WO2023053909A1 - 鋼板、部材およびそれらの製造方法 - Google Patents

鋼板、部材およびそれらの製造方法 Download PDF

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三周 知場
芳怡 王
洋一郎 松井
真次郎 金子
毅 横田
秀斗 尾園
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet suitable for press-formed products having a complicated shape used in automobiles, home appliances, etc. through a press-forming process and having excellent chemical convertibility, a member using the steel sheet, and a method for producing the same. Regarding.
  • TRIP steel in which retained austenite (retained ⁇ ) is dispersed in the microstructure of the steel sheet, has been developed as a technique for improving the ductility of the steel sheet.
  • austemper treatment (cooling from the single-phase region annealing temperature or the two-phase region annealing temperature to the bainite transformation temperature and isothermally holding is performed to utilize the bainite transformation during isothermal holding or cooling to retain A steel sheet containing C: 0.10 to 0.45%, Si: 0.5 to 1.8%, and Mn: 0.5 to 3.0%.
  • the residual ⁇ is formed by aging treatment in the temperature range of 350 to 500 ° C. for 1 to 30 minutes, and the steel plate has high ductility of TS: 80 kgf / mm 2 or more and TS x EL: 2500 kgf / mm 2 % or more. is obtained.
  • Patent Document 2 a steel sheet containing C: 0.10 to 0.25%, Si: 1.0 to 2.0%, and Mn: 1.5 to 3.0% is annealed at 10 ° C./s or more and hold for 180 to 600 seconds to obtain a residual ⁇ of 5% or more in volume ratio, bainitic ferrite of 60% or more in area ratio, and polygonal ferrite of 20% or less in microstructure. It is disclosed that a steel sheet excellent in both ductility: EL and stretch flangeability: ⁇ can be obtained by controlling .
  • Patent Document 3 Q&P treatment (cooling from the single-phase region annealing temperature or the two-phase region annealing temperature to the martensite start temperature: Ms to the martensite finish temperature: Mf, forming a martensite structure, and then regenerating A process of forming residual ⁇ by causing carbon distribution from the martensitic structure to untransformed ⁇ by heating), and a temperature range of 150 to 350 ° C after annealing a steel plate having a characteristic chemical composition. and then reheating and holding at 350 to 600° C., a structure containing ferrite, tempered martensite, and retained ⁇ is obtained, and a steel plate having both excellent ductility and stretch flangeability is obtained. ing.
  • Both the austempering treatment described in Patent Documents 1 and 2 and the Q&P treatment described in Patent Document 3 are heat treatments for producing TRIP steel sheets, but since tempered martensite that contributes to higher strength can be obtained, more Q&P treatment is suitable for manufacturing high-strength steel sheets.
  • Patent Document 4 by improving the above Q&P treatment and holding the temperature at 470 to 405 ° C. for 14 to 200 seconds during cooling after annealing, carbon is concentrated in untransformed ⁇ by utilizing the upper bainite transformation. and then cooling to Ms-90 to Ms-180 (° C.) for martensitic transformation, and then reheating to distribute carbon from the martensitic structure to untransformed ⁇ , thereby obtaining residual ⁇ .
  • a steel sheet having both high ductility and excellent stretch flangeability is obtained.
  • the amount of Si contained in the steel sheet is large in order to promote efficient carbon enrichment to untransformed ⁇ .
  • steel sheets used for press-formed members are then painted and incorporated into automobiles and the like, so they are subjected to chemical conversion treatment for the purpose of imparting good paintability to the steel sheets.
  • the chemical conversion treatment causes unevenness in the adhered crystal grains due to the chemical conversion treatment, which is a factor in the deterioration of paintability.
  • pickling treatment is usually performed as a pretreatment to improve the chemical conversion treatability.
  • the Si-containing surface oxidized layer causes a problem that the chemical conversion treatability is remarkably deteriorated.
  • Patent Document 5 After continuously immersing and pickling in a mixed acid solution containing an oxidizing first acid and a non-oxidizing second acid, a non-oxidizing acid is used. Discloses that the process of continuously immersing the steel sheet in an acid solution containing an oxidizing third acid for re-pickling can provide excellent chemical conversion treatability even to steel sheets with a high Si content. ing.
  • Patent Document 1 Although the conventional TRIP steel described in Patent Document 1 has excellent El, it has a problem of very low stretch flange formability.
  • bainitic ferrite is mainly used as the microstructure, and the amount of ferrite is kept to a minimum.
  • Patent Document 3 achieves relatively high ductility and high stretch flanging formability compared to conventional TRIP steel and steel using bainitic ferrite. It was not sufficient in forming with molded parts, and further improvement in ductility was required. Therefore, considering application to difficult-to-form parts, further improvement of ductility, especially uniform elongation and local elongation at the same time is required.
  • This uniform elongation is U.S., which represents the amount of elongation until necking begins to occur even in El, which is an index of ductility.
  • El the local elongation is the total elongation: T.E. Elongation is the amount of elongation obtained by subtracting uniform elongation from El. Represented by U.E.I. While maintaining El, L.E. El needs to be increased.
  • Patent Document 4 a steel sheet having high ductility and excellent stretch-flange formability can be obtained by holding utilizing the upper bainite transformation during cooling after annealing, and by the subsequent Q&P treatment and bainite transformation after reheating.
  • it promotes carbon distribution from martensite formed in the Q & P treatment to untransformed ⁇ , and contains a large amount of Si, so a specific pickling technique as described in Patent Document 5 is required.
  • Patent Document 5 The pickling described in Patent Document 5 is a technique for imparting excellent chemical conversion treatability to steel sheets, but the running cost is high, and it is costly to pickle all the various steel sheets in the same continuous annealing furnace with this technique. However, the establishment of other technologies has been sought after.
  • the conventional technology is still not sufficient as a technology for steel sheets that ensure high ductility and excellent stretch flanging formability while at the same time possessing excellent chemical conversion treatability.
  • the present invention has been made to solve such problems, and has a tensile strength of 980 MPa or more, and achieves high ductility, excellent stretch flanging formability, and excellent chemical conversion treatability. It aims at providing the manufacturing method of.
  • the tensile strength of 980 MPa or more means that a JIS No. 5 tensile test piece having a tensile direction perpendicular to the rolling direction and a crosshead speed of 10 mm/min are specified in JIS Z 2241 (2011). It means that the tensile strength is 980 MPa or more by a tensile test according to.
  • high ductility is determined by a tensile test conforming to the provisions of JIS Z 2241 (2011) with a crosshead speed of 10 mm / min on a JIS No. 5 tensile test piece having a tensile direction perpendicular to the rolling direction.
  • excellent stretch flanging formability means a hole expansion ratio ⁇ of 45% or more in a hole expansion test conforming to JFST 1001 (Iron Federation Standard).
  • good chemical conversion treatability means that the steel plate is subjected to sulfuric acid electrolytic pickling for 2 seconds at a current density of 20 to 35 A/dm 2 and degreased (treatment temperature 40 ° C., treatment time 120 seconds, spray degreasing). , surface conditioning (pH 9.5, treatment temperature room temperature, treatment time 20 seconds), and then chemical conversion treatment using a zinc phosphate chemical conversion treatment solution (chemical conversion treatment solution temperature 35 ° C., treatment time 120 seconds), It means that there is no surface on which the chemical conversion coating structure is not formed.
  • bainite transformation at around 400° C. causes carbon partitioning into untransformed austenite up to the T0 composition where the free energies of the fcc and bcc phases are equal, after which the bainite transformation stops. Therefore, the coarse and thermally unstable untransformed austenite becomes a hard martensitic structure or mechanically unstable retained ⁇ at the final cooling, which deteriorates the stretch flangeability. Thus, it is difficult to achieve both ductility and stretch flangeability in austempering.
  • the thermally unstable untransformed ⁇ undergoes martensite transformation at the cooling stop temperature of Ms to Mf, and during subsequent reheating Since the steel is tempered, the hardness difference between the hard phase and the soft phase is reduced, the stretch flangeability is excellent, and the ductility can be improved at the same time. Therefore, it can be seen that Q&P treatment (for example, Q&P treatment in which holding is performed during cooling after annealing) is desirable.
  • the Q&P treatment for example, the Q&P treatment that is held during cooling after annealing
  • an alloy design that particularly reduces the Si content is required.
  • the chemical conversion treatability described here is defined as a property that can satisfy the coatability in terms of adhesion amount and unevenness in a general pickling process. Sulfuric acid pickling, etc., but the pickling method is not limited.
  • the present inventors found that a soft ferrite structure is formed and adjacent needle-like ⁇ is formed by heating at a characteristic component and a characteristic temperature rising rate.
  • the present inventors have found that this acicular ⁇ contributes to the distribution of carbon and the formation of residual ⁇ in the formation of the structure during the cooling process, and that even a steel sheet with a low Si content exhibits excellent ductility. It is based on the following outline.
  • the low Si content is not particularly limited, but refers to the case where the Si content is less than 1.60% by mass.
  • the preferred rolling orientation (texture) and rotated cube orientation are obtained by cold rolling that suppresses the development of the shear texture with a cold reduction (reduction) of 5% or more and less than 25% in the first pass.
  • developed cold-rolled steel sheet ( ⁇ 111 ⁇ ⁇ 0-11> orientation, ⁇ 111 ⁇ ⁇ 11-2> orientation, ⁇ 211 ⁇ ⁇ 0-11> orientation, and ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> orientation of the structure
  • a cold-rolled steel sheet having an area ratio of 35% or more and 75% or less with respect to the total structure of the bcc phase is manufactured.
  • the temperature rising rate (average heating rate) from 500 ° C. to Ac1 is set to 15 ° C./sec or less, so that 30% or more of the cold rolled steel sheet Fully recrystallize the cold-rolled structure at a rolling reduction of
  • the austenite ( ⁇ ) that subsequently transforms at temperatures above Ac1 nucleates from the grain boundaries of the recrystallized bcc phase or from residual carbides, but has a specific crystallographic orientation relationship to the surrounding bcc phase; .
  • the degree of interfacial matching is high, and grain growth accompanied by interfacial migration is delayed, but a portion of the interface preferentially migrates in order to approach an equilibrium state, forming needle-like austenite (needle-like ⁇ ).
  • the annealing temperature is two-phase annealing, and from the viewpoint of chemical conversion treatability, 0.6 ⁇ (T-Ac1) / (Ac3-Ac1) ⁇ 1.0 and 840 ° C. Annealing is performed at an annealing temperature T which is as follows.
  • the present invention has been made based on the above findings, and specifically provides the following. [1] % by mass, C: 0.10 to 0.24%, Si: 0.4% or more and less than 1.60%, Mn: 2.0-3.6%, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, sol.Al: less than 1.0%, N: contains less than 0.015%, and satisfies the following formula (1), Having a component composition in which the balance is Fe and unavoidable impurities, Area ratio of polygonal ferrite: 5% or more and 25% or less, Area ratio of upper bainite: 5% or more and 50% or less, Volume fraction of retained austenite: 3% or more and 20% or less, Area ratio of fresh martensite: 12% or less (including 0%), The sum of the area ratios of tempered martensite and lower bainite: 10% or more and 50% or less, and the area ratio of the remaining structure: 5% or less, The ratio of the total number of fresh martensite particles and retained austenite particles having
  • Si and Mn represent Si content (% by mass) and Mn content (% by mass), respectively.
  • Nb 0.2% or less
  • Ti 0.2% or less
  • V 0.2% or less
  • B 0.01% or less
  • Cu 0.2% or less
  • Ni 0.2% or less
  • Cr 0.4% or less
  • the component composition further includes, in % by mass, Mg: 0.0050% or less, Ca: 0.0050% or less, Sn: 0.10% or less, Sb: 0.10% or less, REM: The steel sheet according to [1] or [2] above, containing one or more selected from 0.0050% or less.
  • Mg 0.0050% or less
  • Ca 0.0050% or less
  • Sn 0.10% or less
  • Sb 0.10% or less
  • REM The steel sheet according to [1] or [2] above, containing one or more selected from 0.0050% or less.
  • [5] After performing hot rolling and pickling on the steel slab having the chemical composition according to any one of [1] to [3] above, the resulting hot-rolled steel sheet is subjected to cold rolling.
  • a cold rolling process for obtaining a cold rolled steel sheet by applying An annealing step of obtaining a steel plate by subjecting the cold-rolled steel plate to an annealing treatment is Cumulative cold rolling rate: 30 to 85%, By setting the reduction rate of the first pass to 5% or more and less than 25%, ⁇ 111 ⁇ ⁇ 0-11> orientation, ⁇ 111 ⁇ ⁇ 11-2> orientation, ⁇ 211 ⁇ ⁇ 0-11> orientation, and ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011>
  • the cold rolling process for obtaining the cold-rolled steel sheet in which the total area ratio of the structure having the ⁇ 011> orientation is 35% or more and 75% or less with respect to the entire structure of the bcc phase includes For the cold-rolled steel sheet, the temperature range of 500 ° C.
  • the first cooling is performed to cool to the first cooling stop temperature Tc1 of 550 ° C. or less and 400 ° C. or more, After the first cooling, performing a first holding for 25 seconds or more at the first cooling stop temperature Tc1, After the first holding, the temperature range of 350 ° C. or lower and 200 ° C. or higher is cooled at an average cooling rate of 3.0 to 80 ° C./s, and cooled to a second cooling stop temperature Tc2 of 320 ° C. or lower and 150 ° C. or higher.
  • a method for producing a steel sheet comprising the step of subjecting the steel plate according to any one of [1] to [3] to at least one of forming and joining to form a member.
  • the steel plate which has the tensile strength of 980 MPa or more, and realizes high ductility, the excellent stretch flanging formability, and favorable chemical convertibility, a member, and its manufacturing method are provided.
  • the steel sheet of the present invention is suitable for complex-shaped press-formed products that are used in automobiles, home appliances, etc. through a press-forming process.
  • FIG. 3 is a diagram showing SEM photographs of a structure of acicular austenite (acicular ⁇ ) observed in a structure after final cooling (after third cooling in the annealing step) and a structure water-cooled after being held at temperature T in the present invention. It is a schematic diagram of acicular austenite (needle-like ⁇ ) and is a diagram for explaining the definition of the aspect ratio of acicular ⁇ .
  • the steel sheet of the present invention is, in mass%, C: 0.10 to 0.24%, Si: 0.4% or more and less than 1.60%, Mn: 2.0 to 3.6%, P: 0.02 % or less, S: 0.01% or less, sol.Al: less than 1.0%, N: less than 0.015%, and satisfying the following formula (1), the balance being Fe and unavoidable impurities
  • the area ratio of polygonal ferrite is 5% or more and 25% or less
  • the area ratio of upper bainite is 5% or more and 50% or less
  • the volume ratio of retained austenite is 3% or more and 20% or less.
  • the ratio of the total number of fresh martensite grains and retained austenite grains having a structure of 5% or less and an equivalent circle diameter of less than 0.8 ⁇ m to the total number of fresh martensite grains and retained austenite grains is 50 % or more and having an aspect ratio of 2.0 or more and an equivalent circle diameter of 0.8 ⁇ m or more, fresh martensite particles and retained austenite particles having an equivalent circle diameter of 0.8 ⁇ m or more.
  • the steel sheet has a ratio of particles to the number of particles of 30% or more.
  • Si and Mn represent Si content (% by mass) and Mn content (% by mass), respectively.
  • the steel sheet of the present invention will be described below in the order of chemical composition and steel structure.
  • the steel sheet of the present invention contains the following components.
  • % which is a unit of content of a component, means “% by mass”.
  • C 0.10-0.24% C is contained from the viewpoint of setting the hardenability of the steel sheet, the strength of martensite, and the volume fraction of retained ⁇ within desired ranges. If the C content is less than 0.10%, the strength and ductility of the steel sheet cannot be sufficiently ensured, so the C content is made 0.10% or more.
  • the C content is preferably 0.12% or more, more preferably 0.14% or more, still more preferably 0.16% or more. If the C content exceeds 0.24%, the toughness of the weld deteriorates. Therefore, the C content is made 0.24% or less. From the viewpoint of improving ductility and toughness of spot welds, the C content is preferably 0.22% or less. From the viewpoint of further improving the toughness of spot welds, the C content is more preferably 0.20% or less.
  • Si 0.4% or more and less than 1.60% Si is contained from the viewpoint of improving ferrite strength, suppressing the formation of carbides in martensite and bainite, and stabilizing residual ⁇ to improve ductility. do. From these points of view, the Si content should be 0.4% or more. From the viewpoint of improving ductility, the Si content is preferably 0.5% or more. The Si content is more preferably 0.6% or more. If the Si content is 1.60% or more, the chemical conversion treatability is significantly deteriorated. Therefore, the Si content should be less than 1.60%. Preferably, the Si content is 1.30% or less, more preferably 1.20% or less. More preferably, the Si content is less than 1.0%.
  • Mn 2.0-3.6% Mn secures a predetermined hardenability, suppresses ferrite transformation, and secures a desired area ratio of tempered martensite and/or bainite to secure strength.
  • Mn concentrates in ⁇ during two-phase region annealing of ferrite/ ⁇ , and lowers the Ms point of the retained ⁇ , thereby stabilizing the retained ⁇ and improving the ductility.
  • Mn like Si, suppresses the formation of carbides in bainite and improves ductility.
  • Mn increases the volume fraction of retained ⁇ to improve ductility. From these points, Mn is an important element in the present invention. In order to obtain these effects, the Mn content should be 2.0% or more.
  • the Mn content is preferably 2.1% or more. More preferably, the Mn content is 2.2% or more.
  • the Mn content exceeds 3.6%, the bainite transformation is significantly retarded, making it difficult to ensure high ductility.
  • the Mn content exceeds 3.6%, it becomes difficult to suppress the formation of massive coarse ⁇ and massive coarse martensite, and the stretch flanging formability deteriorates. Therefore, the Mn content should be 3.6% or less. From the viewpoint of promoting bainite transformation and ensuring high ductility, the Mn content is preferably 2.8% or less.
  • Si/Mn ⁇ 0.50 Formula (1) The surface oxides of the steel sheet that significantly deteriorate the chemical conversion treatability are Si-based oxides. Therefore, Si/Mn is set to less than 0.50 for the purpose of forming a Mn-containing oxide that is readily soluble in an acid solution. That is, in the present invention, Si/Mn ⁇ 0.50 as the formula (1).
  • Si and Mn represent Si content (% by mass) and Mn content (% by mass), respectively.
  • chemical conversion treatability can be provided in the dew point range of -50°C or higher and -30°C or lower.
  • Si/Mn is 0.40 or less, more preferably 0.35 or less.
  • P 0.02% or less
  • P is an element that strengthens steel, but if its content is large, it deteriorates spot weldability. Therefore, the P content should be 0.02% or less. From the viewpoint of improving spot weldability, P is preferably 0.01% or less. Although P may not be included, the P content is preferably 0.001% or more from the viewpoint of manufacturing cost.
