JP6338038B1 - 高強度冷延鋼板 - Google Patents

Abstract

この高強度冷延鋼板は、鋼板であって、所定の化学成分を有し、前記鋼板の金属組織が、面積率で、フェライトとグラニュラーベイナイトとを合計で１０％以上、５０％以下、上部ベイナイト及び下部ベイナイトの１種または２種を合計で１０％以上、５０％以下、焼戻しマルテンサイトを０％超、３０％以下、残留オーステナイトを５％以上、及び、パーライト、セメンタイト及びマルテンサイトの１種または２種以上を合計で０〜１０％含有し、前記フェライトと前記グラニュラーベイナイトとの合計面積率に対する前記フェライトの面積率が２５％以下であり、引張強度が９８０ＭＰａ以上である。

Description

本発明は、高強度冷延鋼板に関する。

近年、自動車からの炭酸ガスの排出量を抑えるために、高強度鋼板の適用による自動車車体の軽量化が進められている。また、搭乗者の安全性確保を目的として、自動車車体には高強度鋼板が多く使用されるようになってきている。今後、更に自動車車体の軽量化及び安全性の向上を進めていくためには、従来以上に使用される鋼板の強度レベルを高めなければならない。

自動車用部材へ成形される鋼板には、強度に加えて、成形性（加工性）も要求される。例えば、骨格系部品に用いられる鋼板には、伸びと穴広げ性とが要求される。しかしながら、一般的に、鋼板を高強度化すれば、成形性は低下する。そのため、自動車用部材へ適用する鋼板の強度を高める場合、成形性の向上が課題となる。

このような課題を解決するために、いくつかの手段が提案されている。例えば、特許文献１では、残留オーステナイト中の界面付近および粒内の炭素濃度勾配を規定し、加工誘起変態によって強度及び伸びを向上させた高強度薄鋼板が開示されている。また、特許文献２では、鋼板の金属組織を、フェライトとマルテンサイトとの中間の硬さを持つ、上部ベイナイトあるいは下部ベイナイト主体の組織とすることで、組織間の硬度差を低減し、強度と穴広げ性とを向上させた冷延鋼板が開示されている。また、特許文献３では、鋼板の金属組織をフェライト、上部ベイナイトあるいは下部ベイナイト、残留オーステナイトの３相、または更にマルテンサイトを含む４相で構成することにより、４５〜６５ｋｇｆ/ｍｍ^２の強度レベルで高い加工性を有する複合組織冷延鋼板が開示されている。

しかしながら、これらの技術には以下のような問題がある。すなわち、特許文献１の鋼板を製造するためには、通常では制御が難しい過時効後の冷却速度を制御して残留オーステナイト中の炭素濃度勾配を制御する必要が有る。したがって、通常の設備において特許文献１に開示されている組織を実現する事は容易では無い。また、特許文献２の技術では、ベイナイト主体の組織となっているため、穴広げ性には優れるが十分な延性を得ることは難しい。また、特許文献３では、引張強さが４５〜６５ｋｇｆ/ｍｍ^２の鋼板を対象としており、特許文献３の技術では、９８０ＭＰａ以上の引張強度と十分な成形性とを両立させる事は難しい。

日本国特許第５５８９８９３号公報 日本国特許第２６１６３５０号公報 日本国特開平７−２０７４１３号公報

前述したように、自動車車体の軽量化を今後進めていくためには、従来以上に鋼板の使用強度レベルを高めなければならない。特に、例えば骨格系部品に高強度鋼板を用いるには、伸びを劣化させずに、穴広げ性を向上させなければならない。具体的には、骨格系部材への成形が可能であり、かつ衝突時の安全性を確保するためには、引張強度が９８０ＭＰａ以上、強度×全伸び（ＴＳ×ＥＬ）が１２０００ＭＰａ・％以上、及び強度×穴広げ性（ＴＳ×λ）が１８０００ＭＰａ・％以上の全てを満足する鋼板であることが好ましい。しかしながら、特許文献１〜３に示すように、高強度鋼板において、強度、伸び及び穴広げ性の全てをこのような高い水準とすることは極めて難しい。
従って、本発明は、従来技術の現状に鑑み、引張強度が９８０ＭＰａ以上でかつ伸びと穴広げ性とに優れた高強度冷延鋼板を提供することを課題とする。

本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意研究した。その結果、引張強度が９８０ＭＰａ以上の鋼板において、金属組織を、フェライト及び／またはグラニュラーベイナイト、上部ベイナイト及び／または下部ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、及び残留オーステナイトを含み、さらに、フェライトとグラニュラーベイナイトとの合計面積率に対するフェライトの面積率が２５％以下となるように制御することにより、強度と伸びとを確保しつつ、優れた穴広げ性を得ることができることを新たに知見した。

発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係る高強度冷延鋼板は、鋼板であって、前記鋼板の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１５％以上、０．３０％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００６０％以下、Ｓｉ及びＡｌの１種または２種：合計で０．７０％以上、２．５０％以下、Ｍｎ及びＣｒの１種または２種：合計で１．５０％以上、３．５０％以下、Ｍｏ：０％以上、１．００％以下、Ｎｉ：０％以上、１．００％以下、Ｃｕ：０％以上、１．００％以下、Ｎｂ：０％以上、０．３０％以下、Ｔｉ：０％以上、０．３０％以下、Ｖ：０％以上、０．３０％以下、Ｂ：０％以上、０．００５０％以下、Ｃａ：０％以上、０．０４００％以下、Ｍｇ：０％以上、０．０４００％以下、及び、ＲＥＭ：０％以上、０．０４００％以下、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、前記鋼板の金属組織が、面積率で、フェライト及びグラニュラーベイナイトの１種または２種：合計で１０％以上、５０％以下、上部ベイナイト及び下部ベイナイトの１種または２種：合計で１０％以上、５０％以下、焼戻しマルテンサイト：０％超、３０％以下、残留オーステナイト：５％以上、及び、パーライト、セメンタイト及びマルテンサイトの１種または２種以上：合計で０〜１０％、を含有し、前記フェライトと前記グラニュラーベイナイトとの合計面積率に対する前記フェライトの面積率が２５％以下であり、引張強度が９８０ＭＰａ以上である。

（２）上記（１）に記載の冷延鋼板は、前記金属組織において、前記マルテンサイトが、面積率で、３％以下であってもよい。

（３）上記（１）または（２）に記載の冷延鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｍｏ：０．０１％以上、１．００％以下、Ｎｉ：０．０５％以上、１．００％以下、Ｃｕ：０．０５％以上、１．００％以下、Ｎｂ：０．００５％以上、０．３０％以下、Ｔｉ：０．００５％以上、０．３０％以下、Ｖ：０．００５％以上、０．３０％以下、Ｂ：０．０００１％以上、０．００５０％以下、Ｃａ：０．０００５％以上、０．０４００％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０４００％以下、及び、ＲＥＭ：０．０００５％以上、０．０４００％以下のうちから選択される１種又は２種以上を含有してもよい。

（４）上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の冷延鋼板は、前記鋼板の表面上に、さらに、溶融亜鉛めっき層を有してもよい。

（５）上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の冷延鋼板は、前記鋼板の表面上に、さらに、合金化溶融亜鉛めっき層を有してもよい。

