JPWO2018088421A1 - 高強度冷延薄鋼板および高強度冷延薄鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

９８０ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ、高延性および高伸びフランジ性を有する高強度冷延薄鋼板およびその製造方法を提供する。上記高強度冷延薄鋼板は、特定の組成と、体積率で、１０％以上７０％以下のポリゴナルフェライト、５％以上４０％以下のベイニティックフェライト、１５％超え４０％以下の残留オーステナイト、および、０％超え３０％以下のマルテンサイトを有する組織と、を有し、上記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が１０．０μｍ以下で、かつ、上記ポリゴナルフェライトのアスペクト比が１．５以上であり、上記残留オーステナイトの平均結晶粒径が２．０μｍ以下で、かつ、上記残留オーステナイトのアスペクト比が２．０以上である。

Description

本発明は、高強度冷延薄鋼板および高強度冷延薄鋼板の製造方法に関する。より詳細には、引張強さＴＳが９８０ＭＰａ以上であり、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ており、車体部品等に、引張強さが９８０ＭＰａ以上である高強度冷延薄鋼板を適用することが促進されている（例えば、特許文献１〜３）。
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、引張強さが１１８０ＭＰａ以上である極めて高い強度を有する高強度冷延薄鋼板の適用も検討されている（例えば、特許文献１〜３）。

特開２０１１−１５７５８３号公報 特開２００７−３２１２３７号公報 特開２００８−１７４８０２号公報

しかしながら、従来の冷延薄鋼板は、引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度であっても、延性が不十分であったり、伸びフランジ性が不十分であったりする場合があった。

そこで、本発明は、９８０ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ、高延性および高伸びフランジ性を有する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。
「薄鋼板」とは、板厚が５ｍｍ以下である鋼板をいうものとする。

本発明者らは、上記目的を達成するために鋭意検討した結果、特定の組成および組織を有する冷延薄鋼板は、引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度であり、かつ、延性および伸びフランジ性にも優れることを見出し、本発明を完成させた。

すなわち、本発明は、以下の［１］〜［５］を提供する。
［１］質量％で、Ｃ：０．１５％超え０．４５％以下、Ｓｉ：０．５０％以上２．５０％以下、Ｍｎ：１．５０％以上３．５０％以下、Ｐ：０．００１％以上０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、および、Ａｌ：０．０１０％以上１．００％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、体積率で、１０％以上７０％以下のポリゴナルフェライト、５％以上４０％以下のベイニティックフェライト、１５％超え４０％以下の残留オーステナイト、および、０％超え３０％以下のマルテンサイトを有する組織と、を有し、上記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が１０．０μｍ以下で、かつ、上記ポリゴナルフェライトのアスペクト比が１．５以上であり、上記残留オーステナイトの平均結晶粒径が２．０μｍ以下で、かつ、上記残留オーステナイトのアスペクト比が２．０以上である、高強度冷延薄鋼板。
［２］上記組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５％以上０．０３０％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．０３０％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下、Ｃｒ：０．０５％以上０．２０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上０．２０％以下、Ｓｂ：０．００２％以上０．０５０％以下、Ｓｎ：０．００２％以上０．０５０％以下、Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下、および、ＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含む、上記［１］に記載の高強度冷延薄鋼板。
［３］表面に、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、または、電気亜鉛めっき層を有する、上記［１］または［２］に記載の高強度冷延薄鋼板。
［４］上記［１］〜［３］のいずれかに記載の高強度冷延薄鋼板を製造する方法であって、上記［１］または［２］に記載の組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施すことにより、熱延板を得る熱間圧延工程と、上記熱延板に酸洗処理を施す酸洗工程と、上記酸洗処理が施された上記熱延板に、圧下率３０％以上の冷間圧延を施すことにより、薄冷延板を得る冷間圧延工程と、上記薄冷延板を、８００℃以上９５０℃以下の焼鈍温度Ｔ_１で加熱し、上記焼鈍温度Ｔ_１から、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で、５００℃以下の冷却停止温度Ｔ_２まで冷却することにより、マルテンサイトとベイナイトとの合計が体積率で８０％以上である組織を有する第１段冷延焼鈍板を得る第１段焼鈍工程と、上記第１段冷延焼鈍板を、７００℃以上８５０℃以下の焼鈍温度Ｔ_３で、１０ｓ以上９００ｓ以下保持し、上記焼鈍温度Ｔ_３から、５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下の平均冷却速度で、２００℃以上５００℃以下の冷却停止温度Ｔ_４まで冷却し、上記冷却停止温度Ｔ_４で、１０ｓ以上１８００ｓ以下保持することにより、第２段冷延焼鈍板を得る第２段焼鈍工程と、を備える高強度冷延薄鋼板の製造方法。
［５］上記第２段冷延焼鈍板に、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、または、電気亜鉛めっき処理を施すめっき工程をさらに備える、上記［４］に記載の高強度冷延薄鋼板の製造方法。

本発明によれば、９８０ＭＰａ以上の引張強さを有し、かつ、高延性および高伸びフランジ性を有する高強度冷延薄鋼板およびその製造方法を提供することができる。
本発明の高強度冷延薄鋼板を、例えば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。

