JP6237900B2 - 高強度冷延薄鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、引張強さTS：980MPa以上を有し、自動車部品用として好適な、高強度冷延薄鋼板およびその製造方法に係り、とくに、強度および伸びの面内異方性の低減、さらには製造安定性の向上に関する。
近年、地球環境の保全という観点から、自動車の燃費向上が要望され、車体部品等への引張強さ：980MPa以上の高強度鋼板の適用が促進されている。さらに、最近では、自動車の衝突安全性の向上に対する要求が高まり、衝突時の乗員の安全性確保という観点から、車体の骨格部分等の構造部材用として、高強度鋼板が広く採用されるようになり、引張強さが1180MPa級、1270MPa級といった極めて高い強度の高強度鋼板の適用も検討されている。
例えば、特許文献１には、質量％で、C：0.16〜0.20％、Si：1.0〜2.0％、Mn：2.5〜3.5％、Al：0.005〜0.1％、N：0.01％以下、Ti：0.001〜0.050％、B：0.0001〜0.0050％を含む組成からなるスラブを、熱間圧延し、ついで、酸洗後、冷間圧延した冷延板に、焼鈍工程として、800〜950℃で焼鈍したのち、冷却停止温度：200〜500℃まで冷却し、ついで750〜850℃に再加熱後、平均冷却速度：5〜50℃/sで、350〜450℃の冷却停止温度域まで冷却し、この温度域に100〜1000ｓ滞留させ、延性に優れかつ引張強さが1180MPa以上である高強度冷延鋼板とする、高強度冷延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献１に記載された技術では、体積分率で、フェライト相：40〜65％、マルテンサイト相：30〜55％、残留オーステナイト相：5〜15％を含み、圧延方向断面において単位面積：1μm２当たりのマルテンサイト相の数が0.5〜5.0個を満足する組織を有し、延性に優れ、しかも引張強さが1180MPa以上で、強度延性バランスTS×Elが22000MPa％以上を有する高強度冷延鋼板が得られるとしている。
また、特許文献２には、質量％で、C：0.05〜0.12％、Si：0.05％以下、Mn：2.7〜3.5％、Cr：0.2〜0.5％、Mo：0.2〜0.5％を含有し、Al：0.10％以下、P：0.03％以下、S：0.03％以下に抑制された組成と、フェライトおよびマルテンサイトを主体とする複合組織と、を有し、引張強さが780〜1180MPaで、スポット溶接性及び材質安定性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が記載されている。特許文献２に記載された技術では、Cを0.05〜0.12％と低減し、スポット溶接性を向上させ、さらにCrとMoとを必須成分として含有させることにより、降伏強さのバラツキが18MPa以下、引張強さのバラツキが13MPa以下、全伸びのバラツキが1.8％以下に抑えられ、スポット溶接性及び材質安定性に優れる鋼板となるとしている。
また、特許文献３には、質量％で、C：0.10〜0.4％未満、Si：0.5〜3.0％、Mn：1.5〜3.0％を含有し、O：0.006％以下、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Al：2.0％以下、N：0.01％以下に制限され、残部は鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、1000〜1200℃の温度範囲で、圧下率40％以上の圧延を１回以上行う第１の熱間圧延を行い、第１の熱間圧延でオーステナイト粒径を200μm以下とし、成分含有量の特定関係式で定義される温度Ｔ１＋30℃以上、Ｔ１＋200℃以下の温度域で、少なくとも１回は１パスで圧下率30％以上の圧延を行う第２の熱間圧延を行い、第２の熱間圧延での合計の圧下率を50％以上とし、第２の熱間圧延において、圧下率が30％以上の最終圧下を行った後、待ち時間ｔ秒がｔ≦2.5×ｔ１を満足するように冷間圧延前冷却を開始し、冷間圧延前冷却が平均冷却速度を50℃/秒以上、温度変化が40〜140℃の範囲とし、700℃以下の温度域で巻取ったのち、圧下率40〜80％の冷間圧延を行い、連続溶融亜鉛めっきラインで、750〜900℃の焼鈍温度まで加熱し、焼鈍温度から500℃まで、0.1〜200℃/秒で冷却し、500〜350℃間にて10〜1000秒間で保持したのち、溶融亜鉛めっきを行い、引張強さ980MPa以上で材質異方性の少ない成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板とする、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が記載されている。特許文献３に記載された技術では、強化元素であるSiを活用し、体積率40％以上のフェライトと、8％以上60％未満の残留オーステナイトと、残部ベイナイトもしくはマルテンサイトから成り、{100}＜011＞〜{223}＜110＞方位群の極密度の平均値が6.5以下、{332}＜113＞の結晶方位の極密度が5.0以下である、材質異方性の小さい成形性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られるとしている。
しかしながら、上記したように、鋼板を高強度化して薄肉化すると、プレス成形後の形状凍結性が著しく低下する。そのため、プレス成形時に、離型後の形状変化を予め予測し、形状変化量を見込んで型を設計することが広く行われている。しかし、鋼板の強度や延性が、同一製品内でばらつくと、これらを一定として算出した見込み量からのズレが大きくなり、形状不良が発生する。そのため、プレス成形後、一個ごとに、板金加工等による手直しが不可欠となり、量産効率を著しく低下させる。このようなことから、同一製品内の強度と伸びのバラツキを可能な限り小さくできる製造安定性に優れ、かつ鋼板内の面内異方性が小さい高強度鋼板が要求されている。
しかし、特許文献１に記載された技術では、製造安定性や面内異方性に関しては考慮されていない。また、特許文献２に記載された技術では、引張強さTSが980MPa以上で全伸びElが15％未満と、延性の顕著な向上が得られないだけでなく、面内異方性に関して全く考慮されていない。また、特許文献３に記載された技術では、製造安定性に関して、全く考慮されていないという問題があった。
本発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、高強度、高延性で、焼鈍処理時の温度変動に対する強度および伸びのばらつきが少なく製造安定性に優れ、かつ強度および伸びの面内異方性が小さい高強度冷延薄鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。なお、ここでいう「高強度」とは、引張強さTS：980MPa以上である場合をいう。また、「高延性」とは、全伸びEl（JIS 5号引張試験片（GL：50mm）使用）が、TS：980MPa級では20％以上、TS：1180MPa級では15％以上、TS：1270MPa級では10％以上である場合をいう。また、「製造安定性に優れる」とは、焼鈍工程での温度変動が20℃である場合の、引張強さTSの変動量が25MPa以下でかつ全伸びElの変動量が5％以下である場合をいうものとする。
また、「面内異方性が小さい」とは、次（１）式
δTS＝（TSＬ＋TSＣ−２×TSＤ）／２ ‥‥（１）
（ここで、TSＬ：圧延方向と平行な方向（Ｌ方向）の引張強さ（MPa）、TSＣ：圧延方向と垂直な方向（Ｃ方向）の引張強さ（MPa）、TSＤ：圧延方向と45°の方向（Ｄ方向）の引張強さ（MPa））
で定義されるδTSが、25MPa以下であり、かつ次（２）式
δEl＝（ELＬ＋ElＣ−２×ElＤ）／２‥‥（２）
（ここで、ELＬ：圧延方向と平行な方向（Ｌ方向）の全伸び（％）、ElＣ：圧延方向と垂直な方向（Ｃ方向）の全伸び（％）、ElＤ：圧延方向と45°の方向（Ｄ方向）の全伸び（％））
で定義されるδElが、10％以下である場合をいうものとする。
δTS＝（TSＬ＋TSＣ−２×TSＤ）／２ ‥‥（１）
（ここで、TSＬ：圧延方向と平行な方向（Ｌ方向）の引張強さ（MPa）、TSＣ：圧延方向と垂直な方向（Ｃ方向）の引張強さ（MPa）、TSＤ：圧延方向と45°の方向（Ｄ方向）の引張強さ（MPa））
で定義されるδTSが、25MPa以下であり、かつ次（２）式
δEl＝（ELＬ＋ElＣ−２×ElＤ）／２‥‥（２）
（ここで、ELＬ：圧延方向と平行な方向（Ｌ方向）の全伸び（％）、ElＣ：圧延方向と垂直な方向（Ｃ方向）の全伸び（％）、ElＤ：圧延方向と45°の方向（Ｄ方向）の全伸び（％））
で定義されるδElが、10％以下である場合をいうものとする。
また、ここでいう「薄鋼板」とは、板厚：5mm以下である鋼板をいうものとする。
本発明者らは、上記した目的を達成するために、強度、延性、さらには製造安定性、面内異方性に影響する各種要因について、鋭意研究した。その結果、C：0.20質量％超えで、Tiおよび／またはNbを含有する組成とすることにより、焼鈍処理における広い温度範囲（700〜840℃）にわたり、所望の高強度を確保でき、かつ強度および伸びの変動（ばらつき）を少なくでき、製造安定性に優れた高強度薄鋼板とすることができることを新規に見出した。また、上記した組成とすることに加えて、針状で微細な残留オーステナイト相を適正量、フェライト相中に分散させた組織とすることにより面内異方性が小さい高強度薄鋼板とすることができることを見出した。