本発明の上記態様によれば、自動車等の構造部材として好適な、伸びと穴広げ性とに優れた引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板を提供することができる。

本発明の一実施形態に係る高強度冷延鋼板（以下、本実施形態に係る冷延鋼板と言う場合がある）は、以下の特徴を有する。
（ａ）化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１５％以上、０．３０％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００６０％以下、Ｓｉ及びＡｌ：合計で０．７０％以上、２．５０％以下、Ｍｎ及びＣｒ：合計で１．５０％以上、３．５０％以下を含有し、必要に応じてＭｏ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｎｂ：０．３０％以下、Ｔｉ：０．３０％以下、Ｖ：０．３０％以下、Ｂ：０．００５０％以下、Ｃａ：０．０４００％以下、Ｍｇ：０．０４００％以下、及び、ＲＥＭ：０．０４００％以下の１種以上をさらに含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。
（ｂ）金属組織が、面積率で、フェライト及びグラニュラーベイナイトの１種または２種を合計で１０％以上、５０％以下、上部ベイナイト及び下部ベイナイトの１種または２種を合計で１０％以上、５０％以下、焼戻しマルテンサイトを０％超、３０％以下、残留オーステナイトを５％以上、パーライト、セメンタイト及びマルテンサイトの１種または２種以上を合計で０〜１０％含有し、前記フェライトと前記グラニュラーベイナイトとの合計面積率に対する前記フェライトの面積率が２５％以下である。
（ｃ）引張強度が９８０ＭＰａ以上である。

本実施形態に係る冷延鋼板の化学組成（各元素の含有量）について説明する。含有量に関する％は質量％を意味する。

＜Ｃ：０．１５％以上、０．３０％以下＞
Ｃは、鋼板の強度向上に有効な元素である。また、Ｃは、残留オーステナイトを所定量確保するために必要な元素である。Ｃ含有量が０．１５％未満であると、オーステナイトがマルテンサイトへと変態してしまい、残留オーステナイトを５％以上確保することができない。そのため、Ｃ含有量を０．１５％以上とする。好ましくは０．１８％以上である。
一方、Ｃ含有量が０．３０％を超えると、オーステナイトから上部ベイナイトまたは下部ベイナイトへの相変態が著しく抑制され、マルテンサイトが生成しやすくなり、その結果、残留オーステナイトを５％以上確保できなくなる。そのため、Ｃ含有量を０．３０％以下とする。好ましくは０．２５％以下、より好ましくは０．２２％以下である。

＜Ｐ：０．０４０％以下＞
Ｐは、不純物元素である。Ｐは、鋼板の板厚中央部に偏析して靭性を低下させたり、溶接部を脆化させたりする元素である。Ｐ含有量は少ないほど好ましいが、Ｐ含有量が０．０４０％を超えると、穴広げ性の劣化が顕著になるので、Ｐ含有量を０．０４０％以下とする。好ましくは０．０１５％以下である。Ｐは、少ないほど好ましいので、下限を限定する必要はないが、実用鋼板でＰ含有量を０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であるので、０．０００１％を実質的な下限としてもよい。

＜Ｓ：０．０１００％以下＞
Ｓは、不純物元素である。Ｓは、溶接性を低下させたり、鋳造時及び熱延時の製造性を阻害したりする元素である。また、Ｓは、鋼板中で粗大なＭｎＳを形成して、穴広げ性を低下させる元素でもある。Ｓ含有量は少ないほど好ましいが、Ｓ含有量が０．０１００％を超えると、溶接性の低下、製造性の低下、及び、穴広げ性の低下が顕著になるので、Ｓ含有量を０．０１００％以下とする。好ましくは０．００５０％以下である。Ｓは、少ないほど好ましいので、下限を限定する必要はないが、実用鋼板でＳ含有量を０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であるので、０．０００１％を実質的な下限としてもよい。

＜Ｎ：０．０１００％以下＞
Ｎは、鋼板中で粗大な窒化物を形成し、鋼板の曲げ性や穴広げ性を低下させる元素である。また、Ｎは、溶接時のブローホールの発生原因となる元素である。Ｎ含有量は少ないほど好ましいが、Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、穴広げ性の低下や、ブローホールの発生が顕著となるので、Ｎ含有量を０．０１００％以下とする。Ｎは少ないほど好ましいので、下限を限定する必要はないが、実用鋼板でＮ含有量を０．０００５％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を招くので、０．０００５％を実質的な下限としてもよい。

＜Ｏ：０．００６０％以下＞
Ｏは、鋼板中で粗大な酸化物を形成し、鋼板の曲げ性や穴広げ性を低下させる元素である。また、Ｏは、溶接時のブローホールの発生原因となる元素である。Ｏ含有量は少ないほど好ましいが、Ｏ含有量が０．００６０％を超えると、穴広げ性の低下や、ブローホールの発生が顕著となるので、Ｏ含有量を０．００６０％以下とする。Ｏは少ないほど好ましいので、下限を限定する必要はないが、実用鋼板でＯ含有量を０．０００５％未満とすることは、製造コストの大幅な増加を招くので、０．０００５％を実質的な下限としてもよい。

＜Ｓｉ及びＡｌの１種または２種：合計で０．７０％以上、２．５０％以下＞
Ｓｉ及びＡｌは、いずれも所定量のグラニュラーベイナイトおよび残留オーステナイトを得るために有効な元素である。グラニュラーベイナイトは、針状のベイニティックフェライトにおいて、界面に存在する転位が熱処理により回復し、塊状の形態になった金属組織である。すなわち、ベイニティックフェライトとグラニュラーベイナイトとは同一ではない。
一旦、ベイニティックフェライトの界面にセメンタイトが生成すると、グラニュラーベイナイトを得ることができない。Ｓｉ及びＡｌは、セメンタイトの生成を抑制する元素であるので、グラニュラーベイナイトを得るために重要な元素である。
更に、Ｓｉ及びＡｌは、残留オーステナイトを得るためにも重要な元素である。オーステナイトの一部がベイナイトへ変態する際、未変態のオーステナイト中へ炭素が濃化し、未変態のオーステナイト中の炭素濃度が上昇する。炭素が濃化することで、オーステナイトが安定になるので、十分に炭素が濃化したオーステナイトは、室温に冷却した後も他の組織に変態せずに残留する。これが残留オーステナイトとなる。この未変態オーステナイトへの炭素の濃化段階において、セメンタイトが析出するとオーステナイト中の炭素濃度が減少し、オーステナイトを室温まで未変態のまま維持することが困難となる。すなわち、ＳｉとＡｌは、セメンタイトの生成を抑制する元素であるので、残留オーステナイトを得るために重要な元素である。
発明者らが鋭意検討した結果、Ｓｉ及び／またはＡｌの含有量の合計を０．７０％以上とすることで、所定量のグラニュラーベイナイト及び残留オーステナイトを得られることを見出した。そのため、Ｓｉ及びＡｌの合計含有量を、０．７０％以上とする。一方、Ｓｉおよび／またはＡｌの含有量の合計（合計含有量）が過剰になると、鋼材自体が脆化し、大幅に穴広げ性が劣化する。そのため、Ｓｉ及び／またはＡｌの含有量の合計を２．５０％以下とする。好ましくは１．４０％未満である。
本実施形態に係る冷延鋼板において、ＳｉとＡｌとは同等の効果を有するので、合計含有量を規定すればよく、それぞれの含有量を規定する必要はない。すなわち、合計含有量が上記の範囲にあれば、例えば一方が０％であってもよい。

