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WO2024057670A1 - 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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WO2024057670A1
WO2024057670A1 PCT/JP2023/024255 JP2023024255W WO2024057670A1 WO 2024057670 A1 WO2024057670 A1 WO 2024057670A1 JP 2023024255 W JP2023024255 W JP 2023024255W WO 2024057670 A1 WO2024057670 A1 WO 2024057670A1
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WO
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less
temperature
cooling
steel
steel plate
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PCT/JP2023/024255
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English (en)
French (fr)
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三周 知場
洋一郎 松井
琴未 野口
英之 木村
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
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Publication date
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Priority to EP23865032.9A priority patent/EP4570928A4/en
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    • C25D5/00—Electroplating characterised by the process; Pretreatment or after-treatment of workpieces
    • C25D5/48—After-treatment of electroplated surfaces
    • C25D5/50—After-treatment of electroplated surfaces by heat-treatment

Definitions

  • the present invention relates to steel plates, members, and methods of manufacturing them. More specifically, the present invention relates to steel plates and members having a tensile strength (TS) of 980 MPa or more and excellent formability and material stability, and methods for manufacturing them.
  • the steel plate of the present invention is suitable as a material for automobile frame members.
  • TRIP steel sheets have been developed in which retained austenite is dispersed in the structure.
  • steel containing C: 0.04 to 0.12%, Si: 0.8 to 2.5%, and Mn: 0.5 to 2.0% is annealed at 300 to 500°C.
  • Austempering carbon distribution accompanying bainite transformation held for 10 to 900 seconds generates 2 to 10% residual ⁇ , resulting in high ductility of TS ⁇ El ⁇ 21000MPa ⁇ % and high stretch flange formability of 70% or more. It is disclosed that a steel plate having the following properties can be obtained.
  • Patent Document 2 during the cooling process, the temperature is once cooled to a temperature range between the martensitic transformation start temperature (Ms point) and the martensitic transformation completion temperature (Mf point), and then, the residual austenite is stabilized by reheating and holding.
  • a technique has been disclosed for increasing the ductility of a steel sheet by utilizing the principle of so-called Q&P; Quenching & Partitioning (quenching and distribution of carbon from martensite to austenite).
  • a cold rolled steel sheet having a predetermined chemical composition is held at a first soaking temperature of 750°C or higher, then cooled to a cooling stop temperature in a temperature range of 150 to 350°C, and then heated to a temperature range of 350 to 500°C.
  • a retained austenite volume fraction of 5% to 15% is achieved, which achieves both TS of 980 MPa or more and ductility of 17% or more, and an excellent hole expansion rate of 50% or more.
  • the present invention discloses a steel plate having good hole expandability and a method for manufacturing the same.
  • DP steel (Dual Phase steel) has been developed as a steel plate that has a low yield ratio that is effective in reducing springback.
  • General DP steel is a multi-phase steel in which martensite is dispersed in the ferrite structure as the main phase, and has a high TS, low yield ratio, and excellent ductility.
  • DP steel has the disadvantage of poor stretch flange formability because cracks are likely to occur due to stress concentration at the interface between ferrite and martensite. Examples of techniques for improving the stretch flange formability of DP steel include Patent Document 3 and Patent Document 4.
  • the space factor of ferrite is controlled to be 50% or more and the space factor of martensite is controlled to 3 to 30% with respect to the entire structure, and the average crystal grain size of ferrite is controlled to be 10 ⁇ m or less, and the average crystal grain of martensite is controlled to be 10 ⁇ m or less.
  • a technique is disclosed in which deterioration of stretch flange formability is suppressed by setting the diameter to 5 ⁇ m or less.
  • the space factor of ferrite is controlled to 5 to 30% and the space factor of martensite to the entire structure is controlled to 50 to 95%, and fine ferrite particles with an average grain size of 3 ⁇ m or less in equivalent circle diameter are formed. It is disclosed that ductility and stretch flange formability can be improved by controlling the average grain size to martensite having a circular equivalent diameter of 6 ⁇ m or less.
  • Patent Document 1 and Patent Document 4 mentioned above disclose a method for manufacturing a steel plate with excellent ductility and stretch-flange formability, it is necessary to form a large amount of soft phase ferrite, so for example, a high temperature of 780 MPa or more is required. Strengthening is difficult.
  • Patent Document 2 has excellent ductility and stretch flange formability, since the steel plate has a YR of 0.8 or more, dimensional accuracy may be impaired due to springback during press forming.
  • Patent Document 3 discloses a method for manufacturing a DP steel sheet that has low YR and excellent stretch flange formability, but since it has a DP structure, ductility is not necessarily sufficient.
  • the present invention provides a steel plate and member having a tensile strength (TS) of 980 MPa or more, excellent press formability, ductility and stretch flange formability, and excellent material stability in the width direction.
  • TS tensile strength
  • the tensile strength refers to tensile strength (TS) obtained in accordance with JIS Z2241 (2011).
  • TS tensile strength
  • Excellent press formability means that the yield ratio YR obtained according to JIS Z2241 (2011) is 0.8 or less.
  • Excellent ductility means that the total elongation EL obtained according to JIS Z2241 (2011) satisfies either (A) or (B) below.
  • the positions in the board width direction are W/24, 2W/24, 3W/24, 4W/24, 5W/24, 6W/24, 7W/24, 8W/24.
  • measurement positions X are defined as measurement positions X.
  • the present inventors investigated various factors affecting press formability, ductility, stretch-flange formability, and material stability for various thin steel sheets having a tensile strength of 980 MPa or more, and investigated the chemical composition of the steel sheets.
  • mass % C: 0.05 to 0.20%, Si: 0.40 to 1.50%, Mn: 1.9 to 3.5%, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, sol.
  • the area ratio of polygonal ferrite is 10% to 57%, and the total area of upper bainite, tempered martensite, and lower bainite
  • the aspect ratio is 40% or more and 80% or less, the area ratio of retained austenite (residual ⁇ ) is 3% or more and 15% or less, and the area ratio of quenched martensite is 12% or less (including 0%).
  • a C-enriched region (S C ⁇ 0 By making the steel structure have an area ratio of 15% or less to the entire structure of .5 ), it has excellent press formability, ductility and stretch flange formability, and also has excellent material stability in the sheet width direction ( It was discovered that high-strength cold-rolled steel sheets with small material variations can be obtained.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows. [1] In mass%, C: 0.05-0.20%, Si: 0.40 to 1.50%, Mn: 1.9 to 3.5%, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, sol.
  • the component composition further includes, in mass%, Ti: 0.1% or less, B: 0.01% or less, The steel plate according to [1], containing one or two selected from among the above.
  • the component composition further includes, in mass%, Cu: 1% or less, Ni: 1% or less, Cr: 1% or less, Mo: 0.5% or less, V: 0.5% or less, Nb: 0.1% or less, The steel plate according to [1] or [2], containing one or more selected from the following.
  • the component composition further includes, in mass%, Mg: 0.0050% or less, Ca: 0.0050% or less, Sn: 0.1% or less, Sb: 0.1% or less, REM: 0.0050% or less,
  • [6] A member using the steel plate according to any one of [1] to [5].
  • the obtained cold rolled steel plate is A method of manufacturing a steel plate that undergoes annealing,
  • the annealing is A holding step of heating the cold rolled steel plate to an annealing temperature of 750 to 880°C and holding at the annealing temperature for 10 to 500 seconds;
  • a method for manufacturing steel plates comprising the step of subjecting the steel plate according to any one of [1] to [5] to at least one of forming and bonding to produce a member.
  • a steel plate can be obtained that has a high tensile strength TS of 980 MPa or more, has excellent press formability, ductility, and stretch flange formability, and has excellent material stability in the width direction.
  • the steel sheet of the present invention can be applied to, for example, automobile structural members with complex shapes, thereby reducing the weight of the automobile body, and also reducing environmental load by improving yield during manufacturing.
  • the steel plate of the present invention contains, by mass%, C: 0.05 to 0.20%, Si: 0.40 to 1.50%, Mn: 1.9 to 3.5%, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, sol. Al: 0.005 to 0.50%, N: less than 0.015%, with the balance being iron and unavoidable impurities.
  • the steel plate of the present invention has a composition comprising: C: 0.05 to 0.20%, Si: 0.40 to 1.50%, Mn: 1.9 to 3.5%, P: 0.02% or less, S: 0.01% or less, sol.
  • the steel has a volume fraction of austenite: 3% or more and 15% or less, an area fraction of quenched martensite: 12% or less (including 0%), and a steel structure consisting of a remaining structure, in which the total area fraction of the quenched martensite and retained austenite having an aspect ratio of 3 or less and a circle equivalent diameter of 1.6 ⁇ m or more is 20% or less relative to the total area fraction of the quenched martensite and retained austenite, and the area fraction of C-enriched regions (S C ⁇ 0.5 ) having a C concentration of 0.5 mass% or more relative to the entire structure is 15% or less.
  • C is contained from the viewpoint of securing a predetermined strength through transformation strengthening, and from the viewpoint of securing a predetermined amount of retained austenite (residual ⁇ ) to improve ductility. If the C content is less than 0.05%, these effects cannot be sufficiently ensured. On the other hand, when the C content exceeds 0.20%, the martensitic transformation start temperature (Ms point) decreases. As a result, in the third cooling process in which cooling is performed in the temperature range from the reheating temperature to 50°C at a third average cooling rate: 0.05 to 1.0°C/s, martensitic transformation and subsequent tempering of martensite occur. is not done enough.
  • the C content is set to 0.05% or more and 0.20% or less.
  • the C content is preferably 0.08% or more. Further, the C content is preferably 0.18% or less.
  • Si is contained from the viewpoint of strengthening the ferrite and increasing its strength, and from the viewpoint of suppressing the formation of carbides in martensite and bainite to ensure a predetermined amount of residual ⁇ and improving ductility. If the Si content is less than 0.40%, these effects cannot be sufficiently ensured. On the other hand, when the Si content exceeds 1.50%, carbon distribution to untransformed austenite is excessively promoted, and the formation of a C-enriched region of 0.5 mass% or more ( SC ⁇ 0.5 ) is promoted. , stretch flange formability and material stability in the plate width direction decrease. Therefore, the Si content is set to 0.40% or more and 1.50% or less. The Si content is preferably 0.60% or more. Further, the Si content is preferably 1.20% or less.
  • Mn improves the hardenability of steel sheets, suppresses excessive transformation of ferrite, and promotes high strength through transformation strengthening, and similarly to Si, suppresses the formation of carbides in bainite and contributes to ductility. It is included from the viewpoint of further promoting the formation of retained austenite and further improving ductility. In order to obtain these effects, the Mn content needs to be 1.9% or more. On the other hand, when the Mn content exceeds 3.5%, bainite transformation is delayed, a predetermined amount of retained austenite cannot be secured, and ductility decreases.
  • the Mn content is set to 1.9% or more and 3.5% or less.
  • the Mn content is preferably 2.1% or more. Further, the Mn content is preferably 3.3% or less, more preferably 3.0% or less.
  • P is an element that strengthens steel, but if its content is large, it deteriorates spot weldability. Therefore, the P content is 0.02% or less, preferably 0.01% or less. Note that although it is not necessary to contain P, it is preferable that the P content is 0.001% or more because reducing it to less than 0.001% requires a great deal of cost. The P content is more preferably 0.002% or more, and still more preferably 0.005% or more.
  • S has the effect of improving scale peelability during hot rolling and suppressing nitridation during annealing, but is an element that has an adverse effect on spot weldability, bendability, and hole expandability.
  • the S content is at least 0.01% or less, preferably 0.0020% or less.
  • the S content is preferably 0.0001% or more from the viewpoint of manufacturing costs.
  • the S content is more preferably 0.0005% or more, and still more preferably 0.0015% or more.
  • sol. Al 0.005-0.50%> Al is contained for the purpose of deoxidizing or obtaining residual ⁇ .
  • Al content shall be 0.005% or more.
  • N is an element that forms nitrides such as BN, AlN, and TiN in steel, and reduces stretch flange formability, so it is necessary to limit its content. Therefore, the N content should be less than 0.015%. Note that although it is not necessary to contain N, reducing the N content to less than 0.0001% requires a great deal of cost, so the N content is preferably 0.0001% or more from the viewpoint of manufacturing costs. The N content is more preferably 0.0005% or more, and even more preferably 0.0015% or more.
  • the component composition of the steel sheet in the present invention contains the above-mentioned component elements as basic components, and the remainder includes iron (Fe) and inevitable impurities.
  • the component composition of the steel plate in the present invention has a component composition in which the balance consists of Fe and unavoidable impurities.
  • the composition of the steel sheet of the present invention can appropriately contain one or more optional elements selected from the following (A) to (C).
  • Ti fixes N in steel as TiN, and has the effect of improving hot ductility and the effect of B on improving hardenability. Further, the precipitation of TiC has the effect of making the structure finer. In order to obtain these effects, it is desirable that the Ti content be 0.002% or more. From the viewpoint of sufficiently fixing N, the Ti content is more preferably 0.008% or more. The Ti content is more preferably 0.010% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.1%, the rolling load will increase and the ductility will decrease due to an increase in the amount of precipitation strengthening, so if Ti is contained, the Ti content should be 0.1% or less. Preferably, the Ti content is 0.05% or less, more preferably 0.03% or less.