このような組織を有する高強度薄鋼板は、上記した組成を有し、圧下率：30％以上となる冷間圧延を施されてなる薄冷延板に、加熱し冷却する焼鈍処理（第１段焼鈍処理）と、二相温度域に加熱し短時間保持後、所定の温度域の冷却停止温度まで冷却し、該温度域で所定時間保持する焼鈍処理（第２段焼鈍処理）とを施す、２段階の焼鈍処理により、製造できることを知見した。冷延板に上記した第１段焼鈍処理を施すことにより、マルテンサイト相とベイナイト相の合計が体積率で80％以上となる組織を有する薄冷延焼鈍板とすることができ、さらに該薄冷延焼鈍板に上記した第２段焼鈍処理を施すことにより、安定性の高い微細で針状の残留オーステナイト相を適正量、分散させた薄冷延焼鈍板（高強度冷延薄鋼板）とすることができ、これにより、面内異方性が少ない高強度冷延薄鋼板とすることができる。
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は、つぎのとおりである。
（１）質量％で、C：0.20％超え0.45％以下、Si：0.50〜2.50％、Mn：2.00％以上3.50％未満、P：0.001〜0.100％、S：0.0200％以下、N：0.0100％以下、Al：0.01〜0.100％を含み、さらに、Ti：0.005〜0.100％およびNb：0.005〜0.100％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、体積率で、15％以上70％以下のフェライト相と、15％超え40％以下の残留オーステナイト相と、残部が30％以下（0％を含まず）のマルテンサイト相、あるいはさらに10％以下（0％を含む）のパーライト相および／または炭化物からなる組織と、を有し、前記残留オーステナイト相が、平均結晶粒径：2.0μm以下でかつアスペクト比が2.0以上であり、引張強さ：980MPa以上で、次（１）式
δTS＝（TSＬ＋TSＣ−２×TSD）／２ ‥‥（１）
（ここで、δTS：引張強さTSの面内異方性（MPa）、TSＬ：圧延方向（Ｌ方向）と平行な方向の引張強さ（MPa）、TSＣ：圧延方向に垂直な方向（Ｃ方向）の引張強さ（MPa）、TSD：圧延方向に45°方向（Ｄ方向）の引張強さ（MPa））
で定義される引張強さの面内異方性δTSが25MPa以下および次（２）式
δEl＝（ElＬ＋ElＣ−２×ElD）／２ ‥‥（２）
（ここで、δEl：全伸びElの面内異方性（％）、ElＬ：圧延方向（Ｌ方向）と平行な方向の全伸び（％）、ElＣ：圧延方向に垂直な方向（Ｃ方向）の全伸び（％）、El D：圧延方向に45°方向（Ｄ方向）の全伸び（％））
で定義される全伸びの面内異方性δElが10％以下である高強度冷延薄鋼板。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、次Ａ群〜Ｄ群
Ａ群：B：0.0001〜0.0050％、Cr：0.05〜1.00％およびCu：0.05〜1.00％のうちから選ばれた１種または２種以上、
Ｂ群：Sb：0.002〜0.200％、Sn：0.002〜0.200％のうちから選ばれた１種または２種、
Ｃ群：Ta：0.001〜0.100％、
Ｄ群：Ca：0.0005〜0.0050％、Mg：0.0005〜0.0050％およびREM：0.0005〜0.0050％のうちから選ばれた１種または２種以上
のうちから１群または２群以上を含有する高強度冷延薄鋼板。
（３）（１）または（２）において、表面に、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、あるいは電気亜鉛めっき層のいずれかを有する高強度冷延薄鋼板。
（４）鋼素材に、熱間圧延工程と、酸洗工程と、冷間圧延工程と、焼鈍工程とを、順次施して、冷延薄鋼板とするにあたり、前記鋼素材を、質量％で、C：0.20％超え0.45％以下、Si：0.50〜2.50％、Mn：2.00％以上3.50％未満、P：0.001〜0.100％、S：0.0200％以下、N：0.0100％以下、Al：0.01〜0.100％を含み、さらに、Ti：0.005〜0.100％およびNb：0.005〜0.100％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、前記熱間圧延工程を、前記鋼素材を加熱し、所定板厚の熱延板とする工程とし、前記冷間圧延工程を、前記熱延板に圧下率：30％以上の冷間圧延を施し、所定板厚の薄冷延板とする工程とし、前記焼鈍工程を、前記薄冷延板に、焼鈍温度：800〜950℃の温度域に加熱したのち、焼鈍温度から冷却停止温度までの平均で5℃/ｓ以上の冷却速度で、350〜500℃の温度域の冷却停止温度まで冷却し、マルテンサイト相とベイナイト相との合計が体積率で80％以上となる組織の薄冷延焼鈍板とする第１段焼鈍処理と、該薄冷延焼鈍板にさらに、焼鈍温度：700〜840℃の温度域に加熱し該温度域で10〜900ｓ間保持したのち、焼鈍温度から冷却停止温度までの平均で5〜50℃/ｓの冷却速度で、350〜500℃の冷却停止温度域の温度まで冷却し、該冷却停止温度域で10〜1800ｓ間保持する第２段焼鈍処理と、からなる工程と、する高強度冷延薄鋼板の製造方法。
（５）（４）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、次Ａ群〜Ｄ群
Ａ群：B：0.0001〜0.0050％、Cr：0.05〜1.00％およびCu：0.05〜1.00％のうちから選ばれた１種または２種以上、
Ｂ群：Sb：0.002〜0.200％、Sn：0.002〜0.200％のうちから選ばれた１種または２種、
Ｃ群：Ta：0.001〜0.100％、
Ｄ群：Ca：0.0005〜0.0050％、Mg：0.0005〜0.0050％およびREM：0.0005〜0.0050％のうちから選ばれた１種または２種以上
のうちから１群または２群以上を含有する高強度冷延薄鋼板の製造方法。
（６）（４）または（５）において、前記焼鈍工程の前記第２段焼鈍処理に引続き、溶融亜鉛めっき処理、あるいは溶融亜鉛めっき処理および合金化処理、または電気亜鉛めっき処理を施す高強度冷延薄鋼板の製造方法。
（１）質量％で、C：0.20％超え0.45％以下、Si：0.50〜2.50％、Mn：2.00％以上3.50％未満、P：0.001〜0.100％、S：0.0200％以下、N：0.0100％以下、Al：0.01〜0.100％を含み、さらに、Ti：0.005〜0.100％およびNb：0.005〜0.100％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、体積率で、15％以上70％以下のフェライト相と、15％超え40％以下の残留オーステナイト相と、残部が30％以下（0％を含まず）のマルテンサイト相、あるいはさらに10％以下（0％を含む）のパーライト相および／または炭化物からなる組織と、を有し、前記残留オーステナイト相が、平均結晶粒径：2.0μm以下でかつアスペクト比が2.0以上であり、引張強さ：980MPa以上で、次（１）式
δTS＝（TSＬ＋TSＣ−２×TSD）／２ ‥‥（１）
（ここで、δTS：引張強さTSの面内異方性（MPa）、TSＬ：圧延方向（Ｌ方向）と平行な方向の引張強さ（MPa）、TSＣ：圧延方向に垂直な方向（Ｃ方向）の引張強さ（MPa）、TSD：圧延方向に45°方向（Ｄ方向）の引張強さ（MPa））
で定義される引張強さの面内異方性δTSが25MPa以下および次（２）式
δEl＝（ElＬ＋ElＣ−２×ElD）／２ ‥‥（２）
（ここで、δEl：全伸びElの面内異方性（％）、ElＬ：圧延方向（Ｌ方向）と平行な方向の全伸び（％）、ElＣ：圧延方向に垂直な方向（Ｃ方向）の全伸び（％）、El D：圧延方向に45°方向（Ｄ方向）の全伸び（％））
で定義される全伸びの面内異方性δElが10％以下である高強度冷延薄鋼板。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、次Ａ群〜Ｄ群
Ａ群：B：0.0001〜0.0050％、Cr：0.05〜1.00％およびCu：0.05〜1.00％のうちから選ばれた１種または２種以上、
Ｂ群：Sb：0.002〜0.200％、Sn：0.002〜0.200％のうちから選ばれた１種または２種、
Ｃ群：Ta：0.001〜0.100％、
Ｄ群：Ca：0.0005〜0.0050％、Mg：0.0005〜0.0050％およびREM：0.0005〜0.0050％のうちから選ばれた１種または２種以上
のうちから１群または２群以上を含有する高強度冷延薄鋼板。
（３）（１）または（２）において、表面に、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、あるいは電気亜鉛めっき層のいずれかを有する高強度冷延薄鋼板。
（４）鋼素材に、熱間圧延工程と、酸洗工程と、冷間圧延工程と、焼鈍工程とを、順次施して、冷延薄鋼板とするにあたり、前記鋼素材を、質量％で、C：0.20％超え0.45％以下、Si：0.50〜2.50％、Mn：2.00％以上3.50％未満、P：0.001〜0.100％、S：0.0200％以下、N：0.0100％以下、Al：0.01〜0.100％を含み、さらに、Ti：0.005〜0.100％およびNb：0.005〜0.100％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、前記熱間圧延工程を、前記鋼素材を加熱し、所定板厚の熱延板とする工程とし、前記冷間圧延工程を、前記熱延板に圧下率：30％以上の冷間圧延を施し、所定板厚の薄冷延板とする工程とし、前記焼鈍工程を、前記薄冷延板に、焼鈍温度：800〜950℃の温度域に加熱したのち、焼鈍温度から冷却停止温度までの平均で5℃/ｓ以上の冷却速度で、350〜500℃の温度域の冷却停止温度まで冷却し、マルテンサイト相とベイナイト相との合計が体積率で80％以上となる組織の薄冷延焼鈍板とする第１段焼鈍処理と、該薄冷延焼鈍板にさらに、焼鈍温度：700〜840℃の温度域に加熱し該温度域で10〜900ｓ間保持したのち、焼鈍温度から冷却停止温度までの平均で5〜50℃/ｓの冷却速度で、350〜500℃の冷却停止温度域の温度まで冷却し、該冷却停止温度域で10〜1800ｓ間保持する第２段焼鈍処理と、からなる工程と、する高強度冷延薄鋼板の製造方法。
