組織にフェライトもしくはパーライトが過剰に生成してしまう。一方、平均冷却速度が５０℃／ｓを超えるとフェライトもしくはパーライトの生成を抑制する効果が飽和する。
＜熱間圧延後の冷却停止温度：６００℃以下＞
　熱間圧延後の冷却停止温度は６００℃以下とする。なお、９８０ＭＰａ級の鋼板を製造する場合、本発明の効果がより優れる理由から、熱間圧延後の冷却停止温度は５００℃以下であることが好ましい。
＜熱間圧延後の巻き取り温度：３５０℃以上６００℃以下〕＞
　熱間圧延後、上記の冷却条件と併せて、冷却停止温度及び巻き取り温度を６００℃以下とすることにより、熱延鋼板はベイナイト主体の組織に均質化され、焼鈍工程後の鋼組織、特にフェライト、ベイナイトやマルテンサイトが微細化する上、板幅方向の材質が均一となる。一方、巻き取り温度が６００℃を超えると熱延鋼板の鋼組織にフェライトもしくはパーライトが過剰に生成するため、焼鈍工程後の鋼組織が不均質となり、所望の平均結晶粒径を有するフェライト又はマルテンサイトが得られない。また、熱間圧延後の巻き取り温度が３５０℃以下では、熱延鋼板の組織に硬質なマルテンサイトが過剰に生成し、冷間圧延時の圧延負荷が増大する。なお、９８０ＭＰａ級の鋼板を製造する場合、本発明の効果がより優れる理由から、巻き取り温度は３５０℃以上４５０℃以下であることが好ましい。また、１１８０ＭＰａ級の鋼板を製造する場合、本発明の効果がより優れる理由から、巻き取り温度は４００℃以上６００℃以下であることが好ましい。
＜酸洗＞
　次いで、得られた熱延鋼板に酸洗を施し、鋼板表層のスケールを除去する。酸洗条件は、特に限定する必要はなく、塩酸、硫酸等を使用する常用の酸洗方法がいずれも適用できる。
〔冷間圧延工程〕
　冷間圧延工程は、酸洗後の熱延鋼板に冷間圧延を施し、所定板厚の冷延鋼板とする工程である。
＜冷間圧延率：３０％以上＞
　冷間圧延では、鋼板に加工歪を導入することにより、次工程である焼鈍工程で、焼鈍温度域での再結晶を促進し、最終組織の結晶粒径を制御する。冷間圧下率が３０％未満では、鋼板に加わる加工歪が不足し、焼鈍工程で十分に再結晶しないため、最終組織の鋼組織は、未再結晶フェライトが過剰に得られるため、延性と穴広げ性が劣化する。なお、冷間圧延率の上限は特に制限はないが、６０％を超えるとこれらの効果は飽和するため、好ましくは６０％以下である。
〔焼鈍工程〕
　得られた冷延鋼板は、次いで、焼鈍工程を施される。
　焼鈍工程は、鋼板に所望のフェライト、残留オーステナイト、ベイナイト及びマルテンサイトを形成するために施され、これによって高延性、高穴広げ性を併せ持つ高強度冷延鋼板とする。この焼鈍工程では、焼鈍温度７５０℃以上９００℃以下の温度まで加熱した後、焼鈍温度から冷却停止温度まで５℃／ｓ以上の冷却速度で、３００℃以上４５０℃以下まで冷却し、保持する。
＜焼鈍温度：７５０℃以上９００℃以下＞
　焼鈍温度が７５０℃未満では、焼鈍中にオーステナイトの体積分率が少なくなるため、フェライトが過剰に得られるだけでなく、再結晶も十分に進行しないため、未再結晶フェライトも過剰となり、穴広げ性が低下する。一方、焼鈍温度が９００℃を超えると、焼鈍中にオーステナイト粒が過度に粗大化し、所望の結晶粒径を得ることが困難となる。このため、焼鈍温度は７５０℃以上９００℃以下とする。焼鈍温度は、本発明の効果がより優れる理由から、７７０℃以上８８０℃以下であることが好ましい。
＜焼鈍温度での保持時間：１０秒以上３００秒以下＞
　焼鈍温度での保持時間が１０秒未満では、再結晶が十分に進行しないだけでなく、焼鈍中にオーステナイトが十分に生成せず、最終的に未再結晶フェライト及びフェライトが過剰に得られる。また、３００秒を超えて保持しても、最終的に得られる鋼板組織や機械的特性に影響は現れず、Ｓｉ，Ｍｎ等の酸化物の生成により鋼板表層にＳｉやＭｎが濃化しやすくなる。このため、焼鈍温度での保持時間は１０秒以上３００秒以下の範囲とする。
＜焼鈍温度から冷却停止温度までの平均冷却速度：５℃／ｓ以上＞
　焼鈍温度から冷却停止温度までの平均冷却速度が５℃／ｓ未満では、冷却中にフェライトだけでなく、パーライトが過剰に生成する。なお、冷却は、ガス冷却が好ましいが、炉冷、ミスト冷却、ロール冷却、水冷などを組み合わせて行うことも可能である。