［高強度冷延薄鋼板］
本発明の高強度冷延薄鋼板は、後述する組成と、体積率で、１０％以上７０％以下のポリゴナルフェライト、５％以上４０％以下のベイニティックフェライト、１５％超え４０％以下の残留オーステナイト、および、０％超え３０％以下のマルテンサイトを有する組織と、を有し、上記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が１０．０μｍ以下で、かつ、上記ポリゴナルフェライトのアスペクト比が１．５以上であり、上記残留オーステナイトの平均結晶粒径が２．０μｍ以下で、かつ、上記残留オーステナイトのアスペクト比が２．０以上である、高強度冷延薄鋼板である。

以下では、まず、本発明の高強度冷延薄鋼板が有する組成について説明した後、次いで、本発明の高強度冷延薄鋼板が有する組織について説明する。

〈組成〉
本発明の高強度冷延薄鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１５％超え０．４５％以下、Ｓｉ：０．５０％以上２．５０％以下、Ｍｎ：１．５０％以上３．５０％以下、Ｐ：０．００１％以上０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、および、Ａｌ：０．０１０％以上１．００％を含み、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、組成限定の理由を説明する。以下、特に断らない限り、「質量％」を単に「％」で記す。

《Ｃ：０．１５％超え０．４５％以下》
Ｃは、高い固溶強化能を有し、強度の増加に寄与するとともに、残留オーステナイトを安定化させ、所望の体積率の残留オーステナイトを確保し、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、Ｃは、０．１５％超えの含有を必要とする。
一方、０．４５％を超える多量の含有は、靭性および溶接性の低下ならびに遅れ破壊発生の懸念を招く。また、延性および伸びフランジ性の低下を招く。
このため、Ｃの含有量は、０．１５％超え０．４５％以下であり、０．１８％以上０．４２％以下が好ましく、０．２０％以上０．４０％以下がより好ましい。

《Ｓｉ：０．５０％以上２．５０％以下》
Ｓｉは、フェライト中で高い固溶強化能を有し、強度の増加に寄与するとともに、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の安定化に寄与する、有用な元素である。また、Ｓｉは、フェライト中のＣ（固溶）をオーステナイトに排出させ、フェライトを清浄化し、延性の向上に寄与する作用を有する。また、フェライトに固溶したＳｉは、加工硬化能を向上させ、フェライト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、Ｓｉ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、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の安定化に寄与する効果は飽和するだけでなく、フェライト中に固溶するＳｉ量が過度となるため延性が低下する。
このため、Ｓｉの含有量は、０．５０％以上２．５０％以下であり、０．８０％以上２．００％以下が好ましく、１．００％以上１．８０％以下がより好ましい。

《Ｍｎ：１．５０％以上３．５０％以下》
Ｍｎは、固溶強化または焼入れ性向上を介して強度増加に有効に寄与するとともに、オーステナイトを安定化させる元素であり、所望量の残留オーステナイト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、Ｍｎは、１．５０％以上の含有を必要とする。
一方、Ｍｎが３．５０％を超えると、所望量の残留オーステナイトを得ることが困難になり、また、マルテンサイトが過度に生成する。
このため、Ｍｎの含有量は、１．５０％以上３．５０％以下であり、２．３０％以上３．００％以下が好ましい。

《Ｐ：０．００１％以上０．０５０％以下》
Ｐは、固溶強化により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。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、Ｐは、０．００１％以上の含有を必要とする。
一方、Ｐが０．０５０％を超えると、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の含有量は、０．００１％以上０．０５０％以下であり、０．００５％以上０．０３０％以下が好ましい。

《Ｓ：０．０１００％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好ましいが、０．０１００％以下であれば、上記した悪影響は許容できる。
このため、Ｓの含有量は、０．０１００％以下であり、０．００５０％以下が好ましい。Ｓを過度に低減することは、生産技術上の制約または精錬コストの高騰を招くため、Ｓの含有量は、０．０００１％以上とすることが好ましい。

《Ｎ：０．０１００％以下》
Ｎは、鋼の耐時効性を低下させる元素であり、極力低減することが好ましいが、０．０１００％以下であれば、上記した悪影響は許容できる。
このため、Ｎの含有量は、０．０１００％以下であり、０．００７０％以下が好ましい。Ｎを過度に低減することは、生産技術上の制約または精錬コストの高騰を招くため、Ｎの含有量は、０．０００５％以上とすることが好ましい。

《Ａｌ：０．０１０％以上１．００％以下》
Ａｌは、フェライト生成元素であり、強度と延性とのバランス（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、Ａｌを０．０１０％以上含有する必要がある。
一方、１．００％を超えるＡｌの含有は、表面性状の低下を招く。
このため、Ａｌの含有量は、０．０１０％以上１．００％以下であり、０．０３０％以上０．５００％以下が好ましく、０．０５０％以上０．４５０％以下がより好ましい。

《その他の成分（元素）》
上記組成が基本の組成であるが、上記組成は、さらに、Ｔｉ：０．００５％以上０．０３０％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．０３０％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下、Ｃｒ：０．０５％以上０．２０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上０．２０％以下、Ｓｂ：０．００２％以上０．０５０％以下、Ｓｎ：０．００２％以上０．０５０％以下、Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下、および、ＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含むことができる。

（ＴｉおよびＮｂ）
Ｔｉおよび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および均一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、それぞれ、Ｔｉ：０．００５％以上、Ｎｂ：０．００５％以上の含有が好ましい。
一方、それぞれ、Ｔｉ：０．０３０％、Ｎｂ：０．０３０％を超える含有は、フェライト中にＴｉ系、Ｎｂ系の析出物が過度に生成するため、延性が低下する場合がある。
このため、Ｔｉの含有量は、０．００５％以上０．０３０％以下が好ましく、０．０１０％以上０．０２０％以下がより好ましい。Ｎｂの含有量は、０．００５％以上０．０３０％以下が好ましく、０．０１０％以上０．０２０％以下がより好ましい。