  • B is an element that improves the hardenability of steel, and has the advantage of easily producing tempered martensite and/or bainite with a predetermined area ratio. Therefore, it is preferable that the B content is 0.0005% or more. Further, the B content is more preferably 0.0010% or more. On the other hand, when the B content exceeds 0.01%, the effect not only becomes saturated, but also causes a significant decrease in hot ductility and causes surface defects. Therefore, when B is contained, the B content is set to 0.01% or less. Preferably, the B content is 0.005% or less, more preferably 0.003% or less.
  • Cu improves corrosion resistance in the automotive environment. Further, the corrosion products of Cu coat the surface of the steel sheet, which has the effect of suppressing hydrogen intrusion into the steel sheet.
  • Cu is an element that is mixed in when scrap is used as a raw material, and by allowing Cu to be mixed in, recycled materials can be used as raw materials and manufacturing costs can be reduced. From this viewpoint, it is preferable to contain Cu in an amount of 0.005% or more, and from the viewpoint of improving delayed fracture resistance, it is more desirable to contain Cu in an amount of 0.05% or more. More preferably, it is 0.10% or more. However, if the Cu content becomes too large, surface defects will occur, so when Cu is contained, the Cu content is set to 1% or less.
  • Ni is also an element that has the effect of improving corrosion resistance. Further, Ni has the effect of suppressing the occurrence of surface defects that are likely to occur when Cu is included. For this reason, it is desirable to contain Ni in an amount of 0.01% or more.
  • the Ni content is more preferably 0.04% or more, still more preferably 0.06% or more.
  • the Ni content is set to 1% or less.
  • the Ni content is 0.5% or less, more preferably 0.3% or less.
  • ⁇ Cr 1% or less> Cr can be contained because of its effect of improving the hardenability of steel and suppressing the formation of carbides in martensite and upper/lower bainite.
  • the Cr content is preferably 0.01% or more.
  • the Cr content is more preferably 0.03% or more, and still more preferably 0.06% or more.
  • the Cr content is set to 1% or less.
  • Mo can be contained because it has the effect of improving the hardenability of steel and suppressing the formation of carbides in martensite and upper/lower bainite.
  • the Mo content is preferably 0.01% or more.
  • the content is more preferably 0.03% or more, and even more preferably 0.06% or more. More preferably, the Mo content is 0.1% or more, even more preferably 0.2% or more.
  • the Mo content is set to 0.5% or less.
  • V 0.5% or less> V is included because it has the effect of improving the hardenability of steel, suppressing the formation of carbides in martensite and upper/lower bainite, refining the structure, and precipitating carbides to improve delayed fracture resistance. be able to.
  • the V content is preferably 0.003% or more.
  • the V content is more preferably 0.05% or more, and still more preferably 0.015% or more. Even more preferably, the V content is 0.02% or more, even more preferably 0.05% or more.
  • the V content is preferably 0.15% or more, more preferably 0.25% or more. However, if a large amount of V is contained, the castability will be significantly deteriorated, so when V is contained, the V content should be 0.5% or less.
  • the V content is 0.4% or less, more preferably 0.3% or less.
  • Nb can be contained because it has the effect of refining the steel structure and increasing its strength, promoting bainite transformation through grain refinement, improving bendability, and improving delayed fracture resistance.
  • the Nb content is preferably 0.002% or more.
  • the Nb content is more preferably 0.004% or more, and still more preferably 0.010% or more.
  • the Nb content is set to 0.1% or less.
  • the Nb content is 0.07% or less, more preferably 0.05% or less.
  • Mg fixes O as MgO and contributes to improving formability such as bendability. Therefore, the Mg content is preferably 0.0002% or more. The Mg content is more preferably 0.0004% or more, and still more preferably 0.0006% or more. On the other hand, if a large amount of Mg is added, the surface quality and bendability will deteriorate, so when Mg is included, the Mg content should be 0.0050% or less. Preferably, the Mg content is 0.0030% or less.
  • Ca fixes S as CaS and contributes to improving bendability and delayed fracture resistance.
  • the Ca content is preferably 0.0002% or more.
  • the Ca content is more preferably 0.0005% or more, and still more preferably 0.0010% or more.
  • the Ca content should be 0.0050% or less.
  • the Ca content is 0.0040% or less.
  • Sn suppresses oxidation and nitridation of the surface layer of the steel sheet, and thereby suppresses a reduction in the content of C and B in the surface layer. This effect suppresses the formation of ferrite in the surface layer of the steel sheet, increasing its strength and improving its fatigue resistance.
  • the Sn content is preferably 0.002% or more.
  • the Sn content is more preferably 0.004% or more, and still more preferably 0.006% or more. More preferably, the Sn content is 0.01% or more, even more preferably 0.05% or more.
  • the Sn content exceeds 0.1%, castability deteriorates. Furthermore, Sn is segregated at the prior ⁇ grain boundaries, deteriorating the delayed fracture resistance. Therefore, when Sn is contained, the Sn content is 0.1% or less.
  • Sb suppresses oxidation and nitridation of the surface layer of the steel sheet, and thereby suppresses a reduction in the content of C and B in the surface layer. This effect suppresses the formation of ferrite in the surface layer of the steel sheet, increasing its strength and improving its fatigue resistance.
  • the Sb content is preferably 0.002% or more.
  • the Sb content is more preferably 0.004% or more, and still more preferably 0.006% or more. More preferably, the Sb content is 0.01% or more, even more preferably 0.05% or more.
  • the Sb content exceeds 0.1%, castability deteriorates, and Sb segregates at prior ⁇ grain boundaries, degrading delayed fracture resistance. Therefore, when Sb is contained, the Sb content is set to 0.1% or less.
  • REM is an element that suppresses the adverse effects of sulfide on stretch flange formability and improves stretch flange formability by making the shape of sulfide spheroidal.
  • the REM content is preferably 0.0005% or more.
  • the REM content is more preferably 0.0010% or more, and still more preferably 0.0020% or more.
  • the REM content exceeds 0.0050%, the effect of improving stretch flange formability will be saturated, so when REM is contained, the REM content should be 0.0050% or less.
  • REM as used in the present invention refers to 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.
  • Y yttrium
  • La lanthanum
  • Lu lutetium
  • the REM concentration in the present invention is the total content of one or more elements selected from the above-mentioned REMs.
  • the optional elements contained in amounts less than the lower limit do not impair the effects of the present invention. Therefore, when the above-mentioned arbitrary element is included in an amount less than the lower limit value, the above-mentioned arbitrary element is included as an unavoidable impurity.
  • the steel plate of the present invention has a tensile strength (TS) of 980 MPa or more.
  • TS tensile strength
  • the upper limit of the tensile strength is not particularly limited, from the viewpoint of coexistence with other properties, the tensile strength is preferably 1300 MPa or less.
  • the stability of press forming is significantly improved by ensuring the total elongation EL is 14.0% or more at TS: 980 MPa or more, and 12.0% or more at TS: 1180 MPa or more.
  • ⁇ is set to 40% or more.
  • the measurement position contact points for each width are W/24, 2W/24, 3W/24, 4W/24, 5W/24, 6W/24, 7W/24, 8W/24, 9W/24, 10W/24, 11W.
  • the region A has a length in the sheet width direction of 80% or more of the total sheet width.
  • the deviation of EL in the sheet width direction is 10% or less with respect to the measured value at the sheet width center position, and the deviation of ⁇ in the sheet width direction is less than 10% with respect to the measured value at the sheet width center position.
  • the area where the thickness is 10% or less shall be 80% or more of the entire board width area.
  • the range of the unsteady portion is allowed to be up to 20% in total at both ends in the width direction. Because the end of the steel plate comes into contact with other structures during transportation and work processes, the end is not used to ensure quality. Therefore, the usable effective plate width does not reach 100%. Therefore, the effective plate width is preferably less than 100%.
  • the area where the deviation of EL in the sheet width direction is 10% or less of the measured value at the center of the sheet width and the deviation of ⁇ is 10% or less to 80% or more of the entire sheet width, yields are significantly improved. Therefore, in the present invention, the area where the deviation of EL in the board width direction is 10% or less of the measured value at the center of the board width, and the deviation of ⁇ is 10% or less is 80% or more of the entire board width region. . Preferably it is 85% or more.
  • a steel plate having a tensile strength of 980 MPa or more is defined as a high-strength steel plate.
  • a steel plate having a yield ratio YR of 0.8 or less is a steel plate having excellent press formability.
  • a steel plate with excellent ductility has a total elongation EL of 14.0% or more when TS: 980 MPa or more, and 12.0% or more when TS: 1180 MPa or more.
  • d 0 is the initial hole diameter (mm)
  • d is the hole diameter at the time of crack occurrence (mm)
  • the hole expansion rate ⁇ (%) ⁇ (d - d 0 )/d 0 ⁇ 100
  • the plate width of the steel plate in the present invention is preferably 600 mm or more. Moreover, the plate width of the steel plate in the present invention is preferably 1700 mm or less.
  • the area ratio of polygonal ferrite is 10% or more, and in order to obtain higher ductility, it is preferably 20% or more.
  • the area ratio of the polygonal ferrite is 57% or less, preferably 55% or less. More preferably it is 50% or less.
  • Total area ratio of upper bainite, tempered martensite, and lower bainite 40% or more and 80% or less>
  • the total area ratio of upper bainite, tempered martensite, and lower bainite is set to 40% or more, and in order to obtain higher strength, it is preferably set to 45% or more.
  • the area ratio is set to 80% or less. More preferably, it is 75% or less.
  • volume fraction of retained austenite (retained ⁇ ): 3% or more and 15% or less>
  • the volume fraction of retained austenite is 3% or more, preferably 5% or more.
  • the retained austenite is set to 15% or less. More preferably it is 13% or less.
  • ⁇ Quenched martensite 12% or less (including 0%)> Since the hard quenched martensitic structure lowers ⁇ , it is necessary to suppress its area ratio. In order to obtain the desired ⁇ , the area ratio of hardened martensite is set to 12% or less. In order to obtain ⁇ more stably, the area ratio of hardened martensite is preferably 10% or less.
  • the steel structure other than the above, it consists of the remainder structure.
  • the area ratio of the remaining tissue is preferably 5% or less.
  • the remaining structure may be carbide or pearlite. These tissues may be determined by SEM observation as described later.
  • the retained austenite becomes a hard martensitic structure due to the TRIP effect during press molding, tensile processing, etc. Therefore, in the present invention, from the viewpoint of stretch flangeability, quenched martensite and retained austenite are controlled together.
  • hardened martensite or retained austenite with a circular equivalent diameter of 1.6 ⁇ m or more is formed, voids are formed at stress concentration areas at the interface with other structures, making it impossible to obtain the desired stretch flange formability.
  • the total area ratio of hardened martensite and retained austenite is set to 20% or less. Preferably it is 18% or less.
  • the hardness of quenched martensite is determined by the amount of C dissolved in the quenched martensite.
  • the structures in which a large amount of solid solute C exists are quenched martensite and retained austenite.
  • Retained austenite is a structure that contributes to high ductility, and the C concentration is 0.5 mass% or more, but the area ratio of the structure with a C concentration of 0.5 mass% or more is 15% or less of all constituent structures.
  • the space factor of the C-enriched region (SC ⁇ 0.5 ) where the C concentration is 0.5 mass% or more is 15% or less.
  • the C concentration is 0.5 mass% or more
  • it is 12% or less, more preferably 10% or less.
  • it is preferably 6% or more, more preferably 8% or more.
  • polygonal ferrite To measure the area ratio of polygonal ferrite, upper bainite, tempered martensite, lower bainite, and hardened martensite (fresh martensite), cut out a cross section parallel to the rolling direction, mirror polish it, and then use 1 vol% nital. Corroded, 10 fields of view were observed at 1/4 thickness using SEM at 5000x magnification, and the photographed tissue photographs were quantified by image analysis.
  • Polygonal ferrite is a relatively equiaxed ferrite with almost no carbides inside. This is the area that appears blackest in the SEM.
  • Upper bainite is a ferritic structure with the formation of carbides or retained austenite that appear white under SEM.
  • the area of ferrite with an aspect ratio ⁇ 2.0 is classified as polygonal ferrite, and the area with an aspect ratio >2.0 is classified as upper bainite, and the area ratio is calculated.
  • the aspect ratio is determined by determining the major axis length a where the particle length is the longest, and setting the particle length that crosses the particle longest in the direction perpendicular to it to be the minor axis length b, and a/b is the aspect ratio. Take the ratio.
  • the tempered martensite and lower bainite are regions with a lath-like substructure and carbide precipitation in the SEM.
  • Quenched martensite (fresh martensite) is a massive region that appears white with no underlying structure visible in the SEM.
  • the remaining structure is a carbide and/or pearlite structure, which can be confirmed by white contrast in SEM, but the carbide is a structure with a particle size of 1 ⁇ m or less, and the pearlite is a lamellar (layer) structure. It is possible to distinguish it from the fact that it has a similar structure.
  • the quantitative evaluation of the structure described above and the measurement of the aspect ratio and equivalent circle diameter of quenched martensite and retained austenite can be performed using image analysis software such as Image J (Fiji).
  • image analysis software such as Image J (Fiji).
  • a cross-section of the plate parallel to the rolling direction was cut out, polished to a mirror surface, corroded with 1 vol% nital, and observed at 1/4 thickness position with an SEM at 5000x magnification for 10 fields of view, and machine learning using Image J (Fiji) was performed.