＜Ｍｎ及びＣｒの１種または２種：合計で１．５０％以上、３．５０％以下＞
Ｍｎ及びＣｒは、いずれも鋼板の強度の向上に有効な元素である。また、Ｍｎ及びＣｒは、連続焼鈍設備又は連続溶融亜鉛めっき設備での熱処理時に、フェライト変態を抑制する元素である。上記熱処理時のフェライト変態を抑制すると、フェライトとグラニュラーベイナイトとの合計の面積率に対する、フェライトの面積率を２５％以下、すなわちグラニュラーベイナイトの面積率を７５％以上とするのに有利となる。この効果を得るため、Ｍｎ及び／またはＣｒの含有量の合計を１．５０％以上とする。一方、Ｍｎ及び／またはＣｒの含有量の合計が３．５０％を超えると、オーステナイトから、上部ベイナイトまたは下部ベイナイトへの相変態が著しく抑制される。この場合、結果として、残留オーステナイトを５％以上確保することができず、また、マルテンサイトの面積率が１０％を超えてしまう。そのため、Ｍｎ及び／またはＣｒの含有量の合計を３．５０％以下とする。
本実施形態に係る冷延鋼板おいて、ＭｎとＣｒとは同等の効果を有するので、合計含有量を規定すればよく、それぞれの含有量を規定する必要はない。すなわち、合計含有量が上記の範囲にあれば、例えば一方が０％であってもよい。

本実施形態に係る冷延鋼板は、上記元素を含み、残部がＦｅ及び不純物からなることを基本とする。しかしながら、必要に応じて、Ｆｅの一部に代えてさらに、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭから選択される１種以上を後述する範囲で含有してもよい。ただし、これらの元素は必ずしも含有させる必要はないので、その下限は０％である。また、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料から、又は製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態に係る冷延鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

＜Ｍｏ：０％以上、１．００％以下＞
Ｍｏは、鋼板の強度の向上に有効な元素である。また、Ｍｏは、連続焼鈍設備又は連続溶融亜鉛めっき設備での熱処理時に生じるフェライト変態を抑制する効果を有する元素である。これらの効果を得る場合、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｏ含有量が１．００％を超えると、フェライト変態を抑制する効果が飽和する。そのため、含有させる場合でも、Ｍｏ含有量を１．００％以下とすることが好ましい。

＜Ｎｉ：０％以上、１．００％以下＞
Ｎｉは、鋼板の強度の向上に有効な元素である。また、Ｎｉは、連続焼鈍設備又は連続溶融亜鉛めっき設備での熱処理時に生じるフェライト変態を抑制する効果を有する元素である。これらの効果を得る場合、Ｎｉ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｉ含有量が１．００％を超えると、フェライト変態を抑制する効果は飽和する。このため、含有させる場合でも、Ｎｉ含有量を１．００％以下とすることが好ましい。

＜Ｃｕ：０％以上、１．００％以下＞
Ｃｕは、鋼板の強度の向上に有効な元素である。この効果を得る場合、Ｃｕ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｕ含有量が過剰になると熱間圧延中に鋼材が脆化し、熱間圧延が不可能となる。そのため、含有させる場合でも、Ｃｕ含有量を１．００％以下とする。

＜Ｎｂ：０％以上、０．３０％以下＞
Ｎｂは、結晶粒を細粒化し、鋼板の強度の向上に有効な元素である。また、Ｎｂは、連続焼鈍設備又は連続溶融亜鉛めっき設備での熱処理時に生じるフェライト変態を抑制する効果を有する元素である。これらの効果を得る場合、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．３０％を超えると、オーステナイトから上部ベイナイトまたは下部ベイナイトへの相変態が著しく抑制される。その結果、マルテンサイトが過剰に生成するとともに、残留オーステナイトを５％以上確保することができなくなる。そのため、Ｎｂを含有させる場合でも、Ｎｂ含有量を０．３０％以下とする。

＜Ｔｉ：０％以上、０．３０％以下＞
Ｔｉは、鋼板の強度の向上に有効な元素である。また、Ｔｉは、連続焼鈍設備又は連続溶融亜鉛めっき設備での熱処理時に生じるフェライト変態を抑制する効果を有する元素である。これらの効果を得る場合、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．３０％を超えると、オーステナイトから上部ベイナイトまたは下部ベイナイトへの相変態が著しく抑制される。その結果、マルテンサイトが過剰に生成するとともに、残留オーステナイトを５％以上確保することができなくなる。そのため、Ｔｉを含有させる場合でも、Ｔｉ含有量を０．３０％以下とする。

＜Ｖ：０％以上、０．３０％以下＞
Ｖは、鋼板の強度の向上に有効な元素である。また、Ｖは、連続焼鈍設備又は連続溶融亜鉛めっき設備での熱処理時に生じるフェライト変態を抑制する効果を有する元素である。これらの効果を得る場合、Ｖ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｖ含有量が０．３０％を超えると、オーステナイトから上部ベイナイトまたは下部ベイナイトへの相変態が著しく抑制される。その結果、マルテンサイトが過剰に生成するとともに、残留オーステナイトを５％以上することができなくなる。そのため、Ｖを含有させる場合でも、Ｖ含有量を０．３０％以下とする。

＜Ｂ：０％以上、０．００５０％以下＞
Ｂは、熱処理工程において、オーステナイトの粒界に偏析することにより、フェライト変態を抑制する元素である。この効果を得る場合、Ｂ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、フェエライト変態抑制効果が飽和するので、０．００５０％を実質的な上限とすることが好ましい。

＜Ｃａ：０％以上、０．０４００％以下＞
＜Ｍｇ：０％以上、０．０４００％以下＞
＜ＲＥＭ：０％以上、０．０４００％以下＞
Ｃａ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭはいずれも、酸化物や硫化物の形態を制御し、穴広げ性の向上に寄与する元素である。この効果を得る場合、いずれの元素もその含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｃａ、Ｍｇ、またはＲＥＭの含有量が０．０４００％を超えると、粗大な酸化物が形成され、穴広げ性が劣化する。そのため、いずれの元素についても、その含有量を０．０４００％以下とする。より好ましくは０．０１００％以下である。
ＲＥＭ（希土類元素）を含有させる場合、ミッシュメタルで添加する場合が多いが、ＬａやＣｅの他にランタノイド系列の元素を複合で添加する場合もある。このような場合であっても、また、金属ＬａやＣｅなどの金属ＲＥＭを添加した場合であっても、本実施形態に係る冷延鋼板は効果を発揮できる。本実施形態において、ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙ、及びランタノイドを合わせた１７元素を意味し、ＲＥＭ含有量とはこれらの元素の合計含有量である。