（Ｂ）
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％以上含有することが好ましい。
一方、０．００５０％を超える含有は、マルテンサイト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場合がある。
このため、Ｂを含有する場合、Ｂの含有量は、０．０００１％以上０．００５０％以下が好ましく、０．０００５％以上０．００３０％以下がより好ましい。

（Ｃｒ）
Ｃｒは、固溶強化により、鋼板の強化に寄与するとともに、焼鈍工程の冷却時に、オーステナイトを安定化し、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％以上の含有量にすることが好ましい。
一方、０．２０％を超えて多量に含有すると、成形性が低下する場合がある。
このため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒの含有量は、０．０５％以上０．２０％以下が好ましい。

（Ｃｕ）
Ｃｕは、固溶強化により、鋼板の強化に寄与するとともに、焼鈍工程の冷却時に、オーステナイトを安定化し、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％以上の含有量にすることが好ましい。
一方、０．２０％を超えて多量に含有すると、成形性が低下する場合がある。
このため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕの含有量は、０．０５％以上０．２０％以下が好ましい。

（ＳｂおよびＳｎ）
ＳｂおよびＳｎは、鋼板表面の窒化および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および酸化を抑制すれば、鋼板表面においてマルテンサイトの生成量が減少するのを防止できる。その結果、所望の強度の確保にも有効となる。また、焼鈍時の温度変動に起因する強度および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およびＳｎを、それぞれ０．００２％以上含有させることが好ましい。
一方、ＳｂおよびＳｎを、それぞれ、０．０５０％を超えて過剰に含有すると、靭性の低下を招く場合がある。
このため、Ｓｂおよび／またはＳｎを含有する場合には、ＳｂおよびＳｎの含有量は、それぞれ、０．００２％以上０．０５０％以下が好ましい。

（Ｔａ）
Ｔａは、炭化物および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％以上の含有量にすることが好ましい。
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場合がある。
このため、Ｔａを含有する場合、Ｔａの含有量は、０．００１％以上０．１００％以下が好ましい。

（Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭ）
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭ（希土類元素）は、いずれも、脱酸に用いる元素であるとともに、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に対する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およびＲＥＭは、それぞれ、０．０００５％以上の含有量にすることが好ましい。
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場合がある。
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭを含有する場合、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量は、それぞれ、０．０００５％以上０．００５０％以下が好ましい。

《残部Ｆｅおよび不可避的不純物》
上記組成において、上記成分以外の残部は、Ｆｅ（残部Ｆｅ）および不可避的不純物からなる。

〈組織〉
次に、本発明の高強度冷延薄鋼板の組織限定について説明する。
本発明の高強度冷延薄鋼板は、ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト、残留オーステナイト、および、マルテンサイトからなる組織（複合組織）を有する。具体的には、本発明の高強度冷延薄鋼板は、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）において、体積率で、１０％以上７０％以下のポリゴナルフェライトと、５％以上４０％以下のベイニティックフェライトと、１５％超え４０％以下の残留オーステナイトと、０％超え３０％以下のマルテンサイトとからなる複合組織を有する。

《ポリゴナルフェライトの体積率：１０％以上７０％以下》
ポリゴナルフェライトは、延性（伸び）の向上に寄与する。このため、体積率で、１０％以上のポリゴナルフェライトを含む組織とする。ポリゴナルフェライトが、体積率で１０％未満では、所望の延性を確保することが難しい。
一方、ポリゴナルフェライトが体積率で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、ポリゴナルフェライトの体積率は、１０％以上７０％以下であり、１５％以上６５％以下が好ましい。

《ベイニティックフェライトの体積率：５％以上４０％以下》
ベイニティックフェライトは、転位密度が高く、強度の増加に寄与するだけでなく、伸びフランジ性（穴広げ率）の向上に寄与する。さらに、未変態オーステナイト中のＣを濃化させるため、所望の残留オーステナイトを確保するために必要である。このような効果を得るために、ベイニティックフェライトを体積率で５％以上とする。
一方、ベイニティックフェライトが体積率で４０％を超えると、所望の高強度を確保できなくなる。
このため、ベイニティックフェライトの体積率は、５％以上４０％以下である。
ここでいう「ベイニティックフェライト」とは、上部ベイナイト変態によって生成するフェライトであり、ポリゴナルフェライトよりも高い転位密度を有する。

《残留オーステナイトの体積率：１５％超え４０％以下》
残留オーステナイトは、それ自体、延性に富むが、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−延性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は、体積率で１５％超えとする必要がある。
一方、残留オーステナイトが体積率で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の体積率は、１５％超え４０％以下であり、１７％以上４０％以下が好ましい。

《マルテンサイトの体積率：０％超え３０％以下》
ここでいう「マルテンサイト」とは、フレッシュマルテンサイト、および、焼き戻しマルテンサイトを含むものとする。
マルテンサイトが、体積率で３０％を超えて多くなると、所望の延性および伸びフランジ性を確保できなくなる。
一方、所望の高強度を確保するためには、マルテンサイトは、体積率で、０％を超え（０％は含まず）、３％以上であることが好ましい。
このため、マルテンサイトの体積率は、０％超え３０％以下であり、３％以上３０％以下が好ましい。

《ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径：１０．０μｍ以下》
ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径を１０．０μｍ以下とすることにより、残留オーステナイトおよびマルテンサイトなどの硬質組織の分散を均一にし、伸びフランジ性の向上に寄与する。ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が１０．０μｍを超えると、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの分散が不均一となり、所望の伸びフランジ性が確保できなくなる。ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径は、８．０μｍ以下が好ましい。
一方、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径の下限は、特に限定されないが、例えば、３．０μｍ以上である。

《ポリゴナルフェライトのアスペクト比：１．５以上》
ポリゴナルフェライトのアスペクト比を１．５以上とすることにより、所望量の残留オーステナイトを確保でき、延性の向上および強度−延性バランスの向上に寄与する。さらに、穴広げ試験時に生じたき裂の伸展を抑制し、伸びフランジ性の向上にも寄与する。このため、ポリゴナルフェライトのアスペクト比は、１．５以上であり、２．０以上が好ましい。
一方、ポリゴナルフェライトのアスペクト比の上限は、特に限定されないが、例えば、４．０以下である。

《残留オーステナイトの平均結晶粒径：２．０μｍ以下》
残留オーステナイトの結晶粒を微細化することにより、延性が向上する。そのため、良好な延性を確保するためには、残留オーステナイトの平均結晶粒径を２．０μｍ以下にする必要がある。より良好な延性を確保するために、残留オーステナイトの平均結晶粒径は、１．７μｍ以下であることが好ましい。
一方、残留オーステナイトの平均結晶粒径の下限は、特に限定されないが、例えば、０．３μｍ以上である。

《残留オーステナイトのアスペクト比：２．０以上》
残留オーステナイトのアスペクト比を２．０以上にすることにより、良好な延性および強度−延性バランスを確保し、さらに、穴広げ試験時に生じたき裂の伸展を抑制し、伸びフランジ性の向上にも寄与する。このため、残留オーステナイトのアスペクト比は、２．０以上であり、２．３以上が好ましい。
一方、残留オーステナイトのアスペクト比の上限は、特に限定されないが、例えば、５．０以下である。

上記組織においては、さらに、未再結晶フェライト、パーライト、および、セメンタイトなどが生成されてもよい。ただし、体積率で、未再結晶フェライトは１０％以下、パーライトは５％以下、セメンタイトは５％以下が好ましい。

〈めっき層〉
上記組成および上記組織を有する本発明の高強度冷延薄鋼板は、耐食性向上のために、その表面に、さらに、めっき層を有していてもよい。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、または、電気亜鉛めっき層が好ましい。
溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、および、電気亜鉛めっき層としては、特に限定されず、それぞれ、従来公知の溶融亜鉛めっき層、従来公知の合金化溶融亜鉛めっき層、および、従来公知の電気亜鉛めっき層が好適に用いられる。
電気亜鉛めっき層は、Ｚｎに、例えば、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｐｂ、または、Ｍｏなどの元素をその目的に応じて適宜量添加した亜鉛合金めっき層であってもよい。

［高強度冷延薄鋼板の製造方法］
次に、本発明の高強度冷延薄鋼板の製造方法（以下、単に「本発明の製造方法」ともいう）の好適態様について説明する。
本発明の製造方法は、概略的には、上記組成を有する鋼素材に、熱間圧延、酸洗、冷間圧延、および、焼鈍を順次施すことにより、上述した本発明の高強度冷延薄鋼板を得る方法である。そして、本発明の製造方法においては、焼鈍を行なう工程が、２つの工程に分かれている。

〈鋼素材〉
鋼素材は、上記組成を有する鋼素材であれば、特に限定されず、例えば、転炉等を用いた常用の溶製方法により、上記組成を有する溶鋼を溶製し、常用の連続鋳造法により得られた所定寸法のスラブなどが好適に挙げられる。造塊−分塊圧延により鋼片（鋼素材）を製造してもよい。

〈熱間圧延工程〉
熱間圧延工程は、上記組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施すことにより、熱延板を得る工程である。
熱間圧延工程は、上記組成を有する鋼素材を加熱し、熱間圧延を施して、所定寸法の熱延板が得られる工程であれば、特に限定されず、常用の熱間圧延工程を適用できる。
常用の熱間圧延工程としては、例えば、鋼素材を、１１００℃以上１２５０℃以下の加熱温度に加熱し、加熱した鋼素材に、８５０℃以上９５０℃以下の熱間圧延出側温度で熱間圧延を施し、熱間圧延が終了した後、適正な圧延後冷却（具体的には、例えば、４５０℃以上９５０℃以下の温度域を、４０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却する、圧延後冷却）を施して、４５０℃以上６５０℃以下の巻取温度で巻き取り、所定寸法形状の熱延板とする、熱間圧延工程を例示できる。

〈酸洗工程〉
酸洗工程は、熱間圧延工程を経て得られた熱延板に、酸洗を施す工程である。
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る工程であれば、特に限定されず、例えば塩酸または硫酸等を使用する常用の酸洗工程を適用できる。

〈冷間圧延工程〉
冷間圧延工程は、酸洗工程を経た熱延板に、冷間圧延を施す工程である。より詳細には、冷間圧延工程は、酸洗が施された熱延板に、圧下率３０％以上の冷間圧延を施すことにより、所定板厚の薄冷延板を得る工程である。