  • S 0.01% or less S has the effect of improving scale peelability in hot rolling and the effect of suppressing nitriding during annealing, but it is an element that deteriorates local elongation in addition to spot weldability.
  • the S content is made 0.01% or less.
  • the S content is preferably 0.0020% or less, and 0.0010%. % is more preferable.
  • the S content is preferably 0.0001% or more from the viewpoint of manufacturing cost.
  • sol. Al less than 1.0% Al is contained for the purpose of deoxidizing or stabilizing residual ⁇ as an alternative to Si. sol. Although the lower limit of Al is not specified, it is preferably 0.01% or more for stable deoxidation. On the other hand, sol. If the Al content is 1.0% or more, the strength of the material is extremely reduced, and the chemical conversion treatability is also deteriorated. Therefore, sol. Al content is less than 1.0%. In order to obtain high strength, sol. The Al content is preferably less than 0.20%, more preferably 0.10% or less.
  • N Less than 0.015% N is an element that forms nitrides such as BN, AlN, and TiN in steel, and is an element that lowers the hot ductility of steel and lowers the surface quality. Also, in steel containing B, there is a problem that the effect of B disappears through the formation of BN. When the N content is 0.015% or more, the surface quality deteriorates significantly. Therefore, the N content should be less than 0.015%. Although N may not be included, the N content is preferably 0.0001% or more from the viewpoint of manufacturing cost.
  • the balance other than the above is Fe and unavoidable impurities.
  • the steel sheet of the present invention preferably has a chemical composition containing the basic components described above, with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • one or two selected from the following (A) and (B) are added as optional elements. It can be contained as appropriate.
  • Nb 0.2% or less
  • Nb is preferably added from the viewpoint of refining the microstructure and improving the defect resistance of spot welds.
  • Nb can be contained because of the effect of refining the steel structure and increasing the strength, the effect of promoting bainite transformation through grain refinement, the effect of improving bendability, and the effect of improving delayed fracture resistance.
  • the Nb content is preferably 0.002% or more, although the lower limit is not particularly specified.
  • the Nb content is more preferably 0.004% or more, still more preferably 0.010% or more.
  • the precipitation strengthening becomes too strong and the ductility deteriorates.
  • it causes an increase in rolling load and deterioration of castability. Therefore, when Nb is contained, the Nb content is made 0.2% or less.
  • the Nb content is preferably 0.1% or less, more preferably 0.05% or less, still more preferably 0.03% or less.
  • Ti 0.2% or less Ti is preferably added from the viewpoint of refining the microstructure and improving the defect resistance of spot welds.
  • N in the steel is fixed as TiN, and it has the effect of improving the hot ductility and the effect of improving the hardenability of B.
  • the Ti content is preferably 0.002% or more, although the lower limit is not specified. From the viewpoint of sufficiently fixing N, the Ti content is more preferably 0.008% or more. More preferably, it is 0.010% or more.
  • the Ti content exceeds 0.2%, the rolling load increases and the amount of precipitation strengthening increases, resulting in a decrease in ductility.
  • the Ti content is preferably 0.1% or less, more preferably 0.05% or less. In order to ensure high ductility, the Ti content is more preferably 0.03% or less.
  • V 0.2% or less
  • V has the effect of improving the hardenability of steel, the effect of suppressing the formation of carbides in martensite and upper/lower bainite, the effect of refining the structure, and the effect of precipitating carbides to resist delayed fracture. can be contained from the effect of improving the In order to obtain these effects, although the lower limit is not specified, the V content is preferably 0.003% or more. The V content is more preferably 0.005% or more, still more preferably 0.010% or more. On the other hand, if a large amount of V is contained, the castability is remarkably deteriorated. The V content is preferably 0.1% or less. The V content is more preferably 0.05% or less.
  • B 0.01% or less B has the advantage of easily generating tempered martensite and/or bainite with a predetermined area ratio.
  • the residual solid solution B improves the delayed fracture resistance.
  • the B content is preferably 0.0002% or more.
  • the B content is more preferably 0.0005% or more.
  • the B content is more preferably 0.0010% or more.
  • the B content shall be 0.01% or less.
  • the B content is preferably 0.0050% or less.
  • the B content is more preferably 0.0030% or less.
  • Cu 0.2% or less Cu improves corrosion resistance in the use environment of automobiles.
  • corrosion products of Cu coat the surface of the steel sheet, which has the effect of suppressing penetration of hydrogen into the steel sheet.
  • Cu is an element that is mixed when scrap is used as a raw material. By allowing Cu to be mixed, recycled materials can be used as raw materials, and manufacturing costs can be reduced. Therefore, although the lower limit is not specified, it is preferable to contain 0.05% or more of Cu from the viewpoint of improving the delayed fracture resistance.
  • Cu content is more preferably 0.10% or more. On the other hand, if the Cu content is too high, surface defects are caused.
  • Ni 0.2% or less
  • Ni is an element that acts to improve corrosion resistance.
  • Ni has the effect of suppressing the occurrence of surface defects that tend to occur when Cu is contained.
  • the Ni content is preferably 0.01% or more, although the lower limit is not specified.
  • the Ni content is more preferably 0.04% or more, still more preferably 0.06% or more.
  • the Ni content is made 0.2% or less.
  • Cr 0.4% or less Cr can be contained from the effect of improving the hardenability of steel and the effect of suppressing the formation of carbides in martensite and upper/lower bainite.
  • the Cr content is preferably 0.01% or more, although the lower limit is not particularly specified.
  • the Cr content is more preferably 0.03% or more, still more preferably 0.06% or more.
  • the Cr content is made 0.4% or less.
  • Mo 0.15% or less Mo can be contained from the effect of improving the hardenability of steel and the effect of suppressing the formation of carbides in martensite and upper/lower bainite.
  • the Mo content is preferably 0.01% or more.
  • the Mo content is more preferably 0.03% or more, still more preferably 0.06% or more.
  • Mo significantly degrades the chemical conversion treatability of the cold-rolled steel sheet, so when Mo is contained, the Mo content is made 0.15% or less.
  • Mg 0.0050% or less Mg fixes O as MgO and contributes to the improvement of delayed fracture resistance. Therefore, the Mg content is preferably 0.0002% or more. The Mg content is more preferably 0.0004% or more, still more preferably 0.0006% or more. On the other hand, if a large amount of Mg is added, the surface quality and bendability are deteriorated. The Mg content is preferably 0.0025% or less, more preferably 0.0010% or less.
  • Ca 0.0050% or less Ca fixes S as CaS and contributes to improvement of bendability and delayed fracture resistance. Therefore, the Ca content is preferably 0.0002% or more. The Ca content is more preferably 0.0005% or more, still more preferably 0.0010% or more. On the other hand, if a large amount of Ca is added, the surface quality and bendability are deteriorated. The Ca content is preferably 0.0035% or less, more preferably 0.0020% or less.
  • Sn 0.10% or less Sn suppresses oxidation and nitridation of the surface layer of the steel sheet, thereby suppressing a decrease in the content of C and B in the surface layer.
  • the Sn content is preferably 0.002% or more.
  • the Sn content is more preferably 0.004% or more, still more preferably 0.006% or more.
  • the Sn content is more preferably 0.008% or more.
  • the Sn content exceeds 0.10%, castability deteriorates.
  • the Sn content is made 0.10% or less.
  • the Sn content is preferably 0.04% or less, more preferably 0.03% or less.
  • Sb 0.10% or less Sb suppresses oxidation and nitridation of the surface layer of the steel sheet, thereby suppressing a decrease in the content of C and B in the surface layer. In addition, by suppressing the reduction in the content of C and B, the formation of ferrite in the surface layer of the steel sheet is suppressed, the strength is increased, and the fatigue resistance is improved. From this point of view, the Sb content is preferably 0.002% or more. The Sb content is more preferably 0.004% or more, still more preferably 0.006% or more. On the other hand, if the Sb content exceeds 0.10%, the castability deteriorates, and segregation occurs at prior ⁇ grain boundaries, resulting in deterioration of delayed fracture resistance. Therefore, when Sb is contained, the Sb content is made 0.10% or less. The Sb content is preferably 0.04% or less, more preferably 0.03% or less.
  • REM 0.0050% or less REM is an element that suppresses the adverse effects of sulfides on stretch flange formability and improves stretch flange formability by spheroidizing the shape of sulfides.
  • the REM content is preferably 0.0005% or more.
  • the REM content is more preferably 0.0010% or more, still more preferably 0.0020% or more.
  • the REM content exceeds 0.0050%, the effect of improving the stretch flanging formability is saturated.
  • REM includes scandium (Sc) with atomic number 21, yttrium (Y) with atomic number 39, and lanthanum (La) with atomic number 57 to lutetium (Lu) with atomic number 71.
  • Sc scandium
  • Y yttrium
  • La lanthanum
  • Lu lutetium
  • REM concentration in the present invention is the total content of one or more elements selected from the above REMs.
  • the optional element contained below the lower limit does not impair the effects of the present invention. Therefore, when the content of the arbitrary element is less than the lower limit, the arbitrary element is included as an unavoidable impurity.
  • Area ratio of polygonal ferrite 5% or more and 25% or less
  • the area ratio of polygonal ferrite is set to 5% or more.
  • Polygonal ferrite is preferably 8% or more, more preferably 11% or more.
  • the area ratio of polygonal ferrite is set to 25% or less.
  • Polygonal ferrite is more preferably 23% or less.
  • Upper bainite 5% or more and 50% or less Upper bainite is bainite with little carbide precipitation, and since C is distributed in the surrounding untransformed ⁇ , it can be utilized to form retained ⁇ with high processing stability. .
  • the upper bainite has a hardness intermediate between that of ferrite and martensite, and local elongation is improved by forming a structure with intermediate hardness.
  • the formation of upper bainite in acicular ⁇ formed by annealing promotes the formation of retained ⁇ with a high aspect ratio. Therefore, 5% or more of upper bainite is required at a strength level where the tensile strength (TS) is 980 MPa or more. Therefore, the area ratio of upper bainite is set to 5% or more.
  • the area ratio of upper bainite is 6.0% or more, more preferably 7.0% or more.
  • the area ratio of upper bainite is 45% or less, more preferably 40% or less.
  • volume fraction of retained austenite (retained ⁇ ) 3% or more and 20% or less
  • the volume fraction of residual ⁇ (amount of residual ⁇ ) is preferably 3.0% or more, more preferably 5% or more, and still more preferably 7% or more.
  • This amount of retained ⁇ includes both retained ⁇ generated adjacent to upper bainite and retained ⁇ generated adjacent to martensite and lower bainite. If the amount of retained ⁇ is too large, the strength and stretch flanging formability of the steel are lowered. Therefore, the volume fraction of residual ⁇ is set to 20% or less.
  • the volume fraction of residual ⁇ is preferably 15% or less, more preferably 13% or less.
  • "volume ratio" can be regarded as "area ratio”.
  • Area ratio of fresh martensite 12% or less (including 0%)
  • Fresh martensite is a structure that reduces local elongation, but it is possible to improve strength by forming it within a range that does not deteriorate bendability and hole expansibility. From this point of view, the area ratio of fresh martensite has an upper limit of 12% and includes 0%. The area ratio of fresh martensite may be 12.0% or less.
  • tempered martensite Sum of area ratios of tempered martensite and lower bainite: 10% or more and 50% or less
  • the lower bainite generated by overaging holding at 500°C or less and 350°C or more, the second cooling stop temperature Tc2 of 320°C or less and 150°C or more
  • tempered martensite which is formed by cooling to 350° C. to 550° C. and then tempering it by overaging for 20 to 3000 seconds. Carbon distribution to untransformed ⁇ is suppressed in tempered martensite and lower bainite, in which carbides precipitate in the structure, compared to upper bainite, in which carbides are less precipitated.
  • tempered martensite and lower bainite bring carbon enrichment to untransformed ⁇ by expanding the T0 composition at low temperature, or furthermore, to reduce the amount of fresh martensite during final cooling, these structures are controlled. It is necessary to obtain a retained ⁇ with high processing stability. If the sum of the area ratios of tempered martensite and lower bainite exceeds 50%, precipitation of carbides is promoted, the required amount of retained ⁇ cannot be obtained, and the desired ductility cannot be obtained. Therefore, in the present invention, the total area ratio of tempered martensite and lower bainite is set to 50% or less. Preferably, the sum of these area ratios is 45% or less, more preferably 40% or less.
  • the total area ratio of tempered martensite and lower bainite is set to 10% or more.
  • the sum of these area ratios is 13% or more, more preferably 16% or more.
  • the residual structure is a structure other than polygonal ferrite, upper bainite, retained austenite, fresh martensite, tempered martensite, and lower bainite, such as pearlite.
  • the formation of a pearlite structure inhibits efficient carbon distribution and suppresses the formation of retained ⁇ , thus reducing ductility.
  • the area ratio of the residual structure is 5% or less, the effect on the material quality can be ignored, so the upper limit of the area ratio of the residual structure is set to 5%.
  • the area ratio of the residual tissue may be 0%.
  • the fresh martensite grains and retained austenite grains are structures that do not cause stress concentration during local deformation and do not contribute to the formation of voids, and thus do not deteriorate local ductility and hole expansibility. If the total number of fresh martensite particles and retained austenite particles having an equivalent circle diameter of less than 0.8 ⁇ m is 50% or more of the total number of fresh martensite particles and retained austenite particles, the present invention is excellent. local elongation and hole expansibility.
  • the ratio of the total number of fresh martensite grains and retained austenite grains having an equivalent circle diameter of less than 0.8 ⁇ m to the total number of fresh martensite grains and retained austenite grains is 50% or more. . That is, the following formula (A) is satisfied. 100 ⁇ (equivalent circle diameter: total number of fresh martensite grains and residual ⁇ grains less than 0.8 ⁇ m)/(total number of fresh martensite grains and residual ⁇ grains) ⁇ 50(%) Formula (A) Preferably, the percentage of the left side defined by the above formula (A) is 55% or more.
  • one or two of tempered martensite and lower bainite may be formed in the structure. A sufficient amount of lower bainite can be obtained by cooling to the temperature Tc2, and the lower bainite can be sufficiently obtained by overaging and holding for 20 to 3000 seconds in a temperature range of 350 to 550°C.
  • Fresh martensite particles and residual ⁇ particles having an equivalent circle diameter of 0.8 ⁇ m or more which is the total number of fresh martensite particles and residual ⁇ particles having an aspect ratio of 2.0 or more and an equivalent circle diameter of 0.8 ⁇ m or more. Ratio to the number of: 30% or more In the fresh martensite particles and/or retained austenite particles having an equivalent circle diameter of 0.8 ⁇ m or more, by increasing the aspect ratio of the fresh martensite particles and/or retained austenite particles, local It can reduce stress concentration during deformation, suppress void formation, and improve local ductility and hole expansibility.
  • acicular austenite surrounded by a soft ferrite structure formed in the heating process is transformed into bainite in the subsequent cooling process to increase the area ratio.
  • particles having an equivalent circle diameter of 0.8 ⁇ m or more and an aspect ratio of 2.0 or more are relative to the total number of fresh martensite particles and retained austenite particles having an equivalent circle diameter of 0.8 ⁇ m or more. Desired moldability can be provided by setting the total amount to 30% or more.
  • the total number of fresh martensite particles having an aspect ratio of 2.0 or more and an equivalent circle diameter of 0.8 ⁇ m or more and retained austenite particles having an equivalent circle diameter of 0.8 ⁇ m or more is set to 30% or more. That is, the following formula (B) is further satisfied in addition to the formula (A) described above. Preferably, the ratio of the left side defined by the following formula (B) is 35% or more.
  • the structure of the obtained steel sheet is measured by the following method.
  • Measurement of area ratio of steel structure Cut out an observation sample from a steel plate so that the cross section perpendicular to the steel plate surface and parallel to the rolling direction is the observation surface, and the plate thickness cross section is corroded with 1% by volume nital, and then subjected to a scanning electron microscope.
  • a structure photograph is taken in a region of 3000 ⁇ m 2 or more at a plate thickness of t/4 at a magnification of 2000 times with (SEM). Then, the following items (i) to (iv) are measured respectively. Note that t indicates the plate thickness and w indicates the plate width.
  • Polygonal ferrite and upper bainite Polygonal ferrite (recrystallized F) and upper bainite (UB) both show gray in SEM photographs, but can be distinguished by their shapes.
  • An example of a SEM photograph is shown in FIG. 1 together with an SEM photograph of a structure that has been water-cooled after being held at temperature T.
  • the region indicated by the dashed line in FIG. 1(a) is the needle-like ⁇ structure formed by the annealing process up to the soak holding at the annealing temperature T within the range of the present invention, and the upper bainite (UB) is inside it. is formed around which residual ⁇ or fresh martensite (M) with a high aspect ratio is formed.
  • a similar structure is also observed in the massive ⁇ structure formed by the annealing temperature T up to soaking.
  • the area ratios of polygonal ferrite and upper bainite were measured by point counting according to ASTM E562-11 (2014). Each of the area ratio of polygonal ferrite and the area ratio of upper bainite is an average value of measured values at five locations.
  • Tempered Martensite and/or Lower Bainite Tempered martensite and lower bainite are structures containing carbides that are observed as fine white structures in SEM photographs. It is possible to distinguish between the two by more microscopic observation, but it is difficult to distinguish them by SEM photography. Therefore, in the present invention, tempered martensite and lower bainite are defined as the same structure, and the total area ratio of tempered martensite and lower bainite is measured by the point counting method according to ASTM E562-11 (2014). Let the value which averaged the measured value in five places be the total area ratio of a tempered martensite and a lower bainite.
  • the volume ratio of the residual ⁇ After polishing the steel plate to the position of 1/4 of the plate thickness, the surface was further polished by 0.1 mm by chemical polishing, using the K ⁇ ray of Mo with an X-ray diffractometer, and the FCC iron ( ⁇ ) ( 200) plane, (220) plane, (311) plane, and the (200) plane, (211) plane, and (220) plane of BCC iron (ferrite) are measured, and each plane of BCC iron (ferrite) is measured.
  • the volume ratio of the residual ⁇ obtained from the intensity ratio of the integrated reflection intensity from each surface of the FCC iron ( ⁇ ) to the integrated reflection intensity from the FCC iron ( ⁇ ) is measured.
  • the volume ratio of the residual ⁇ can be the area ratio of the residual ⁇ .
  • Equivalent circle diameter and aspect ratio of fresh martensite grains and/or residual ⁇ grains A sample was cut from a steel plate so that the cross section parallel to the rolling direction was the observation surface, and the structure of the thickness cross section was corroded with a repeller corrosive solution. , Take a picture of the structure in a region of 10000 ⁇ m 2 or more at a plate thickness of t/4 part at 1000 times magnification with a laser microscope (LM). Repeller corrosion is color etching. Fresh martensite particles and/or residual ⁇ particles are extracted by showing fresh martensite and/or residual ⁇ in white contrast. Alternatively, the equivalent circle diameter and aspect ratio of the residual ⁇ particles are measured.