＜冷却停止温度：３００℃以上４５０℃以下＞
　冷却停止温度が３００℃未満では、冷却停止時に多量のマルテンサイトが生成するため、延性が低下する。一方、冷却停止温度が４５０℃を超えると、最終的に得られるベイナイトが過剰となるだけでなく、マルテンサイトの生成が過小となり、十分な強度を得ることが困難となる。したがって、冷却停止温度は３００℃以上４５０℃以下とする。
＜冷却停止温度での保持時間：１０秒以上１８００秒以下＞
　冷却停止温度での保持時間が１０秒未満では十分なベイナイト変態が起こらず、最終的に得られるマルテンサイトが過剰となり、延性が低下する。一方、１８００秒を超えても鋼板組織に影響しない。このため、冷却停止温度での保持時間は１０秒以上１８００秒以下とした。
　また、冷却停止温度での保持後の冷却は、とくに規定する必要がなく、放冷等の任意の方法で、室温等の所望の温度まで冷却することができる。
〔酸化工程〕
　酸化工程は、焼鈍工程後の冷延鋼板を酸化する工程である。これにより、鋼板表面のＳｉ、Ｍｎ等が酸化されて、表面のＳｉ、Ｍｎ等が濃化する。
　酸化の方法は特に制限されないが、例えば、酸化雰囲気（空気中等）に放置（本発明の効果がより優れる理由から、１００～４００℃、１～１００分）する方法等が挙げられる。
〔酸洗工程〕
　酸洗工程は、酸化工程後の冷延鋼板に酸洗を施す工程である。これにより、鋼板表層のＳｉ，Ｍｎ等の酸化物等が除去され、抵抗溶接性が改善される。なお、本明細書において、酸洗工程とは酸化工程後の酸洗を指すものとする。
　酸洗条件は特に限定する必要はなく、塩酸、硫酸等を使用する常用の酸洗方法がいずれも適用できるが、本発明の効果がより優れる理由から、好ましくはｐＨが１．０以上４．０以下、温度が１０℃以上１００℃以下（特に、２０℃以上５０℃以下）、浸漬時間が５秒以上２００秒以下（特に、５秒以上５０秒以下）である。
＜第１の好適な態様＞
　酸洗に用いる酸は、本発明の効果がより優れる理由から、塩酸又は硝酸を用いるのが好ましく、塩酸を用いるのがより好ましく、塩酸と硝酸を併用するのがさらに好ましい。
　上記塩酸の濃度は特に制限されないが、本発明の効果がより優れる理由から、１～１００ｇ／Ｌであることが好ましく、１０～２０ｇ／Ｌであることがより好ましい。上記硝酸の濃度は特に制限されないが、本発明の効果がより優れる理由から、１～３００ｇ／Ｌであることが好ましく、１００～２００ｇ／Ｌであることがより好ましい。
　塩酸と硝酸を併用する場合、本発明の効果がより優れる理由から、塩酸／硝酸（質量比）は０．０１～１．０であることが好ましい。
　また、酸洗の温度は、本発明の効果がより優れる理由から、１０℃以上１００℃以下（特に、２０℃以上５０℃以下）であることが好ましい。
　また、酸洗の時間は、本発明の効果がより優れる理由から、５秒以上２００秒以下（特に、５秒以上５０秒以下）であることが好ましい。
＜第２の好適な態様＞
　酸洗工程は、本発明の効果がより優れる理由から、酸洗（１回目の酸洗）後に再酸洗（２回目の酸洗）を行うのが好ましい。
（１回目の酸洗）
　１回目の酸洗の条件は特に制限されないが、好適な態様としては、例えば、上述した第１の好適な態様が挙げられる。
（２回目の酸洗）
　２回目の酸洗に用いる酸は特に制限されないが、例えば、塩酸、硫酸、リン酸、ピロリン酸、ギ酸、酢酸、クエン酸、弗酸、シュウ酸あるいはこれらを２種以上混合した酸等があり、いずれを用いてもよいが、本発明の効果がより優れる理由から、製鉄業で一般的に用いられている塩酸や硫酸であれば、好ましく用いることができる。中でも塩酸は、揮発性の酸であるため、硫酸のように水洗後の鋼板表面に硫酸根などの残留物が残存し難いこと、及び、塩化物イオンによる酸化物破壊効果が大きいことなどから、好適である。また、塩酸と硫酸を混合した酸を用いてもよい。
　また、本発明の効果がより優れる理由から、再酸洗液の濃度は、塩酸を用いる場合、塩酸濃度は０．１～５０ｇ／Ｌ、硫酸を用いる場合、硫酸濃度は０．１～１５０ｇ／Ｌ、および塩酸と硫酸を混合した酸を用いる場合、塩酸濃度は０．１～２０ｇ／Ｌ、硫酸濃度は０．１～６０ｇ／Ｌが好ましい。また、本発明における再酸洗は、本発明の効果がより優れる理由から、上記のいずれの再酸洗液を用いる場合でも、再酸洗液の温度は２０～７０℃（特に、３０～５０℃）の範囲とし、処理時間を１～３０秒として行うのが好ましい。