《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、次工程の焼鈍工程において、加工されたフェライトの再結晶が十分に達成できない。
一方、圧下率の上限は、冷間圧延機の能力で決定されるが、圧下率が高すぎると、圧延荷重が高くなり、生産性が低下する場合がある。このため、圧下率は、７０％以下が好ましい。
圧延パスの回数およびパス毎の圧下率は、特に限定されない。

〈焼鈍工程〉
焼鈍工程は、冷間圧延工程を経て得られた薄冷延板に焼鈍を施す工程であり、より詳細には、後述する第１段焼鈍工程および第２段焼鈍工程を含む工程である。

《第１段焼鈍工程》
第１段焼鈍工程は、薄冷延板を、８００℃以上９５０℃以下の焼鈍温度Ｔ_１で加熱し、焼鈍温度Ｔ_１から、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で、５００℃以下の冷却停止温度Ｔ_２まで冷却することにより、マルテンサイトとベイナイトとの合計が体積率で８０％以上である組織を有する第１段冷延焼鈍板を得る工程である。

（焼鈍温度Ｔ_１：８００℃以上９５０℃以下）
焼鈍温度Ｔ_１が８００℃未満であると、焼鈍時にフェライトの生成量が多くなりすぎて、所望のマルテンサイトとベイナイトとの合計量を確保できなくなる。
一方、焼鈍温度Ｔ_１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段焼鈍工程においてフェライトの生成が抑制されるため、第２段焼鈍工程を経て得られる第２段冷延焼鈍板で、マルテンサイトが過度に生成する。
このため、焼鈍温度Ｔ_１は、８００℃以上９５０℃以下である。

焼鈍温度Ｔ_１での保持時間は、特に限定されず、例えば、１０ｓ以上９００ｓ以下である。

（平均冷却速度：５℃／ｓ以上）
焼鈍温度Ｔ_１から冷却停止温度Ｔ_２までの平均冷却速度が５℃／ｓ未満であると、冷却中にフェライトおよびパーライトが生成し、所望量のマルテンサイトおよびベイナイトを確保することが困難となる。
平均冷却速度の上限は特に限定されないが、過度に速い冷却速度を確保するためには、過大な冷却装置を必要とし、生産技術および設備投資等の観点から、平均冷却速度は、５０℃／ｓ以下が好ましい。
冷却は、ガス冷却とすることが好ましいが、炉冷およびミスト冷却などを組み合わせて行なうこともできる。

（冷却停止温度Ｔ_２：５００℃以下）
冷却後の組織において、マルテンサイトとベイナイトとの合計を体積率で８０％以上とするために、冷却停止温度Ｔ_２を５００℃以下の温度域の温度とする。冷却停止温度Ｔ_２は、３００℃以上４８０℃以下が好ましい。
冷却停止後は、引き続き、第２段焼鈍工程に移行してもよい。冷却停止後、放冷し、一旦室温まで冷却した後に、第２段焼鈍工程に移行してもよい。

（マルテンサイトとベイナイトとの体積率の合計：８０％以上）
第１段焼鈍工程を経て得られる第１段冷延焼鈍板の組織において、マルテンサイトとベイナイトとの合計が体積率で８０％未満であると、第２段焼鈍工程を経て得られる第２段冷延焼鈍板において、所望の残留オーステナイトを確保することが困難となるうえ、所望の形状（アスペクト比）を有するポリゴナルフェライトを確保することが困難となる。
ここで言う「ベイナイト」とは、上部ベイナイトおよび下部ベイナイトを含むものとする。

《第２段焼鈍工程》
第２段焼鈍工程は、第１段焼鈍工程を経て得られた第１段冷延焼鈍板を、７００℃以上８５０℃以下の焼鈍温度Ｔ_３で、１０ｓ以上９００ｓ以下保持し、焼鈍温度Ｔ_３から、５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下の平均冷却速度で、２００℃以上５００℃以下の冷却停止温度Ｔ_４まで冷却し、冷却停止温度Ｔ_４で、１０ｓ以上１８００ｓ以下保持することにより、第２段冷延焼鈍板を得る工程である。

（焼鈍温度Ｔ_３：７００℃以上８５０℃以下）
焼鈍温度Ｔ_３が７００℃未満であると、焼鈍時に十分な量のオーステナイトを確保できず、最終的に所望量の残留オーステナイトおよびベイニティックフェライトが確保できなくなる。
一方、焼鈍温度Ｔ_３が８５０℃を超えると、オーステナイト単相域となるため、最終的に、所望量の残留オーステナイトが生成できないうえ、所望のアスペクト比を有する残留オーステナイト、ならびに、所望のアスペクト比および平均結晶粒径を有するポリゴナルフェライトを確保することが困難となり、さらに、マルテンサイトが過度に生成する。
このため、焼鈍温度Ｔ_３は、７００℃以上８５０℃以下であり、７２０℃以上８３０℃以下が好ましい。

（焼鈍温度Ｔ_３での保持時間：１０ｓ以上９００ｓ以下）
焼鈍温度Ｔ_３での保持時間が、１０ｓ未満であると、焼鈍時に十分な量のオーステナイトを確保できず、最終的に所望量の残留オーステナイトおよびベイニティックフェライトが確保できなくなる。
一方、焼鈍温度Ｔ_３での保持時間が９００ｓを超えて長時間となると、結晶粒の粗大化が生じ、最終的に所望量の残留オーステナイトを生成できなくなる。
このため、焼鈍温度Ｔ_３での保持時間は、１０ｓ以上９００ｓ以下である。