次に、本実施形態に係る冷延鋼板の金属組織について説明する。
本発明者らは、現在通常に採用されている連続熱間圧延設備および連続焼鈍設備の使用を前提として、引張強度が９８０ＭＰａ以上の鋼板において、強度と伸びとを確保しつつ、穴広げ性の向上を図ることを検討した。
前述したように、従来、自動車等の構造部材として好適な薄鋼板において、強度及び伸びを劣化させずに穴広げ性を改善するためには、鋼板の金属組織として、フェライトの活用が検討されてきた。しかしながら、フェライトは、軟質な金属組織であるため、複合組織からなる高強度鋼板では、組織間の硬度差を大きくする要因となり、結果として、穴広げ性の劣化を招くことが課題であった。そこで、本発明者らは、鋼板の金属組織としてグラニュラーベイナイトを活用することに着目して検討を行った。その結果、フェライトとグラニュラーベイナイトとの合計の面積率と、フェライトとグラニュラーベイナイトとの合計の面積率に対するフェライトの面積率とを制御することにより、強度と延性とを確保しつつ、優れた穴広げ性を得ることに成功した。
本実施形態に係る冷延鋼板の金属組織（ミクロ組織）は、上記知見を基に限定されている。以下、詳細に説明する。

＜フェライト及びグラニュラーベイナイトの１種または２種を、面積率で、合計で１０％以上、５０％以下含有する＞
＜フェライトとグラニュラーベイナイトとの合計面積率に対するフェライトの面積率が２５％以下である＞
鋼板の金属組織に含まれるフェライトは、軟質な組織であり、変形しやすい。そのため、フェライトは伸びの向上に寄与する。一方、フェライトは、軟質な組織であるので、硬質相との組織間の硬度差が大きく、複合組織鋼板において穴広げ性を劣化させる要因となる。これに対し、グラニュラーベイナイトは、フェライトと同様に、伸びの向上に寄与する。一方で、グラニュラーベイナイトは、フェライトよりも硬質であり、フェライトと、上部ベイナイトまたは下部ベイナイトとの中間の硬さを有する。したがって、グラニュラーベイナイトは、フェライトに比べて、複合組織鋼板における組織間硬度差を低減させる効果を有する。
フェライトとグラニュラーベイナイトとの合計の面積率が１０％未満であると十分な伸びが得られない。一方、フェライトとグラニュラーベイナイトとの合計の面積率が５０％を超えると、９８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることができない。また、フェライトとグラニュラーベイナイトとの合計の面積率に対する、フェライトの面積率（フェライトとグラニュラーベイナイトとの合計の面積率に占めるフェライトの面積率）が２５％を超えると、複合組織鋼板における組織間の硬度差が大きくなり、穴広げ性が劣化する。
すなわち、フェライトとグラニュラーベイナイトとを合計で１０％以上、５０％以下含有し、かつ、フェライトとグラニュラーベイナイトとの合計の面積率に対するフェライトの面積率を２５％以下（すなわちグラニュラーベイナイトの面積率を７５％以上）とすることで、伸びと穴広げ性とを同時に向上させることができる。フェライトの面積率は０％でもかまわない。

＜残留オーステナイトを５％以上含有する＞
残留オーステナイトは、加工による変形中にマルテンサイトへと変態（加工誘起変態）することにより、伸びの向上に寄与する金属組織である。所定の伸びを得るため、鋼板中の残留オーステナイトを面積率で５％以上とする。残留オーステナイトの面積率が５％未満では、十分な伸びが得られない。一方、残留オーステナイトの面積率は、伸びの向上の観点では高ければ高い程良いが、２０％超の面積率を得ようとした場合、ＣやＭｎの含有量を多量にする必要が生じるため、２０％が実質的な上限となる。

＜上部ベイナイト及び下部ベイナイトの１種または２種を合計で、面積率で、１０％以上、５０％以下含有する＞
上部ベイナイト及び下部ベイナイトは、残留オーステナイトの生成に影響を及ぼすとともに、高強度を得るために必要な金属組織である。一般にベイナイトと呼ばれるのはこれらの組織である。上部ベイナイト及び／または下部ベイナイトの面積率が１０％以上であると、焼鈍工程において、オーステナイトから上部ベイナイトまたは下部ベイナイトへの相変態が起こる際に、未変態のオーステナイト中に炭素が濃化し、室温まで未変態のオーステナイトを５％以上残留させることが可能となる。上部ベイナイト及び／または下部ベイナイトの面積率が１０％未満では、鋼板の強度が不足するとともに、残留オーステナイトを５％以上確保できない。一方、上部ベイナイト及び／または下部ベイナイトの面積率が５０％を超える場合には、オーステナイトから上部ベイナイトまたは下部ベイナイトへの相変態が促進されすぎているので、未変態のオーステナイトが減少し、最終的に残留オーステナイトを５％以上確保することができなくなる。そのため、上部ベイナイト及び／または下部ベイナイトの面積率を合計で５０％以下とする。

＜焼戻しマルテンサイトを、面積率で、０％超、３０％以下含有する＞
鋼板の金属組織に含まれる焼戻しマルテンサイトは、残留オーステナイトの生成に影響を及ぼすとともに、高強度を得るために有効な金属組織である。そのため、焼戻しマルテンサイトの面積率を０％超とする。好ましくは３％以上、より好ましくは５％以上である。一方、焼戻しマルテンサイトは硬質な組織であるため、複合組織鋼板において、組織間の硬度差を大きくし、結果として、穴広げ性の劣化を招く金属組織である。焼戻しマルテンサイトの面積率が３０％を超えると、穴広げ性が著しく劣化するので、焼戻しマルテンサイトの面積率を３０％以下とする。

＜パーライト、セメンタイト及びマルテンサイトの１種または２種以上を、面積率で、合計０〜１０％含有する＞
本実施形態に係る冷延鋼板は、上記以外の残部の組織として、パーライト、セメンタイト、マルテンサイトの１種または２種以上を含んでもよい。しかしながら、これらの組織は硬質な鉄炭化物を含み、穴広げ時にボイドの発生の起点となる。これらの面積率の合計が１０％を超えると、穴広げ性の劣化が著しくなるので、面積率の合計を１０％以下に制限する。特に、組織間硬度差の点で、マルテンサイトは、３％以下であることが好ましい。これらの組織は少ない方が好ましく、すなわち、パーライト、セメンタイト、マルテンサイトの面積率の合計は０％でもかまわない。ここで言うマルテンサイトとは、焼戻しマルテンサイトとは異なる、いわゆるフレッシュマルテンサイトである。

フェライト、グラニュラーベイナイト、マルテンサイト、上部ベイナイト、下部ベイナイト、残留オーステナイト、パーライト、セメンタイト、及び焼戻しマルテンサイトの同定、及び面積率の算出は、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）、Ｘ線回折、並びにナイタール試薬またはレペラ液を用いた腐食後の走査型電子顕微鏡による組織観察により、鋼板の圧延方向断面又は圧延方向に直角方向の断面を１０００〜５００００倍の倍率で、観察および測定することにより行うことができる。