  • particles having an equivalent circle diameter of less than 0.8 ⁇ m are subjected to measurement of the number of particles, and the ratio of the total number of particles to the total number of particles is calculated.
  • the number of particles having an equivalent circle diameter of 0.8 ⁇ m or more was measured, and the number of particles having an aspect ratio of 2.0 or more was measured.
  • a ratio of particles having an aspect ratio of 2.0 or more and an equivalent circle diameter of 0.8 ⁇ m or more to all particles is calculated.
  • the temperature used to heat or cool a steel slab (steel material), steel plate, or the like shown below means the surface temperature of the steel slab (steel material), steel plate, or the like.
  • a steel slab having the chemical composition described above is subjected to hot rolling and pickling, and then the obtained hot-rolled steel sheet is cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • a cold-rolling process for obtaining a cold-rolled steel sheet whose area ratio is 35% or more and 75% or less with respect to the total structure of the bcc phase in the total structure having the ⁇ 011> orientation, and the annealing step includes cold-rolling
  • the temperature range of 500 ° C. or higher and Ac1 or lower is set to an average heating rate of 0.5 to 15 ° C./sec or lower, and 840 ° C.
  • First cooling is performed to cool to the stop temperature Tc1, after the first cooling, first holding is performed to hold the first cooling stop temperature Tc1 for 25 seconds or longer, and after the first holding, a temperature of 350 ° C. or lower and 200 ° C. or higher
  • the range is cooled at an average cooling rate of 3.0 to 80 ° C./s, and subjected to second cooling to a second cooling stop temperature Tc2 of 320 ° C. or lower and 150 ° C. or higher, and the second cooling stop temperature Tc2 is 2 to 20 Second holding for seconds, after the second holding, overaging holding for 20 to 3000 seconds in a temperature range of 350 to 500 ° C., and after the overaging holding, third cooling for cooling. .
  • hot rolling in the hot rolling process includes a method of reheating and then rolling a steel slab having the above-described chemical composition, and a method of directly rolling a steel slab after continuous casting without heating. , a method in which a steel slab after continuous casting is subjected to heat treatment for a short time and then rolled.
  • Hot rolling may be performed according to a conventional method, for example, the slab heating temperature is 1100 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower, the soaking time is 20 to 30 minutes, the finish rolling temperature is the Ar3 transformation point (° C.) or higher, and the Ar3 transformation The point (°C) should be +200°C or less, and the winding temperature should be 400 to 720°C.
  • the coiling temperature is preferably 430 to 530° C. from the viewpoint of suppressing plate thickness fluctuations and stably ensuring high strength.
  • the smelting method for manufacturing the steel slab (steel material) is not particularly limited, and a known smelting method such as a converter or an electric furnace can be adopted. Secondary refining may also be performed in a vacuum degassing furnace.
  • the pickling treatment process is a process of pickling the hot-rolled steel sheet after the hot rolling process.
  • Pickling treatment conditions are not particularly limited, and pickling treatment conditions in known production methods may be adopted.
  • Cold rolling process Cumulative cold rolling rate: 30 to 85% If the rolling reduction (accumulated cold rolling reduction) in the cold rolling treatment is less than 30%, recrystallization is not sufficiently promoted, and the formation of needle-like ⁇ referred to in the present invention is not sufficiently performed. In addition, the desired cold rolling texture does not develop, and ⁇ 111 ⁇ ⁇ 0-11> orientation, ⁇ 111 ⁇ ⁇ 11-2> orientation, ⁇ 211 ⁇ ⁇ 0-11> orientation, as described later, and ⁇ 100 ⁇ 011> orientations do not account for more than 35% of the total bcc phase texture. Therefore, the draft of cold rolling is set to 30% or more.
  • the rolling reduction (accumulated cold rolling reduction) is preferably 40% or more, more preferably 50% or more.
  • the rolling reduction (cumulative cold rolling reduction) is 85% or less.
  • the number of passes is not particularly limited, but may be, for example, 5 passes.
  • the cumulative cold rolling rate (thickness reduction rate) is (1 ⁇ (thickness after cold rolling (after final pass)/thickness before cold rolling) ⁇ 100.
  • Rolling reduction of first pass 5% or more and less than 25%
  • the rolling reduction of the first pass is set to 5% or more from the viewpoint of operability.
  • the rolling reduction in the first pass is 25% or more, the plate temperature during the cold rolling in the first pass is low, so strain of the shear component is imparted to the cold-rolled material, and the desired texture develops. No acicular ⁇ is formed. Therefore, the rolling reduction of the first pass is set to 5% or more and less than 25%.
  • the rolling reduction (thickness reduction rate) of the first pass refers to (1 ⁇ (thickness after first pass cold rolling)/(thickness before cold rolling)) ⁇ 100.
  • the rolling temperature (sheet temperature) in the first pass is preferably 20°C or higher and 40°C or lower.
  • the rolling temperature of the first pass is determined by measuring a portion of the steel plate surface to which lubricating oil has not adhered after the first pass with a radiation thermometer. If the rolling temperature in the first pass is less than 20°C or if the rolling temperature in the first pass exceeds 40°C, the desired texture described above may not develop and acicular ⁇ may not be formed. Therefore, the rolling temperature in the first pass is preferably 20°C or higher and 40°C or lower.
  • Structure of cold-rolled steel sheet after cold rolling ⁇ 111 ⁇ ⁇ 0-11> orientation, ⁇ 111 ⁇ ⁇ 11-2> orientation, ⁇ 211 ⁇ ⁇ 0-11> orientation, and ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> orientation 35% or more and 75% or less in terms of area ratio with respect to the total structure of the bcc phase. have.
  • ⁇ 111 ⁇ ⁇ 0-11> orientation, ⁇ 111 ⁇ ⁇ 11-2> orientation, ⁇ 211 ⁇ ⁇ 0-11> orientation, and ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> orientation to form the desired amount of acicular ⁇ is required to be 35% or more in terms of area ratio with respect to the entire bcc phase structure. Preferably, it is 40% or more.
  • the sum of the textures with ⁇ 111 ⁇ ⁇ 0-11> orientation, ⁇ 111 ⁇ ⁇ 11-2> orientation, ⁇ 211 ⁇ ⁇ 0-11> orientation, and ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> orientation is If the area ratio exceeds 75% with respect to the entire structure, material anisotropy occurs in the steel sheet. Therefore, the total area ratio of the structure having the above specified orientation is set to 75% or less with respect to the total structure of the bcc phase. It is preferably 68% or less, more preferably 65% or less.
  • the hot-rolled steel sheet having the chemical composition described above is subjected to cold rolling treatment at a cold rolling reduction of 30 to 85%, and the rolling reduction in the first pass is 5% or more and less than 25%.
  • the ratio of the area ratio of the bcc phase to the entire structure of the total area ratio of the structure having the above specified orientation can be adjusted to a desired range.
  • a measurement sample whose cross section parallel to the rolling direction is a measurement surface is cut out from the cold-rolled steel sheet after the cold rolling process, and after mechanically or electrolytically polishing the measurement surface, SEM-EBSD (measurement conditions: WD: 20 mm, acceleration voltage: 20 kV).
  • ⁇ ND plane ⁇ ⁇ RD direction> orientation of rolling is ⁇ 111 ⁇ ⁇ 0-11> orientation, ⁇ 111 ⁇ ⁇ 11-2> orientation, ⁇ 211 ⁇ ⁇ 0-11> orientation, and ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> orientation
  • the texture of the cold-rolled steel sheet is evaluated by quantifying the texture area ratio of the bcc phase and calculating the ratio with the area ratio of the bcc phase in all orientations.
  • the temperature range of 500 ° C. or higher and Ac1 or lower is set to an average heating rate (HR1) of 0.5 to 15 ° C./sec for the cold-rolled steel sheet after the cold rolling step, and 840 ° C. or less and 0.6 ⁇ (T - Ac1) / (Ac3 - Ac1) ⁇ 1.0, and after the heating, the dew point Td is -50 ° C. or higher and -30 ° C. or lower.
  • HR1 average heating rate
  • the cold-rolled sheet having the structure after the cold-rolling process described above is heated at an appropriate heating rate to sufficiently promote recrystallization, and then heated to temperature T, or at temperature T. to form acicular austenite. Therefore, the average heating rate is set to 15° C./sec or less in the temperature range of Ac1 or less where austenite transformation does not occur at 500° C. or more.
  • the average heating rate is preferably 10° C./sec or less.
  • the lower limit of the average heating rate is set to 0.5° C./sec or more from the viewpoint of operation.
  • the average heating rate is preferably 1.0° C./sec or higher, more preferably 1.5° C./sec or higher.
  • the average heating rate (° C./s) is calculated from ((Ac1 (° C.) ⁇ 500° C.)/(heating time from 500° C. to Ac1 (° C.) (sec)).
  • Heating to an annealing temperature T that is 840 ° C. or less and 0.6 ⁇ (T - Ac1) / (Ac3 - Ac1) ⁇ 1.0 After the heating, in a furnace with a dew point Td of -50 ° C. or higher and -30 ° C. or lower Annealing at Annealing Temperature T in an Atmosphere
  • a temperature T annealing temperature T
  • acicular austenite as described later can be formed.
  • the annealing temperature T 0.6 ⁇ (T ⁇ Ac1)/(Ac3 ⁇ Ac1) ⁇ 1.
  • the temperature T is set to 840° C. or less.
  • the dew point Td is less than -50°C, good chemical conversion treatability cannot be obtained.
  • the dew point Td exceeds ⁇ 30° C., good chemical conversion treatability cannot be obtained. Therefore, the dew point Td is set to ⁇ 50° C. or higher and ⁇ 30° C. or lower.
  • the dew point Td is preferably -48°C or higher, more preferably -45°C or higher.
  • the dew point Td is preferably ⁇ 32° C. or lower, more preferably ⁇ 34° C. or lower.
  • the soaking time at the annealing temperature T is not particularly limited, it is preferably 25 to 350 seconds, more preferably 50 to 300 seconds, from the viewpoint of element distribution during the two-phase annealing.
  • Ac1 (°C) may be calculated by the following formula based on empirical rules.
  • Ac1 (°C) 723 + 22 x [Si%] - 18 x [Mn%] + 17 x [Cr%] + 4.5 [Mo%] + 16 x [V%]
  • Ac3 (°C) may be calculated by the following formula based on empirical rules.
  • Ac3 (° C.) 910 ⁇ 203 ⁇ [C%] 1/2 +44.7 ⁇ [Si%] ⁇ 30 ⁇ [Mn%]+700 ⁇ [P%]+400 ⁇ [sol.
  • Al%] ⁇ 20 ⁇ [Cu%]+31.5 ⁇ [Mo%]+104 ⁇ [V%]+400 ⁇ [Ti%] [X%] in the above formula is the content (% by mass) of component element X in the steel sheet, and is set to "0" when not contained.
  • Needle-like ⁇ structure formed by the above soaking and holding treatment has a number density of 5/1000 ⁇ m 2 or more
  • needle-like ⁇ is utilized to provide desired formability.
  • a large amount of acicular austenite (needle-like ⁇ ) is formed, a large amount of retained ⁇ having a high aspect ratio tends to be formed.
  • the number density of the needle-like ⁇ structure formed by heating up to the annealing temperature T and holding the soaking is 5/1000 ⁇ m 2 or more. Become. There is no upper limit due to the nature of acicular ⁇ , and the number of acicular ⁇ particles is preferably as large as possible.
  • the cold-rolled steel sheet having the chemical composition and structure described above is heated to the annealing temperature T at an average heating rate of 0.5 to 15 ° C./sec or less in the temperature range of 500 ° C. or higher and Ac1 or lower.
  • the number density of the acicular ⁇ structure can be adjusted within a desired range.
  • the needle-like ⁇ formed in the treatment up to the soaking at the annealing temperature T contributes to the formation of the residual ⁇ that has a high aspect ratio and high processing stability in the subsequent cooling process. is the important point, and the number density of this acicular ⁇ structure is measured.
  • FIG. 1(b) is a photograph of a structure that was water-cooled after being held at a temperature T within the range of the present invention in the annealing process, and needle-like ⁇ , block-like ⁇ , and a ferrite structure are formed.
  • FIG. 2 shows a schematic diagram of a method for measuring the aspect ratio of acicular ⁇ .
  • austenite surrounded by recrystallized ferrite having the same orientation and having an aspect ratio of 3.0 or more is defined as acicular ⁇ .
  • the tip of the acicular austenite may be in contact with other austenite grains, but in that case, it is sufficient to confirm that the adjacent ferrite grains have the same orientation by electron beam backscatter diffraction (EBSD).
  • EBSD electron beam backscatter diffraction
  • First cooling The average cooling rate in the temperature range of 750 to 550 ° C. is set to 6.0 ° C./sec or more, and cooling to the first cooling stop temperature Tc1 of 550 ° C. or less and 400 ° C. or more
  • First holding After the first cooling, the second Hold for 25 seconds or longer at one cooling stop temperature Tc1
  • ferrite transformation predominantly occurs in the temperature range of 750 to 550°C. If ferrite transformation occurs excessively, needle-like ⁇ undergoes ferrite transformation. Therefore, the temperature range of 750 to 550° C. is set to an average cooling rate of 6.0° C./sec or more to suppress ferrite transformation.
  • the average cooling rate is preferably 8.0° C./sec or higher, more preferably 10.0° C./sec or higher.
  • the average cooling rate (° C./sec) is calculated from (750° C. (cooling start temperature) ⁇ 550° C. (cooling stop temperature))/(cooling time from cooling start temperature to cooling stop temperature (sec)). be.
  • the first cooling stop temperature Tc1 in the first cooling is the temperature at which upper bainite transformation occurs. If the first cooling stop temperature Tc1 is higher than 550°C, untransformed austenite undergoes ferrite and/or pearlite transformation, suppressing the formation of retained austenite and making it impossible to ensure desired ductility. On the other hand, when the first cooling stop temperature Tc1 is less than 400°C, untransformed austenite transforms into martensite, C (carbon) cannot be efficiently distributed to the untransformed austenite, and ductility decreases. Therefore, the first cooling stop temperature Tc1 is set to 550° C. or lower and 400° C. or higher. The first cooling stop temperature Tc1 is preferably 500° C. or lower.
  • the first cooling stop temperature Tc1 is preferably 420° C. or higher.
  • the holding time at the first cooling stop temperature Tc1 is set to 25 seconds or more in order to sufficiently perform the bainite transformation.
  • the retention time in the first retention is preferably 30 seconds or longer, more preferably 35 seconds or longer.
  • the holding time in the first holding is preferably 60 seconds or less, more preferably 55 seconds or less.
  • the temperature modulation at the first cooling stop temperature Tc1 is allowed within the range of 550° C. or lower and 400° C. or higher.
  • Second cooling The temperature range of 350 ° C. or lower and 200 ° C. or higher is set to an average cooling rate of 3.0 to 80 ° C./s, and cooled to a second cooling stop temperature Tc2 of 320 ° C. or lower and 150 ° C. or higher After the first holding, As the second cooling, first, the average cooling rate in the temperature range from 350°C to 200°C is set to 3.0 to 80°C/s. If the average cooling rate in the temperature range from 350°C to 200°C is more than 80°C/s, the plate shape deteriorates due to excessively rapid cooling.
  • the average cooling rate in the temperature range from 350° C. to 200° C. is set at 3.0 to 80° C./s.
  • This average cooling rate is preferably 60° C./sec or less, more preferably 50° C./sec or less.
  • this average cooling rate is preferably 5.0° C./sec or more, more preferably 10.0° C./sec or more.
  • the average cooling rate (° C./sec) is calculated from (350° C. (cooling start temperature) ⁇ 200° C. (cooling stop temperature))/(cooling time from cooling start temperature to cooling stop temperature (sec)). be.
  • the steel sheet is cooled to the second cooling stop temperature Tc2 of 320°C or lower and 150°C or higher, martensite transformation occurs. If the second cooling stop temperature Tc2 exceeds 320°C, martensite transformation does not occur, and coarse fresh martensite particles and/or retained austenite are formed during final cooling, so that local elongation and hole expandability deteriorate, and the desired The formability of the product cannot be ensured. Therefore, the upper limit of the second cooling stop temperature Tc2 is set to 320°C.
  • the second cooling stop temperature Tc2 is preferably 300°C or lower, more preferably 280°C or lower.
  • the lower limit of the second cooling stop temperature Tc2 is set to 150°C.
  • the second cooling stop temperature Tc2 is preferably 170°C or higher, more preferably 190°C or higher.
  • Second hold Hold for 2 to 20 seconds or less at the second cooling stop temperature Tc2
  • the holding time at the second cooling stop temperature Tc2 is set to 2 seconds or more, so that the second cooling stop Cooling down to the temperature Tc2 sufficiently causes martensite transformation, and a uniform martensite structure is obtained in the sheet width direction and the sheet thickness direction, thereby reducing variations in material quality.
  • the holding time in the second holding is 20 seconds or less from the viewpoint of operation.
  • the retention time in the second retention is preferably 4 seconds or longer, more preferably 6 seconds or longer.
  • the holding time in the second holding is preferably 17 seconds or less, more preferably 14 seconds or less.
  • the temperature modulation at the second cooling stop temperature Tc2 is allowed within the range of 320° C. or lower and 150° C. or higher.
  • Overaging retention Holding for 20 to 3000 seconds in the temperature range of 350 to 500 ° C. Overaging retention in the temperature range of 350 to 500 ° C. transforms untransformed austenite to bainite, and in addition, the second cooling stop temperature Tc2. This is done for the purpose of promoting carbon distribution to untransformed austenite by tempering the martensite structure generated by cooling. If the overaging temperature exceeds 500° C., decomposition of retained austenite occurs, precipitation of cementite occurs, or pearlite transformation occurs in a part of the structure, and ductility decreases.
  • the overaging temperature is lower than 350 ° C.
  • the untransformed austenite does not transform, and in addition, carbon partitioning from the martensite formed at the second cooling stop temperature Tc2 does not occur, and mechanical stability is improved.
  • a low residual austenite is formed during final cooling. Therefore, the temperature range in which overaging is held is 350 to 500°C.
  • the holding time in overaging holding is 20 seconds or more, carbon distribution occurs from bainite transformation of untransformed austenite and martensite formed at the second cooling stop temperature Tc2, and desired formability can be secured.
  • the holding time in the overaging holding is set to 3000 seconds or less in view of the workability.
  • Third cooling cooling after holding overaging After holding overaging, the steel sheet is cooled to room temperature (10 to 30°C) to obtain the steel sheet of the present invention.
  • temper rolling with an elongation rate of 0.05 to 0.5% can be applied.
