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WO2015151827A1 - 延性、伸びフランジ性、および溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents

延性、伸びフランジ性、および溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 Download PDF

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Publication number
WO2015151827A1
WO2015151827A1 PCT/JP2015/058194 JP2015058194W WO2015151827A1 WO 2015151827 A1 WO2015151827 A1 WO 2015151827A1 JP 2015058194 W JP2015058194 W JP 2015058194W WO 2015151827 A1 WO2015151827 A1 WO 2015151827A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel sheet
area
less
strength
bainite
Prior art date
Application number
PCT/JP2015/058194
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
道高 経澤
道治 中屋
Original Assignee
株式会社神戸製鋼所
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 株式会社神戸製鋼所 filed Critical 株式会社神戸製鋼所
Priority to MX2016012708A priority Critical patent/MX2016012708A/es
Priority to KR1020167026930A priority patent/KR101926244B1/ko
Priority to US15/128,410 priority patent/US10501830B2/en
Priority to CN201580014442.4A priority patent/CN106103774B/zh
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
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    • 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
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    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
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    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12785—Group IIB metal-base component
    • Y10T428/12792—Zn-base component
    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet, high-strength hot-dip galvanized steel sheet, or high-strength alloy having a tensile strength of 980 MPa or more and 0.2% proof stress of 700 MPa or more excellent in ductility, stretch flangeability, and weldability.
  • the present invention relates to a galvannealed steel sheet. Below, these steel plates may be collectively called a high-strength steel plate.
  • CTS Cross Tension Test
  • Patent Document 1 in particular, B is contained, and after appropriately adjusting the ratio of Ti content and N content, the steel structure is mainly tempered martensite, and residual austenite, or further ferrite and martensite is desired.
  • the area ratio is As a result, it has been shown that the strength of the steel sheet can be improved and the formability (elongation and stretch flangeability) can be improved. Among them, it is shown that the total elongation (EL) is ensured by containing 5 area% or more of retained austenite.
  • Patent Document 1 only high strength and the above formability are studied, and weldability is not considered.
  • Patent Document 2 the strength of martensite structure is increased without increasing the volume ratio of martensite, the decrease in ferrite volume contributing to ensuring ductility is minimized, and the volume ratio of ferrite is controlled to 50% or more. Yes.
  • a high-strength cold-rolled steel sheet and a high-strength galvanized steel sheet capable of ensuring ductility and delayed fracture resistance and ensuring a high strength with a maximum tensile strength of 900 MPa or more are shown.
  • weldability has not been studied.
  • Patent Documents 1 and 2 the tensile strength, ductility, and stretch flangeability are studied, but none of the weldability is studied.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and its purpose is to improve weldability in addition to ductility and stretch flangeability in a high strength region having a tensile strength of 980 MPa or more and a 0.2% proof stress of 700 MPa or more.
  • the object is to provide an excellent high-strength steel sheet.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more and a 0.2% proof stress of 700 MPa or more according to the present invention capable of achieving the above object is C: 0.07 to 0.15% in mass%.
  • the area ratio of the following metal structure is tempered martensite: 30 area% or more, bainite: 15 area% or more and 70 area% or less, total of tempered martensite and bainite: 90 area% or more, ferrite: 0 area% or more and 5 areas % Or less, and retained austenite: 0 area It includes the features at satisfying the 4 area% or less.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet further includes Cu: more than 0% and 0.3% or less, Ni: more than 0% and 0.3% or less, Cr: more than 0% and 0.3% or less.
  • One or more selected from the group consisting of Mo: more than 0% and 0.3% or less, V: more than 0% and 0.3% or less, and Nb: more than 0% and 0.03% or less may be contained.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet may further contain Ca: more than 0% and 0.005% or less.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet has an area ratio of the following metal structure at a surface layer portion of 20 ⁇ m in the plate thickness direction from the outermost layer portion of the steel sheet: ferrite: 80 area% or more, and martensite And the total area ratio of bainite: 0 area% or more and 20 area% or less may be satisfied.
  • the present invention includes a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a galvanized layer on the surface of the high-strength cold-rolled steel sheet, and a high-strength alloyed hot-dip galvanized sheet having an alloyed galvanized layer on the surface of the high-strength cold-rolled steel sheet.
  • Steel plates are also included.
  • a tensile strength of 980 MPa or more excellent in ductility, stretch flangeability, and weldability and a high strength of 0.2% proof stress of 700 MPa or more are achieved. It is possible to provide a cold-rolled steel sheet, a hot-dip galvanized steel sheet, and an alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing heat treatment conditions after hot rolling in the examples.
  • FIG. 2 is a schematic diagram illustrating martensite when a gray portion close to black is present in SEM observation after nital corrosion in Examples.
  • FIG. 3 is a schematic diagram illustrating bainite when a gray portion close to black is present in SEM observation after nital corrosion in Examples.
  • FIG. 4 is a diagram showing a histogram of IQ in the EBSD measurement in the example.
  • the present inventors have excellent ductility and stretch flangeability (hereinafter sometimes referred to as workability) even in a high-strength steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more and a 0.2% proof stress of 700 MPa or more.
  • workability ductility and stretch flangeability
  • intensive studies have been made with a particular focus on the components in the steel and the metal structure. As a result, it has been found that it is effective to appropriately control the C content to be low in order to ensure weldability for the components in steel.
  • t / 4 part The area ratio of the following metal structure is tempered martensite: 30 area% or more, bainite: 15 area% or more and 70 area% or less, total of tempered martensite and bainite: 90 area% or more, ferrite: 0 area% or more and 5 areas % Austenite or less, and retained austenite: it has been found that it may be controlled to 0 area% or more and 4 area% or less.
  • the present inventors preferably set the area ratio of the following metal structure in the surface layer portion 20 ⁇ m in the plate thickness direction from the outermost layer portion of the steel sheet to ensure good bending workability, and ferrite: 80 area% or more. And the total area ratio of martensite and bainite was found to be controlled to 0 to 20 area%, and the present invention was completed.
  • the ratio of tempered martensite is defined in the t / 4 part of the steel sheet, and the ratio of martensite including tempered martensite is defined in the surface layer part. This is because the martensite remains in the surface layer as it is hardened, so it must be specified to include this, but at the t / 4 part, all the martensite as hardened is tempered and becomes tempered martensite. Therefore, it is not necessary to consider martensite as it is quenched.
  • high strength means that the tensile strength is 980 MPa or more and the 0.2% proof stress is 700 MPa or more.
  • the upper limit of the tensile strength is not particularly limited as long as the requirements of the present invention are satisfied. For example, those having a tensile strength of about 1370 MPa and a 0.2% proof stress of about 980 MPa are also included in the high strength in this specification.
  • the area ratio of each metal structure was measured by the point calculation method for ferrite, bainite, and martensite, and the X-ray diffraction method for residual austenite.
  • the presence or absence of ferrite was also confirmed by IQ (Image Quality, image quality) based on the sharpness of an EBSD (Electron Back Scatter Diffraction, electron beam backscatter diffraction image) pattern, in addition to the above point calculation method. Details of these measurement methods will be described in the Examples section described later.
  • Tempered martensite is an important structure for securing strength. If the tempered martensite is less than 30% by area, the tensile strength or 0.2% proof stress is lowered. In order to exhibit such an effect, the lower limit of the area ratio of tempered martensite is 30 area% or more. Preferably it is 33 area% or more, More preferably, it is 35 area% or more. However, if the area ratio of tempered martensite is too large, the area ratio of bainite is relatively decreased, and ductility and stretch flangeability may be decreased. Therefore, the upper limit of the area ratio of tempered martensite is preferably 85 area% or less, more preferably 75 area% or less.
  • Bainite is a structure that is more ductile than tempered martensite, and contributes to the improvement of ductility and stretch flangeability. Ductility falls that a bainite is less than 15 area%. Therefore, the lower limit of the area ratio of bainite is 15 area% or more. Preferably it is 20 area% or more, More preferably, it is 25 area% or more. However, if the area ratio of bainite becomes too large, the area ratio of tempered martensite is relatively reduced, and the tensile strength or 0.2% proof stress is lowered. Therefore, the upper limit of the area ratio of bainite is 70 area% or less. Preferably it is 67 area% or less, More preferably, it is 65 area% or less.
  • Total of tempered martensite and bainite 90 area% or more
  • the lower limit of the total area ratio of tempered martensite and bainite is 90 area% or more.
  • it is 95 area% or more, More preferably, it is 99 area% or more, Most preferably, it is 100 area%.
  • Ferrite is a structure that reduces stretch flangeability. Specifically, when the area ratio of ferrite increases, the hardness difference variation portion between the microstructures increases, and microcracks are easily generated during punching, and the stretch flangeability decreases. Therefore, the upper limit of the area ratio of ferrite is set to 5 area% or less. Preferably it is 3 area% or less, More preferably, it is 1 area% or less. Most preferably, it is 0 area%.
  • Residual austenite is a structure that reduces stretch flangeability. Specifically, the retained austenite is transformed into hard martensite when punched in the hole expansion test, resulting in an increase in hardness difference between the structures, which tends to cause microcracks and stretch flanges. Sex is reduced. Furthermore, as the area ratio of retained austenite increases, the tensile strength and 0.2% proof stress also decrease. Therefore, the upper limit of the area ratio of retained austenite is 4 area% or less. Preferably it is 2 area% or less, More preferably, it is 1 area% or less. Most preferably, it is 0 area%.
  • the metal structure in the t / 4 part of the steel sheet is as described above, and the steel sheet of the present invention may be composed only of the metal structure.
  • the remaining structure that may be unavoidably included in the manufacturing method may be included in a range of 3 area% or less, for example. Examples of such a remaining structure include pearlite.
  • the steel plate in the surface layer portion of the steel sheet from the outermost layer portion of the steel sheet in the thickness direction of 20 ⁇ m (hereinafter sometimes simply referred to as the surface layer portion).
  • the internal metal structure is important for further improving the bending workability in addition to the above characteristics.
  • the lower limit of the area ratio of ferrite is preferably 80 area% or more, more preferably 85 area% or more, and further preferably 90 area% or more. Most preferably, it is 100 area%.
  • Total area ratio of martensite and bainite preferably 0 to 20 area%
  • the upper limit of the total area ratio is preferably 20 area% or less, more preferably 15 area% or less, and still more preferably 10 area% or less. Most preferably, it is 0 area%.
  • the metal structure in the surface layer portion of the steel sheet is as described above, and the steel sheet of the present invention may be composed only of the metal structure.
  • the remaining structure that may be unavoidably included in the manufacturing method may be included in a range of 3 area% or less, for example. Examples of such a remaining structure include pearlite.
  • C 0.07 to 0.15%
  • C is an element necessary for ensuring the strength of the steel sheet.
  • the lower limit of the C amount is 0.07% or more.
  • the lower limit of the C amount is preferably 0.08% or more.
  • CTS cross tensile strength
  • the upper limit of the C amount is preferably 0.13% or less.
  • Si 1.1 to 1.6%
  • Si is known as a solid solution strengthening element and is an element that effectively acts to improve the tensile strength while suppressing a decrease in ductility. Further, it is an element that improves bending workability.
  • the lower limit of the Si amount is set to 1.1% or more.
  • the lower limit of the Si amount is preferably 1.2% or more.
  • the upper limit of Si content is set to 1.6% or less.
  • the upper limit of the Si amount is preferably 1.55% or less.
  • Mn is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet by improving the hardenability.
  • the lower limit of the amount of Mn is set to 2.0% or more.
  • the lower limit of the amount of Mn is preferably 2.1% or more.
  • stretch flangeability ( ⁇ ) can be improved by reducing the amount of Mn. Therefore, the upper limit of the Mn content is 2.8% or less.
  • the upper limit of the amount of Mn is preferably 2.6% or less.
  • P is an element that is unavoidably contained, and is an element that segregates at the grain boundary and promotes embrittlement of the grain boundary. It is recommended that the amount of P be reduced as much as possible in order to deteriorate hole expandability. Therefore, the upper limit of the P amount is 0.015% or less. The upper limit of the amount of P is preferably 0.013% or less. Note that P is an impurity inevitably contained in the steel, and it is impossible to make the amount 0% in industrial production.
  • S more than 0% and 0.005% or less
  • S is an element that is inevitably contained, and it is recommended to reduce the amount of S as much as possible in order to generate inclusions and deteriorate workability. Therefore, the upper limit of the amount of S is made 0.005% or less.
  • the upper limit of the amount of S is preferably 0.003% or less, more preferably 0.002% or less.
  • S is an impurity inevitably contained in the steel, and it is impossible for industrial production to make the amount 0%.
  • Al 0.015 to 0.06%
  • Al is an element that acts as a deoxidizer.