（５）（４）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、次Ａ群〜Ｄ群
Ａ群：B：0.0001〜0.0050％、Cr：0.05〜1.00％およびCu：0.05〜1.00％のうちから選ばれた１種または２種以上、
Ｂ群：Sb：0.002〜0.200％、Sn：0.002〜0.200％のうちから選ばれた１種または２種、
Ｃ群：Ta：0.001〜0.100％、
Ｄ群：Ca：0.0005〜0.0050％、Mg：0.0005〜0.0050％およびREM：0.0005〜0.0050％のうちから選ばれた１種または２種以上
のうちから１群または２群以上を含有する高強度冷延薄鋼板の製造方法。
（６）（４）または（５）において、前記焼鈍工程の前記第２段焼鈍処理に引続き、溶融亜鉛めっき処理、あるいは溶融亜鉛めっき処理および合金化処理、または電気亜鉛めっき処理を施す高強度冷延薄鋼板の製造方法。
本発明によれば、引張強さ：980MPa以上の高強度と高延性とを有し、焼鈍時の温度変動に対する強度および全伸びの変動量が少ない、すなわち強度および全伸びの面内異方性が小さい高強度冷延薄鋼板を安定して製造することができ、産業上格段の効果を奏する。また、本発明になる高強度冷延薄鋼板を、自動車構造部材に適用することにより、自動車車体の軽量化に大きく寄与でき、自動車の燃費向上に大きく貢献できるという効果もある。
本発明高強度冷延薄鋼板は、質量％で、C：0.20％超え0.45％以下、Si：0.50〜2.50％、Mn：2.00％以上3.50％未満、P：0.001〜0.100％、S：0.0200％以下、N：0.0100％以下、Al：0.01〜0.100％を含み、さらに、Ti：0.005〜0.100％およびNb：0.005〜0.100％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する。
まず、組成限定の理由について説明する。以下、とくに断らない限り、質量％は、単に％で記す。
C：0.20％超え0.45％以下
Cは、高い固溶強化能を有し、鋼板強度の増加に寄与する。また、残留オーステナイト相を安定化させ、所望の体積率の残留オーステナイト相を確保し、延性の向上に有効に寄与する。このような効果を得るためには、0.20％超えの含有を必要とする。Cが0.20％以下では、所望量の残留オーステナイト相を得ることが困難になる。一方、0.45％を超える多量の含有は、靭性の低下、溶接性の低下や遅れ破壊発生の懸念を招く。このため、Cは0.20％超え0.45％以下に限定した。なお、好ましくは0.25％以上、より好ましくは0.287％以上である。好ましくは0.40％以下、より好ましくは0.37％以下である。
Cは、高い固溶強化能を有し、鋼板強度の増加に寄与する。また、残留オーステナイト相を安定化させ、所望の体積率の残留オーステナイト相を確保し、延性の向上に有効に寄与する。このような効果を得るためには、0.20％超えの含有を必要とする。Cが0.20％以下では、所望量の残留オーステナイト相を得ることが困難になる。一方、0.45％を超える多量の含有は、靭性の低下、溶接性の低下や遅れ破壊発生の懸念を招く。このため、Cは0.20％超え0.45％以下に限定した。なお、好ましくは0.25％以上、より好ましくは0.287％以上である。好ましくは0.40％以下、より好ましくは0.37％以下である。
Si：0.50〜2.50％
Siは、フェライト相中で高い固溶強化能を有し、鋼板強度の増加に寄与する。また、炭化物（セメンタイト）の生成を抑制し、残留オーステナイト相の安定化に寄与する、本発明では有用な元素である。また、Siは、フェライト相中のＣ（固溶）をオーステナイト相へ排出させ、フェライト相を清浄化し、鋼板延性の向上に寄与する作用を有する。また、フェライト相に固溶したSiは、加工硬化能を向上させ、フェライト相自身の延性向上に寄与する。このような効果を得るためには、0.50％以上の含有を必要とする。一方、Siが2.50％を超えると、残留オーステナイト相の生成が阻害される。このため、Siは0.50〜2.50％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.80％以上、より好ましくは1.00％以上である。好ましくは2.00％以下、より好ましくは1.80％以下である。
Siは、フェライト相中で高い固溶強化能を有し、鋼板強度の増加に寄与する。また、炭化物（セメンタイト）の生成を抑制し、残留オーステナイト相の安定化に寄与する、本発明では有用な元素である。また、Siは、フェライト相中のＣ（固溶）をオーステナイト相へ排出させ、フェライト相を清浄化し、鋼板延性の向上に寄与する作用を有する。また、フェライト相に固溶したSiは、加工硬化能を向上させ、フェライト相自身の延性向上に寄与する。このような効果を得るためには、0.50％以上の含有を必要とする。一方、Siが2.50％を超えると、残留オーステナイト相の生成が阻害される。このため、Siは0.50〜2.50％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.80％以上、より好ましくは1.00％以上である。好ましくは2.00％以下、より好ましくは1.80％以下である。
Mn：2.00％以上3.50％未満
Mnは、固溶強化あるいは焼入れ性向上を介して鋼板の強度増加に有効に寄与する。また、オーステナイト安定化元素であり、所望の残留オーステナイト量の確保に必要不可欠な元素である。このような効果を得るために、2.00％以上の含有を必要とする。一方、3.50％以上と過剰に含有すると、所望の残留オーステナイト量を得ることが困難になる。このようなことから、Mnは2.00％以上3.50％未満に限定した。なお、好ましくは2.30％以上である。好ましくは3.00％以下である。
Mnは、固溶強化あるいは焼入れ性向上を介して鋼板の強度増加に有効に寄与する。また、オーステナイト安定化元素であり、所望の残留オーステナイト量の確保に必要不可欠な元素である。このような効果を得るために、2.00％以上の含有を必要とする。一方、3.50％以上と過剰に含有すると、所望の残留オーステナイト量を得ることが困難になる。このようなことから、Mnは2.00％以上3.50％未満に限定した。なお、好ましくは2.30％以上である。好ましくは3.00％以下である。
P：0.001〜0.100％
Pは、固溶強化により、鋼板の強度増加に寄与する元素であり、所望の強度に応じて適正量含有できる。また、Pは、フェライト変態を促進する作用を有し、複合組織の形成に有効な元素である。このような効果を得るためには、0.001％以上含有する必要がある。一方、0.100％を超える含有は、溶接性の低下を招くとともに、粒界偏析による粒界破壊を助長する。このため、Pは0.001〜0.100％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.005％以上である。好ましくは0.050％以下である。
Pは、固溶強化により、鋼板の強度増加に寄与する元素であり、所望の強度に応じて適正量含有できる。また、Pは、フェライト変態を促進する作用を有し、複合組織の形成に有効な元素である。このような効果を得るためには、0.001％以上含有する必要がある。一方、0.100％を超える含有は、溶接性の低下を招くとともに、粒界偏析による粒界破壊を助長する。このため、Pは0.001〜0.100％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.005％以上である。好ましくは0.050％以下である。
S：0.0200％以下
Sは、粒界に偏析して熱間加工時に鋼を脆化させるとともに、硫化物として鋼中に存在して局部変形能を低下させる元素であり、極力低減することが望ましい。しかし、0.0200％以下であれば、上記した悪影響は許容できる。このため、Sは0.0200％以下に限定した。なお、過度の低減は、生産技術上の制約や精錬コストの高騰を招くため、0.0001％以上とすることが望ましい。
Sは、粒界に偏析して熱間加工時に鋼を脆化させるとともに、硫化物として鋼中に存在して局部変形能を低下させる元素であり、極力低減することが望ましい。しかし、0.0200％以下であれば、上記した悪影響は許容できる。このため、Sは0.0200％以下に限定した。なお、過度の低減は、生産技術上の制約や精錬コストの高騰を招くため、0.0001％以上とすることが望ましい。
N：0.0100％以下
Nは、鋼の耐時効性を低下させる元素であり、できるだけ低減することが望ましい。しかし、0.0100％以下であれば、その悪影響は許容できる。このため、Nは0.0100％以下に限定した。なお、好ましくは0.0070％以下である。なお、過度の低減は、生産技術上の制約や精錬コストの高騰を招くため、0.0005％以上とすることが望ましい。
Nは、鋼の耐時効性を低下させる元素であり、できるだけ低減することが望ましい。しかし、0.0100％以下であれば、その悪影響は許容できる。このため、Nは0.0100％以下に限定した。なお、好ましくは0.0070％以下である。なお、過度の低減は、生産技術上の制約や精錬コストの高騰を招くため、0.0005％以上とすることが望ましい。
Al：0.01〜0.100％
Alは、フェライト生成元素であり、強度と延性のバランス（強度延性バランス）を向上させる元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上含有する必要がある。一方、0.100％を超える含有は、表面性状の低下を招く。このため、Alは0.01〜0.100％に限定した。なお、好ましくは0.03％以上であり、より好ましくは0.055％以上である。好ましくは0.08%以下であり、より好ましくは0.07%以下である。
