JP6702356B2 - High yield ratio type high strength steel sheet and method for producing the same - Google Patents

Description

本発明は、高降伏比型高強度鋼板およびその製造方法に関する。
より詳細には、自動車、電機、パイプ、コンテナなどの産業分野において使用される部材または部品、とりわけ、自動車の骨格部材、エネルギー吸収部材などに好適な高降伏比型高強度鋼板およびその製造方法に関する。 The present invention relates to a high yield ratio type high strength steel sheet and a method for manufacturing the same.
More specifically, the present invention relates to a high yield ratio type high strength steel sheet suitable for members or parts used in the industrial field of automobiles, electric machines, pipes, containers, etc., particularly for automobile frame members, energy absorbing members and the like, and a manufacturing method thereof. .

近年、地球環境の保全の見地から、自動車のＣＯ_２排出量削減を目的とした燃費の改善が強く望まれている。そのため、車体材料の高強度化により薄肉化を図り、車体そのものを軽量化する動きが活発となってきている。例えば、プレス成形で製造される部品に用いられる冷延鋼板には、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板が多く使用されるようになってきている（例えば、特許文献１〜３を参照）。 In recent years, from the viewpoint of conservation of the global environment, there has been a strong demand for improvement of fuel consumption for the purpose of reducing CO ₂ emission of automobiles. Therefore, there is an active movement to reduce the thickness of the vehicle body by increasing the strength of the vehicle body material and to reduce the weight of the vehicle body itself. For example, high-strength steel sheets having a tensile strength (TS) of 590 MPa or more have come to be widely used for cold-rolled steel sheets used for parts manufactured by press forming (for example, Patent Documents 1 to 3). See).

さらに、自動車に要求される衝突安全性を確保するために、衝突時の吸収エネルギーを向上させた部品特性が求められている。衝突時の吸収エネルギーを向上させるためには、降伏応力（ＹＳ）をＴＳで除した値の降伏比（ＹＲ）を高めることが有効である。これは、ＹＲが高くなれば、低い変形量であっても効率良く、衝突時のエネルギーを吸収させることが可能となるためである。 Further, in order to ensure the collision safety required for automobiles, there is a demand for component characteristics with improved absorbed energy at the time of collision. In order to improve the absorbed energy at the time of collision, it is effective to increase the yield ratio (YR) of the value obtained by dividing the yield stress (YS) by TS. This is because if YR is high, it is possible to efficiently absorb the energy at the time of collision even if the deformation amount is low.

特開２００３−３４２６８０号公報JP, 2003-342680, A 特開２０１１−２１９８５５号公報JP, 2011-2119855, A 特開２０１６−１４１８５７号公報JP, 2016-141857, A

一般的に鋼板の高強度化は、成形性（延性、深絞り性、穴広げ性）の低下を招く。そのため、鋼板の高強度化に伴い、成形時の割れなどが問題となる場合がある。
特に、ＴＳが５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板において、延性と深絞り性と穴広げ性とを重畳的に向上させることは難しい。そこで、高い強度と優れた成形性（延性、深絞り性、穴広げ性）とを両立した鋼板の開発が望まれている。 Generally, an increase in the strength of a steel sheet causes a decrease in formability (ductility, deep drawability, hole expandability). Therefore, as the strength of the steel sheet increases, cracks during forming may become a problem.
In particular, in a high-strength steel sheet having a TS of 590 MPa or more, it is difficult to improve ductility, deep drawability, and hole expandability in a superimposed manner. Therefore, it is desired to develop a steel sheet having both high strength and excellent formability (ductility, deep drawability, hole expandability).

また、自動車等に用いられる冷延鋼板は、塗装して使用されるが、塗装後の耐食性を確保するための前処理として化成処理が施される。化成処理によって化成被膜が形成されが、このとき、化成被膜が生成されないミクロな領域（スケ）が生じる場合（すなわち、化成処理性が不十分である場合）があり、良好な化成処理性が求められる。 Further, cold-rolled steel sheets used for automobiles and the like are coated and used, but are subjected to chemical conversion treatment as a pretreatment for ensuring corrosion resistance after coating. A chemical conversion film is formed by the chemical conversion treatment. At this time, a microscopic region (scale) where the chemical conversion film is not formed may occur (that is, the chemical conversion treatment is insufficient), and good chemical conversion treatment is required. Be done.

なお、ＴＳが５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板を得る際の焼鈍としては、製造のリードタイムの観点から、ＣＡＬ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ Ｌｉｎｅ）による連続焼鈍が主流である。
しかし、ＣＡＬによる連続焼鈍は、大規模設備のため生産拠点が限定されるほか、鋼板の高強度化に伴い通板可能な板厚および板幅などが制限されたり、鋼板の高強度化に伴う合金元素の多量添加によってコイル継ぎ溶接が難しかったりする場合があった。
このため、ＴＳが５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板を、ＢＡＦ（Ｂａｔｃｈ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ Ｆｕｒｎａｃｅ）によるバッチ焼鈍により得ることが要求される場合がある。 From the viewpoint of production lead time, continuous annealing by CAL (Continuous Annealing Line) is the mainstream for annealing when obtaining a high-strength steel sheet having a TS of 590 MPa or more.
However, the continuous annealing by CAL has a limited production base due to the large-scale equipment, and the plate thickness and plate width that can be passed along with the strengthening of the steel plate are restricted. Coil joint welding may be difficult due to the addition of a large amount of alloying elements.
Therefore, it may be required to obtain a high-strength steel sheet having a TS of 590 MPa or more by batch annealing using BAF (Batch Annealing Furnace).

本発明者らが、特許文献１に記載された成分組成（Ｃ：０．０５質量％以下）を有する鋼スラブを用いて、ＢＡＦによるバッチ焼鈍を経て鋼板を製造したところ、所望のマルテンサイト量が確保できず、５９０ＭＰａ以上のＴＳが得られない場合があった。
また、本発明者らが、特許文献２に記載された成分組成（Ｓｉ：０．５質量％超）および特許文献３に記載された成分組成（Ｓｉ：０．５０質量％以上）を有する鋼スラブを用いて、ＢＡＦによるバッチ焼鈍を経て鋼板を製造したところ、化成処理性が不十分である場合があった。 When the present inventors manufactured a steel sheet through batch annealing by BAF using a steel slab having the component composition (C: 0.05 mass% or less) described in Patent Document 1, the desired martensite content was obtained. In some cases, and TS of 590 MPa or more could not be obtained.
In addition, the present inventors have a steel composition having the composition described in Patent Document 2 (Si: more than 0.5 mass%) and the composition described in Patent Document 3 (Si: 0.50 mass% or more). When a steel sheet was manufactured using a slab through batch annealing by BAF, the chemical conversion treatability was sometimes insufficient.

本発明は、以上の点を鑑みてなされた発明であり、０．７０超の高い降伏比（ＹＲ）を有し、かつ、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上の高降伏比型高強度鋼板であって、成形性（延性、深絞り性、穴広げ性）および化成処理性に優れる高降伏比型高強度鋼板を提供することを目的とする。
さらに、本発明は、バッチ焼鈍により上記高降伏比型高強度鋼板を得る、高降伏比型高強度鋼板の製造方法を提供することも目的とする。 The present invention has been made in view of the above points and has a high yield ratio (YR) of more than 0.70 and a high yield ratio type high strength steel sheet having a tensile strength (TS) of 590 MPa or more. It is an object of the present invention to provide a high yield ratio type high strength steel sheet which is excellent in formability (ductility, deep drawability, hole expandability) and chemical conversion treatability.
Another object of the present invention is to provide a method for producing a high yield ratio type high strength steel sheet, which obtains the above high yield ratio type high strength steel sheet by batch annealing.

本発明者らが鋭意検討した結果、下記構成を採用することにより、上記目的が達成されることを見出し、本発明を完成させた。 As a result of intensive studies by the present inventors, they have found that the above object can be achieved by adopting the following constitution, and completed the present invention.

すなわち、本発明は、以下の［１］〜［５］を提供する。
［１］質量％で、Ｃ：０．０５０％超０．２００％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％未満、Ｍｎ：１．８０％超２．６０％未満、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：２．０００％以下、および、Ｎ：０．０１００％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％以下、および、Ｎｂ：０．００５％以上０．１００％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、面積率で、フェライトが４０．０％以上９０．０％以下、マルテンサイトが５．０％以上３０．０％以下、パーライトが２．０％以上３０．０％以下である鋼組織と、を有し、鋼中のＭｎ量を上記フェライト中のＭｎ量で除した値が１．１０以上であり、上記マルテンサイト中のＭｎ量を鋼中のＭｎ量で除した値が１．８０以上であり、Ｍｎ量の単位は質量％である、高降伏比型高強度鋼板。
［２］上記成分組成が、さらに、質量％で、下記Ａ群〜Ｅ群から選ばれる少なくとも１種を含有する、上記［１］に記載の高降伏比型高強度鋼板。
［Ａ群］Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下、Ｃｕ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｃｒ：０．０１％以上１．００％以下、および、Ｍｏ：０．００５％以上０．５００％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種
［Ｂ群］Ｖ：０．００５％以上０．１００％以下、および、Ｗ：０．００５％以上０．１００％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種
［Ｃ群］Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下、および、ＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種
［Ｄ群］Ｓｂ：０．００２％以上０．２００％以下、Ｓｎ：０．００２％以上０．２００％以下、および、Ｔａ：０．００１％以上０．０１０％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種
［Ｅ群］Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下
［３］さらに、下記式を満たす、上記［１］または［２］に記載の高降伏比型高強度鋼板。
Ｐ（２２２）／｛Ｐ（２００）＋Ｐ（２２０）｝≧２．０
上記式中、Ｐ（２２２）、Ｐ（２００）およびＰ（２２０）は、それぞれ、鋼板１／４板厚位置における板面に平行な（２２２）面、（２００）面および（２２０）面の回折Ｘ線積分強度比を表す。
［４］上記鋼組織における残留オーステナイトの体積率が、５．０％以下である、上記［１］〜［３］のいずれかに記載の高降伏比型高強度鋼板。
［５］上記［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼スラブに、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延出側温度で熱間圧延を施すことにより、熱延鋼板を得て、上記熱延鋼板を、上記仕上げ圧延出側温度から６５０℃までの温度域を２０℃／秒以上１２０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却し、６５０℃から下記巻き取り温度までの温度域を５℃／秒以上４０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却し、上記冷却後の上記熱延鋼板を、４００℃以上６００℃以下の巻き取り温度で巻き取り、上記巻き取りされた上記熱延鋼板に、酸洗を施し、上記酸洗が施された上記熱延鋼板に、３０％以上８５％以下の圧下率で冷間圧延を施すことにより、冷延鋼板を得て、上記冷延鋼板に、下記温度履歴１および２を満たすバッチ焼鈍を施し、上記バッチ焼鈍が施された上記冷延鋼板に、１．１％超の伸び率で調質圧延を施すことにより、上記［１］〜［４］のいずれかに記載の高降伏比型高強度鋼板を得る、高降伏比型高強度鋼板の製造方法。
温度履歴１：上記冷延鋼板のコイルの外周面から内周面に向かって半径方向に沿って５ｍｍ入った位置を、昇温後、６２０℃以上７６０℃以下で２．０時間以上７２．０時間以下保持し、４００℃以上５５０℃以下の温度域を３０℃／時間以上２００℃／時間以下の平均冷却速度で冷却する。
温度履歴２：上記冷延鋼板のコイルの内周面から外周面に向かって半径方向に沿ってコイル厚の１／３入った位置を、昇温後、６００℃以上７４０℃以下で２．０時間以上７２．０時間以下保持し、４００℃以上５５０℃以下の温度域を５℃／時間以上１００℃／時間以下の平均冷却速度で冷却する。 That is, the present invention provides the following [1] to [5].
[1]% by mass, C: more than 0.050% and 0.200% or less, Si: 0.01% or more and less than 0.50%, Mn: more than 1.80% and less than 2.60%, P: 0. 100% or less, S: 0.0200% or less, Al: 2.000% or less, and N: 0.0100% or less, and further, Ti: 0.005% or more and 0.100% or less, and Nb: containing at least one selected from the group consisting of 0.005% or more and 0.100% or less, with the balance being a component composition of Fe and inevitable impurities, and having an area ratio of 40.0% to 90% ferrite. 0.0% or less, a martensite content of 5.0% or more and 30.0% or less, and a pearlite content of 2.0% or more and 30.0% or less. The value obtained by dividing the Mn content by 1.10 or more, the value obtained by dividing the Mn content in the martensite by the Mn content in the steel is 1.80 or more, and the unit of the Mn content is% by mass. High yield ratio type high strength steel plate.
[2] The high-yield-ratio high-strength steel sheet according to the above [1], wherein the component composition further contains, in mass%, at least one selected from the following Group A to Group E.
[Group A] Ni: 0.01% to 1.00%, Cu: 0.005% to 1.000%, Cr: 0.01% to 1.00%, and Mo: 0.005 % Or more and 0.500% or less, at least one kind selected from the group consisting of [group B] V: 0.005% or more and 0.100% or less, and W: 0.005% or more and 0.100% or less At least one selected from [C group] Ca: 0.0005% or more and 0.0050% or less, Mg: 0.0005% or more and 0.0050% or less, and REM: 0.0005% or more and 0.0050% or less At least one selected from the group consisting of [group D] Sb: 0.002% or more and 0.200% or less, Sn: 0.002% or more and 0.200% or less, and Ta: 0.001% or more and 0. At least one kind selected from the group consisting of 010% or less [Group E] B: 0.0001% or more and 0.0050% or less [3] Furthermore, the high degree according to the above [1] or [2], which satisfies the following formula: Yield ratio type high strength steel plate.
P(222)/{P(200)+P(220)}≧2.0
In the above formula, P(222), P(200), and P(220) are respectively (222) plane, (200) plane, and (220) plane parallel to the plate plane at the steel plate 1/4 plate thickness position. The diffracted X-ray integrated intensity ratio is shown.
[4] The high yield ratio type high-strength steel sheet according to any one of [1] to [3], wherein the volume ratio of retained austenite in the steel structure is 5.0% or less.
[5] A hot rolled steel sheet is obtained by subjecting a steel slab having the composition as described in [1] or [2] above to hot rolling at a finish rolling exit temperature of 800° C. or higher and 1000° C. or lower, The hot rolled steel sheet is cooled in the temperature range from the finish rolling outlet temperature to 650° C. at an average cooling rate of 20° C./sec or more and 120° C./sec or less, and the temperature range from 650° C. to the following winding temperature is set. The hot-rolled steel sheet is cooled at an average cooling rate of 5° C./second or more and 40° C./second or less, and the hot-rolled steel sheet after the cooling is wound at a winding temperature of 400° C. or more and 600° C. or less, and the rolled hot rolling. A cold-rolled steel sheet is obtained by subjecting a steel sheet to pickling, and cold-rolling the hot-rolled steel sheet subjected to the pickling at a rolling reduction of 30% to 85%. Are subjected to batch annealing satisfying the following temperature histories 1 and 2, and the cold-rolled steel sheet subjected to the batch annealing is temper-rolled at an elongation rate of more than 1.1% to obtain [1] to A method for producing a high yield ratio type high strength steel sheet, which obtains the high yield ratio type high strength steel sheet according to any one of [4].
Temperature history 1: A temperature of 5 mm along the radial direction from the outer peripheral surface to the inner peripheral surface of the coil of the cold-rolled steel sheet is increased to 620° C. or more and 760° C. or less for 2.0 hours or more 72.0 The temperature is maintained for not more than time, and the temperature range of 400° C. to 550° C. is cooled at an average cooling rate of 30° C./hour to 200° C./hour.
Temperature history 2: The temperature of 600° C. or higher and 740° C. or lower is 2.0 at a position at a temperature of 1/3 of the coil thickness in the radial direction from the inner peripheral surface to the outer peripheral surface of the coil of the cold-rolled steel plate after heating. Hold for at least 72.0 hours but not more than 400° C. and at most 550° C. at an average cooling rate of 5° C./hour or more and 100° C./hour or less.

本発明によれば、０．７０超の高い降伏比（ＹＲ）を有し、かつ、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上の高降伏比型高強度鋼板であって、成形性（延性、深絞り性、穴広げ性）および化成処理性に優れる高降伏比型高強度鋼板を提供できる。
さらに、本発明によれば、バッチ焼鈍により上記高降伏比型高強度鋼板を得る、高降伏比型高強度鋼板の製造方法を提供できる。 According to the present invention, a high yield ratio type high-strength steel sheet having a high yield ratio (YR) of more than 0.70 and a tensile strength (TS) of 590 MPa or more, which has good formability (ductility, It is possible to provide a high yield ratio type high strength steel sheet excellent in drawability, hole expandability) and chemical conversion treatability.
Further, according to the present invention, it is possible to provide a method for producing a high yield ratio type high strength steel sheet, which obtains the above high yield ratio type high strength steel sheet by batch annealing.