〔その他の工程〕
　本発明の方法では、調質圧延を施してもよい。この調質圧延での伸長率は特に規定しないが、過度の伸長は延性が低下するため、好ましくは０．１％以上２．０％以下である。
　また、上述した酸洗工程後に、さらに、めっき処理を施し、表面にめっき層を形成してもよい。めっき処理としては、溶融亜鉛めっき処理、あるいは溶融亜鉛めっき処理及び合金化処理、又は電気亜鉛めっき処理とすることが好ましい。溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき処理及び合金化処理、電気亜鉛めっき処理は、いずれも公知の処理方法が好適である。
　以下、実施例により、本発明についてさらに詳細に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
〔高強度冷延鋼板の製造〕
　下記表１に示す成分組成（残部はＦｅ及び不可避的不純物からなる）の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で２３０ｍｍ厚の鋼スラブを得た。得られた鋼スラブについて、表２に示す条件で熱間圧延を行い、熱延鋼板を得た。その後、酸洗（塩酸）を行い、次いで、表２に示す冷間圧延率で冷間圧延を行い、さらに、表２に示す条件で焼鈍を行った。そして、表２中の酸化工程の欄に「有り」と記載されている例については、酸化処理（２５０℃の空気中に３０分放置）を行った。その後、表２中の酸洗工程の欄に示す条件で酸洗を行った。なお、表２中の酸洗工程の欄に「無し」と記載されている例については酸洗を行わなかった。このようにして、冷延鋼板を得た。
＜酸洗工程＞
　表２中の酸洗工程の欄については以下のとおりである。
（条件１）
　下記条件で酸洗を行う。
酸：塩酸（濃度：１５ｇ／Ｌ）
温度：３５℃
処理時間：１０秒
（条件２）
　下記条件（２－１）の条件で酸洗を行った後に、下記条件（２－２）の条件で再酸洗を行う。
・条件（２－１）
酸：塩酸（濃度：１５ｇ／Ｌ）＋硝酸（濃度：１５０ｇ／Ｌ）
温度：３５℃
処理時間：１０秒
・条件（２－２）
酸：塩酸（濃度：１０ｇ／Ｌ）
温度：３５℃
処理時間：１０秒
（条件３）
　下記条件（３－１）の条件で酸洗を行った後に、下記条件（３－２）の条件で再酸洗を行う。なお、条件２との違いは再酸洗の温度のみである。
・条件（３－１）
酸：塩酸（濃度：１５ｇ／Ｌ）＋硝酸（濃度：１５０ｇ／Ｌ）
温度：３５℃
処理時間：１０秒
・条件（３－２）
酸：塩酸（濃度：１０ｇ／Ｌ）
温度：５０℃
処理時間：１０秒
＜めっき処理＞
　なお、表３の「鋼板の種類」の欄に「ＧＩ」と記載されている例については、酸洗工程終了後、さらに、溶融亜鉛めっき処理を施し、表面に溶融亜鉛めっき層を形成し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）とした。溶融亜鉛めっき処理は、連続溶融亜鉛めっきラインを利用して、焼鈍を施された冷延焼鈍板（ＣＲ）を必要に応じて４３０～４８０℃に範囲の温度に再加熱し、溶融亜鉛めっき浴（浴温：４７０℃）に浸漬し、めっき層付着量が片面あたり４５ｇ／ｍ２となるように調整した。なお、溶融亜鉛めっき浴組成はＺｎ－０．１８質量％Ａｌとした。また、表３の「鋼板の種類」の欄に「ＧＡ」と記載されている例については、上記溶融亜鉛めっき処理において溶融亜鉛めっき浴組成はＺｎ－０．１４質量％Ａｌとし、めっき処理後、５２０℃で合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）とした。なお、めっき層中のＦｅ濃度は９質量％以上、１２質量％以下とした。
　また、表３の「鋼板の種類」の欄に「ＥＧ」と記載されている例については、焼鈍工程終了後にさらに、電気亜鉛めっきラインを利用して、めっき付着量が片面あたり３０ｇ／ｍ２となるように、電気亜鉛めっき処理を施し、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）とした。