Alは、フェライト生成元素であり、強度と延性のバランス（強度延性バランス）を向上させる元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上含有する必要がある。一方、0.100％を超える含有は、表面性状の低下を招く。このため、Alは0.01〜0.100％に限定した。なお、好ましくは0.03％以上であり、より好ましくは0.055％以上である。好ましくは0.08%以下であり、より好ましくは0.07%以下である。
Ti：0.005〜0.100％およびNb：0.005〜0.100％のうちから選ばれた１種または２種
Ti、Nbは、いずれも焼鈍工程等の加熱時における結晶粒の粗大化を抑制し、焼鈍後の鋼板組織の細粒化、均一化に有効に寄与し、焼鈍工程における温度変動に対する強度および全伸びのばらつきを低減し、製造安定性を向上させる本発明では有効な元素である。このようなことから、本発明では、Ti、Nbのうちから選ばれた１種または２種を含有することとした。上記したような効果を得るためには、それぞれ、Ti：0.005％以上、Nb：0.005％以上、の含有を必要とする。一方、それぞれ、Ti：0.100％、Nb：0.100％、を超える含有は、フェライト相中にTi系、Nb系の析出物が過度に生成するため、延性（全伸び）が低下する。このため、Tiは0.005〜0.100％の範囲に、Nbは0.005〜0.100％の範囲に限定した。なお、Tiは好ましくは0.010％以上である。好ましくは0.080％以下である。Nbは好ましくは0.010％以上である。好ましくは0.080％以下である。
Ti、Nbは、いずれも焼鈍工程等の加熱時における結晶粒の粗大化を抑制し、焼鈍後の鋼板組織の細粒化、均一化に有効に寄与し、焼鈍工程における温度変動に対する強度および全伸びのばらつきを低減し、製造安定性を向上させる本発明では有効な元素である。このようなことから、本発明では、Ti、Nbのうちから選ばれた１種または２種を含有することとした。上記したような効果を得るためには、それぞれ、Ti：0.005％以上、Nb：0.005％以上、の含有を必要とする。一方、それぞれ、Ti：0.100％、Nb：0.100％、を超える含有は、フェライト相中にTi系、Nb系の析出物が過度に生成するため、延性（全伸び）が低下する。このため、Tiは0.005〜0.100％の範囲に、Nbは0.005〜0.100％の範囲に限定した。なお、Tiは好ましくは0.010％以上である。好ましくは0.080％以下である。Nbは好ましくは0.010％以上である。好ましくは0.080％以下である。
上記した成分組成が基本の成分組成であるが、本発明では基本の成分組成に加えてさらに、選択元素として、次に示すＡ群〜Ｄ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有できる。
Ａ群：B：0.0001〜0.0050％、Cr：0.05〜1.00％およびCu：0.05〜1.00％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ａ群：B、Cr、Cuはいずれも、鋼板の強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて１種または２種以上含有できる。
Ａ群：B、Cr、Cuはいずれも、鋼板の強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて１種または２種以上含有できる。
Bは、焼入れ性の向上を介して、鋼板の強化に寄与する有効な元素である。このような効果を得るためには、0.0001％以上含有する必要がある。一方、0.0050％を超える含有は、マルテンサイト相の含有量が多くなりすぎ、強度増加が大きくなりすぎて、延性低下の懸念を招く。このため、含有する場合には、Bは0.0001〜0.0050％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0005％以上である。より好ましくは0.0030％以下である。
Crは、固溶強化により、鋼板の強化に寄与する。また、焼鈍工程の冷却時に、オーステナイト相を安定化し、組織の複合化を容易にする。このような効果を得るためには、0.05％以上の含有を必要とする。一方、1.00％を超えて多量に含有すると、成形性が低下する。このため、含有する場合には、Crは0.05〜1.00％の範囲に限定することが好ましい。
Cuは、固溶強化により、鋼板の強化に寄与する。また、焼鈍工程の冷却時に、オーステナイト相を安定化し、組織の複合化を容易にする。このような効果を得るためには、0.05％以上の含有を必要とする。一方、1.00％を超えて多量に含有すると、成形性が低下する。このため、含有する場合には、Cuは0.05〜1.00％の範囲に限定することが好ましい。
Ｂ群：Sb：0.002〜0.200％、Sn：0.002〜0.200％のうちから選ばれた１種または２種
Ｂ群：Sb、Snはいずれも、表層の脱炭を抑制する作用を有する元素であり、必要に応じて１種または２種を含有できる。
Ｂ群：Sb、Snはいずれも、表層の脱炭を抑制する作用を有する元素であり、必要に応じて１種または２種を含有できる。
SbおよびSnは、鋼板表面の窒化や酸化によって生じる、鋼板表層（数十μｍ程度の領域）の脱炭を抑制する作用を有する。このような鋼板表層の窒化や酸化を抑制すれば、鋼板表面においてマルテンサイト相の生成量が減少するのを防止でき、所望の鋼板強度の確保や、焼鈍時の温度変動に起因する強度、伸びのばらつきを減少させることができ、製造安定性の確保にも有効となる。このような効果を得るためには、Sb、Snをそれぞれ0.002％以上含有させることを必要とする。一方、Sb、Snをそれぞれ、0.200％を超えて過剰に含有すると、靭性の低下を招く。このため、含有する場合には、Sb、Snはそれぞれ0.002〜0.200％の範囲に限定することが好ましい。
Ｃ群：Ta：0.001〜0.100％
Ｃ群：Taは、炭化物や炭窒化物を生成して、鋼板の高強度化に寄与する。このような効果を得るには、0.001％以上含有する必要がある。一方、0.100％を超えて過剰に含有すると、材料コストが増加し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利となる。このため、含有する場合には、Taは0.001〜0.100％の範囲に限定することが好ましい。
Ｃ群：Taは、炭化物や炭窒化物を生成して、鋼板の高強度化に寄与する。このような効果を得るには、0.001％以上含有する必要がある。一方、0.100％を超えて過剰に含有すると、材料コストが増加し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利となる。このため、含有する場合には、Taは0.001〜0.100％の範囲に限定することが好ましい。
Ｄ群：Ca：0.0005〜0.0050％、Mg：0.0005〜0.0050％およびREM：0.0005〜0.0050％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｄ群：Ca、Mg、REMはいずれも、硫化物の形状を球状化し、硫化物の局部延性および伸びフランジ性への悪影響を改善する作用を有する元素であり、必要に応じて１種または２種以上を含有できる。このような効果を得るためには、Ca、Mg、REMは、それぞれ0.0005％以上含有する必要がある。一方、0.0050％を超えて過剰に含有すると、介在物等の増加を招き、表面欠陥および内部欠陥を発生させる。このため、含有する場合には、Ca、Mg、REMは、それぞれ、0.0005〜0.0050％の範囲に限定することが好ましい。
Ｄ群：Ca、Mg、REMはいずれも、硫化物の形状を球状化し、硫化物の局部延性および伸びフランジ性への悪影響を改善する作用を有する元素であり、必要に応じて１種または２種以上を含有できる。このような効果を得るためには、Ca、Mg、REMは、それぞれ0.0005％以上含有する必要がある。一方、0.0050％を超えて過剰に含有すると、介在物等の増加を招き、表面欠陥および内部欠陥を発生させる。このため、含有する場合には、Ca、Mg、REMは、それぞれ、0.0005〜0.0050％の範囲に限定することが好ましい。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
次に、本発明の高強度冷延薄鋼板の組織限定理由について説明する。
本発明の高強度冷延薄鋼板は、フェライト相を母相とし、該母相中に残留オーステナイト相を分散させた複合組織を有する。具体的には、表面から板厚方向に板厚の1/4に相当する位置（板厚1/4位置）で、体積率で、15％以上70％以下のフェライト相と、15％超え40％以下の残留オーステナイト相と、残部が30％以下（0％を含まず）のマルテンサイト相、あるいはさらに10％以下（0％を含む）のパーライト相および／または炭化物からなる組織である、複合組織を有する。
フェライト相：体積率で、15％以上70％以下
フェライト相は、延性（伸び）の向上に寄与する。そのため、本発明では、体積率で、15％以上のフェライト相を含む組織とする。フェライト相が、体積率で15％未満では、所望の延性を確保することが難しい。一方、70％を超えると、所望の高強度を確保できなくなる。このため、フェライト相は、体積率で、15％以上70％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは、20〜65％である。ここで云う「フェライト相」とは、ポリゴナルフェライト相、アシキュラーフェライト相、およびベイニティックフェライト相を含むものとする。