一部を切り欠いたコイルを示す斜視図である。It is a perspective view which shows the coil which notched one part.

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および上限値として含む範囲を意味する。
以下では、高降伏比型高強度鋼板を、単に「高強度鋼板」または「鋼板」ともいう。 In the present specification, 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.
Hereinafter, the high-yield-ratio high-strength steel sheet is also simply referred to as “high-strength steel sheet” or “steel sheet”.

［本発明者らが得た知見］
本発明者らは、０．７０超の高い降伏比（ＹＲ）を有し、かつ、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上であり、さらに、成形性（延性、深絞り性、穴広げ性）に優れ、加えて、良好な化成処理性を有する、ＢＡＦによるバッチ焼鈍で製造可能な高降伏比型高強度鋼板を開発すべく、鋭意検討を重ねた。その結果、以下の知見を得た。 [Findings obtained by the present inventors]
The present inventors have a high yield ratio (YR) of more than 0.70, a tensile strength (TS) of 590 MPa or more, and further formability (ductility, deep drawability, hole expandability). In addition to the above, in addition to the above, the inventors have earnestly studied to develop a high yield ratio type high strength steel sheet which can be manufactured by batch annealing by BAF and which has good chemical conversion treatability. As a result, the following findings were obtained.

（１）ＢＡＦによるバッチ焼鈍での製造で、５９０ＭＰａ以上のＴＳを得るには、以下の点が重要である。
すなわち、Ｍｎを１．８０質量％超の範囲で含有させ、ＢＡＦによるバッチ焼鈍をフェライトとオーステナイトとの二相域で行なう。この二相域での長時間保持により、侵入型元素のＣだけでなく、置換型元素のＭｎも、フェライトからオーステナイト中に濃化させる。これにより、ＢＡＦによるバッチ焼鈍後の極めて遅い冷却速度であっても、所望のマルテンサイト量を確保できる。 (1) The following points are important for obtaining a TS of 590 MPa or more in the production by batch annealing by BAF.
That is, Mn is contained in a range of more than 1.80% by mass, and batch annealing by BAF is performed in the two-phase region of ferrite and austenite. By holding for a long time in this two-phase region, not only the interstitial element C, but also the substitutional element Mn is concentrated from ferrite into austenite. Thereby, a desired amount of martensite can be secured even at an extremely slow cooling rate after batch annealing by BAF.

（２）ＢＡＦによるバッチ焼鈍での製造で、優れた成形性（延性、深絞り性、穴広げ性）を得るには、以下の点が重要である。
優れた延性を得るために、フェライトおよびマルテンサイトのＤＰ（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）組織から発現する高い加工硬化能を得る。そのために、フェライトおよびマルテンサイトの量を適正に調整する。さらに、フェライト中のＭｎ量を低減し、フェライトを清浄化させ、延性に富むフェライトを得る。
優れた深絞り性を得るために、適正なフェライト量を確保し、そのフェライトの｛１１１｝再結晶集合組織を発達させる。さらに、フェライト中のＭｎ量を低減し、フェライトを清浄化させる。いずれもＢＡＦによるバッチ焼鈍での長時間熱処理により実現する。同様の組織制御および製造方法により、鋼板の圧延方向に対して直角方向（Ｃ方向）のヤング率も向上する。
優れた穴広げ性を得るために、穴広げ時のボイド起点および亀裂伝播経路となる軟質相であるフェライトと硬質相であるマルテンサイトとの境界量を調整する。そのために、マルテンサイト量を適正に制御する。さらに、軟質相であるフェライトと硬質相であるマルテンサイトとの中間硬度相であるパーライトを積極活用することにより、強度を確保しつつ、フェライトとマルテンサイトとの境界量を低減させる。いずれもＢＡＦによるバッチ焼鈍において、均熱時間および均熱温度、ならびに、その後の冷却時の平均冷却速度によって調整できる。 (2) The following points are important for obtaining excellent formability (ductility, deep drawability, hole expandability) in production by batch annealing using BAF.
In order to obtain excellent ductility, a high work hardening ability developed from the DP (Dual Phase) structure of ferrite and martensite is obtained. Therefore, the amounts of ferrite and martensite are properly adjusted. Further, the amount of Mn in the ferrite is reduced, the ferrite is cleaned, and a ferrite having a high ductility is obtained.
In order to obtain excellent deep drawability, an appropriate amount of ferrite is secured and the {111} recrystallized texture of the ferrite is developed. Further, the amount of Mn in the ferrite is reduced to clean the ferrite. Both are realized by long-time heat treatment in batch annealing by BAF. The similar microstructure control and manufacturing method also improve the Young's modulus in the direction perpendicular to the rolling direction of the steel sheet (C direction).
In order to obtain excellent hole expandability, the amount of boundary between the ferrite, which is a soft phase, and the martensite, which is a hard phase, which serves as a void origin and a crack propagation path during hole expansion is adjusted. Therefore, the amount of martensite is properly controlled. Furthermore, by positively utilizing pearlite, which is an intermediate hardness phase between ferrite that is a soft phase and martensite that is a hard phase, the amount of boundary between ferrite and martensite is reduced while ensuring strength. Both can be adjusted by the soaking time and soaking temperature in the batch annealing by BAF, and the average cooling rate during the subsequent cooling.

（３）ＢＡＦによるバッチ焼鈍での製造で、良好な化成処理性を有するためには、以下の点が重要である。
Ｓｉ量を０．５０％未満にする。さらに、バッチ焼鈍での均熱温度が高すぎると、焼鈍中の鋼板表面へのＭｎ濃化が促進し、化成処理性が低下する。このため、バッチ焼鈍の均熱温度に適正な上限温度を設ける。 (3) The following points are important in order to have good chemical conversion treatability in the production by batch annealing by BAF.
The amount of Si is less than 0.50%. Furthermore, if the soaking temperature in batch annealing is too high, Mn concentration on the surface of the steel sheet during annealing is promoted, and the chemical conversion treatability deteriorates. Therefore, an appropriate upper limit temperature is set for the soaking temperature of batch annealing.

（４）０．７０超の高いＹＲを得るためには、以下の点が重要である。
ＢＡＦによるバッチ焼鈍後、伸び率が１．１％超の調質（スキンパス）圧延を施す。ＢＡＦによるバッチ焼鈍で製造された鋼板は、フェライトとマルテンサイトとの境界を多く含むため、低いＹＲが得られる。その後、伸び率が１．１％超の調質圧延での微量のひずみ導入により、ＹＲを高く制御できる。これは、ＢＡＦによるバッチ焼鈍後の室温でのオフラインの調質圧延で調整可能である。 (4) In order to obtain a high YR of more than 0.70, the following points are important.
After batch annealing by BAF, tempering (skin pass) rolling with an elongation rate of more than 1.1% is performed. The steel sheet produced by batch annealing by BAF contains many boundaries between ferrite and martensite, and thus a low YR is obtained. After that, YR can be controlled to be high by introducing a small amount of strain in temper rolling with an elongation rate of more than 1.1%. This can be adjusted by off-line temper rolling at room temperature after batch annealing with BAF.

（５）さらに、上記のような組織を造り込むためには、成分組成を所定の範囲に調整するとともに、製造条件、特に、ＢＡＦによるバッチ焼鈍の条件を適正に制御することが重要である。 (5) Further, in order to build up the structure as described above, it is important to adjust the component composition within a predetermined range and to appropriately control the manufacturing conditions, in particular, the batch annealing conditions by BAF.

本発明は、上記知見に基づき、さらに検討を加えた末に完成されたものである。
以下では、まず、本発明の高降伏比型高強度鋼板について説明した後、本発明の高降伏比型高強度鋼板の製造方法を説明する。 The present invention has been completed after further studies based on the above findings.
In the following, first, the high yield ratio type high strength steel sheet of the present invention will be described, and then the manufacturing method of the high yield ratio type high strength steel sheet of the present invention will be described.

［高降伏比型高強度鋼板］
本発明の高降伏比型高強度鋼板（以下、単に「本発明の高強度鋼板」または「本発明の鋼板」ともいう）は、質量％で、Ｃ：０．０５０％超０．２００％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％未満、Ｍｎ：１．８０％超２．６０％未満、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：２．０００％以下、および、Ｎ：０．０１００％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％以下、および、Ｎｂ：０．００５％以上０．１００％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、面積率で、フェライトが４０．０％以上９０．０％以下、マルテンサイトが５．０％以上３０．０％以下、パーライトが２．０％以上３０．０％以下である鋼組織と、を有する。さらに、本発明の高降伏比型高強度鋼板は、鋼中のＭｎ量を上記フェライト中のＭｎ量で除した値が１．１０以上であり、上記マルテンサイト中のＭｎ量を鋼中のＭｎ量で除した値が１．８０以上である。Ｍｎ量の単位は、質量％である。 [High yield ratio type high strength steel plate]
The high-yield ratio type high-strength steel sheet of the present invention (hereinafter, also simply referred to as “high-strength steel sheet of the present invention” or “steel sheet of the present invention”) is C: more than 0.050% and 0.200% or less in mass %. , Si: 0.01% or more and less than 0.50%, Mn: more than 1.80% and less than 2.60%, P: 0.100% or less, S: 0.0200% or less, Al: 2.000% or less. And N: 0.0100% or less, and at least Ti: 0.005% or more and 0.100% or less, and Nb: 0.005% or more and 0.100% or less. In terms of the component composition containing one kind and the balance consisting of Fe and unavoidable impurities and the area ratio, ferrite is 40.0% or more and 90.0% or less, and martensite is 5.0% or more and 30.0% or less, A steel structure in which pearlite is 2.0% or more and 30.0% or less. Further, in the high yield ratio type high strength steel sheet of the present invention, the value obtained by dividing the Mn content in the steel by the Mn content in the ferrite is 1.10 or more, and the Mn content in the martensite is the Mn content in the steel. The value divided by the amount is 1.80 or more. The unit of the amount of Mn is mass %.

本発明の高降伏比型高強度鋼板は、降伏比（ＹＲ）が０．７０超であり、かつ、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上であり、さらに、成形性（延性、深絞り性、穴広げ性）および化成処理性に優れる。 The high yield ratio type high strength steel sheet of the present invention has a yield ratio (YR) of more than 0.70 and a tensile strength (TS) of 590 MPa or more, and further has formability (ductility, deep drawability, Excellent in hole expandability and chemical conversion treatment.

本発明において、「高降伏比型」とは、降伏比（ＹＲ）が０．７０超であることを意味する。ＹＲは、降伏応力（ＹＳ）を引張強さ（ＴＳ）で除した値である。ＹＲは、０．７２以上０．９２以下が好ましい。
本発明において、「高強度」とは、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上であることを意味する。 In the present invention, “high yield ratio type” means that the yield ratio (YR) is more than 0.70. YR is a value obtained by dividing the yield stress (YS) by the tensile strength (TS). YR is preferably 0.72 or more and 0.92 or less.
In the present invention, “high strength” means that the tensile strength (TS) is 590 MPa or more.

本発明の高強度鋼板を、例えば、自動車の骨格部材、エネルギー吸収部材などに適用することにより、車体軽量化による燃費の改善を図ることができるため、産業上の利用価値は非常に大きい。 By applying the high-strength steel sheet of the present invention to, for example, a skeleton member of an automobile, an energy absorbing member, etc., it is possible to improve fuel efficiency by reducing the weight of a vehicle body, and therefore, its industrial utility value is very large.

本発明の高強度鋼板の板厚は、特に限定されないが、例えば、０．５ｍｍ以上４．０ｍｍ以下である。 The plate thickness of the high-strength steel plate of the present invention is not particularly limited, but is, for example, 0.5 mm or more and 4.0 mm or less.

〈成分組成〉
以下では、まず、本発明の高強度鋼板の成分組成を説明する。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。 <Ingredient composition>
Below, the component composition of the high strength steel plate of this invention is demonstrated first. Unless otherwise specified, the "%" display in the component composition means "mass %".

《Ｃ：０．０５０％超０．２００％以下》
Ｃは、マルテンサイトを生成させて、強度を上昇させるために必要な元素である。
Ｃ量が０．０５０％以下ではフェライト量が増大し、所望のマルテンサイト量の確保が難しく、所望の強度が得られない。
一方、Ｃ量が０．２００％を超えると、硬質なマルテンサイト量が過大となり、穴広げ性等が低下する。溶接部および熱影響部の硬化が著しくなって、溶接部の機械的特性が低下し、スポット溶接性、アーク溶接性などが劣化する場合もある。
このため、Ｃ量は、０．０５０％超０．２００％以下であり、０．０６５％以上０．１５０％以下が好ましい。 <<C: more than 0.050% and 0.200% or less>>
C is an element necessary to generate martensite and increase the strength.
When the amount of C is 0.050% or less, the amount of ferrite increases, it is difficult to secure the desired amount of martensite, and the desired strength cannot be obtained.
On the other hand, when the amount of C exceeds 0.200%, the amount of hard martensite becomes excessive and the hole expandability and the like deteriorate. In some cases, the hardening of the welded part and the heat-affected zone becomes remarkable, the mechanical properties of the welded part deteriorate, and the spot weldability, arc weldability, etc. deteriorate.
Therefore, the C content is more than 0.050% and 0.200% or less, preferably 0.065% or more and 0.150% or less.

《Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％未満》
Ｓｉは、フェライトの加工硬化能を向上させるため、良好な延性の確保に有効な元素である。Ｓｉ量が０．０１％に満たないと、その添加効果が乏しくなる。
一方、０．５０％以上のＳｉの過剰な添加は、冷延鋼板の化成処理性が低下したり、テンパーカラーが発生したりする。化成処理性が低下する理由は、Ｓｉは非常に酸化しやすく、鋼板表面でＳｉ酸化物（ＳｉＯ_２）の被膜を形成するため、このＳｉ酸化物が化成処理中の化成被膜の生成反応を阻害し、化成被膜が生成されないミクロな領域（スケ）が生じるためと推測される。テンパーカラーとは、焼鈍中に鋼板表面に濃化する鋼中成分（特に、Ｓｉ）の酸化によって生じた表面酸化被膜に起因した表面欠陥である。さらに、赤スケールなどの発生による表面性状の劣化を引き起こす。
このため、Ｓｉ量は、０．０１％以上０．５０％未満であり、０．１０％以上０．４０％以下が好ましい。 <<Si: 0.01% or more and less than 0.50%>>
Si is an element effective for ensuring good ductility because it improves the work hardening ability of ferrite. If the amount of Si is less than 0.01%, the effect of addition becomes poor.
On the other hand, if 0.50% or more of Si is excessively added, the chemical conversion processability of the cold-rolled steel sheet is deteriorated, and a temper color is generated. The reason why the chemical conversion treatment property deteriorates is that Si is very easy to oxidize and forms a film of Si oxide (SiO ₂ ) on the surface of the steel sheet, and this Si oxide inhibits the formation reaction of the chemical conversion film during the chemical conversion treatment. However, it is presumed that a microscopic region (scale) where the chemical conversion film is not generated is generated. The temper color is a surface defect caused by a surface oxide film formed by the oxidation of a steel component (especially Si) concentrated on the steel plate surface during annealing. Further, the surface quality is deteriorated due to the generation of red scale.
Therefore, the Si amount is 0.01% or more and less than 0.50%, and preferably 0.10% or more and 0.40% or less.

