WO2013146087A1 - 加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 Download PDF

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二村　裕一
道治 中屋
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a cold-rolled steel sheet, and specifically to a method for manufacturing a cold-rolled steel sheet having a high strength with a tensile strength of 980 MPa or more.
  • a TRIP (Transformation Induced Plasticity) steel plate is known as a steel plate having both strength and workability.
  • TRIP steel sheets TBF steel sheets containing baustic ferrite as a parent phase and containing retained austenite are known (Patent Documents 1 to 4).
  • EL hard bainitic ferrite
  • ⁇ stretch flangeability
  • Patent Document 5 discloses a method for producing a high-strength steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more, which is excellent in elongation and stretch flangeability.
  • a steel sheet containing 0.10% by mass or more of C is heated to an austenite single-phase region or (austenite + ferrite) two-phase region, and the martensite transformation start temperature Ms is used as an index.
  • a target cooling stop temperature is provided in a temperature range of 150 ° C. or higher to cool and part of the untransformed austenite is martensitic transformed, and then the temperature is raised to temper the martensite.
  • Patent Documents 1 to 5 described above improvement of strength, elongation, and stretch flangeability has been studied, but improvement of overall workability including local deformability such as bendability has not been studied. It was.
  • Patent Document 6 tensile strength excellent in workability in which all of elongation (EL), stretch flangeability ( ⁇ ), and bendability (R) are improved in a well-balanced manner is 980 MPa or more.
  • a high strength cold rolled steel sheet has been disclosed.
  • the metal structure of this high-strength cold-rolled steel sheet includes bainite, retained austenite, and tempered martensite. (1) When the metal structure is observed with a scanning electron microscope, bainite is adjacent to retained austenite and / or carbide.
  • the high temperature zone bainite having an average interval of 1 ⁇ m or more and a low temperature zone bainite having an average interval of adjacent residual austenite and / or carbide of less than 1 ⁇ m, the high temperature for the entire metal structure
  • the area ratio of the area-generated bainite is a
  • the total area ratio b of the low-temperature area-generated bainite and the tempered martensite with respect to the entire metal structure is a: 20 to 80%, b: 20 to 80%, a + b: 70 %
  • the volume fraction of retained austenite measured by the saturation magnetization method is It is characterized in that it is 3% or more with respect to the entire metal structure.
  • a step of soaking for 50 seconds or more after heating to a temperature of Ac 3 point or higher, and an arbitrary temperature in a temperature range of 400 ° C. or higher and 540 ° C. or lower A step of cooling to T at an average cooling rate of 15 ° C./second or more, a step of holding at a temperature range of 400 ° C. to 540 ° C. for 5 to 100 seconds, and a temperature range of 200 ° C. to less than 400 ° C. for 200 seconds or more. And a process of holding and austempering in this order.
  • this manufacturing method since it was necessary to perform the austempering process held at a temperature range of 200 ° C. or higher and lower than 400 ° C. for at least 200 seconds, it was difficult to improve productivity.
  • the present invention has been made by paying attention to the above-described circumstances, and its purpose is elongation (EL), stretch flangeability ( ⁇ ), bendability (R), and a balance thereof (TS ⁇ EL ⁇ It is an object of the present invention to provide a method capable of producing a high-strength cold-rolled steel sheet having a tensile strength of 980 MPa or more, which is improved in ⁇ / 1000) and excellent in composite workability evaluated by an Erichsen test with high productivity.
  • the method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet according to the present invention that has solved the above-mentioned problems is mass%, C: 0.10 to 0.3%, Si: 1.0 to 3%, Mn: 1 0.5 to 3%, Al: 0.005 to 3%, P: 0.1% or less, S: 0.05% or less, the balance is made of iron and inevitable impurities, and the metal structure is bainite, residual Austenite and tempered martensite, (1) when the metal structure is observed with a scanning electron microscope, the bainite is a high-temperature region-generated bainite in which the average interval between adjacent retained austenite and / or carbide is 1 ⁇ m or more; It is composed of a composite structure with a low temperature region bainite having an average interval between adjacent retained austenite and / or carbide of less than 1 ⁇ m, and the area ratio of the high temperature region bainite to the entire metal structure When a is the total area ratio b of the low-temperature region bainite
  • the temperature After holding for 50 seconds or more at a temperature above the point and soaking, the temperature is cooled to an arbitrary temperature T satisfying the following formula (1) at an average cooling rate of 15 ° C./second or more and satisfying the following formula (1) It is held for 5 to 180 seconds, then heated to a temperature range satisfying the following formula (2), held at this temperature range for 50 seconds or more, and then cooled.