  • the steel sheet of the present invention obtained by the method of manufacturing the steel sheet of the present invention preferably has a thickness of 0.5 mm or more. Also, the plate thickness is preferably 2.0 mm or less.
  • the member of the present invention is obtained by subjecting the steel plate of the present invention to at least one of forming and joining. Further, the method for manufacturing a member of the present invention includes a step of subjecting the steel plate of the present invention to at least one of forming and joining to form a member.
  • the steel sheet of the present invention has a tensile strength of 590 MPa or more, high ductility, excellent stretch flanging formability, and good chemical conversion treatability. Therefore, members obtained using the steel sheet of the present invention also have high strength, and have superior high ductility, excellent stretch flanging formability, and good chemical conversion treatability compared to conventional high-strength members. Moreover, if the member of the present invention is used, the weight can be reduced. Therefore, the member of the present invention can be suitably used for, for example, vehicle body frame parts. Components of the present invention also include welded joints.
  • General processing methods such as press processing can be used without restrictions for molding.
  • general welding such as spot welding and arc welding, riveting, caulking, and the like can be used without limitation.
  • a steel slab having a thickness of 250 mm having the chemical composition shown in Table 1 is hot rolled (slab heating temperature: 1250 ° C., soaking time: 30 minutes, finish rolling temperature: Ar3 + 50 ° C., coiling temperature: 550 ° C.)
  • the resulting hot-rolled steel sheets were cold-rolled under the conditions shown in Table 2 to produce cold-rolled steel sheets.
  • the cold-rolled steel sheets were annealed in a continuous annealing line under the conditions shown in Table 2 and then temper-rolled at an elongation of 0.2 to 0.4% to produce steel sheets for evaluation.
  • after overaging holding (isothermal holding) it cooled to room temperature (20 degreeC) as 3rd cooling.
  • the obtained steel sheets were evaluated by the following methods.
  • Polygonal ferrite and upper bainite Polygonal ferrite (recrystallized F) and upper bainite (UB) both show gray in SEM photographs, but can be distinguished by their shapes.
  • An example of a SEM photograph is shown in FIG. 1 together with an SEM photograph of a structure that has been water-cooled after being held at temperature T.
  • the region indicated by the dashed line in FIG. 1(a) is the needle-like ⁇ structure formed by the annealing process up to the soak holding at the annealing temperature T within the range of the present invention, and the upper bainite (UB) is inside it. is formed around which residual ⁇ or fresh martensite (M) with a high aspect ratio is formed.
  • a similar structure is also observed in the massive ⁇ structure formed by the annealing temperature T up to soaking.
  • the area ratios of polygonal ferrite and upper bainite were measured by point counting according to ASTM E562-11 (2014). Each of the area ratio of polygonal ferrite and the area ratio of upper bainite was taken as an average value of measured values at five locations.
  • Tempered Martensite and/or Lower Bainite Tempered martensite and lower bainite are structures containing carbides that are observed as fine white structures in SEM photographs. It is possible to distinguish between the two by more microscopic observation, but it is difficult to distinguish them by SEM photography. Therefore, in the present invention, tempered martensite and lower bainite are defined as the same structure, and the total area ratio of tempered martensite and lower bainite was measured by the point counting method according to ASTM E562-11 (2014). A value obtained by averaging the measured values at five locations was taken as the total area ratio of tempered martensite and lower bainite.
  • FIG. 1(b) The SEM photograph shown in FIG. 1(b) is a photograph of a structure that was water-cooled after being held at a temperature T within the range of the present invention in the annealing process, and needle-like ⁇ , block-like ⁇ , and a ferrite structure are formed.
  • FIG. 2 shows a schematic diagram of a method for measuring the aspect ratio of acicular ⁇ .
  • austenite surrounded by recrystallized ferrite having the same orientation and having an aspect ratio of 3.0 or more is defined as acicular austenite.
  • the tip of the acicular austenite may be in contact with other austenite grains, but in that case, it is sufficient to confirm that the adjacent ferrite grains have the same orientation by electron beam backscatter diffraction (EBSD).
  • EBSD electron beam backscatter diffraction
  • the number of needle-like ⁇ in a steel sheet that has been subjected to soaking and holding at the annealing temperature T is determined in five fields of view, and the number of needle-like ⁇ is divided by the total area observed. The number density (pieces/1000 ⁇ m 2 ) was measured. Table 3 shows the results.
  • ⁇ ND plane ⁇ ⁇ RD direction> orientation of rolling is ⁇ 111 ⁇ ⁇ 0-11> orientation, ⁇ 111 ⁇ ⁇ 11-2> orientation, ⁇ 211 ⁇ ⁇ 0-11> orientation, and ⁇ 100 ⁇ ⁇ 011> orientation
  • the texture of the cold-rolled steel sheet was evaluated by quantifying the texture area ratio of the bcc phase and calculating the ratio with the area ratio of the bcc phase in all orientations.
  • Tensile test A JIS No. 5 tensile test piece having a tensile direction perpendicular to the rolling direction was produced from the obtained steel plate. Each test piece was subjected to a tensile test in accordance with JIS Z 2241 (2011). The crosshead speed of the tensile test was 10 mm/min. In addition, the measurement was performed twice, and the measured value was obtained by averaging the measured value, which was defined as the tensile strength (TS) of each steel plate.
  • TS tensile strength
  • Hole expanding test A test piece of 100 mm ⁇ 100 mm was collected, and a hole expanding test based on JFST 1001 (Iron Federation Standard) was performed three times at each sampling position, and the average value of three times (total value of three times ( %)/3) was defined as the hole expansion ratio ⁇ (%).
  • the treatment agents are, in order, degreasing agent FC-E2011, surface conditioning agent PL-X, and chemical conversion treatment liquid Palbond PB-L3065 manufactured by Nihon Parkerizing Co., Ltd. was used.
  • Magnification SEM observation in an area of 10000 ⁇ m 2 or more at 2000 times to observe the surface chemical conversion structure. was evaluated as ⁇ . Table 3 shows the results.
  • the steel sheet of the present invention has a tensile strength of 980 MPa or more, high ductility and excellent stretch flanging formability, and excellent chemical conversion treatability.
  • the steel sheets of the present invention are used in the members obtained by molding, the members obtained by bonding, and the members obtained by further molding and bonding using the steel sheets of the present invention. It has high strength, high ductility, excellent stretch flanging formability, and good chemical conversion treatability. It was found to have good chemical conversion treatability.

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Abstract

高強度、高延性、優れた伸びフランジ成形性、及び良好な化成処理性を有する鋼板、部材およびそれらの製造方法の提供。　質量％で、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ｓｏｌ．Ａｌ、Ｎを特定量含有する成分組成とし、ポリゴナルフェライト、上部ベイナイト、残留γ、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの合計、残部組織を特定の割合とし、円相当径：０．８μｍ未満であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留γ粒子の個数を特定の割合とし、アスペクト比が２．０以上であって円相当径：０．８μｍ以上であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留γ粒子の個数を特定の割合とする鋼板。

Description

鋼板、部材およびそれらの製造方法
　本発明は、自動車、家電等においてプレス成形工程を経て使用される複雑な形状を有するプレス成形品用に好適で、かつ化成処理性に優れた鋼板、該鋼板を用いた部材およびそれらの製造方法に関する。
　世界的なＣＯ２排出規制の高まりを背景に、自動車用鋼板の高強度化による車体重量の軽量化が一段と要求され、ボディやシート部品に対しても９８０ＭＰａ級以上の高強度鋼板の適用が進められている。一般的に、鋼板を高強度化すると、延性や伸びフランジ性等のプレス成形性が低下し、プレス成形時の割れが生じやすくなり、形状の自由度が低下するため、単純な形状の部品への適用に限定される。したがって、高強度鋼板を複雑形状部品へ適用するためには成形性を維持あるいは向上させながら鋼板の高強度化を進めることが重要となる。
　このような背景から、鋼板の延性を向上させる技術として、鋼板のミクロ組織中に残留オーステナイト（残留γ）を分散させたＴＲＩＰ鋼が開発されている。
　例えば、特許文献１には、オーステンパー処理（単相域焼鈍温度あるいは二相域焼鈍温度からベイナイト変態温度まで冷却し、等温保持することで等温保持中あるいは冷却中のベイナイト変態を活用して残留γを形成させる処理）による製造方法が開示されており、Ｃ：０．１０～０．４５％、Ｓｉ：０．５～１．８％、Ｍｎ：０．５～３．０％を含む鋼板を焼鈍後に３５０～５００℃の温度域で１～３０ｍｉｎ時効処理することで残留γを形成し、ＴＳ：８０ｋｇｆ／ｍｍ２以上でＴＳ×ＥＬ：２５００ｋｇｆ／ｍｍ２・％以上の高い延性を有する鋼板が得られることが開示されている。
　特許文献２には、Ｃ：０．１０～０．２５％、Ｓｉ：１．０～２．０％、Ｍｎ：１．５～３．０％を含有する鋼板を焼鈍後に１０℃／ｓ以上で４５０～３００℃まで冷却し、１８０～６００ｓｅｃ保持し、体積率で５％以上の残留γ、面積率で６０％以上のベイニティックフェライトと２０％以下のポリゴナルフェライトとなるようにミクロ組織を制御することで、延性：ＥＬと伸びフランジ性：λがともに優れた鋼板が得られることが開示されている。
　特許文献３には、Ｑ＆Ｐ処理（単相域焼鈍温度あるいは二相域焼鈍温度からマルテンサイト開始温度：Ｍｓ～マルテンサイト終了温度：Ｍｆまでの温度まで冷却し、マルテンサイト組織を形成し、その後再加熱することでマルテンサイト組織から未変態γへ炭素分配を生じさせることで残留γを形成する処理）による製造方法が記され、特性の成分組成を有する鋼板を焼鈍後に１５０～３５０℃の温度域まで冷却し、その後３５０～６００℃に再加熱して保持することで、フェライト、焼戻しマルテンサイト、残留γを含む組織が得られ、延性および伸びフランジ性がともに優れる鋼板が得られることを開示している。
　特許文献１、２に記載のオーステンパー処理と特許文献３に記載のＱ＆Ｐ処理は、ともにＴＲＩＰ鋼板を製造するための熱処理であるが、高強度化に寄与する焼戻しマルテンサイトが得られる分、より高強度な鋼板の製造ではＱ＆Ｐ処理が好適である。
　特許文献４には、上記のＱ＆Ｐ処理を改良し、焼鈍後の冷却時に４７０～４０５℃の温度において１４～２００ｓｅｃ保持することで、上部ベイナイト変態を活用することで炭素を未変態γ中に濃化させ、その後Ｍｓ－９０～Ｍｓ－１８０（℃）まで冷却してマルテンサイト変態させ、その後再加熱によりマルテンサイト組織から未変態γに炭素分配することで残留γを得る製造方法を開示し、高い延性と優れた伸びフランジ性とを両立する鋼板を得ている。
　以上の技術では、未変態γへの効率的な炭素濃化を促進するため、鋼板に含有するＳｉ量が多い。一方で、プレス成形部材に用いられる薄鋼板は、その後塗装されて自動車等へ組み入れられるため、鋼板に良好な塗装性を付与する目的で化成処理を施している。化成処理は鋼板表層部の酸化膜がある場合、化成処理により付着する結晶粒子にムラが生じ、塗装性悪化の要因となる。そのため、通常、薄鋼板の製造で用いられる連続焼鈍炉では化成処理性を高める前処理として酸洗処理が施されるが、鋼板の成分、特にＳｉ含有量が高い鋼板では酸洗では取り切れないＳｉ含有表面酸化層により、化成処理性が著しく悪化するという問題が生じる。
　このような課題を解決するため、例えば、特許文献５では、酸化性の第１の酸と非酸化性の第２の酸とを含む混酸液に連続的に浸漬して酸洗した後、非酸化性の第３の酸を含む酸液に連続的に浸漬して再酸洗する工程により、高いＳｉ含有量の鋼板に対しても、優れた化成処理性を具備させることができることを開示している。