《Ｍｎ：１．８０％超２．６０％未満》
Ｍｎは、本発明において極めて重要な元素である。Ｍｎは、オーステナイトを安定化させる元素である。フェライトとオーステナイトとの二相域でＢＡＦによるバッチ焼鈍などの長時間保持を行なった場合、オーステナイト中にＭｎが濃化し、冷却速度が極めて遅い場合でも、フェライト変態やベイナイト変態が殆ど生じず、所望のマルテンサイト量を確保できる。このような効果は、鋼中のＭｎ量が１．８０％超の場合に認められる。これにより、バッチ焼鈍で引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上の安定製造が可能となる。
一方、Ｍｎ量が２．６０％以上の過剰な添加は、面積率で３０．０％を超えるマルテンサイトが生成し、所望の延性などが得られない。
このため、Ｍｎ量は、１．８０％超２．６０％未満であり、２．００％以上２．６０％未満が好ましい。 <<Mn: more than 1.80% and less than 2.60%>>
Mn is an extremely important element in the present invention. Mn is an element that stabilizes austenite. When holding for a long time such as batch annealing by BAF in the two-phase region of ferrite and austenite, Mn is concentrated in austenite, and even if the cooling rate is extremely low, ferrite transformation and bainite transformation hardly occur. The amount of martensite can be secured. Such an effect is recognized when the amount of Mn in steel exceeds 1.80%. As a result, stable manufacturing with a tensile strength (TS) of 590 MPa or more can be performed by batch annealing.
On the other hand, when the Mn content is excessively added at 2.60% or more, martensite exceeding 30.0% in area ratio is generated, and desired ductility and the like cannot be obtained.
Therefore, the amount of Mn is more than 1.80% and less than 2.60%, preferably 2.00% or more and less than 2.60%.

《Ｐ：０．１００％以下》
Ｐは、固溶強化の作用を有し、所望の強度に応じて添加できる元素である。Ｐは、フェライト変態を促進し、鋼板の複合組織化にも有効な元素である。こうした効果を得るため、Ｐ量は、例えば、０．００１％以上である。
もっとも、Ｐ量が０．１００％を超えると、スポット溶接性の著しい劣化を招く。このため、Ｐ量は、０．１００％以下であり、０．０４０％以下が好ましい。 <<P: 0.100% or less>>
P is an element that has the effect of solid solution strengthening and can be added according to the desired strength. P is an element that promotes ferrite transformation and is effective for forming a composite structure of a steel sheet. In order to obtain such effects, the P amount is, for example, 0.001% or more.
However, if the P content exceeds 0.100%, the spot weldability is significantly deteriorated. Therefore, the amount of P is 0.100% or less, preferably 0.040% or less.

《Ｓ：０．０２００％以下》
Ｓは、粒界に偏析して熱間加工時に鋼を脆化させるとともに、硫化物として存在して鋼板の局部変形能を低下させる。Ｓ量が０．０２００％を超えると、スポット溶接性の著しい劣化を招く。このため、Ｓ量は、０．０２００％以下であり、０．０１００％以下が好ましく、０．００５０％以下がより好ましい。
Ｓ量の下限は特に限定されないが、生産技術上の制約から、Ｓ量は、例えば、０．０００１％以上である。 <<S: 0.0200% or less>>
S segregates at the grain boundaries to embrittle the steel during hot working, and also exists as a sulfide to reduce the local deformability of the steel sheet. If the S content exceeds 0.0200%, the spot weldability is significantly deteriorated. Therefore, the S amount is 0.0200% or less, preferably 0.0100% or less, and more preferably 0.0050% or less.
The lower limit of the amount of S is not particularly limited, but the amount of S is, for example, 0.0001% or more, due to restrictions in production technology.

《Ａｌ：２．０００％以下》
Ａｌは、フェライトとオーステナイトとの二相域を拡大させ、焼鈍での温度依存性の低減、つまり、材質安定性に有効な元素である。Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度に有効な元素でもある。このため、Ａｌ量は、例えば、０．００５％以上であり、０．０１０％以上が好ましい。
もっとも、Ａｌの多量の添加は、連続鋳造時の鋼片割れ発生の危険性が高まり、製造性を低下させる。このため、Ａｌ量は、２．０００％以下であり、１．５００％以下が好ましい。 <<Al: 2.000% or less>>
Al is an element effective for expanding the two-phase region of ferrite and austenite and reducing the temperature dependence during annealing, that is, for material stability. Al acts as a deoxidizing agent and is also an element effective for the cleanliness of steel. Therefore, the Al amount is, for example, 0.005% or more, preferably 0.010% or more.
However, the addition of a large amount of Al increases the risk of cracking of the steel slab during continuous casting and reduces the manufacturability. Therefore, the Al amount is 2.000% or less, preferably 1.500% or less.

《Ｎ：０．０１００％以下》
Ｎは、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。特に、Ｎ量が０．０１００％を超えると、耐時効性の劣化が顕著となる。このため、Ｎ量は、０．０１００％以下であり、０．００７０％以下が好ましい。
Ｎ量は、少ないほど好ましいが、生産技術上の制約から、例えば、０．０００５％以上であり、０．００１０％以上が好ましい。 <<N: 0.0100% or less>>
N is an element that deteriorates the aging resistance of steel. In particular, when the amount of N exceeds 0.0100%, deterioration of aging resistance becomes remarkable. Therefore, the N content is 0.0100% or less, preferably 0.0070% or less.
The smaller the amount of N is, the more preferable it is, but due to the limitation in production technology, it is, for example, 0.0005% or more, preferably 0.0010% or more.

本発明の高強度鋼板の成分組成は、さらに、Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％以下、および、Ｎｂ：０．００５％以上０．１００％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する。 The composition of the high-strength steel sheet of the present invention further comprises at least one selected from the group consisting of Ti: 0.005% or more and 0.100% or less and Nb: 0.005% or more and 0.100% or less. contains.

《Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％以下》
Ｔｉは、本発明において極めて重要な元素である。Ｔｉは、Ｃ、Ｓ、Ｎと析出物を形成して、焼鈍時に深絞り性およびヤング率（剛性）の向上に有利な方位の発達したフェライトを生成させる。さらに、Ｔｉは、再結晶粒の粗大化を抑制し、強度の向上に有効に寄与する。Ｂを添加する場合は、ＮをＴｉＮとして析出させるため、ＢＮの析出が抑制され、後述するＢの効果が有効に発現される。加えて、高温での延性が向上し、連続鋳造における鋳造性が改善する。これら効果は、Ｔｉ量が０．００５％以上である場合に得られる。
一方で、Ｔｉ量が０．１００％を超えると、炭窒化物量が顕著に増大し、延性が低下する。
このため、Ｔｉ量は、０．００５％以上０．１００％以下であり、０．０２０％以上０．０９０％以下が好ましい。 <<Ti: 0.005% or more and 0.100% or less>>
Ti is an extremely important element in the present invention. Ti forms precipitates with C, S, and N, and forms ferrite having an oriented direction that is advantageous for improving deep drawability and Young's modulus (rigidity) during annealing. Further, Ti suppresses the coarsening of the recrystallized grains and effectively contributes to the improvement of the strength. When B is added, N is precipitated as TiN, so that the precipitation of BN is suppressed and the effect of B described later is effectively exhibited. In addition, the ductility at high temperature is improved and the castability in continuous casting is improved. These effects are obtained when the Ti amount is 0.005% or more.
On the other hand, when the Ti amount exceeds 0.100%, the carbonitride amount remarkably increases and the ductility decreases.
Therefore, the Ti amount is 0.005% or more and 0.100% or less, and preferably 0.020% or more and 0.090% or less.

《Ｎｂ：０．００５％以上０．１００％以下》
Ｎｂは、本発明において極めて重要な元素である。Ｎｂは、熱間圧延時または焼鈍時に微細な析出物を形成して、焼鈍時に深絞り性およびヤング率（剛性）の向上に有利な方位の発達したフェライトを生成させる。さらに、Ｎｂは、再結晶粒の粗大化を抑制し、強度の向上に有効に寄与する。これら効果は、Ｎｂ量が０．００５％以上である場合に得られる。
一方で、Ｎｂ量が０．１００％を超えると、炭窒化物量が顕著に増大し、延性が低下する。コストアップの要因にもなる。
このため、Ｎｂ量は、０．００５％以上０．１００％以下であり、０．０１０％以上０．０８０％以下が好ましい。 <<Nb: 0.005% or more and 0.100% or less>>
Nb is an extremely important element in the present invention. Nb forms fine precipitates at the time of hot rolling or annealing, and produces ferrite having an orientation which is advantageous in improving deep drawability and Young's modulus (rigidity) during annealing. Furthermore, Nb suppresses the coarsening of recrystallized grains and effectively contributes to the improvement of strength. These effects are obtained when the amount of Nb is 0.005% or more.
On the other hand, when the Nb amount exceeds 0.100%, the carbonitride amount remarkably increases and the ductility decreases. It also causes a cost increase.
Therefore, the amount of Nb is 0.005% or more and 0.100% or less, preferably 0.010% or more and 0.080% or less.

本発明の高強度鋼板の成分組成は、さらに、質量％で、下記Ａ群〜Ｅ群から選ばれる少なくとも１種を含有できる。 The component composition of the high-strength steel sheet of the present invention may further contain, in mass%, at least one selected from the following Group A to Group E.

《［Ａ群］Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下、Ｃｕ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｃｒ：０．０１％以上１．００％以下、および、Ｍｏ：０．００５％以上０．５００％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種》
Ｎｉは、残留オーステナイトを安定化させる元素で、良好な延性の確保に有効であり、さらに、固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素である。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１．００％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１．００％以下が好ましい。
Ｃｕは、鋼の強度上昇に有効な元素である。この添加効果を得る観点から、Ｃｕ量は、０．００５％以上が好ましい。一方、Ｃｕ量が１．０００％を超えると、硬質なマルテンサイト量が過大となる場合がある。このため、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ量は、０．００５％以上１．０００％以下が好ましい。
ＣｒおよびＭｏは、鋼の強度を上昇させるとともに、焼入れ性向上に寄与する元素である。この添加効果を得る観点から、Ｃｒ量は０．０１％以上が好ましく、Ｍｏ量は０．００５％以上が好ましい。一方、これらの元素を過剰に添加すると、硬質なマルテンサイト量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、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒ量は０．０１％以上１．００％以下が好ましく、Ｍｏ量は０．００５％以上０．５００％以下が好ましい。 <<[Group A] Ni: 0.01% or more and 1.00% or less, Cu: 0.005% or more and 1.000% or less, Cr: 0.01% or more and 1.00% or less, and Mo: 0. At least one selected from the group consisting of 005% or more and 0.500% or less>>
Ni is an element that stabilizes retained austenite, is effective for ensuring good ductility, and is an element that increases the strength of steel 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 1.00%, 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 1.00% or less.
Cu is an element effective for increasing the strength of steel. From the viewpoint of obtaining this addition effect, the amount of Cu is preferably 0.005% or more. On the other hand, if the Cu content exceeds 1.000%, the hard martensite content may become excessive. Therefore, when Cu is added, the amount of Cu is preferably 0.005% or more and 1.000% or less.
Cr and Mo are elements that increase the strength of steel and contribute to the improvement of hardenability. From the viewpoint of obtaining this addition effect, the Cr amount is preferably 0.01% or more, and the Mo amount is preferably 0.005% or more. On the other hand, if these elements are added excessively, the hard martensite amount may become excessive. It also causes a cost increase. Therefore, when Cr is added, the Cr amount is preferably 0.01% or more and 1.00% or less, and the Mo amount is preferably 0.005% or more and 0.500% or less.

《［Ｂ群］Ｖ：０．００５％以上０．１００％以下、および、Ｗ：０．００５％以上０．１００％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種》
ＶおよびＷは、析出強化による鋼の強化に有効であるため、必要に応じて添加できる元素である。この添加効果を得る観点から、Ｖ量は０．００５％以上が好ましく、Ｗ量は０．００５％以上が好ましい。一方、これらの元素を過剰に添加すると、炭窒化物量が顕著に増大し、延性が低下する場合がある。コストアップの要因にもなる。
このため、ＶおよびＷからなる群から選ばれる少なくとも１種を添加する場合、Ｖ量は０．００５％以上０．１００％以下が好ましく、Ｗ量は０．００５％以上０．１００％以下が好ましい。 <<[Group B] V: 0.005% or more and 0.100% or less, and W: at least one selected from the group consisting of 0.005% or more and 0.100% or less>>
V and W are elements that can be added if necessary because they are effective in strengthening the steel by precipitation strengthening. From the viewpoint of obtaining this addition effect, the V amount is preferably 0.005% or more, and the W amount is preferably 0.005% or more. On the other hand, if these elements are excessively added, the amount of carbonitrides may remarkably increase and ductility may decrease. It also causes a cost increase.
Therefore, when at least one selected from the group consisting of V and W is added, the V content is preferably 0.005% or more and 0.100% or less, and the W content is 0.005% or more and 0.100% or less. preferable.

《［Ｃ群］Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下、および、ＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種》
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、硫化物の形状を球状化し、穴広げ性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。この添加効果を得る観点から、それぞれの元素量は、０．０００５％以上が好ましい。一方、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭのそれぞれを過剰に添加すると、介在物等の増加を引き起こし表面および内部欠陥などを引き起こす場合がある。
このため、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭからなる群から選ばれる少なくとも１種を添加する場合、その量は、それぞれ０．０００５％以上０．００５０％以下が好ましい。 <<[C group] Ca: 0.0005% or more and 0.0050% or less, Mg: 0.0005% or more and 0.0050% or less, and REM: selected from the group consisting of 0.0005% or more and 0.0050% or less At least one kind >>
Ca, Mg and REM are effective elements for making the shape of the sulfide spherical and improving the adverse effect of the sulfide on the hole expandability. From the viewpoint of obtaining this addition effect, the amount of each element is preferably 0.0005% or more. On the other hand, excessive addition of each of Ca, Mg and REM may cause increase in inclusions and the like, which may cause surface and internal defects.
Therefore, when adding at least one selected from the group consisting of Ca, Mg and REM, the amount thereof is preferably 0.0005% or more and 0.0050% or less.

《［Ｄ群］Ｓｂ：０．００２％以上０．２００％以下、Ｓｎ：０．００２％以上０．２００％以下、および、Ｔａ：０．００１％以上０．０１０％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種》
ＳｎおよびＳｂは、鋼板表面の窒化または酸化によって生じる、鋼板表層の数十μｍ程度の厚み領域の脱炭を抑制する観点から、必要に応じて添加できる元素である。このような窒化および酸化を抑制することにより、鋼板表面におけるマルテンサイト量が減少するのを防止できるため、ＳｎおよびＳｂは、強度および材質安定性などの確保に有効な元素である。一方、ＳｎおよびＳｂを過剰に添加すると、靭性の低下を招く場合がある。このため、ＳｎおよびＳｂからなる群から選ばれる少なくとも１種を添加する場合、その量はそれぞれ、０．００２％以上０．２００％以下が好ましい。
Ｔａは、ＴｉやＮｂと同様に、合金炭化物や合金炭窒化物を生成して高強度化に寄与する。加えて、Ｔａは、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）など複合析出物を生成することにより析出物の粗大化を抑制し、析出強化による強度向上への寄与を安定化させる効果があると考えられる。上述した析出物安定化の効果を得る観点から、Ｔａ量は０．００１％以上が好ましい。一方、Ｔａを過剰に添加すると、添加効果が飽和するうえにコストも増加する。このため、Ｔａを添加する場合、Ｔａ量は、０．００１％以上０．０１０％以下が好ましい。 <<[Group D] Sb: 0.002% or more and 0.200% or less, Sn: 0.002% or more and 0.200% or less, and Ta: 0.001% or more and 0.010% or less, selected from the group consisting of At least one kind >>
Sn and Sb are elements that can be added as necessary from the viewpoint of suppressing decarburization in a thickness region of several tens of μm of the steel sheet surface layer, which is caused by nitriding or oxidation of the steel sheet surface. By suppressing such nitriding and oxidation, it is possible to prevent the amount of martensite on the surface of the steel sheet from decreasing, so Sn and Sb are effective elements for ensuring strength and material stability. On the other hand, if Sn and Sb are excessively added, the toughness may be lowered. Therefore, when at least one selected from the group consisting of Sn and Sb is added, the amount thereof is preferably 0.002% or more and 0.200% or less.
Ta, like Ti and Nb, produces alloy carbides and alloy carbonitrides and contributes to high strength. In addition, Ta partially dissolves in Nb carbides and Nb carbonitrides to form complex precipitates such as (Nb,Ta)(C,N), thereby suppressing coarsening of precipitates and strengthening precipitation. It is considered that there is an effect of stabilizing the contribution to the strength improvement by the. From the viewpoint of obtaining the above-described effect of stabilizing the precipitate, the Ta amount is preferably 0.001% or more. On the other hand, if Ta is added excessively, the effect of addition is saturated and the cost is increased. Therefore, when Ta is added, the amount of Ta is preferably 0.001% or more and 0.010% or less.