  • the low temperature region generated bainite and the tempered martensite may be collectively referred to as “low temperature region generated bainite or the like”.
  • the steel material as another element, (A) Cr: 1% or less (not including 0%) and / or Mo: 1% or less (not including 0%), (B) A group consisting of Ti: 0.15% or less (not including 0%), Nb: 0.15% or less (not including 0%), and V: 0.15% or less (not including 0%) One or more selected from (C) Cu: 1% or less (not including 0%) and / or Ni: 1% or less (not including 0%), (D) B: 0.005% or less (excluding 0%), (E) Ca: 0.01% or less (not including 0%), Mg: 0.01% or less (not including 0%), and rare earth elements: 0.01% or less (not including 0%) One or more selected from the group, May be contained.
  • the number ratio of the mixed phases is preferably less than 15% (including 0%).
  • the average equivalent circle diameter D of the prior austenite grains is preferably 20 ⁇ m or less (not including 0 ⁇ m).
  • the austempering time can be shortened from that of Patent Document 6 by heating to a high temperature range of 400 ° C. or more and 540 ° C. or less and maintaining the temperature range. Therefore, the productivity of the high-strength cold-rolled steel sheet can be improved.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet obtained by the present invention has an Erichsen content in addition to elongation (EL), stretch flangeability ( ⁇ ), bendability (R), and a balance thereof (TS ⁇ EL ⁇ ⁇ / 1000). It is also excellent in the complex processability evaluated in the test.
  • FIG. 1 is a schematic view showing an example of an average interval between adjacent retained austenite and / or carbide.
  • FIG. 2 is a diagram schematically illustrating a distribution state of high-temperature region-generated bainite, low-temperature region-generated bainite, and the like (low-temperature region-generated bainite + tempered martensite).
  • FIG. 3 is a schematic diagram illustrating an example of a heat pattern in the T1 temperature range and the T2 temperature range.
  • the inventors of the present invention have made extensive studies in order to improve the productivity of the high strength cold-rolled steel sheet excellent in workability proposed in Patent Document 6 and improve the productivity. As a result, after holding for 50 seconds or more at a temperature of Ac 3 point or higher, and holding in the temperature range on the high temperature side in Patent Document 6 above, it is held in the temperature range on the low temperature side, whereas In the present invention, after cooling to a low temperature, holding in that temperature range to generate low-temperature region-generated bainite and martensite, heating and holding in the high-temperature side temperature region, The inventors have found that the austempering time can be shortened compared with Patent Document 6 and productivity can be improved, and the present invention has been completed.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet obtained by the production method of the present invention is in addition to elongation (EL), stretch flangeability ( ⁇ ), bendability (R), and a balance thereof (TS ⁇ EL ⁇ ⁇ / 1000).
  • EL elongation
  • ⁇ stretch flangeability
  • R bendability
  • TS ⁇ EL ⁇ ⁇ / 1000 elongation
  • TS ⁇ EL ⁇ ⁇ / 1000 elongation
  • ⁇ stretch flangeability
  • R bendability
  • martensite is generated by cooling to a low temperature range of 300 ° C. or higher and lower than 400 ° C.
  • low-temperature range bainite is generated.
  • the austenite that was untransformed in the low temperature range is transformed to a high temperature by heating to a high temperature range of 400 ° C. or more and 540 ° C. or less, and performing the austempering treatment in this temperature range.
  • a zone-generating bainite is generated.
  • the bainite is a composite structure of high temperature range generation bainite and low temperature range generation bainite, etc. It can be.