具体的には、フェライトの面積率は、以下の方法で測定することができる。すなわち、走査型電子顕微鏡に付属のＥＢＳＤにより、鋼板の表面から板厚の１／４の位置を中心とする１／８〜３／８厚の範囲を、０．２μｍの間隔（ピッチ）で測定する。測定データからＧｒａｉｎ ａｖｅｒａｇｅ ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎの値を計算する。そして、Ｇｒａｉｎ ａｖｅｒａｇｅ ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎの値が０．５°未満の領域をフェライトとし、その面積率を測定する。ここで、Ｇｒａｉｎ ａｖｅｒａｇｅ ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎとは、結晶方位差が５°以上の粒界に囲まれた領域において、隣合う測定点間の方位差を計算し、それを結晶粒内の測定点すべてについて平均化した値である。

残留オーステナイトの面積率は、Ｘ線を用いた測定により算出することができる。すなわち、試料の板面から板厚方向に深さ１／４位置までを機械研磨および化学研磨により除去する。そして、研磨後の試料に対して特性Ｘ線としてＭｏＫα線を用いて得られた、ｂｃｃ相の（２００）、（２１１）およびｆｃｃ相の（２００）、（２２０）、（３１１）の回折ピークの積分強度比から、残留オーステナイトの組織分率を算出し、これを、残留オーステナイトの面積率とする。

マルテンサイトの面積率は、鋼板の板厚方向断面をレペラ液でエッチングし、表面から板厚の１／４の位置を中心とする１／８〜３／８厚の範囲を、ＦＥ−ＳＥＭにより観察し、他の組織よりも相対的に腐食の度合いが小さな領域の面積率から、Ｘ線で測定した残留オーステナイトの面積率を差し引くことにより算出する。または、マルテンサイトは、転位密度が高く、なおかつ粒内にブロックやパケットといった下部組織を持つ組織であるので、走査型電子顕微鏡を用いた電子チャンネリングコントラスト像によれば、他の金属組織と区別することが可能である。したがって、電子チャンネリングコントラスト像からマルテンサイト面積率を求めてもよい。

上部ベイナイト、下部ベイナイト、焼戻しマルテンサイトの同定は、板厚方向断面をナイタール試薬により腐食し、鋼板の表面から板厚の１／４の位置を中心とする１／８〜３／８厚（鋼板の表面から板厚の１／８〜３／８の位置）の範囲を、ＦＥ−ＳＥＭにより観察し、組織の内部に含まれるセメンタイトの位置とバリアントとを観察することにより行う。具体的には、上部ベイナイトは、ラス状のベイニティックフェライトの界面にセメンタイトあるいは残留オーステナイトが生成する。一方、下部ベイナイトは、ラス状のベイニティックフェライトの内部にセメンタイトが生成し、ベイニティックフェライトとセメンタイトとの結晶方位関係が１種類であるので、生成したセメンタイトは同一のバリアントを持つ。また、焼戻しマルテンサイトは、マルテンサイトラスの内部にセメンタイトが生成するが、マルテンサイトラスとセメンタイトとの結晶方位関係が２種類以上あるため、生成したセメンタイトは複数のバリアントを持つ。これらセメンタイトの特徴を検出することにより、各組織を同定し、面積率を算出する。

パーライトまたはセメンタイトの同定は、ナイタール試薬により腐食し、鋼板の表面から板厚の１／４の位置を中心とする１／８〜３／８厚の範囲を、走査型電子顕微鏡による２次電子像を用いて観察することにより行うことができる。２次電子像で明るいコントラストで撮影された領域をパーライトまたはセメンタイトとし、面積率を算出する。

グラニュラーベイナイトは、硬質なセメンタイトをほとんど含まず、なおかつ転位密度が低いベイニティックフェライトから構成される。そのため、従来の腐食法や走査型電子顕微鏡を用いた２次電子像観察ではフェライトと区別するこができない。しかしながら、発明者らが鋭意検討した結果、グラニュラーベイナイトは、ベイニティックフェライトの集合体で構成されるので、粒内に微小な結晶方位差を持つ。そのため、粒内の微小な結晶方位差を検出することにより、フェライトとの識別が可能であることを見出した。したがって、以下の方法によって、グラニュラーベイナイトの面積率を測定することができる。
すなわち、ＥＢＳＤを用いて、鋼板の表面から板厚の１／４の位置を中心とする１／８〜３／８厚の範囲を、０．２μｍの間隔で測定し、測定データからＧｒａｉｎ ａｖｅｒａｇｅ ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎの値を計算する。そして、Ｇｒａｉｎ ａｖｅｒａｇｅ ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎの値が０．５°以上となる領域の面積率から、上部ベイナイト、下部ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、パーライト、マルテンサイトの面積率を差し引いた値を、グラニュラーベイナイトの面積率とする。
上記の各組織の面積率は、いずれも金属組織全体の面積に対する各組織の面積の割合である。

本実施形態に係る冷延鋼板は、引張強度が９８０ＭＰａ以上であり、十分に強度が高い。そのため、自動車等の部材に適用した場合に、自動車車体の軽量化、または衝突時の安全性の向上に寄与する。強度の上限を限定する必要はないが、１４７０ＭＰａ超となると、本実施形態で示す様な複合組織で強度を達成する事が困難となり、ほぼマルテンサイトを主相とした組織にすることが必要になるので、強度の上限を１４７０ＭＰａとしてもよい。

本実施形態に係る冷延鋼板は、表面上に、溶融亜鉛めっき層を有してもよい。溶融亜鉛めっき層が表面に形成されていると、耐食性が向上するので好ましい。溶融亜鉛めっき層は、Ｆｅが１％以上、７％未満で、残部がＺｎ、Ａｌ、及び、不純物からなることが好ましい。
また、本実施形態に係る冷延鋼板は、表面上に、合金化溶融亜鉛めっき層を有してもよい。合金化溶融亜鉛めっき層が表面に形成されていると、耐食性が向上するので好ましい。合金化溶融亜鉛めっき層は、Ｆｅが７％以上、１５％以下で、残部がＺｎ、Ａｌ、及び、不純物からなることが好ましい。
溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層は、鋼板の片面に形成されていてもよいし、両面に形成されていてもよい。

次に、本実施形態に係る冷延鋼板を得るのに好ましい製造方法について説明する。本実施形態に係る冷延鋼板は、上述の化学成分、金属組織を満足すれば、製造方法によらず、その効果は得られる。しかしながら、本実施形態に係る冷延鋼板は、以下の（Ａ）〜（Ｇ）の工程を含む製造方法によれば、安定して製造することができるので好ましい。
（Ａ）本実施形態に係る冷延鋼板と同じ組成を有する鋳造スラブを、鋳造後、１１５０℃未満の温度まで温度が低下しないように維持する、又は、一旦冷却した後１１５０℃以上に加熱する。（加熱工程）
（Ｂ）１１５０℃以上の温度に加熱された（または１１５０℃以上の温度に維持された）スラブを熱間圧延に供し、Ａｒ３変態点以上の温度域で熱間圧延を完了して、熱延鋼板を得る。（熱延工程）
（Ｃ）熱延鋼板を７００℃以下の温度域で巻き取る。（巻取り工程）
（Ｄ）巻き戻した熱延鋼板を酸洗後、累積圧下率３０％以上、８０％以下の冷間圧延を行って冷延鋼板を得る。（酸洗及び冷延工程）
（Ｅ）冷延鋼板を、７６０℃以上、９００℃以下の温度域で連続焼鈍する。（焼鈍工程）
（Ｆ）冷延鋼板を連続焼鈍後、５５℃／秒以上、１００℃／秒以下の平均冷却速度で５００〜６５０℃の温度域まで冷却し、５００〜６５０℃の温度域に３秒以上滞留させ、滞留後、平均冷却速度１０℃／秒以上、１００℃／秒以下で冷却して１８０℃以上、４００℃以下かつＭｓ以下で冷却を停止する。（冷却工程）
（Ｇ）冷却工程後、３００℃以上、４６０℃以下の温度域まで冷延鋼板を再加熱し、当該温度域で１５秒以上保持する。（再加熱工程）
各工程の望ましい条件について説明する。