《［Ｅ群］Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下》
Ｂは、オーステナイト粒界からのフェライトの生成および成長を抑制する作用を有し、臨機応変な組織制御が可能なため、必要に応じて添加できる。例えば、熱間圧延後の一次冷却中におけるフェライト変態やパーライト変態を抑制する効果がある。さらに、バッチ焼鈍での保持後の冷却中におけるフェライト変態やベイナイト変態を抑制する。このような添加効果を得る観点から、Ｂ量は、０．０００１％以上が好ましい。
一方、Ｂ量が０．００５０％を超えると、成形性（延性、深絞り性、穴広げ性）が低下する場合がある。
このため、Ｂを添加する場合、Ｂ量は、０．０００１％以上０．００５０％以下が好ましく、０．０００５％以上０．００３０％以下がより好ましい。 <<[Group E] B: 0.0001% or more and 0.0050% or less>>
B has the effect of suppressing the generation and growth of ferrite from the austenite grain boundaries, and allows flexible structure control, so it can be added as necessary. For example, it has an effect of suppressing ferrite transformation and pearlite transformation during primary cooling after hot rolling. Furthermore, it suppresses ferrite transformation and bainite transformation during cooling after holding in batch annealing. From the viewpoint of obtaining such an addition effect, the B content is preferably 0.0001% or more.
On the other hand, if the amount of B exceeds 0.0050%, the formability (ductility, deep drawability, hole expandability) may decrease.
Therefore, when B is added, the B content is preferably 0.0001% or more and 0.0050% or less, and more preferably 0.0005% or more and 0.0030% or less.

《残部》
上記成分組成において、上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。 <Remainder>
In the above component composition, the balance other than the above components is Fe and inevitable impurities.

〈鋼組織〉
次に、本発明の高強度鋼板の鋼組織（ミクロ組織）について説明する。 <Steel structure>
Next, the steel structure (microstructure) of the high-strength steel sheet of the present invention will be described.

《フェライトの面積率：４０．０％以上９０．０％以下》
本発明の高強度鋼板においては、所望の延性および深絞り性を確保するために、フェライトの面積率を４０．０％以上にする。フェライトの面積率が４０．０％以上の場合、軟質相であるフェライト量が十分であり、優れた延性が確保できる。面積率で４０．０％以上のフェライトの｛１１１｝再結晶集合組織を発達させることにより、所望の深絞り性も確保できる。
一方、５９０ＭＰａ以上のＴＳを確保するため、軟質なフェライトの面積率を９０．０％以下にする。
このため、フェライトの面積率は、４０．０％以上９０．０％以下であり、５０．０％以上８５．０％以下が好ましい。 <<Ferrite area ratio: 40.0% or more and 90.0% or less>>
In the high-strength steel sheet of the present invention, the area ratio of ferrite is set to 40.0% or more in order to secure desired ductility and deep drawability. When the area ratio of ferrite is 40.0% or more, the amount of ferrite that is a soft phase is sufficient, and excellent ductility can be secured. A desired deep drawability can be secured by developing a {111} recrystallized texture of ferrite having an area ratio of 40.0% or more.
On the other hand, in order to secure TS of 590 MPa or more, the area ratio of soft ferrite is set to 90.0% or less.
Therefore, the area ratio of ferrite is 40.0% or more and 90.0% or less, and preferably 50.0% or more and 85.0% or less.

｛１１１｝集合組織とは、鋼板面垂直方向に結晶の〈１１１〉方向が向いていることを言う。結晶学およびＢｒａｇｇの反射条件から、体心立方構造であるα−Ｆｅの場合、｛１１１｝面の回折としては、（１１１）面では起こらず、（２２２）面で起こるため、回折Ｘ線積分強度比としては（２２２）面の値（Ｐ（２２２））を用いる。（２２２）面は、鋼板板面垂直方向には［２２２］方向が向いているので、実質的に〈１１１〉方向と同じ方向である。よって、（２２２）面の強度比が高いことは、｛１１１｝集合組織が発達していることに対応する。｛１００｝面に対しても同様の理由から、（２００）面の値（Ｐ（２００））を用いる。 The {111} texture means that the <111> direction of the crystal is oriented in the direction perpendicular to the steel sheet surface. From the crystallographic and Bragg reflection conditions, in the case of α-Fe having a body-centered cubic structure, the diffraction of the {111} plane does not occur in the (111) plane, but occurs in the (222) plane. The value of the (222) plane (P(222)) is used as the intensity ratio. The (222) plane is substantially the same as the <111> direction because the [222] direction is oriented in the direction perpendicular to the steel plate surface. Therefore, the high intensity ratio of the (222) plane corresponds to the development of {111} texture. For the same reason, the value (P(200)) of the (200) plane is used for the {100} plane.

《マルテンサイトの面積率：５．０％以上３０．０％以下》
本発明の高強度鋼板においては、５９０ＭＰａ以上のＴＳを達成するために、マルテンサイトの面積率を５．０％以上にする。
一方、所望の延性、穴広げ性の確保のため、マルテンサイトの面積率を３０．０％以下にする。マルテンサイトの面積率が３０．０％以下の場合、マルテンサイト以外のマルテンサイトより軟質な相の量が増えるため、優れた延性が確保できる。マルテンサイトの面積率が３０．０％以下の場合、軟質相であるフェライトと硬質相であるマルテンサイトとの境界量が少ないため、優れた穴広げ性が確保できる。
このため、マルテンサイトの面積率は、５．０％以上３０．０％以下であり、８．０％以上２５．０％以下が好ましい。 <<Area ratio of martensite: 5.0% or more and 30.0% or less>>
In the high-strength steel sheet of the present invention, the area ratio of martensite is set to 5.0% or more in order to achieve TS of 590 MPa or more.
On the other hand, in order to secure desired ductility and hole expandability, the area ratio of martensite is set to 30.0% or less. When the area ratio of martensite is 30.0% or less, the amount of the softer phase than martensite other than martensite increases, and thus excellent ductility can be secured. When the area ratio of martensite is 30.0% or less, since the amount of boundary between the soft phase ferrite and the hard phase martensite is small, excellent hole expandability can be secured.
Therefore, the area ratio of martensite is 5.0% or more and 30.0% or less, and preferably 8.0% or more and 25.0% or less.

《パーライトの面積率：２．０％以上３０．０％以下》
本発明の高強度鋼板においては、所望の穴広げ性を確保するため、パーライトの面積率を２．０％以上にする。パーライトの面積率が２．０％以上の場合、軟質相であるフェライトと硬質相であるマルテンサイトとの中間硬度相であるパーライトを活用することにより、強度を確保しつつ、フェライトとマルテンサイトとの境界量を減らすことが可能になるため、優れた穴広げ性が確保できる。
一方、所望の延性を確保するため、パーライトの面積率を３０．０％以下にする。パーライトの面積率が３０．０％以下であれば、残部であるフェライトおよびマルテンサイトのＤＰ（Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ）組織から発現する高い加工硬化能により、優れた延性が確保できる。
このため、パーライトの面積率は、２．０％以上３０．０％以下であり、４．０％以上２５．０％以下が好ましい。 <<Perlite area ratio: 2.0% or more and 30.0% or less>>
In the high-strength steel sheet of the present invention, the area ratio of pearlite is set to 2.0% or more in order to secure desired hole expandability. When the area ratio of pearlite is 2.0% or more, by utilizing pearlite which is an intermediate hardness phase between ferrite which is a soft phase and martensite which is a hard phase, ferrite and martensite are secured while securing strength. Since it is possible to reduce the amount of boundary between the holes, excellent hole expandability can be secured.
On the other hand, in order to secure desired ductility, the area ratio of pearlite is set to 30.0% or less. When the area ratio of pearlite is 30.0% or less, excellent ductility can be ensured due to the high work hardening ability developed from the DP (Dual Phase) structure of the remaining ferrite and martensite.
Therefore, the area ratio of pearlite is 2.0% or more and 30.0% or less, and preferably 4.0% or more and 25.0% or less.

フェライト、マルテンサイトおよびパーライトの面積率は、以下のようにして求める。
まず、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を研磨する。研磨後の鋼板を、３体積％ナイタールを用いて腐食させる。腐食させた鋼板の板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）について、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて２０００倍の倍率で１０視野を観察し、組織画像を得る。得られた組織画像について、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて、各組織（フェライト、マルテンサイト、パーライト）の面積率を１０視野分算出し、それらの値を平均して求める。上記組織画像において、フェライトは灰色の組織（下地組織）、マルテンサイトは白色の組織、パーライトはセメンタイトとフェライトとの層状組織を呈していることで識別される。 The area ratio of ferrite, martensite, and pearlite is determined as follows.
First, a plate thickness cross section (L cross section) parallel to the rolling direction of the steel plate is polished. The polished steel plate is corroded using 3% by volume of Nital. With respect to the plate thickness 1/4 position of the corroded steel plate (the position corresponding to 1/4 of the plate thickness in the depth direction from the steel plate surface), 10 fields of view were observed using a SEM (scanning electron microscope) at a magnification of 2000 times. Observe and obtain a tissue image. For the obtained texture image, the area ratio of each texture (ferrite, martensite, pearlite) was calculated for 10 fields of view using Image-Pro manufactured by Media Cybernetics, and the values were averaged. In the above structure image, ferrite is identified by having a gray structure (base structure), martensite having a white structure, and pearlite having a layered structure of cementite and ferrite.

《残留オーステナイトの体積率：５．０％以下》
本発明の高強度鋼板において、所望のマルテンサイトおよびパーライトを十分に生成させるため、残留オーステナイトは少ない方が好ましく、残留オーステナイトの体積率は、５．０％以下が好ましく、３．０％以下がより好ましい。
残留オーステナイトの下限は特に限定されないが、残留オーステナイトの体積率は、例えば、０．０％以上である。 <<Volume ratio of retained austenite: 5.0% or less>>
In the high-strength steel sheet of the present invention, in order to sufficiently generate desired martensite and pearlite, less retained austenite is preferable, and the volume ratio of retained austenite is preferably 5.0% or less, and 3.0% or less. More preferable.
The lower limit of the retained austenite is not particularly limited, but the volume ratio of the retained austenite is, for example, 0.0% or more.

残留オーステナイトの体積率は、鋼板を板厚１／４面（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する面）まで研磨し、この板厚１／４面の回折Ｘ線強度を測定することにより求める。入射Ｘ線にはＭｏＫα線を使用し、残留オーステナイトの｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝面のピークの積分強度の、フェライトの｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝面のピークの積分強度に対する、１２通り全ての組み合わせの強度比を求め、これらの平均値を残留オーステナイトの体積率とする。 The volume ratio of retained austenite is determined by polishing a steel plate to a plate thickness 1/4 surface (a surface corresponding to 1/4 of the plate thickness in the depth direction from the steel plate surface), and the diffracted X-ray intensity of this plate thickness 1/4 surface. Is obtained by measuring. MoKα rays are used as the incident X-rays, and the {110}, {200}, and {211} of ferrite having the integrated intensity of the peaks of {111}, {200}, {220}, and {311} planes of retained austenite. The intensity ratios of all 12 combinations with respect to the integrated intensity of the peak of the surface are obtained, and the average value thereof is taken as the volume ratio of the retained austenite.

本発明の高強度鋼板の鋼組織（ミクロ組織）には、フェライト、マルテンサイト、パーライトおよび残留オーステナイト以外に、セメンタイトなどの炭化物、ベイニティックフェライトが含まれる場合がある。これらの組織は、合計で面積率が１０．０％以下の範囲であれば含まれていてもよく、本発明の効果は損なわれない。 The steel structure (microstructure) of the high-strength steel sheet of the present invention may include carbides such as cementite and bainitic ferrite in addition to ferrite, martensite, pearlite, and retained austenite. These structures may be included as long as the total area ratio is 10.0% or less, and the effect of the present invention is not impaired.

〈鋼中のＭｎ量をフェライト中のＭｎ量で除した値：１．１０以上〉
本発明の高強度鋼板は、鋼中のＭｎ量（単位：質量％）をフェライト中のＭｎ量（単位：質量％）で除した値が１．１０以上である。
フェライトとオーステナイトとの二相域でＢＡＦによるバッチ焼鈍などの長時間保持を行なった場合、フェライト中からオーステナイト中にＭｎが拡散し、Ｍｎ量が低減された、つまり清浄化されたフェライトが生成し、延性および深絞り性が向上する。鋼中のＭｎ量をフェライト中のＭｎ量で除した値が１．１０以上である場合、優れた延性および深絞り性が確保できる。
鋼中のＭｎ量をフェライト中のＭｎ量で除した値は、その上限は特に限定されないが、穴広げ性および化成処理性の観点から、例えば、３．００以下である。 <Mn amount in steel divided by Mn amount in ferrite: 1.10 or more>
In the high-strength steel sheet of the present invention, the value obtained by dividing the Mn amount (unit: mass%) in the steel by the Mn amount (unit: mass%) in the ferrite is 1.10 or more.
When holding for a long time such as batch annealing with BAF in the two-phase region of ferrite and austenite, Mn diffuses from the ferrite into the austenite, and the amount of Mn is reduced, that is, purified ferrite is produced. , Ductility and deep drawability are improved. When the value obtained by dividing the amount of Mn in steel by the amount of Mn in ferrite is 1.10 or more, excellent ductility and deep drawability can be secured.
The upper limit of the value obtained by dividing the amount of Mn in steel by the amount of Mn in ferrite is not particularly limited, but is, for example, 3.00 or less from the viewpoint of hole expandability and chemical conversion treatability.

〈マルテンサイト中のＭｎ量を鋼中のＭｎ量で除した値：１．８０以上〉
本発明の高強度鋼板は、マルテンサイト中のＭｎ量（単位：質量％）を鋼中のＭｎ量（単位：質量％）で除した値が１．８０以上である。
ＢＡＦによるバッチ焼鈍におけるフェライトとオーステナイトとの二相域での長時間保持により、Ｍｎをオーステナイト中に濃化させ、極めて遅い冷却速度でも所望のマルテンサイト量を確保でき、５９０ＭＰａ以上のＴＳが得られる。マルテンサイト中のＭｎ量を鋼中のＭｎ量で除した値が１．８０以上の場合、所望のＴＳが確保できる。
マルテンサイト中のＭｎ量を鋼中のＭｎ量で除した値は、その上限は特に限定されないが、穴広げ性および化成処理性の観点から、例えば、４．００以下である。 <Mn content in martensite divided by Mn content in steel: 1.80 or more>
In the high-strength steel sheet of the present invention, the value obtained by dividing the amount of Mn in martensite (unit: mass%) by the amount of Mn in steel (unit: mass%) is 1.80 or more.
By holding the ferrite and austenite in the two-phase region for a long time during batch annealing by BAF, Mn is concentrated in the austenite, and a desired martensite amount can be secured even at an extremely slow cooling rate, and a TS of 590 MPa or more can be obtained. .. When the value obtained by dividing the amount of Mn in martensite by the amount of Mn in steel is 1.80 or more, a desired TS can be secured.
The upper limit of the value obtained by dividing the amount of Mn in martensite by the amount of Mn in steel is not particularly limited, but is 4.00 or less from the viewpoint of hole expandability and chemical conversion treatability.

鋼中のＭｎ量（単位：質量％）は、上述した成分組成におけるＭｎ量（単位：質量％）である。 The Mn amount (unit: mass%) in steel is the Mn amount (unit: mass%) in the above-described composition.

フェライト中のＭｎ量（単位：質量％）およびマルテンサイト中のＭｎ量（単位：質量％）は、以下のようにして求める。
まず、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ；電子プローブマイクロアナライザ）を用いて、板厚１／４位置における圧延方向断面の各相へのＭｎの分布状態を定量化する。次いで、３０個のフェライト粒および３０個のマルテンサイト粒のＭｎ量を分析し、分析結果より得られる各フェライト粒およびマルテンサイト粒のＭｎ量をそれぞれ平均することにより、算出する。 The amount of Mn in ferrite (unit: mass%) and the amount of Mn in martensite (unit: mass%) are calculated as follows.
First, an EPMA (Electron Probe Micro Analyzer; electron probe microanalyzer) is used to quantify the distribution state of Mn in each phase of the cross section in the rolling direction at the sheet thickness 1/4 position. Then, the Mn amounts of the 30 ferrite grains and the 30 martensite grains are analyzed, and the Mn amounts of the ferrite grains and the martensite grains obtained from the analysis results are averaged to calculate.