（平均冷却速度：５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下）
焼鈍温度Ｔ_３から冷却停止温度Ｔ_４までの平均冷却速度が５℃／ｓ未満であると、冷却中に多量のポリゴナルフェライトおよびパーライトが生成するとともに、所望量のベイニティックフェライトが確保できなくなる。
一方、焼鈍温度Ｔ_３から冷却停止温度Ｔ_４までの平均冷却速度が５０℃／ｓを超えると、マルテンサイトなどの低温変態組織が過度に生成する。
このため、焼鈍温度Ｔ_３から冷却停止温度Ｔ_４までの平均冷却速度は、５℃／以上５０℃／ｓ以下である。
冷却は、ガス冷却が好ましいが、炉冷およびミスト冷却などを組み合わせて行なうこともできる。

（冷却停止温度Ｔ_４：２００℃以上５００℃以下）
冷却停止温度Ｔ_４が２００℃未満であると、冷却停止後の保持中に、多量のマルテンサイトが生成し、所望の組織（残留オーステナイトの体積率およびアスペクト比）を確保できなくなる。
一方、冷却停止温度Ｔ_４が５００℃を超えると、冷却停止後の保持中に、多量のポリゴナルフェライトおよびパーライトが生成するため、所望の組織を確保できなくなる。具体的には、ポリゴナルフェライトについて、体積率が過剰となる一方で、アスペクト比が過少となる。また、ベイニティックフェライトの体積率が過少となる。さらに、残留オーステナイトの体積率およびアスペクト比が過少となる。
このため、冷却停止温度Ｔ_４は、２００℃以上５００℃以下である。

（冷却停止温度Ｔ_４での保持時間：１０ｓ以上１８００ｓ以下）
冷却停止温度Ｔ_４での保持時間が１０ｓ未満であると、オーステナイトへの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を確保することが困難となり、また、所望のアスペクト比を有する残留オーステナイトが得られない。
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、フェライトとセメンタイトとに分解し、所望量の残留オーステナイトを確保することが困難となる。
このため、冷却停止温度Ｔ_４での保持時間は、１０ｓ以上１８００ｓ以下である。
ここで「保持」とは、等温保持以外に、冷却停止温度Ｔ_４の温度域での徐冷または加熱も含むものとする。

冷却停止温度Ｔ_４での保持後における第２段冷延焼鈍板は、冷却する。この冷却は、特に限定されず、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。

後述するめっき工程を行なわない場合、第２段焼鈍工程を経て得られる第２段冷延焼鈍板が、本発明の高強度冷延薄鋼板となる。
以下では、第２段冷延焼鈍板を、「冷延薄鋼板」と呼ぶ場合がある。

〈めっき工程〉
第２段焼鈍工程を経て得られる第２段冷延焼鈍板（冷延薄鋼板）に、さらに、めっき処理を施して、その表面にめっき層を形成してもよい。この場合、表面にめっき層が形成された第２段冷延焼鈍板が、本発明の高強度冷延薄鋼板となる。

めっき処理としては、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、または、電気亜鉛めっき処理が好ましい。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、ならびに、電気亜鉛めっき処理としては、特に限定されず、それぞれ、従来公知の溶融亜鉛めっき処理、従来公知の溶融亜鉛めっき処理および合金化処理、ならびに、従来公知の電気亜鉛めっき処理が好適に用いられる。
めっき処理の前には、脱脂およびリン酸塩処理等の前処理を施してもよい。

溶融亜鉛めっき処理としては、例えば、常用の連続溶融亜鉛めっきラインを用いて、第２段冷延焼鈍板を、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であることが好ましい。
溶融亜鉛めっき浴に浸漬する際には、再加熱または冷却により、第２段冷延焼鈍板の温度を、溶融亜鉛めっき浴温度−５０℃の温度以上、溶融亜鉛めっき浴温度＋８０℃の温度以下の範囲内に調整することが好ましい。
溶融亜鉛めっき浴の温度は、４４０℃以上が好ましく、５００℃以下がより好ましい。
溶融亜鉛めっき浴には、純亜鉛に加えて、Ａｌ、Ｆｅ、ＭｇまたはＳｉ等を含有させてもよい。
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でき、片面あたり４５ｇ／ｍ^２程度とすることが好ましい。

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すことにより、合金化溶融亜鉛めっき層としてもよい。
合金化処理の温度は、４６０℃以上６００℃以下が好ましい。
合金化溶融亜鉛めっき層とする場合、溶融亜鉛めっき浴中の有効Ａｌ濃度を、０．１０質量％以上０．２２質量％以下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。

電気亜鉛めっき処理としては、例えば、常用の電気亜鉛めっきラインを用いて、第２段冷延焼鈍板の表面に、所定量の電気亜鉛めっき層を形成する処理であることが好ましい。
電気亜鉛めっき層の付着量は、通板速度または電流値等を調整して所定の付着量とすることができ、片面あたり３０ｇ／ｍ^２程度とすることが好ましい。