（Ａ）加熱工程
引張強度が９８０ＭＰａ以上である本実施形態に係る冷延鋼板と同じ組成を有する鋳造スラブは、合金元素を多量に含む場合がある。そのため、熱間圧延前に、鋳造スラブ中に合金元素を固溶させる必要がある。したがって、鋳造スラブを一旦冷却した場合、１１５０℃以上に加熱して、熱間圧延に供することが好ましい。加熱温度が１１５０℃未満の場合、粗大な合金炭化物が残るだけでなく、熱間圧延時の変形抵抗が高くなるので、これ以上の温度に加熱する。
ただし、鋳造後、スラブを１１５０℃未満まで冷却することなく熱間圧延に供する場合には、加熱を行う必要はない。
熱間圧延に供する鋳造スラブは、鋳造したスラブであればよく、特定の鋳造スラブに限定されない。例えば、連続鋳造スラブや、薄スラブキャスターで製造したスラブであればよい。上述の通り、鋳造スラブは、直接、熱間圧延に供するか、又は、一旦冷却した後、加熱して、熱間圧延に供する。

（Ｂ）熱延工程
加熱工程を経た１１５０℃以上のスラブを、粗圧延と仕上げ圧延とを含む熱間圧延に供し、熱延鋼板を得る。熱間圧延において、仕上げ圧延温度（仕上げ圧延の完了温度）は、鋼板の組織制御の点で重要である。仕上げ圧延温度が（オーステナイト＋フェライト）の２相温度域にあると、熱間圧延する際の圧延荷重が大きくなり、熱間圧延中に割れが発生することが懸念される。そのため、仕上げ圧延温度を、Ａｒ３変態点以上とすることが好ましい。熱間圧延時、粗圧延板同士を接合して連続的に熱間圧延を行ってもよい。
ここで、Ａｒ３変態点は、降温過程においてオーステナイト変態が開始する温度であり、本実施形態では、簡易的に下記式（１）を用いて算出する。
Ａｒ３＝９０１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ−９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２＋Ｃｕ／２＋Ｍｏ／２） （１）

（Ｃ）巻取り工程
熱延工程後の熱延鋼板を、７００℃以下の温度で巻取ることが好ましい。巻取り温度が７００℃を超えると、鋼板の表面に厚い酸化スケールが生成し、酸洗工程においてスケールを除去することができなくなることが懸念される。この場合、冷延以降の工程に供することが困難になる。また、７００℃超で巻き取った場合、熱延鋼板中の炭化物が粗大となり、その後の焼鈍工程において炭化物が溶けにくくなる。焼鈍工程の加熱時に炭化物の溶解が進まない場合、所定の強度が得られなくなる場合や、焼き入れ性が不足して焼鈍工程中のフェライトの分率が増加し、その結果、所定の面積率の組織が得られないことが懸念される。巻取り温度は、７００℃以下であればよく、下限は特に定める必要はないが、室温より低い温度で巻取ることは技術的に困難であるので、室温が実質的な下限となる。巻取り温度が低い方が、熱延鋼板のミクロ組織が均一となるため、焼鈍後の機械的性質は向上する傾向にあり、巻き取り温度は可能な範囲で、低温で有る事が望ましい。一方、巻取り温度が低い程、熱延鋼板の強度が高くなり、冷間圧延時の変形抵抗が高くなる。そのため、巻取り温度を低くする場合には、熱延鋼板を箱焼鈍炉や連続焼鈍設備などを用いて軟質化のための焼戻しを６５０℃程度で行っても構わない。熱延鋼板の強度やラインでの通板性を考慮すると、巻取りは４５０℃以上６５０℃以下が好ましい。

（Ｄ）酸洗及び冷延工程
巻取った熱延鋼板を巻き戻し、酸洗を施した後、冷間圧延に供する。酸洗を行うことで、熱延鋼板の表面の酸化スケールを除去して、冷延鋼板の化成処理性や、めっき性の向上を図ることができる。酸洗は、一回でもよいし、複数回に分けて行ってもよい。酸洗した熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板とする際、冷間圧延における累積圧下率を３０％以上、８０％以下とすることが好ましい。累積圧下率が３０％未満では、冷延鋼板の形状を平坦に保つことが難しく、後の焼鈍工程に供することができなくなるので、累積圧下率は３０％以上とすることが好ましい。より好ましくは４０％以上である。一方、累積圧下率が８０％を超えると、圧延荷重が過大になり、冷間圧延中に割れが発生し、後の焼鈍工程に供することが困難となることが懸念される。そのため、累積圧下率は８０％以下とすることが好ましい。より好ましくは７０％以下である。圧延パスの回数、パス毎の圧下率は、特に限定しない。累積圧下率３０％以上、８０％以下を確保できる範囲で、適宜設定すればよい。

（Ｅ）焼鈍工程
冷延鋼板を、連続焼鈍ラインに供し、焼鈍温度に加熱して焼鈍を施す。この際、焼鈍温度は７６０℃以上、９００℃以下、焼鈍時間は１０〜６００秒であることが好ましい。焼鈍温度が７６０℃未満であると、オーステナイトが十分に生成されない。この場合、フェライトの面積率が増加し、所定の強度を満たせなくなることが懸念される。また、最高加熱温度（焼鈍温度）におけるオーステナイトの面積率も減少することから、その後の冷却中に生成する変態組織であるグラニュラーベイナイトやベイナイト（上部ベイナイト、下部ベイナイト）、焼戻しマルテンサイトの面積率が減少する。この場合、残留オーステナイトを得るために必要な炭素をオーステナイトへ濃化する事が出来なくなり、残留オーステナイトを５％以上確保することができなくなることが懸念される。
一方、焼鈍温度が９００℃を超えると、オーステナイトの結晶粒径が粗大化し、焼き入れ性が過剰となる。この場合、所定のフェライトおよびグラニュラーベイナイトの面積率が得られない。また、オーステナイトから、上部ベイナイトまたは下部ベイナイトへの変態が抑制される。その結果、残留オーステナイトを５％以上確保することができなくなることが懸念される。そのため、連続焼鈍温度の上限は９００℃とすることが好ましい。連続焼鈍は、大気中で行っても良いし、めっきの密着性の向上を目的として、酸化還元雰囲気で行っても良い。
また、焼鈍時間が１０秒未満であると焼鈍温度でのオーステナイトの分率が不十分であったり、焼鈍前までに存在していた炭化物の溶解が不十分となったりして、所定の組織及び特性が得られなくなるおそれがある。焼鈍時間が６００秒超となっても特性上は問題ないが、設備のライン長が長くなるので、６００秒程度が実質的な上限となる。