特公平６－３５６１９号広報 特許第４４１１２２１号広報 特許第５４６３６８５号広報 特許第６４３９９０３号広報 特許第６０４１０７９号広報
　しかしながら、特許文献１に記載の従来のＴＲＩＰ鋼は、Ｅｌは優れているものの、伸びフランジ成形性が非常に低いという問題を有していた。
　特許文献２に記載の技術では、ミクロ組織として主にベイニティックフェライトを活用しており、フェライトを少なく抑えているので、伸びフランジ成形性には優れているものの延性は必ずしも高くない。
　また、特許文献３に記載の技術では、従来のＴＲＩＰ鋼やベイニティックフェライトを活用した鋼と比べると、比較的高い延性と高い伸びフランジ成形性を実現しているが、センターピラー等の難成形部品での成形においては十分ではなく、さらなる延性の向上が必要とされていた。このため、難成形部品への適応を考えると、さらなる延性、特に均一伸びと局部伸びとを同時に改善することが求められる。この均一伸びは、延性の指標となるＥｌの中でもネッキングが生じ始めるまでの伸び量を表すＵ．Ｅｌで表され、局部伸びは、全伸び：Ｔ．Ｅｌから均一伸びを差し引いた伸び量であり、Ｌ．Ｅｌであらわされ、Ｕ．Ｅｌを維持しつつさらにＬ．Ｅｌを増加させる必要がある。
　特許文献４に記載の技術は、焼鈍後の冷却途中に上部ベイナイト変態を活用する保持と、その後のＱ＆Ｐ処理および再加熱後のベイナイト変態により高い延性と優れた伸びフランジ性を有する鋼板は得られるものの、難成形部品で同時に必要とされる曲げ成形性、張り出し成形性を両立する局部伸びの改善までは認められない。また、Ｑ＆Ｐ処理で形成されるマルテンサイトから未変態γへの炭素分配を促進することとなり、多量のＳｉを含有するため、特許文献５に記載のような特定の酸洗技術を必要とする。
　特許文献５に記載の酸洗は優れた化成処理性を鋼板に付与する技術であるが、ランニングコストが高く、同一の連続焼鈍炉で種々の鋼板すべてを当該技術で酸洗することはコスト面で課題が残ることから、他の技術の確立が希求されていた。
　このように、従来技術では、高い延性と優れた伸びフランジ成形性を確保しつつ、同時に優れた化成処理性を具備する鋼板の技術としてはまだ十分とは言えなかった。
　本発明は、このような問題を解決するためになされたもので、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、高い延性と優れた伸びフランジ成形性と優れた化成処理性を実現する鋼板、部材およびそれらの製造方法を提供することを目的とする。
　ここで、引張強度が９８０ＭＰａ以上であるとは、圧延方向に対して垂直方向に引張方向を有するＪＩＳ５号引張試験片に対し、クロスヘッドスピードを１０ｍｍ／ｍｉｎとして、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験により、引張強度が９８０ＭＰａ以上であることを指す。
　また、高い延性とは、圧延方向に対して垂直方向に引張方向を有するＪＩＳ５号引張試験片に対し、クロスヘッドスピードを１０ｍｍ／ｍｉｎとして、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験により、引張強度（ＴＳ）×全伸び（Ｔ．Ｅｌ）≧１８０００ＭＰａ・％以上であることを指す。
　また、優れた伸びフランジ成形性とは、ＪＦＳＴ　１００１（鉄連規格）に準拠した穴広げ試験により、穴広げ率λが４５％以上である。
　また、良好な化成処理性とは、鋼板に対して、２０～３５Ａ／ｄｍ２の電流密度で２秒間の硫酸電解酸洗を施し、脱脂（処理温度４０℃、処理時間１２０秒、スプレー脱脂）、表面調整（ｐＨ９．５、処理温度室温、処理時間２０秒）を行い、その後にリン酸亜鉛化成処理液を用いて化成処理（化成処理液の温度３５℃、処理時間１２０秒）を行い、化成被膜組織が形成されていない面が存在しないことを指す。
　本発明者らは、高い延性と優れた伸びフランジ成形性を具備させる手段について鋭意検討を行い、以下の結論を得た。
　オーステンパー処理では、４００℃付近のベイナイト変態により、ｆｃｃ相とｂｃｃ相の自由エネルギーが等しくなるＴ０組成まで未変態オーステナイトへの炭素分配が生じ、その後ベイナイト変態は停留する。そのため、粗大で熱的に不安定な未変態オーステナイトは、最終冷却時に硬質なマルテンサイト組織あるいは機械的に不安定な残留γとなり、伸びフランジ性が悪化する。このように、オーステンパー処理では、延性と伸びフランジ性を両立することは難しい。
　一方、Ｑ＆Ｐ処理（例えば、焼鈍後の冷却途中に保持を行うＱ＆Ｐ処理）では、Ｍｓ～Ｍｆの冷却停止温度で熱的に不安定な未変態γがマルテンサイト変態し、その後の再加熱中に焼き戻されるため、硬質相と軟質相の異相間硬度差が減少し、伸びフランジ性が優れ、同時に延性も向上させることができる。そのため、Ｑ＆Ｐ処理（例えば、焼鈍後の冷却途中に保持を行うＱ＆Ｐ処理）が望ましいことがわかる。
　しかしながら、Ｑ＆Ｐ処理（例えば、焼鈍後の冷却途中に保持を行うＱ＆Ｐ処理）においても残留γを形成させるためにＣとＳｉとを多く含有する必要があり、化成処理性を付与するためにはコストの高い酸洗工程で処理する必要がある。そのため、特にＳｉ量を低下させる合金設計が必要となる。しかしながら、Ｓｉ量の低減は延性の低減となるため、Ｓｉ量が少ない鋼板においても高い延性を得られるようなプロセスが必要となる。なお、ここで記載した化成処理性とは、一般的な酸洗工程であれば付着量およびムラともに塗装性を満足することのできる特性として定義し、例えば、一般的な酸洗工程とは、硫酸酸洗などであるが、酸洗方法は限定されない。
　本発明者らは、焼鈍前の昇温過程を鋭意検討した結果、特性成分および特性の昇温速度で加熱することで、軟質なフェライト組織が形成されることと隣接する針状γが形成されることを見出し、この針状γが冷却過程での組織形成での炭素分配、残留γの形成に寄与し、Ｓｉ量の低い鋼板においても、優れた延性を発現することを見出した。それは以下の骨子による。ここで、Ｓｉ含有量が少ないとは、特に限定されないが、Ｓｉ含有量が１．６０質量％未満である場合を指す。
　（ｉ）冷間圧延工程において、１パス目の冷圧率（圧下率）５％以上２５％未満のせん断集合組織の発達を抑制した冷間圧延により圧延優先方位（集合組織）およびＲｏｔａｔｅｄ　Ｃｕｂｅ方位を発達した冷間圧延鋼板（｛１１１｝＜０－１１＞方位、｛１１１｝＜１１－２＞方位、｛２１１｝＜０－１１＞方位、および｛１００｝＜０１１＞方位を有する組織の合計が、ｂｃｃ相の全組織に対して、面積率で３５％以上７５％以下である冷延鋼板）を製造する。
　（ｉｉ）焼鈍工程において、均熱保持前の昇温過程において、５００℃～Ａｃ１までの昇温速度（平均加熱速度）を１５℃／ｓｅｃ以下とすることで、冷延鋼板中の３０％以上の圧延率で冷間圧延した組織を十分に再結晶させる。
　（ｉｉｉ）その後Ａｃ１以上の温度で変態するオーステナイト（γ）は再結晶したｂｃｃ相の結晶粒界、あるいは残存する炭化物から核生成するが、周囲のｂｃｃ相に対して特定の結晶方位関係を有する。そのため、界面の整合度が高く、界面移動を伴う粒成長が遅延するが、平衡状態へと近づくために一部の界面が優先的に移動し、針状オーステナイト（針状γ）が形成される。この針状γを活用するために、焼鈍温度は二相域焼鈍とし、また化成処理性の観点から、０．６≦（Ｔ－Ａｃ１）／（Ａｃ３－Ａｃ１）＜１．０、かつ８４０℃以下となる焼鈍温度Ｔで焼鈍を行う。
　（ｉｖ）焼鈍工程における均熱保持後の冷却中において、マルテンサイト変態前に４００℃～５５０℃の温度範囲で等温保持を行うことで、針状γを上部ベイナイトに変態させるとアスペクト比の高い未変態オーステナイト（未変態γ）が形成される。また、ベイナイト変態に伴う炭素分配により、機械的安定性の高い、均一伸びに寄与する残留γが得られる。残留γはアスペクト比が高いため、局部伸び特性に優れ、例えば、張り出し成形と伸びフランジ成形が共存するようなプレス成形時においても割れが生じず、複雑成形品への適用が可能となる。
　このように、昇温過程により形成させた針状オーステナイトと、マルテンサイト変態前の上部ベイナイト変態とを活用することで、優れた均一伸びと局部伸びを同時に得られる。その結果、Ｓｉを少量に抑制した成分鋼においても高い延性と優れた伸びフランジ成形性を両立した鋼板を得ることができ、化成処理性も改善した鋼板が得られる。
　本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、具体的には以下のものを提供する。
［１］質量％で、
Ｃ：０．１０～０．２４％、
Ｓｉ：０．４％以上１．６０％未満、
Ｍｎ：２．０～３．６％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
ｓｏｌ.Ａｌ：１．０％未満、
Ｎ：０．０１５％未満を含有し、
且つ以下の式（１）を満たし、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
　ポリゴナルフェライトの面積率：５％以上２５％以下であり、
上部ベイナイトの面積率：５％以上５０％以下であり、
残留オーステナイトの体積率：３％以上２０％以下であり、
フレッシュマルテンサイトの面積率：１２％以下（０％を含む）であり、
焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの面積率の合計：１０％以上５０％以下であり、且つ
残部組織の面積率：５％以下である組織を有し、
　円相当径：０．８μｍ未満であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子の合計の個数のフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子の全粒子の個数に対する割合が５０％以上であり、
且つアスペクト比が２．０以上で円相当径：０．８μｍ以上であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子が円相当径：０．８μｍ以上であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子の個数に対する割合が３０％以上である、鋼板。
　Ｓｉ／Ｍｎ＜０．５０・・・式（１）
　ここで、式（１）中、Ｓｉ、Ｍｎは夫々、Ｓｉ含有量（質量％）、Ｍｎ含有量（質量％）を示す。
［２］前記成分組成として、さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．２％以下、
Ｔｉ：０．２％以下、
Ｖ：０．２％以下、
Ｂ：０．０１％以下、
Ｃｕ：０．２％以下、
Ｎｉ：０．２％以下、
Ｃｒ：０．４％以下、
Ｍｏ：０．１５％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、前記［１］に記載の鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｓｎ：０．１０％以下、
Ｓｂ：０．１０％以下、
ＲＥＭ：０．００５０％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、前記［１］または［２］に記載の鋼板。
［４］前記［１］～［３］のいずれかに記載の鋼板を用いてなる部材。
［５］前記［１］～［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブに対して熱間圧延および酸洗を施した後、得られた熱延鋼板に対して冷間圧延処理を施すことで冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、
前記冷延鋼板に対して焼鈍処理を施すことで鋼板を得る焼鈍工程と、を含み、
　前記冷間圧延工程は、
累積冷間圧延率：３０～８５％とし、
１パス目の圧下率を５％以上２５％未満とすることで、｛１１１｝＜０－１１＞方位、｛１１１｝＜１１－２＞方位、｛２１１｝＜０－１１＞方位、および｛１００｝＜０１１＞方位を有する組織の合計が、ｂｃｃ相の全組織に対して、面積率で３５％以上７５％以下である前記冷延鋼板を得る前記冷間圧延処理を含み、
　前記焼鈍工程は、
　前記冷延鋼板に対して、５００℃以上Ａｃ１以下の温度範囲を平均加熱速度：０．５～１５℃／ｓｅｃとし、８４０℃以下、かつ０．６≦（Ｔ－Ａｃ１）／（Ａｃ３－Ａｃ１）＜１．０となる温度Ｔまで加熱を行い、
該加熱後、露点Ｔｄが－５０℃以上－３０℃以下である炉内雰囲気において前記焼鈍温度Ｔで均熱保持を行うことで、針状オーステナイト組織が数密度で５個／１０００μｍ２以上である鋼板を得て、
次いで、７５０～５５０℃の温度範囲を平均冷却速度：６．０℃／ｓｅｃ以上とし、５５０℃以下４００℃以上の第一冷却停止温度Ｔｃ１まで冷却する第一冷却を施し、
該第一冷却後、前記第一冷却停止温度Ｔｃ１において２５秒以上保持する第一保持を施し、
該第一保持後、３５０℃以下２００℃以上の温度範囲を平均冷却速度：３．０～８０℃／ｓで冷却し、３２０℃以下１５０℃以上の第二冷却停止温度Ｔｃ２まで冷却する第二冷却を施し、
前記第二冷却停止温度Ｔｃ２において２～２０秒保持する第二保持を施し、
該第二保持後、３５０～５００℃の温度範囲で２０～３０００秒過時効保持を施し、該過時効保持後、冷却する第三冷却を施す前記焼鈍処理を含む、鋼板の製造方法。
［６］前記［１］～［３］のいずれかに記載の鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
　本発明によれば、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、高い延性と優れた伸びフランジ成形性とともに良好な化成処理性を実現する鋼板、部材およびそれらの製造方法が提供される。
本発明の鋼板は、自動車、家電等においてプレス成形工程を経て使用される複雑形状のプレス成形品用に好適である。
本発明における最終冷却後（焼鈍工程における第三冷却後）の組織および温度Ｔで保持後、水冷した組織で観察される針状オーステナイト（針状γ）の組織のＳＥＭ写真を示す図である。 針状オーステナイト（針状γ）の模式図であり、針状γのアスペクト比の定義を説明する図である。
　以下、本発明を具体的に説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　本発明の鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１０～０．２４％、Ｓｉ：０．４％以上１．６０％未満、Ｍｎ：２．０～３．６％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：１．０％未満、Ｎ：０．０１５％未満を含有し、且つ以下の式（１）を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、ポリゴナルフェライトの面積率：５％以上２５％以下であり、上部ベイナイトの面積率：５％以上５０％以下であり、残留オーステナイトの体積率：３％以上２０％以下であり、フレッシュマルテンサイトの面積率：１２％以下（０％を含む）であり、焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの面積率の合計：１０％以上５０％以下であり、且つ残部組織の面積率：５％以下である組織を有し、円相当径：０．８μｍ未満であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子の合計の個数のフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子の全粒子の個数に対する割合が５０％以上であり、且つアスペクト比が２．０以上で円相当径：０．８μｍ以上であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子が円相当径：０．８μｍ以上であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子の個数に対する割合が３０％以上である、鋼板である。
　Ｓｉ／Ｍｎ＜０．５０・・・式（１）
　ここで、式（１）中、Ｓｉ、Ｍｎは夫々、Ｓｉ含有量（質量％）、Ｍｎ含有量（質量％）を示す。
以下では、成分組成、鋼組織の順で本発明の鋼板を説明する。
　本発明の鋼板は下記の成分を含む。下記の説明において、成分の含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．１０～０．２４％
　Ｃは、鋼板の焼き入れ性と、マルテンサイトの強度と、残留γの体積率とを所望の範囲にする観点から含有する。Ｃ含有量が０．１０％未満では鋼板の強度、鋼板の延性が十分に確保できないので、Ｃ含有量は０．１０％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．１２％以上であり、より好ましくは０．１４％以上であり、さらに好ましくは０．１６％以上である。Ｃ含有量が０．２４％を超えると溶接部の靭性が劣化する。そのため、Ｃ含有量は０．２４％以下とする。延性やスポット溶接部の靭性向上の観点から、Ｃ含有量は０．２２％以下とすることが好ましい。スポット溶接部の靭性をさらに改善する観点から、Ｃ含有量は０．２０％以下にすることがより好ましい。
　Ｓｉ：０．４％以上１．６０％未満
　Ｓｉは、フェライト強度の向上と、マルテンサイトやベイナイト中の炭化物生成抑制と、残留γを安定化させて延性を向上させる効果を得るという観点から含有する。これらの観点から、Ｓｉ含有量は０．４％以上にする。延性向上の観点から、Ｓｉ含有量は０．５％以上とすることが好ましい。Ｓｉ含有量は、より好ましくは０．６％以上である。Ｓｉ含有量が１．６０％以上となると、化成処理性が著しく劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は１．６０％未満とする。好ましくは、Ｓｉ含有量は１．３０％以下であり、より好ましくは１．２０％以下である。さらに好ましくは、Ｓｉ含有量は１．０％未満である。
　Ｍｎ：２．０～３．６％
　Ｍｎは、所定の焼き入れ性を確保しフェライト変態を抑制し、所望の面積率の焼き戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイトを確保して強度を確保する。また、Ｍｎは、フェライト／γの２相域焼鈍時にγ中に濃化して残留γのＭｓ点の低下により残留γを安定化させ延性を改善する。また、Ｍｎは、Ｓｉと同様にベイナイト中の炭化物の生成を抑制して延性を向上させる。また、Ｍｎは、残留γの体積率を増加させて延性を向上させる。これらの点から、Ｍｎは本発明において重要な元素である。これらの効果を得るために、Ｍｎ含有量は２．０％以上とする。焼入れ性を向上させる観点から、Ｍｎ含有量は２．１％以上とすることが好ましい。Ｍｎ含有量は２．２％以上とすることがより好ましい。一方、Ｍｎ含有量が３．６％を超えるとベイナイト変態が著しく遅延するため、高い延性を確保することが困難になる。また、Ｍｎの含有量が３．６％を超えると、塊状の粗大γや塊状の粗大マルテンサイトの生成を抑制することが難しくなり、伸びフランジ成形性も劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は３．６％以下とする。ベイナイト変態を促進して高い延性を確保する観点からＭｎ含有量は２．８％以下とすることが好ましい。
　Ｓｉ／Ｍｎ＜０．５０・・・式（１）
　化成処理性を著しく劣化させる鋼板の表面酸化物はＳｉ系酸化物である。このため、酸液に対して易溶性を示すＭｎ含有酸化物を形成させる目的でＳｉ／Ｍｎを０．５０未満とする。すなわち、本発明では、式（１）として、Ｓｉ／Ｍｎ＜０．５０とする。ここで、式（１）中、Ｓｉ、Ｍｎは夫々、Ｓｉ含有量（質量％）、Ｍｎ含有量（質量％）を示す。この範囲であれば、－５０℃以上－３０℃以下の露点範囲において化成処理性を具備することができる。好ましくは、Ｓｉ／Ｍｎは、０．４０以下であり、より好ましくは０．３５以下である。
　Ｐ：０．０２％以下
　Ｐは鋼を強化する元素であるが、その含有量が多いとスポット溶接性を劣化させる。したがって、Ｐ含有量は０．０２％以下とする。スポット溶接性を改善する観点からはＰは０．０１％以下とすることが好ましい。なお、Ｐを含まなくてもよいが、Ｐ含有量は製造コストの観点から０．００１％以上とすることが好ましい。
　Ｓ：０．０１％以下
　Ｓは熱延でのスケール剥離性を改善する効果、焼鈍時の窒化を抑制する効果があるが、スポット溶接性に加え、局部伸びを劣化させる元素である。これらの劣化を抑制するために、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。本発明では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量が高いのでスポット溶接性が悪化しやすく、スポット溶接性を改善する観点から、Ｓ含有量は０．００２０％以下とすることが好ましく、０．００１０％未満とすることがより好ましい。なお、Ｓを含まなくてもよいが、Ｓ含有量は製造コストの観点から０．０００１％以上とすることが好ましい。
　ｓｏｌ．Ａｌ：１．０％未満
　Ａｌは脱酸の目的で、あるいはＳｉの代替として残留γを安定化する目的で含有する。ｓｏｌ．Ａｌの下限は特に規定しないが、安定して脱酸を行うために、０．０１％以上とすることが好ましい。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が１．０％以上となると、素材の強度が極端に低下し、化成処理性も劣化する。そのため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は１．０％未満とする。高い強度を得るためにｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．２０％未満とすることが好ましく、０．１０％以下とすることがより好ましい。
　Ｎ：０．０１５％未満
　Ｎは鋼中でＢＮ、ＡｌＮ、ＴｉＮ等の窒化物を形成する元素であり、鋼の熱間延性を低下させ、表面品質を低下させる元素である。また、Ｂを含有する鋼では、ＢＮの形成を通じてＢの効果を消失させる弊害がある。Ｎ含有量が０．０１５％以上になると表面品質が著しく劣化する。したがって、Ｎ含有量は０．０１５％未満とする。なお、Ｎを含まなくてもよいが、Ｎ含有量は製造コストの点から０．０００１％以上とすることが好ましい。