以下に、実施例を挙げて本発明を具体的に説明する。ただし、本発明はこれらに限定されるものではない。

〈冷延薄鋼板の製造〉
下記表１に示す組成の溶鋼を、転炉で溶製し、連続鋳造法により、鋼素材であるスラブ（肉厚：２３０ｍｍ）を得た。得られたスラブに、熱間圧延を施すことにより、熱延板を得た。得られた熱延板に、塩酸を使用した酸洗を施し、次いで、下記表２に示す圧下率で冷間圧延を施し、薄冷延板（板厚：１．４ｍｍ）を得た。
得られた薄冷延板に、下記表２に示す条件で焼鈍を施し、第２段冷延焼鈍板（冷延薄鋼板）を得た。焼鈍工程は、第１段焼鈍工程と第２段焼鈍工程とからなる２段階の工程とした。第１段焼鈍工程における焼鈍温度Ｔ_１での保持時間は１００ｓとした。第１段焼鈍工程の終了後に、第１段冷延焼鈍板から、組織観察用の試験片を採取し、組織を観察した。

一部の第２段冷延焼鈍板（冷延薄鋼板）については、焼鈍の終了後に、さらに、溶融亜鉛めっき処理を施すことにより、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とした。
溶融亜鉛めっき処理においては、連続溶融亜鉛めっきラインを用いて、第２段冷延焼鈍板（冷延薄鋼板）を、必要に応じて４３０℃以上４８０℃以下の範囲の温度に再加熱し、溶融亜鉛めっき浴（浴温：４７０℃）に浸漬した。めっき層の付着量が片面あたり４５ｇ／ｍ^２となるように調整した。浴組成はＺｎ−０．１８質量％Ａｌとした。
このとき、一部の溶融亜鉛めっき薄鋼板においては、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て、合金化溶融亜鉛めっき薄鋼板とした。
めっき層中のＦｅ濃度は、９質量％以上１２質量％以下とした。
一部の第２段冷延焼鈍板（冷延薄鋼板）については、焼鈍の終了後に、さらに、電気亜鉛めっきラインを用いて、めっき付着量が片面あたり３０ｇ／ｍ^２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とした。

下記表３においては、めっき層を形成しない第２段冷延焼鈍板（冷延薄鋼板）を「ＣＲ」、溶融亜鉛めっき薄鋼板を「ＧＩ」、合金化溶融亜鉛めっき薄鋼板を「ＧＡ」、電気亜鉛めっき薄鋼板を「ＥＧ」と表記した。

〈評価〉
得られた冷延薄鋼板（溶融亜鉛めっき薄鋼板、合金化溶融亜鉛めっき薄鋼板、および、電気亜鉛めっき薄鋼板を含む）から、試験片を採取し、組織観察および引張試験を行なった。試験方法は、次のとおりとした。

《組織観察》
まず、第１段冷延焼鈍板と、第２段冷延焼鈍板（冷延薄鋼板）またはめっき層が形成された第２段冷延焼鈍板（冷延薄鋼板）とから、組織観察用の試験片を採取した。
次いで、採取した試験片を、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、研磨した。研磨した試験片を、３体積％ナイタール液を用いて腐食させた。その後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）（倍率：２０００倍）を用いて、試験片の組織を、４０μｍ×４０μｍの範囲の視野で各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、各組織の分率（面積率）を求めた。求めた値を体積率として扱い、各組織の分率とした。画像解析には、解析ソフトとして、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社の「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ」（商品名）を使用した。
ＳＥＭ画像では、ポリゴナルフェライトは灰色、マルテンサイトおよび残留オーステナイトは白色を呈するため、その色調から各組織を判断した。
フェライト中に残留オーステナイトおよびセメンタイトが微細な線状または点状に観察される組織を、ベイナイトとした。
白色を呈する組織の体積率から、別途求めた残留オーステナイトの体積率を差し引き、マルテンサイトの体積率とした。
得られたＳＥＭ画像を用いて、画像解析により、各ポリゴナルフェライトの長径および短径を求め、求めた長径および短径から面積を算出し、算出した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、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径とした。
求めた長径および短径から、各ポリゴナルフェライトのアスペクト比を算出し、得られた値を算術平均して、ポリゴナルフェライトのアスペクト比（平均）とした。

第２段冷延焼鈍板（冷延薄鋼板）またはめっき層が形成された第２段冷延焼鈍板（冷延薄鋼板）から、透過電子顕微鏡観察用の試験片を採取した。採取した試験片について、板厚の１／４に相当する位置が観察位置となるように、研削および研磨（機械研磨および電解研磨）を行ない、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、３μｍ×３μｍの範囲の視野で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、ベイニティックフェライトの体積率と、残留オーステナイトの平均結晶粒径およびアスペクト比（平均）とを求めた。
残留オーステナイトの平均結晶粒径は、各残留オーステナイトの面積を求め、求めた面積から円相当直径を算出し、得られた値を算術平均して、残留オーステナイトの平均結晶粒径とした。
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の長径および短径を求め、各残留オーステナイトのアスペクト比を算出し、得られた値を算術平均し、残留オーステナイトのアスペクト比（平均）とした。
ＴＥＭ画像の画像解析には、ＳＥＭ画像の画像解析と同様に、解析ソフトとしてＭｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社の「Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ」（商品名）を使用した。

第１段冷延焼鈍板と、第２段冷延焼鈍板（冷延薄鋼板）またはめっき層が形成された第２段冷延焼鈍板（冷延薄鋼板）とから、Ｘ線回折用の試験片を採取した。採取した試験片について、板厚の１／４に相当する位置が測定面となるように、研削および研磨を行なった。研削および研磨を行なった試験片について、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の体積率を求めた。入射Ｘ線は、ＣｏＫα線を用いた。
残留オーステナイトの体積率の計算に際しては、オーステナイトの｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝および｛３１１｝面、ならびに、フェライトの｛１１０｝、｛２００｝および｛２１１｝面のピークの積分強度の全ての組み合わせについて強度比を計算した。それらの平均値を求め、残留オーステナイトの体積率を算出した。