〔評価〕
　得られた冷延鋼板（溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、電気亜鉛めっき鋼板を含む）から、試験片を採取し、組織観察、引張試験、穴広げ試験、溶接試験を実施した。試験方法は次のとおりとした。
＜組織観察＞
　まず、得られた冷延鋼板の板幅中央部から組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面（Ｌ断面）で板厚の１／４に相当する位置が観察面となるように、研磨し、腐食（３ｖｏｌ．％ナイタール液腐食）した。ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて５０００倍の倍率で観察し、得られたＳＥＭ画像を用いて、画像解析により各相の組織分率（面積率）を求め、その値を体積率として扱った。なお、画像解析では、解析ソフトとしてＭｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社の「Ｉｍａｇｅ－Ｐｒｏ」（商品名）を使用した。なお、ＳＥＭ画像では、フェライトは灰色、マルテンサイト、残留オーステナイト及びセメンタイトは白色を呈し、更に、ベイナイトは灰色と白色の中間色を呈するため、その色調から各相を判断した。また、フェライト中に炭化物が微細な線状又は点状に観察される組織はベイナイトとした。また、得られたＳＥＭ画像を用いて、画像解析により、フェライト粒及びベイナイト粒の面積を求め、該面積から円相当直径を算出し、それらの値を算術平均して平均結晶粒径とした。
　また、上記ＳＥＭ画像と同視野の箇所をＳＥＭ－ＥＢＳＤ（後方散乱電子回折）で観察し、ＳＥＭ画像で白色を呈する組織の内、Ｐｈａｓｅ　ＭａｐからＦｅのｂｃｃ構造に識別された組織をマルテンサイトとした。また、得られたＳＥＭ画像とＰｈａｓｅ　Ｍａｐを用いて、画像解析によりマルテンサイト粒の面積を求め、該面積から円相当直径を算出し、それらの値を算術平均して平均結晶粒径とした。
　また、残留オーステナイト粒の平均結晶粒径はＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて１５０００倍の倍率で観察し、得られたＴＥＭ画像から、画像解析により残留オーステナイト粒の面積を求め、該面積から円相当直径を算出し、それらの値を算術平均して平均結晶粒径とした。
　また、得られた冷延鋼板からＸ線回折用試験片を採取し、板厚の１／４に相当する位置が測定面となるように、研削、及び研磨して、Ｘ線回折法により、回折Ｘ線強度から残留オーステナイトの体積率を求めた。なお、入射Ｘ線は、ＣｏＫα線を用いた。残留オーステナイトの体積率の計算に際しては、オーステナイトの｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝面と、フェライトの｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝面のピークの積分強度のすべての組み合わせについて強度比を計算し、それらの平均値を求め、当該鋼板の残留オーステナイトの体積率を算出した。
　結果を表３に示す。
＜表面から厚み１０μｍまでの元素濃度測定＞
　得られた冷延鋼板から鋼板表層部の元素濃度測定用のＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー）試料を採取し、圧延方向断面（Ｌ断面）で表面から深さ方向１０μｍまでの範囲でライン分析を３視野分実施し、表面から深さ方向に１０μｍまでの領域におけるＳｉの平均濃度を求めた。そして、鋼板全体におけるＳｉの平均濃度（表１中の成分組成）に対する、表面から深さ方向に１０μｍまでの領域におけるＳｉの平均濃度の濃度比（Ｓｉ濃度比）を求めた。同様に、Ｍｎについても、鋼板全体におけるＭｎの平均濃度（表１中の成分組成）に対する、表面から深さ方向に１０μｍまでの領域におけるＭｎの平均濃度の濃度比（Ｍｎ濃度比）を求めた。結果を表３に示す。
＜引張試験＞