〈Ｐ（２２２）／｛Ｐ（２００）＋Ｐ（２２０）｝≧２．０〉
本発明の高強度鋼板は、より優れた深絞り性を確保するために、下記式を満たすことが好ましい。
Ｐ（２２２）／｛Ｐ（２００）＋Ｐ（２２０）｝≧２．０
上記式中、Ｐ（２２２）、Ｐ（２００）およびＰ（２２０）は、それぞれ、鋼板１／４板厚位置における板面に平行な（２２２）面、（２００）面および（２２０）面の回折Ｘ線積分強度比を表す。上述したように、（２２２）面の強度比が高いことは、｛１１１｝集合組織が発達していることに対応する。 <P(222)/{P(200)+P(220)}≧2.0>
The high-strength steel sheet of the present invention preferably satisfies the following formula in order to secure more excellent deep drawability.
P(222)/{P(200)+P(220)}≧2.0
In the above formula, P(222), P(200), and P(220) are respectively (222) plane, (200) plane, and (220) plane parallel to the plate plane at the steel plate 1/4 plate thickness position. The diffracted X-ray integrated intensity ratio is shown. As described above, the high strength ratio of the (222) plane corresponds to the development of {111} texture.

回折Ｘ線積分強度比とは、無方向性標準試料（不規則試料）の回折Ｘ線積分強度を基準としたときの相対的な強度である。Ｘ線回折測定は、角度分散型およびエネルギー分散型のいずれでもよく、Ｘ線源は特性Ｘ線でも白色Ｘ線でもよい。測定面として、α−Ｆｅの主要回折面である（１１０）から（４２０）までの７面から１０面を測定することが望ましい。鋼板１／４板厚位置とは、鋼板表面から測定して、鋼板の板厚の１／８〜３／８の範囲を指す。Ｘ線回折測定は、この範囲の任意の面で行なえばよい。 The diffracted X-ray integrated intensity ratio is a relative intensity based on the diffracted X-ray integrated intensity of a non-directional standard sample (irregular sample). The X-ray diffraction measurement may be either an angle dispersion type or an energy dispersion type, and the X-ray source may be a characteristic X-ray or a white X-ray. It is desirable to measure 7 to 10 planes (110) to (420), which are the main diffraction planes of α-Fe, as the measurement plane. The 1/4 plate thickness position of the steel plate refers to a range of 1/8 to 3/8 of the plate thickness of the steel plate measured from the surface of the steel plate. The X-ray diffraction measurement may be performed on any surface within this range.

［高降伏比型高強度鋼板の製造方法］
次に、本発明の高降伏比型高強度鋼板の製造方法（以下、単に「本発明の製造方法」ともいう）を説明する。 [Manufacturing method of high yield ratio type high strength steel plate]
Next, a method for manufacturing the high yield ratio type high strength steel sheet of the present invention (hereinafter, also simply referred to as “the manufacturing method of the present invention”) will be described.

本発明の製造方法は、上述した本発明の高強度鋼板を製造する方法である。より詳細には、上述した成分組成を有する鋼スラブに、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延出側温度で熱間圧延を施すことにより、熱延鋼板を得る。上記熱延鋼板を、上記仕上げ圧延出側温度から６５０℃までの温度域を２０℃／秒以上１２０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却し、６５０℃から下記巻き取り温度までの温度域を５℃／秒以上４０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する。上記冷却後の上記熱延鋼板を、４００℃以上６００℃以下の巻き取り温度で巻き取る。上記巻き取りされた上記熱延鋼板に、酸洗を施す。上記酸洗が施された上記熱延鋼板に、３０％以上８５％以下の圧下率で冷間圧延を施すことにより、冷延鋼板を得る。上記冷延鋼板に、下記温度履歴１および２を満たすバッチ焼鈍を施す。上記バッチ焼鈍が施された上記冷延鋼板に、１．１％超の伸び率で調質圧延を施すことにより、上述した本発明の高強度鋼板を得る。
温度履歴１：上記冷延鋼板のコイルの外周面から内周面に向かって半径方向に沿って５ｍｍ入った位置を、昇温後、６２０℃以上７６０℃以下で２．０時間以上７２．０時間以下保持し、４００℃以上５５０℃以下の温度域を３０℃／時間以上２００℃／時間以下の平均冷却速度で冷却する。
温度履歴２：上記冷延鋼板のコイルの内周面から外周面に向かって半径方向に沿ってコイル厚の１／３入った位置を、昇温後、６００℃以上７４０℃以下で２．０時間以上７２．０時間以下保持し、４００℃以上５５０℃以下の温度域を５℃／時間以上１００℃／時間以下の平均冷却速度で冷却する。 The manufacturing method of the present invention is a method of manufacturing the above-described high-strength steel sheet of the present invention. More specifically, a hot-rolled steel sheet is obtained by subjecting a steel slab having the above-described composition to hot rolling at a finish rolling outlet temperature of 800° C. or higher and 1000° C. or lower. The hot rolled steel sheet is cooled in the temperature range from the finish rolling outlet temperature to 650° C. at an average cooling rate of 20° C./sec or more and 120° C./sec or less, and the temperature range from 650° C. to the following winding temperature is set. Cool at an average cooling rate of 5° C./sec or more and 40° C./sec or less. The hot rolled steel sheet after the cooling is wound at a winding temperature of 400° C. or higher and 600° C. or lower. The picked up hot rolled steel sheet is subjected to pickling. A cold-rolled steel sheet is obtained by cold-rolling the hot-rolled steel sheet subjected to the pickling at a reduction ratio of 30% or more and 85% or less. The cold rolled steel sheet is subjected to batch annealing that satisfies the following temperature history 1 and 2. The cold-rolled steel sheet subjected to the batch annealing is temper-rolled at an elongation rate of more than 1.1% to obtain the above-described high-strength steel sheet of the present invention.
Temperature history 1: A temperature of 5 mm along the radial direction from the outer peripheral surface to the inner peripheral surface of the coil of the cold-rolled steel sheet is increased to 620° C. or more and 760° C. or less for 2.0 hours or more 72.0 The temperature is maintained for not more than time, and the temperature range of 400° C. to 550° C. is cooled at an average cooling rate of 30° C./hour to 200° C./hour.
Temperature history 2: The temperature of 600° C. or higher and 740° C. or lower is 2.0 at a position at a temperature of 1/3 of the coil thickness in the radial direction from the inner peripheral surface to the outer peripheral surface of the coil of the cold-rolled steel plate after heating. Hold for at least 72.0 hours but not more than 400° C. and at most 550° C. at an average cooling rate of 5° C./hour or more and 100° C./hour or less.

以下、本発明の製造方法における各条件について、詳細に説明する。 Hereinafter, each condition in the manufacturing method of the present invention will be described in detail.

〈鋼スラブ〉
本発明の製造方法には、上述した成分組成を有する鋼スラブを用いる。
鋼スラブは、通常、加熱される。鋼スラブの加熱温度は、１１００℃以上１３００℃以下が好ましい。
鋼スラブの加熱段階で存在している析出物は、最終的に得られる鋼板内では粗大な析出物として存在し、強度に寄与しないため、鋳造時に析出したＴｉ、Ｎｂ系析出物を再溶解させた方がよい。鋼スラブの加熱温度が１１００℃未満であると、炭化物の十分な溶解が難しく、さらに、圧延荷重の増大による熱間圧延時のトラブルに繋がる可能性がある。このため、鋼スラブの加熱温度は１１００℃以上が好ましい。スラブ表層の気泡、偏析などの欠陥をスケールオフし、鋼板表面の亀裂や凹凸を減少し、平滑な鋼板表面を達成する観点からも、鋼スラブの加熱温度は１１００℃以上が好ましい。
一方、鋼スラブの加熱温度が１３００℃超であると、酸化量の増加に伴いスケールロスが増大する可能性がある。このため、鋼スラブの加熱温度は１３００℃以下が好ましい。 <Steel slab>
A steel slab having the above-described composition is used in the manufacturing method of the present invention.
Steel slabs are typically heated. The heating temperature of the steel slab is preferably 1100°C or higher and 1300°C or lower.
The precipitates existing in the heating stage of the steel slab exist as coarse precipitates in the finally obtained steel plate and do not contribute to the strength.Therefore, the Ti and Nb-based precipitates precipitated during casting are redissolved. It's better. When the heating temperature of the steel slab is less than 1100° C., it is difficult to sufficiently dissolve the carbide, and further, there is a possibility of causing trouble during hot rolling due to an increase in rolling load. Therefore, the heating temperature of the steel slab is preferably 1100°C or higher. The heating temperature of the steel slab is preferably 1100° C. or higher from the viewpoint of scaling off defects such as bubbles and segregation in the slab surface layer, reducing cracks and irregularities on the steel plate surface, and achieving a smooth steel plate surface.
On the other hand, if the heating temperature of the steel slab is higher than 1300°C, scale loss may increase as the amount of oxidation increases. Therefore, the heating temperature of the steel slab is preferably 1300°C or lower.

鋼スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造することが好ましいが、造塊法や薄スラブ鋳造法などにより製造することもできる。鋼スラブを製造した後、一旦室温まで冷却し、その後に再度加熱する従来法を用いることもできる。鋼スラブを製造した後、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、または、わずかの保熱を行なった後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。鋼スラブは通常の条件で粗圧延によりシートバーとされる。加熱温度を低目にした場合は、熱間圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーターなどを用いてシートバーを加熱することが好ましい。 The steel slab is preferably manufactured by a continuous casting method in order to prevent macrosegregation, but it can also be manufactured by a slab casting method, a thin slab casting method, or the like. It is also possible to use a conventional method in which after the steel slab is manufactured, it is once cooled to room temperature and then heated again. After the steel slab is manufactured, it is not cooled to room temperature, but it is charged into the heating furnace as a hot piece, or it is immediately heat-rolled and then immediately rolled. Applicable. The steel slab is made into a sheet bar by rough rolling under normal conditions. When the heating temperature is lowered, it is preferable to heat the sheet bar using a bar heater or the like before finish rolling from the viewpoint of preventing troubles during hot rolling.

〈熱間圧延の仕上げ圧延出側温度：８００℃以上１０００℃以下〉
鋼スラブ（加熱後の鋼スラブ）に、粗圧延および仕上げ圧延を含む熱間圧延を施すことにより、熱延鋼板を得る。
このとき、仕上げ圧延出側温度が１０００℃を超えると、酸化物（スケール）の生成量が急激に増大し、地鉄と酸化物との界面が荒れ、酸洗、冷間圧延後の鋼板の表面品質が劣化する傾向にあり、化成処理性が低下する。さらに、結晶粒径が過度に粗大となるため、所望のマルテンサイト量が得られなくなり、５９０ＭＰａ以上のＴＳ確保が困難となる。加工時にプレス品の表面荒れを生じる可能性もある。
一方、仕上げ圧延出側温度が８００℃未満では、圧延荷重が増大し、圧延負荷が大きくなったり、オーステナイトが未再結晶の状態での圧下率が高くなったりする。その結果、異常な集合組織が発達し、最終材（焼鈍後）のフェライトの｛１１１｝再結晶集合組織を発達させることが困難となり、深絞り性が低下する。
このため、熱間圧延の仕上げ圧延出側温度は、８００℃以上１０００℃以下であり、８５０℃以上９５０℃以下が好ましい。 <Temperature rolling exit temperature of hot rolling: 800°C or higher and 1000°C or lower>
A hot rolled steel sheet is obtained by subjecting a steel slab (steel slab after heating) to hot rolling including rough rolling and finish rolling.
At this time, when the finish rolling exit side temperature exceeds 1000° C., the amount of oxide (scale) produced sharply increases, the interface between the base iron and oxide is roughened, and the steel sheet after pickling and cold rolling is The surface quality tends to deteriorate, and the chemical conversion treatability deteriorates. Further, since the crystal grain size becomes excessively large, a desired amount of martensite cannot be obtained, and it becomes difficult to secure a TS of 590 MPa or more. The surface of the pressed product may be roughened during processing.
On the other hand, when the finish rolling outlet temperature is lower than 800° C., the rolling load increases, the rolling load increases, and the rolling reduction in a state where austenite is not recrystallized increases. As a result, an abnormal texture develops, making it difficult to develop the {111} recrystallized texture of the final material (after annealing), and the deep drawability deteriorates.
For this reason, the finish rolling outlet temperature of hot rolling is 800° C. or more and 1000° C. or less, and preferably 850° C. or more and 950° C. or less.

熱間圧延時においては、粗圧延板どうしを接合して連続的に仕上げ圧延してもよい。粗圧延板を一旦巻き取っても構わない。熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上げ圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延することは、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効である。潤滑圧延時の摩擦係数は、０．１０以上０．２５以下が好ましい。 At the time of hot rolling, rough rolling plates may be joined together and continuously finish rolled. The rough rolled plate may be wound up once. In order to reduce the rolling load during hot rolling, part or all of finish rolling may be lubrication rolling. Lubrication rolling is also effective from the viewpoint of uniformizing the shape of the steel sheet and the material. The coefficient of friction during lubrication rolling is preferably 0.10 or more and 0.25 or less.

このようにして得られた熱延鋼板を、以下に説明するようにして、冷却（一次冷却および二次冷却）する。 The hot-rolled steel sheet thus obtained is cooled (primary cooling and secondary cooling) as described below.

〈一次冷却（仕上げ圧延出側温度から６５０℃までの温度域の冷却）の平均冷却速度：２０℃／秒以上１２０℃／秒以下〉
仕上げ圧延出側温度から６５０℃までの温度域の冷却（一次冷却）を説明する。
一次冷却の平均冷却速度が２０℃／秒未満であると、フェライト変態やパーライト変態が過剰に進行し、巻き取り後の熱延鋼板の組織において所望のベイナイトの面積率が得られない。その結果、バッチ焼鈍を経て得られる高強度鋼板において、後述するＣｏｌｄ ｐｏｉｎｔにおける５９０ＭＰａ以上のＴＳ確保が困難となる。
一方、一次冷却の平均冷却速度が１２０℃／秒を超えると、鋼板の形状不良が生じる。
このため、一次冷却の平均冷却速度は、２０℃／秒以上１２０℃／秒以下であり、２５℃／秒以上１００℃／秒以下が好ましい。 <Average cooling rate of primary cooling (cooling in the temperature range from the finish rolling exit temperature to 650°C): 20°C/sec or more and 120°C/sec or less>
The cooling (primary cooling) in the temperature range from the finish rolling outlet temperature to 650° C. will be described.
If the average cooling rate of primary cooling is less than 20° C./sec, ferrite transformation and pearlite transformation proceed excessively, and the desired area ratio of bainite cannot be obtained in the microstructure of the hot rolled steel sheet after winding. As a result, in a high-strength steel sheet obtained through batch annealing, it becomes difficult to secure a TS of 590 MPa or more at a Cold point described later.
On the other hand, if the average cooling rate of the primary cooling exceeds 120° C./second, the shape of the steel sheet will be defective.
Therefore, the average cooling rate of the primary cooling is 20° C./sec or more and 120° C./sec or less, and preferably 25° C./sec or more and 100° C./sec or less.

〈二次冷却（６５０℃から巻き取り温度までの温度域の冷却）の平均冷却速度：５℃／秒以上４０℃／秒以下〉
上記一次冷却後、二次冷却する。二次冷却は、６５０℃から巻き取り温度までの温度域の冷却である。
二次冷却の平均冷却速度が５℃／秒未満であると、フェライト変態やパーライト変態が過剰に進行し、巻き取り後の熱延鋼板の組織において所望のベイナイトの面積率が得られない。その結果、バッチ焼鈍を経て得られる高強度鋼板において、後述するＣｏｌｄ ｐｏｉｎｔにおける５９０ＭＰａ以上のＴＳ確保が困難となる。
一方、二次冷却の平均冷却速度が４０℃／秒を超えると、鋼板の形状不良が生じる。
このため、二次冷却の平均冷却速度は、５℃／秒以上４０℃／秒以下であり、５℃／秒以上３５℃／秒以下が好ましい。 <Average cooling rate of secondary cooling (cooling in the temperature range from 650°C to the winding temperature): 5°C/sec or more and 40°C/sec or less>
After the above primary cooling, secondary cooling is performed. The secondary cooling is cooling in the temperature range from 650° C. to the winding temperature.
If the average cooling rate of the secondary cooling is less than 5° C./sec, ferrite transformation and pearlite transformation proceed excessively, and the desired area ratio of bainite cannot be obtained in the microstructure of the hot rolled steel sheet after winding. As a result, in a high-strength steel sheet obtained through batch annealing, it becomes difficult to secure a TS of 590 MPa or more at a Cold point described later.
On the other hand, if the average cooling rate of the secondary cooling exceeds 40° C./second, the shape of the steel sheet will be defective.
Therefore, the average cooling rate of the secondary cooling is 5°C/sec or more and 40°C/sec or less, and preferably 5°C/sec or more and 35°C/sec or less.