  • the lower limit of the Al content is set to 0.015% or more.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.025% or more.
  • the upper limit of the Al amount is set to 0.06% or less.
  • the upper limit of the amount of Al is preferably 0.050% or less.
  • Ti 0.010 to 0.03%
  • Ti is an element that improves the strength by forming carbides and nitrides. It is also an element for effectively utilizing the hardenability of B. Specifically, the formation of Ti nitride reduces N in the steel, suppresses the formation of B nitride, B becomes a solid solution state, and can effectively exhibit hardenability. Thus, Ti contributes to increasing the strength of the steel sheet by improving the hardenability.
  • the lower limit of the Ti amount is set to 0.010% or more. The lower limit of the Ti amount is preferably 0.015% or more.
  • the upper limit of Ti amount is made 0.03% or less.
  • the upper limit of the Ti amount is preferably 0.025% or less.
  • B is an element that improves hardenability and contributes to increasing the strength of the steel sheet.
  • the lower limit of the B amount is set to 0.0010% or more.
  • the lower limit of the B amount is preferably 0.0020% or more.
  • the upper limit of the amount of B is made 0.004% or less.
  • the upper limit of the amount of B is preferably 0.0035% or less.
  • the steel sheet of the present invention satisfies the above component composition, and the balance is iron and inevitable impurities.
  • Cu more than 0% and less than 0.3%, Ni: more than 0% and less than 0.3%, Cr: more than 0% and less than 0.3%, Mo: more than 0% and less than 0.3%, V: more than 0% 0.3% or less, and Nb: one or more selected from the group consisting of more than 0% and 0.03% or less]
  • Cu, Ni, Cr, Mo, V, and Nb are all effective elements for improving the strength. These elements may be contained alone or in appropriate combination.
  • Cu is an element effective for further improving the corrosion resistance of the steel sheet, and may be added as necessary.
  • the lower limit of the Cu amount is preferably 0.03% or more, more preferably 0.05% or more.
  • the upper limit of the amount of Cu is preferably 0.3% or less, and more preferably 0.2% or less.
  • Ni is an element that is further effective in improving the corrosion resistance of the steel sheet, and may be added as necessary.
  • the lower limit of the Ni amount is preferably 0.03% or more, more preferably 0.05% or more.
  • the upper limit of the Ni amount is preferably 0.3% or less, more preferably 0.2% or less.
  • Cr more than 0% and 0.3% or less
  • Cr is an element that suppresses ferrite generated during cooling from a higher temperature range, and may be added as necessary.
  • the lower limit of the Cr amount is preferably 0.03% or more, more preferably 0.05% or more.
  • the upper limit of the Cr amount is preferably 0.3% or less, more preferably 0.2% or less.
  • Mo more than 0% and 0.3% or less
  • Mo is an element that suppresses ferrite generated during cooling from a higher temperature range, and may be added as necessary.
  • the lower limit of the Mo amount is preferably 0.03% or more, more preferably 0.05% or more.
  • the upper limit of the Mo amount is preferably 0.3% or less, more preferably 0.2% or less.
  • V is an element that further refines the structure to improve strength and toughness, and may be added as necessary.
  • the lower limit of the V amount is preferably 0.03% or more, more preferably 0.05% or more.
  • the upper limit of the V amount is preferably 0.3% or less, more preferably 0.2% or less.
  • Nb is an element that further refines the structure to improve strength and toughness, and may be added as necessary.
  • the lower limit of the Nb amount is preferably 0.003% or more, more preferably 0.005% or more.
  • the upper limit of the Nb amount is preferably 0.03% or less, more preferably 0.02% or less.
  • Ca more than 0% and 0.005% or less
  • Ca is an element effective for spheroidizing sulfides in steel and enhancing stretch flangeability.
  • the lower limit of the Ca content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.001% or more.
  • the upper limit of the Ca content is preferably 0.005% or less, more preferably 0.003% or less.
  • the steel sheet of the present invention is excellent in all of ductility, stretch flangeability, and weldability in a region where the tensile strength is 980 MPa or more and the 0.2% proof stress is 700 MPa or more.
  • the steel sheet of the present invention that satisfies the above requirements is characterized in that it is manufactured by appropriately controlling the annealing process after cold rolling, particularly in the processes of hot rolling, cold rolling, and annealing (soaking and cooling). is there.
  • the process characterizing the present invention will be described in the order of hot rolling, cold rolling, and subsequent annealing.
  • Preferred conditions for hot rolling are as follows, for example.
  • the solid solution of carbides such as TiC in austenite may be lowered, so the lower limit of the heating temperature before hot rolling is preferably 1200 ° C. or more, more preferably Is 1250 ° C. or higher. Since the cost increases when the heating temperature before hot rolling is high, the upper limit of the heating temperature before hot rolling is preferably 1350 ° C. or less, more preferably 1300 ° C. or less.
  • the finish rolling temperature of hot rolling is low, rolling in the austenite single phase region cannot be performed and the microstructure may not be homogenized. Therefore, the finish rolling temperature is preferably 850 ° C. or more, more preferably 870 ° C. That's it. When the finish rolling temperature is high, the structure may be coarsened. Therefore, the temperature is preferably 980 ° C. or lower, more preferably 950 ° C. or lower.
  • the average cooling rate from finish rolling to winding in hot rolling is preferably 10 ° C./s or more, more preferably 20 ° C./s or more in consideration of productivity.
  • the average cooling rate is high, the equipment cost increases, and therefore, it is preferably 100 ° C./s or less, more preferably 50 ° C./s or less.
  • Winding temperature CT after hot rolling preferably 660 ° C. or higher
  • the coiling temperature CT after hot rolling is less than 660 ° C.
  • the surface layer of the hot-rolled sheet is decarburized, or due to the decrease in solid solution Mn and Cr of the surface layer, the element concentration distribution also on the surface layer of the annealed sheet Is formed, the ferrite of the surface layer is increased, and the bending workability is improved.
  • the lower limit of CT is preferably 660 ° C. or higher, more preferably 670 ° C. or higher.
  • the upper limit of CT is preferably 800 ° C. or lower, more preferably 750 ° C. or lower.
  • Cold rolling ratio preferably 20% or more and 60% or less
  • the hot-rolled steel sheet is pickled for scale removal and subjected to cold rolling.
  • the cold rolling ratio of cold rolling is less than 20%, the plate thickness must be reduced in the hot rolling process in order to obtain a steel plate having a predetermined thickness. Therefore, pickling takes time and productivity is lowered. Therefore, the lower limit of the cold rolling rate is preferably 20% or more, more preferably 25% or more.
  • the upper limit of the cold rolling rate is preferably 60% or less, more preferably 55% or less, and still more preferably 50% or less.
  • the lower limit of the average heating rate is preferably 1 ° C./s or more, more preferably 3 ° C./s or more, and further preferably 5 ° C./s or more.
  • the upper limit of the average heating rate is preferably 20 ° C./s or less, more preferably 18 ° C./s or less, and still more preferably 15 ° C./s or less.
  • the Ac3 point temperature is calculated based on the following equation.
  • (%) is the content (% by mass) of each element. This equation is described in “Leslie Steel Material Science” (published by Maruzen Co., Ltd., William C. Leslie, p. 273).
  • Ac3 910 ⁇ 203 ⁇ (% C) ⁇ 15.2 (% Ni) +44.7 (% Si) +104 (% V) +31.5 (% Mo) +13.1 (% W) ⁇ 30 (% Mn) ⁇ 11 (% Cr) ⁇ 20 (% Cu) +700 (% P) +400 (% Al) +120 (% As) +400 (% Ti)
  • the soaking time at the soaking temperature T1 is less than 1 s, the soaking effect cannot be sufficiently exhibited. Therefore, the lower limit of the soaking time is preferably 1 s or more, more preferably 10 s or more. On the other hand, when the soaking time exceeds 100 s, productivity deteriorates. Therefore, the upper limit of the soaking time is preferably 100 s or less, more preferably 80 s or less.
  • the lower limit of T2 is set to 460 ° C or higher, preferably 480 ° C or higher.
  • the upper limit of T2 is 550 ° C. or lower, preferably 520 ° C. or lower.
  • the lower limit of the average cooling rate is preferably 1 ° C./s or more, more preferably 5 ° C./s or more.
  • the upper limit of the average cooling rate is preferably 50 ° C./s or less, more preferably 40 ° C./s or less, and further preferably 30 ° C./s or less.
  • the secondary cooling step from the cooling stop holding temperature T2 to room temperature [Average cooling rate: preferably 1 ° C / s or more and 20 ° C / s or less]
  • the lower limit of the average cooling rate in the secondary cooling step is preferably 1 ° C./s or more, more preferably 3 ° C./s or more.
  • the upper limit of the average cooling rate is preferably 20 ° C./s or less, more preferably 15 ° C./s or less, and still more preferably 10 ° C./s or less.
  • the present invention also includes a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a galvanized layer on the surface of a high-strength cold-rolled steel sheet, and a high-strength galvannealed steel sheet having an alloyed galvanized layer on the surface of a high-strength cold-rolled steel sheet.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention can be manufactured by performing galvanization by a normal method in the step of the cooling stop holding temperature T2 or the secondary cooling step from the cooling stop holding temperature T2 to room temperature. it can.
  • the high-strength galvannealed steel sheet of the present invention can be produced by galvanizing as described above and then performing an alloying treatment by a normal method.
  • a steel ingot having the composition shown in Table 1 below was vacuum-melted. Then, it heated to 1250 degreeC and hot-rolled to plate
  • the finish rolling temperature was 900 ° C.
  • the average cooling rate from finish rolling to winding in hot rolling was 20 ° C./s
  • the winding temperature CT was the temperature shown in Table 2 and Table 3 below.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was pickled and then cold-rolled to a thickness of 2.0 mm. Thereafter, heat treatment was performed under the conditions shown in FIG. 1, Table 2, and Table 3. Furthermore, temper rolling with an elongation of 0.2% was performed.
  • Table 1 a blank means 0%.
  • the fraction was measured as follows. According to the manufacturing method of this example, the possibility of the presence of tissues other than the above in each region is extremely low. Therefore, the total of martensite, bainite, ferrite, and retained austenite was calculated to be 100 area% at t / 4 part of the steel sheet, and the total of martensite, bainite, and ferrite was calculated to be 100 area% at the surface layer part of the steel sheet.
  • martensite As described above, in the present invention, the details of martensite are distinguished by the position of the steel sheet, and those present in the t / 4 part of the steel sheet were determined to be tempered martensite. On the other hand, what exists in the surface layer part of a steel plate was judged to be martensite including both tempered martensite and quenched martensite. In the “organization fraction” column, these are not distinguished and are simply described as “martensite”.
  • the retained austenite was cut out from a 2 mm ⁇ 20 mm ⁇ 20 mm test piece from the steel plate, ground to t / 4 part of the plate thickness, then chemically polished, and the amount of retained austenite was measured by X-ray diffraction. (ISIJ Int. Vol. 33. (1933), No. 7, P.776).
  • the retained austenite among the above structures that can be included in each region was measured by the X-ray diffraction method, and the other structures such as ferrite were measured by the point counting method after nital corrosion as described later. The reason is that, when performing nital corrosion, both retained austenite and cementite such as cementite are observed as a white or gray structure and cannot be distinguished from each other.
  • a test piece of 2 mm ⁇ 20 mm ⁇ 20 mm was cut out from the steel sheet, the cross section parallel to the rolling direction was polished, and the nital corrosion was performed.
  • (Scanning Electron Microscope) A photograph (magnification 3000 times) was observed. The observation was performed using a grid with a spacing of 2 ⁇ m for 20 ⁇ m ⁇ 20 ⁇ m per field of view, and each area ratio was measured by distinguishing ferrite, bainite, and martensite based on the color and size of the grains. The measurement was performed for a total of 5 fields of view, and the average value was obtained.
  • each structure can be distinguished by the above methods (i) and (ii), but when the structure is gray near black, it may be difficult to distinguish martensite and bainite.
  • FIGS. 2 and 3 the inside of a gray tissue close to black is observed, and attention is paid to a white or gray portion (hereinafter, referred to as a white portion) existing in the inside. We decided to distinguish them by their size or number.
  • martensite is a material in which a large number of white portions existing inside a gray portion close to black are present. Specifically, when the distance between the center positions of the white portions was measured for adjacent white portions and white portions, the distance having the shortest distance, that is, the closest distance of less than 0.5 ⁇ m was determined as martensite.
  • bainite was formed in which a white portion existing in a gray portion close to black was sparse and a small number existed. Specifically, there are three or more white portions, and when the closest distance between adjacent white portions was measured in the same manner as martensite, a portion of 0.5 ⁇ m or more was determined to be bainite.