フェライト相は、延性（伸び）の向上に寄与する。そのため、本発明では、体積率で、15％以上のフェライト相を含む組織とする。フェライト相が、体積率で15％未満では、所望の延性を確保することが難しい。一方、70％を超えると、所望の高強度を確保できなくなる。このため、フェライト相は、体積率で、15％以上70％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは、20〜65％である。ここで云う「フェライト相」とは、ポリゴナルフェライト相、アシキュラーフェライト相、およびベイニティックフェライト相を含むものとする。
残留オーステナイト相：体積率で15％超え40％以下
残留オーステナイト相は、それ自体、延性に富む相であるが、歪誘起変態してさらに延性の向上に寄与する組織であり、延性の向上および強度と延性のバランスの向上に寄与する。このような効果を得るためには、残留オーステナイト相は、体積率で15％超えとする必要がある。一方、40％を超えて多くなると、強度が低下し、所望の高強度を確保できなくなる。このため、残留オーステナイト相は、体積率で15％超え40％以下に限定した。なお、好ましくは20％以上である。
残留オーステナイト相は、それ自体、延性に富む相であるが、歪誘起変態してさらに延性の向上に寄与する組織であり、延性の向上および強度と延性のバランスの向上に寄与する。このような効果を得るためには、残留オーステナイト相は、体積率で15％超えとする必要がある。一方、40％を超えて多くなると、強度が低下し、所望の高強度を確保できなくなる。このため、残留オーステナイト相は、体積率で15％超え40％以下に限定した。なお、好ましくは20％以上である。
なお、本発明では、残留オーステナイト相は、平均結晶粒径：2.0μm以下でかつアスペクト比が2.0以上である、針状の微細粒とする。残留オーステナイト相を、このような針状の微細粒とすることにより、Cや合金元素の移動（拡散）が容易となり、より安定な残留オーステナイト相となり、延性（伸び）が顕著に向上するとともに、強度および伸びの面内異方性が小さくなる。
残留オーステナイト相の平均結晶粒径：2.0μm以下
残留オーステナイト相の平均結晶粒径が、2.0μmを超えて大きくなると、歪に対する安定性が低下するため、所望の高延性（全伸び値）を確保できなくなる。このため、残留オーステナイト相の平均結晶粒径は2.0μm以下に限定した。なお、好ましくは1.5μm以下である。また、所望の高強度を確保するためには、0.5μm以下とすることがより好ましい。
残留オーステナイト相の平均結晶粒径が、2.0μmを超えて大きくなると、歪に対する安定性が低下するため、所望の高延性（全伸び値）を確保できなくなる。このため、残留オーステナイト相の平均結晶粒径は2.0μm以下に限定した。なお、好ましくは1.5μm以下である。また、所望の高強度を確保するためには、0.5μm以下とすることがより好ましい。
残留オーステナイト相のアスペクト比：2.0以上
残留オーステナイト相を、上記したように微細粒としたうえで、アスペクト比が2.0以上の針状とすることにより、延性（伸び）が著しく向上し、かつ強度および伸びの面内異方性がより小さくなる。このため、本発明では残留オーステナイト相のアスペクト比は2.0以上に限定した。なお、好ましくは2.5以上である。アスペクト比が5.0を超えて大きくなると、かえって面内異方性が大きくなるため、5.0以下とすることが好ましい。ここで云う「アスペクト比」とは、残留オーステナイト粒の長径と短径の比（短径に対する長径の比）である。
残留オーステナイト相を、上記したように微細粒としたうえで、アスペクト比が2.0以上の針状とすることにより、延性（伸び）が著しく向上し、かつ強度および伸びの面内異方性がより小さくなる。このため、本発明では残留オーステナイト相のアスペクト比は2.0以上に限定した。なお、好ましくは2.5以上である。アスペクト比が5.0を超えて大きくなると、かえって面内異方性が大きくなるため、5.0以下とすることが好ましい。ここで云う「アスペクト比」とは、残留オーステナイト粒の長径と短径の比（短径に対する長径の比）である。
本発明高強度冷延鋼板では、上記したフェライト相、残留オーステナイト相以外の残部は、組織全量に対する体積率で30％以下（0％を含まず）のマルテンサイト相からなる。ここでいう「マルテンサイト相」は、フレッシュマルテンサイト相、焼戻マルテンサイト相を含むものとする。
マルテンサイト相が、体積率で30％を超えて多くなると、延性が低下し、所望の高延性を確保できなくなる。なお、所望の高強度を確保するためには、マルテンサイト相は、0％は含まず、好ましくは3％以上とすることが望ましい。
なお、フェライト相、残留オーステナイト相以外の残部は、上記したマルテンサイト相以外に、さらに、組織全量に対する体積率で10％以下（0％を含む）であれば、パーライト相および／または炭化物を含んでもよい。なお、炭化物には、セメンタイト、Ti系炭化物、Nb系炭化物が含まれる。
以上の上記組織は、製造条件、特に第1段焼鈍工程および第2段焼鈍工程を制御することにより有することができる。また、上記組織は、後述する実施例に記載の方法にて、測定することができる。
上記した組成および組織を有する高強度冷延薄鋼板は、さらに表面に、耐食性向上のために、めっき層を形成してもよい。めっき層としては、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、あるいは電気亜鉛めっき層のいずれかとすることが好ましい。溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層は、公知の溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、電気亜鉛めっき層がいずれも好適である。
つぎに、本発明の高強度冷延薄鋼板の好ましい製造方法について説明する。
本発明では、上記した組成の鋼素材に、熱間圧延工程と、酸洗工程と、冷間圧延工程と、焼鈍工程とを、順次施して、高強度冷延薄鋼板とする。
鋼素材の製造方法については、とくに限定する必要はなく、転炉等の常用の溶製方法で上記した組成の溶鋼を溶製し、常用の連続鋳造法で所定寸法のスラブ等の鋳片（鋼素材）とすることが好ましい。なお、造塊−分塊圧延により鋼片（鋼素材）としてもよいことは云うまでもない。
上記した組成の鋼素材に、ついで、熱間圧延工程を施し、熱延板とする。
熱間圧延工程は、上記した組成の鋼素材を加熱し、熱間圧延を施して、所定寸法の熱延板とすることができればよく、とくに限定する必要はなく、常用の熱間圧延方法がいずれも適用できる。例えば、加熱温度：1100〜1250℃の範囲の温度に加熱し、熱間圧延出側温度：850〜950℃とする熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、適正な圧延後冷却、具体的には、450〜950℃の温度域の平均で40〜100℃/ｓの範囲の冷却速度で冷却する圧延後冷却を施して、巻取温度：450〜650℃で巻き取り、所定寸法形状の熱延板とする、熱間圧延方法が例示できる。
ついで、得られた熱延板に、酸洗工程を施す。酸洗工程は、熱延板に冷間圧延を施すことができる程度に酸洗できればよく、とくに限定する必要はない。塩酸、硫酸等を使用する常用の酸洗方法がいずれも適用できる。
酸洗工程を経た熱延板に、ついで冷間圧延工程を施す。
冷間圧延工程は、酸洗工程を経た熱延板に、圧下率：30％以上の冷間圧延を施し、所定板厚の薄冷延板とする工程とする。
冷間圧延の圧下率：30％以上
冷間圧延の圧下率は30％以上とする。圧下率が30％未満では、加工量が不足し、次工程である焼鈍工程で、加工されたフェライトの再結晶が十分に達成できず、所望の高延性や良好な強度と延性のバランスを確保することが難しくなる。このため、冷間圧延の圧下率は30％以上に限定した。なお、圧下率の上限は、冷間圧延機の能力で決定されるが、70％を超える高い圧下率の場合、圧延荷重が高くなり、生産性が低下する。このため、圧下率の上限は70％程度とすることが好ましい。また、圧延パスの回数、パス毎の圧下率については、特に限定する必要はない。
冷間圧延の圧下率は30％以上とする。圧下率が30％未満では、加工量が不足し、次工程である焼鈍工程で、加工されたフェライトの再結晶が十分に達成できず、所望の高延性や良好な強度と延性のバランスを確保することが難しくなる。このため、冷間圧延の圧下率は30％以上に限定した。なお、圧下率の上限は、冷間圧延機の能力で決定されるが、70％を超える高い圧下率の場合、圧延荷重が高くなり、生産性が低下する。このため、圧下率の上限は70％程度とすることが好ましい。また、圧延パスの回数、パス毎の圧下率については、特に限定する必要はない。
得られた薄冷延板は、ついで、焼鈍工程を施される。
本発明では、焼鈍工程は、第１段焼鈍工程および第２段焼鈍工程からなる。
第１段焼鈍工程では、薄冷延板に、焼鈍温度：800〜950℃の温度域の温度に加熱したのち、焼鈍温度から冷却停止温度までの平均で5℃/ｓ以上の冷却速度で、350〜500℃の温度域の冷却停止温度まで冷却し、マルテンサイト相とベイナイト相との合計が体積率で80％以上となる組織の薄冷延焼鈍板とする。
焼鈍温度T1：800〜950℃の温度域の温度
焼鈍温度が800℃未満では、焼鈍時にフェライト相の生成量が多くなりすぎて、所望のマルテンサイト相とベイナイト相の合計量を確保できない。その結果、第２段焼鈍工程後の薄冷延焼鈍板で、所望量の残留オーステナイト相を得ることができなくなり、所望の高強度および高延性の確保が困難となる。一方、焼鈍温度が950℃を超えると、オーステナイト粒が過度に粗大化し第２段焼鈍工程時にフェライトの生成が抑制される。そのため、第２段焼鈍工程後の薄冷延焼鈍板で、所望量の微細な残留オーステナイト相が生成できず、所望の高延性の確保が困難となり、強度延性バランスが低下する。このため、第１段焼鈍工程では、焼鈍温度Tlは800〜950℃の温度域の温度に限定した。