　得られた冷延鋼板から、引張方向が圧延方向と直角な方向（Ｃ方向）となるようにＪＩＳ　５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１の規定に準拠して、引張試験を実施し、引張特性（引張強度ＴＳ、破断伸びＥｌ）を求めた。結果を表３に示す。
　ここで、ＴＳ≧９８０ＭＰａであれば、強度が高いと言える。
　また、９８０ＭＰａ級ではＥｌ≧１５％、１１８０ＭＰａ級ではＥｌ≧１２％であれば、延性に優れると言える。
＜穴広げ試験＞
　得られた冷延鋼板から、１００ｍｍＷ×１００ｍｍＬサイズの試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６：２０１０の規定に準拠して、クリアランス１２．５％にて、１０ｍｍφの穴を打ち抜き、６０°の円錐ポンチを上昇させ穴を広げた際に、き裂が板厚方向を貫通したところでポンチの上昇を止め、き裂貫通後の穴径と試験前の穴径から穴広げ率λ（％）を測定した。結果を表３に示す。λが３５％以上である場合、穴広げ性に優れると言える。
＜溶接試験＞
　得られた冷延鋼板から採取した１５０ｍｍＷ×５０ｍｍＬサイズの試験片を１枚用い、もう１枚は５９０ＭＰａ級溶融亜鉛めっき鋼板を用いて抵抗溶接（スポット溶接）を実施した。溶接機は２枚の鋼板を重ねた板組について、溶接ガンに取付けられたサーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機を用いて板組を３°傾けた状態で抵抗スポット溶接を実施した。溶接条件は加圧力を４．０ｋＮ、ホールドタイムは０．２秒とした。溶接電流と溶接時間はナゲット径が４√ｔ　ｍｍ（ｔ：冷延鋼板の板厚）になるように調整した。溶接後は試験片を半切して、断面を光学顕微鏡で観察し、以下の評価基準に基づき、抵抗溶接性を評価した。結果を表３に示す。実用上、○又は△であることが好ましく、○であることがより好ましい。
○：０．３ｍｍ以上のき裂が認められない
△：０．４ｍｍ以上のき裂が認められない
×：０．４ｍｍ以上のき裂が認められる
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　上記表１、表２及び表３中、下線部は、本発明の範囲外を示す。
　また、平均冷却速度＊１は、７００℃から冷却停止温度までの温度域の平均冷却速度を指し、平均冷却速度＊２は、焼鈍温度域での保持後、冷却停止温度までの平均冷却速度を指す。
　表３－１（９８０ＭＰａ級）から分かるように、特定の成分組成と特定の鋼組織とを有するとともに、上述したＳｉ濃度比が１．００超１．３０未満である本発明例は、高い強度、並びに、優れた延性、穴広げ性及び抵抗溶接性を示した。なかでも、Ｓｉ濃度比が１．２０以下であるＮｏ．１－１～１－１３、１－３２及び１－３６は、より優れた抵抗溶接性を示した。
　Ｎｏ．１－１及びＮｏ．１－３２～１－３３の対比（Ｓｉ濃度比及びＭｎ濃度比のみが異なる態様同士の対比）から、Ｓｉ濃度比が１．１０以上であるＮｏ．１－１及び１－３３は、より優れた穴広げ性を示した。なかでも、Ｓｉ濃度比が、１．２０以下であるＮｏ．１－１は、さらに優れた穴広げ性を示した。
　同様に、Ｎｏ．１－２及びＮｏ．１－３６～２－３７の対比（Ｓｉ濃度比及びＭｎ濃度比のみが異なる態様同士の対比）から、Ｓｉ濃度比が１．１０以上であるＮｏ．１－２及び１－３７は、より優れた穴広げ性を示した。なかでも、Ｓｉ濃度比が、１．２０以下であるＮｏ．１－２は、さらに優れた穴広げ性を示した。
　一方、成分組成が特定の範囲から外れるＮｏ．１－１４～１－２２、鋼組織が特定の範囲から外れるＮｏ．１－２３～１－３０、Ｓｉ濃度比が１．００以下であるＮｏ．１－３１及び１－３５、並びに、Ｓｉ濃度比が１．３０以上であるＮｏ．１－３４及び１－３８は、強度、延性、穴広げ性及び抵抗溶接性の少なくとも１つが不十分であった。
　表３－２（１１８０ＭＰａ級）から分かるように、１１８０ＭＰａ級においても、表３－１（９８０ＭＰａ級）と同様の傾向が見られた。

Claims (6)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０４％以上０．１６％以下、
    Ｓｉ：０．１５％以上１．２５％以下、
    Ｍｎ：２．００％以上３．５０％以下、
    Ｐ：０．０５０％以下、