  • each fraction of ferrite, bainite, and martensite measured by the point method is proportional to the value obtained by subtracting the fraction of retained austenite measured by the X-ray diffraction method. After redistribution, the fractions of ferrite, bainite, and martensite were finally determined.
  • the steel sheet of the present invention is mainly composed of tempered martensite and bainite and has a reduced ferrite ratio, and it is most preferable that the ferrite is zero, that is, does not exist.
  • the fraction of ferrite can be measured by the point calculation method described above, it may be difficult to clearly distinguish ferrite from other structures such as bainite. For this reason, in this embodiment, in addition to the point calculation method, the presence or absence of ferrite is evaluated based on IQ.
  • IQ is the definition of the EBSD pattern as described above.
  • IQ is known to be affected by the amount of strain in the crystal, and the smaller the IQ, the more strain tends to exist in the crystal. Therefore, the martensite having a high dislocation density includes a disorder of the crystal structure, so that the IQ value decreases, and the ferrite tends to have a high IQ value because of a low dislocation density.
  • a method has been proposed in which an absolute value of an IQ value is used as an index, for example, a structure having an IQ value of 4000 or more is determined as ferrite.
  • the method based on the absolute value of IQ is easily affected by polishing conditions for structure observation, a detector, and the like, and the absolute value of IQ is likely to fluctuate. It was.
  • the present inventors prepared a steel sheet (without ferrite) that satisfies the requirements of the present invention and a steel sheet with a large amount of ferrite, and examined in detail the relationship between IQ and the presence or absence of ferrite.
  • IQmin minimum value of all IQ data
  • IQmax maximum value of all IQ data
  • the IQ value [IQ (F)] of ferrite (F) is calculated based on the following formula (1), and the total number of measurement points where IQ is equal to or greater than the following formula (1) is divided by the total number of measurement points.
  • IQ (F) 0.91 ⁇ (IQmax ⁇ IQmin) + IQmin (1)
  • IQmin means the minimum value of all IQ data
  • IQmax means the maximum value of all IQ data.
  • the IQ value was measured as follows. First, a sample was prepared by mechanically polishing a cross section parallel to the rolling direction at a t / 4 site, where t is the thickness of the steel plate. Next, this sample was set in an OIM system manufactured by Texemola Laboratories and tilted by 70 °, and an area of 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m was used as a measurement visual field. Next, 180,000 EBSD measurements were performed at an acceleration voltage of 20 kV, 1 step: 0.25 ⁇ m, and an IQ of a body-centered cubic lattice (BCC: Body Centered Cubic) crystal including a body-centered tetragonal lattice (BCT: Body centralized Tetragonal).
  • BCC Body Centered Cubic
  • BCT Body centralized Tetragonal
  • the body-centered tetragonal lattice is one in which the lattice is elongated in one direction by solid solution at a specific interstitial position in the body-centered cubic lattice, and the structure itself is equivalent to the body-centered cubic lattice. , EBSD cannot distinguish these lattices. Therefore, in this embodiment, the measurement of the body-centered cubic lattice includes the body-centered square lattice.
  • FIG. 4 shows an example of an IQ histogram obtained by the above method.
  • the horizontal axis [(IQ (F) ⁇ IQmin) / (IQmax ⁇ IQmin) ⁇ 100] is the left side of the formula (1A) obtained by modifying the formula (1) as follows, and the vertical axis is the frequency. (Total number of measurement points).
  • a region where the value of the horizontal axis in FIG. 4 is 91% or more with respect to the total number of measurement points is indicated by an arrow in the right column of FIG. That is, the region represented by this arrow is a region equal to or greater than the above formula (1).
  • a value obtained by dividing the total number of measurement points in the region by the total number of measurement points and multiplying by 100 is 5% or less, which means that there is no ferrite.
  • the bending workability (R / t) is obtained by taking a 2 mm ⁇ 40 mm ⁇ 100 mm test piece from the cold-rolled steel sheet so that the rolling direction and the vertical direction are the length of the test piece, and according to the V block method of JIS Z 2248. A test was performed and the minimum bending radius R at which no cracks or cracks occurred was measured. The bending direction is the longitudinal direction of the test piece. A value obtained by dividing R found by a bending test by a nominal plate thickness of 2 mm was defined as R / t.
  • test no. Examples 1 to 14 and 17 are examples that satisfy the composition of the present invention and the structure of t / 4 part, and satisfy the preferable structure of the surface layer part.
  • test no. 15 and 16 satisfy the composition of the present invention and the structure of t / 4 part, but the CT (° C.) is lowered, so the total area ratio of martensite and bainite in the surface layer part is larger than the preferred range, and further the ferrite This is an example in which the area ratio is smaller than the preferred range.
  • Test No. above. 1 to 14, 17 and the above test Nos. 15 and 16 are compared, the test No.
  • the test Nos. 1 to 14 and 17 are the test Nos.
  • Test No. in Table 4 Nos. 18 to 25 use the steel types 15 to 22 in Table 1 that do not satisfy the composition of the present invention. This is an example manufactured under the heat treatment conditions of 18-25.
  • Test No. No. 18 is an example produced by using steel type 15 in Table 1 with a small amount of C and lowering T1 (° C.). . As a result, the tensile strength (TS) and 0.2% yield strength (YS) were lowered. Furthermore, although bainite was not generated, the ductility (El) and stretch flangeability ( ⁇ ) did not decrease because the area ratio of ferrite increased.
  • Test No. No. 19 is an example of production using steel type 16 of Table 1 with a large amount of C and increasing T1 (° C.). Since bainite was not produced and only tempered martensite was produced, tensile strength (TS) and 0.2 % Proof stress (YS) was significantly increased. As a result, ductility (El) and stretch flangeability ( ⁇ ) were lowered. Moreover, since the amount of C increased, weldability (CTS) also became low. Furthermore, since the tensile strength (TS) and the 0.2% yield strength (YS) were remarkably increased, the surface layer portion satisfied the preferred structure of the present invention, but the bending workability (R / t) was lowered.
  • Test No. 20 is an example using the steel type 17 of Table 1 with a small amount of Si, and the tensile strength (TS) and 0.2% yield strength (YS) were low. Furthermore, since the amount of Si was small, the surface layer portion satisfied the preferred structure of the present invention, but the bending workability (R / t) was lowered.
  • Test No. 21 is an example using the steel type 18 of Table 1 with a small amount of Mn, and the tensile strength (TS) and 0.2% yield strength (YS) were low. Although the amount of P was large, the effect of improving stretch flangeability ( ⁇ ) due to the small amount of Mn was great, and the stretch flangeability ( ⁇ ) was not lowered.
  • Test No. 22 is an example using the steel type 19 in Table 1 with a large amount of Mn, and bainite was not generated but only tempered martensite was generated, so that the tensile strength (TS) and 0.2% yield strength (YS) were remarkably increased. . As a result, ductility (El) and stretch flangeability ( ⁇ ) were lowered. Furthermore, since the tensile strength (TS) and the 0.2% yield strength (YS) were remarkably increased, the surface layer portion satisfied the preferred structure of the present invention, but the bending workability (R / t) was lowered.
  • Test No. No. 23 is an example using the steel type 20 of Table 1 with a small amount of Ti. Although the area ratio of ferrite was increased, the total area ratio of tempered martensite and bainite was decreased, so that the tensile strength (TS), 0 .2% yield strength (YS) and stretch flangeability ( ⁇ ) were lowered.
  • TS tensile strength
  • YS yield strength
  • ⁇ stretch flangeability
  • Test No. 24 is an example using the steel type 21 of Table 1 with a large amount of Ti, and the tensile strength (TS) and 0.2% proof stress (YS) became high. As a result, ductility (El) and stretch flangeability ( ⁇ ) were lowered. Furthermore, since the tensile strength (TS) and the 0.2% yield strength (YS) were high, the surface layer portion satisfied the preferred structure of the present invention, but the bending workability (R / t) was lowered.
  • Test No. 25 is an example using the steel type 22 in Table 1 with a small amount of B.
  • the area ratio of ferrite was increased, but the total area ratio of tempered martensite and bainite was decreased, so that the tensile strength (TS), 0 .2% yield strength (YS) and stretch flangeability ( ⁇ ) were lowered.
  • TS tensile strength
  • YS yield strength
  • ⁇ stretch flangeability
  • Test No. in Table 5 Nos. 26 to 46 use the steel types 1 to 7 and 9 to 14 in Table 1 that satisfy the composition of the present invention. This is an example manufactured under the heat treatment conditions of 26-46. Among them, test No. in Table 5 Nos. 26 to 31 use the steel type 1 in Table 1 that satisfies the composition of the present invention, and the test Nos. In Table 3 This is an example manufactured under the heat treatment conditions of 26-31.
  • Test No. 26 is an example using the steel type 1 of Table 1 that satisfies the composition of the present invention, T2 (° C.) is low, the area ratio of retained austenite ( ⁇ ) is large, and as a result, the tensile strength (TS), The 0.2% yield strength (YS) and stretch flangeability ( ⁇ ) were lowered.
  • Test No. No. 27 is an example using the steel type 1 of Table 1 that satisfies the composition of the present invention, and because T2 (° C.) is high, the area ratio of bainite becomes small. As a result, ductility (El) and stretch flangeability ( ⁇ ) became low.
  • Test No. 28 is an example using the steel type 1 of Table 1 that satisfies the composition of the present invention, and because t2 (seconds) is short, the area ratio of bainite is reduced, and as a result, ductility (El) is reduced. .
  • Test No. No. 28 is a test no. Since the area ratio of tempered martensite was larger than 27, stretch flangeability ( ⁇ ) was not lowered.
  • Test No. 29 is an example using the steel type 1 of Table 1 that satisfies the composition of the present invention, and because t2 (second) is long, the area ratio of tempered martensite is reduced, and the area ratio of bainite is increased. As a result, the tensile strength (TS) and 0.2% yield strength (YS) were lowered.
  • Test No. 30 is an example using the steel type 1 of Table 1 which satisfies the composition of the present invention.
  • Test No. No. 30 had a low T1 (° C.), no bainite was formed, and the area ratio of ferrite was large, but the total area ratio of tempered martensite and bainite was small, resulting in a tensile strength (TS) of 0. 2% yield strength (YS) and stretch flangeability ( ⁇ ) were lowered.
  • T1 ° C.
  • TS tensile strength
  • YS yield strength
  • ⁇ stretch flangeability
  • Test No. No. 31 is an example using the steel type 5 of Table 1 that satisfies the composition of the present invention.
  • T1 (° C.) is high, and bainite is not generated, and only tempered martensite is generated. Therefore, tensile strength (TS) and 0.2 % Proof stress (YS) was significantly increased. As a result, ductility (El) and stretch flangeability ( ⁇ ) were lowered.
  • Test No. Nos. 32 to 35 are examples using the steel types 1 to 4 in Table 1 that satisfy the composition of the present invention. This is an example manufactured under the heat treatment conditions of 32 to 35. Test No. In 32 to 35, the area ratio of bainite increased because T1 (° C.) was low, but the area ratio of tempered martensite decreased, so that the 0.2% proof stress (YS) decreased, and the stretch flange The property ( ⁇ ) decreased.
  • Test No. Nos. 36 to 43 use the steel types 6, 7, and 9 to 14 in Table 1 that satisfy the composition of the present invention. This is an example manufactured under the heat treatment conditions of 36-43. Test No. Since 36 to 43 had a low T1 (° C.), the area ratio of bainite was large and the area ratio of tempered martensite was small. As a result, the 0.2% yield strength (YS) was low.
  • Test No. Nos. 44 to 46 use the steel type 1 in Table 1 that satisfies the composition of the present invention. This is an example manufactured under the heat treatment conditions of 44 to 46.
  • Test No. Nos. 44 to 46 had a low T1 (° C.), so the area ratio of tempered martensite was small, and as a result, the 0.2% yield strength (YS) was low.
  • test no. 44 and test no. No. 45 has a low CT (° C.), so that the total area ratio of tempered martensite and bainite in the surface layer portion was increased, the area ratio of ferrite was decreased, and as a result, bending workability was lowered.
  • Test No. 46 the area ratio of bainite was large because T1 (° C.) was low, but the area ratio of tempered martensite was small, so the 0.2% proof stress (YS) was low, and stretch flangeability ( ⁇ ) decreased.