焼鈍温度が800℃未満では、焼鈍時にフェライト相の生成量が多くなりすぎて、所望のマルテンサイト相とベイナイト相の合計量を確保できない。その結果、第２段焼鈍工程後の薄冷延焼鈍板で、所望量の残留オーステナイト相を得ることができなくなり、所望の高強度および高延性の確保が困難となる。一方、焼鈍温度が950℃を超えると、オーステナイト粒が過度に粗大化し第２段焼鈍工程時にフェライトの生成が抑制される。そのため、第２段焼鈍工程後の薄冷延焼鈍板で、所望量の微細な残留オーステナイト相が生成できず、所望の高延性の確保が困難となり、強度延性バランスが低下する。このため、第１段焼鈍工程では、焼鈍温度Tlは800〜950℃の温度域の温度に限定した。
平均冷却速度：5℃/ｓ以上
焼鈍温度から冷却停止温度までの平均で、冷却速度が5℃/ｓ未満では、冷却中にフェライト相とパーライト相が生成し、所望量のマルテンサイト相とベイナイト相の確保が困難となる。このため、焼鈍温度からの冷却は、平均で5℃/ｓ以上の冷却速度に限定した。なお、冷却速度の上限はとくに限定する必要はないが、50℃/ｓ以下とすることが好ましい。50℃/ｓを超える冷却速度を確保するためには、過大な冷却装置を必要とする。生産技術、設備投資等の観点から、冷却速度の上限は平均で50℃/ｓ以下とすることが好ましい。なお、冷却は、ガス冷却とすることが好ましいが、炉冷、ミスト冷却などを組み合わせて行うことも可能である。
焼鈍温度から冷却停止温度までの平均で、冷却速度が5℃/ｓ未満では、冷却中にフェライト相とパーライト相が生成し、所望量のマルテンサイト相とベイナイト相の確保が困難となる。このため、焼鈍温度からの冷却は、平均で5℃/ｓ以上の冷却速度に限定した。なお、冷却速度の上限はとくに限定する必要はないが、50℃/ｓ以下とすることが好ましい。50℃/ｓを超える冷却速度を確保するためには、過大な冷却装置を必要とする。生産技術、設備投資等の観点から、冷却速度の上限は平均で50℃/ｓ以下とすることが好ましい。なお、冷却は、ガス冷却とすることが好ましいが、炉冷、ミスト冷却などを組み合わせて行うことも可能である。
冷却停止温度T2：350〜500℃の温度域の温度
冷却後の組織をマルテンサイト相とベイナイト相との合計で体積率で80％以上とするために、冷却停止温度を350〜500℃の温度域の温度とする。冷却停止温度が、500℃超えの温度では、冷却後の組織を所望の上記した組織とすることができない。一方、冷却停止温度が350℃未満では、第２段焼鈍工程後の薄冷延焼鈍板で、残留オーステナイト相の平均結晶粒径が2μm以下、アスペクト比が2.0以上の組織を得ることが困難となり、所望の高延性を確保することが困難となり、強度延性バランスが低下する。
冷却後の組織をマルテンサイト相とベイナイト相との合計で体積率で80％以上とするために、冷却停止温度を350〜500℃の温度域の温度とする。冷却停止温度が、500℃超えの温度では、冷却後の組織を所望の上記した組織とすることができない。一方、冷却停止温度が350℃未満では、第２段焼鈍工程後の薄冷延焼鈍板で、残留オーステナイト相の平均結晶粒径が2μm以下、アスペクト比が2.0以上の組織を得ることが困難となり、所望の高延性を確保することが困難となり、強度延性バランスが低下する。
なお、冷却停止後は、引き続き第２段焼鈍工程を施してもよい。また、冷却停止後、放冷し、一旦室温まで冷却したのち、第２段焼鈍工程を施してもよい。
マルテンサイト相とベイナイト相との合計：体積率で80％以上
第１段焼鈍工程後の組織が、マルテンサイト相とベイナイト相の合計で体積率で80％未満では、第２段焼鈍工程後の薄冷延焼鈍板において、所望の微細な針状の残留オーステナイト相を確保することが困難となり、所望の高延性および良好な強度延性バランスを確保できなくなるうえ、優れた製造安定性を確保することも困難となる。
第１段焼鈍工程後の組織が、マルテンサイト相とベイナイト相の合計で体積率で80％未満では、第２段焼鈍工程後の薄冷延焼鈍板において、所望の微細な針状の残留オーステナイト相を確保することが困難となり、所望の高延性および良好な強度延性バランスを確保できなくなるうえ、優れた製造安定性を確保することも困難となる。
また、第２段焼鈍工程では、上記した薄冷延焼鈍板に、更に、焼鈍温度：700〜840℃の温度域で10〜900ｓ間保持し、次いで、焼鈍温度から冷却停止温度までの平均で、5〜50℃/ｓの冷却速度で、350〜500℃の冷却停止温度域の温度まで冷却し、該冷却停止温度域で10〜1800ｓ間保持し、その後、放冷する処理を施す。
第２段焼鈍工程における焼鈍温度T3：700〜840℃
第２段焼鈍工程における焼鈍温度が700℃未満では、焼鈍時に十分な量のオーステナイト相を確保できず、最終的に所望量の残留オーステナイト相が確保できなくなり、所望の高延性および良好な強度延性バランスを確保できなくなる。一方、焼鈍温度が840℃を超えると、オーステナイト単相域となるため、最終的に所望量の微細な針状残留オーステナイト相を生成できず、所望の高延性および良好な強度延性バランスを確保することが困難となる。このため、第２段焼鈍工程における焼鈍温度は700〜840℃の温度域の温度に限定した。なお、好ましくは720〜820℃である。
第２段焼鈍工程における焼鈍温度が700℃未満では、焼鈍時に十分な量のオーステナイト相を確保できず、最終的に所望量の残留オーステナイト相が確保できなくなり、所望の高延性および良好な強度延性バランスを確保できなくなる。一方、焼鈍温度が840℃を超えると、オーステナイト単相域となるため、最終的に所望量の微細な針状残留オーステナイト相を生成できず、所望の高延性および良好な強度延性バランスを確保することが困難となる。このため、第２段焼鈍工程における焼鈍温度は700〜840℃の温度域の温度に限定した。なお、好ましくは720〜820℃である。
焼鈍温度での保持時間：10〜900ｓ
焼鈍温度での保持時間が、10ｓ未満では、焼鈍時に十分な量のオーステナイト相を確保できず、最終的に所望量の残留オーステナイト相が確保できなくなり、所望の高延性および良好な強度延性バランスを確保できなくなる。一方、900ｓを超えて長時間となると、結晶粒の粗大化が生じ、最終的に所望量の微細な針状残留オーステナイト相を生成できず、所望の高延性および良好な強度延性バランスを確保できなくなる。さらに、生産性を阻害する。このようなことから、第２段焼鈍工程における焼鈍温度での保持時間を10〜900ｓの範囲に限定した。
焼鈍温度での保持時間が、10ｓ未満では、焼鈍時に十分な量のオーステナイト相を確保できず、最終的に所望量の残留オーステナイト相が確保できなくなり、所望の高延性および良好な強度延性バランスを確保できなくなる。一方、900ｓを超えて長時間となると、結晶粒の粗大化が生じ、最終的に所望量の微細な針状残留オーステナイト相を生成できず、所望の高延性および良好な強度延性バランスを確保できなくなる。さらに、生産性を阻害する。このようなことから、第２段焼鈍工程における焼鈍温度での保持時間を10〜900ｓの範囲に限定した。
平均冷却速度：5〜50℃/ｓ
焼鈍温度から冷却停止温度までの平均で、冷却速度が5℃/ｓ未満では、冷却中に多量のフェライト相が生成し、所望の高強度を確保することが困難となる。一方、50℃/ｓを超える急冷では、マルテンサイト相やベイナイト相などの低温変態相が過度に生成し、所望の高延性および良好な強度延性バランスを確保できなくなる。このようなことから、第２段焼鈍工程における焼鈍温度からの冷却は平均冷却速度で5〜50℃/ｓの範囲に限定した。なお、冷却は、ガス冷却が好ましいが、炉冷、ミスト冷却などを組み合わせて行うことも可能である。
焼鈍温度から冷却停止温度までの平均で、冷却速度が5℃/ｓ未満では、冷却中に多量のフェライト相が生成し、所望の高強度を確保することが困難となる。一方、50℃/ｓを超える急冷では、マルテンサイト相やベイナイト相などの低温変態相が過度に生成し、所望の高延性および良好な強度延性バランスを確保できなくなる。このようなことから、第２段焼鈍工程における焼鈍温度からの冷却は平均冷却速度で5〜50℃/ｓの範囲に限定した。なお、冷却は、ガス冷却が好ましいが、炉冷、ミスト冷却などを組み合わせて行うことも可能である。
冷却停止温度T4：350〜500℃の冷却停止温度域の温度
冷却停止温度が350℃未満では、冷却停止後の保持中に、多量のマルテンサイト相が生成し、所望の組織を確保できなくなる。その結果、所望の高延性および良好な強度延性バランスを確保できなくなる。一方、冷却停止温度が500℃を超えると、冷却停止後の保持中に、多量のフェライト相およびパーライト相が生成するため、所望の組織を確保できなくなり、所望の高延性および良好な強度延性バランスを確保できなくなる。このようなことから、第２段焼鈍工程における冷却停止温度は350〜500℃の冷却停止温度域の温度に限定した。
冷却停止温度が350℃未満では、冷却停止後の保持中に、多量のマルテンサイト相が生成し、所望の組織を確保できなくなる。その結果、所望の高延性および良好な強度延性バランスを確保できなくなる。一方、冷却停止温度が500℃を超えると、冷却停止後の保持中に、多量のフェライト相およびパーライト相が生成するため、所望の組織を確保できなくなり、所望の高延性および良好な強度延性バランスを確保できなくなる。このようなことから、第２段焼鈍工程における冷却停止温度は350〜500℃の冷却停止温度域の温度に限定した。
冷却停止温度域での保持：10〜1800ｓ
冷却停止温度域での保持時間が10ｓ未満では、オーステナイト相へのC濃化のための時間が不十分であり、最終的に所望量の残留オーステナイト相を確保することが困難となる。一方、1800ｓを超える長時間滞留させても、残留オーステナイト量の増加は少ないうえ、一部の残留オーステナイトがフェライト相とセメンタイトに分解する。このようなことから、冷却停止温度の温度域での保持時間は10〜1800ｓの範囲に限定した。なお、ここで「保持」とは、等温保持以外に、当該温度域での徐冷、加熱をも含むものとする。