　上記以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。本発明の鋼板は上記の基本成分を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有することが好ましい。
　本発明の鋼板の成分組成は、上記のＦｅおよび不可避的不純物の一部にかえ、上記成分に加えて、任意元素として、以下の（Ａ）、（Ｂ）から選ばれる１種または２種を適宜含有することができる。
（Ａ）質量％で、Ｎｂ：０．２％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．２％以下、Ｎｉ：０．２％以下、Ｃｒ：０．４％以下、Ｍｏ：０．１５％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
（Ｂ）質量％で、Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｓｎ：０．１０％以下、Ｓｂ：０．１０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
　Ｎｂ：０．２％以下
　Ｎｂは、ミクロ組織を微細化してスポット溶接部の耐欠陥特性を向上させる観点から添加するのが好ましい。また、Ｎｂは鋼組織を微細化し高強度化する効果、細粒化を通じてベイナイト変態を促進する効果、曲げ性を改善する効果、耐遅れ破壊特性を向上させる効果から含有することができる。これらの効果を得るために、下限はとくに規定しないが、Ｎｂ含有量は０．００２％以上であることが好ましい。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．００４％以上であり、さらに好ましくは０．０１０％以上である。ただし、Ｎｂを多量に含有すると析出強化が強くなりすぎ延性が低下する。また、圧延荷重の増大、鋳造性の劣化を招く。そのため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量は０．２％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは、０．１％以下であり、より好ましくは０．０５％以下であり、さらに好ましくは０．０３％以下である。
　Ｔｉ：０．２％以下
　Ｔｉは、ミクロ組織を微細化してスポット溶接部の耐欠陥特性を向上させる観点から添加するのが好ましい。また、鋼中のＮをＴｉＮとして固定し、熱間延性を向上させる効果やＢの焼入れ性向上効果を生じさせる作用がある。これらの効果を得るために、下限はとくに規定しないが、Ｔｉ含有量を０．００２％以上にすることが好ましい。Ｎを十分固定する観点から、Ｔｉ含有量は０．００８％以上であることがさらに好ましい。より好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｔｉ含有量が０．２％を超えると圧延負荷の増大、析出強化量の増加による延性の低下を招くので、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ含有量は０．２％以下にする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．１％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。高い延性を確保するために、Ｔｉ含有量は０．０３％以下とすることがさらに好ましい。
　Ｖ：０．２％以下
　Ｖは、鋼の焼入れ性を向上させる効果、マルテンサイトや上部／下部ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果、組織を微細化する効果、炭化物を析出させ耐遅れ破壊特性を改善する効果から含有することができる。これらの効果を得るために、下限はとくに規定しないが、Ｖ含有量は０．００３％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量は、より好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｖを多量に含有すると鋳造性が著しく劣化するので、Ｖを含有する場合には、Ｖ含有量は０．２％以下とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．１％以下である。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０５％以下である。
　Ｂ：０．０１％以下
　Ｂは、所定の面積率の焼き戻しマルテンサイトおよび／またはベイナイトを生成させやすい利点を有する。また、固溶Ｂの残存により耐遅れ破壊特性は向上する。このようなＢの効果を得るために、Ｂ含有量を０．０００２％以上にすることが好ましい。また、Ｂ含有量は０．０００５％以上であることがより好ましい。Ｂ含有量は、さらに好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｂ含有量が０．０１％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、熱間延性の著しい低下をもたらし表面欠陥を生じさせる。したがって、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は０．０１％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００５０％以下である。Ｂ含有量は、さらに好ましくは０．００３０％以下である。
　Ｃｕ：０．２％以下
　Ｃｕは、自動車の使用環境での耐食性を向上させる。また、Ｃｕの腐食生成物が鋼板表面を被覆して鋼板への水素侵入を抑制する効果がある。Ｃｕは、スクラップを原料として活用するときに混入する元素であり、Ｃｕの混入を許容することでリサイクル資材を原料資材として活用でき、製造コストを低減することができる。そのため、下限はとくに規定しないが、さらに耐遅れ破壊特性向上の観点からは、Ｃｕは０．０５％以上含有させることが好ましい。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｃｕ含有量が多くなりすぎると表面欠陥の発生を招来するので、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は０．２％以下とする。
　Ｎｉ：０．２％以下
　Ｎｉも、Ｃｕと同様、耐食性を向上する作用のある元素である。また、Ｎｉは、Ｃｕを含有させる場合に生じやすい、表面欠陥の発生を抑制する作用がある。このような効果を得るために、下限はとくに規定しないが、Ｎｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．０４％以上であり、さらに好ましくは０．０６％以上である。一方、Ｎｉ含有量が多くなりすぎると、加熱炉内でのスケール生成が不均一になり、却って表面欠陥を発生させる原因になる。また、コスト増も招く。そのため、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量は０．２％以下とする。
　Ｃｒ：０．４％以下
　Ｃｒは鋼の焼入れ性を向上させる効果、マルテンサイトや上部／下部ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果から含有することができる。このような効果を得るために、下限はとくに規定しないが、Ｃｒ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は、より好ましくは０．０３％以上であり、さらに好ましくは０．０６％以上である。一方、Ｃｒを過剰に含有すると耐孔食性が劣化するので、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量は０．４％以下とする。
　Ｍｏ：０．１５％以下
　Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させる効果、マルテンサイトや上部／下部ベイナイト中の炭化物生成を抑制する効果から含有することができる。このような効果を得るために、Ｍｏ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．０３％以上であり、さらに好ましくは０．０６％以上である。一方、Ｍｏは冷延鋼板の化成処理性を著しく劣化させるので、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は０．１５％以下とする。
　Ｍｇ：０．００５０％以下
　ＭｇはＭｇＯとしてＯを固定し、耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ｍｇ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．０００４％以上であり、さらに好ましくは０．０００６％以上である。一方、Ｍｇを多量に添加すると表面品質や曲げ性が劣化するので、Ｍｇを含有する場合、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下とする。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００２５％以下であり、より好ましくは０．００１０％以下である。
　Ｃａ：０．００５０％以下
　Ｃａは、ＳをＣａＳとして固定し、曲げ性の改善や耐遅れ破壊特性の改善に寄与する。このため、Ｃａ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｃａは多量に添加すると表面品質や曲げ性を劣化させるので、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。Ｃａ含有量は、好ましくは０．００３５％以下であり、より好ましくは０．００２０％以下である。
　Ｓｎ：０．１０％以下
　Ｓｎは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、それによるＣやＢの表層における含有量の低減を抑制する。また、ＣやＢの含有量の上記低減が抑制されることで、鋼板表層部のフェライト生成を抑制し、高強度化するとともに、耐疲労特性が改善する。このような観点から、Ｓｎ含有量は０．００２％以上とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．００４％以上であり、さらに好ましくは０．００６％以上である。
Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．００８％以上である。
一方、Ｓｎ含有量が０．１０％を超えると、鋳造性が劣化する。また、旧γ粒界にＳｎが偏析して、耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、Ｓｎを含有する場合、Ｓｎ含有量は０．１０％以下とする。Ｓｎ含有量は、好ましくは０．０４％以下であり、より好ましくは０．０３％以下である。
　Ｓｂ：０．１０％以下
　Ｓｂは、鋼板表層部の酸化や窒化を抑制し、それによるＣやＢの表層における含有量の低減を抑制する。また、ＣやＢの含有量の上記低減が抑制されることで、鋼板表層部のフェライト生成を抑制し、高強度化するとともに、耐疲労特性が改善する。このような観点から、Ｓｂ含有量は０．００２％以上とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．００４％以上であり、さらに好ましくは０．００６％以上である。一方、Ｓｂ含有量が０．１０％を超えると、鋳造性が劣化し、また、旧γ粒界に偏析して、耐遅れ破壊特性が劣化する。そのため、Ｓｂを含有する場合、Ｓｂ含有量は０．１０％以下とする。Ｓｂ含有量は、好ましくは０．０４％以下であり、より好ましくは０．０３％以下である。
　ＲＥＭ：０．００５０％以下
　ＲＥＭは、硫化物の形状を球状化することで、伸びフランジ成形性に及ぼす硫化物の悪影響を抑制し、伸びフランジ成形性を改善する元素である。これらの効果を得るために、ＲＥＭ含有量を０．０００５％以上にすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．００１０％以上であり、さらに好ましくは０．００２０％以上である。
一方、ＲＥＭ含有量が０．００５０％を超えると、伸びフランジ成形性の改善効果が飽和するため、ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ含有量は０．００５０％以下とする。
なお、本発明でいうＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）と原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）及び、原子番号５７番のランタン（Ｌａ）から７１番のルテチウム（Ｌｕ）までのランタノイドの元素のことを指す。本発明におけるＲＥＭ濃度とは、上述のＲＥＭから選択された１種または２種以上の元素の総含有量である。
　上記任意成分を下限値未満で含む場合、下限値未満で含まれる任意元素は本発明の効果を害さない。そこで、上記任意元素を下限値未満で含む場合、上記任意元素は、不可避的不純物として含まれるとする。
　次に、本発明の鋼板の鋼組織について、説明する。
　ポリゴナルフェライトの面積率：５％以上２５％以下
　高い延性を確保するために、ポリゴナルフェライトは面積率で５％以上とする。ポリゴナルフェライトは、好ましくは８％以上であり、より好ましくは１１％以上である。一方、所定の強度を得るために、ポリゴナルフェライトは面積率で２５％以下とする。ポリゴナルフェライトは、より好ましくは２３％以下である。
　上部ベイナイト：５％以上５０％以下
　上部ベイナイトは炭化物析出の少ないベイナイトであり、周囲の未変態γ中にＣを分配するため、加工安定性の高い残留γを形成させるために活用することができる。加えて、上部ベイナイトはフェライトとマルテンサイトの中間的な硬度を有し、これら中間的な硬度の組織を形成させることで、局部伸びは向上する。さらに、焼鈍により形成する針状γで上部ベイナイトが形成すると、アスペクト比の高い残留γの形成を促進する。従って、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上である強度レベルにおいては５％以上の上部ベイナイトが必要となる。そのため、上部ベイナイトは、面積率で５％以上とする。好ましくは、上部ベイナイトの面積率は、６．０％以上であり、より好ましくは７．０％以上である。
一方、上部ベイナイトは、過度に形成すると強度が得られなくなるため、面積率で５０％以下とする。好ましくは、上部ベイナイトの面積率は、４５％以下であり、より好ましくは４０％以下である。
　残留オーステナイト（残留γ）の体積率：３％以上２０％以下
　高い延性を確保するために、鋼組織全体に対して残留γは体積率で３％以上とする。残留γの体積率（残留γ量）は、好ましくは３．０％以上であり、より好ましくは５％以上であり、さらに好ましくは７％以上である。この残留γ量には、上部ベイナイトに隣接して生成する残留γとマルテンサイトや下部ベイナイトに隣接して生成する残留γの両者を含む。残留γ量が増加しすぎると強度低下や著しい伸びフランジ成形性の低下を招く。したがって、残留γの体積率は２０％以下とする。残留γの体積率は、好ましくは１５％以下であり、より好ましくは１３％以下である。また、「体積率」は「面積率」とみなすことができる。
　フレッシュマルテンサイトの面積率：１２％以下（０％を含む）
　フレッシュマルテンサイトは局部伸びを低減する組織であるが、曲げ性や穴広げ性を劣化させない範囲で形成させることで、強度を向上させることが可能である。この観点から、フレッシュマルテンサイトの面積率は上限を１２％とし、０％を含む。フレッシュマルテンサイトの面積率は１２．０％以下としてもよい。
　焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの面積率の合計：１０％以上５０％以下
　本発明において、５００℃以下３５０℃以上の過時効保持で生じる下部ベイナイト、３２０℃以下１５０℃以上の第二冷却停止温度Ｔｃ２まで冷却することで形成されるマルテンサイト組織が、その後、３５０～５５０℃の温度範囲で２０～３０００秒の過時効保持により焼き戻されることで生じる焼戻しマルテンサイトがある。
炭化物の析出の少ない上部ベイナイトに比べると、組織中に炭化物を析出する焼戻しマルテンサイトや下部ベイナイトでは、未変態γへの炭素分配が抑制される。しかしながら、焼戻しマルテンサイトや下部ベイナイトは、低温におけるＴ０組成の拡大による未変態γへの炭素濃化をもたらすため、あるいはさらに最終冷却時のフレッシュマルテンサイト量を低減させるため、これらの組織を制御し、加工安定性の高い残留γを得る必要がある。
焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの面積率の合計が５０％を上回ると、炭化物析出が促進され、必要な残留γ量が得られず、所望の延性が得られない。そのため、本発明では、焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの面積率の合計を５０％以下とする。
好ましくは、これらの面積率の合計は、４５％以下であり、より好ましくは４０％以下である。
一方、焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの面積率の合計が１０％未満となると、強度が不足し、また最終冷却時に形成するフレッシュマルテンサイトが増加し、穴広げ性が劣化する。そのため、本発明では、焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの面積率の合計は１０％以上とする。好ましくは、これらの面積率の合計は、１３％以上であり、より好ましくは１６％以上である。
　残部組織の面積率：５％以下
　残部組織はポリゴナルフェライト、上部ベイナイト、残留オーステナイト、フレッシュマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト以外の組織であり、例えば、パーライトが挙げられる。パーライト組織が形成されると、効率的な炭素分配が阻害され、残留γの形成が抑制されるため、延性が低下する。本発明では、残部組織の面積率が５％以下であれば、材質への影響は無視できるため、残部組織の面積率は、上限を５％とする。残部組織の面積率は０％であってもよい。
　円相当径：０．８μｍ未満であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留γ粒子の合計の個数のフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子の全粒子の個数に対する割合：５０％以上
　円相当径が０．８μｍ未満であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子は、局部変形時に応力集中が起こりにくく、ボイドの形成に寄与しないため、局部延性および穴広げ性を劣化させない組織である。
円相当径が０．８μｍ未満であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子の合計の個数フレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子の全粒子の個数に対して５０％以上であれば、本発明では、優れた局部伸びおよび穴広げ性を得られる。
よって、本発明では、円相当径：０．８μｍ未満であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留γ粒子の合計の個数のフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子の全粒子の個数に対する割合を５０％以上とする。すなわち、以下の式（Ａ）を満たすようにする。
１００×（円相当径：０．８μｍ未満であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留γ粒子の合計の個数）／（フレッシュマルテンサイト粒子および残留γ粒子の全粒子の個数）≧５０（％）　・・・式（Ａ）
好ましくは、上記の式（Ａ）で規定する左辺の割合は５５％以上である。
なお、上記の組織を得るためには、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイトの内の１種または２種を組織中に形成させればよく、焼戻しマルテンサイトは３２０℃以下１５０℃以上の第二冷却停止温度Ｔｃ２まで冷却することで十分に得ることができ、下部ベイナイトは３５０～５５０℃の温度範囲で２０～３０００秒過時効保持することで十分得ることができる。
　アスペクト比が２．０以上であって円相当径：０．８μｍ以上であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留γ粒子の合計の個数の円相当径０．８μｍ以上であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留γ粒子の個数に対する割合：３０％以上
　円相当径が０．８μｍ以上であるフレッシュマルテンサイト粒子および／または残留オーステナイト粒子において、フレッシュマルテンサイト粒子および／または残留オーステナイト粒子のアスペクト比を高くすることで、局部変形時の応力集中を低減し、ボイド形成を抑制して局部延性および穴広げ性を向上させることができる。
このようなフレッシュマルテンサイト粒子および／または残留オーステナイト粒子については、加熱過程において形成される軟質なフェライト組織に囲まれた針状オーステナイトを、その後の冷却過程においてベイナイト変態させることで面積率を増加することができる。本発明では、円相当径が０．８μｍ以上であり、且つアスペクト比が２．０以上である粒子が、円相当径が０．８μｍ以上であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子の総数に対して３０％以上であることで、所望の成形性を具備することができる。