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Abstract

引張強度９８０ＭＰａ以上、且つ、０．２％耐力７００ＭＰａ以上の領域において、延性、伸びフランジ性に加えて溶接性に優れた高強度冷延鋼板を提供する。本発明の高強度冷延鋼板は、化学成分組成が適切に調整されており、鋼板の板厚の１／４位置において下記金属組織の面積率が、焼戻しマルテンサイト：３０面積％以上、ベイナイト：１５面積％以上７０面積％以下、焼戻しマルテンサイトとベイナイトの合計：９０面積％以上、フェライト：０面積％以上５面積％以下、および残留オーステナイト：０面積％以上４面積％以下を満たすと共に、延性、伸びフランジ性、および溶接性に優れ、引張強度が９８０ＭＰａ以上、且つ、０．２％耐力が７００ＭＰａ以上を満足する。

Description

延性、伸びフランジ性、および溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
　本発明は、延性、伸びフランジ性、および溶接性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上、且つ、０．２％耐力が７００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関する。以下では、これらの鋼板をまとめて、単に高強度鋼板と呼ぶ場合がある。
　近年、自動車用鋼板や輸送機械用鋼板等の部材の高強度化に伴い、延性、伸びフランジ性といった加工性が低下しており、複雑形状の部材をプレス成形することは困難であった。よって、高強度鋼板であっても、上記加工性に優れた技術の提供が求められている。また、自動車用鋼板等は、スポット溶接によって上記部材を組み込んで製造することが主流であり、溶接性に優れることも要求される。一般に高強度鋼板の溶接部の品質として、同じ鋼板同士をスポット溶接し、剥離方向に十字引張試験を行って得られる十字引張強度［ＣＴＳ（Ｃｒｏｓｓ　Ｔｅｎｓｉｏｎ　Ｔｅｓｔ）］が採用されている。
　上記要求特性のうち、高強度鋼板の加工性向上技術として、下記特許文献が提案されている。
　特許文献１では、特にＢを含有させるとともに、Ｔｉ含有量とＮ含有量の比率を適切に調整した上で、鋼組織を、焼戻しマルテンサイト主体とし、残留オーステナイト、或いは更にフェライトおよびマルテンサイトを所望の面積率としている。その結果、鋼板の高強度化と、成形性（伸びおよび伸びフランジ性）の向上を両立できることが示されている。そのうち、残留オーステナイトを５面積％以上含有させることにより、全伸び（ＥＬ）が確保されることが示されている。しかし、特許文献１は、高強度化および上記成形性について検討されているに留まり、溶接性については、考慮されていない。
　特許文献２では、マルテンサイトの体積率を増加させずにマルテンサイト組織の強度を高め、延性確保に寄与するフェライト体積の減少を最小限に抑え、フェライトの体積率を５０％以上に制御している。その結果、延性と、耐遅れ破壊特性を確保できるとともに、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高い強度を確保できる高強度冷延鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板が示されている。しかし、上記特許文献１と同様、溶接性については、検討されていない。
特開２０１２－３１４６２号公報 特開２０１１－１１１６７１号公報
　前述したように、上記特許文献１および２では、引張強度、延性、伸びフランジ性について検討されているが、いずれも溶接性については検討されていない。
　本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、引張強度９８０ＭＰａ以上、且つ、０．２％耐力７００ＭＰａ以上の高強度領域において、延性、伸びフランジ性に加えて溶接性に優れた高強度鋼板を提供することにある。
　上記目的を達成することのできた本発明の引張強度が９８０ＭＰａ以上、且つ、０．２％耐力が７００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０７～０．１５％、Ｓｉ：１．１～１．６％、Ｍｎ：２．０～２．８％、Ｐ：０％超０．０１５％以下、Ｓ：０％超０．００５％以下、Ａｌ：０．０１５～０．０６％、Ｔｉ：０．０１０～０．０３％、およびＢ：０．００１０～０．００４％を含有し、残部が鉄および不可避不純物であって、鋼板の板厚の１／４位置において下記金属組織の面積率が、焼戻しマルテンサイト：３０面積％以上、ベイナイト：１５面積％以上７０面積％以下、焼戻しマルテンサイトとベイナイトの合計：９０面積％以上、フェライト：０面積％以上５面積％以下、および残留オーステナイト：０面積％以上４面積％以下を満足するところに要旨を有する。
　本発明の好ましい実施形態において、前記高強度冷延鋼板は、更に、Ｃｕ：０％超０．３％以下、Ｎｉ：０％超０．３％以下、Ｃｒ：０％超０．３％以下、Ｍｏ：０％超０．３％以下、Ｖ：０％超０．３％以下、およびＮｂ：０％超０．０３％以下よりなる群から選ばれる１種以上を含有してもよい。
　本発明の好ましい実施形態において、前記高強度冷延鋼板は、更に、Ｃａ：０％超０．００５％以下を含有してもよい。
　本発明の好ましい実施形態において、前記高強度冷延鋼板は、前記鋼板の最表層部から板厚方向２０μｍの表層部位において下記金属組織の面積率が、フェライト：８０面積％以上、および、マルテンサイトとベイナイトの合計面積率：０面積％以上２０面積％以下を満足するものであってよい。
　本発明には、上記高強度冷延鋼板の表面に亜鉛めっき層を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および上記高強度冷延鋼板の表面に合金化亜鉛めっき層を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板も包含される。
　本発明によれば、鋼中成分および組織が適切に制御されているため、延性、伸びフランジ性、および溶接性に優れた引張強度９８０ＭＰａ以上、且つ、０．２％耐力７００ＭＰａ以上の高強度を有する冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、および合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができる。
図１は、実施例における熱間圧延後の熱処理条件を示す概略図である。 図２は、実施例において、ナイタール腐食後のＳＥＭ観察で黒色に近い灰色の部分が存在したときのマルテンサイトを説明する概略模式図である。 図３は、実施例において、ナイタール腐食後のＳＥＭ観察で黒色に近い灰色の部分が存在したときのベイナイトを説明する概略模式図である。 図４は、実施例において、ＥＢＳＤ測定におけるＩＱのヒストグラムを示す図である。
　本発明者らは、引張強度が９８０ＭＰａ以上、且つ、０．２％耐力が７００ＭＰａ以上の高強度鋼板であっても、延性、および伸びフランジ性（以下では、加工性と呼ぶ場合がある）に優れると共に溶接性も改善された高強度鋼板を提供するため、特に鋼中成分および金属組織に着目して鋭意検討を重ねてきた。その結果、鋼中成分については、溶接性を確保するためにＣ量を低く適切に制御することが有効であることを見出した。そしてこのような低Ｃ量であっても、優れた加工性を確保するには、鋼板の板厚ｔの最表層部から１／４の部位（以下、ｔ／４部と呼ぶ場合がある）において下記金属組織の面積率を、焼戻しマルテンサイト：３０面積％以上、ベイナイト：１５面積％以上７０面積％以下、焼戻しマルテンサイトとベイナイトの合計：９０面積％以上、フェライト：０面積％以上５面積％以下、および残留オーステナイト：０面積％以上４面積％以下に制御すれば良いことを突き止めた。
　更に、本発明者らは、好ましくは良好な曲げ加工性を確保するためには、鋼板の最表層部から板厚方向２０μｍの表層部位において下記金属組織の面積率を、フェライト：８０面積％以上、および、マルテンサイトとベイナイトの合計面積率：０面積％以上２０面積％以下に制御すれば良いことを見出し、本発明を完成した。
　なお、マルテンサイトについて、本発明では鋼板のｔ／４部では、焼戻しマルテンサイトの比率を規定し、表層部では、焼戻しマルテンサイトを含むマルテンサイトの比率を規定した。これは、表層部には、焼入れままマルテンサイトが残っているため、これも含むように規定する必要があるが、ｔ／４部では、焼入れままマルテンサイトは全て焼戻しされて、焼戻しマルテンサイトになるため、焼入れままマルテンサイトを考慮する必要がないからである。
　本明細書において高強度とは、引張強度が９８０ＭＰａ以上、且つ、０．２％耐力が７００ＭＰａ以上を意味する。なお、引張強度の上限は本発明の要件を満足する限り特に限定されず、例えば、引張強度が１３７０ＭＰａ程度、０．２％耐力が９８０ＭＰａ程度のものも本明細書における高強度に含まれる。
　まず、本発明を最も特徴付ける金属組織について詳細を説明する。各金属組織の面積率は、フェライト、ベイナイト、およびマルテンサイトについては点算法、残留オーステナイトについてはＸ線回折法により測定した。なお、フェライトの有無は、上記点算法に加えて、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ　Ｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、電子線後方散乱回折像）パターンの鮮明度に基づくＩＱ（Ｉｍａｇｅ　Ｑｕａｌｉｔｙ、イメージクオリティー）によっても確認した。これらの測定方法の詳細は後述する実施例の欄で説明する。
　（１）鋼板の板厚の１／４位置における金属組織
　本発明の鋼板の板厚をｔとしたとき、最表層部から１／４の部位における金属組織は、所望とする強度（引張強度および０．２％耐力）および加工性（延性および伸びフランジ性）を両立するために重要である。
　［焼戻しマルテンサイト：３０面積％以上］
　焼戻しマルテンサイトは強度の確保に重要な組織である。焼戻しマルテンサイトが、３０面積％未満であると引張強度または０．２％耐力が低下する。このような効果を発揮させるために、焼戻しマルテンサイトの面積率の下限は、３０面積％以上とする。好ましくは３３面積％以上、より好ましくは３５面積％以上である。しかし、焼戻しマルテンサイトの面積率が大きくなりすぎると、相対的にベイナイトの面積率が減少し、延性、伸びフランジ性が低下する場合がある。そのため、焼戻しマルテンサイトの面積率の上限は、好ましくは８５面積％以下、より好ましくは７５面積％以下である。
　［ベイナイト：１５面積％以上７０面積％以下］
　ベイナイトは焼戻しマルテンサイトより延性に優れる組織であり、延性、更には伸びフランジ性の向上に寄与する。ベイナイトが、１５面積％未満であると延性が低下する。そのために、ベイナイトの面積率の下限を１５面積％以上とする。好ましくは２０面積％以上、より好ましくは２５面積％以上である。しかし、ベイナイトの面積率が大きくなりすぎると、相対的に焼戻しマルテンサイトの面積率が減少し、引張強度または０．２％耐力が低下する。そのため、ベイナイトの面積率の上限は７０面積％以下とする。好ましくは６７面積％以下、より好ましくは６５面積％以下である。
　［焼戻しマルテンサイトとベイナイトの合計：９０面積％以上］
　焼戻しマルテンサイトとベイナイトの合計が９０面積％未満であると、引張強度、０．２％耐力、および伸びフランジ性が低下する。そのために、焼戻しマルテンサイトとベイナイトの合計面積率の下限を９０面積％以上とする。好ましくは９５面積％以上、より好ましくは９９面積％以上であり、最も好ましくは１００面積％である。
　［フェライト：０面積％以上５面積％以下］
　フェライトは、伸びフランジ性を低下させる組織である。詳細には、フェライトの面積率が大きくなると、ミクロ組織間の硬度差変動部が大きくなり、打ち抜き加工時のミクロクラックが発生しやすくなり、伸びフランジ性が低下する。そのため、フェライトの面積率の上限を、５面積％以下とする。好ましくは３面積％以下、より好ましくは１面積％以下とする。最も好ましくは０面積％である。
　［残留オーステナイト：０面積％以上４面積％以下］
　残留オーステナイトは、伸びフランジ性を低下させる組織である。詳細には、残留オーステナイトは、穴広げ試験での打ち抜き加工をした際に、硬質なマルテンサイトに変態して、その結果、組織間の硬度差が増加し、ミクロクラックが発生しやすくなり伸びフランジ性が低下する。更に、残留オーステナイトの面積率が大きくなると、引張強度および０．２％耐力も低下する。そのため、残留オーステナイトの面積率の上限を４面積％以下とする。好ましくは２面積％以下、より好ましくは１面積％以下とする。最も好ましくは０面積％である。
　鋼板のｔ／４部における金属組織は上記のとおりであり、本発明の鋼板は、上記金属組織のみから構成されていても良い。ただし、製法上、不可避的に含み得る残部組織を例えば、３面積％以下の範囲で含んでいてもよい。このような残部組織として、例えば、パーライトなどが挙げられる。
　（２）鋼板の最表層部から板厚方向２０μｍの表層部位における金属組織
　更に、鋼板の最表層部から板厚方向２０μｍの表層部位（以下では、単に表層部と呼ぶ場合がある。）における鋼板内部の金属組織は、上記特性に加えて更に曲げ加工性を向上させるために重要である。
　［フェライト：好ましくは８０面積％以上］