〈巻き取り温度：４００℃以上６００℃以下〉
冷却（一次冷却および二次冷却）後の熱延鋼板を、巻き取りする。
このとき、巻き取り温度が６００℃を超えると、フェライト変態やパーライト変態が過剰に進行し、巻き取り後の熱延鋼板の組織において所望のベイナイトの面積率が得られない。その結果、バッチ焼鈍を経て得られる高強度鋼板において、後述するＣｏｌｄ ｐｏｉｎｔにおける５９０ＭＰａ以上のＴＳ確保が困難となる。
一方、巻き取り温度が４００℃未満であると、マルテンサイトを主体とする組織となり、強度が大幅に上昇して、冷間圧延における圧延負荷が増大したり、鋼板形状の不良が発生したりする。
このため、巻き取り温度は、４００℃以上６００℃以下であり、４５０℃以上６００℃以下が好ましい。 <Take-up temperature: 400°C or more and 600°C or less>
The hot rolled steel sheet after cooling (primary cooling and secondary cooling) is wound up.
At this time, if the winding temperature exceeds 600° C., ferrite transformation and pearlite transformation excessively proceed, and a desired bainite area ratio cannot be obtained in the structure of the hot rolled steel sheet after winding. As a result, in a high-strength steel sheet obtained through batch annealing, it becomes difficult to secure a TS of 590 MPa or more at a Cold point described later.
On the other hand, when the winding temperature is lower than 400° C., the structure is mainly composed of martensite, the strength is significantly increased, the rolling load in cold rolling is increased, and a defective steel sheet shape is generated. ..
Therefore, the winding temperature is 400°C or higher and 600°C or lower, preferably 450°C or higher and 600°C or lower.

巻き取りされた熱延鋼板を「素材熱延鋼板」と呼ぶ場合がある。
バッチ焼鈍後のＴＳ確保、および、コイル内のＴＳバラツキを狭小化するため、素材熱延鋼板の組織は、ベイナイトが主体であることが好ましく、より詳細には、ベイナイトの面積率が７０．０％超であることが好ましい。残部組織は、例えば、ポリゴナルフェライト、パーライト、炭化物である。 The rolled hot-rolled steel sheet may be referred to as “raw hot-rolled steel sheet”.
In order to secure TS after batch annealing and narrow the TS variation in the coil, the structure of the raw hot-rolled steel sheet is preferably mainly bainite, and more specifically, the area ratio of bainite is 70.0. % Is preferable. The remaining structure is, for example, polygonal ferrite, pearlite, or carbide.

〈酸洗〉
巻き取りされた熱延鋼板（素材熱延鋼板）に、酸洗を施す。酸洗は、鋼板表面の酸化物（スケール）の除去が可能であることから、最終製品の高強度鋼板の良好な化成処理性やめっき品質の確保のために重要である。酸洗は、一回だけ行なってもよいし、複数回に分けて行なってもよい。酸洗は常法に従って行なえばよい。 <Pickling>
The picked-up hot rolled steel sheet (raw hot rolled steel sheet) is pickled. Since pickling can remove oxides (scale) on the surface of the steel sheet, it is important for ensuring good chemical conversion treatment and plating quality of the high-strength steel sheet in the final product. The pickling may be performed only once, or may be performed in multiple times. The pickling may be performed according to a conventional method.

〈冷間圧延の圧下率：３０％以上８５％以下〉
酸洗後の熱延鋼板に対して、冷間圧延を施す。これにより、冷延鋼板を得る。
このとき、冷間圧延の圧下率が３０％未満では、フェライトの｛１１１｝再結晶集合組織が十分に発達せず、優れた深絞り性が得られない。一方、冷間圧延の圧下率が８５％を超えると、冷間圧延における負荷が増大し、通板トラブルが発生する可能性がある。
このため、冷間圧延の圧下率は、３０％以上８５％以下であり、４０％以上７５％以下が好ましい。 <Cold rolling reduction: 30% to 85%>
The hot-rolled steel sheet after pickling is cold-rolled. Thereby, a cold rolled steel sheet is obtained.
At this time, if the reduction ratio of cold rolling is less than 30%, the {111} recrystallized texture of ferrite does not sufficiently develop, and excellent deep drawability cannot be obtained. On the other hand, when the reduction ratio of the cold rolling exceeds 85%, the load in the cold rolling increases, and there is a possibility that the threading trouble may occur.
Therefore, the reduction ratio of cold rolling is 30% or more and 85% or less, and preferably 40% or more and 75% or less.

冷間圧延により得られた冷延鋼板の表面には、潤滑油が付着している場合がある。潤滑油などの油性物質は、後述するＢＡＦによるバッチ焼鈍中に分解され、冷延鋼板の表面に残存し、表面品質を低下させることがある。
そこで、冷間圧延の後、後述するＢＡＦによるバッチ焼鈍を施す前に、例えば電解洗浄ラインにおいて、冷延鋼板の表面の潤滑油を除去する脱脂を行なうことが好ましい。 Lubricating oil may adhere to the surface of the cold-rolled steel sheet obtained by cold rolling. Oily substances such as lubricating oil may be decomposed during the batch annealing by BAF described below and remain on the surface of the cold-rolled steel sheet, thus deteriorating the surface quality.
Therefore, it is preferable to perform degreasing for removing the lubricating oil on the surface of the cold-rolled steel sheet, for example, in an electrolytic cleaning line after performing cold rolling after batch annealing by BAF described later.

〈バッチ焼鈍〉
次に、冷延鋼板に対してバッチ焼鈍を施す。より詳細には、冷延鋼板をコイル状に巻き取り、冷延鋼板のコイルに対して、ＢＡＦによりバッチ焼鈍を行なう。このとき、冷延鋼板のコイルにおける後述するＨｏｔ ｐｏｉｎｔ（ＨＰ）およびＣｏｌｄ ｐｏｉｎｔ（ＣＰ）が特定の温度履歴を満たすように、バッチ焼鈍を行なう。 <Batch annealing>
Next, the cold-rolled steel sheet is subjected to batch annealing. More specifically, the cold rolled steel sheet is wound into a coil, and the coil of the cold rolled steel sheet is subjected to batch annealing by BAF. At this time, batch annealing is performed so that a hot point (HP) and a cold point (CP), which will be described later, in the coil of the cold-rolled steel sheet satisfy a specific temperature history.

ＢＡＦによるバッチ焼鈍を、より詳細に説明する。
まず、バッチ焼鈍前に、複数段の冷延鋼板のコイルを、ＢＡＦ内に配置する。ＢＡＦの構成、および、冷延鋼板のコイルの配置については、特に限定されない。
その後、ＢＡＦ内の温度を昇温させつつ、雰囲気ガスをＢＡＦ内に供給し、バッチ焼鈍を施す。
ＢＡＦ内の雰囲気ガスとしては、特に限定されず、例えば、窒素（Ｎ_２）ガスと水素（Ｈ_２）ガスとを混合した混合ガス、または、１００体積％のＨ_２ガスが挙げられる。
なかでも、Ｈ_２ガスはＮ_２ガスより熱伝導率が高いため、昇温速度および冷却速度が速くなり、生産性が向上すること、ならびに、均一加熱性（材質安定性）および良好な表面品質が得られることから、ＢＡＦ内の雰囲気ガスとしては、１００体積％のＨ_２ガスが好ましい。 Batch annealing by BAF will be described in more detail.
First, before batch annealing, a plurality of stages of cold-rolled steel sheet coils are arranged in the BAF. The configuration of the BAF and the arrangement of the coils of the cold rolled steel sheet are not particularly limited.
After that, while increasing the temperature in the BAF, an atmospheric gas is supplied into the BAF to perform batch annealing.
The atmosphere gas in the BAF is not particularly limited, and examples thereof include a mixed gas in which a nitrogen (N ₂ ) gas and a hydrogen (H ₂ ) gas are mixed, or a 100 vol% H ₂ gas.
Among them, H ₂ gas has a higher thermal conductivity than N ₂ gas, so that the temperature rising rate and the cooling rate are faster, and the productivity is improved, and the uniform heating property (material stability) and good surface quality are obtained. Therefore, 100% by volume of H ₂ gas is preferable as the atmosphere gas in the BAF.

図１は、一部を切り欠いたコイル１を示す斜視図である。図１に示すコイル１は、円筒状に巻かれた冷延鋼板からなる。コイル１は、巻かれた冷延鋼板により形成される外周面２および内周面３を有する。
Ｈｏｔ ｐｏｉｎｔ（ＨＰ）は、コイル１の外周面２から内周面３に向かって半径方向ｒに沿って５ｍｍ入った位置である。
Ｃｏｌｄ ｐｏｉｎｔ（ＣＰ）は、コイル１の内周面３から外周面２に向かって半径方向ｒに沿ってコイル厚ｔの１／３入った位置である。
ＨＰおよびＣＰともに、コイル１の板幅Ｗの中央位置である。 FIG. 1 is a perspective view showing a coil 1 with a part cut away. The coil 1 shown in FIG. 1 is made of a cold-rolled steel plate wound in a cylindrical shape. The coil 1 has an outer peripheral surface 2 and an inner peripheral surface 3 formed of rolled cold-rolled steel sheet.
The hot point (HP) is a position located 5 mm from the outer peripheral surface 2 of the coil 1 toward the inner peripheral surface 3 along the radial direction r.
The Cold point (CP) is a position that is 1/3 of the coil thickness t along the radial direction r from the inner peripheral surface 3 of the coil 1 toward the outer peripheral surface 2.
Both HP and CP are central positions of the plate width W of the coil 1.

《温度履歴１：Ｈｏｔ ｐｏｉｎｔ（ＨＰ）の温度履歴》
まず、冷延鋼板のコイルを昇温する。昇温条件は特に限定されないが、昇温中において、ＨＰを、２５０℃以上４５０℃以下の温度域で０．５時間以上８．０時間以下保持することが好ましい。これにより、鋼板表面に付着した水分だけでなく、鋼板表面の鉄酸化物の還元によって生成した水分をも効果的に排除し、極めて短時間のうちに雰囲気ガス露点を低下させることができる。その結果、色調ムラであるテンパーカラーの発生防止や化成処理性の向上に繋がる。 <<Temperature history 1: Hot point (HP) temperature history>>
First, the coil of the cold rolled steel sheet is heated. The temperature raising conditions are not particularly limited, but it is preferable to hold HP in the temperature range of 250° C. or higher and 450° C. or lower for 0.5 hours or more and 8.0 hours or less during the temperature rise. As a result, not only the moisture adhering to the surface of the steel sheet but also the moisture generated by the reduction of the iron oxides on the surface of the steel sheet can be effectively removed, and the dew point of the atmospheric gas can be lowered in an extremely short time. As a result, it is possible to prevent the occurrence of temper color, which is uneven color tone, and improve the chemical conversion processability.

（６２０℃以上７６０℃以下で２．０時間以上７２．０時間以下の保持）
昇温後、冷延鋼板のコイルのＨＰを、６２０℃以上７６０℃以下で、２．０時間以上７２．０時間以下保持（均熱）する。
ＨＰの均熱温度が６２０℃未満またはＨＰの均熱時間が２．０時間未満では、十分なオーステナイトが生成されず、最終的にセメンタイトが溶け残り、所望のマルテンサイトおよびパーライトが確保できず、５９０ＭＰａ以上のＴＳの確保が困難となるだけでなく、穴広げ性も低下する。
ＨＰの均熱温度が７６０℃超では、焼鈍時のオーステナイト量が多くなり、オーステナイト中のＭｎ濃化量が低下し、焼鈍後の冷却中にフェライト変態やベイナイト変態が進行し、所望のマルテンサイト量が得られなくなり、５９０ＭＰａ以上のＴＳ確保が困難となる。フェライトの清浄化も不十分となり、延性および深絞り性も低下する。さらに、焼鈍中の鋼板表面へのＭｎ濃化が促進し、化成処理性も低下する。
ＨＰの均熱時間が７２．０時間超では、オーステナイト中へのＭｎ濃化量が飽和するだけでなく、コストアップの要因にもなる。焼鈍中の鋼板表面へのＭｎ濃化が促進し、化成処理性も低下する。
ＨＰの均熱温度は６４０℃以上７４０℃以下が好ましい。ＨＰの均熱時間は５．０時間以上６０．０時間以下が好ましい。 (Holding at 620°C or more and 760°C or less for 2.0 hours or more and 72.0 hours or less)
After the temperature is raised, the HP of the coil of the cold rolled steel sheet is maintained (uniform temperature) at 620° C. or more and 760° C. or less for 2.0 hours or more and 72.0 hours or less.
When the soaking temperature of HP is less than 620° C. or the soaking time of HP is less than 2.0 hours, sufficient austenite is not produced, and finally cementite remains undissolved, and desired martensite and pearlite cannot be secured, Not only is it difficult to secure a TS of 590 MPa or more, but also the hole expandability deteriorates.
If the soaking temperature of HP exceeds 760° C., the amount of austenite during annealing increases, the amount of Mn enriched in austenite decreases, and ferrite transformation and bainite transformation progress during cooling after annealing, resulting in the desired martensite. The amount cannot be obtained and it becomes difficult to secure a TS of 590 MPa or more. Cleaning of ferrite becomes insufficient, and ductility and deep drawability also deteriorate. Further, the Mn concentration on the surface of the steel sheet during annealing is promoted, and the chemical conversion treatability also decreases.
If the soaking time of HP exceeds 72.0 hours, not only the amount of concentrated Mn in austenite is saturated, but also the cost increases. The Mn concentration on the surface of the steel sheet during annealing is promoted, and the chemical conversion treatability is also reduced.
The soaking temperature of HP is preferably 640°C or higher and 740°C or lower. The soaking time of HP is preferably 5.0 hours or more and 60.0 hours or less.

（４００℃以上５５０℃以下の温度域の平均冷却速度：３０℃／時間以上２００℃／時間以下）
上記保持後、冷延鋼板のコイルを冷却する。このとき、冷延鋼板のコイルのＨＰにおいては、４００℃以上５５０℃以下の温度域を、３０℃／時間以上２００℃／時間以下の平均冷却速度で冷却する。
ＨＰの上記温度域の平均冷却速度が３０℃／時間未満の場合、フェライト変態やベイナイト変態が進行し、所望のマルテンサイト量が得られなくなり、５９０ＭＰａ以上のＴＳ確保が困難となる。
一方、ＨＰの上記温度域の平均冷却速度が２００℃／時間超である場合、所望のパーライト量が得られなくなり、穴広げ性が低下する。 (Average cooling rate in the temperature range of 400°C to 550°C: 30°C/hour to 200°C/hour)
After the above holding, the coil of the cold rolled steel sheet is cooled. At this time, in the HP of the coil of the cold rolled steel sheet, the temperature range of 400° C. or higher and 550° C. or lower is cooled at an average cooling rate of 30° C./hour or higher and 200° C./hour or lower.
When the average cooling rate of HP in the above temperature range is less than 30° C./hour, ferrite transformation and bainite transformation proceed, a desired amount of martensite cannot be obtained, and it becomes difficult to secure a TS of 590 MPa or more.
On the other hand, when the average cooling rate of HP in the above temperature range is more than 200° C./hour, the desired amount of pearlite cannot be obtained, and the hole expandability deteriorates.

《温度履歴２：Ｃｏｌｄ ｐｏｉｎｔ（ＣＰ）の温度履歴》
冷延鋼板のコイルを昇温し、その後、冷延鋼板のコイルのＣＰにおいては、以下のように保持および冷却を行なう。 <<Temperature history 2: Temperature history of Cold point (CP)>>
The coil of the cold-rolled steel sheet is heated, and then the CP of the coil of the cold-rolled steel sheet is held and cooled as follows.