よって、本発明では、アスペクト比が２．０以上であって円相当径：０．８μｍ以上であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子の合計の個数の円相当径：０．８μｍ以上であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子の個数に対する割合を３０％以上とする。すなわち、前述した式（Ａ）と共に、さらに以下の式（Ｂ）を満たすようにする。好ましくは、以下の式（Ｂ）で規定する左辺の割合は３５％以上である。
１００×（アスペクト比が２．０以上であって円相当径：０．８μｍ以上であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留γ粒子の合計の個数）／（円相当径：０．８μｍ以上であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留γ粒子の個数）≧３０（％）　・・・式（Ｂ）
　得られた鋼板の組織の測定は以下の手法で行う。
　鋼組織の面積率の測定
　鋼板から、鋼板表面に垂直であり、圧延方向に平行な断面が観察面となるよう観察試料を切り出し、板厚断面を１体積％ナイタールで腐食現出し、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で２０００倍に拡大して板厚ｔ／４部で３０００μｍ２以上の領域で組織写真を撮影する。そして、以下の項目（ｉ）～（ｉｖ）をそれぞれ測定する。なお、ｔは板厚、ｗは板幅を示す。
　（ｉ）ポリゴナルフェライトと上部ベイナイト
　ポリゴナルフェライト（再結晶Ｆ）と上部ベイナイト（ＵＢ）はいずれもＳＥＭ写真で灰色を示すが、形状により識別することが可能である。ＳＥＭ写真の一例を温度Ｔで保持後に水冷した組織のＳＥＭ写真と合わせて図１に示す。図１（ａ）に破線で示す領域が、焼鈍工程で本発明範囲内の焼鈍温度Ｔでの均熱保持までの処理により形成された針状γ組織であり、その内部に上部ベイナイト（ＵＢ）が生成しており、その周囲にアスペクト比の高い残留γあるいはフレッシュマルテンサイト（Ｍ）が形成されている。同様の組織は焼鈍温度Ｔでの均熱保持までの処理で形成された塊状γ組織中にも観察される。ポリゴナルフェライトと上部ベイナイトの面積率は、ＡＳＴＭ　Ｅ５６２－１１（２０１４）に準拠して点算法により測定した。ポリゴナルフェライトの面積率と上部ベイナイトの面積率の夫々は、５箇所での測定値の平均値とする。
　（ｉｉ）フレッシュマルテンサイトと残留γ
　フレッシュマルテンサイトと残留γはいずれも、ＳＥＭ写真で白色を示し、区別することができない。そこで、残留γは、後述する方法で別途測定した。また、フレッシュマルテンサイトと残留γの合計面積率をＳＥＭ写真からＡＳＴＭ　Ｅ５６２－１１（２０１４）に準拠して点算法により測定し、当該合計面積率から後述する方法で測定した残留γの面積率を引くことでフレッシュマルテンサイトの面積率を測定する。フレッシュマルテンサイトと残留γの合計面積率は点算法により測定し、５か所での測定値を平均した値から後述する方法で測定した残留γの体積率を引いた値を、フレッシュマルテンサイトの面積率とする。
　（ｉｉｉ）焼戻しマルテンサイトおよび／または下部ベイナイト
　焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとはＳＥＭ写真で白色の微細な組織で観察される炭化物を含む組織である。より微視的な観察では両者を区別することは可能であるが、ＳＥＭ写真では判別が難しい。したがって、本発明では焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとを同一の組織として定義し、焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの合計の面積率をＡＳＴＭ　Ｅ５６２－１１（２０１４）に準拠して点算法により測定する。５箇所での測定値を平均した値を、焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの合計の面積率とする。
　（ｉｖ）残部組織
　前記の方法で測定したポリゴナルフェライトと、上部ベイナイトと、フレッシュマルテンサイトと、残留γと、焼戻しマルテンサイトと、下部ベイナイトとの面積率を１００％より引くことで残部組織の面積率と定義する。
　残留γの体積率の測定
　鋼板を板厚１／４位置まで研磨後、化学研磨により更に０．１ｍｍ研磨した面について、Ｘ線回折装置でＭｏのＫα線を用い、ＦＣＣ鉄（γ）の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面と、ＢＣＣ鉄（フェライト）の（２００）面、（２１１）面、（２２０）面の積分反射強度を測定し、ＢＣＣ鉄（フェライト）各面からの積分反射強度に対するＦＣＣ鉄（γ）各面からの積分反射強度の強度比から求めた残留γの体積率を測定する。本発明では、当該残留γの体積率は、残留γの面積率とすることができる。
　フレッシュマルテンサイト粒子および／または残留γ粒子の円相当径およびアスペクト比
　鋼板から、圧延方向に平行な断面が観察面となるよう観察試料を切り出し、板厚断面の組織をレペラー腐食液で腐食現出し、レーザー顕微鏡（ＬＭ）で１０００倍に拡大して板厚ｔ／４部で１００００μｍ２以上の領域で組織写真を撮影する。
レペラー腐食はカラーエッチングであり、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留γを白色のコントラストで示すことで、フレッシュマルテンサイト粒子および／または残留γ粒子を抽出し、画像解析することでフレッシュマルテンサイト粒子および／または残留γ粒子の円相当径およびアスペクト比を測定する。
得られた全粒子の内、円相当径が０．８μｍ未満である粒子を対象として、粒子数を測定し、全粒子の粒子数に対する割合を算出する。
また、得られた全粒子の内、円相当径が０．８μｍ以上である粒子を対象として、このうちアスペクト比が２．０以上の粒子数を測定し、円相当径が０．８μｍ以上である全粒子に対するアスペクト比が２．０以上であり、且つ円相当径が０．８μｍ以上である粒子の割合を算出する。
　次に、本発明の鋼板の製造方法の一実施形態を詳細に説明する。なお、以下に示す鋼スラブ（鋼素材）、鋼板等を加熱又は冷却する際の温度は、特に説明がない限り、鋼スラブ（鋼素材）、鋼板等の表面温度を意味する。
　本発明の鋼板の製造方法では、前述した成分組成を有する鋼スラブに対して熱間圧延および酸洗を施した後、得られた熱延鋼板に対して冷間圧延処理を施すことで冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、冷延鋼板に対して焼鈍処理を施すことで鋼板を得る焼鈍工程と、を含み、冷間圧延工程は、累積冷間圧延率：３０～８５％とし、１パス目の圧下率を５％以上２５％未満とすることで、｛１１１｝＜０－１１＞方位、｛１１１｝＜１１－２＞方位、｛２１１｝＜０－１１＞方位、および｛１００｝＜０１１＞方位を有する組織の合計が、ｂｃｃ相の全組織に対して、面積率で３５％以上７５％以下である冷延鋼板を得る冷間圧延処理を含み、焼鈍工程は、冷延鋼板に対して、５００℃以上Ａｃ１以下の温度範囲を平均加熱速度：０．５～１５℃／ｓｅｃ以下とし、８４０℃以下、かつ０．６≦（Ｔ－Ａｃ１）／（Ａｃ３－Ａｃ１）＜１．０となる焼鈍温度Ｔまで加熱を行い、該加熱後、露点Ｔｄが－５０℃以上－３０℃以下である炉内雰囲気において焼鈍温度Ｔで均熱保持を行うことで、針状オーステナイト組織が数密度で５個／１０００μｍ２以上である鋼板を得て、次いで、７５０～５５０℃の温度範囲を平均冷却速度：６．０℃／ｓｅｃ以上とし、５５０℃以下４００℃以上の第一冷却停止温度Ｔｃ１まで冷却する第一冷却を施し、該第一冷却後、第一冷却停止温度Ｔｃ１において２５秒以上保持する第一保持を施し、該第一保持後、３５０℃以下２００℃以上の温度範囲を平均冷却速度：３．０～８０℃／ｓで冷却し、３２０℃以下１５０℃以上の第二冷却停止温度Ｔｃ２まで冷却する第二冷却を施し、第二冷却停止温度Ｔｃ２において２～２０秒保持する第二保持を施し、該第二保持後、３５０～５００℃の温度範囲で２０～３０００秒過時効保持を施し、該過時効保持後、冷却する第三冷却を施す焼鈍処理を含む。
　以下、各工程について説明する。
　熱間圧延工程
　本発明において、熱間圧延工程における熱間圧延としては、前述した成分組成を有する鋼スラブを再加熱後圧延する方法、連続鋳造後の鋼スラブを加熱することなく直接圧延する方法、連続鋳造後の鋼スラブに短時間加熱処理を施して圧延する方法などがある。熱間圧延は常法に従って実施すればよく、例えば、スラブ加熱温度を１１００℃以上１３００℃以下とし、均熱時間を２０～３０分とし、仕上げ圧延温度をＡｒ３変態点（℃）以上、Ａｒ３変態点（℃）＋２００℃以下、巻取り温度を４００～７２０℃とすればよい。巻取り温度は板厚変動を抑制して、高い強度を安定して確保する観点から４３０～５３０℃とすることが好ましい。
　上記鋼スラブ（鋼素材）の製造のための、溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、真空脱ガス炉にて２次精錬を行ってもよい。
　酸洗処理工程
　酸洗処理工程とは、熱間圧延工程後の熱延鋼板に酸洗処理を施す工程である。酸洗処理条件は特に限定されず、公知の製造方法における酸洗処理条件を採用すれば良い。
　冷間圧延工程
　累積冷間圧延率：３０～８５％
　冷間圧延処理における圧下率（累積冷間圧延率）が３０％未満になると、再結晶が十分に促進されず、本発明で言及する針状γの形成が十分に行われない。また、所望する冷間圧延の集合組織が発達せず、後述するような、｛１１１｝＜０－１１＞方位、｛１１１｝＜１１－２＞方位、｛２１１｝＜０－１１＞方位、および｛１００｝＜０１１＞方位を有する組織の合計がｂｃｃ相の全組織に対して３５％以上とならない。よって、冷間圧延の圧下率は３０％以上とする。圧下率（累積冷間圧延率）は、好ましくは、４０％以上であり、より好ましくは５０％以上である。一方、冷間圧延負荷の観点、あるいはさらに材質の観点から、圧下率（累積冷間圧延率）は８５％以下である。
　冷間圧延工程では、パス数は特に限定されないが、例えば、５パスとしてよい。累積冷間圧延率（板厚減少率）は、（１－（冷間圧延後（最終パス後）の板厚／冷間圧延前の板厚）×１００のことを指す。
　１パス目の圧下率：５％以上２５％未満
　１パス目の圧下率は、操業性の観点から５％以上とする。一方、１パス目の圧下率が２５％以上になると、１パス目の冷間圧延時の板温が低いため、冷間圧延材にせん断成分のひずみが付与され、所望の集合組織が発達せず、針状γが形成しない。そのため、１パス目の圧下率は５％以上２５％未満とする。
　なお、１パス目の圧下率（板厚減少率）は、（１－（１パス目の冷間圧延後の板厚）／（冷間圧延前の板厚））×１００のことを指す。
　１パス目の圧延温度（板温）としては、２０℃以上４０℃以下であることが好ましい。なお、上記の１パス目の圧延温度は、１パス後の鋼板表面の潤滑油が付着していない箇所を放射温度計により測定することにより求められる。１パス目の圧延温度が２０℃未満であると、または１パス目の圧延温度が４０℃超えであると、前記した所望の集合組織が発達せず、針状γが形成しない場合がある。このため、１パス目の圧延温度は、２０℃以上４０℃以下であることが好ましい。
　冷間圧延後の冷延鋼板の組織：｛１１１｝＜０－１１＞方位、｛１１１｝＜１１－２＞方位、｛２１１｝＜０－１１＞方位、および｛１００｝＜０１１＞方位を有する組織の合計がｂｃｃ相の全組織に対して、面積率で３５％以上７５％以下
　針状γはその核生成サイトの周囲にあるフェライトと特定の結晶方位関係（Ｎｅａｒ　Ｋｕｒｄｊｕｍｏｖ－Ｓａｃｈｓ関係）を有する。
冷延圧延後の冷延鋼板の組織において、｛１１１｝＜０－１１＞方位、｛１１１｝＜１１－２＞方位、｛２１１｝＜０－１１＞方位、および｛１００｝＜０１１＞方位といった規定方位を有する組織の合計がｂｃｃ相の全組織に対して、面積率で一定量以上であることで、上記の規定方位を有する逆変態γが、周囲のフェライト粒の間に形成されやすく、その結果、針状γが多く形成される。所望量の針状γを形成させるために、｛１１１｝＜０－１１＞方位、｛１１１｝＜１１－２＞方位、｛２１１｝＜０－１１＞方位、および｛１００｝＜０１１＞方位を有する組織の合計が、ｂｃｃ相の全組織に対して、面積率で３５％以上であることが必要となる。好ましくは、４０％以上である。一方、｛１１１｝＜０－１１＞方位、｛１１１｝＜１１－２＞方位、｛２１１｝＜０－１１＞方位、および｛１００｝＜０１１＞方位を有する組織の合計が、ｂｃｃ相の全組織に対して、面積率で７５％より多くなると鋼板の材質異方性が生じる。そのため、上記の規定方位を有する組織の合計は、ｂｃｃ相の全組織に対して、面積率で７５％以下とする。好ましくは６８％以下であり、より好ましくは６５％以下である。
　本発明では、前述した成分組成を有する熱延鋼板に対して、冷間圧延率：３０～８５％で冷間圧延処理を施し、１パス目の圧下率を５％以上２５％未満とすることで、上記の規定方位を有する組織の合計の面積率のｂｃｃ相の全組織に対する面積率の割合を所望の範囲に調整することができる。
　冷延組織の集合組織の測定方法
　冷間圧延工程後の冷延鋼板から、圧延方向に平行な断面が測定面となる測定試料を切り出し、測定面を機械研磨あるいは電解研磨した後、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ法（測定条件：ＷＤ：２０ｍｍ、加速電圧：２０ｋＶ）により８００００μｍ２以上の領域を測定する。圧延の｛ＮＤ面｝＜ＲＤ方向＞方位が｛１１１｝＜０－１１＞方位、｛１１１｝＜１１－２＞方位、｛２１１｝＜０－１１＞方位、および｛１００｝＜０１１＞方位となるｂｃｃ相の組織面積率を定量化し、すべての方位のｂｃｃ相の面積率との比を算出することで冷延鋼板の集合組織を評価する。
　焼鈍工程
　本発明の焼鈍工程は、上記冷間圧延工程後の冷延鋼板に対して、５００℃以上Ａｃ１以下の温度範囲を平均加熱速度（ＨＲ１）：０．５～１５℃／ｓｅｃとし、８４０℃以下、かつ０．６≦（Ｔ－Ａｃ１）／（Ａｃ３－Ａｃ１）＜１．０となる焼鈍温度Ｔまで加熱を行い、該加熱後、露点Ｔｄが－５０℃以上－３０℃以下である炉内雰囲気において上記温度Ｔで均熱保持を行うことで、針状γ組織が数密度で５個／１０００μｍ２以上である鋼板を得て、次いで、７５０～５５０℃の温度範囲を平均冷却速度：６．０℃／ｓｅｃ以上で５５０℃以下４００℃以上の第一冷却停止温度Ｔｃ１まで冷却する第一冷却を施し、該第一冷却後、前記第一冷却停止温度Ｔｃ１において２５秒以上保持する第一保持を施し、該第一保持後、３５０℃以下２００℃以上の温度範囲を平均冷却速度：３．０～８０℃／ｓで冷却し、３２０℃以下１５０℃以上の第二冷却停止温度Ｔｃ２まで冷却する第一冷却を施し、第二冷却停止温度Ｔｃ２において２～２０秒保持する第二保持を施し、該第二保持後、３５０～５００℃の温度範囲で２０～３０００秒過時効保持を施し、該過時効保持後、冷却する第三冷却を施す工程である。
　５００℃以上Ａｃ１以下の温度範囲の平均加熱速度（ＨＲ１）：０．５～１５℃／ｓｅｃ
　本発明では、前述した冷間圧延工程後の組織を有する冷間圧延板を適切な昇温速度で加熱することで再結晶を十分に促進し、その後、温度Ｔまでの加熱、あるいは温度Ｔでの保持により針状オーステナイトを形成させる。そのため、５００℃以上でオーステナイト変態が生じないＡｃ１以下の温度範囲において、１５℃／ｓｅｃ以下の平均加熱速度とする。平均加熱速度は、好ましくは１０℃／ｓｅｃ以下である。
また、操業上の観点から平均加熱速度の下限は０．５℃／ｓｅｃ以上とする。平均加熱速度は、好ましくは１．０℃／ｓｅｃ以上であり、より好ましくは１．５℃／ｓｅｃ以上である。
　ここで、平均加熱速度（℃／ｓ）は、（（Ａｃ１（℃）－５００℃）／（５００℃からＡｃ１（℃）までの加熱時間（ｓｅｃ））から算出される。
　８４０℃以下、かつ０．６≦（Ｔ－Ａｃ１）／（Ａｃ３－Ａｃ１）＜１．０となる焼鈍温度Ｔまで加熱
　該加熱後、露点Ｔｄが－５０℃以上－３０℃以下である炉内雰囲気において焼鈍温度Ｔで焼鈍
　本発明では、後述する温度Ｔ（焼鈍温度Ｔ）までの加熱、あるいはさらに焼鈍温度Ｔでの保持により、後述するような針状オーステナイトを形成させることができる。この点、Ａｃ３（℃）以上のオーステナイト単相域まで加熱すると針状オーステナイトが隣接するオーステナイトと合体し、オーステナイトの形態は等軸となる。そのため、本発明では、二相域焼鈍を施す必要がある。
また、焼鈍温度Ｔに関して、（Ｔ－Ａｃ１）／（Ａｃ３－Ａｃ１）が０．６を下回ると、オーステナイトへの逆変態が十分に起こらず、針状オーステナイトが形成されず、再結晶フェライト粒界に沿って等軸のオーステナイトのみが形成される。また、フェライト組織が多いために、９８０ＭＰａ以上の強度が得られない場合がある。
そのため、焼鈍温度Ｔに関し、０．６≦（Ｔ－Ａｃ１）／（Ａｃ３－Ａｃ１）＜１とする。また、温度Ｔが８４０℃よりも高いと良好な化成処理性が得られない。そのため、温度Ｔは、８４０℃以下とする。
また、露点Ｔｄが－５０℃未満であると良好な化成処理性が得られない。また、露点Ｔｄは、－３０℃超であると、良好な化成処理性が得られない。そのため、露点Ｔｄは－５０℃以上－３０℃以下とする。露点Ｔｄは、好ましくは－４８℃以上であり、より好ましくは－４５℃以上である。また、露点Ｔｄは、好ましくは－３２℃以下であり、より好ましくは－３４℃以下である。
　焼鈍温度Ｔでの均熱時間は、特に限定されないが、二相域焼鈍中の元素分配の観点から、２５～３５０秒とすることが好ましく、より好ましくは、５０～３００秒である。
　なお、Ａｃ１（℃）は、経験則に基づく、次式により算出すればよい。
Ａｃ１（℃）＝７２３＋２２×［Ｓｉ％］－１８×［Ｍｎ％］＋１７×［Ｃｒ％］＋４．５［Ｍｏ％］＋１６×［Ｖ％］
　Ａｃ３（℃）は、経験則に基づく、次式により算出すればよい。
Ａｃ３（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ％］１／２＋４４．７×［Ｓｉ％］－３０×［Ｍｎ％］＋７００×［Ｐ％］＋４００×［ｓｏｌ．Ａｌ％］－２０×［Ｃｕ％］＋３１．５×［Ｍｏ％］＋１０４×［Ｖ％］＋４００×［Ｔｉ％］
なお、上記式中の［Ｘ％］は、鋼板の成分元素Ｘの含有量（質量％）であり、含有しないときは“０”とする。
　上記の均熱保持処理を施すことで形成される針状γ組織が数密度で５個／１０００μｍ２以上
　本発明では、所望の成形性を具備させるために針状γを活用する。針状オーステナイト（針状γ）が多く形成されるとアスペクト比の高い残留γを多量に形成されやすい。本発明で、所望の成形性を具備させるためには、焼鈍温度Ｔまでの昇温、均熱保持により形成される針状γ組織が数密度で５個／１０００μｍ２以上であることが必要となる。針状γの性質上、上限はなく、針状γの粒子数は多いことが好ましい。
　本発明では、前述した成分組成と組織を有する冷延鋼板に対して、５００℃以上Ａｃ１以下の温度範囲を０．５～１５℃／ｓｅｃ以下の平均加熱速度とし、焼鈍温度Ｔまで加熱を行い、露点Ｔｄの炉内雰囲気において焼鈍温度Ｔで均熱保持を行うことで、針状γ組織の数密度を所望の範囲に調整することができる。
　針状γ組織の数密度
　高温で形成される組織を評価する際、水冷することで組織を凍結して形成された組織を評価することは一般的である。本発明では、焼鈍工程において、焼鈍温度Ｔでの均熱保持までの処理で形成される針状γが、その後の冷却過程でアスペクト比が高く、加工安定性の高い残留γの形成に寄与することが重要な点であり、この針状γ組織の数密度を測定する。鋼板から、圧延方向に平行な断面が観察面となるよう観察試料を切り出し、板厚断面を１体積％ナイタールで腐食現出し、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で２０００倍に拡大して板厚ｔ／４部で３０００μｍ２以上の領域で組織写真を撮影する。図１（ｂ）に示すＳＥＭ写真は、焼鈍工程において本発明範囲内の温度Ｔで保持した後に水冷した組織の写真であり、針状γと塊状γ、フェライト組織が形成されている。図２に、針状γのアスペクト比の測定方法の模式図を示す。ここで、同一の方位を有する再結晶フェライトにより囲まれたアスペクト比が３．０以上のオーステナイトを針状γと定義する。なお、針状オーステナイトの先端は他のオーステナイト粒と接していても構わないが、その場合、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）により、隣接するフェライト粒が同一方位であることを確認すればよい。この定義に従い、焼鈍工程において、焼鈍温度Ｔでの均熱保持までの処理が施された鋼板における針状γの数を５視野で行い、針状γの数を観察した全面積で割ることで針状γの数密度（個／１０００μｍ２）を測定する。
　第一冷却：７５０～５５０℃の温度範囲の平均冷却速度を６．０℃／ｓｅｃ以上とし、５５０℃以下４００℃以上の第一冷却停止温度Ｔｃ１まで冷却
　第一保持：第一冷却後、第一冷却停止温度Ｔｃ１において２５秒以上保持
　第一冷却において、７５０～５５０℃の温度範囲では、フェライト変態が支配的に生じる。フェライト変態が過度に生じると、針状γがフェライト変態するため、７５０～５５０℃の温度範囲を平均冷却速度：６．０℃／ｓｅｃ以上として、フェライト変態を抑制する。平均冷却速度は、好ましくは８．０℃／ｓｅｃ以上であり、より好ましくは１０．０℃／ｓｅｃ以上である。
　ここで、平均冷却速度（℃／ｓｅｃ）は、（７５０℃（冷却開始温度）－５５０℃（冷却停止温度））／（冷却開始温度から冷却停止温度までの冷却時間（ｓｅｃ））から算出される。
　第一冷却における第一冷却停止温度Ｔｃ１は、上部ベイナイト変態が生じるための温度である。第一冷却停止温度Ｔｃ１が５５０℃超であると、未変態のオーステナイトがフェライトおよび／あるいはパーライト変態するため、残留オーステナイトの形成が抑制され、所望の延性を確保することができない。一方、第一冷却停止温度Ｔｃ１が４００℃未満であると、未変態のオーステナイトがマルテンサイト変態し、未変態オーステナイトに効率的にＣ（炭素）を分配させることができず、延性が低下する。したがって、第一冷却停止温度Ｔｃ１は５５０℃以下４００℃以上とする。第一冷却停止温度Ｔｃ１は、好ましくは５００℃以下である。また、第一冷却停止温度Ｔｃ１は、好ましくは４２０℃以上である。