　曲げ変形時の表層の最大引張歪発生部である表層部の組織について、延性の高いフェライトの面積率を多くすることで、表層部の局部伸び、即ちくびれを抑制でき、曲げ加工性を向上することができる。このような効果を有効に発揮させるために、フェライトの面積率の下限は、好ましくは８０面積％以上、より好ましくは８５面積％以上、更に好ましくは９０面積％以上である。最も好ましくは１００面積％である。
　［マルテンサイトとベイナイトの合計面積率：好ましくは０面積％以上２０面積％以下］
　マルテンサイトとベイナイトの合計面積率が大きくなると、フェライトの面積率が小さくなり、曲げ加工性が低下する。そのため、合計面積率の上限は、好ましくは２０面積％以下、より好ましくは１５面積％以下、更に好ましくは１０面積％以下とする。最も好ましくは０面積％である。
　鋼板の表層部における金属組織は上記のとおりであり、本発明の鋼板は、上記金属組織のみから構成されていても良い。ただし、製法上、不可避的に含み得る残部組織を例えば、３面積％以下の範囲で含んでいてもよい。このような残部組織として、例えば、パーライトなどが挙げられる。
　更に、本発明では上記のように金属組織を制御することに加えて、鋼板中の化学成分を下記の通り制御する必要がある。
　[Ｃ：０．０７～０．１５％］
　Ｃは、鋼板の強度を確保するために必要な元素であり、Ｃ量が不足すると、引張強度、および０．２％耐力が低下する。そのためにＣ量の下限を０．０７％以上とする。Ｃ量の下限は、好ましくは０．０８％以上である。しかし、Ｃ量が過剰になると溶接性の指標である十字引張強度（ＣＴＳ）が低下するため、Ｃ量の上限を０．１５％以下とする。Ｃ量の上限は、好ましくは０．１３％以下である。
　［Ｓｉ：１．１～１．６％］
　Ｓｉは固溶強化元素として知られており、延性の低下を抑えつつ、引張強度を向上させることに有効に作用する元素である。更に、曲げ加工性を向上させる元素でもある。このような効果を有効に発揮させるために、Ｓｉ量の下限を１．１％以上とする。Ｓｉ量の下限は、好ましくは１．２％以上である。しかし、過剰に添加しても上記効果が飽和し、無駄であるため、Ｓｉ量の上限を１．６％以下とする。Ｓｉ量の上限は、好ましくは１．５５％以下である。
　［Ｍｎ：２．０～２．８％］
　Ｍｎは焼入れ性を向上させて鋼板の高強度化に寄与する元素である。このような効果を有効に発揮させるために、Ｍｎ量の下限を２．０％以上とする。Ｍｎ量の下限は、好ましくは２．１％以上とする。しかしながら、Ｍｎ量が過剰になると、加工性が劣化することがある。一方、Ｍｎ量を低減させることにより伸びフランジ性（λ）を向上させることができる。そのため、Ｍｎ量の上限を２．８％以下とする。Ｍｎ量の上限は、好ましくは２．６％以下である。
　［Ｐ：０％超０．０１５％以下］
　Ｐは不可避的に含有する元素であり、粒界に偏析して粒界脆化を助長する元素であり、穴広げ性を劣化させるため、Ｐ量はできるだけ低減することが推奨される。そのため、Ｐ量の上限は、０．０１５％以下とする。Ｐ量の上限は、好ましくは０．０１３％以下である。なお、Ｐは鋼中に不可避的に含まれる不純物であり、その量を０％にすることは工業生産上不可能である。
　［Ｓ：０％超０．００５％以下］
　ＳもＰと同様に不可避的に含有する元素であり、介在物を生成し、加工性を劣化させるため、Ｓ量はできるだけ低減することが推奨される。そのため、Ｓ量の上限は、０．００５％以下とする。Ｓ量の上限は、好ましくは０．００３％以下、より好ましくは０．００２％以下である。なお、Ｓは鋼中に不可避的に含まれる不純物であり、その量を０％にすることは工業生産上不可能である。
　［Ａｌ：０．０１５～０．０６％］
　Ａｌは脱酸剤として作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ａｌ量の下限を０．０１５％以上とする。Ａｌ量の下限は、好ましくは０．０２５％以上である。しかしながら、Ａｌ量が過剰になると鋼板中にアルミナなどの介在物が多く生成し、加工性を劣化させることがあるため、Ａｌ量の上限を０．０６％以下とする。Ａｌ量の上限は、好ましくは０．０５０％以下である。
　［Ｔｉ：０．０１０～０．０３％］
　Ｔｉは、炭化物や窒化物を形成して強度を向上させる元素である。また、Ｂの焼入れ性を有効に活用するための元素でもある。詳細には、Ｔｉ窒化物形成により鋼中Ｎを低減し、Ｂ窒化物の形成を抑制し、Ｂが固溶状態となり、有効に焼入れ性を発揮できる。このように、Ｔｉは焼入れ性を向上させることにより、鋼板の高強度化に寄与する。このような効果を有効に発揮させるために、Ｔｉ量の下限を、０．０１０％以上とする。Ｔｉ量の下限は、好ましくは０．０１５％以上である。しかしながら、Ｔｉ量が過剰になると、Ｔｉ炭化物やＴｉ窒化物が過剰となり、延性、伸びフランジ性、および曲げ加工性を劣化させるため、Ｔｉ量の上限を０．０３％以下とする。Ｔｉ量の上限は、好ましくは０．０２５％以下である。
　［Ｂ：０．００１０～０．００４％］
　Ｂは焼入れ性を向上させて鋼板の高強度化に寄与する元素である。このような効果を有効に発揮させるために、Ｂ量の下限を０．００１０％以上とする。Ｂ量の下限は、好ましくは０．００２０％以上である。しかし、Ｂ量が過剰になると、その効果が飽和し、コストが増加するだけであるため、Ｂ量の上限を０．００４％以下とする。Ｂ量の上限は、好ましくは０．００３５％以下である。
　本発明の鋼板は、上記成分組成を満足し、残部は鉄および不可避不純物である。
　更に本発明では、以下の選択成分を含有しても良い。
　［Ｃｕ：０％超０．３％以下、Ｎｉ：０％超０．３％以下、Ｃｒ：０％超０．３％以下、Ｍｏ：０％超０．３％以下、Ｖ：０％超０．３％以下、およびＮｂ：０％超０．０３％以下よりなる群から選ばれる１種以上］
　Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、およびＮｂはいずれも強度向上に有効な元素である。これらの元素は、夫々単独でまたは適宜組み合わせて含有させても良い。
　［Ｃｕ：０％超０．３％以下］
　Ｃｕは、更に鋼板の耐食性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加しても良い。このような効果を有効に発揮させるために、Ｃｕ量の下限を、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上とする。しかし、Ｃｕ量が過剰になると、その効果が飽和し、コストが増加するだけである。そのため、Ｃｕ量の上限は、好ましくは０．３％以下、より好ましくは０．２％以下である。
　［Ｎｉ：０％超０．３％以下］
　Ｎｉは、更に鋼板の耐食性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加しても良い。このような効果を有効に発揮させるために、Ｎｉ量の下限を、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上とする。しかしながら、Ｎｉ量が過剰になると、その効果が飽和し、コストが増加するだけである。そのため、Ｎｉ量の上限は、好ましくは０．３％以下、より好ましくは０．２％以下である。
　［Ｃｒ：０％超０．３％以下］
　Ｃｒは、更に高温域からの冷却中に生成するフェライトを抑制する元素であり、必要に応じて添加しても良い。このような効果を有効に発揮させるために、Ｃｒ量の下限を、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上とする。しかしながら、Ｃｒ量が過剰になると、その効果が飽和し、コストが増加するだけである。そのため、Ｃｒ量の上限は、好ましくは０．３％以下、より好ましくは０．２％以下である。
　［Ｍｏ：０％超０．３％以下］
　Ｍｏは、更に高温域からの冷却中に生成するフェライトを抑制する元素であり、必要に応じて添加しても良い。このような効果を有効に発揮させるために、Ｍｏ量の下限を、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上とする。しかしながら、Ｍｏ量が過剰になると、その効果が飽和し、コストが増加するだけである。そのため、Ｍｏ量の上限は、好ましくは０．３％以下、より好ましくは０．２％以下である。
　［Ｖ：０％超０．３％以下］
　Ｖは、更に組織を微細化して強度と靭性を向上させる元素であり、必要に応じて添加しても良い。このような効果を有効に発揮させるために、Ｖ量の下限は、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上である。しかしながら、Ｖ量が過剰になると、その効果が飽和し、コストが増加するだけである。そのため、Ｖ量の上限は、好ましくは０．３％以下、より好ましくは０．２％以下である。
　［Ｎｂ：０％超０．０３％以下］
　Ｎｂは、更に組織を微細化して強度と靭性を向上させる元素であり、必要に応じて添加しても良い。このような効果を有効に発揮させるために、Ｎｂ量の下限を、好ましくは０．００３％以上、より好ましくは０．００５％以上とする。しかしながら、Ｎｂ量が過剰になると、加工性を劣化させる。そのため、Ｎｂ量の上限は、好ましくは０．０３％以下、より好ましくは０．０２％以下である。
　［Ｃａ：０％超０．００５％以下］
　Ｃａは、鋼中の硫化物を球状化し、伸びフランジ性を高めることに有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるために、Ｃａ量の下限を、好ましくは、０．０００５％以上、より好ましくは０．００１％以上とする。しかしながら、Ｃａ量が過剰になると、その効果が飽和し、コストが増加するだけである。そのため、Ｃａ量の上限は、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００３％以下である。
　本発明の鋼板は、引張強度９８０ＭＰａ以上、且つ、０．２％耐力７００ＭＰａ以上の領域において、延性、伸びフランジ性、および溶接性のすべてに優れている。
　次に、本発明鋼板を製造する方法について説明する。
　上記要件を満足する本発明鋼板は、熱間圧延、冷間圧延、および焼鈍（均熱および冷却）の工程において、特に冷間圧延後の焼鈍工程を適切に制御して製造するところに特徴がある。以下、本発明を特徴付ける工程を、熱間圧延、冷間圧延、その後の焼鈍の順に説明する。
　熱間圧延の好ましい条件は、例えば以下のとおりである。
　熱間圧延前の加熱温度が低いと、オーステナイト中への、ＴｉＣなどの炭化物の固溶が低下するおそれがあるため、熱間圧延前の加熱温度の下限は、好ましくは１２００℃以上、より好ましくは１２５０℃以上である。熱間圧延前の加熱温度が高いとコストアップとなるため、熱間圧延前の加熱温度の上限は、好ましくは１３５０℃以下、より好ましくは１３００℃以下である。
　熱間圧延の仕上げ圧延温度が低いと、オーステナイト単相域で圧延することができず、ミクロ組織を均質化できないおそれがあるため、仕上げ圧延温度は、好ましくは８５０℃以上、より好ましくは８７０℃以上である。仕上げ圧延温度が高いと組織が粗大化するおそれがあるため、好ましくは９８０℃以下、より好ましくは９５０℃以下である。
　熱間圧延の仕上げ圧延から巻取りまでの平均冷却速度は、生産性を考慮し、好ましくは１０℃／ｓ以上、より好ましくは２０℃／ｓ以上である。一方、平均冷却速度が速いと設備コストが高くなるため、好ましくは１００℃／ｓ以下、より好ましくは５０℃／ｓ以下である。
　以下では、熱間圧延後の工程の好ましい条件について説明する。
　［熱間圧延後の巻取り温度ＣＴ：好ましくは６６０℃以上］
　熱間圧延後の巻取り温度ＣＴが、６６０℃未満になると、熱延板の表層が脱炭するか、もしくは、表層の固溶Ｍｎ、Ｃｒの減少により、焼鈍板の表層にも元素濃度分布が形成され、表層のフェライトが増加し、曲げ加工性が改善する。そのため、ＣＴの下限を、好ましくは６６０℃以上、より好ましくは６７０℃以上とする。一方、ＣＴが、高くなりすぎるとスケール除去のための酸洗性が劣化する。そのため、ＣＴの上限は、好ましくは８００℃以下、より好ましくは７５０℃以下である。
　［冷延率：好ましくは２０％以上６０％以下］
　熱延鋼板は、スケール除去のために酸洗を施し、冷間圧延に供する。冷間圧延の冷延率が２０％未満になると、所定厚さの鋼板を得るために熱間圧延工程で板厚を薄くしなければならず、熱間圧延工程で薄くすると鋼板長さが長くなるため、酸洗に時間がかかり、生産性が低下する。そのため、冷延率の下限を、好ましくは２０％以上、より好ましくは２５％以上とする。一方、冷延率が６０％を超えると、高い冷間圧延機の能力が必要となる。そのため、冷延率の上限は、好ましくは６０％以下、より好ましくは５５％以下、更に好ましくは５０％以下である。
　［焼鈍時の平均加熱速度：好ましくは１℃／ｓ以上２０℃／ｓ以下］
　上記冷間圧延後の焼鈍時の平均加熱速度が１℃／ｓ未満となると、生産性が悪化する。そのため、上記平均加熱速度の下限を、好ましくは１℃／ｓ以上、より好ましくは３℃／ｓ以上、更に好ましくは５℃／ｓ以上とする。一方、上記平均加熱速度が２０℃／ｓを超えると、鋼板温度が制御し難くなり、設備コストも増加する。そのため、上記平均加熱速度の上限は、好ましくは２０℃／ｓ以下、より好ましくは１８℃／ｓ以下、更に好ましくは１５℃／ｓ以下である。
　［焼鈍時の均熱温度Ｔ１：Ａｃ３点＋２５℃～Ａｃ３点＋７０℃］
　上記冷間圧延後の焼鈍時の均熱温度Ｔ１がＡｃ３点＋２５℃未満になると、ベイナイトまたはフェライトが増加し、０．２％耐力の確保が難くなる。そのため、Ｔ１の下限は、Ａｃ３点＋２５℃以上、好ましくはＡｃ３点＋３５℃以上とする。一方、上記Ｔ１がＡｃ３点＋７０℃を超えると、ベイナイトが減少し、伸びや伸びフランジ性が劣化する。そのため、Ｔ１の上限は、Ａｃ３点＋７０℃以下、好ましくはＡｃ３点＋６０℃以下である。