  • Each tissue can be identified and quantitatively evaluated using the Trainable Weka segmentation method that allows area identification.
  • the aspect ratio and equivalent circle diameter of quenched martensite and retained austenite can be measured using a particle analysis program that is also a function of Image J, and only the quenched martensite and retained austenite identified as above can be extracted and measured. do.
  • the volume fraction of retained austenite is determined by chemically polishing a 1/4 thickness position from the surface layer and using X-ray diffraction.
  • a Co-K ⁇ ray source is used for incident X-rays, and the volume of retained austenite is determined from the intensity ratio of the (200), (211), (220) planes of ferrite and the (200), (220), (311) planes of austenite. Calculate the rate.
  • the volume fraction of retained austenite determined by X-ray diffraction can be taken as the area fraction of retained austenite.
  • the area ratio of the C-enriched region where the C concentration is 0.5 mass% or more is measured using a JEOL field emission electron A line microanalyzer (FE-EPMA) JXA-8500F is used. Then, the C concentration distribution is measured by mapping analysis using an accelerating voltage of 6 kV, an irradiation current of 7 ⁇ 10 ⁇ 8 A, and a beam diameter of the minimum, and an area ratio at which the C concentration is 0.5 mass% or more is calculated. However, in order to eliminate the influence of contamination, background components are subtracted so that the average value of C obtained in the analysis is equal to the carbon content of the base material.
  • FE-EPMA JEOL field emission electron A line microanalyzer
  • the increased amount is considered to be contamination, and the true value at each location is calculated by uniformly subtracting that increased amount from the analysis value at each location. Let the amount of C be .
  • the method for producing a steel plate of the present invention includes hot rolling, pickling, and cold rolling a steel slab having a chemical composition, and then annealing the obtained cold rolled steel plate.
  • the annealing includes a holding step in which the cold rolled steel sheet is heated to an annealing temperature of 750 to 880°C and held at the annealing temperature for 10 to 500 seconds, and a holding step at 350 to 550°C from the annealing temperature.
  • a first cooling step in which the temperature range up to the cooling stop temperature is cooled to the first cooling stop temperature with a first average cooling rate of 2 to 50°C/s, and a residence temperature of 350 to 550°C for 10 seconds to 60 seconds. After that, a second cooling step of cooling to a second cooling stop temperature of 100 to 300 ° C.
  • a second average cooling rate 3 to 50 ° C / s
  • Hot rolling steel slabs include rolling the slab after heating, directly rolling the slab after continuous casting without heating it, and rolling after subjecting the slab after continuous casting to a short heat treatment. and so on.
  • Hot rolling may be carried out according to a conventional method, for example, the slab heating temperature is 1100 to 1300°C, the soaking temperature is 20 to 300 min, the finish rolling temperature is Ar 3 transformation point to Ar 3 transformation point + 200°C, and rolling The temperature may be 400 to 720°C.
  • the winding temperature is preferably 430 to 530° C. from the viewpoint of suppressing plate thickness variations and stably ensuring high strength.
  • the Ar 3 transformation point can be calculated from the composition of the steel plate and the following empirical formula (A).
  • ⁇ Acid washing> Pickling may be carried out according to a conventional method.
  • Cold rolling may be carried out according to a conventional method, and the cumulative rolling ratio may be 30 to 85%. From the viewpoint of stably securing high strength and reducing anisotropy, the rolling ratio is preferably 35 to 85%. Note that when the rolling load is high, it is possible to perform softening annealing treatment at 450 to 730° C. in a CAL (continuous annealing line) or BAF (box annealing furnace).
  • CAL continuous annealing line
  • BAF box annealing furnace
  • a cold rolled steel plate (cold rolled steel plate) manufactured according to a conventional method is annealed under the following conditions.
  • the annealing equipment is not particularly limited, it is preferable to use a continuous annealing line (CAL) or a continuous hot-dip galvanizing line (CGL) from the viewpoint of productivity and ensuring desired heating and cooling rates.
  • CAL continuous annealing line
  • CGL continuous hot-dip galvanizing line
  • the annealing temperature (soaking temperature) is set to 750°C or higher.
  • the annealing temperature (soaking temperature) exceeds 880°C, the temperature becomes an austenite single phase temperature, the desired polygonal ferrite cannot be obtained, and the YR increases and the ductility decreases. Therefore, the annealing temperature (soaking temperature) is set to 880° C. or lower.
  • the annealing temperature (soaking temperature) is preferably 850°C or lower, more preferably 830°C or lower.
  • the time for holding at the above annealing temperature is less than 10 seconds, austenite will not be formed sufficiently at the above annealing temperature (soaking temperature), and polygonal ferrite will become excessive, resulting in a specified amount of Since upper bainite, tempered martensite, and lower bainite cannot be obtained, not only the desired strength cannot be obtained, but also sufficient residual austenite cannot be obtained, and the desired ductility cannot be secured.
  • the time for holding at the above annealing temperature (soaking time) exceeds 500 seconds, the structure will significantly coarsen, making it impossible to secure the desired strength. Therefore, the time for holding at the above annealing temperature (soaking time) is set to 10 to 500 seconds.
  • the time for holding at the annealing temperature is preferably 80 seconds or more, more preferably 100 seconds or more. Further, the time for holding at the annealing temperature (soaking time) is preferably 400 seconds or less, more preferably 300 seconds or less.
  • First cooling step cooling the temperature range from the annealing temperature to the first cooling stop temperature of 350 to 550°C to the first cooling stop temperature at a first average cooling rate of 2 to 50°C/s]
  • the temperature range from the above annealing temperature to the first cooling stop temperature of 350 to 550°C is set at a first average cooling rate of 2 to 50°C/s. Cool it down. If the cooling rate is less than 2°C/s, operability will deteriorate, so the first average cooling rate is set to 2°C/s or more.
  • the first average cooling rate is preferably 5°C/s or more.
  • the first average cooling rate becomes too high, the plate shape will deteriorate, so it is set to 50° C./s or less.
  • the first average cooling rate is preferably 40°C/s or less, more preferably less than 30°C/s.
  • the first average cooling rate is "(annealing temperature (°C) - first cooling stop temperature (°C))/cooling time (seconds) from the annealing temperature to the first cooling stop temperature.”
  • a temperature range (retention temperature) below the first cooling stop temperature and from 350° C. to 550° C. upper bainite is formed, a predetermined retained austenite can be obtained, and desired ductility can be obtained.
  • Bainite transformation has an incubation period, and must be allowed to stay in a residence temperature range that includes a residence start temperature and a residence end temperature for a certain period of time.
  • the residence temperature range is less than 350°C or more than 550°C, bainite transformation is suppressed, resulting in suppressed formation of retained austenite, and desired ductility cannot be obtained.
  • the residence temperature range is less than 350° C.
  • martensitic transformation occurs, which may unnecessarily increase YR and reduce press formability. Therefore, the residence temperature range is 350 to 550°C.
  • the residence time is less than 10 seconds, the desired amount of bainite cannot be obtained, and as a result of suppressing the formation of retained austenite, the desired ductility cannot be obtained.
  • the residence time exceeds 60 seconds, the concentration of C from bainite to lumpy untransformed ⁇ progresses, leading to an increase in coarse quenched martensite with a high C concentration, resulting in the desired stretch flange formability and plate width direction. material stability cannot be obtained. Therefore, the residence time is set to 10 seconds or more and 60 seconds or less.
  • the second average cooling rate is preferably 5°C/s.
  • the second average cooling rate is set to 50°C/s or less.
  • the second cooling stop temperature exceeds 300° C., a predetermined tempered martensite cannot be obtained, and as a result, coarse quenched martensite increases, and desired stretch flange formability cannot be obtained. Therefore, the second cooling stop temperature is set to 300°C or less.
  • the second cooling stop temperature is preferably 290°C or lower.
  • the cooling stop temperature is set to 100°C or higher.
  • the second average cooling rate is "retention end temperature (°C) - second cooling stop temperature (°C)/cooling time (seconds) from the residence end temperature to the second cooling stop temperature".
  • the reheating temperature is set to a cooling stop temperature +50°C or more and 340°C or less.
  • the average heating rate is less than 2.0° C./s, carbide precipitation is promoted more than carbon distribution, and as a result, the desired retained austenite cannot be obtained.
  • the temperature range from the cooling stop temperature to 340°C or less is set to an average heating rate of 2.0°C/s or more.
  • the average heating rate is "reheating temperature (°C) - second cooling stop temperature (°C)/heating time from the second cooling stop temperature to the reheating temperature (seconds)".
  • the cooling rate is set to 0.05°C/s or more.
  • the third average cooling rate is "reheating temperature (°C) - 50°C/cooling time (seconds) from reheating temperature (°C) to 50°C".
  • the surface of the steel sheet may be galvanized to obtain a steel sheet having a galvanized layer on the surface.
  • the type of plating treatment is not particularly limited, and may be either hot-dip galvanizing or electrogalvanizing.
  • the alloying hot-dip galvanizing treatment a plating treatment in which alloying is performed after hot-dip galvanizing may be performed. Hot-dip galvanizing is used for automobile steel sheets and the like.
  • the steel sheet When applying hot-dip galvanizing, the steel sheet is immersed in a hot-dip galvanizing bath in a continuous annealing furnace at the front stage of the continuous hot-dip galvanizing line after the above-mentioned annealing holding step and first cooling step to form a hot-dip galvanized layer on the surface of the steel sheet. It is sufficient to form an alloyed galvanized steel sheet by subsequently performing an alloying treatment.
  • hot-dip galvanizing treatment or alloying hot-dip galvanizing treatment can be performed on the surface of the steel sheet.
  • the soaking and cooling steps and the plating step described above may be performed in separate lines.
  • electrogalvanizing can be performed after annealing, that is, after the third cooling step.
  • the thickness of the steel plate of the present invention obtained as described above is preferably 0.5 mm or more. Further, the thickness of the steel plate of the present invention is preferably 2.0 mm or less. Further, the plate width is preferably 600 mm or more. Moreover, it is preferable that the plate width of the steel plate of the present invention is 1700 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 bonding. Furthermore, the method for manufacturing the member of the present invention includes the step of subjecting the steel plate of the present invention to at least one of forming and joining to produce a member.
  • the steel sheet of the present invention has a tensile strength of 980 MPa or more, excellent press formability, ductility, and stretch flange formability, and excellent material stability in the sheet width direction. Therefore, members obtained using the steel sheet of the present invention also have high strength, excellent press formability, ductility, and stretch flange formability, and excellent material stability in the sheet width direction. Furthermore, by using the member of the present invention, it is possible to reduce the weight. Therefore, the member of the present invention can be suitably used for, for example, vehicle body frame parts.
  • the members of the invention also include welded joints.
  • general processing methods such as press working can be used without restriction.
  • general welding such as spot welding and arc welding, rivet joining, caulking joining, etc. can be used without limitation.
  • a slab manufactured by continuous casting having the composition shown in Table 1 was heated to 1200°C, and the soaking time was 200 min.
  • Table 2 shows a cold-rolled steel sheet with a thickness of 1.4 mm manufactured by cold rolling at a rolling ratio of 50% after a hot rolling process with a finish rolling temperature of 900°C and a coiling temperature of 550°C.
  • a steel plate of the present invention and a steel plate of a comparative example were manufactured by processing under the annealing conditions shown in . The width of all the obtained steel plates was 1500 mm.
  • a steel plate was immersed in a galvanizing bath at a temperature of 440° C. or higher and 550° C. or lower to perform hot-dip galvanizing treatment, and then the amount of plating deposited was adjusted by gas wiping or the like.
  • a galvanizing bath having an Al content of 0.10% or more and 0.22% or less was used for the hot-dip galvanizing.
  • hot-dip galvanized steel sheets were subjected to alloying treatment after the hot-dip galvanizing treatment to obtain alloyed hot-dip galvanized steel sheets (GA).
  • alloying treatment was performed in a temperature range of 460° C. or higher and 550° C. or lower.
  • steel plates cold rolled steel plates: CR
  • EG electrogalvanized steel plates
  • the steel structure was measured using the following method. The measurement results are shown in Table 3. To measure the area ratio of polygonal ferrite, upper bainite, tempered martensite, lower bainite, and hardened martensite (fresh martensite), cut out a cross section parallel to the rolling direction, mirror polish it, and then use 1 vol% nital. Corroded, 10 fields of view were observed at 1/4 thickness using SEM at 5000x magnification, and the photographed tissue photographs were quantified by image analysis. Polygonal ferrite is a relatively equiaxed ferrite with almost no carbides inside. This is the area that appears blackest in the SEM. Upper bainite is a ferritic structure with the formation of carbides or retained austenite that appear white under SEM.
  • the area of ferrite with an aspect ratio ⁇ 2.0 is classified as polygonal ferrite, and the area with an aspect ratio >2.0 is classified as upper bainite, and the area ratio is calculated.
  • the aspect ratio is determined by determining the major axis length a where the particle length is the longest, and setting the particle length that crosses the particle longest in the direction perpendicular to it to be the minor axis length b, and a/b is the aspect ratio. With ratio.
  • the tempered martensite and lower bainite are regions with a lath-like substructure and carbide precipitation in the SEM.
  • Quenched martensite (fresh martensite) is a massive region that appears white with no underlying structure visible in the SEM.