《引張試験》
第２段冷延焼鈍板（冷延薄鋼板）またはめっき層が形成された第２段冷延焼鈍板（冷延薄鋼板）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、引張強さ（ＴＳ）および破断伸び（Ｅｌ）を求め、さらに、強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）を算出した。結果を、下記表３に示す。

（強度）
ＴＳが９８０ＭＰａ以上であれば、高強度であると評価できる。

（延性）
ＴＳが９８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満の場合はＥｌが２５％以上、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上の場合はＥｌが２０％以上であれば、高延性であると評価できる。

（強度−延性バランス）
ＴＳが９８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満の場合はＴＳ×Ｅｌが２４５００ＭＰａ・％以上、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上の場合はＴＳ×Ｅｌが２３６００ＭＰａ・％以上であれば、強度−延性バランスが良好であると評価できる。

《穴広げ試験》
第２段冷延焼鈍板（冷延薄鋼板）またはめっき層が形成された第２段冷延焼鈍板（冷延薄鋼板）から、１００ｍｍＷ×１００ｍｍＬサイズの試験片を採取した。採取した試験片に、ＪＩＳ Ｚ ２２５６（２０１０）の規定に準拠して、クリアランス１２．５％にて、１０ｍｍφの穴を打ち抜いた。その後、６０°の円錐ポンチを上昇させることにより穴を広げた。その際に、き裂が板厚方向を貫通したところで円錐ポンチの上昇を止めた。き裂貫通後の穴径と試験前の穴径とから穴広げ率λ［％］を求めた。結果を下記表３に示す。

（伸びフランジ性）
ＴＳが９８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満の場合はλが３０％以上、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上の場合はλが２０％以上であれば、伸びフランジ性が良好（高伸びフランジ性）であると評価できる。

上記表１〜表３において、下線部は、本発明の範囲外を示す。
本発明例の冷延薄鋼板（めっき層が形成された冷延薄鋼板も含む）は、いずれも、高強度であって、かつ、高延性で、強度−延性バランスに優れるうえ、さらに、伸びフランジ性も良好であった。
これに対して、比較例の冷延薄鋼板（めっき層が形成された冷延薄鋼板も含む）は、強度が不十分であるか、強度が十分であっても、延性および／または伸びフランジ性が不十分であった。

Claims (5)

1. 質量％で、Ｃ：０．１５％超え０．４５％以下、Ｓｉ：０．５０％以上２．５０％以下、Ｍｎ：１．５０％以上３．５０％以下、Ｐ：０．００１％以上０．０５０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下、および、Ａｌ：０．０１０％以上１．００％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、
   体積率で、１０％以上７０％以下のポリゴナルフェライト、５％以上４０％以下のベイニティックフェライト、１５％超え４０％以下の残留オーステナイト、および、０％超え３０％以下のマルテンサイトを有する組織と、を有し、
   前記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が１０．０μｍ以下で、かつ、前記ポリゴナルフェライトのアスペクト比が１．５以上であり、
   前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が２．０μｍ以下で、かつ、前記残留オーステナイトのアスペクト比が２．０以上である、高強度冷延薄鋼板。
2. 前記組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５％以上０．０３０％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．０３０％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下、Ｃｒ：０．０５％以上０．２０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上０．２０％以下、Ｓｂ：０．００２％以上０．０５０％以下、Ｓｎ：０．００２％以上０．０５０％以下、Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下、および、ＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％以下からなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含む、請求項１に記載の高強度冷延薄鋼板。
3. 表面に、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、または、電気亜鉛めっき層を有する、請求項１または２に記載の高強度冷延薄鋼板。
4. 請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度冷延薄鋼板を製造する方法であって、
   請求項１または２に記載の組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施すことにより、熱延板を得る熱間圧延工程と、
   前記熱延板に酸洗処理を施す酸洗工程と、
   前記酸洗処理が施された前記熱延板に、圧下率３０％以上の冷間圧延を施すことにより、薄冷延板を得る冷間圧延工程と、
   前記薄冷延板を、８００℃以上９５０℃以下の焼鈍温度Ｔ_１で加熱し、前記焼鈍温度Ｔ_１から、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で、５００℃以下の冷却停止温度Ｔ_２まで冷却することにより、マルテンサイトとベイナイトとの合計が体積率で８０％以上である組織を有する第１段冷延焼鈍板を得る第１段焼鈍工程と、
   前記第１段冷延焼鈍板を、７００℃以上８５０℃以下の焼鈍温度Ｔ_３で、１０ｓ以上９００ｓ以下保持し、前記焼鈍温度Ｔ_３から、５℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下の平均冷却速度で、２００℃以上５００℃以下の冷却停止温度Ｔ_４まで冷却し、前記冷却停止温度Ｔ_４で、１０ｓ以上１８００ｓ以下保持することにより、第２段冷延焼鈍板を得る第２段焼鈍工程と、を備える高強度冷延薄鋼板の製造方法。
5. 前記第２段冷延焼鈍板に、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、または、電気亜鉛めっき処理を施すめっき工程をさらに備える、請求項４に記載の高強度冷延薄鋼板の製造方法。