　ここで、上記Ａｃ３点温度は、下式に基づいて算出される。式中（％）は各元素の含有量（質量％）である。この式は、「レスリー鉄鋼材料学」（丸善株式会社発行、Ｗｉｌｌｉａｍ　Ｃ．　Ｌｅｓｌｉｅ著、ｐ．２７３）に記載されている。
　Ａｃ３＝９１０－２０３√（％Ｃ）－１５．２（％Ｎｉ）＋４４．７（％Ｓｉ）＋１０４（％Ｖ）＋３１．５（％Ｍｏ）＋１３．１（％Ｗ）－３０（％Ｍｎ）－１１（％Ｃｒ）－２０（％Ｃｕ）＋７００（％Ｐ）＋４００（％Ａｌ）＋１２０（％Ａｓ）＋４００（％Ｔｉ）
　［均熱時間：好ましくは１ｓ以上１００ｓ以下］
　上記均熱温度Ｔ１での均熱時間が１ｓ未満となると、上記均熱の効果が十分に発揮できない。そのため、上記均熱時間の下限は、好ましくは１ｓ以上、より好ましくは１０ｓ以上とする。一方、上記均熱時間が１００ｓを超えると、生産性が悪化する。そのため、上記均熱時間の上限は、好ましくは１００ｓ以下、より好ましくは８０ｓ以下である。
　次に、上記均熱後に室温まで冷却する。室温まで冷却するにあたっては、冷却条件を以下の（１）および（２）のように二段階に分けて制御する。
　（１）均熱温度Ｔ１から、冷却停止保持温度Ｔ２までの１次冷却工程について
　［冷却停止保持温度Ｔ２：４６０℃以上５５０℃以下］
　まず、均熱温度Ｔ１から、冷却停止温度（４６０℃以上５５０℃以下）まで冷却した後、当該冷却停止温度にて所定時間（後記するｔ２）保持する。本明細書では、冷却停止温度にて保持するため、冷却停止温度と保持温度をまとめて冷却停止保持温度Ｔ２と呼ぶ場合がある。冷却停止保持温度Ｔ２が、４６０℃未満になると、残留オーステナイトが増加し、伸びフランジ性が劣化する。そのため、Ｔ２の下限は、４６０℃以上、好ましくは４８０℃以上とする。一方、５５０℃を超えると、ベイナイトが減少し、加工性が劣化する。そのため、Ｔ２の上限は、５５０℃以下、好ましくは５２０℃以下である。
　［平均冷却速度：好ましくは１℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下］
　上記均熱温度から上記冷却停止保持温度Ｔ２までの平均冷却速度が、１℃／ｓ未満になると、生産性が悪化する。そのため、上記平均冷却速度の下限は、好ましくは１℃／ｓ以上、より好ましくは５℃／ｓ以上とする。一方、上記平均冷却速度が５０℃／ｓを超えると、鋼板温度を制御し難くなり、設備コストが増加する。そのため、上記平均冷却速度の上限は、好ましくは５０℃／ｓ以下、より好ましくは４０℃／ｓ以下、更に好ましくは３０℃／ｓ以下である。
　［冷却停止保持時間ｔ２：２０ｓ以上１００ｓ以下］
　冷却停止保持温度Ｔ２での保持時間をｔ２としたとき、上記ｔ２が２０ｓ未満になると、ベイナイトが減少し、加工性が劣化する。そのため、ｔ２の下限は、２０ｓ以上、好ましくは２５ｓ以上とする。一方、上記ｔ２が１００ｓを超えると、焼戻しマルテンサイトが減少し、強度が達成し難くなる。そのため、ｔ２の上限は、１００ｓ以下、好ましくは８０ｓ以下である。
　（２）上記冷却停止保持温度Ｔ２から室温までの２次冷却工程について
　［平均冷却速度：好ましくは１℃／ｓ以上２０℃／ｓ以下］
　次に、冷却停止保持温度Ｔ２から室温まで冷却する。この２次冷却工程における平均冷却速度が１℃／ｓ未満になると、生産性が劣化する。そのため、２次冷却工程における平均冷却速度の下限は、好ましくは１℃／ｓ以上、より好ましくは３℃／ｓ以上とする。一方、上記平均冷却速度が２０℃／ｓを超えると、設備コストが増加する。そのため、上記平均冷却速度の上限は、好ましくは２０℃／ｓ以下、より好ましくは１５℃／ｓ以下、更に好ましくは１０℃／ｓ以下である。
　本発明には、高強度冷延鋼板の表面に亜鉛めっき層を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および高強度冷延鋼板の表面に合金化亜鉛めっき層を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板も包含される。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上記冷却停止保持温度Ｔ２の工程、または上記冷却停止保持温度Ｔ２から室温までの２次冷却工程において、通常の方法により亜鉛めっきを行って製造することができる。また、本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記のようにして亜鉛めっきを行った後、通常の方法により合金化処理を行うことによって製造することができる。
　本願は、２０１４年３月３１日に出願された日本国特許出願第２０１４－０７３４４１号、および２０１５年１月２９日に出願された日本国特許出願第２０１５－０１５８６６号に基づく優先権の利益を主張するものである。２０１４年３月３１日に出願された日本国特許出願第２０１４－０７３４４１号、および２０１５年１月２９日に出願された日本国特許出願第２０１５－０１５８６６号の明細書の全内容が、本願に参考のため援用される。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限されず、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含有される。
　下記表１に示す成分組成の鋼塊を真空溶製した。その後、１２５０℃まで加熱し、板厚２．８ｍｍまで熱間圧延を施した。仕上げ圧延温度は９００℃、熱間圧延の仕上げ圧延から巻取りまでの平均冷却速度は２０℃／ｓ、巻取り温度ＣＴは、下記表２および表３に示す温度で行った。次いで得られた熱間圧延鋼板を酸洗した後、板厚２．０ｍｍまで冷間圧延した。その後、図１、表２、および表３に示す条件で熱処理を行った。更に伸び率０．２％の調質圧延を施した。なお、表１中、空欄は０％を意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　このようにして得られた各冷延鋼板について、組織の分率および各種特性を以下のようにして測定した。
　［組織の分率］
　本実施例では、鋼板のｔ／４部に存在するマルテンサイト、ベイナイト、フェライト、残留オーステナイトの分率、および鋼板の最表層部から２０μｍ位置（表層部）に存在するマルテンサイト、ベイナイト、フェライトの分率を以下のようにして測定した。本実施例の製造方法によれば、各領域において、上記以外の組織が存在する可能性は極めて低いため、上記以外の組織は測定していない。そこで、鋼板のｔ／４部ではマルテンサイト、ベイナイト、フェライト、残留オーステナイトの合計が１００面積％、鋼板の表層部ではマルテンサイト、ベイナイト、フェライトの合計が１００面積％になるように算出した。
　なお、マルテンサイトについては、前述したように本発明では鋼板の存在位置によってマルテンサイトの詳細を区別しており、鋼板のｔ／４部に存在するものは焼戻しマルテンサイトと判断した。一方、鋼板の表層部に存在するものは焼戻しマルテンサイトと焼入れマルテンサイトの両方を含むマルテンサイトと判断した。この「組織の分率」の欄では、これらを区別せず単に「マルテンサイト」と表記する。
　詳細には、残留オーステナイトは、上記鋼板から２ｍｍ×２０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を切り出し、板厚のｔ／４部まで研削した後、化学研磨してからＸ線回折法により残留オーステナイト量を測定した（ＩＳＩＪ　Ｉｎｔ．Ｖｏｌ．３３．（１９３３），Ｎｏ．７，Ｐ．７７６）。本実施例において、各領域に含まれ得る上記組織のうち残留オーステナイトのみＸ線回折法で測定し、それ以外のフェライトなどの組織は後述するようにナイタール腐食後に点算法で測定した。その理由は、ナイタール腐食を行うと、残留オーステナイトとセメンタイトなどの炭化物はいずれも、白色または灰色の組織として観察され、両者を区別できないからである。
　また、フェライト、ベイナイト、マルテンサイトは、以下のように点算法により測定した。
　まず、上記鋼板から２ｍｍ×２０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を切り出し、圧延方向と平行な断面を研磨し、ナイタール腐食を施した後、板厚ｔの１／４部および表層部の各組織を、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）写真（倍率３０００倍）で観察した。観察は、１視野当たり２０μｍ×２０μｍについて、２μｍ間隔の格子を用いて行い、粒の色やサイズなどに基づき、フェライト、ベイナイト、マルテンサイトを区別して、各面積率を測定した。測定は合計５視野について行い、その平均値を求めた。
　詳細には、ナイタール腐食後のＳＥＭ写真において、（ｉ）白色に見える組織はマルテンサイト、残留オーステナイト、またはセメンタイトであり、（ｉｉ）黒色に見える組織はベイナイト、またはフェライトである。
　上記（ｉ）において、本実施例では、サイズが約５μｍ2以上のものをマルテンサイトと判断した。
　また、上記（ｉｉ）において、黒色に見える組織の内部を観察したとき、黒色組織内に存在する白色または灰色の部分（ほぼセメンタイトと考える）が３個未満のものをフェライト、３個以上のものをベイナイトと判断した。
　基本的には上記（ｉ）および（ｉｉ）の方法によって各組織を区別することはできるが、組織が黒色に近い灰色の場合、マルテンサイトとベイナイトを区別し難い場合がある。その場合は図２および図３に示すように、黒色に近い灰色の組織の内部を観察し、当該内部に存在する白色または灰色の部分（以下、白色部分と記載する。）に着目して、そのサイズまたは個数によって、これらを区別することにした。
　詳細には、図２に示すように、黒色に近い灰色部の内部に存在する白色部分が微細且つ多数存在しているものをマルテンサイトとした。具体的には、隣接する白色部分と白色部分について、白色部分の中心位置間距離を測定したとき、当該距離が最も短い距離、即ち最近接距離が０．５μｍ未満のものをマルテンサイトとした。
　一方、図３に示すように、黒色に近い灰色部の内部に存在する白色部分が疎で且つ少数存在しているものをベイナイトした。具体的には、上記白色部分が３個以上存在しており、マルテンサイトと同様にして隣接する白色部分の最近接距離を測定したとき、０．５μｍ以上のものをベイナイトと判断した。
　以上、詳述したように、本実施例では、残留オーステナイトと、それ以外の組織（フェライト、ベイナイト、マルテンサイト）を異なる方法で測定しているため、これら組織の合計は、必ずしも１００面積％とならない。そこで、フェライト、ベイナイト、マルテンサイトの各面積分率を決定するに当たっては、全組織の合計が１００面積％となるように調整を行った。具体的には、１００％から、Ｘ線回折法で測定された残留オーステナイトの分率を引き算して得られた数値に、点算法で測定されたフェライト、ベイナイト、マルテンサイトの各分率を比例配分し直して、最終的に、フェライト、ベイナイト、マルテンサイトの各分率を決定した。
　更に本発明では、フェライトの有無をＥＢＳＤパターンの鮮明度に基づくＩＱを用いて確認した。まず、上記指標を採用した理由について説明する。
　前述したとおり本発明の鋼板は、焼戻しマルテンサイトとベイナイトを主体とし、フェライトの比率が低減されたものであり、フェライトはゼロである、即ち存在しないことが最も好ましい。前述した点算法によってフェライトの分率を測定できるが、フェライトと、それ以外のベイナイトなどの組織とを、必ずしも明確に識別することが困難な場合がある。そのため、本実施例では、点算法に加えて、フェライトの存在の有無をＩＱに基づいて評価することにした。
　ここでＩＱとは前述したとおり、ＥＢＳＤパターンの鮮明度である。また、ＩＱは結晶中の歪量に影響を受けることが知られており、ＩＱが小さいほど、結晶中に歪が多く存在する傾向にある。よって、高転位密度のマルテンサイトは結晶構造の乱れを含むためにＩＱ値が低下し、フェライトは低転位密度のため、ＩＱ値が高くなる傾向にある。そのため、従来では、ＩＱ値の絶対値を指標として、例えばＩＱ値が４０００以上の組織をフェライトと判定する方法などが提案されている。しかしながら、本発明者らの検討結果によれば、ＩＱの絶対値に基づく方法は、組織観察のための研磨条件や検出器などの影響を受け易く、ＩＱの絶対値が変動し易いことが分かった。
　そこで本発明者らは、本発明の要件を満足する鋼板（フェライトなし）と、フェライトの多い鋼板を用意して、ＩＱとフェライトの有無との関係を詳細に検討した。その結果、フェライトの有無を判定するに当たっては、ＩＱｍｉｎ（ＩＱ全データの最小値）およびＩＱｍａｘ（ＩＱ全データの最大値）を用いて相対化することが有効であり、ＩＱの全測定点数に対する、一定以上のＩＱを満足する測定点数の割合はフェライトの有無と相関があることを突き止めた。具体的には、フェライト（Ｆ）のＩＱ値［ＩＱ（Ｆ）］を下記式（１）に基づいて算出し、ＩＱが下記式（１）以上である測定点数の合計を全測定点数で除して１００を掛けた値が５％以下の場合、フェライトが存在しないと判定できることを突き止めた。
ＩＱ（Ｆ）＝０．９１×（ＩＱｍａｘ－ＩＱｍｉｎ）＋ＩＱｍｉｎ・・・（１）
式中、ＩＱｍｉｎはＩＱ全データの最小値、ＩＱｍａｘはＩＱ全データの最大値をそれぞれ意味する。