  • the residual structure is a carbide and/or pearlite structure, and is a structure that can be confirmed by white contrast in SEM.
  • Carbide has a structure with a particle size of 1 ⁇ m or less, and pearlite has a lamellar structure, so they can be distinguished from each other.
  • the aspect ratio and equivalent circle diameter of quenched martensite and retained austenite can be measured using a particle analysis program that is also a function of Image J, and only the quenched martensite and retained austenite identified as above can be extracted and measured. did.
  • the volume fraction of retained austenite was determined by X-ray diffraction after chemically polishing a 1/4 thickness position from the surface layer.
  • a Co-K ⁇ ray source is used for incident X-rays, and the volume of retained austenite is determined from the intensity ratio of the (200), (211), (220) planes of ferrite and the (200), (220), (311) planes of austenite. calculated the rate.
  • the area ratio of the C-enriched region where the C concentration is 0.5 mass% or more is measured using a JEOL field emission electron A line microanalyzer (FE-EPMA) JXA-8500F was used. Then, the C concentration distribution was measured by mapping analysis using an accelerating voltage of 6 kV, an irradiation current of 7 ⁇ 10 ⁇ 8 A, and a minimum beam diameter, and an area ratio at which the C concentration was 0.5 mass% or more was calculated. However, in order to eliminate the influence of contamination, background components were subtracted so that the average value of C obtained in the analysis was equal to the carbon content of the base material.
  • the increased amount is considered to be contamination, and the true value at each location is calculated by uniformly subtracting that increased amount from the analysis value at each location.
  • the amount of C was set to .
  • d 0 is the initial hole diameter (mm)
  • d is the hole diameter at the time of crack occurrence (mm)
  • the hole expansion rate ⁇ (%) ⁇ (d-d 0 )/d 0 ⁇ 100 is calculated.
  • the average value of the three points was evaluated as ⁇ . Steels having a ⁇ of 40% or more were judged to have excellent hole expandability and stretch flangeability.
  • the material stability evaluation in the board width direction 23 points were evaluated from both board width directions at intervals of 100 mm or less from the board width center position (12W/24 position (W: board width)). (including the width center position), and determine EL and ⁇ at each position (measurement position X). Then, the material stability in the board width direction was evaluated by determining the ratio of the difference between the measured values at the board width center position and each position relative to the measured value at the center position. Using EL and ⁇ at the center of the board width as a reference, consecutive measurement groups where the difference in EL and ⁇ is 10% or less are defined as areas where the difference in EL and ⁇ is 10% or less, and this area is defined for the entire board width.
  • members obtained by forming, joining, and forming and joining the steel sheets of the invention examples have a high quality. It has high strength, excellent press formability, ductility, stretch flange formability, and material stability in the sheet width direction. It was found that it has excellent stretch flange formability and material stability in the width direction of the plate.

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Abstract

９８０ＭＰａ以上の引張強度を有し、プレス成形性、延性および伸びフランジ成形性に優れ、かつ板幅方向の材質安定性に優れた鋼板、部材およびそれらの製造方法を提供する。　特定範囲の成分組成と鋼組織と、を有し、焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率に対して、アスペクト比が３以下であり、かつ円相当径１．６μｍ以上である焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率が２０％以下であり、全組織に対してＣ濃度が０．５ｍａｓｓ％以上であるＣ濃化領域（ＳＣ≧０．５）の面積率が１５％以下であるようにする。

Description

鋼板、部材およびそれらの製造方法
　本発明は、鋼板、部材およびそれらの製造方法に関する。より詳細には、本発明は、引張強度（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上であり、優れた成形性と材質安定性とを有する鋼板、部材およびそれらの製造方法に関する。本発明の鋼板は、自動車用骨格部材の素材に好適である。
　近年、地球環境保全の観点から、自動車のＣＯ２排出ガス規制の強化が国際的な枠組みのなかで進められている。自動車の燃費改善には、自動車骨格用部材に用いられる鋼板の薄肉化による自動車の車体軽量化が最も有効である。このため、自動車の低燃費に寄与する目的で、高強度鋼板の使用量が増加している。しかしながら、鋼板の高強度化に伴い、延性の低下や伸びフランジ成形性の低下に起因したプレス成形時の割れが生じやすくなる。このため、従来と比べて延性と伸びフランジ成形性に優れた鋼板が望まれる。
　また、カーボンニュートラルの観点では材料の使い切り（歩留まり改善）が求められ、板幅方向での優れた材質の安定性も鋼板に求められる。しかしながら、鋼板の高強度化に伴い、板幅方向の延性や穴広げ性などの成形性のバラつきが顕在化し、プレス成形時に割れが生じやすくなるため、ブランキング位置に制限を設ける必要が生じ、歩留まりが低下する課題がある。
　また、一般的に高強度化に伴い、降伏比：ＹＲ（ＹＲ＝降伏強度ＹＳ／引張強度ＴＳ）は高くなるため、成形後のスプリングバックが増大するという課題がある。
　高強度鋼板の成形性を改善する技術として、組織中に残留オーステナイトを分散させたＴＲＩＰ鋼板が開発されている。例えば、特許文献１では、Ｃ：０．０４～０．１２％、Ｓｉ：０．８～２．５％、Ｍｎ：０．５～２．０％を含む鋼を焼鈍後に３００～５００℃で１０～９００ｓｅｃ保持するオーステンパー（ベイナイト変態に伴う炭素分配）により、２～１０％の残留γを生成させることでＴＳ×Ｅｌ≧２１０００ＭＰａ・％の高い延性と７０％以上の高い伸びフランジ成形性を有する鋼板が得られることが開示されている。
　また、特許文献２では、冷却過程で一度マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）～マルテンサイト変態完了温度（Ｍｆ点）の間の温度域まで冷却し、その後、再加熱保持して残留オーステナイトを安定化させる、所謂、Ｑ＆Ｐ；Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ　＆　Ｐａｒｔｉｔｉｏｎｉｎｇ（焼入れとマルテンサイトからオーステナイトへの炭素の分配）という原理を利用して鋼板の高延性化を図る技術が開示されている。具体的には所定の化学成分を有する冷延鋼板を７５０℃以上の第一均熱温度で保持後、１５０～３５０℃の温度域の冷却停止温度まで冷却した後、３５０～５００℃の温度域まで再加熱することで、残留オーステナイトを体積分率で５～１５％を確保し、９８０ＭＰａ以上のＴＳと伸びが１７％以上である延性を両立し、かつ穴広げ率が５０％以上である優れた穴広げ性を有する鋼板およびその製造方法を開示している。
　一方、スプリングバックの低減に有効な低降伏比を得る鋼板として、ＤＰ鋼（Ｄｕａｌ　Ｐｈａｓｅ鋼）が開発されている。一般的なＤＰ鋼は、主相であるフェライト組織中にマルテンサイトを分散させた複相組織鋼であり、ＴＳが高く、低降伏比で延性に優れる。しかしながらフェライトとマルテンサイトの界面に応力が集中することで、クラックが発生しやすいため、ＤＰ鋼には伸びフランジ成形性に劣るという欠点がある。ＤＰ鋼の伸びフランジ成形性を改善する技術として例えば、特許文献３、特許文献４がある。
　特許文献３では、全組織に対するフェライトの占積率を５０％以上、マルテンサイトの占積率を３～３０％に制御し、かつフェライトの平均結晶粒径を１０μｍ以下、マルテンサイトの平均結晶粒径を５μｍ以下とすることで伸びフランジ成形性の劣化を抑制する技術が開示されている。
　また、特許文献４では、全組織に対するフェライトの占積率を５～３０％、マルテンサイトの占積率を５０～９５％に制御し、平均粒径が円相当直径で３μｍ以下の微細なフェライトと平均粒径が円相当直径で６μｍ以下のマルテンサイトに制御することで、延性と伸びフランジ成形性を改善することが開示されている。
特許第５５１５６２３号公報 特許第５８２１９１１号公報 特許第３９３６４４０号公報 特開２００８－２９７６０９号公報
　上述の特許文献１および特許文献４は、延性および伸びフランジ成形性に優れた鋼板の製造方法を開示しているものの、軟質相のフェライトを多く形成する必要があるため、例えば、７８０ＭＰａ以上の高強度化は困難である。また、特許文献２は、優れた延性と伸びフランジ成形性を有するものの、ＹＲが０．８以上の鋼板であるためプレス成形時のスプリングバックにより寸法精度が損なわれる場合がある。また、特許文献３は、低ＹＲかつ伸びフランジ成形性に優れたＤＰ鋼板の製造方法を開示しているが、ＤＰ組織であるため、延性は必ずしも十分ではない。また、いずれの特許文献においても、板幅方向の延性および伸びフランジ成形性のバラつきを抑制する技術は開示されていない。従って、優れた延性、優れた伸びフランジに加え、優れた板幅方向の材質安定性を有する高強度鋼板の開発が求められている。
　本発明は、かかる事情に鑑み、９８０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有し、かつ、プレス成形性、延性および伸びフランジ成形性に優れ、かつ板幅方向の材質安定性に優れた鋼板、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、引張強度は、ＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して得られる引張強度（ＴＳ）のことを指す。
　プレス成形性に優れるとは、ＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して得られる降伏比ＹＲが０．８以下であることを指す。
　延性に優れるとは、ＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して得られる全伸びＥＬが以下の（Ａ）、（Ｂ）のいずれかを満たすことを指す。
（Ａ）ＴＳ：９８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満の場合、ＥＬ：１４．０％以上、
（Ｂ）ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上の場合、ＥＬ：１２．０％以上
　伸びフランジ成形性に優れるとは、ＪＦＳＴ１００１の規定に準拠した穴広げ試験により得られる穴広げ率λ（％）（＝｛（ｄ－ｄ０）／ｄ０｝×１００）が４０％以上であることを指す。
　板幅方向の材質安定性に優れるとは、板幅方向の測定位置ＸにおけるＥＬおよびλに関し、以下の式（１）及び式（２）を連続して満たす領域Ａの板幅が、全板幅に対して８０％以上であることを指す。
－１０≦１００×[（領域Ａ内の測定位置ＸのＥＬ（％）－板幅中央位置のＥＬ（％））／板幅中央位置のＥＬ（％）]≦１０　・・・（１）