（Ｆ）冷却工程
焼鈍工程後、冷延鋼板を、直ちに（例えば３０秒以内、好ましくは１０秒以内に）、５５℃／秒以上、１００℃／秒以下の平均冷却速度で５００〜６５０℃の温度域まで冷却する。その後、５００〜６５０℃の温度域に３秒以上滞留させる。滞留後、１０℃／秒以上、１００℃／秒以下の平均冷却速度で１８０℃以上４００℃以下、かつマルテンサイト変態開始温度（以下、Ｍｓ（℃））以下まで冷却することが好ましい。
この工程は、所定量のグラニュラーベイナイトを得るために有効な工程である。グラニュラーベイナイトは、変態前のオーステナイト粒に含まれる微量の転位を核として相変態が起きた後、所定の温度域で保持することにより、ベイニティックフェライト境界の転位が回復して生成する。そのため、過剰なフェライトの生成を抑制し、所定量のフェライト及びグラニュラーベイナイトを得るためには、５００〜６５０℃の温度域までの平均冷却速度を５５℃／秒以上とすることでフェライト変態をある程度抑制する必要がある。一方、１００℃／秒を超える平均冷却速度での冷却は、焼鈍工程の冷却設備の能力を考慮すると経済的に不利である。そのため、実質的な平均冷却速度の上限を１００℃／秒とする。
また、この冷却工程では、５００〜６５０℃の温度域に３秒以上滞留させることが好ましい。冷却中に生成したベイニティックフェライトを、ベイナイト生成温度の高温側で保持することにより、生成したベイニティックフェライトが回復し、グラニュラーベイナイトが得られる。すなわち、上述の平均冷却速度での冷却によってベイニティックフェライトが生成した直後に、転位が回復する時間を確保するために、上述の滞留を行うことが有効である。５００〜６５０℃の滞留時間が３秒未満の場合、ベイニティックフェライトの回復が十分に進まず、所定のグラニュラーベイナイトの面積率を得ることが困難となる。本実施形態において滞留させるとは、等温保持に限られず、鋼板温度を３秒間以上５００〜６５０℃の状態にすることを示す。滞留時間に上限は設けないが、滞留時間が長いと生産性が低下するので、滞留時間を６００秒以下としてもよい。
滞留後、１０℃／秒以上、１００℃／秒以下の平均冷却速度で１８０〜４００℃かつ、Ｍｓ以下の温度域まで冷却する。平均冷却速度が１０℃／秒以上であって、冷却停止温度が１８０〜４００℃でかつ、Ｍｓ以下であれば、マルテンサイトが生成する。このマルテンサイトは、次工程の再加熱工程で焼き戻され、焼戻しマルテンサイトとなる。そのため、焼戻しマルテンサイトを得る場合、冷却停止温度を４００℃以下かつＭｓ以下とすることが好ましい。冷却停止温度が４００℃またはＭｓを超えると、冷却時にマルテンサイトが得られず、その後再加熱した際のベイナイト変態が十分に進まず、未変態オーステナイトへの炭素の濃化が進まず、所定量の残留オーステナイトが得られなくなる。この場合、未変態オーステナイトは最終的な冷却中にマルテンサイトに変態するので、著しく穴広げ性が劣化する。一方、冷却停止温度が１８０℃未満となると、オーステナイトからマルテンサイトへの相変態が過度に促進され、マルテンサイトの生成量が３０％を超え、穴広げ性が著しく劣化することが懸念される。
本実施形態において、平均冷却速度は、冷却開始温度と冷却停止温度との差を、冷却時間で除することで算出できる。
また、上記Ｍｓは焼鈍工程および冷却工程で生成したフェライト、グラニュラーベイナイトの面積率により変化し、計算式により算出する事は困難である。しかしながら、最終的なミクロ組織において、焼戻しマルテンサイトの存在が認められれば、冷却時にＭｓ以下に冷却されたことを意味するので、事前に冷却停止温度と焼戻しマルテンサイトの面積率とについて予備試験等を行うことで、Ｍｓを決定でき、所定の面積率の焼戻しマルテンサイトを得ることができる。

（Ｇ）再加熱工程
１８０〜４００℃、かつＭｓ以下の温度域で冷却を停止した後、冷延鋼板を再加熱して、３００℃以上、４６０℃以下の温度域で１５秒以上保持することが好ましい。この工程によれば、冷却工程で生成したマルテンサイトの焼戻しに伴うオーステナイトへの炭素の拡散と、ベイナイト変態の進行によるオーステナイトへの炭素の拡散が起こる。保持温度が３００℃未満、または保持時間が１５秒未満の場合、ベイナイト変態の進行が不十分となり、オーステナイト中への炭素の拡散が不十分となることが懸念される。一方、保持温度が４６０℃を超えると、オーステナイトからパーライトへの変態が進んでしまい、パーライトの面積率が上昇したり、オーステナイトが不安定になることで、残留オーステナイトの面積率が低下したりすることが懸念される。
再加熱工程後は、冷延鋼板を室温まで冷却する。この際の冷却速度を規定する必要はないが、２℃／秒以上１００℃／秒以下としてもよい。

本実施形態に係る冷延鋼板の製造に際しては、機械特性の向上、耐食性の向上等を目的として、更に以下の工程（Ｈ）〜（Ｊ）を行ってもよい。
（Ｈ）焼戻し工程
再加熱工程後、冷延鋼板を室温まで冷却した後に、あるいは、室温までの冷却途中（ただしＭｓ以下）で再加熱を開始し、１５０℃以上、４００℃以下の温度域で２秒以上保持する。この工程によれば、再加熱後の冷却中に生成したマルテンサイトを焼戻して、焼戻しマルテンサイトとすることにより、組織間硬度差をさらに小さくすることができる。また、その結果、延性を劣化させずに、優れた穴広げ性を確保することが可能になる。焼戻し工程を行う場合、保持温度が１５０℃未満、または、保持時間が２秒未満では、マルテンサイトが十分に焼き戻されず、ミクロ組織および機械特性の変化が殆どない。一方、保持温度が４００℃を超えると、焼戻しマルテンサイト中の転位密度が低下してしまい、９８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることができないことが懸念される。また、未変態のオーステナイト中にセメンタイトが析出する事によりオーステナイトが不安定となり、冷却中にオーステナイトがマルテンサイト変態し、冷却後にマルテンサイトが生成するおそれもある。そのため、焼戻しを行う場合には、１５０℃以上、４００℃以下の温度域で２秒以上保持することが好ましい。
焼戻しは、連続焼鈍設備内で行っても良いし、連続焼鈍後にオフラインで、別設備で実施しても構わない。この際、焼戻し時間は、焼戻し温度により異なる。すなわち、低温ほど長時間となり、高温ほど短時間となる。高温で長時間焼戻しを行うと、強度が低下し、９８０ＭＰａ以上の強度を得る事が困難となる。このため、焼戻し時間の上限は、予めラボで焼戻し温度及び時間と強度の低下代との関係を確認した上で、焼戻し温度および成分により所望の強度以下とならない様に、設定することが好ましい。