    Ｓ：０．００５０％以下、
    Ｎ：０．０１００％以下、
    Ａｌ：０．０１０％以上２．０００％以下、
    Ｔｉ：０．００５％以上０．０７５％以下、
    Ｎｂ：０．００５％以上０．０７５％以下、及び、
    Ｂ：０．０００２％以上０．００４０％以下
    を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる組成と、
    　体積率で、１０％以上７０％以下のフェライト、１％以上１０％以下の残留オーステナイト、１０％以上６０％以下のベイナイト、及び、２％以上５０％以下のマルテンサイトである鋼組織と、を有し、
    　前記フェライトが、平均結晶粒径：６．０μｍ以下であり、前記残留オーステナイトが、平均結晶粒径：４．０μｍ以下であり、前記ベイナイトが、平均結晶粒径：６．０μｍ以下であり、前記マルテンサイトが、平均結晶粒径４．０μｍ以下である、高強度冷延鋼板であって、
    　前記高強度冷延鋼板の全体におけるＳｉの平均濃度に対する、前記高強度冷延鋼板の表面から深さ方向に１０μｍまでの領域におけるＳｉの平均濃度の濃度比が、質量比で、１．００超１．３０未満である、高強度冷延鋼板。
  2. 　さらに、質量％で、Ｖ：０．００５％以上０．２００％以下、Ｃｒ：０．０５％以上０．２０％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．２０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上０．２０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上０．２０％以下、Ｓｂ：０．００２％以上０．１００％以下、Ｓｎ：０．００２％以上０．１００％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる、請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
  3. 　前記高強度冷延鋼板の全体におけるＭｎの平均濃度に対する、前記高強度冷延鋼板の表面から深さ方向に１０μｍまでの領域におけるＭｎの平均濃度の濃度比が、質量比で、１．００超１．３０未満である、請求項１又は２に記載の高強度冷延鋼板。
  4. 　表面に、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、又は電気亜鉛めっき層のいずれかを有する、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又は２に記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延開始温度１０００℃以上１３００℃以下、仕上げ圧延温度８００℃以上１０００℃以下、圧下率３５％以上の圧延を１パス以上で熱間圧延し、次いで、７００℃から冷却停止温度までの温度域で、平均冷却速度が５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下の条件で６００℃以下の冷却停止温度まで冷却した後に巻取温度３５０℃以上６００℃以下で巻き取り、次いで酸洗した後、冷間圧延率３０％以上で冷間圧延を施し、次いで焼鈍工程は、焼鈍温度７５０℃以上９００℃以下の温度で１０秒以上３００秒以下保持し、次いで、５℃／ｓ以上の冷却速度で、３００℃以上４５０℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、冷却停止温度で１０秒以上１８００秒以下保持した後、酸化処理を行い、さらに酸洗することにより、請求項１～４のいずれか１項に記載の高強度冷延鋼板を得る、高強度冷延鋼板の製造方法。
  6. 　前記酸化処理後の酸洗に引き続き、溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき処理及び合金化処理、又は電気亜鉛めっき処理を施す、請求項５に記載の高強度冷延鋼板の製造方法。
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