－１０≦１００×［（領域Ａ内の測定位置Ｘのλ（％）－板幅中央位置のλ（％））／板幅中央位置のλ（％）］≦１０　・・・（２）
（式（１）、（２）において、測定位置Ｘは、鋼板の板幅Ｗの２４分割位置の計２３箇所（板幅Ｗを２４個の均等な幅に分割する際の２３箇所の隣接し合う各幅の接触箇所）とする。すなわち、板幅方向の位置として、Ｗ／２４、２Ｗ／２４、３Ｗ／２４、４Ｗ／２４、５Ｗ／２４、６Ｗ／２４、７Ｗ／２４、８Ｗ／２４、９Ｗ／２４、１０Ｗ／２４、１１Ｗ／２４、１２Ｗ／２４、１３Ｗ／２４、１４Ｗ／２４、１５Ｗ／２４、１６Ｗ／２４、１７Ｗ／２４、１８Ｗ／２４、１９Ｗ／２４、２０Ｗ／２４、２１Ｗ／２４、２２Ｗ／２４、２３Ｗ／２４の計２３箇所を測定位置Ｘとする。）
ここで、例えば、式（１）及び式（２）を連続して満たす測定位置Ｘが２Ｗ／２４～２０Ｗ／２４の場合、式（１）及び式（２）を連続して満たす領域Ａの板幅は、全板幅に対して、１００×（２０－２＋１）／２３＝８３％となる。
　本発明者らは、上記の課題を解決するため、９８０ＭＰａ以上の引張強度を有する種々の薄鋼板について、プレス成形性、延性、伸びフランジ成形性および材質安定性に及ぼす各種要因について鋼板の成分組成およびミクロ組織、製造条件の観点から鋭意検討した。その結果、質量％で、Ｃ：０．０５～０．２０％、Ｓｉ：０．４０～１．５０％、Ｍｎ：１．９～３．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．５０％、Ｎ：０．０１５％未満を含有し、ポリゴナルフェライトの面積率を１０％以上５７％以下とし、上部ベイナイトと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４０％以上８０％以下とし、残留オーステナイト（残留γ）の面積率を３％以上１５％以下とし、焼入れマルテンサイトの面積率を１２％以下（０％を含む）とした上で、アスペクト比が３以下で、かつ円相当径１．６μｍ以上の焼入れマルテンサイトおよび残留γの合計面積率を２０％以下とし、Ｃ濃度が０．５ｍａｓｓ％以上であるＣ濃化領域（ＳＣ≧０．５）の組織全体に対する面積率が１５％以下である鋼組織とすることで、優れたプレス成形性、延性と伸びフランジ成形性を有し、さらに板幅方向の材質安定性に優れた（材質バラつきの小さな）高強度冷延鋼板が得られることを知見した。
　本発明は以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下の通りである。
［１］質量％で、
Ｃ：０．０５～０．２０％、
Ｓｉ：０．４０～１．５０％、
Ｍｎ：１．９～３．５％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．５０％、
Ｎ：０．０１５％未満を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成と、
ポリゴナルフェライトの面積率：１０％以上５７％以下であり、
上部ベイナイトと焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの合計面積率：４０％以上８０％以下であり、
残留オーステナイトの体積率：３％以上１５％以下であり、
焼入れマルテンサイトの面積率：１２％以下（０％を含む）であり、
さらに残部組織からなる組織を有し、
焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率に対して、アスペクト比が３以下であり、かつ円相当径１．６μｍ以上である焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率が２０％以下であり、
全組織に対してＣ濃度が０．５ｍａｓｓ％以上であるＣ濃化領域（ＳＣ≧０．５）の面積率が１５％以下である、鋼板。
［２］前記成分組成として、さらに、質量％で、
Ｔｉ：０．１％以下、
Ｂ：０．０１％以下、
のうちから選ばれる１種または２種を含有する、［１］に記載の鋼板。
［３］前記成分組成として、さらに、質量％で、
Ｃｕ：１％以下、
Ｎｉ：１％以下、
Ｃｒ：１％以下、
Ｍｏ：０．５％以下、
Ｖ：０．５％以下、
Ｎｂ：０．１％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、［１］または［２］に記載の鋼板。
［４］前記成分組成として、さらに、質量％で、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｓｎ：０．１％以下、
Ｓｂ：０．１％以下、
ＲＥＭ：０．００５０％以下、
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、［１］～［３］のいずれかに記載の鋼板。
［５］表面に亜鉛めっき層を有する、［１］～［４］のいずれかに記載の鋼板。
［６］［１］～［５］のいずれかに記載の鋼板を用いてなる部材。
［７］［１］～［４］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、酸洗および冷間圧延を施した後、得られた冷延鋼板に対して、焼鈍を行う鋼板の製造方法であり、
前記焼鈍は、
前記冷延鋼板に対して、７５０～８８０℃の焼鈍温度に加熱し、前記焼鈍温度で１０～５００秒保持する保持工程と、
前記焼鈍温度から３５０～５５０℃の第一冷却停止温度までの温度範囲を第一平均冷却速度：２～５０℃／ｓとして前記第一冷却停止温度まで冷却する第一冷却工程と、
３５０～５５０℃の滞留温度で１０ｓ以上６０ｓ以下滞留させた後、１００～３００℃の第二冷却停止温度まで第二平均冷却速度：３～５０℃／ｓで冷却する第二冷却工程と、
前記第二冷却停止温度から平均加熱速度：２．０℃／ｓ以上で第二冷却停止温度＋５０℃以上３４０℃以下の再加熱温度まで加熱する再加熱工程と、
前記再加熱工程後、前記再加熱温度から５０℃までの温度範囲を第三平均冷却速度：０．０５～１．０℃／ｓで１００ｓ以上滞留させながら冷却する第三冷却工程と、を含む、鋼板の製造方法。
［８］前記第二冷却工程において、３５０～５５０℃の滞留温度で１０ｓ以上６０ｓ以下滞留させる際、鋼板表面に溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を行う、［７］に記載の鋼板の製造方法。
［９］前記焼鈍の後、鋼板表面に電気亜鉛めっき処理を行う、［７］に記載の鋼板の製造方法。
［１０］［１］～［５］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、引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上の高強度で、優れたプレス成形性、延性および伸びフランジ成形性を有し、板幅方向の材質安定性に優れた鋼板が得られる。
　本発明の鋼板は、例えば複雑形状の自動車構造部材に適用することが可能となり、自動車の車体軽量化が達成され、また、製造時には歩留まり向上により環境負荷を低減可能である。
　以下、本発明について具体的に説明する。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：０．０５～０．２０％、Ｓｉ：０．４０～１．５０％、Ｍｎ：１．９～３．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０．００５～０．５０％、Ｎ：０．０１５％未満を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成と、ポリゴナルフェライトの面積率：１０％以上５７％以下であり、上部ベイナイトと焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの合計面積率：４０％以上８０％以下であり、残留オーステナイトの体積率：３％以上１５％以下であり、焼入れマルテンサイトの面積率：１２％以下（０％を含む）であり、さらに残部組織からなる鋼組織と、を有し、焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率に対して、アスペクト比が３以下であり、かつ円相当径１．６μｍ以上である焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率が２０％以下であり、全組織に対してＣ濃度が０．５ｍａｓｓ％以上であるＣ濃化領域（ＳＣ≧０．５）の面積率が１５％以下である。
以下、成分組成、鋼組織の順で本発明の鋼板を説明する。まず、本発明の成分組成の限定理由を説明する。なお、以下の説明において、鋼の成分を示す％は、特に説明の無い限り、すべて質量％である。
　＜Ｃ：０．０５～０．２０％＞
　Ｃは変態強化により所定の強度を確保する観点、および所定量の残留オーステナイト（残留γ）を確保して延性を向上させる観点から含有する。Ｃ含有量が０．０５％未満では、これらの効果が十分に確保できない。
一方、Ｃ含有量が０．２０％を超えると、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）が低下する。これにより、再加熱温度から５０℃までの温度範囲を第三平均冷却速度：０．０５～１．０℃／ｓで冷却を行う第三冷却工程において、マルテンサイト変態とその後のマルテンサイトの焼戻しが十分に行われなくなる。その結果、焼入れマルテンサイトおよび０．５ｍａｓｓ％以上のＣ濃化領域（ＳＣ≧０．５）の形成が促進され、伸びフランジ成形性および板幅方向の材質安定性が低下する。
このため、Ｃ含有量は０．０５％以上０．２０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０８％以上である。また、Ｃ含有量は、好ましくは０．１８％以下とする。
　＜Ｓｉ：０．４０～１．５０％＞
　Ｓｉはフェライトを強化して強度を上昇させる観点、およびマルテンサイトやベイナイト中の炭化物生成を抑制して所定量の残留γを確保して延性を向上させる観点から含有する。Ｓｉ含有量は０．４０％未満ではこれらの効果が十分に確保できない。
一方、Ｓｉ含有量が１．５０％を超えると、未変態オーステナイトへの炭素分配が過度に促進され、０．５ｍａｓｓ％以上のＣ濃化領域（ＳＣ≧０．５）の形成が促進され、伸びフランジ成形性および板幅方向の材質安定性が低下する。このためＳｉ含有量は０．４０％以上１．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．６０％以上である。また、Ｓｉ含有量は、好ましくは１．２０％以下とする。
　＜Ｍｎ：１．９～３．５％＞
　Ｍｎは、鋼板の焼入れ性を向上させ、フェライトの過度の変態を抑制し、変態強化による高強度化を促進する観点、および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に寄与する残留オーステナイトの形成をより促進させて延性をより向上させる観点から含有する。これらの効果を得るために、Ｍｎ含有量は１．９％以上必要となる。
一方、Ｍｎ含有量が３．５％を超えると、ベイナイト変態が遅延し、所定量の残留オーステナイトを確保できず、延性が低下する。
また、Ｍｎ含有量が３．５％を超えると、粗大な焼入れマルテンサイトの生成を抑制することは難しくなり、伸びフランジ成形性も劣化する。
このため、Ｍｎ含有量は１．９％以上３．５％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．１％以上である。また、Ｍｎ含有量は、好ましくは３．３％以下であり、より好ましくは３．０％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％以下とし、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、０．００１％未満に低減するには多大なコストがかかるため、Ｐ含有量は０．００１％以上であることが好ましい。Ｐ含有量は、より好ましくは０．００２％以上であり、さらに好ましくは０．００５％以上である。
　＜Ｓ：０．０１％以下＞
　Ｓは、熱間圧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、曲げ性、穴広げ性に対して悪影響をもたらす元素である。これらの悪影響を低減するために、少なくともＳ含有量は０．０１％以下とし、０．００２０％以下とすることが好ましい。
なお、Ｓを含まなくてもよいが、０．０００１％未満に低減するには多大なコストがかかるため、Ｓ含有量は製造コストの観点から０．０００１％以上が好ましい。Ｓ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０．００１５％以上である。
　＜ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．５０％＞
　Ａｌは、脱酸のため、あるいは残留γを得る目的で含有する。安定して脱酸を行うために、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００５％以上とする。ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．５０％超えとなると、Ａｌ系の粗大介在物が多量に増加し、伸びフランジ成形性が低下する。このため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．５０％以下とする。
　＜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、伸びフランジ成形性を低下させるので、その含有量を制限する必要がある。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、０．０００１％未満に低減するには多大なコストがかかるため、Ｎ含有量は製造コストの点から０．０００１％以上であることが好ましい。Ｎ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０．００１５％以上である。
　本発明における鋼板の成分組成は、上記の成分元素を基本成分として含有し、残部は鉄（Ｆｅ）及び不可避的不純物を含む。なお、本発明における鋼板の成分組成は、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、上記成分に加えて、以下の（Ａ）～（Ｃ）から選んだ１つまたは２つ以上を任意元素として適宜含有することができる。
（Ａ）Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．０１％以下のうちから選ばれる１種または２種、
（Ｂ）Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｎｂ：０．１％以下のうちから選ばれる１種または２種以上、
（Ｃ）Ｍｇ：０．００５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ｓｂ：０．１％以下およびＲＥＭ：０．００５０％以下のうちから選んだ１種または２種以上
　＜Ｔｉ：０．１％以下＞
　Ｔｉは鋼中の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。また、ＴｉＣの析出により組織を微細化する効果がある。これらの効果を得るためにＴｉ含有量を０．００２％以上にすることが望ましい。Ｎを十分固定する観点からはＴｉ含有量は０．００８％以上とすることがさらに好ましい。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０１０％以上である。
一方、Ｔｉ含有量が０．１％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０．１％以下とする。好ましくは、Ｔｉ含有量は、０．０５％以下であり、より好ましくは０．０３％以下である。
　＜Ｂ：０．０１％以下＞
　Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、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。従って、Ｂ含有量を０．０００５％以上にすることが好ましい。また、Ｂ含有量は０．００１０％以上がより好ましい。
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。好ましくは、Ｂ含有量は、０．００５％以下であり、より好ましくは０．００３％以下である。
　＜Ｃｕ：１％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。このような観点からＣｕは０．００５％以上含有させることが好ましく、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より望ましい。さらに好ましくは０．１０％以上である。しかしながら、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１％以下とする。
　＜Ｎｉ：１％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。このため、Ｎｉは０．０１％以上含有させることが望ましい。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．０４％以上、さらに好ましくは０．０６％以上である。
しかしながら、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。このため、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量は１％以下とする。好ましくは、Ｎｉ含有量は、０．５％以下であり、より好ましくは０．３％以下である。
　＜Ｃｒ：１％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には、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。
しかしながら、Ｃｒを過剰に含有すると耐孔食性が劣化するため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量は１％以下とする。
　＜Ｍｏ：０．５％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出来る。このような効果を得るには、Ｍｏ含有量は０．０１％以上が好ましい。より好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．０６％以上である。より好ましくは、Ｍｏ含有量は、０．１％以上であり、さらにより好ましくは、０．２％以上である。
しかしながら、Ｍｏは冷延鋼板の化成処理性を著しく劣化させるため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は０．５％以下とする。
　＜Ｖ：０．５％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は、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０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．０１５％以上である。さらにより好ましくは、Ｖ含有量は、０．０２％以上であり、０．０５％以上であることがより一層好ましい。Ｖ含有量は、０．１５％以上であることが好ましく、０．２５％以上であることがより好ましい。
しかしながら、Ｖを多量に含有すると鋳造性が著しく劣化するため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は０．５％以下とする。好ましくは、Ｖ含有量は、０．４％以下であり、より好ましくは０．３％以下である。
　＜Ｎｂ：０．１％以下＞
　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は、Ｎｂ含有量は０．００２％以上とすることが好ましい。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。
しかしながら、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。このため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量は０．１％以下とする。好ましくは、Ｎｂ含有量は、０．０７％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。
　＜Ｍｇ：０．００５０％以下＞
　Ｍｇは、ＭｇＯとしてＯを固定し、曲げ性などの成形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。好ましくは、Ｍｇ含有量は０．００３０％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。好ましくは、Ｃａ含有量は０．００４０％以下である。
　＜Ｓｎ：０．１％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。この効果で、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。より好ましくは、Ｓｎ含有量は、０．０１％以上であり、さらにより好ましくは、０．０５％以上である。
一方、Ｓｎ含有量が０．１％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０．１％以下とする。
　＜Ｓｂ：０．１％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。この効果で、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。より好ましくは、Ｓｂ含有量は、０．０１％以上であり、さらにより好ましくは、０．０５％以上である。
一方、Ｓｂ含有量が０．１％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０．１％以下とする。
　＜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、本発明が対象とする鋼板（材質安定性に優れた冷延鋼板）の機械的特性について説明する。
　本発明の鋼板は、引張強度（ＴＳ）は９８０ＭＰａ以上とする。引張強度の上限は特に限定されないが、他の特性との両立の観点から、引張強度は１３００ＭＰａ以下であることが好ましい。
　本発明の鋼板では、全伸びＥＬは、ＴＳ：９８０ＭＰａ以上では１４．０％以上、ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上では１２．０％以上確保することでプレス成形の安定性は格段に向上する。
穴広げ率λは、４０％以上確保することでプレス成形時の割れを抑制できるため、難成形性の複雑成形部材への適用も可能となる。このため、λは４０％以上とする。
　本発明の鋼板では、板幅方向の測定位置ＸにおけるＥＬおよびλに関し、以下の式（１）及び式（２）を連続して満たす領域Ａの板幅が、全板幅に対して８０％以上である。
－１０≦１００×[（領域Ａ内の測定位置ＸのＥＬ（％）－板幅中央位置のＥＬ（％））／板幅中央位置のＥＬ（％）]≦１０　・・・（１）
－１０≦１００×［（領域Ａ内の測定位置Ｘのλ（％）－板幅中央位置のλ（％））／板幅中央位置のλ（％）］≦１０　・・・（２）
式（１）、（２）において、測定位置Ｘは、鋼板の板幅Ｗの２４分割位置の計２３箇所（板幅Ｗを２４個の均等な幅に分割する際の２３箇所の隣接し合う各幅の接触箇所）とする。すなわち、板幅方向の位置として、Ｗ／２４、２Ｗ／２４、３Ｗ／２４、４Ｗ／２４、５Ｗ／２４、６Ｗ／２４、７Ｗ／２４、８Ｗ／２４、９Ｗ／２４、１０Ｗ／２４、１１Ｗ／２４、１２Ｗ／２４、１３Ｗ／２４、１４Ｗ／２４、１５Ｗ／２４、１６Ｗ／２４、１７Ｗ／２４、１８Ｗ／２４、１９Ｗ／２４、２０Ｗ／２４、２１Ｗ／２４、２２Ｗ／２４、２３Ｗ／２４の計２３箇所を測定位置Ｘとする。
ここで、例えば、式（１）及び式（２）を連続して満たす測定位置Ｘが２Ｗ／２４～２０Ｗ／２４の場合、式（１）及び式（２）を連続して満たす領域Ａの板幅は、全板幅に対して、１００×（２０－２＋１）／２３＝８３％となる。
　本発明の鋼板では、上記の領域Ａが板幅方向に、全板幅の８０％以上の長さを有する。
すなわち、本発明の鋼板では、板幅方向におけるＥＬの偏差が板幅中央位置の測定値に対して１０％以下であり、かつ板幅方向におけるλの偏差が板幅中央位置の測定値に対して１０％以下となる領域を、全板幅領域に対して８０％以上とする。非定常部の範囲は、幅方向両端部合計で最大で２０％まで許容される。
鋼板の最端部は鋼板の運搬や作業工程で他の構造体との接触が生じるため品質確保を目的に最端部は使用しない。このため使用可能な有効板幅は１００％に達しない。このため、有効板幅は１００％未満とすることが好ましい。
板幅方向におけるＥＬの偏差が板幅中央位置の測定値の１０％以下、かつλの偏差が１０％以下となる領域を全板幅に対して８０％以上とすることで、歩留まりを著しく改善できるため、本発明では板幅方向におけるＥＬの偏差が板幅中央位置の測定値の１０％以下、かつλの偏差が１０％以下となる領域が全板幅領域に対して８０％以上とする。好ましくは８５％以上である。
＜ＹＲ≦０．８、ＴＳ≧９８０ＭＰａ、ＥＬ≧１４．０％＞
＜ＹＲ≦０．８、ＴＳ≧１１８０ＭＰａ、ＥＬ≧１２．０％＞
　引張特性の評価はＪＩＳ５号引張試験片を板幅中央位置から採取し、引張試験（ＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１）に準拠）をＮ＝３で実施する。各評価については、３点の平均値に基づいて行う。引張強度が９８０ＭＰａ以上である鋼板を高強度鋼板とする。降伏比ＹＲが０．８以下である鋼板をプレス成形性に優れる鋼板とする。全伸びＥＬはＴＳ：９８０ＭＰａ以上では１４．０％以上、ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上では１２．０％以上を延性に優れる鋼板とする。
　＜λ≧４０％＞
　伸びフランジ成形性の評価は板幅中央位置から試験片を採取し、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１の規定に準拠した穴広げ試験をＮ＝３で実施する。すなわち、１００ｍｍ×１００ｍｍ角サイズのサンプルにポンチ径１０ｍｍ、クリアランス：１３％の打ち抜き工具を用いて打ち抜き後、頂角６０度の円錐ポンチを用いて、打ち抜き穴形成の際に発生したバリが外側になるようにして、板厚を貫通する割れが発生するまで穴広げを行う。この際のｄ０：初期穴径（ｍｍ）、ｄ：割れ発生時の穴径（ｍｍ）として、穴広げ率λ（％）＝｛（ｄ－ｄ０）／ｄ０｝×１００として求め、実施して得られた３点の平均値をλとして評価する。４０％以上のλを有する鋼を穴広げ性に優れ、伸びフランジ性に優れると判断する。
　＜板幅方向の材質安定性評価＞
　板幅方向の材質安定性評価として、板幅中央位置（前述した１２Ｗ／２４の位置）から１００ｍｍ以内の間隔で両板幅方向から評価材を２３点（２３点には板幅中央位置を含む。）採取し、各位置（測定位置Ｘ）でのＥＬおよびλを求める。そして、板幅中央位置の測定値に対する板幅中央位置と各位置の測定値の差の割合を求めることで、板幅方向の材質安定性を評価する。
板幅中央位置のＥＬおよびλを基準として、ＥＬおよびλの差が１０％以下となる連続した測定群をＥＬおよびλの差が１０％以下の領域とし、全板幅に対してこの領域が８０％以上の割合を有する鋼を材質安定性に優れると判断する。
なお、本発明における鋼板の板幅は、好ましくは６００ｍｍ以上である。また、本発明における鋼板の板幅は、好ましくは１７００ｍｍ以下である。
　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：１０％以上５７％以下＞
　低ＹＲで、かつ高い延性を確保する観点から、ポリゴナルフェライトは面積率で１０％以上とし、より高い延性を得るためには好ましくは２０％以上とする。
一方、ポリゴナルフェライトが５７％を超えると所定の強度が得られなくなるため、ポリゴナルフェライトは面積率で５７％以下とし、好ましくは５５％以下とする。より好ましくは５０％以下である。
　＜上部ベイナイトと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：４０％以上８０％以下＞
　所望の強度を得るために、上部ベイナイトと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は４０％以上とし、より高強度を得るため、好ましくは４５％以上とする。
しかしながら、上部ベイナイトと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が８０％を超えると、過度な高強度化により延性が低下するため、その面積率は８０％以下とする。より好ましくは７５％以下とする。
　＜残留オーステナイト（残留γ）の体積率：３％以上１５％以下＞
　所望の延性を確保するためには、残留オーステナイトの体積率を３％以上とすることが有効である。よって、残留オーステナイトの体積率は３％以上とし、好ましくは５％以上である。
一方、残留オーステナイトが１５％を超えると、伸びフランジ成形性が低下するため、残留オーステナイトは１５％以下とする。より好ましくは１３％以下である。
　＜焼入れマルテンサイト：１２％以下（０％を含む）＞
　硬質な焼入れマルテンサイト組織はλを低下させるため、その面積率を抑制する必要がある。所望のλを得るためには焼入れマルテンサイトの面積率を１２％以下とする。より安定的にλを得るために、焼入れマルテンサイトの面積率は、好ましくは１０％以下である。
　＜残部組織＞
　鋼組織については、上記以外については、残部組織からなる。残部組織の面積率は５％以下とすることが好ましい。残部組織は、炭化物、パーライトとしてよい。これらの組織は、後述のようにＳＥＭ観察で判定すればよい。
　＜焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率に対する、アスペクト比が３以下で、かつ円相当径１．６μｍ以上の焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率：２０％以下＞
　残留オーステナイトは、プレス成形や引張加工などでＴＲＩＰ効果により硬質なマルテンサイト組織となる。そのため、本発明では伸びフランジ性の観点で、焼入れマルテンサイトと残留オーステナイトを合わせて制御する。円相当径で１．６μｍ以上の焼入れマルテンサイトあるいは残留オーステナイトが形成されると、他組織との界面の応力集中部でボイドが形成され、所望の伸びフランジ成形性を得られない。
また、焼入れマルテンサイトあるいは残留オーステナイトのアスペクト比が３以下になると他組織との界面に応力集中が生じやすくなるため、ボイド形成を助長し、伸びフランジ成形性を劣化させる。そのため、焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率に対して、アスペクト比が３以下で、かつ円相当径１．６μｍ以上の焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率は、２０％以下とする。好ましくは１８％以下とする。
焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率に対する、アスペクト比が３以下であり、かつ円相当径２．０μｍ以上の焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率は、特に下限は設けないが、操業性の観点から０％に制御することは困難であるため、好ましくは２％以上とし、より好ましくは４％以上とする。