冷却停止温度域での保持時間が10ｓ未満では、オーステナイト相へのC濃化のための時間が不十分であり、最終的に所望量の残留オーステナイト相を確保することが困難となる。一方、1800ｓを超える長時間滞留させても、残留オーステナイト量の増加は少ないうえ、一部の残留オーステナイトがフェライト相とセメンタイトに分解する。このようなことから、冷却停止温度の温度域での保持時間は10〜1800ｓの範囲に限定した。なお、ここで「保持」とは、等温保持以外に、当該温度域での徐冷、加熱をも含むものとする。
また、冷却停止温度域での保持後の冷却は、とくに規定する必要がなく、放冷等の任意の方法で、室温等の所望の温度まで冷却することができる。
上記した焼鈍工程における第２段焼鈍工程後に、さらに、めっき処理を施し、表面にめっき層を形成してもよい。めっき処理としては、溶融亜鉛めっき処理、あるいは溶融亜鉛めっき処理および合金化処理、または電気亜鉛めっき処理とすることが好ましい。溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理、電気亜鉛めっき処理としては、公知の溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき処理および合金化処理、電気亜鉛めっき処理がいずれも、好適である。なお、めっき処理の前には、脱脂、リン酸塩処理等の前処理を施すことは言うまでもない。
例えば、溶融亜鉛めっき処理としては、常用の連続溶融亜鉛めっきラインを利用して、上記した第２段焼鈍工程を施された薄冷延焼鈍板を、溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、表面に所定量の溶融亜鉛めっき層を形成する処理とすることが好ましい。なお、めっき浴に浸漬する際には、再加熱あるいは冷却により、薄冷延焼鈍板の温度を、（溶融亜鉛めっき浴温度−50℃）〜（溶融亜鉛めっき浴温度＋80℃）の範囲内に調整することが好ましい。なお、溶融亜鉛めっき浴の温度は440℃以上、好ましくは500℃以下とすることが好ましい。溶融亜鉛めっき浴は、純亜鉛に加えて、Al、Fe、Mg、Si等を含有させてもよい。なお、溶融亜鉛めっき層の付着量は、ガスワイピング等を調整して所望の付着量とすることが好ましいが、片面あたり45g/m２程度とすることが好ましい。
上記した溶融亜鉛めっき処理により形成されためっき層（溶融亜鉛めっき層）は、必要に応じて、常用の合金化処理を施され、合金化溶融亜鉛めっき層としてもよい。合金化処理は、460℃以上好ましくは600℃以下とすることが好ましい。なお、合金化溶融亜鉛めっき層とする場合には、めっき浴中の有効Al濃度を0.10〜0.22質量％の範囲に調整することが、所望のめっき外観を確保する観点から好ましい。
また、電気亜鉛めっき処理としては、常用の電気亜鉛めっきラインを利用して、表面に所定量の電気亜鉛めっき層を形成する処理とすることが好ましい。めっき層の付着量は、通板速度、電流値等を調整して所定の付着量とするが、片面あたり30g/m２程度とすることが好ましい。
以下、実施例に基づき、さらに本発明について説明する。
表１に示す組成の溶鋼を、転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブ（鋼素材：肉厚230mm）とした。得られた鋼素材に、表２に示す条件で熱間圧延工程を施し、表２に示す板厚の熱延板とした。得られた熱延板に、酸洗工程を施し、表３〜表７に示す圧下率で冷間圧延工程を施し、薄冷延板（板厚：1.4mm）を得た。なお、酸洗は、塩酸を使用した。
ついで、得られた薄冷延板に、表３〜表７に示す条件で焼鈍工程を施し、薄冷延焼鈍板（薄冷延鋼板）とした。なお、焼鈍工程は、第１段焼鈍工程と第２段焼鈍工程からなる、２段階の工程とした。第１段焼鈍工程終了後に、組織観察用試験片を採取し、鋼板組織を観察した。
なお、一部の薄冷延鋼板には、焼鈍工程終了後、さらに、溶融亜鉛めっき処理を施し、表面に溶融亜鉛めっき層を形成し、溶融亜鉛めっき薄鋼板（GI）とした。溶融亜鉛めっき処理は、連続溶融亜鉛めっきラインを利用して、焼鈍工程を施された薄冷延焼鈍板を必要に応じて430〜480℃の範囲の温度に再加熱し、溶融亜鉛めっき浴（浴温：470℃）に浸漬し、めっき層付着量が片面あたり45g/m２となるように調整した。なお、浴組成をZn‐0.18質量％Alとした。また、一部の溶融亜鉛めっき鋼板では、浴組成をZn‐0.14質量％Alとし、めっき処理後、520℃で合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき薄鋼板（GA）とした。なお、めっき層中のFe濃度は9質量％以上、12質量％以下とした。
また、一部の薄冷延鋼板には、焼鈍工程終了後にさらに、電気亜鉛めっきラインを利用して、めっき付着量が片面あたり30g/m２となるように、電気亜鉛めっき処理を施し、電気亜鉛めっき薄鋼板（EG）とした。
（１）組織観察
まず、焼鈍工程（第１段焼鈍工程および第２段焼鈍工程）を施され、あるいはさらにめっき処理を施された薄冷延鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面（Ｌ断面）で板厚の1/4に相当する位置が観察面となるように、研磨し、腐食（3vol.％ナイタール液腐食）し、走査型電子顕微鏡SEM（倍率：2000倍）を用いて組織を各10視野以上観察し、撮像してSEM画像を得た。
得られたSEM画像を用いて、画像解析により、各相の組織分率（面積率）を求め、その値を体積率として扱い、当該鋼板の各相の組織分率とした。なお、画像解析では、解析ソフトとしてMedia Cybernetics社の「Image-Pro」（商品名）を使用した。なお、SEM画像では、フェライト相は灰色、マルテンサイト相および残留オーステナイト相は白色を呈するため、その色調から各相を判断し、また、フェライト相中に残留オーステナイトやセメンタイトが微細な点状または線状に観察される組織をベイナイト相とした。パーライト相、セメンタイト相は、その組織形態から判断した。そして、白色を呈する相の体積率から、別途求めた残留オーステナイト相の体積率を差し引き、マルテンサイト相の体積率とした。
また、焼鈍工程（第１段焼鈍工程および第２段焼鈍工程）を施され、あるいはさらにめっき処理を施された薄冷延鋼板からＸ線回折用試験片を採取し、板厚の1/4に相当する位置が測定面となるように、研削、および研磨して、Ｘ線回折法により、回折Ｘ線強度から残留オーステナイト量を求めた。なお、入射Ｘ線は、CoKα線を用いた。残留オーステナイト量の計算に際しては、オーステナイトの{111}、{200}、{220}、{311}面と、フェライトの{110}、{200}、{211}面のピークの積分強度のすべての組み合わせについて強度比を計算し、それらの平均値を求め、当該鋼板の残留オーステナイト量（体積率）を算出した。
また、焼鈍工程（第１段焼鈍工程および第２段焼鈍工程）を施され、あるいはさらにめっき処理を施された薄冷延鋼板から、透過電子顕微鏡観察用試験片を採取し、板厚の1/4に相当する位置が観察位置となるように、研削、研磨（機械研磨および電解研磨）し、薄膜試料を得た。得られた薄膜試料について、透過型電子顕微鏡TEM（倍率：15000倍）を用いて組織を観察し、20視野以上撮像して、TEM画像を得た。得られたTEM画像を用いて、画像解析により、残留オーステナイト相の平均結晶粒径、平均アスペクト比を求めた。なお、残留オーステナイト相の平均結晶粒径は、各残留オーステナイト相の結晶粒の面積を求め、該面積から円相当直径を算出し、それらの値を算術平均して、当該鋼板における残留オーステナイト相の平均結晶粒径とした。平均結晶粒径の算出にあたっては、各視野で20個以上の残留オーステナイト相の結晶粒について測定した。また、得られたTEM画像を用いて、画像解析により、各残留オーステナイト相の結晶粒の長径、短径を求め、各残留オーステナイト相の結晶粒のアスペクト比を算出し、得られた値を算術平均し、当該鋼板における残留オーステナイト相の結晶粒のアスペクト比（平均）とした。なお、TEM画像の画像解析に際しては、同様に、解析ソフトとしてMedia Cybernetics社の「Image-Pro」（商品名）を使用した。
（２）引張試験
焼鈍工程（第１段焼鈍工程および第２段焼鈍工程）を施され、あるいはさらにめっき処理を施された薄冷延鋼板から、引張方向が圧延方向と垂直な方向（Ｃ方向）となるようにJIS 5号引張試験片を採取し、JIS Z 2241（2011）の規定に準拠して、引張試験を実施し、引張特性（降伏強さYS、引張強さTS、全伸びEl）を求めた。さらに、得られた引張特性から、強度延性バランスTS×Elを算出した。なお、TS：980MPa級では、El：20％以上、TS×El：19600MPa・％以上である場合、TS：1180MPa級では、El：15％以上、TS×El：17700MPa・％以上である場合、TS：1270MPa級では、El：10％以上、TS×El：12700MPa・％以上である場合を、それぞれ良好な強度延性バランスであるとし、「○」と評価し、それ以外は「×」とした。
（２）引張試験
焼鈍工程（第１段焼鈍工程および第２段焼鈍工程）を施され、あるいはさらにめっき処理を施された薄冷延鋼板から、引張方向が圧延方向と垂直な方向（Ｃ方向）となるようにJIS 5号引張試験片を採取し、JIS Z 2241（2011）の規定に準拠して、引張試験を実施し、引張特性（降伏強さYS、引張強さTS、全伸びEl）を求めた。さらに、得られた引張特性から、強度延性バランスTS×Elを算出した。なお、TS：980MPa級では、El：20％以上、TS×El：19600MPa・％以上である場合、TS：1180MPa級では、El：15％以上、TS×El：17700MPa・％以上である場合、TS：1270MPa級では、El：10％以上、TS×El：12700MPa・％以上である場合を、それぞれ良好な強度延性バランスであるとし、「○」と評価し、それ以外は「×」とした。