  • the bainite and martensite produced by cooling to the low temperature range at a stretch and holding in this low temperature range are untransformed austenite by austempering performed in the high temperature range.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet according to the present invention has an Erichsen test.
  • the complex workability that is evaluated is also improved.
  • the present invention by cooling to a low temperature side after soaking, martensite and low temperature generation bainite are generated, so that untransformed austenite is subdivided and the concentration of carbon in the untransformed austenite. Is also moderately suppressed. Therefore, the MA structure is refined and the generation of voids can be suppressed.
  • This high-strength cold-rolled steel sheet has basically the same component composition and metal structure as Patent Document 6 described above.
  • C is an element necessary for increasing the strength of the steel sheet and generating residual ⁇ . Therefore, the C content is 0.10% or more, preferably 0.11% or more, more preferably 0.13% or more. However, when it contains excessively, weldability will fall. Therefore, the C content is 0.3% or less, preferably 0.25% or less, more preferably 0.20% or less.
  • Si 1.0-3%
  • Si contributes to increasing the strength of the steel sheet as a solid solution strengthening element, and also suppresses the precipitation of carbides during holding in the T1 temperature range and T2 temperature range (during austempering), and effectively reduces residual ⁇ . It is a very important element in generating. Accordingly, the Si content is 1.0% or more, preferably 1.2% or more, more preferably 1.4% or more. However, if it is contained excessively, the ⁇ single phase cannot be secured during heating and soaking in annealing, and ferrite remains, so that the formation of high-temperature region-generated bainite, low-temperature region-generated bainite, etc. is suppressed.
  • the Si amount is 3% or less, preferably 2.5% or less, more preferably 2.0% or less.
  • Mn is an element necessary for improving the hardenability and suppressing the formation of ferrite during cooling and obtaining bainite and tempered martensite. Mn is an element that effectively acts to stabilize ⁇ and generate residual ⁇ . Therefore, the amount of Mn is 1.5% or more, preferably 1.8% or more, more preferably 2.0% or more. However, when it contains excessively, the production
  • Al is an element that contributes to the formation of residual ⁇ by suppressing the precipitation of carbide during holding in the T1 temperature range and T2 temperature range (during the austempering process).
  • Al is an element that acts as a deoxidizer. Therefore, the Al content is 0.005% or more, preferably 0.01% or more, more preferably 0.03% or more.
  • the Al content is 3% or less, preferably 2% or less, more preferably 1% or less.
  • P 0.1% or less (excluding 0%)
  • P is an element that deteriorates the weldability of the steel sheet. Therefore, the P content is 0.1% or less, preferably 0.08% or less, more preferably 0.05% or less.
  • the amount of P is preferably as small as possible, but it is industrially difficult to reduce it to 0%.
  • S 0.05% or less (excluding 0%)
  • S is an element that degrades the weldability of the steel sheet.
  • S forms sulfide inclusions in the steel sheet, and when this becomes coarse, workability decreases. Therefore, the S amount is 0.05% or less, preferably 0.01% or less, more preferably 0.005% or less.
  • the amount of S should be as small as possible, but it is industrially difficult to make it 0%.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention satisfies the above component composition, and the remaining components are substantially iron and inevitable impurities.
  • Inevitable impurities include, for example, N, O, and trump elements (eg, Pb, Bi, Sb, Sn, etc.).
  • the N content is preferably 0.01% or less (not including 0%)
  • the O content is preferably 0.01% or less (not including 0%).
  • N is an element that precipitates nitrides in the steel sheet and contributes to strengthening of the steel sheet. However, if contained excessively, N precipitates in a large amount and causes elongation, stretch flangeability, and bendability deterioration. is there. Accordingly, the N content is preferably 0.01% or less. More preferably, it is 0.008% or less, More preferably, it is 0.005% or less.