また、第一冷却後の第一保持として、第一冷却停止温度Ｔｃ１における保持時間はベイナイト変態を十分に行うために、２５秒以上とする。第一保持での保持時間は、好ましくは３０秒以上であり、より好ましくは３５秒以上である。また、第一保持での保持時間は、好ましくは６０秒以下であり、より好ましくは５５秒以下である。
なお、第一冷却後の第一保持として、第一却停止温度Ｔｃ１における温度変調は、５５０℃以下４００℃以上の範囲内であれば許容される。
　第二冷却：３５０℃以下２００℃以上の温度範囲を平均冷却速度：３．０～８０℃／ｓとし、３２０℃以下１５０℃以上の第二冷却停止温度Ｔｃ２まで冷却
　上記の第一保持後、第二冷却として、まず、３５０℃以下２００℃以上の温度範囲の平均冷却速度を３．０～８０℃／ｓとする。３５０℃以下２００℃以上の温度範囲の平均冷却速度が８０℃／ｓ超であると、過度な急速冷却となるため、板形状が劣化する。一方、この平均冷却速度が３．０℃／ｓ未満であると、マルテンサイト変態と炭素分配が競合して生じるため、未変態γが安定化することで最終冷却後にフレッシュマルテンサイトが多く形成される。よって、本発明では、３５０℃以下２００℃以上の温度範囲の平均冷却速度を３．０～８０℃／ｓとする。この平均冷却速度は、好ましくは、６０℃／ｓｅｃ以下であり、より好ましくは５０℃／ｓｅｃ以下である。また、この平均冷却速度は、好ましくは、５．０℃／ｓｅｃ以上であり、より好ましくは１０．０℃／ｓｅｃ以上である。
　ここで、平均冷却速度（℃／ｓｅｃ）は、（３５０℃（冷却開始温度）－２００℃（冷却停止温度））／（冷却開始温度から冷却停止温度までの冷却時間（ｓｅｃ））から算出される。
　また、鋼板を３２０℃以下１５０℃以上の第二冷却停止温度Ｔｃ２まで冷却するとマルテンサイト変態が生じる。第二冷却停止温度Ｔｃ２が３２０℃を上回ると、マルテンサイト変態が生じず、最終冷却時に粗大なフレッシュマルテンサイト粒子および／あるいは残留オーステナイトが形成するため、局部伸び、穴広げ性が劣化し、所望の成形性を確保できない。そのため、第二冷却停止温度Ｔｃ２の上限は３２０℃とする。第二冷却停止温度Ｔｃ２は、好ましくは３００℃以下であり、より好ましくは２８０℃以下である。一方、第二冷却停止温度Ｔｃ２が１５０℃を下回ると、未変態のオーステナイトの大半がマルテンサイト変態するため、残留オーステナイトが形成せず、延性が劣化する。したがって、第二冷却停止温度Ｔｃ２の下限は１５０℃とする。第二冷却停止温度Ｔｃ２は、好ましくは１７０℃以上であり、より好ましくは１９０℃以上である。
　第二保持：第二冷却停止温度Ｔｃ２において２～２０秒以下保持
　第二冷却後の第二保持として、第二冷却停止温度Ｔｃ２での保持時間を２秒以上とすることで、第二冷却停止温度Ｔｃ２までの冷却によりマルテンサイト変態が十分に生じて、板幅方向、板厚方向で均一なマルテンサイト組織が得られ、材質のバラつきを低減できる。一方、第二保持における保持時間は、操業上の観点から２０秒以下とする。第二保持での保持時間は、好ましくは４秒以上であり、より好ましくは６秒以上である。また、第二保持での保持時間は、好ましくは１７秒以下であり、より好ましくは１４秒以下である。
なお、第二冷却後の第二保持として、第二却停止温度Ｔｃ２における温度変調は、３２０℃以下１５０℃以上の範囲内であれば許容される。
　過時効保持：３５０～５００℃の温度範囲で２０～３０００秒保持
３５０～５００℃の温度範囲での過時効保持は、未変態のオーステナイトをベイナイト変態させ、加えて第二冷却停止温度Ｔｃ２までの冷却により生じたマルテンサイト組織を焼き戻しすることで、未変態オーステナイトへの炭素分配を促進する目的で行う。過時効保持の温度が５００℃を上回ると、残留オーステナイトの分解が生じ、セメンタイトの析出、あるいはさらに一部組織にパーライト変態が生じ、延性が低下する。一方、過時効保持の温度が３５０℃を下回ると、未変態のオーステナイトが変態せず、加えて、第二冷却停止温度Ｔｃ２で形成されたマルテンサイトからの炭素分配が起こらず、機械的安定性の低い残留オーステナイトが最終冷却時に形成される。したがって、過時効保持を行う温度範囲は３５０～５００℃とする。また、過時効保持での保持時間は２０秒以上あれば、未変態のオーステナイトのベイナイト変態および第二冷却停止温度Ｔｃ２で形成されたマルテンサイトからの炭素分配が生じ、所望の成形性を確保できる。一方、過時効保持での保持時間は、操業性を鑑みて、３０００秒以下とする。
　第三冷却：過時効保持後、冷却
　上記の過時効保持後は、室温（１０～３０℃）まで冷却し、本発明の鋼板を得る。
　上記の焼鈍工程後は、特に限定されないが、例えば、伸長率０．０５～０．５％の調質圧延を施すことができる。
　本発明の鋼板の製造方法により得られる本発明の鋼板は、板厚は０．５ｍｍ以上とすることが好ましい。また、板厚は２．０ｍｍ以下とすることが好ましい。
　次に、本発明の部材およびその製造方法について説明する。
　本発明の部材は、本発明の鋼板に対して、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施してなるものである。また、本発明の部材の製造方法は、本発明の鋼板に対して、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む。
　本発明の鋼板は、引張強さが５９０ＭＰａ以上であり、高い延性、優れた伸びフランジ成形性、および良好な化成処理性を有している。そのため、本発明の鋼板を用いて得た部材も高強度であり、従来の高強度部材に比べて優れた高い延性、優れた伸びフランジ成形性、および良好な化成処理性を有している。また、本発明の部材を用いれば、軽量化可能である。したがって、本発明の部材は、例えば、車体骨格部品に好適に用いることができる。本発明の部材は、溶接継手も含む。
　成形加工は、プレス加工等の一般的な加工方法を制限なく用いることができる。また、接合加工は、スポット溶接、アーク溶接等の一般的な溶接や、リベット接合、かしめ接合等を制限なく用いることができる。
　以下、本発明の実施例を説明する。
　表１に示す成分組成を有する厚さ２５０ｍｍの鋼スラブに対して熱間圧延（スラブ加熱温度：１２５０℃、均熱時間：３０分とし、仕上げ圧延温度：Ａｒ３＋５０℃、巻取り温度：５５０℃）と酸洗処理を施し、得られた熱延鋼板に表２に示す条件で冷間圧延を施して冷延鋼板を製造した。
次に、当該冷延鋼板を、連続焼鈍ラインにて表２に示す条件で焼鈍した後、伸長率０．２～０．４％の調質圧延を施し、評価に供する鋼板を製造した。なお、過時効保持（等温保持）後は、第三冷却として室温（２０℃）まで冷却した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　得られた鋼板を以下の手法で評価した。
　（１）鋼組織の面積率の測定および針状γの数密度の測定
　鋼板から、鋼板表面に垂直であり、圧延方向に平行な断面が観察面となるよう観察試料を切り出し、板厚断面を１体積％ナイタールで腐食現出し、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で２０００倍に拡大して板厚ｔ／４部で３０００μｍ２以上の領域で組織写真を撮影した。以下の項目（ｉ）～（ｉｖ）をそれぞれ測定した。結果を表３に示す。なお、ｔは板厚、ｗは板幅を示す。
　（ｉ）ポリゴナルフェライトと上部ベイナイト
　ポリゴナルフェライト（再結晶Ｆ）と上部ベイナイト（ＵＢ）はいずれもＳＥＭ写真で灰色を示すが、形状により識別することが可能である。ＳＥＭ写真の一例を温度Ｔで保持後に水冷した組織のＳＥＭ写真と合わせて図１に示す。図１（ａ）に破線で示す領域が、焼鈍工程で本発明範囲内の焼鈍温度Ｔでの均熱保持までの処理により形成された針状γ組織であり、その内部に上部ベイナイト（ＵＢ）が生成しており、その周囲にアスペクト比の高い残留γあるいはフレッシュマルテンサイト（Ｍ）が形成されている。同様の組織は焼鈍温度Ｔでの均熱保持までの処理で形成された塊状γ組織中にも観察される。ポリゴナルフェライトと上部ベイナイトの面積率は、ＡＳＴＭ　Ｅ５６２－１１（２０１４）に準拠して点算法により測定した。ポリゴナルフェライトの面積率と上部ベイナイトの面積率の夫々は、５箇所での測定値の平均値とした。
　（ｉｉ）フレッシュマルテンサイトと残留γ
　フレッシュマルテンサイトと残留γはいずれも、ＳＥＭ写真で白色を示し、区別することができない。そこで、残留γは、後述する方法で別途測定した。また、フレッシュマルテンサイトと残留γの合計面積率をＳＥＭ写真からＡＳＴＭ　Ｅ５６２－１１（２０１４）に準拠して点算法により測定し、当該合計面積率から後述する方法で測定した残留γの面積率を引くことでフレッシュマルテンサイトの面積率を測定した。フレッシュマルテンサイトと残留γの合計面積率は点算法により測定し、５か所での測定値を平均した値から後述する方法で測定した残留γの体積率を引いた値を、フレッシュマルテンサイトの面積率とした。
　（ｉｉｉ）焼戻しマルテンサイトおよび／または下部ベイナイト
　焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとはＳＥＭ写真で白色の微細な組織で観察される炭化物を含む組織である。より微視的な観察では両者を区別することは可能であるが、ＳＥＭ写真では判別が難しい。したがって、本発明では焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトとを同一の組織として定義し、焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの合計の面積率をＡＳＴＭ　Ｅ５６２－１１（２０１４）に準拠して点算法により測定した。５箇所での測定値を平均した値を、焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの合計の面積率とした。
　（ｉｖ）残部組織
　前記の方法で測定したポリゴナルフェライトと、上部ベイナイトと、フレッシュマルテンサイトと、残留γと、焼戻しマルテンサイトと、下部ベイナイトとの面積率を１００％より引くことで残部組織の面積率と定義した。
（２）残留γの体積率の測定
　鋼板を板厚１／４位置まで研磨後、化学研磨により更に０．１ｍｍ研磨した面について、Ｘ線回折装置でＭｏのＫα線を用い、ＦＣＣ鉄（γ）の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面と、ＢＣＣ鉄（フェライト）の（２００）面、（２１１）面、（２２０）面の積分反射強度を測定し、ＢＣＣ鉄（フェライト）各面からの積分反射強度に対するＦＣＣ鉄（γ）各面からの積分反射強度の強度比から求めた残留γの体積率を測定した。本発明では、当該残留γの体積率を、残留γの面積率とすることができる。
（３）針状γ組織の数密度
　高温で形成される組織を評価する際、水冷することで組織を凍結して形成された組織を評価することは一般的である。本発明では、焼鈍工程において、温度Ｔでの保持処理までに形成される針状γが、その後の冷却過程でアスペクト比が高く、加工安定性の高い残留γの形成に寄与することが重要な点であり、この針状γ組織の数密度を測定した。鋼板から、圧延方向に平行な断面が観察面となるよう観察試料を切り出し、板厚断面を１体積％ナイタールで腐食現出し、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で２０００倍に拡大して板厚ｔ／４部で３０００μｍ２以上の領域で組織写真を撮影した。図１（ｂ）に示すＳＥＭ写真は、焼鈍工程において本発明範囲内の温度Ｔで保持した後に水冷した組織の写真であり、針状γと塊状γ、フェライト組織が形成されている。図２に、針状γのアスペクト比の測定方法の模式図を示す。ここで、同一の方位を有する再結晶フェライトにより囲まれたアスペクト比が３．０以上のオーステナイトを針状オーステナイトと定義する。なお、針状オーステナイトの先端は他のオーステナイト粒と接していても構わないが、その場合、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）により、隣接するフェライト粒が同一方位であることを確認すればよい。この定義に従い、焼鈍温度Ｔでの均熱保持までの処理が施された鋼板における針状γの数を５視野で行い、針状γの数を観察した全面積で割ることで針状γの数密度（個／１０００μｍ２）を測定した。結果を表３に示す。
（４）フレッシュマルテンサイト粒子および／または残留γ粒子の円相当径およびアスペクト比
　鋼板から、圧延方向に平行な断面が観察面となるよう観察試料を切り出し、板厚断面の組織をレペラー腐食液で腐食現出し、レーザー顕微鏡（ＬＭ）で１０００倍に拡大して板厚ｔ／４部で１００００μｍ２以上の領域で組織写真を撮影した。
レペラー腐食はカラーエッチングであり、フレッシュマルテンサイトおよび／または残留γを白色のコントラストで示すことで、フレッシュマルテンサイト粒子および／または残留γ粒子を抽出し、画像解析することでフレッシュマルテンサイト粒子および／または残留γ粒子の円相当径およびアスペクト比を測定した。
得られた全粒子の内、円相当径が０．８μｍ未満である粒子を対象として、粒子数を測定し、全粒子の粒子数に対する割合を算出した。
また、得られた全粒子の内、円相当径が０．８μｍ以上である粒子を対象として、このうちアスペクト比が２．０以上の粒子数を測定し、円相当径が０．８μｍ以上である全粒子に対するアスペクト比が２．０以上であり、且つ円相当径が０．８μｍ以上である粒子の割合を算出する。結果を表３に示す。
（５）冷延組織の集合組織
　冷間圧延工程後の冷延鋼板から、圧延方向に平行な断面が測定面となる測定試料を切り出し、測定面を機械研磨あるいは電解研磨した後、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ法（測定条件：ＷＤ：２０ｍｍ、加速電圧：２０ｋＶ）により８００００μｍ２以上の領域を測定した。圧延の｛ＮＤ面｝＜ＲＤ方向＞方位が｛１１１｝＜０－１１＞方位、｛１１１｝＜１１－２＞方位、｛２１１｝＜０－１１＞方位、および｛１００｝＜０１１＞方位となるｂｃｃ相の組織面積率を定量化し、すべての方位のｂｃｃ相の面積率との比を算出することで冷延鋼板の集合組織を評価した。
（６）引張試験
　得られた鋼板から圧延方向に対して垂直方向に引張方向をもつＪＩＳ５号引張試験片を作製した。各試験片に対して、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を行った。引張試験のクロスヘッドスピードは１０ｍｍ／ｍｉｎとした。なお、測定は２回実施し、平均することで測定値を求め、各鋼板の引張強度（ＴＳ）とした。
（７）穴広げ試験
　１００ｍｍ×１００ｍｍの試験片を採取し、ＪＦＳＴ　１００１（鉄連規格）に準拠した穴広げ試験を各採取位置にて３回行い、３回の平均値（３回の合計値（％）／３）を穴広げ率λ（％）とした。
（８）評価
　本発明では、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上である鋼板を高強度であると評価した。
引張強度（ＴＳ）×全伸び（Ｔ．Ｅｌ）≧１８０００ＭＰａ・％以上である場合、延性Ｅｌに優れていると評価し、穴広げ率λ（％）≧４５％を、伸びフランジ成形性λに優れていると評価した。
（９）化成処理性
　焼鈍後の鋼板に対して、２０～３５Ａ／ｄｍ２の電流密度で２秒間の硫酸電解酸洗を施し、脱脂、表面調整を行い、その後にリン酸亜鉛化成処理液を用いて化成処理を行った。脱脂工程：処理温度４０℃、処理時間１２０秒、スプレー脱脂、表面調整工程：ｐＨ９．５、処理温度室温、処理時間２０秒、化成処理工程：化成処理液の温度３５℃、処理時間１２０秒で化成処理とした。なお、脱脂工程、表面調整工程、化成処理工程夫々における、処理剤として、順に、日本パーカライジング社製の脱脂剤：ＦＣ－Ｅ２０１１、表面調整剤：ＰＬ－Ｘ、及び化成処理液：パルボンドＰＢ－Ｌ３０６５を用いた。倍率：２０００倍にて１００００μｍ２以上の領域でＳＥＭ観察することで表面化成組織を観察し、化成被膜組織が全面で観察されたものを〇、目視で一部でも化成被膜組織が形成していないものを×として評価した。その結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  
　表３に示すように、本発明の鋼板は、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、高い延性と優れた伸びフランジ成形性を有し、化成処理性も優れていることが分かった。
　また、本発明例の鋼板を用いて、成形加工を施して得た部材、接合加工を施して得た部材、さらに成形加工および接合加工を施して得た部材は、本発明例の鋼板が高強度であり、高い延性、優れた伸びフランジ成形性、および良好な化成処理性を有していることから、本発明例の鋼板と同様に、高強度であり、高い延性、優れた伸びフランジ成形性、および良好な化成処理性を有することがわかった。

 

Claims (6)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．１０～０．２４％、
    Ｓｉ：０．４％以上１．６０％未満、
    Ｍｎ：２．０～３．６％、
    Ｐ：０．０２％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    ｓｏｌ．Ａｌ：１．０％未満、
    Ｎ：０．０１５％未満を含有し、
    且つ以下の式（１）を満たし、
    残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    　ポリゴナルフェライトの面積率：５％以上２５％以下であり、
    上部ベイナイトの面積率：５％以上５０％以下であり、
    残留オーステナイトの体積率：３％以上２０％以下であり、
    フレッシュマルテンサイトの面積率：１２％以下（０％を含む）であり、
    焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの面積率の合計：１０％以上５０％以下であり、且つ
    残部組織の面積率：５％以下である組織を有し、
    　円相当径：０．８μｍ未満であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子の合計の個数のフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子の全粒子の個数に対する割合が５０％以上であり、
    且つアスペクト比が２．０以上で円相当径：０．８μｍ以上であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子が円相当径：０．８μｍ以上であるフレッシュマルテンサイト粒子および残留オーステナイト粒子の個数に対する割合が３０％以上である、鋼板。
    　Ｓｉ／Ｍｎ＜０．５０・・・式（１）
    　ここで、式（１）中、Ｓｉ、Ｍｎは夫々、Ｓｉ含有量（質量％）、Ｍｎ含有量（質量％）を示す。
  2. 　前記成分組成として、さらに、質量％で、
    Ｎｂ：０．２％以下、
    Ｔｉ：０．２％以下、
    Ｖ：０．２％以下、
    Ｂ：０．０１％以下、
    Ｃｕ：０．２％以下、
    Ｎｉ：０．２％以下、
    Ｃｒ：０．４％以下、
    Ｍｏ：０．１５％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｍｇ：０．００５０％以下、
    Ｃａ：０．００５０％以下、
    Ｓｎ：０．１０％以下、
    Ｓｂ：０．１０％以下、
    ＲＥＭ：０．００５０％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する、請求項１または２に記載の鋼板。
  4. 　請求項１～３のいずれかに記載の鋼板を用いてなる部材。
  5. 　請求項１～３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブに対して熱間圧延および酸洗を施した後、得られた熱延鋼板に対して冷間圧延処理を施すことで冷延鋼板を得る冷間圧延工程と、
    前記冷延鋼板に対して焼鈍処理を施すことで鋼板を得る焼鈍工程と、を含み、
    　前記冷間圧延工程は、
    累積冷間圧延率：３０～８５％とし、
    １パス目の圧下率を５％以上２５％未満とすることで、｛１１１｝＜０－１１＞方位、｛１１１｝＜１１－２＞方位、｛２１１｝＜０－１１＞方位、および｛１００｝＜０１１＞方位を有する組織の合計が、ｂｃｃ相の全組織に対して、面積率で３５％以上７５％以下である前記冷延鋼板を得る前記冷間圧延処理を含み、
    　前記焼鈍工程は、
    　前記冷延鋼板に対して、５００℃以上Ａｃ１以下の温度範囲を平均加熱速度：０．５～１５℃／ｓｅｃとし、８４０℃以下、かつ０．６≦（Ｔ－Ａｃ１）／（Ａｃ３－Ａｃ１）＜１．０となる焼鈍温度Ｔまで加熱を行い、
    該加熱後、露点Ｔｄが－５０℃以上－３０℃以下である炉内雰囲気において前記焼鈍温度Ｔで均熱保持を行うことで、針状オーステナイト組織が数密度で５個／１０００μｍ２以上である鋼板を得て、
    次いで、７５０～５５０℃の温度範囲を平均冷却速度：６．０℃／ｓｅｃ以上とし、５５０℃以下４００℃以上の第一冷却停止温度Ｔｃ１まで冷却する第一冷却を施し、
    該第一冷却後、前記第一冷却停止温度Ｔｃ１において２５秒以上保持する第一保持を施し、
    該第一保持後、３５０℃以下２００℃以上の温度範囲を平均冷却速度：３．０～８０℃／ｓで冷却し、３２０℃以下１５０℃以上の第二冷却停止温度Ｔｃ２まで冷却する第二冷却を施し、
    前記第二冷却停止温度Ｔｃ２において２～２０秒保持する第二保持を施し、
    該第二保持後、３５０～５００℃の温度範囲で２０～３０００秒過時効保持を施し、該過時効保持後、冷却する第三冷却を施す前記焼鈍処理を含む、鋼板の製造方法。
  6. 　請求項１～３のいずれかに記載の鋼板に、成形加工、接合加工の少なくとも一方を施して部材とする工程を含む、部材の製造方法。
     
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