上記の円相当径は、好ましくは２０．０μｍ以下である。
　＜全組織に対するＣ濃度が０．５ｍａｓｓ％以上であるＣ濃化領域（ＳＣ≧０．５）の面積率：１５％以下＞
　焼入れマルテンサイトの硬度は、焼入れマルテンサイト中に固溶するＣ量で決定される。焼入れマルテンサイトと他組織との硬度差が増加すると、応力集中部の界面にボイドの形成が助長される。固溶Ｃが多く存在する組織は焼入れマルテンサイトと残留オーステナイトである。残留オーステナイトは高延性化に寄与する組織であり、Ｃ濃度は０．５ｍａｓｓ％以上となるが、すべての構成組織に対して、Ｃ濃度が０．５ｍａｓｓ％以上の組織の面積率が１５％以下であれば、延性を向上させつつ伸びフランジ成形性を確保することができるとともに、板幅方向の材質のばらつきも低減でき、材質安定性に優れた鋼板の製造が可能となる。このため、Ｃ濃度が０．５ｍａｓｓ％以上であるＣ濃化領域（ＳＣ≧０．５）の占積率は１５％以下とする。
好ましくは１２％以下であり、より好ましくは１０％以下である。
また、好ましくは６％以上であり、より好ましくは８％以上である。
　次に鋼組織の測定方法について説明する。
　ポリゴナルフェライト、上部ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、焼入れマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）の面積率の測定は、圧延方向と平行な板厚断面を切り出し、鏡面研磨した後、１ｖｏｌ％ナイタールにて腐食し、１／４厚み位置で、ＳＥＭで５０００倍にて１０視野観察し、撮影した組織写真を画像解析で定量化する。
ポリゴナルフェライトは内部に殆ど炭化物を伴わず、比較的等軸なフェライトを対象とした。ＳＥＭでは最も黒色に見える領域である。
上部ベイナイトは、内部にＳＥＭでは白色に見える炭化物または残留オーステナイトの生成を伴うフェライト組織である。なお上部ベイナイトとポリゴナルフェライトの識別が難しい場合は、アスペクト比≦２．０の形態のフェライトの領域をポリゴナルフェライトとし、アスペクト比＞２．０の領域を上部ベイナイトに分類し面積率を算出する。ここで、アスペクト比は、粒子長さが最も長くなる長軸長さａを求め、それに垂直な方向で最も粒子を長く横切るときの粒子長さを短軸長さｂとし、ａ／ｂをアスペクト比とする。
焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトは、ＳＥＭでは内部にラス状の下部組織と炭化物の析出を伴う領域である。
焼入れマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）は、ＳＥＭでは内部に下部組織が見えずに白く見える塊状の領域である。
残部組織は、炭化物および／またはパーライト組織のことであり、ＳＥＭでは白いコントラストで確認することができる組織であるが、炭化物は粒子径が１μｍ以下の組織であり、また、パーライトはラメラー（層）状の組織であることから区別することが可能である。
　上述した組織の定量評価、および焼入れマルテンサイト、残留オーステナイトのアスペクト比および円相当径の測定は、画像解析ソフト、例えばＩｍａｇｅ　Ｊ（Ｆｉｊｉ）を用いて行うことができる。
圧延方向と平行な板厚断面を切り出し、鏡面研磨した後、１ｖｏｌ％ナイタールにて腐食し、１／４厚み位置で、ＳＥＭで５０００倍にて１０視野観察し、Ｉｍａｇｅ　Ｊ（Ｆｉｊｉ）の機械学習で領域識別可能なＴｒａｉｎａｂｌｅ　Ｗｅｋａ　ｓｅｇｍｅｎｔａｔｉｏｎ法を用いて各組織を識別して定量評価できる。また、焼入れマルテンサイト、残留オーステナイトのアスペクト比および円相当径は、同じくＩｍａｇｅ　Ｊの機能である粒子解析プログラムにより測定可能であり、前記の通り識別した焼入れマルテンサイト、残留オーステナイトのみを抽出して測定する。
　残留オーステナイトの体積率は、表層から１／４厚み位置を化学研磨し、Ｘ線回折にて求める。入射Ｘ線にはＣｏ－Ｋα線源を用い、フェライトの（２００）、（２１１）、（２２０）面とオーステナイトの（２００）、（２２０）、（３１１）面の強度比から残留オーステナイトの体積率を計算する。ここで、残留オーステナイトはランダムに分布しているので、Ｘ線回折で求めた残留オーステナイトの体積率は、残留オーステナイトの面積率とすることができる。
　Ｃ濃度が０．５ｍａｓｓ％以上であるＣ濃化領域の面積率ＳＣ≧０．５の測定は、圧延方向に平行な板厚断面の板厚１／４位置において日本電子製電界放出型電子線マイクロアナライザ（ＦＥ－ＥＰＭＡ）ＪＸＡ－８５００Ｆを用いる。そして、加速電圧６ｋＶ、照射電流７×１０－８Ａ、ビーム径を最小としてＣ濃度分布をマッピング分析することにより測定し、Ｃ濃度が０．５ｍａｓｓ％以上となる面積率を算出する。
ただし、コンタミネーションの影響を排除するために、分析で得られたＣの平均値が母材の炭素量に等しくなる様、バックグラウンド分を差し引く。つまり、測定された炭素量の平均値が母材の炭素量より多い場合、その増加分はコンタミネーションと考え、各位置での分析値からその増加分を一律差し引いた値を各位置での真のＣ量とする。
　次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。
　本発明の鋼板の製造方法は、成分組成を有する鋼スラブに対して熱間圧延、酸洗および冷間圧延を施した後、得られた冷延鋼板に対して、焼鈍を行う鋼板の製造方法であり、上記焼鈍は、上記冷延鋼板に対して、７５０～８８０℃の焼鈍温度に加熱し、上記焼鈍温度で１０～５００秒保持する保持工程と、上記焼鈍温度から３５０～５５０℃の第一冷却停止温度までの温度範囲を第一平均冷却速度：２～５０℃／ｓとして上記第一冷却停止温度まで冷却する第一冷却工程と、３５０～５５０℃の滞留温度で１０ｓ以上６０ｓ以下滞留させた後、１００～３００℃の第二冷却停止温度まで第二平均冷却速度：３～５０℃／ｓで冷却する第二冷却工程と、上記第二冷却停止温度から平均加熱速度：２．０℃／ｓ以上で第二冷却停止温度＋５０℃以上３４０℃以下の再加熱温度まで加熱する再加熱工程と、上記再加熱工程後、上記再加熱温度から５０℃までの温度範囲を第三平均冷却速度：０．０５～１．０℃／ｓで１００ｓ以上滞留させながら冷却する第三冷却工程と、を含む。
　＜熱間圧延＞
　鋼スラブを熱間圧延する方法には、スラブを加熱後圧延する方法、連続鋳造後の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、常法にしたがって実施すればよく、例えば、スラブ加熱温度は１１００～１３００℃、均熱温度は２０～３００ｍｉｎ、仕上圧延温度はＡｒ３変態点～Ａｒ３変態点＋２００℃、巻取温度は４００～７２０℃とすればよい。巻取温度は、板厚変動を抑制し高い強度を安定して確保する観点からは、４３０～５３０℃とするのが好ましい。
Ａｒ３変態点は鋼板の成分と下記の経験式（Ａ）から算出することができる。
Ａｒ３＝９１０－２０３×［Ｃ］＋４４．７×［Ｍｎ］－３０×［Ｓｉ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［ｓｏｌ．Ａｌ］－２０×［Ｂ］＋３１．５×［Ｍｏ］＋１０４×［Ｖ］＋４００×［Ｔｉ］　・・・（Ａ）
　式（Ａ）中、[元素]は各元素の含有量（質量％）を意味する。（含有しない元素は０（零）質量％とする。）
　＜酸洗＞
　酸洗は常法に従って行えばよい。
　＜冷間圧延＞
　冷間圧延は常法に従って行えばよく、累積圧延率を３０～８５％とすればよい。高い強度を安定して確保し、異方性を小さくする観点からは、圧延率は３５～８５％にすることが好ましい。なお、圧延荷重が高い場合は、４５０～７３０℃でＣＡＬ（連続焼鈍ライン）またはＢＡＦ（箱焼鈍炉）にて軟質化の焼鈍処理をすることが可能である。
　＜焼鈍＞
　常法に従って製造した冷延鋼板（冷間圧延鋼板）について、以下の条件で焼鈍を行う。焼鈍設備は特に限定されないが、生産性、および所望の加熱速度および冷却速度を確保するという観点から、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）または連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）で実施することが好ましい。
　［保持工程：７５０～８８０℃の焼鈍温度域の焼鈍温度に加熱し、焼鈍温度で１０～５００秒保持］
　焼鈍温度（均熱温度）が７５０℃を下回ると、ポリゴナルフェライトが過多となることで逆変態オーステナイト中に濃化するＣおよびＭｎが増加する。これにより、上部ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、残留オーステナイトの少なくともいずれかを十分に得られず、また、焼入れマルテンサイトの硬度が増加することで、所望の強度と延性と伸びフランジ成形性とを確保できない。また、焼鈍温度（均熱温度）が７５０℃を下回ると、再結晶が十分に起こらず、冷間圧延時の加工組織が残存することで成形性を低下させる場合がある。このため、焼鈍温度（均熱温度）は７５０℃以上とする。
一方、焼鈍温度（均熱温度）が８８０℃を超えると、オーステナイト単相温度となり、所定のポリゴナルフェライトが得られず、ＹＲが増加するとともに延性が低下する。このため、焼鈍温度（均熱温度）は８８０℃以下とする。焼鈍温度（均熱温度）は、好ましくは８５０℃以下であり、より好ましくは８３０℃以下である。
　また、上記焼鈍温度で保持する時間（均熱時間）が１０秒未満であると、上記焼鈍温度（均熱温度）におけるオーステナイトの形成が十分に行われず、ポリゴナルフェライトが過多になり、規定量の上部ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイトが得られずに、所望の強度が得られないのみならず、残留オーステナイトを十分に得ることができず、所望の延性が確保されない。
一方、上記焼鈍温度で保持する時間（均熱時間）が５００秒超えであると、組織の粗大化が顕著に生じるため、所望の強度を確保できない。
よって、上記焼鈍温度で保持する時間（均熱時間）は、１０～５００秒とする。焼鈍温度で保持する時間（均熱時間）は、好ましくは、８０秒以上であり、より好ましくは１００秒以上である。また、焼鈍温度で保持する時間（均熱時間）は、好ましくは、４００秒以下であり、より好ましくは３００秒以下である。
　［第一冷却工程：焼鈍温度から３５０～５５０℃の第一冷却停止温度までの温度範囲を第一平均冷却速度：２～５０℃／ｓとして第一冷却停止温度まで冷却］
　７５０℃から８８０℃の均熱温度での保持後（上記保持工程後）、上記焼鈍温度から３５０～５５０℃の第一冷却停止温度までの温度範囲を第一平均冷却速度２～５０℃／ｓで冷却する。２℃／ｓを下回ると操業性が低下するため、第一平均冷却速度は２℃／ｓ以上とする。第一平均冷却速度は、好ましくは５℃／ｓ以上である。
一方、第一平均冷却速度が大きくなりすぎると、板形状が悪化するので、５０℃／ｓ以下とする。第一平均冷却速度は、好ましくは４０℃／ｓ以下であり、より好ましくは３０℃／ｓ未満である。
　ここで、第一平均冷却速度とは、「（焼鈍温度（℃）－第一冷却停止温度（℃））／焼鈍温度から第一冷却停止温度までの冷却時間（秒）」である。
　［第二冷却工程（１）：３５０～５５０℃の滞留温度で１０ｓ以上６０ｓ以下滞留］
　上記の第一冷却停止温度以下、かつ３５０℃から５５０℃までの温度範囲（滞留温度）において、上部ベイナイトを形成させ、所定の残留オーステナイト得ることができ、所望の延性が得られる。ベイナイト変態は潜伏期間があり、滞留開始温度と滞留終了温度を含む滞留温度域に一定時間滞留させなければならない。
滞留温度域が３５０℃未満あるいは５５０℃超となる場合、ベイナイト変態が抑制される結果、残留オーステナイトの形成が抑制され、所望の延性が得られない。また、滞留温度域が３５０℃未満となると、マルテンサイト変態が生じるため、不要にＹＲを高めることになり、プレス成形性が低下する場合がある。このため、滞留温度の範囲は３５０～５５０℃とする。
また、滞留時間が１０ｓ未満であると所望の量のベイナイトが得られず、残留オーステナイトの形成が抑制される結果、所望の延性が得られない。
一方、滞留時間が６０ｓを超えるとベイナイトから塊状の未変態γへのＣの濃化が進行し、粗大かつＣ濃度の高い焼入れマルテンサイトの増加を招き、所望の伸びフランジ成形性および板幅方向の材質安定性が得られない。したがって、滞留時間は１０ｓ以上６０ｓ以下とする。
　［第二冷却工程（２）：１００～３００℃の第二冷却停止温度までの温度範囲を第二平均冷却速度：３～５０℃／ｓで冷却］
　上記滞留後、過度なベイナイト変態による、焼戻しマルテンサイト量の低下、粗大な焼入れマルテンサイトあるいは残留オーステナイトの形成、および、残留オーステナイトへの過度な炭素濃化が生じることで、強度、伸びフランジ成形性および板幅方向の材質安定性の低下が生じないよう、速やかに冷却する必要がある。このため、上記滞留終了温度から１００℃以上３００以下の冷却停止温度までの温度範囲における平均冷却速度（第二平均冷却速度）を３℃／ｓ以上とする。第二平均冷却速度は、好ましくは５℃／ｓとする。
一方、第二平均冷却速度が５０℃／ｓ超となると、板形状が劣化するため第二平均冷却速度は５０℃／ｓ以下とする。
第二冷却停止温度が３００℃を超えると、所定の焼戻しマルテンサイトが得られず、その結果、粗大な焼入れマルテンサイトが増加することで、所望の伸びフランジ成形性が得られない。このため、第二冷却停止温度は３００℃以下とする。第二冷却停止温度は、好ましくは２９０℃以下である。
一方、第二冷却停止温度が１００℃未満となると、過度にマルテンサイト変態が進み、所定の体積率の残留オーステナイトを得ることができず、所望の延性を得られない。このため、冷却停止温度は１００℃以上とする。
　ここで、第二平均冷却速度とは、「滞留終了温度（℃）－第二冷却停止温度（℃）／滞留終了温度から第二冷却停止温度までの冷却時間（秒）」である。
　［再加熱工程：第二冷却停止温度から平均加熱速度：２．０℃／ｓ以上で第二冷却停止温度＋５０℃以上３４０℃以下の再加熱温度まで加熱］
　マルテンサイトの焼戻し効果は高温ほど促進される。そのため、第二冷却停止温度で焼戻しを行うよりも第二冷却停止温度＋５０℃以上で焼戻しを行うことで、炭素濃化が促進され、残留オーステナイトの形成が促進され、伸びフランジ成形性を向上させつつ、延性を改善することができる。
一方で、再加熱温度が３４０℃を超えると炭化物析出が促進されるため、炭素濃化が抑制されて所定の残留オーステナイトが得られず、所望の延性を得られない。このため、再加熱温度は冷却停止温度＋５０℃以上３４０℃以下とする。
また、平均加熱速度が２．０℃／ｓ未満となると、炭素分配よりも炭化物析出が促進される結果、所定の残留オーステナイトが得られない。このため、冷却停止温度から３４０℃以下までの温度範囲を平均加熱速度：２．０℃／ｓ以上とする。
　ここで、平均加熱速度とは、「再加熱温度（℃）－第二冷却停止温度（℃）／第二冷却停止温度から再加熱温度までの加熱時間（秒）」である。
　［第三冷却工程：再加熱温度から５０℃までの温度範囲を第三平均冷却速度：０．０５～１．０℃／ｓで１００ｓ以上滞留させながら冷却］
　再加熱温度から５０℃までの温度範囲の第三平均冷却速度が１．０℃／ｓを超えるとマルテンサイトの焼き戻し効果が十分に得られず、０．０５ｍａｓｓ％以上のＣ濃化領域（ＳＣ≧０．５）が増加することで、伸びフランジ成形性と板幅方向の材質安定性を劣化させる。このため、再加熱温度から５０℃までの温度範囲を冷却速度は１．０℃／ｓ以下とする。
なお、再加熱温度から５０℃までの温度範囲を冷却速度１．０℃／ｓ以下とすることで、板幅方向の温度ばらつきも低減して、板幅方向の材質安定性をさらに向上させることもできる。
一方、再加熱温度から５０℃までの温度範囲の冷却速度（第三平均冷却速度）が遅くなると、処理時間が長時間となり、操業性を劣化させる。このため、冷却停止温度から５０℃までの温度範囲を冷却速度（第三平均冷却速度）は０．０５℃／ｓ以上とする。