  • the O content is preferably 0.01% or less. More preferably, it is 0.005% or less, More preferably, it is 0.003% or less.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention is further added as another element, (A) Cr: 1% or less (not including 0%) and / or Mo: 1% or less (not including 0%), (B) A group consisting of Ti: 0.15% or less (not including 0%), Nb: 0.15% or less (not including 0%), and V: 0.15% or less (not including 0%) One or more elements selected from (C) Cu: 1% or less (not including 0%) and / or Ni: 1% or less (not including 0%), (D) B: 0.005% or less (excluding 0%), (E) Ca: 0.01% or less (not including 0%), Mg: 0.01% or less (not including 0%), and rare earth elements: 0.01% or less (not including 0%) One or more elements selected from the group may be contained.
  • Cr and Mo are elements that effectively act to suppress the formation of ferrite during cooling and obtain bainite and tempered martensite. These elements can be used alone or in combination. In order to effectively exhibit such an action, it is preferable to contain Cr and Mo in an amount of 0.1% or more. More preferably, it is 0.2% or more. However, when the content of Cr and Mo exceeds 1%, the generation of high temperature region bainite is remarkably suppressed. In addition, excessive addition increases the cost. Accordingly, Cr and Mo are each preferably 1% or less, more preferably 0.8% or less, and still more preferably 0.5% or less. When Cr and Mo are used in combination, the total amount is recommended to be 1.5% or less.
  • Ti, Nb and V are elements having the effect of forming precipitates such as carbides and nitrides in the steel sheet, strengthening the steel sheet, and refining the old ⁇ grains.
  • Ti, Nb and V are each preferably 0.15% or less. More preferably, it is 0.12% or less, More preferably, it is 0.1% or less.
  • Ti, Nb, and V may each be contained alone, or two or more selected arbitrarily may be contained.
  • Cu and Ni are elements that stabilize ⁇ , and are elements that effectively act to generate residual ⁇ . These elements can be used alone or in combination. In order to exert such an effect, it is preferable to contain 0.05% or more of Cu and Ni, respectively. More preferably, each is 0.1% or more. However, when Cu and Ni are contained excessively, the hot workability deteriorates. Therefore, Cu and Ni are each preferably 1% or less. More preferably, each is 0.8% or less, and still more preferably, each is 0.5% or less. In addition, when Cu is contained in excess of 1%, hot workability deteriorates. However, when Ni is added, deterioration of hot workability is suppressed. However, Cu may be added in excess of 1%.
  • (D) B like Mn, Cr and Mo, is an element that suppresses the formation of ferrite during cooling and effectively acts to generate bainite and tempered martensite.
  • the content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.001% or more.
  • a boride will be produced
  • generation bainite will be suppressed remarkably similarly to Cr and Mo.
  • the B content is preferably 0.005% or less, more preferably 0.004% or less, and still more preferably 0.003% or less.
  • Ca, Mg and rare earth elements are elements that act to finely disperse inclusions in the steel sheet.
  • Ca, Mg and rare earth elements are each preferably 0.01% or less, more preferably 0.005% or less, and still more preferably 0.003% or less.
  • the rare earth element means a lanthanoid element (15 elements from La to Lu), Sc (scandium) and Y (yttrium), and among these elements, it is selected from the group consisting of La, Ce and Y. It is preferable to contain at least one kind of element, more preferably La and / or Ce.
  • the metal structure of the high-strength cold-rolled steel sheet according to the present invention is composed of a mixed structure of bainite, residual ⁇ , and tempered martensite.
  • bainite among metal structures will be described.
  • bainite is a main phase (parent phase) occupying 70% by area or more with respect to the total metal structure.
  • Bainite also includes bainitic ferrite.
  • Bainite is a structure in which carbide is precipitated, and bainitic ferrite is a structure in which carbide is not precipitated.
  • the area ratio of bainite includes the area of tempered martensite as described later.
  • the bainite is characterized in that it is composed of a composite structure of high-temperature region-generated bainite and low-temperature region-generated bainite having a higher strength than that of the high-temperature region-generated bainite.
  • it is composed of two types of bainite structures, whereby it is possible to further increase the elongation while securing good stretch flangeability and bendability, and to improve the workability in general. This is considered to be because work hardening ability is increased because non-uniform deformation occurs by compounding bainite structures having different strength levels.