さらに、薄冷延鋼板から、引張方向が圧延方向と垂直な方向（Ｃ方向）に加えて、引張方向が、圧延方向と平行（Ｌ方向）、45°方向（Ｄ方向）となるようにJIS 5号引張試験片を採取し、JIS Z 2241（2011）の規定に準拠して、引張試験を実施し、引張強さTSおよび全伸びElを測定した。
得られた引張強さTSと全伸びElから、次（１）式
δTS＝（TSＬ＋TSＣ−２×TSD）／２ ‥‥（１）
（ここで、δTS：引張強さTSの面内異方性（MPa）、TSＬ：圧延方向（Ｌ方向）と平行な方向の引張強さ（MPa）、TSＣ：圧延方向に垂直な方向（Ｃ方向）の引張強さ（MPa）、TSD：圧延方向に45°方向（Ｄ方向）の引張強さ（MPa））
、次（２）式
δEl＝（ElＬ＋ElＣ−２×ElD）／２ ‥‥（２）
（ここで、δEl：全伸びElの面内異方性（％）、ElＬ：圧延方向（Ｌ方向）と平行な方向の全伸び（％）、ElＣ：圧延方向に垂直な方向（Ｃ方向）の全伸び（％）、ElD：圧延方向に45°方向（Ｄ方向）の全伸び（％））
で定義されるδTS、δElを算出し、強度、伸びの面内異方性を評価した。なお、（TSＬ＋TSＣ−２×TSD）、（ElＬ＋ElＣ−２×ElD）がマイナスとなる場合は、その絶対値とした。δTS：25MPa以下、δEl：10％以下である場合を面内異方性が小さいとして、「○」と評価し、それ以外は「×」とした。
δTS＝（TSＬ＋TSＣ−２×TSD）／２ ‥‥（１）
（ここで、δTS：引張強さTSの面内異方性（MPa）、TSＬ：圧延方向（Ｌ方向）と平行な方向の引張強さ（MPa）、TSＣ：圧延方向に垂直な方向（Ｃ方向）の引張強さ（MPa）、TSD：圧延方向に45°方向（Ｄ方向）の引張強さ（MPa））
、次（２）式
δEl＝（ElＬ＋ElＣ−２×ElD）／２ ‥‥（２）
（ここで、δEl：全伸びElの面内異方性（％）、ElＬ：圧延方向（Ｌ方向）と平行な方向の全伸び（％）、ElＣ：圧延方向に垂直な方向（Ｃ方向）の全伸び（％）、ElD：圧延方向に45°方向（Ｄ方向）の全伸び（％））
で定義されるδTS、δElを算出し、強度、伸びの面内異方性を評価した。なお、（TSＬ＋TSＣ−２×TSD）、（ElＬ＋ElＣ−２×ElD）がマイナスとなる場合は、その絶対値とした。δTS：25MPa以下、δEl：10％以下である場合を面内異方性が小さいとして、「○」と評価し、それ以外は「×」とした。
得られた結果を表８〜表１２に示す。
次に、得られた引張特性を用いて、製造安定性について評価した。得られたTS、Elから焼鈍工程での温度変動が20℃である場合の、引張強さTSの変動量および全伸びElの変動量を算出した。焼鈍工程での温度として、第１段焼鈍工程における焼鈍温度T1および冷却停止温度T2、第２段焼鈍工程における焼鈍温度T3および冷却停止温度T4、を対象とした。
具体的には、焼鈍工程における温度T1以外の条件が同じで温度T1だけが異なる製造条件で製造された冷延鋼板のTS、Elを比較して、TS、Elの変動量を求め、その変動量から焼鈍工程における温度変動が20℃あたりの変動量（ΔTS、ΔEl）を算出した。また、同様に、焼鈍工程における温度T2、T3、T4についても、温度変動が20℃あたりの変動量（ΔTS、ΔEl）をそれぞれ算出した。
得られた結果を表１３に示す。
このように、本発明例は、高強度で、かつ高延性で、強度延性バランスに優れるうえ、面内異方性が小さく、さらに材質安定性にも優れた高強度冷延薄鋼板となっている。
Claims (6)
- 質量％で、C：0.20％超え0.45％以下、Si：0.50〜2.50％、Mn：2.00％以上3.50％未満、P：0.001〜0.100％、S：0.0200％以下、N：0.0100％以下、Al：0.01〜0.100％を含み、さらに、Ti：0.005〜0.100％およびNb：0.005〜0.100％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、体積率で、15％以上70％以下のフェライト相と、15％超え40％以下の残留オーステナイト相と、残部が30％以下（0％を含まず）のマルテンサイト相、あるいはさらに10％以下（0％を含む）のパーライト相および／または炭化物からなる組織と、を有し、
前記残留オーステナイト相が、平均結晶粒径：2.0μm以下でかつアスペクト比が2.0以上であり、引張強さ：980MPa以上で、下記（１）式で定義される引張強さの面内異方性δTSが25MPa以下および下記（２）式で定義される全伸びの面内異方性δElが10％以下である高強度冷延薄鋼板。
記
δTS＝（TSＬ＋TSＣ−２×TSD）／２ ‥‥（１）
ここで、δTS：引張強さTSの面内異方性（MPa）、TSＬ：圧延方向（Ｌ方向）と平行な方向の引張強さ（MPa）、TSＣ：圧延方向に垂直な方向（Ｃ方向）の引張強さ（MPa）、TSD：圧延方向に45°方向（Ｄ方向）の引張強さ（MPa）
δEl＝（ElＬ＋ElＣ−２×ElD）／２ ‥‥（２）
ここで、δEl：全伸びElの面内異方性（％）、ElＬ：圧延方向（Ｌ方向）と平行な方向の全伸び（％）、ElＣ：圧延方向に垂直な方向（Ｃ方向）の全伸び（％）、ElD：圧延方向に45°方向（Ｄ方向）の全伸び（％） - 前記組成に加えてさらに、質量％で、下記Ａ群〜Ｄ群のうちから１群または２群以上を含有する請求項１に記載の高強度冷延薄鋼板。
記
Ａ群：B：0.0001〜0.0050％、Cr：0.05〜1.00％およびCu：0.05〜1.00％のうちから選ばれた１種または２種以上、
Ｂ群：Sb：0.002〜0.200％、Sn：0.002〜0.200％のうちから選ばれた１種または２種、
Ｃ群：Ta：0.001〜0.100％、
Ｄ群：Ca：0.0005〜0.0050％、Mg：0.0005〜0.0050％およびREM：0.0005〜0.0050％のうちから選ばれた１種または２種以上 - 表面に、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、あるいは電気亜鉛めっき層のいずれかを有する請求項１または２に記載の高強度冷延薄鋼板。
- 鋼素材に、熱間圧延工程と、酸洗工程と、冷間圧延工程と、焼鈍工程とを、順次施して、冷延薄鋼板とするにあたり、
前記鋼素材を、質量％で、C：0.20％超え0.45％以下、Si：0.50〜2.50％、Mn：2.00％以上3.50％未満、P：0.001〜0.100％、S：0.0200％以下、N：0.0100％以下、Al：0.01〜0.100％を含み、さらに、Ti：0.005〜0.100％およびNb：0.005〜0.100％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
前記熱間圧延工程を、前記鋼素材を加熱し、所定板厚の熱延板とする工程とし、
前記冷間圧延工程を、前記熱延板に圧下率：30％以上の冷間圧延を施し、所定板厚の薄冷延板とする工程とし、
前記焼鈍工程を、前記薄冷延板に、焼鈍温度：800〜950℃の温度域に加熱したのち、焼鈍温度から冷却停止温度までの平均で5℃/ｓ以上の冷却速度で、350〜500℃の温度域の冷却停止温度まで冷却し、マルテンサイト相とベイナイト相との合計が体積率で80％以上となる組織の薄冷延焼鈍板とする第１段焼鈍処理と、該薄冷延焼鈍板にさらに、焼鈍温度：700〜840℃の温度域に加熱し該温度域で10〜900ｓ間保持したのち、焼鈍温度から冷却停止温度までの平均で5〜50℃/ｓの冷却速度で、350〜500℃の冷却停止温度域の温度まで冷却し、該冷却停止温度域で10〜1800ｓ間保持する第２段焼鈍処理と、からなる工程と、する、
体積率で、15％以上70％以下のフェライト相と、15％超え40％以下の残留オーステナイト相と、残部が30％以下（0％を含まず）のマルテンサイト相、あるいはさらに10％以下（0％を含む）のパーライト相および／または炭化物からなる組織を有し、
前記残留オーステナイト相が、平均結晶粒径：2.0μm以下でかつアスペクト比が2.0以上であり、引張強さ：980MPa以上で、下記（１）式で定義される引張強さの面内異方性δTSが25MPa以下および下記（２）式で定義される全伸びの面内異方性δElが10％以下である高強度冷延薄鋼板の製造方法。
記
δTS＝（TS Ｌ ＋TS Ｃ −２×TS D ）／２ ‥‥（１）
ここで、δTS：引張強さTSの面内異方性（MPa）、TS Ｌ ：圧延方向（Ｌ方向）と平行な方向の引張強さ（MPa）、TS Ｃ ：圧延方向に垂直な方向（Ｃ方向）の引張強さ（MPa）、TS D ：圧延方向に45°方向（Ｄ方向）の引張強さ（MPa）
δEl＝（El Ｌ ＋El Ｃ −２×El D ）／２ ‥‥（２）
ここで、δEl：全伸びElの面内異方性（％）、El Ｌ ：圧延方向（Ｌ方向）と平行な方向の全伸び（％）、El Ｃ ：圧延方向に垂直な方向（Ｃ方向）の全伸び（％）、El D ：圧延方向に45°方向（Ｄ方向）の全伸び（％） - 前記組成に加えてさらに、質量％で、下記Ａ群〜Ｄ群のうちから１群または２群以上を含有する請求項４に記載の高強度冷延薄鋼板の製造方法。
記
Ａ群：B：0.0001〜0.0050％、Cr：0.05〜1.00％およびCu：0.05〜1.00％のうちから選ばれた１種または２種以上、
Ｂ群：Sb：0.002〜0.200％、Sn：0.002〜0.200％のうちから選ばれた１種または２種、
Ｃ群：Ta：0.001〜0.100％、
Ｄ群：Ca：0.0005〜0.0050％、Mg：0.0005〜0.0050％およびREM：0.0005〜0.0050％のうちから選ばれた１種または２種以上 - 前記焼鈍工程の前記第２段焼鈍処理に引続き、溶融亜鉛めっき処理、あるいは溶融亜鉛めっき処理および合金化処理、または電気亜鉛めっき処理を施す請求項４または５に記載の高強度冷延薄鋼板の製造方法。
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