（６００℃以上７４０℃以下で２．０時間以上７２．０時間以下の保持）
昇温後、冷延鋼板のコイルのＣＰを、６００℃以上７４０℃以下で、２．０時間以上７２．０時間以下保持（均熱）する。
ＣＰの均熱温度が６００℃未満またはＣＰの均熱時間が２．０時間未満では、十分なオーステナイトが生成されず、最終的にセメンタイトが溶け残り、所望のマルテンサイトおよびパーライトが確保できず、５９０ＭＰａ以上のＴＳの確保が困難となるだけでなく、穴広げ性も低下する。
ＣＰの均熱温度が７４０℃超では、焼鈍時のオーステナイト量が多くなり、オーステナイト中のＭｎ濃化量が低下し、焼鈍後の冷却中にフェライト変態やベイナイト変態が進行し、所望のマルテンサイト量が得られなくなり、５９０ＭＰａ以上のＴＳ確保が困難となる。フェライトの清浄化も不十分となり、延性および深絞り性も低下する。さらに、焼鈍中の鋼板表面へのＭｎ濃化が促進し、化成処理性も低下する。
ＣＰの均熱時間が７２．０時間超では、オーステナイト中へのＭｎ濃化量が飽和するだけでなく、コストアップの要因にもなる。焼鈍中の鋼板表面へのＭｎ濃化が促進し、化成処理性も低下する。
ＣＰの均熱温度は６２０℃以上７２０℃以下が好ましい。ＣＰの均熱時間は５．０時間以上６０．０時間以下が好ましい。 (Holding at 600°C or more and 740°C or less for 2.0 hours or more and 72.0 hours or less)
After the temperature is raised, the CP of the coil of the cold-rolled steel sheet is held (uniform temperature) at 600° C. or higher and 740° C. or lower for 2.0 hours or longer and 72.0 hours or shorter.
When the soaking temperature of CP is less than 600° C. or the soaking time of CP is less than 2.0 hours, sufficient austenite is not generated, cementite is finally left unmelted, and desired martensite and pearlite cannot be secured, Not only is it difficult to secure a TS of 590 MPa or more, but also the hole expandability deteriorates.
When the soaking temperature of CP exceeds 740°C, the amount of austenite during annealing increases, the amount of Mn enriched in austenite decreases, and ferrite transformation and bainite transformation progress during cooling after annealing, resulting in the desired martensite. The amount cannot be obtained and it becomes difficult to secure a TS of 590 MPa or more. Cleaning of ferrite becomes insufficient, and ductility and deep drawability also deteriorate. Further, the Mn concentration on the surface of the steel sheet during annealing is promoted, and the chemical conversion treatability also decreases.
If the soaking time of CP exceeds 72.0 hours, not only the amount of concentrated Mn in austenite is saturated, but also the cost increases. The Mn concentration on the surface of the steel sheet during annealing is promoted, and the chemical conversion treatability is also reduced.
The soaking temperature of CP is preferably 620°C or higher and 720°C or lower. The soaking time of CP is preferably 5.0 hours or more and 60.0 hours or less.

（４００℃以上５５０℃以下の温度域の平均冷却速度：５℃／時間以上１００℃／時間以下）
上記保持後、冷延鋼板のコイルを冷却する。このとき、冷延鋼板のコイルのＣＰにおいて、４００℃以上５５０℃以下の温度域を、５℃／時間以上１００℃／時間以下の平均冷却速度で冷却する。
ＣＰの上記温度域の平均冷却速度が５℃／時間未満の場合、フェライト変態やベイナイト変態が進行し、所望のマルテンサイト量が得られなくなり、５９０ＭＰａ以上のＴＳ確保が困難となる。
一方、ＣＰの上記温度域の平均冷却速度が１００℃／時間超の場合、所望のパーライト量が得られなくなり、穴広げ性が低下する。 (Average cooling rate in the temperature range of 400°C to 550°C: 5°C/hour to 100°C/hour)
After the above holding, the coil of the cold rolled steel sheet is cooled. At this time, in the CP of the coil of the cold-rolled steel sheet, the temperature range of 400° C. or more and 550° C. or less is cooled at an average cooling rate of 5° C./hour or more and 100° C./hour or less.
When the average cooling rate of CP in the above temperature range is less than 5° C./hour, ferrite transformation or bainite transformation proceeds, and a desired martensite amount cannot be obtained, and it becomes difficult to secure a TS of 590 MPa or more.
On the other hand, when the average cooling rate of CP in the above temperature range is more than 100° C./hour, the desired amount of pearlite cannot be obtained, and the hole expandability deteriorates.

〈調質圧延の伸び率：１．１％超〉
バッチ焼鈍が施された冷延鋼板に、１．１％超の伸び率で調質（スキンパス）圧延を施す。調質圧延の伸び率の増加は、ＴＳをあまり変化させずにＹＳを上昇させるため、ＹＲの上昇に有効である。調質圧延の伸び率が１．１％以下である場合、０．７０超のＹＲの確保が困難となる。
このため、調質圧延の伸び率は、１．１％超であり、１．３％以上が好ましい。
調質圧延の伸び率は、その上限は特に限定されないが、高すぎると生産性が低下することから、例えば、２．５％以下である。
調質圧延は、ＢＡＦによるバッチ焼鈍で生じるコイルの巻き癖の矯正、鋼板の形状矯正および表面粗度の調整にも有効である。
調質圧延は、調質圧延ラインで行なう。一度に目的の伸び率の調質圧延を行なってもよいし、数回に分けて行なってもよい。 <Elongation rate of temper rolling: over 1.1%>
The cold-rolled steel sheet subjected to batch annealing is subjected to temper pass (skin pass) rolling with an elongation rate of more than 1.1%. An increase in the elongation percentage of temper rolling increases YS without significantly changing TS, and is effective in increasing YR. When the elongation percentage of temper rolling is 1.1% or less, it becomes difficult to secure YR exceeding 0.70.
Therefore, the elongation percentage in temper rolling is more than 1.1%, preferably 1.3% or more.
The upper limit of the elongation percentage of temper rolling is not particularly limited, but if it is too high, the productivity decreases, so it is 2.5% or less, for example.
The temper rolling is also effective in correcting the winding tendency of the coil generated by the batch annealing by BAF, correcting the shape of the steel sheet and adjusting the surface roughness.
Temper rolling is performed on a temper rolling line. The temper rolling with the desired elongation may be carried out at once, or may be carried out several times.

このようにして、本発明の高強度鋼板が製造される。製造された本発明の高強度鋼板に対しては、常法で酸洗を施してもよく、樹脂または油脂コーティングなどの各種塗装処理を施すこともできる。 In this way, the high-strength steel sheet of the present invention is manufactured. The produced high-strength steel sheet of the present invention may be pickled by a conventional method, or may be subjected to various coating treatments such as resin or oil coating.

以下に、実施例を挙げて本発明を具体的に説明する。ただし、本発明はこれらに限定されない。 Hereinafter, the present invention will be specifically described with reference to examples. However, the present invention is not limited to these.

〈高強度鋼板（鋼板）の製造〉
下記表１に示す成分組成（残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる）を有する鋼を転炉において溶製し、連続鋳造法によって鋼スラブを得た。
得られた鋼スラブを用いて、下記表２〜表３に示す条件にて、熱間圧延し、熱延鋼板を得た。得られた熱延鋼板について、同表に示す条件で、冷却（一次冷却および二次冷却）および巻き取りを行なった。巻き取りされた熱延鋼板（素材熱延鋼板）を、酸洗した後、同表に示す条件で冷間圧延を施すことにより冷延鋼板を得た。その後、得られた冷延鋼板に、電解洗浄ラインにおいて脱脂を施した後、同表に示す条件でＢＡＦによるバッチ焼鈍を施した。次いで、同表に示す条件で調質圧延を行なうことにより、高強度鋼板（鋼板）を得た。
得られた鋼板について、上述した方法により鋼組織（ミクロ組織）を調査した。結果を下記表４〜表７に示す。 <Manufacture of high strength steel plate (steel plate)>
Steel having the composition shown in Table 1 below (the balance consisting of Fe and inevitable impurities) was melted in a converter and a steel slab was obtained by a continuous casting method.
Using the obtained steel slab, hot rolling was performed under the conditions shown in Tables 2 to 3 below to obtain hot rolled steel sheets. The obtained hot rolled steel sheet was cooled (primary cooling and secondary cooling) and wound under the conditions shown in the table. The rolled hot-rolled steel sheet (raw hot-rolled steel sheet) was pickled, and then cold-rolled under the conditions shown in the table to obtain a cold-rolled steel sheet. Then, the obtained cold-rolled steel sheet was degreased in an electrolytic cleaning line, and then batch-annealed by BAF under the conditions shown in the table. Then, temper rolling was performed under the conditions shown in the table to obtain a high strength steel plate (steel plate).
The steel structure (microstructure) of the obtained steel sheet was investigated by the method described above. The results are shown in Tables 4 to 7 below.

〈高強度鋼板（鋼板）の評価〉
得られた高強度鋼板（鋼板）の各種特性を評価した。具体的には、以下に説明する、引張試験、平均ｒ値測定、深絞り成形試験、穴広げ試験、ヤング率測定、および、化成処理性の評価を行ない、各種特性を評価した。結果を下記表４〜表７に示す。 <Evaluation of high strength steel plate (steel plate)>
Various characteristics of the obtained high strength steel plate (steel plate) were evaluated. Specifically, the tensile test, the average r value measurement, the deep drawing test, the hole expansion test, the Young's modulus measurement, and the chemical conversion treatment, which will be described below, were performed to evaluate various properties. The results are shown in Tables 4 to 7 below.

《引張試験》
得られた鋼板から、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるようにＪＩＳ５号試験片を採取した。採取した試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１年）に準拠して引張試験を行ない、ＹＰ（降伏応力）、ＹＲ（降伏比）、ＴＳ（引張強さ）およびＥＬ（全伸び）を測定した。ＹＲは、ＹＰをＴＳで除した値である。
ＹＲ＞０．７０である場合に高降伏比型であると判定した。
ＴＳ≧５９０ＭＰａである場合に高強度であると判定した。
ＴＳ：５９０ＭＰａ級ではＥＬ≧２４％、ＴＳ：７８０ＭＰａ級ではＥＬ≧１９％である場合に、延性が良好であると判定した。
ＴＳ：５９０ＭＰａ級とは、ＴＳが５９０ＭＰａ以上７８０ＭＰａ未満を、ＴＳ：７８０ＭＰａ級とは、ＴＳが７８０ＭＰａ以上９００ＭＰａ未満を意味する。
さらに、ＨＰとＣＰとの強度差ΔＴＳを下記式から求めた。ΔＴＳ≦６０ＭＰａである場合にコイル内の強度バラツキが少なく材質安定性が良好であると判定した。
ΔＴＳ＝｜ＴＳ（ＨＰ）−ＴＳ（ＣＰ）｜
上記式中、ＴＳ（ＨＰ）はＨＰの引張強さ（単位：ＭＰａ）を表し、ＴＳ（ＣＰ）はＣＰの引張強さ（単位：ＭＰａ）を表す。 <Tensile test>
From the obtained steel sheet, JIS No. 5 test pieces were sampled so that the tensile direction was perpendicular to the rolling direction of the steel sheet. Using the collected test piece, a tensile test is performed according to JIS Z 2241 (2011), and YP (yield stress), YR (yield ratio), TS (tensile strength) and EL (total elongation) are measured. did. YR is a value obtained by dividing YP by TS.
When YR>0.70, it was determined to be a high yield ratio type.
It was determined that the strength was high when TS≧590 MPa.
It was determined that the ductility was good when EL≧24% in the TS:590 MPa class and EL≧19% in the TS:780 MPa class.
TS: 590 MPa class means that TS is 590 MPa or more and less than 780 MPa, and TS: 780 MPa class means that TS is 780 MPa or more and less than 900 MPa.
Further, the strength difference ΔTS between HP and CP was obtained from the following formula. When ΔTS≦60 MPa, it was determined that the variation in strength in the coil was small and the material stability was good.
ΔTS=|TS(HP)-TS(CP)|
In the above formula, TS(HP) represents the tensile strength of HP (unit: MPa), and TS(CP) represents the tensile strength of CP (unit: MPa).

《平均ｒ値の測定》
平均ｒ値は、深絞り性の指標である。平均ｒ値が高いほど、深絞り性に優れる。
平均ｒ値の測定は次のように行なった。まず、鋼板からＪＩＳ Ｚ ２２０１（１９９８年）に規定のＪＩＳ５号試験片を採取した。より詳細には、鋼板の圧延方向（Ｌ方向）、鋼板の圧延方向に対して４５°方向（Ｄ方向）、および、鋼板の圧延方向に対して直角方向（Ｃ方向）の３方向から、ＪＩＳ５号試験片を採取した。採取した試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２５４の規定に準拠して、１０％の塑性歪を付与し、塑性歪比ｒ（ｒ_Ｌ、ｒ_Ｄ、および、ｒ_Ｃ）求め、下記式により平均ｒ値を算出した。ｒ_ＬはＬ方向の塑性歪比、ｒ_ＤはＤ方向の塑性歪比、ｒ_ＣはＣ方向の塑性歪比である。
平均ｒ値＝（ｒ_Ｌ＋２ｒ_Ｄ＋ｒ_Ｃ）／４
平均ｒ値≧１．０５の場合に、深絞り性が良好である判定した。 <<Measurement of average r value>>
The average r value is an index of deep drawability. The higher the average r value, the better the deep drawability.
The average r value was measured as follows. First, a JIS No. 5 test piece prescribed in JIS Z 2201 (1998) was taken from a steel sheet. More specifically, from the three directions of the rolling direction of the steel sheet (L direction), the direction of 45° to the rolling direction of the steel sheet (D direction), and the direction perpendicular to the rolling direction of the steel sheet (C direction), JIS5 No. test piece was collected. Using the sampled specimen, a plastic strain of 10% was applied in accordance with JIS Z 2254, and a plastic strain ratio r (r _L , r _D , and r _C ) was calculated, and the average r was calculated by the following formula. The value was calculated. r _L is the plastic strain ratio in the L direction, r _D is the plastic strain ratio in the D direction, and r _C is the plastic strain ratio in the C direction.
Average r value=(r _L +2r _D +r _C )/4
When the average r value ≧1.05, it was determined that the deep drawability was good.

《深絞り成形試験》
深絞り成形試験として、円筒絞り試験を行ない、限界絞り比（ＬＤＲ）により深絞り性を評価した。円筒深絞り試験には、直径３３ｍｍφの円筒ポンチを用い、例えば板厚１．２ｍｍ材ではダイス径が３６．６ｍｍの金型を用いた（その他の板厚の場合は後述）。試験は、１．５ｔｏｎ（１４．７１ｋＮ）のしわ押さえ力で行なった。めっき状態などにより表面の摺動状態が変わるため、表面の摺動状態が試験に影響しないように、サンプルとダイスとの間にポリエチレンシートを置いて高潤滑条件で試験を行なった。ブランク径を１ｍｍピッチで変化させ、破断せず絞りぬけたブランク径Ｄとポンチ径ｄとの比（Ｄ／ｄ）をＬＤＲとした。
ＬＤＲ≧２．００の場合に、深絞り性が良好であると判定した。 <Deep drawing test>
As a deep drawing test, a cylindrical drawing test was performed and the deep drawing property was evaluated by the limiting drawing ratio (LDR). For the cylindrical deep-drawing test, a cylindrical punch having a diameter of 33 mm was used, for example, a die having a die diameter of 36.6 mm was used for a material having a plate thickness of 1.2 mm (in the case of other plate thickness, it will be described later). The test was performed with a wrinkle holding force of 1.5 ton (14.71 kN). Since the sliding state of the surface changes depending on the plating state and the like, a polyethylene sheet was placed between the sample and the die so as to prevent the sliding state of the surface from affecting the test, and the test was performed under high lubrication conditions. The blank diameter was changed at a pitch of 1 mm, and the ratio (D/d) between the blank diameter D and the punch diameter d, which was drawn without breaking, was defined as LDR.
When LDR≧2.00, it was determined that the deep drawability was good.