  • the high-temperature region-generated bainite is a bainite structure generated in a T2 temperature region of 400 ° C. or more and 540 ° C. or less, and when a cross section of a steel plate that has undergone nital corrosion is observed with a scanning electron microscope (SEM), It means bainite having an average interval such as residual ⁇ of 1 ⁇ m or more.
  • the low temperature region-generated bainite is a bainite structure generated in a T1 temperature region of 300 ° C. or more and less than 400 ° C., and the average of residual ⁇ and the like when the Nital corroded steel sheet cross section is observed by SEM. It means bainite with an interval of less than 1 ⁇ m.
  • the low temperature region bainite and the tempered martensite cannot be distinguished even by microscopic observation, and the low temperature region generated bainite and the tempered martensite have the same effect on the characteristics. Bainite and tempered martensite are sometimes collectively referred to as “low temperature range bainite”.
  • the “average interval of residual ⁇ ” means the distance between the central positions of adjacent residual ⁇ , the distance between the central positions of adjacent carbides, or the adjacent residual ⁇ and carbide when the cross section of the steel sheet is observed with a microscope. It is the value which averaged the result of having measured the distance between center positions.
  • the distance between the center positions means a distance between the center positions obtained for each residual ⁇ or each carbide.
  • the center position determines the major axis and minor axis of the residual ⁇ or carbide, and is the position where the major axis and minor axis intersect.
  • the distance between the center positions is the residual ⁇ and / or carbide.
  • the distance between the central positions may be a line interval (inter-laser distance) formed by residual ⁇ and / or carbides continuously in the major axis direction.
  • a high-strength cold-rolled steel sheet with improved workability in general can be realized by using a composite bainite structure including high-temperature region-generated bainite and low-temperature region-generated bainite. That is, since the high temperature region-generated bainite is softer than the low temperature region-generated bainite, it acts to increase the elongation of the steel sheet and contributes to improving workability.
  • low-temperature region bainite and the like have small carbides and residual ⁇ , and stress concentration is reduced during deformation. Therefore, they have the effect of improving stretch flangeability and bendability of the steel sheet, and contribute to improving workability. .
  • generation bainite, etc. are compounded, work hardening ability improves, elongation further improves, and workability is improved.
  • the reason for distinguishing bainite into “high temperature region bainite” and “low temperature region bainite” by the difference in the generation temperature region and the difference in the average interval such as residual ⁇ as described above is a general academic reason. This is because it is difficult to clearly distinguish bainite in the tissue classification. For example, lath-like bainite and bainitic ferrite are classified into upper bainite and lower bainite according to the transformation temperature, but SEM observation shows that precipitation of carbides associated with bainite transformation is suppressed in steel types that contain a large amount of Si. Therefore, it is difficult to distinguish these including the martensite structure. Therefore, in the present invention, bainite is not classified according to the academic organization definition, but is classified as described above.
  • the distribution state of the high temperature zone bainite and the low temperature zone bainite is not particularly limited, and both the high temperature zone bainite and the low temperature zone bainite may be mixed in the old ⁇ grain. High temperature zone bainite, low temperature zone bainite and the like may be generated for each grain.
  • FIG. 2 is a diagram schematically showing the distribution state of the high temperature zone bainite and the low temperature zone bainite.
  • FIG. 2 (a) shows a state in which both high-temperature region-generated bainite and low-temperature region-generated bainite are mixed and formed in the old ⁇ grain, and FIG. The high temperature region bainite and the low temperature region bainite are generated.
  • the black circles shown in FIG. 2 indicate the MA mixed phase. The MA mixed phase will be described later.
  • the area ratio of the high temperature region bainite occupying the entire metal structure is a
  • the total area ratio of the low temperature region bainite and tempered martensite (ie, the low temperature region bainite) occupying the entire metal structure is b.
  • a and b must satisfy 20 to 80%.