　ここで、第三平均冷却速度とは、「再加熱温度（℃）－５０℃／再加熱温度（℃）から５０℃までの冷却時間（秒）」である。
　また、鋼板の表面に、亜鉛めっき処理を施して、表面に亜鉛めっき層を有する鋼板を得てもよい。めっき処理の種類は特に限定されず、溶融亜鉛めっき、電気亜鉛めっきのいずれでもよい。また、合金化溶融亜鉛めっき処理として、溶融亜鉛めっき後に合金化を施すめっき処理を行ってもよい。
　溶融亜鉛めっきは、自動車用鋼板等に用いられる。溶融亜鉛めっきを施す場合には、連続溶融亜鉛めっきライン前段の連続焼鈍炉で、上記の焼鈍における保持工程、第一冷却工程後、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成すればよく、さらに、その後、合金化処理を施すことで合金化溶融亜鉛めっき鋼板としてもよい。
具体的には、前述した第二冷却工程において、３５０～５５０℃の滞留温度で１０ｓ以上６０ｓ以下滞留させる際、鋼板表面に溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を行うことができる。また、上記の均熱、冷却の工程とめっき工程はそれぞれ別のラインで行ってもよい。
　また、電気亜鉛めっきは、焼鈍後、すなわち、第三冷却工程後に行うことができる。
　以上のように得られた本発明の鋼板の板厚は、０．５ｍｍ以上とすることが好ましい。また、本発明の鋼板の板厚は、２．０ｍｍ以下とすることが好ましい。
また、板幅は、６００ｍｍ以上とすることが好ましい。また、本発明の鋼板の板幅は、１７００ｍｍ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９８０ＭＰａ以上であり、プレス成形性、延性および伸びフランジ成形性に優れ、かつ板幅方向の材質安定性に優れている。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、プレス成形性、延性および伸びフランジ成形性に優れ、かつ板幅方向の材質安定性に優れている。また、本発明の部材を用いれば、軽量化が可能である。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。
　表１に示す成分組成を有する連続鋳造により製造したスラブを１２００℃に加熱し、均熱時間は２００ｍｉｎ．とし、仕上げ圧延温度は９００℃とし、巻取り温度を５５０℃とする熱間圧延工程後、５０％の圧延率で冷間圧延して製造した板厚１．４ｍｍの冷延鋼板を、表２に示す焼鈍条件で処理し、本発明の鋼板と比較例の鋼板とを製造した。
　得られた鋼板の板幅は全て１５００ｍｍであった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
　なお、一部の鋼板（冷延鋼板：ＣＲ）は、３５０～５５０℃の滞留温度で１０ｓ以上６０ｓ以下滞留させる際、溶融亜鉛めっき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）とした。ここでは、４４０℃以上５５０℃以下の亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整した。溶融亜鉛めっきはＡｌ量が０．１０％以上０．２２％以下である亜鉛めっき浴を用いた。さらに、一部の溶融亜鉛めっき鋼板には、上記溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）とした。ここでは、４６０℃以上５５０℃以下の温度域で合金化処理を施した。また、一部の鋼板（冷延鋼板：ＣＲ）は、電気めっきを施し、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）とした。
　鋼組織の測定は、以下の方法で行った。測定結果は表３に示す。
　ポリゴナルフェライト、上部ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、下部ベイナイト、焼入れマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）の面積率の測定は、圧延方向と平行な板厚断面を切り出し、鏡面研磨した後、１ｖｏｌ％ナイタールにて腐食し、１／４厚み位置で、ＳＥＭで５０００倍にて１０視野観察し、撮影した組織写真を画像解析で定量化した。
ポリゴナルフェライトは内部に殆ど炭化物を伴わず、比較的等軸なフェライトを対象とした。ＳＥＭでは最も黒色に見える領域である。
上部ベイナイトは、内部にＳＥＭでは白色に見える炭化物または残留オーステナイトの生成を伴うフェライト組織である。なお上部ベイナイトとポリゴナルフェライトの識別が難しい場合は、アスペクト比≦２．０の形態のフェライトの領域をポリゴナルフェライトとし、アスペクト比＞２．０の領域を上部ベイナイトに分類し面積率を算出した。ここで、アスペクト比は、粒子長さが最も長くなる長軸長さａを求め、それに垂直な方向で最も粒子を長く横切るときの粒子長さを短軸長さｂとし、ａ／ｂをアスペクト比と。
焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトは、ＳＥＭでは内部にラス状の下部組織と炭化物の析出を伴う領域である。
焼入れマルテンサイト（フレッシュマルテンサイト）は、ＳＥＭでは内部に下部組織が見えずに白く見える塊状の領域である。
残部組織は、炭化物および／またはパーライト組織のことであり、ＳＥＭでは白いコントラストで確認することができる組織である。炭化物は粒子径が１μｍ以下の組織であり、また、パーライトはラメラー（層）状の組織であることから区別することが可能である。
　上述した組織の定量評価、および焼入れマルテンサイト、残留オーステナイトのアスペクト比および円相当径の測定は、画像解析ソフトとしてＩｍａｇｅ　Ｊ（Ｆｉｊｉ）を用いて行った。
圧延方向と平行な板厚断面を切り出し、鏡面研磨した後、１ｖｏｌ％ナイタールにて腐食し、１／４厚み位置で、ＳＥＭで５０００倍にて１０視野観察し、Ｉｍａｇｅ　Ｊ（Ｆｉｊｉ）の機械学習で領域識別可能なＴｒａｉｎａｂｌｅ　Ｗｅｋａ　ｓｅｇｍｅｎｔａｔｉｏｎ法を用いて各組織を識別して定量評価した。また、焼入れマルテンサイト、残留オーステナイトのアスペクト比および円相当径は、同じくＩｍａｇｅ　Ｊの機能である粒子解析プログラムにより測定可能であり、前記の通り識別した焼入れマルテンサイト、残留オーステナイトのみを抽出して測定した。
　残留オーステナイトの体積率は、表層から１／４厚み位置を化学研磨し、Ｘ線回折にて求めた。入射Ｘ線にはＣｏ－Ｋα線源を用い、フェライトの（２００）、（２１１）、（２２０）面とオーステナイトの（２００）、（２２０）、（３１１）面の強度比から残留オーステナイトの体積率を計算した。
　Ｃ濃度が０．５ｍａｓｓ％以上であるＣ濃化領域の面積率ＳＣ≧０．５の測定は、圧延方向に平行な板厚断面の板厚１／４位置において日本電子製電界放出型電子線マイクロアナライザ（ＦＥ－ＥＰＭＡ）ＪＸＡ－８５００Ｆを用いた。そして、加速電圧６ｋＶ、照射電流７×１０－８Ａ、ビーム径を最小としてＣ濃度分布をマッピング分析することにより測定し、Ｃ濃度が０．５ｍａｓｓ％以上となる面積率を算出した。
ただし、コンタミネーションの影響を排除するために、分析で得られたＣの平均値が母材の炭素量に等しくなる様、バックグラウンド分を差し引いた。つまり、測定された炭素量の平均値が母材の炭素量より多い場合、その増加分はコンタミネーションと考え、各位置での分析値からその増加分を一律差し引いた値を各位置での真のＣ量とした。
　引張特性の評価はＪＩＳ５号引張試験片を板幅中央位置から採取し、引張試験（ＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１）に準拠）をＮ＝３で実施した。各評価については、３点の平均値に基づいて行った。引張強度が９８０ＭＰａ以上である鋼板を強度に優れると判断した。降伏比ＹＲが０．８以下である鋼板をプレス成形性に優れると判断した。全伸びはＴＳ：９８０ＭＰａ以上では１４．０％以上、ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上では１２．０％以上を延性に優れると判断した。
　また、伸びフランジ成形性の評価は板幅中央位置から試験片を採取し、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１の規定に準拠した穴広げ試験をＮ＝３で実施した。すなわち、１００ｍｍ×１００ｍｍ角サイズのサンプルにポンチ径１０ｍｍ、クリアランス：１３％の打ち抜き工具を用いて打ち抜き後、頂角６０度の円錐ポンチを用いて、打ち抜き穴形成の際に発生したバリが外側になるようにして、板厚を貫通する割れが発生するまで穴広げを行った。この際のｄ０：初期穴径（ｍｍ）、ｄ：割れ発生時の穴径（ｍｍ）として、穴広げ率λ（％）＝｛（ｄ－ｄ０）／ｄ０｝×１００として求め、実施した３点の平均値をλとして評価した。４０％以上のλを有する鋼を穴広げ性に優れ、伸びフランジ性に優れると判断した。
　板幅方向の材質安定性評価については、板幅中央位置（１２Ｗ／２４の位置（Ｗ：板幅））から１００ｍｍ以内の間隔で両板幅方向から評価材を２３点（２３点には板幅中央位置を含む。）採取し、各位置（測定位置Ｘ）でのＥＬおよびλを求める。そして、中央位置の測定値に対する板幅中央位置と各位置の測定値の差の割合を求めることで、板幅方向の材質安定性を評価した。
板幅中央位置のＥＬおよびλを基準として、ＥＬおよびλの差が１０％以下となる連続した測定群をＥＬおよびλの差が１０％以下の領域とし、全板幅に対してこの領域が８０％以上の割合を有する鋼を材質安定性に優れると判断した。
以下の式（１）及び式（２）を満たす領域Ａの板幅が、全板幅に対して８０％以上である場合を板幅方向の材質安定性に優れると判断した。
－１０≦１００×[（領域Ａ内の測定位置ＸのＥＬ（％）－板幅中央位置のＥＬ（％））／板幅中央位置のＥＬ（％）]≦１０　・・・（１）
－１０≦１００×［（領域Ａ内の測定位置Ｘのλ（％）－板幅中央位置のλ（％））／板幅中央位置のλ（％）］≦１０　・・・（２）
（式（１）、（２）において、測定位置Ｘは、鋼板の板幅Ｗの２４分割位置の計２３箇所とする。すなわち、板幅方向の位置として、Ｗ／２４、２Ｗ／２４、３Ｗ／２４、４Ｗ／２４、５Ｗ／２４、６Ｗ／２４、７Ｗ／２４、８Ｗ／２４、９Ｗ／２４、１０Ｗ／２４、１１Ｗ／２４、１２Ｗ／２４、１３Ｗ／２４、１４Ｗ／２４、１５Ｗ／２４、１６Ｗ／２４、１７Ｗ／２４、１８Ｗ／２４、１９Ｗ／２４、２０Ｗ／２４、２１Ｗ／２４、２２Ｗ／２４、２３Ｗ／２４の計２３箇所を測定位置Ｘとする。）
　測定結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  
　表２、３に示す本発明例は、強度、プレス成形性、延性、伸びフランジ成形性、および板幅方向の材質安定性に優れているのに対して、比較例はいずれかが劣っていた。
　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、プレス成形性、延性、伸びフランジ成形性、および板幅方向の材質安定性に優れていることから、本発明例の鋼板と同様に、高強度であり、プレス成形性、延性、伸びフランジ成形性、および板幅方向の材質安定性に優れていることがわかった。
 

 

Claims (10)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０５～０．２０％、
    Ｓｉ：０．４０～１．５０％、
    Ｍｎ：１．９～３．５％、
    Ｐ：０．０２％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５～０．５０％、
    Ｎ：０．０１５％未満を含有し、
    残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成と、
    ポリゴナルフェライトの面積率：１０％以上５７％以下であり、
    上部ベイナイトと焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの合計面積率：４０％以上８０％以下であり、
    残留オーステナイトの体積率：３％以上１５％以下であり、
    焼入れマルテンサイトの面積率：１２％以下（０％を含む）であり、
    さらに残部組織からなる鋼組織と、
    を有し、
    焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率に対して、アスペクト比が３以下であり、かつ円相当径１．６μｍ以上である焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率が２０％以下であり、
    全組織に対してＣ濃度が０．５ｍａｓｓ％以上であるＣ濃化領域（ＳＣ≧０．５）の面積率が１５％以下である、鋼板。
  2. 　前記成分組成として、さらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．１％以下、
    Ｂ：０．０１％以下、
    のうちから選ばれる１種または２種を含有する、請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記成分組成として、さらに、質量％で、
    Ｃｕ：１％以下、
    Ｎｉ：１％以下、
    Ｃｒ：１％以下、
    Ｍｏ：０．５％以下、
    Ｖ：０．５％以下、
    Ｎｂ：０．１％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. 　前記成分組成として、さらに、質量％で、
    Ｍｇ：０．００５０％以下、
    Ｃａ：０．００５０％以下、
    Ｓｎ：０．１％以下、
    Ｓｂ：０．１％以下、
    ＲＥＭ：０．００５０％以下、
    のうちから選んだ１種または２種以上を含有する、請求項１～３のいずれかに記載の鋼板。
  5. 　表面に亜鉛めっき層を有する、請求項１～４のいずれかに記載の鋼板。
  6. 　請求項１～５のいずれかに記載の鋼板を用いてなる部材。
  7. 　請求項１～４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、酸洗および冷間圧延を施した後、得られた冷延鋼板に対して、焼鈍を行う鋼板の製造方法であり、
    前記焼鈍は、
    前記冷延鋼板に対して、７５０～８８０℃の焼鈍温度に加熱し、前記焼鈍温度で１０～５００秒保持する保持工程と、
    前記焼鈍温度から３５０～５５０℃の第一冷却停止温度までの温度範囲を第一平均冷却速度：２～５０℃／ｓとして前記第一冷却停止温度まで冷却する第一冷却工程と、
    ３５０～５５０℃の滞留温度で１０ｓ以上６０ｓ以下滞留させた後、１００～３００℃の第二冷却停止温度まで第二平均冷却速度：３～５０℃／ｓで冷却を行う第二冷却工程と、
    前記第二冷却停止温度から平均加熱速度：２．０℃／ｓ以上で第二冷却停止温度＋５０℃以上３４０℃以下の再加熱温度まで加熱する再加熱工程と、
    前記再加熱工程後、前記再加熱温度から５０℃までの温度範囲を第三平均冷却速度：０．０５～１．０℃／ｓで１００ｓ以上滞留させながら冷却する第三冷却工程と、を含む、鋼板の製造方法。
  8. 　前記第二冷却工程において、３５０～５５０℃の滞留温度で１０ｓ以上６０ｓ以下滞留させる際、鋼板表面に溶融亜鉛めっき処理または合金化溶融亜鉛めっき処理を行う、請求項７に記載の鋼板の製造方法。
  9. 　前記焼鈍の後、鋼板表面に電気亜鉛めっき処理を行う、請求項７に記載の鋼板の製造方法。
  10. 　請求項１～５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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