（Ｉ）溶融亜鉛めっき工程
再加熱工程後、または焼戻し工程後の冷延鋼板に対して、必要に応じて、（亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（亜鉛めっき浴温度＋５０）℃に加熱又は冷却して、溶融亜鉛めっきを施してもよい。溶融亜鉛めっき工程によって、冷延鋼板の表面には、溶融亜鉛めっき層が形成される。この場合、冷延鋼板の耐食性が向上するので好ましい。溶融亜鉛めっきを施しても、冷延鋼板の伸びと穴広げ性とを十分に維持することができる。

（Ｊ）合金化溶融亜鉛めっき工程
溶融亜鉛めっき層が形成された冷延鋼板に対し、合金化処理として、４６０℃以上かつ６００℃以下の温度範囲内で熱処理を行ってもよい。合金化処理を４６０℃未満で行った場合、めっき層が十分に合金化しない。また、６００℃超の温度で合金化処理を行うと、合金化が進行しすぎて、耐食性が劣化する。そのため、合金化処理を行う場合、４６０℃以上かつ６００℃以下とする。

また、溶融亜鉛めっきに代えて、電気めっき、蒸着めっきを行ってもよい。さらに、有機皮膜形成、フィルムラミネート、有機塩類／無機塩類処理、ノンクロ処理等の表面処理を適用してもよい。上記の表面処理を行っても、冷延鋼板の伸び及び穴広げ性を十分に維持することができる。

次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。

表１に示す成分組成（化学組成）の鋳造スラブを、鋳造後直接、又は一旦冷却した後、表２、表３に示す条件で加熱し、熱間圧延し、巻き取った。熱延鋼板を酸洗した後、表２、表３に示す条件で冷間圧延及び焼鈍を施し、冷却した。また、冷却後に表４、表５に示す条件で、過時効帯で再加熱した。一部の例については、さらに表４、表５に示す条件で焼戻し、溶融亜鉛めっき、及び／または合金化処理を実施した。表１の空欄は、意図して添加していないことを示し、表４、表５の「−」は該当する工程を行っていないことを示す。ただし、再加熱工程の冷却停止温度の「−」は、途中で冷却を停止せず、室温まで冷却を行ったことを示している。また、表中の下線は、本発明の範囲外であることを示す。

焼鈍後、焼戻し後、または、溶融亜鉛めっき及び／または合金化処理後の鋼板の金属組織及び機械的性質を調査した。
（金属組織）
金属組織として、フェライト、グラニュラーベイナイト、上部ベイナイトまたは下部ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト、残部組織（パーライト、マルテンサイト、セメンタイト）の面積率を調査した。フェライト、グラニュラーベイナイト、焼戻しマルテンサイト、上部ベイナイト、下部ベイナイト、残留オーステナイト、パーライト、セメンタイト、及びマルテンサイトの同定、及び面積率の算出は、上述した通り、表面から板厚の１／４の位置を中心とする１／８〜３／８厚の範囲を、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）、Ｘ線測定、ナイタール試薬またはレペラ液を用いた腐食、走査型電子顕微鏡による組織観察により、鋼板圧延方向断面又は圧延方向直角方向断面を１０００〜５００００倍の倍率での観察および測定により行った。結果を表６、表７に示す。
（機械的性質）
機械的性質として、引張強度、全伸び、穴広げ性を評価した。引張強度（ＴＳ）、全伸び（ＥＬ）については、鋼板の圧延方向に直角にＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４２に準拠して引張試験を行って測定した。穴広げ性（λ）については、日本工業規格ＪＩＳＺ２２５６記載の穴広げ試験方法に従って評価した。結果を表６、表７に示す。

表１〜表７から分かるように、化学組成及び金属組織が本発明範囲内にある実施例は、いずれも、９８０ＭＰａ以上の高強度に加え、ＴＳ×ＥＬ、ＴＳ×λが高く、伸び及び穴広げ性に優れている
これに対し、化学組成及び金属組織が本発明範囲を外れる比較例では、強度、ＴＳ×ＥＬ及び／またはＴＳ×λが低くなっており、伸び及び／または穴広げ性に劣ることが分かる。

本発明によれば、自動車等の構造部材として好適な、伸びと穴広げ性とに優れた引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板を提供することができる。本発明の冷延鋼板は、自動車等に適用した場合に、自動車車体の軽量化、または衝突時の安全性の向上に寄与するので、産業上の利用可能性が高い。

Claims (5)

1. 鋼板であって、
   前記鋼板の化学組成が、質量％で、
   Ｃ：０．１５％以上、０．３０％以下、
   Ｐ：０．０４０％以下、
   Ｓ：０．０１００％以下、
   Ｎ：０．０１００％以下、
   Ｏ：０．００６０％以下、
   Ｓｉ及びＡｌの１種または２種：合計で０．７０％以上、２．５０％以下、
   Ｍｎ及びＣｒの１種または２種：合計で１．５０％以上、３．５０％以下、
   Ｍｏ：０％以上、１．００％以下、
   Ｎｉ：０％以上、１．００％以下、
   Ｃｕ：０％以上、１．００％以下、
   Ｎｂ：０％以上、０．３０％以下、
   Ｔｉ：０％以上、０．３０％以下、
   Ｖ：０％以上、０．３０％以下、
   Ｂ：０％以上、０．００５０％以下、
   Ｃａ：０％以上、０．０４００％以下、
   Ｍｇ：０％以上、０．０４００％以下、及び、
   ＲＥＭ：０％以上、０．０４００％以下、
   を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
   前記鋼板の金属組織が、面積率で、
   フェライト及びグラニュラーベイナイトの１種または２種：合計で１０％以上、５０％以下、
   上部ベイナイト及び下部ベイナイトの１種または２種：合計で１０％以上、５０％以下、
   焼戻しマルテンサイト：０％超、３０％以下、
   残留オーステナイト：５％以上、及び
   パーライト、セメンタイト及びマルテンサイトの１種または２種以上：合計で０〜１０％
   を含有し、
   前記フェライトと前記グラニュラーベイナイトとの合計面積率に対する前記フェライトの面積率が２５％以下であり、
   引張強度が９８０ＭＰａ以上である
   ことを特徴とする高強度冷延鋼板。
2. 前記金属組織において、前記マルテンサイトが、面積率で、３％以下であることを特徴とする請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
3. 前記化学組成が、質量％で、
   Ｍｏ：０．０１％以上、１．００％以下、
   Ｎｉ：０．０５％以上、１．００％以下、
   Ｃｕ：０．０５％以上、１．００％以下、
   Ｎｂ：０．００５％以上、０．３０％以下、
   Ｔｉ：０．００５％以上、０．３０％以下、
   Ｖ：０．００５％以上、０．３０％以下、
   Ｂ：０．０００１％以上、０．００５０％以下、
   Ｃａ：０．０００５％以上、０．０４００％以下、
   Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０４００％以下、及び、
   ＲＥＭ：０．０００５％以上、０．０４００％以下
   のうちから選択される１種又は２種以上を含有する
   ことを特徴とする請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。
4. 前記鋼板の表面上に、さらに、溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度冷延鋼板。
5. 前記鋼板の表面上に、さらに、合金化溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度冷延鋼板。