　ここでＩＱ値の測定は以下のようにして行った。まず、鋼板の板厚をｔとしたとき、ｔ／４部位における圧延方向に平行な断面を機械研磨した試料を用意した。次いで、この試料を、テクセムラボラトリーズ社製ＯＩＭシステムにセットして７０°傾斜させた状態で、１００μｍ×１００μｍの領域を測定視野とした。次いで、加速電圧：２０ｋＶ、１ステップ：０．２５μｍで１８万点のＥＢＳＤ測定を行い、体心正方格子（ＢＣＴ：Ｂｏｄｙ　ｃｅｎｔｅｒｅｄ　Ｔｅｔｒａｇｏｎａｌ）を含む体心立方格子（ＢＣＣ：Ｂｏｄｙ　Ｃｅｎｔｅｒｅｄ　Ｃｕｂｉｃ）結晶のＩＱ値を測定した。ここで体心正方格子は、Ｃ原子が体心立方格子内の特定の侵入型位置に固溶することで格子が一方向に伸長したものであり、構造自体は体心立方格子と同等であり、ＥＢＳＤでも、これらの格子を区別することはできない。そこで本実施例では、体心立方格子の測定には体心正方格子を含むものとした。
　参考のため、図４に、上記方法によって得られるＩＱのヒストグラムの一例を示す。図４中、横軸［（ＩＱ（Ｆ）－ＩＱｍｉｎ）／（ＩＱｍａｘ－ＩＱｍｉｎ）×１００］は上記式（１）を以下のように変形した式（１Ａ）の左辺であり、縦軸は頻度（測定点数の合計）である。全測定点数に対する、図４の横軸の値が９１％以上の領域を、図４の右欄に矢印で示している。すなわち、この矢印で表される領域は、上記式（１）以上の領域である。該領域の測定点数の合計を全測定点数で除して１００を掛けた値が５％以下であることは、フェライトが存在しないことを意味している。
（ＩＱ（Ｆ）－ＩＱｍｉｎ）／（ＩＱｍａｘ－ＩＱｍｉｎ）×１００≧９１・・・（１Ａ）
　［引張特性］
　引張強度（ＴＳ）、０．２％耐力（ＹＳ）、および延性の指標として伸び（Ｅｌ）については、上記冷延鋼板の圧延方向と垂直方向が試験片の長手となるように、ＪＩＳ５号試験片（標点距離５０ｍｍ、平行部幅２５ｍｍ）を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に従って試験した。以下では伸び（Ｅｌ）を延性（Ｅｌ）と記載する。更に、伸びフランジ性（λ）については、上記冷延鋼板から２ｍｍ×９０ｍｍ×９０ｍｍの試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６に従って試験した。
　［溶接性］
　溶接性の評価として、ＪＩＳ　Ｚ　３１３７に従って、上記冷延鋼板から試験片を採取し、同じ鋼板同士をスポット溶接し、十字引張強度（ＣＴＳ）を測定した。詳細には、電極として先端径８ｍｍφのドームラジアス型Ｃｕ－Ｃｒ電極を用い、溶接時間は２０サイクル／６０Ｈｚ、加圧力は４００ｋｇｆとし、電流値を変化させて溶接径（ＪＩＳ　Ｚ　３１３７参照）６ｍｍとなる条件のＣＴＳを測定した。
　［曲げ加工性］
　曲げ加工性（Ｒ／ｔ）は、圧延方向と垂直方向が試験片の長手となるように、上記冷延鋼板から２ｍｍ×４０ｍｍ×１００ｍｍの試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４８のＶブロック法に従って試験を行い、割れや亀裂が発生しない最小曲げ半径Ｒを測定した。なお、曲げ方向は試験片長手方向である。曲げ試験により判明したＲを公称板厚２ｍｍで割った値をＲ／ｔとした。
　（ｉ）引張強度が９８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満、且つ、０．２％耐力が７００ＭＰａ以上の鋼板について、延性（Ｅｌ）は、１４％以上、伸びフランジ性（λ）については、２０％以上を合格とした。曲げ加工性（Ｒ／ｔ）については、２．５以下を良好とした。溶接性は、ＣＴＳが２００００Ｎ以上を合格とした。各領域において、Ｅｌ、λ、ＣＴＳは高いほどよく、Ｒ／ｔは小さいほど良い。
　（ｉｉ）一方、引張強度が１１８０ＭＰａ以上１３７０ＭＰａ以下、且つ、０．２％耐力が７００ＭＰａ以上の鋼板については、延性（Ｅｌ）は、１１％以上、伸びフランジ性（λ）については、２０％以上を合格とした。曲げ加工性（Ｒ／ｔ）については、２．５以下を良好とした。溶接性は、ＣＴＳが２００００Ｎ以上を合格とした。各領域において、Ｅｌ、λ、ＣＴＳは高いほどよく、Ｒ／ｔは小さいほど良い。これらの結果を表４および表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表４および表５より、以下のように考察することができる。表４の試験Ｎｏ．１～１７は、それぞれ、本発明の組成を満足する表１の鋼種１～１４を用い、表２の試験Ｎｏ．１～１７の本発明の好ましい熱処理条件で製造した本発明例である。これらは、板厚内部（ｔ／４）の焼戻しマルテンサイトとベイナイトの合計面積率、焼戻しマルテンサイトの面積率、ベイナイトの面積率、フェライトの面積率、および残留オーステナイトの面積率のいずれも、本発明の要件を満足している。そのため、引張強度が９８０ＭＰａ以上、且つ、０．２％耐力が７００ＭＰａ以上であって、延性（Ｅｌ）、伸びフランジ性（λ）、および溶接性（ＣＴＳ）に優れているものが得られている。
　そのうち、試験Ｎｏ．１～１４、１７は、本発明の組成およびｔ／４部の組織を満足し、且つ表層部の好ましい組織を満足する例である。一方、試験Ｎｏ．１５、１６は、本発明の組成およびｔ／４部の組織を満足するが、ＣＴ（℃）を低くしたため、表層部のマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が好ましい範囲より大きくなり、更にフェライトの面積率が好ましい範囲より小さくなった例である。上記試験Ｎｏ．１～１４、１７と上記試験Ｎｏ．１５、１６を対比すると、試験Ｎｏ．１～１４、１７の方が、試験Ｎｏ．１５、１６に比べて曲げ加工性（Ｒ／ｔ）に優れていた。特に試験Ｎｏ．１、１７と試験Ｎｏ．１５、１６は、同じ組成の鋼種１を用いていることより、曲げ加工性（Ｒ／ｔ）の向上には、表層部のマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率を小さくし、フェライトの面積率を大きくすることが有効であることが分かる。
　これに対し、本発明のいずれかの要件を満足しない下記の例は、所望とする特性が得られないことが確認された。
　表４の試験Ｎｏ．１８～２５は、本発明の組成を満足しない表１の鋼種１５～２２を用い、表２の試験Ｎｏ．１８～２５の熱処理条件で製造した例である。
　試験Ｎｏ．１８は、Ｃ量が少ない表１の鋼種１５を用い、Ｔ１（℃）を低くして製造した例であり、焼戻しマルテンサイトとベイナイトの合計面積率、および焼戻しマルテンサイトの面積率が小さくなった。その結果、引張強度（ＴＳ）および０．２％耐力（ＹＳ）が低くなった。更に、ベイナイトは生成しなかったが、フェライトの面積率が大きくなったため、延性（Ｅｌ）および伸びフランジ性（λ）は低下しなかった。
　試験Ｎｏ．１９は、Ｃ量が多い表１の鋼種１６を用い、Ｔ１（℃）を高くして製造した例であり、ベイナイトは生成せず焼戻しマルテンサイトのみ生成したため、引張強度（ＴＳ）および０．２％耐力（ＹＳ）が著しく高くなった。その結果、延性（Ｅｌ）、伸びフランジ性（λ）が低くなった。また、Ｃ量が多くなったため、溶接性（ＣＴＳ）も低くなった。更に、引張強度（ＴＳ）および０．２％耐力（ＹＳ）が著しく高くなったために、表層部は本発明の好ましい組織を満足していたものの、曲げ加工性（Ｒ／ｔ）が低下した。
　試験Ｎｏ．２０は、Ｓｉ量が少ない表１の鋼種１７を用いた例であり、引張強度（ＴＳ）および０．２％耐力（ＹＳ）が低くなった。更に、Ｓｉ量が少ないために、表層部は本発明の好ましい組織を満足していたものの、曲げ加工性（Ｒ／ｔ）が低下した。
　試験Ｎｏ．２１は、Ｍｎ量が少ない表１の鋼種１８を用いた例であり、引張強度（ＴＳ）および０．２％耐力（ＹＳ）が低くなった。Ｐ量は多いが、Ｍｎ量が少ないことによる伸びフランジ性（λ）向上効果が大きく、伸びフランジ性（λ）は低下しなかった。
　試験Ｎｏ．２２は、Ｍｎ量が多い表１の鋼種１９を用いた例であり、ベイナイトは生成せず焼戻しマルテンサイトのみ生成したため、引張強度（ＴＳ）および０．２％耐力（ＹＳ）が著しく高くなった。その結果、延性（Ｅｌ）および伸びフランジ性（λ）が低くなった。更に、引張強度（ＴＳ）および０．２％耐力（ＹＳ）が著しく高くなったために、表層部は本発明の好ましい組織を満足していたものの、曲げ加工性（Ｒ／ｔ）が低下した。
　試験Ｎｏ．２３は、Ｔｉ量が少ない表１の鋼種２０を用いた例であり、フェライトの面積率は大きくなったが、焼戻しマルテンサイトとベイナイトの合計面積率が小さくなったため、引張強度（ＴＳ）、０．２％耐力（ＹＳ）、および伸びフランジ性（λ）が低くなった。
　試験Ｎｏ．２４は、Ｔｉ量が多い表１の鋼種２１を用いた例であり、引張強度（ＴＳ）および０．２％耐力（ＹＳ）が高くなった。その結果、延性（Ｅｌ）および伸びフランジ性（λ）が低くなった。更に、引張強度（ＴＳ）および０．２％耐力（ＹＳ）が高くなったために、表層部は本発明の好ましい組織を満足していたものの、曲げ加工性（Ｒ／ｔ）が低下した。
　試験Ｎｏ．２５は、Ｂ量が少ない表１の鋼種２２を用いた例であり、フェライトの面積率は大きくなったが、焼戻しマルテンサイトとベイナイトの合計面積率が小さくなったため、引張強度（ＴＳ）、０．２％耐力（ＹＳ）、および伸びフランジ性（λ）が低くなった。
　表５の試験Ｎｏ．２６～４６は、本発明の組成を満足する表１の鋼種１～７、９～１４を用い、表３の試験Ｎｏ．２６～４６の熱処理条件で製造した例である。そのうち表５の試験Ｎｏ．２６～３１は、本発明の組成を満足する表１の鋼種１を用い、表３の試験Ｎｏ．２６～３１の熱処理条件で製造した例である。
　試験Ｎｏ．２６は、本発明の組成を満足する表１の鋼種１を用いた例であり、Ｔ２（℃）が低く、残留オーステナイト（γ）の面積率が大きくなり、その結果、引張強度（ＴＳ）、０．２％耐力（ＹＳ）、および伸びフランジ性（λ）が低くなった。
　試験Ｎｏ．２７は、本発明の組成を満足する表１の鋼種１を用いた例であり、Ｔ２（℃）が高いために、ベイナイトの面積率が小さくなり、その結果、延性（Ｅｌ）および伸びフランジ性（λ）が低くなった。
　試験Ｎｏ．２８は、本発明の組成を満足する表１の鋼種１を用いた例であり、ｔ２（秒）が短いために、ベイナイトの面積率が小さくなり、その結果、延性（Ｅｌ）が低くなった。試験Ｎｏ．２８は、試験Ｎｏ．２７よりも焼戻しマルテンサイトの面積率が大きいため、伸びフランジ性（λ）は低くならなかった。
　試験Ｎｏ．２９は、本発明の組成を満足する表１の鋼種１を用いた例であり、ｔ２（秒）が長いために、焼戻しマルテンサイトの面積率が小さくなり、ベイナイトの面積率が大きくなり、その結果、引張強度（ＴＳ）および０．２％耐力（ＹＳ）が低くなった。
　試験Ｎｏ．３０は、本発明の組成を満足する表１の鋼種１を用いた例である。試験Ｎｏ．３０は、Ｔ１（℃）が低く、ベイナイトが生成せず、フェライトの面積率が大きくなったが、焼戻しマルテンサイトとベイナイトの合計面積率が小さくなり、その結果、引張強度（ＴＳ）、０．２％耐力（ＹＳ）、および伸びフランジ性（λ）が低下した。
　試験Ｎｏ．３１は、本発明の組成を満足する表１の鋼種５を用いた例であり、Ｔ１（℃）が高く、ベイナイトは生成せず焼戻しマルテンサイトのみ生成したため、引張強度（ＴＳ）および０．２％耐力（ＹＳ）が著しく高くなった。その結果、延性（Ｅｌ）および伸びフランジ性（λ）が低くなった。
　試験Ｎｏ．３２～３５は、本発明の組成を満足する表１の鋼種１～４を用いた例であり、表３の試験Ｎｏ．３２～３５の熱処理条件で製造した例である。試験Ｎｏ．３２～３５は、Ｔ１（℃）が低いために、ベイナイトの面積率が大きくなったが、焼戻しマルテンサイトの面積率が小さくなったために、０．２％耐力（ＹＳ）が低くなり、伸びフランジ性（λ）が低下した。
　試験Ｎｏ．３６～４３は、本発明の組成を満足する表１の鋼種６、７、９～１４を用い、表３の試験Ｎｏ．３６～４３の熱処理条件で製造した例である。試験Ｎｏ．３６～４３は、Ｔ１（℃）が低いために、ベイナイトの面積率が大きくなり、焼戻しマルテンサイトの面積率が小さくなり、その結果、０．２％耐力（ＹＳ）が低くなった。
　試験Ｎｏ．４４～４６は、本発明の組成を満足する表１の鋼種１を用い、表３の試験Ｎｏ．４４～４６の熱処理条件で製造した例である。試験Ｎｏ．４４～４６は、Ｔ１（℃）が低いために、焼戻しマルテンサイトの面積率が小さくなり、その結果、０．２％耐力（ＹＳ）が低くなった。更に、試験Ｎｏ．４４および試験Ｎｏ．４５は、ＣＴ（℃）が低いために、表層部の焼戻しマルテンサイトとベイナイトの合計面積率が大きくなり、フェライトの面積率が小さくなり、その結果、曲げ加工性が低下した。試験Ｎｏ．４６は、Ｔ１（℃）が低いために、ベイナイトの面積率が大きくなったが、焼戻しマルテンサイトの面積率が小さくなったために、０．２％耐力（ＹＳ）が低くなり、伸びフランジ性（λ）が低下した。

Claims (10)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ　：０．０７～０．１５％、
    　Ｓｉ：１．１～１．６％、
    　Ｍｎ：２．０～２．８％、
    　Ｐ　：０％超０．０１５％以下、
    　Ｓ　：０％超０．００５％以下、
    　Ａｌ：０．０１５～０．０６％、
    　Ｔｉ：０．０１０～０．０３％、および
    　Ｂ　：０．００１０～０．００４％を含有し、
    　残部が鉄および不可避不純物であって、
    　鋼板の板厚の１／４位置において下記金属組織の面積率が、
    　焼戻しマルテンサイト：３０面積％以上、
    　ベイナイト：１５面積％以上７０面積％以下、
    　焼戻しマルテンサイトとベイナイトの合計：９０面積％以上、
    　フェライト：０面積％以上５面積％以下、および
    　残留オーステナイト：０面積％以上４面積％以下を満足する引張強度が９８０ＭＰａ以上、且つ、０．２％耐力が７００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板。
  2. 　更に、質量％で、
    　Ｃｕ：０％超０．３％以下、