  • the area ratio a of the high temperature region bainite or the total area ratio b of the low temperature region bainite is less than 20% or exceeds 80%, the balance between the production amounts of the high temperature region bainite and the low temperature region bainite is poor. Thus, the effect of combining the high temperature region bainite and the low temperature region bainite is not exhibited. Therefore, any of the characteristics of elongation, stretch flangeability, and bendability deteriorates, and the workability cannot be improved in general. Therefore, the area ratio a is 20 to 80%, preferably 25 to 75%, more preferably 30 to 70%.
  • the total area ratio b is 20 to 80%, preferably 25 to 75%, more preferably 30 to 70%.
  • the mixing ratio of the high temperature region bainite and the low temperature region bainite may be determined according to the characteristics required for the cold-rolled steel sheet. Specifically, in order to improve stretch flangeability among the workability of the cold-rolled steel sheet, the ratio of high-temperature region generated bainite may be reduced and the ratio of low-temperature region generated bainite and the like may be increased. On the other hand, in order to improve the elongation of the workability of the cold-rolled steel sheet, the ratio of the high-temperature region-generated bainite may be increased and the ratio of the low-temperature region-generated bainite may be decreased. Moreover, in order to raise the intensity
  • the total (a + b) of the area ratio a and the total area ratio b with respect to the entire metal structure needs to satisfy 70% or more.
  • the total (a + b) is 70% or more, preferably 75% or more, more preferably 80% or more.
  • the upper limit of the total (a + b) is not particularly limited, but is 95%, for example.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention contains residual ⁇ in addition to high-temperature region-generated bainite, low-temperature region-generated bainite, and tempered martensite.
  • Residual ⁇ is a structure that exhibits good elongation by transforming into martensite when the steel sheet undergoes strain and deforms, promotes hardening of the deformed portion, and prevents strain concentration. Such an effect is generally called a TRIP effect.
  • the residual ⁇ needs to be contained by 3% by volume or more, preferably 5% by volume or more.
  • the upper limit of the residual ⁇ is about 20% by volume.
  • Residual ⁇ is mainly generated between the laths of the metal structure, but a part of the MA mixed phase, which will be described later, on the aggregates of the lath structure (for example, blocks and packets) and the grain boundaries of the old ⁇ It may exist as a lump.
  • the metal structure of the high-strength cold-rolled steel sheet according to the present invention includes bainite, residual ⁇ , and tempered martensite, and the remaining metal structure is not particularly limited.
  • it may be composed only of these, but within the range not impairing the effects of the present invention, (a) MA mixed phase in which quenched martensite and residual ⁇ are combined, (b) soft polygonal ferrite, Or (c) perlite etc. may exist.
  • the MA mixed phase is generally known as a composite phase of quenched martensite and residual ⁇ , and as untransformed austenite until final cooling. A part of the existing structure is transformed into martensite at the time of final cooling, and the rest is a structure formed by remaining as austenite.
  • the MA mixed phase thus formed is a very hard structure because carbon is concentrated at a high concentration in the process of heat treatment (especially austempering), and a part thereof has a martensite structure. Therefore, the hardness difference between the parent phase composed of bainite and the MA mixed phase is large, and stress is concentrated during deformation, which tends to be a starting point of void generation.
  • the MA mixed phase is generated excessively, the local deformability decreases and stretch flangeability occurs. And bendability decreases. Moreover, when MA mixed phase produces
  • the MA mixed phase is easily generated as the residual ⁇ amount is increased and the Si content is increased. However, the generated amount is preferably as small as possible.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention contains a relatively high concentration of Si, so that an MA mixed phase is easily generated.
  • the area ratio is preferably 30% or less, more preferably 25% or less, and still more preferably, with respect to the entire metal structure when observed with an optical microscope. 20% or less.
  • the number ratio of MA mixed phases having an equivalent circle diameter d of more than 3 ⁇ m in the observation cross section is less than 15% (including 0%) with respect to the number of all MA mixed phases. It is preferable. As the particle size of the MA mixed phase increases, it has been experimentally confirmed that voids tend to be generated. Therefore, the MA mixed phase is preferably as small as possible.