深絞り成形試験（円筒絞り試験）に用いた金型のダイス径は、鋼板の板厚ごとに、次のとおりとした。
・板厚０．８ｍｍ材・・・金型のダイス径：３５．４ｍｍ
・板厚１．０ｍｍ材・・・金型のダイス径：３６．０ｍｍ
・板厚１．２ｍｍ材・・・金型のダイス径：３６．６ｍｍ
・板厚１．４ｍｍ材・・・金型のダイス径：３７．２ｍｍ
・板厚１．６ｍｍ材・・・金型のダイス径：３７．８ｍｍ
・板厚１．８ｍｍ材・・・金型のダイス径：３８．４ｍｍ
・板厚２．０ｍｍ材・・・金型のダイス径：３９．０ｍｍ
・板厚２．３ｍｍ材・・・金型のダイス径：３９．９ｍｍ The die diameter of the die used in the deep drawing test (cylindrical drawing test) was as follows for each plate thickness of the steel plate.
・0.8 mm thick material・・・Die diameter of die: 35.4 mm
・Plate thickness 1.0 mm material・・・Die diameter of die: 36.0 mm
・1.2 mm thick material・・・Die diameter of die: 36.6 mm
・Plate thickness 1.4 mm material・・・Die diameter of die: 37.2 mm
・Material with plate thickness of 1.6 mm・・・Die diameter of mold: 37.8 mm
・Plate thickness 1.8 mm material・・・Die diameter of mold: 38.4 mm
・Plate thickness 2.0mm material・・・Die diameter of die: 39.0mm
-Plate thickness 2.3 mm material ... die diameter of mold: 39.9 mm

《穴広げ試験》
穴広げ試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６（２０１０年）に準拠して行なった。より詳細には、まず、得られた鋼板を１００ｍｍ×１００ｍｍに切断した。切断した鋼板に、クリアランス１２％±１％で直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた。その後、内径７５ｍｍのダイスを用いて、しわ押さえ力９ｔｏｎ（８８．２６ｋＮ）で抑えた状態で、６０°円錐のポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定した。そして、下記式から、限界穴広げ率λ［％］を求めた。
限界穴広げ率λ［％］＝｛（Ｄ_ｆ−Ｄ_０）／Ｄ_０｝×１００
ただし、Ｄ_ｆは亀裂発生時の穴径［ｍｍ］、Ｄ_０は初期穴径［ｍｍ］である。
ＴＳ５９０ＭＰａ級ではλ≧５０％、ＴＳ７８０ＭＰａ級ではλ≧３０％の場合に穴広げ性が良好であると判定した。 <<Hole expansion test>>
The hole expanding test was performed according to JIS Z 2256 (2010). More specifically, first, the obtained steel plate was cut into 100 mm×100 mm. A hole having a diameter of 10 mm was punched out in the cut steel plate with a clearance of 12%±1%. Then, using a die having an inner diameter of 75 mm, a punch having a 60° cone was pushed into the hole while the wrinkle holding force was suppressed to 9 ton (88.26 kN), and the hole diameter at the crack generation limit was measured. Then, the limit hole expansion rate λ [%] was calculated from the following formula.
Limit hole expansion rate λ [%]={(D _f −D ₀ )/D ₀ }×100
However, D _f is a hole diameter [mm] when a crack is generated, and D ₀ is an initial hole diameter [mm].
It was determined that the hole expandability was good when λ≧50% in the TS590 MPa class and λ≧30% in the TS780 MPa class.

《ヤング率測定》
ヤング率は、剛性の指標であり、フェライトの｛１１１｝再結晶集合組織が発達すると向上する。
得られた鋼板について、圧延方向に対して直角方向（Ｃ方向）から、１０ｍｍ×５０ｍｍの試験片を採取した。採取した試験片について、横振動型の共振周波数測定装置を用いて、Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｓｏｃｉｅｔｙ ｔｏ Ｔｅｓｔｉｎｇ Ｍａｔｅｒｉａｌｓの基準（Ｃ１２５９）に従い、ヤング率を測定した。
ヤング率が２２０ＧＰａ以上である場合に剛性が良好である判定した。 <<Young's modulus measurement>>
Young's modulus is an index of rigidity and improves as the {111} recrystallized texture of ferrite develops.
With respect to the obtained steel sheet, a 10 mm×50 mm test piece was sampled from the direction perpendicular to the rolling direction (C direction). With respect to the collected test piece, Young's modulus was measured using a lateral vibration type resonance frequency measuring device according to the American Society to Testing Materials standard (C1259).
When the Young's modulus was 220 GPa or more, the rigidity was determined to be good.

《化成処理性の評価方法》
得られた鋼板に対して、日本パーカライジング社製の化成処理液（パルボンドＬ３０８０（登録商標））を用いて下記方法で化成処理を行なうことにより化成被膜を形成し、化成処理性を評価した。
まず、得られた鋼板を、日本パーカライジング社製の脱脂液ファインクリーナ（登録商標）を用いて脱脂した後、水洗し、次に、日本パーカライジング社製の表面調整液プレパレンＺ（登録商標）を用いて３０秒間の表面調整を行なった。表面調整した鋼板を、４３℃の化成処理液（パルボンドＬ３０８０）に１２０秒間浸漬し、その後、水洗し、温風で乾燥した。こうして、鋼板に化成処理を施した。
化成処理後の鋼板の表面について、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて倍率５００倍で無作為に５視野を観察した。化成被膜が生成されていない領域（スケ）の面積率［％］を画像処理により求め、求めた面積率によって以下の評価をした。
評点５：５％以下
評点４：５％超１０％以下
評点３：１０％超２５％以下
評点２：２５％超４０％以下
評点１：４０％超
評点４または評点５であれば化成処理性が良好であると判定した。 <Method for evaluating chemical conversion treatability>
The obtained steel sheet was subjected to a chemical conversion treatment by the following method using a chemical conversion treatment liquid (Palbond L3080 (registered trademark)) manufactured by Nihon Parkerizing Co., Ltd. to form a chemical conversion coating, and the chemical conversion treatability was evaluated.
First, the obtained steel sheet was degreased using a degreasing liquid Fine Cleaner (registered trademark) manufactured by Nippon Parkerizing Co., Ltd., followed by washing with water, and then a surface conditioning liquid Prepalene Z (registered trademark) manufactured by Nippon Parkerizing Co. The surface was adjusted for 30 seconds. The surface-adjusted steel sheet was immersed in a chemical conversion treatment liquid (Palbond L3080) at 43° C. for 120 seconds, then washed with water and dried with warm air. Thus, the steel sheet was subjected to chemical conversion treatment.
On the surface of the steel sheet after the chemical conversion treatment, 5 fields of view were randomly observed using a SEM (scanning electron microscope) at a magnification of 500 times. The area ratio [%] of the region (scale) in which the chemical conversion film was not formed was obtained by image processing, and the following evaluation was made based on the obtained area ratio.
Rating 5: 5% or less Rating 4: 5% or more and 10% or less Rating 3: 10% or more and 25% or less Rating 2: 25% or more and 40% or less Rating 1: 40% or more If grade 4 or rating 5, chemical conversion treatability Was determined to be good.

上記表１〜表７中、下線部は、本発明の範囲外または好適範囲外を示す。
上記表４〜表７中、Ｆはフェライト、Ｍはマルテンサイト、Ｐはパーライト、ＲＡは残留オーステナイト、θは炭化物（ＴｉＣ、ＮｂＣ、セメンタイトなど）、Ｂはベイニティックフェライトを表す。 In Tables 1 to 7 above, the underlined portions indicate outside the scope of the present invention or outside the preferred range.
In Tables 4 to 7, F is ferrite, M is martensite, P is pearlite, RA is residual austenite, θ is carbide (TiC, NbC, cementite, etc.), and B is bainitic ferrite.

上記表１〜表７に示す結果から、本発明例の鋼板は、０．７０超の高い降伏比（ＹＲ）を有し、かつ、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上であり、さらに、成形性（延性、深絞り性、穴広げ性）および化成処理性が良好であった。
これに対して、比較例の鋼板は、上記特性の１つ以上が不十分であった。 From the results shown in Tables 1 to 7 above, the steel sheet of the example of the present invention has a high yield ratio (YR) of more than 0.70 and a tensile strength (TS) of 590 MPa or more, and further The properties (ductility, deep drawability, hole expandability) and chemical conversion treatability were good.
On the other hand, the steel sheets of Comparative Examples were insufficient in one or more of the above characteristics.

本発明例の鋼板を対比すると、式：Ｐ（２２２）／｛Ｐ（２００）＋Ｐ（２２０）｝≧２．０を満たさない場合（Ｎｏ．３およびＮｏ．７）よりも、上記式を満たす場合の方が深絞り性（平均ｒ値およびＬＤＲ）がより優れていた。 When the steel sheets of the examples of the present invention are compared, the above formula is satisfied rather than the case where the formula: P(222)/{P(200)+P(220)}≧2.0 is not satisfied (No. 3 and No. 7). In this case, the deep drawability (average r value and LDR) was better.

１：コイル
２：外周面
３：内周面
ＣＰ：Ｃｏｌｄ Ｐｏｉｎｔ
ＨＰ：Ｈｏｔ Ｐｏｉｎｔ
ｒ：コイルの半径方向
ｔ：コイル厚
Ｗ：コイルの板幅 1: Coil 2: Outer peripheral surface 3: Inner peripheral surface CP: Cold Point
HP: Hot Point
r: radial direction of coil t: coil thickness W: coil width

Claims (5)

質量％で、Ｃ：０．０５０％超０．２００％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％未満、Ｍｎ：１．８０％超２．６０％未満、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ａｌ：２．０００％以下、および、Ｎ：０．０１００％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．００５％以上０．１００％以下、および、Ｎｂ：０．００５％以上０．１００％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
面積率で、フェライトが４０．０％以上９０．０％以下、マルテンサイトが５．０％以上３０．０％以下、パーライトが２．０％以上３０．０％以下である鋼組織と、を有し、
鋼中のＭｎ量を前記フェライト中のＭｎ量で除した値が１．１０以上であり、前記マルテンサイト中のＭｎ量を鋼中のＭｎ量で除した値が１．８０以上であり、Ｍｎ量の単位は質量％である、０．７０超の降伏比を有する高降伏比型高強度鋼板。 % By mass, C: more than 0.050% and less than 0.200%, Si: 0.01% or more and less than 0.50%, Mn: more than 1.80% and less than 2.60%, P: 0.100% or less. , S: 0.0200% or less, Al: 2.000% or less, and N: 0.0100% or less, and Ti: 0.005% or more and 0.100% or less, and Nb:0. A component composition containing at least one selected from the group consisting of 0.005% or more and 0.100% or less, with the balance being Fe and inevitable impurities;
An area ratio of a steel structure in which ferrite is 40.0% or more and 90.0% or less, martensite is 5.0% or more and 30.0% or less, and pearlite is 2.0% or more and 30.0% or less. Have,
A value obtained by dividing the amount of Mn in steel by the amount of Mn in the ferrite is 1.10 or more, and a value obtained by dividing the amount of Mn in the martensite by the amount of Mn in steel is 1.80 or more, and Mn The unit of quantity is mass%. A high yield ratio type high strength steel sheet having a yield ratio of more than 0.70 . 前記成分組成が、さらに、質量％で、下記Ａ群〜Ｅ群から選ばれる少なくとも１種を含有する、請求項１に記載の高降伏比型高強度鋼板。
［Ａ群］Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下、Ｃｕ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｃｒ：０．０１％以上１．００％以下、および、Ｍｏ：０．００５％以上０．５００％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種
［Ｂ群］Ｖ：０．００５％以上０．１００％以下、および、Ｗ：０．００５％以上０．１００％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種
［Ｃ群］Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下、および、ＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種
［Ｄ群］Ｓｂ：０．００２％以上０．２００％以下、Ｓｎ：０．００２％以上０．２００％以下、および、Ｔａ：０．００１％以上０．０１０％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種
［Ｅ群］Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下 The high yield ratio type high strength steel sheet according to claim 1, wherein the component composition further contains, in mass%, at least one selected from the following Group A to Group E.
[Group A] Ni: 0.01% to 1.00%, Cu: 0.005% to 1.000%, Cr: 0.01% to 1.00%, and Mo: 0.005 % Or more and 0.500% or less, at least one kind selected from the group consisting of [group B] V: 0.005% or more and 0.100% or less, and W: 0.005% or more and 0.100% or less At least one selected from [C group] Ca: 0.0005% or more and 0.0050% or less, Mg: 0.0005% or more and 0.0050% or less, and REM: 0.0005% or more and 0.0050% or less At least one selected from the group consisting of [group D] Sb: 0.002% or more and 0.200% or less, Sn: 0.002% or more and 0.200% or less, and Ta: 0.001% or more and 0. At least one selected from the group consisting of 010% or less [Group E] B: 0.0001% or more and 0.0050% or less さらに、下記式を満たす、請求項１または２に記載の高降伏比型高強度鋼板。
Ｐ（２２２）／｛Ｐ（２００）＋Ｐ（２２０）｝≧２．０
前記式中、Ｐ（２２２）、Ｐ（２００）およびＰ（２２０）は、それぞれ、鋼板１／４板厚位置における板面に平行な（２２２）面、（２００）面および（２２０）面の回折Ｘ線積分強度比を表す。 Furthermore, the high yield ratio type high strength steel plate according to claim 1 or 2, which satisfies the following formula.
P(222)/{P(200)+P(220)}≧2.0
In the above formula, P(222), P(200) and P(220) are respectively (222) plane, (200) plane and (220) plane parallel to the plate plane at the steel plate 1/4 plate thickness position. The diffracted X-ray integrated intensity ratio is shown. 前記鋼組織における残留オーステナイトの体積率が、５．０％以下である、請求項１〜３のいずれか１項に記載の高降伏比型高強度鋼板。 The high yield ratio type high strength steel sheet according to any one of claims 1 to 3, wherein a volume ratio of retained austenite in the steel structure is 5.0% or less. 請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼スラブに、８００℃以上１０００℃以下の仕上げ圧延出側温度で熱間圧延を施すことにより、熱延鋼板を得て、
前記熱延鋼板を、前記仕上げ圧延出側温度から６５０℃までの温度域を２０℃／秒以上１２０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却し、６５０℃から下記巻き取り温度までの温度域を５℃／秒以上４０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却し、
前記冷却後の前記熱延鋼板を、４００℃以上６００℃以下の巻き取り温度で巻き取り、
前記巻き取りされた前記熱延鋼板に、酸洗を施し、
前記酸洗が施された前記熱延鋼板に、３０％以上８５％以下の圧下率で冷間圧延を施すことにより、冷延鋼板を得て、
前記冷延鋼板に、下記温度履歴１および２を満たすバッチ焼鈍を施し、
前記バッチ焼鈍が施された前記冷延鋼板に、１．１％超の伸び率で調質圧延を施すことにより、請求項１〜４のいずれか１項に記載の高降伏比型高強度鋼板を得る、高降伏比型高強度鋼板の製造方法。
温度履歴１：前記冷延鋼板のコイルの外周面から内周面に向かって半径方向に沿って５ｍｍ入った位置を、昇温後、６２０℃以上７６０℃以下で２．０時間以上７２．０時間以下保持し、４００℃以上５５０℃以下の温度域を３０℃／時間以上２００℃／時間以下の平均冷却速度で冷却する。
温度履歴２：前記冷延鋼板のコイルの内周面から外周面に向かって半径方向に沿ってコイル厚の１／３入った位置を、昇温後、６００℃以上７４０℃以下で２．０時間以上７２．０時間以下保持し、４００℃以上５５０℃以下の温度域を５℃／時間以上１００℃／時間以下の平均冷却速度で冷却する。 A hot rolled steel sheet is obtained by subjecting a steel slab having the component composition according to claim 1 or 2 to hot rolling at a finish rolling exit temperature of 800° C. or higher and 1000° C. or lower,
The hot rolled steel sheet is cooled in a temperature range from the finish rolling outlet temperature to 650° C. at an average cooling rate of 20° C./sec or more and 120° C./sec or less, and a temperature range from 650° C. to the following winding temperature is set. Cool at an average cooling rate of 5°C/sec or more and 40°C/sec or less,
The hot rolled steel sheet after the cooling is wound at a winding temperature of 400° C. or higher and 600° C. or lower,
The picked up hot rolled steel sheet is subjected to pickling,
The cold-rolled steel sheet is obtained by cold-rolling the hot-rolled steel sheet subjected to the pickling at a reduction ratio of 30% or more and 85% or less,
The cold rolled steel sheet is subjected to batch annealing satisfying the following temperature history 1 and 2,
The high yield ratio type high-strength steel sheet according to claim 1, wherein the cold-rolled steel sheet subjected to the batch annealing is temper-rolled at an elongation ratio of more than 1.1%. And a method of manufacturing a high yield ratio type high strength steel sheet.
Temperature history 1: A temperature of 5 mm along the radial direction from the outer peripheral surface to the inner peripheral surface of the coil of the cold-rolled steel sheet is increased to 620° C. or more and 760° C. or less for 2.0 hours or more 72.0 The temperature is maintained for a time of not more than 400° C. and not more than 550° C. at an average cooling rate of not less than 30° C./hour and not more than 200° C./hour.
Temperature history 2: The temperature of 600° C. or higher and 740° C. or lower is 2.0 after the temperature is raised at a position that is 1/3 of the coil thickness in the radial direction from the inner peripheral surface to the outer peripheral surface of the coil of the cold rolled steel plate. The temperature range of 400° C. or more and 550° C. or less is maintained at a temperature of 5° C./hour or more and 100° C./hour or less while maintaining the temperature for 7 hours or more and 72.0 hours or less.