    　Ｎｉ：０％超０．３％以下、
    　Ｃｒ：０％超０．３％以下、
    　Ｍｏ：０％超０．３％以下、
    　Ｖ　：０％超０．３％以下、および
    　Ｎｂ：０％超０．０３％以下よりなる群から選ばれる１種以上を含有する請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
  3. 　更に、質量％で、Ｃａ：０％超０．００５％以下を含有する請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
  4. 　更に、質量％で、Ｃａ：０％超０．００５％以下を含有する請求項２に記載の高強度冷延鋼板。
  5. 　前記鋼板の最表層部から板厚方向２０μｍの表層部位において下記金属組織の面積率が、
    　フェライト：８０面積％以上、および
    　マルテンサイトとベイナイトの合計面積率：０面積％以上２０面積％以下を満足する請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
  6. 　前記鋼板の最表層部から板厚方向２０μｍの表層部位において下記金属組織の面積率が、
    　フェライト：８０面積％以上、および
    　マルテンサイトとベイナイトの合計面積率：０面積％以上２０面積％以下を満足する請求項２に記載の高強度冷延鋼板。
  7. 　前記鋼板の最表層部から板厚方向２０μｍの表層部位において下記金属組織の面積率が、
    　フェライト：８０面積％以上、および
    　マルテンサイトとベイナイトの合計面積率：０面積％以上２０面積％以下を満足する請求項３に記載の高強度冷延鋼板。
  8. 　前記鋼板の最表層部から板厚方向２０μｍの表層部位において下記金属組織の面積率が、
    　フェライト：８０面積％以上、および
    　マルテンサイトとベイナイトの合計面積率：０面積％以上２０面積％以下を満足する請求項４に記載の高強度冷延鋼板。
  9. 　請求項１～８のいずれかに記載の高強度冷延鋼板の表面に亜鉛めっき層を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  10. 　請求項１～８のいずれかに記載の高強度冷延鋼板の表面に合金化亜鉛めっき層を有する高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
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US15/128,410 US10501830B2 (en) 2014-03-31 2015-03-19 High-strength cold-rolled steel sheet, high-strength hot-dip galvanized steel sheet, and high-strength hot-dip galvannealed steel sheet having excellent ductility, stretch-flangeability, and weldability
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110331272A (zh) * 2019-07-31 2019-10-15 武汉理工大学 一种轴承组件高强韧组织的形变相变协同调控方法
WO2024154829A1 (ja) * 2023-01-20 2024-07-25 日本製鉄株式会社 冷延鋼板及びその製造方法

Families Citing this family (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2015200013A (ja) * 2014-03-31 2015-11-12 株式会社神戸製鋼所 延性、伸びフランジ性、および溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JP6719517B2 (ja) * 2014-03-31 2020-07-08 株式会社神戸製鋼所 延性、伸びフランジ性、および溶接性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上、且つ、０．２％耐力が７００ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板または高強度溶融亜鉛めっき鋼板
WO2018138898A1 (ja) * 2017-01-30 2018-08-02 新日鐵住金株式会社 鋼板
DE102017201697A1 (de) * 2017-02-02 2018-08-02 Thyssenkrupp Ag Halbzeug, Verwendung und Verfahren zur Herstellung einer stoffschlüssigen Verbindung
CN110312813B (zh) * 2017-02-13 2021-07-20 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
JP7137492B2 (ja) * 2018-03-28 2022-09-14 株式会社神戸製鋼所 合金化溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
KR102451383B1 (ko) * 2018-03-30 2022-10-11 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 합금화 용융 아연 도금 강판
WO2020075394A1 (ja) 2018-10-10 2020-04-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP7103509B2 (ja) * 2019-03-28 2022-07-20 日本製鉄株式会社 高強度鋼板
KR20220095239A (ko) * 2019-12-13 2022-07-06 아르셀러미탈 열처리 냉간압연 강판 및 그 제조 방법
KR20230016218A (ko) * 2020-07-20 2023-02-01 아르셀러미탈 열처리 냉연 강판 및 그 제조 방법
KR20230044048A (ko) * 2021-09-24 2023-04-03 주식회사 포스코 표면 품질이 우수하고 재질 편차가 적은 고강도 냉연강판 및 이의 제조 방법
KR20230043353A (ko) * 2021-09-24 2023-03-31 주식회사 포스코 표면 품질이 우수하고 재질 편차가 적은 고강도 냉연강판 및 이의 제조 방법

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003253385A (ja) * 2002-02-28 2003-09-10 Jfe Steel Kk 高速変形特性および曲げ特性に優れた冷延鋼板およびその製造方法
JP2008297592A (ja) * 2007-05-31 2008-12-11 Kobe Steel Ltd 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP2011225915A (ja) * 2010-04-16 2011-11-10 Jfe Steel Corp 成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2013227657A (ja) * 2012-03-29 2013-11-07 Kobe Steel Ltd 鋼板形状に優れた高強度冷延鋼板の製造方法

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4445365B2 (ja) * 2004-10-06 2010-04-07 新日本製鐵株式会社 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法
EP2465962B1 (en) * 2006-07-14 2013-12-04 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High-strength steel sheets and processes for production of the same
JP4969282B2 (ja) * 2007-03-26 2012-07-04 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の靭性に優れた高強度低降伏比鋼材
JP5365217B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5504737B2 (ja) 2009-08-04 2014-05-28 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼帯内における材質のバラツキが小さい成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼帯およびその製造方法
JP5644095B2 (ja) 2009-11-30 2014-12-24 新日鐵住金株式会社 延性及び耐遅れ破壊特性の良好な引張最大強度９００ＭＰａ以上を有する高強度鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP5614035B2 (ja) 2009-12-25 2014-10-29 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板の製造方法
JP5287770B2 (ja) * 2010-03-09 2013-09-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5136609B2 (ja) 2010-07-29 2013-02-06 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US9745639B2 (en) * 2011-06-13 2017-08-29 Kobe Steel, Ltd. High-strength steel sheet excellent in workability and cold brittleness resistance, and manufacturing method thereof
PL2762582T3 (pl) * 2011-09-30 2019-08-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Blacha stalowa cienka o dużej wytrzymałości cynkowana z przeżarzaniem o dużej hartowności przy obróbce termicznej, stopowa blacha stalowa cienka cynkowana z przeżarzaniem o dużej wytrzymałości oraz sposób ich wytwarzania
CA2850195C (en) 2011-09-30 2016-10-25 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in impact resistance property and manufacturing method thereof, and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet and manufacturing method thereof
CN105209650B (zh) * 2013-05-14 2017-11-07 新日铁住金株式会社 热轧钢板及其制造方法
JP5821912B2 (ja) * 2013-08-09 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003253385A (ja) * 2002-02-28 2003-09-10 Jfe Steel Kk 高速変形特性および曲げ特性に優れた冷延鋼板およびその製造方法
JP2008297592A (ja) * 2007-05-31 2008-12-11 Kobe Steel Ltd 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP2011225915A (ja) * 2010-04-16 2011-11-10 Jfe Steel Corp 成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2013227657A (ja) * 2012-03-29 2013-11-07 Kobe Steel Ltd 鋼板形状に優れた高強度冷延鋼板の製造方法

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110331272A (zh) * 2019-07-31 2019-10-15 武汉理工大学 一种轴承组件高强韧组织的形变相变协同调控方法
WO2024154829A1 (ja) * 2023-01-20 2024-07-25 日本製鉄株式会社 冷延鋼板及びその製造方法

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