  • the number ratio of the MA mixed phase having an equivalent circle diameter d exceeding 3 ⁇ m in the observation cross section is more preferably less than 10%, and still more preferably less than 5%.
  • the number ratio of the MA mixed phase having an equivalent circle diameter d exceeding 3 ⁇ m may be calculated by observing a cross-sectional surface parallel to the rolling direction with an optical microscope.
  • the total area ratio of these structures may be 20% or less with respect to the entire metal structure. preferable.
  • the above metal structure can be measured by the following procedure.
  • Polygonal ferrite and pearlite such as high temperature region bainite and low temperature region bainite, can be identified by observing a quarter position of the plate thickness with a SEM at a magnification of about 3000 times in a cross section parallel to the rolling direction of the steel plate. According to SEM observation, high temperature region bainite, low temperature region bainite and the like are mainly observed in gray, and are observed as a structure in which white or gray residual ⁇ and the like are dispersed in crystal grains. Polygonal ferrite is observed as crystal grains that do not contain the above-described white or gray residual ⁇ or the like inside the crystal grains. Pearlite is observed as a structure in which carbide and ferrite are layered. On the other hand, the MA mixed phase is observed as a white structure by optical microscope observation of a sample subjected to repeller corrosion.
  • the high temperature zone bainite, the low temperature zone bainite, etc. can be distinguished by nitriding a cross section parallel to the rolling direction of the steel sheet and observing a 1/4 position of the plate thickness with a SEM at a magnification of about 3000 times.
  • carbide and residual ⁇ are observed as a white or gray structure, and it is difficult to distinguish the two.
  • carbides for example, cementite
  • the spacing between the carbides is wide, it is considered that the carbides were produced in the high temperature range.
  • the Nital-corroded cross section is observed by SEM, paying attention to the structure observed as white or gray in the observation field, and this average value (average) is measured when the distance between the center positions between adjacent tissues is measured.
  • a structure having an interval (interval) of 1 ⁇ m or more is referred to as a high-temperature region-generated bainite, and a structure having an average interval of less than 1 ⁇ m is defined as a low-temperature region-generated bainite.
  • the distance between the center positions of the tissues may be measured for the most adjacent tissues.
  • the area ratio including the residual ⁇ is calculated.
  • the volume fraction is measured by the saturation magnetization method because the tissue cannot be identified by SEM observation. This volume ratio value can be read as the area ratio as it is.
  • the detailed measurement principle by the saturation magnetization method may be referred to “R & D Kobe Steel Engineering Reports, Vol.52, No.3, 2002, p.43-46”.
  • the cross section parallel to the rolling direction of the steel plate is repeller-corroded, and can be observed as a white structure by observing a 1/4 position of the plate thickness with an optical microscope at a magnification of about 1000 times. it can. If this photograph is image-analyzed, the area ratio of the MA mixed phase can be measured.
  • the volume ratio (area ratio) of residual ⁇ is measured by the saturation magnetization method
  • the area ratios of polygonal ferrite and pearlite, such as high temperature region bainite and low temperature region bainite, are observed by SEM, MA Since the mixed phase is measured by optical microscope observation including residual ⁇ , the total of these may exceed 100%.
  • the average equivalent circle diameter D of old ⁇ grains is preferably 20 ⁇ m or less (not including 0 ⁇ m).
  • the metal structure of the cold-rolled steel sheet of the present invention is composed of a mixed structure of bainite, residual ⁇ , and tempered martensite, if the austenite grain size before transformation is large, the size of the composite unit of the bainite structure is large. And the variation in the size of the tissue causes non-uniform deformation, which makes it difficult to improve workability by locally concentrating the strain.
  • the average equivalent circle diameter D of the old ⁇ grains is more preferably 15 ⁇ m or less, and even more preferably 10 ⁇ m or less.
  • the average equivalent circle diameter D of the old ⁇ grains can be measured by the SEM-EBSP method combining SEM and electron backscatter diffraction (EBSP). Specifically, by measuring the crystal orientation in the range of about 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m in the observation field of view of 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m by the SEM-EBSP method and analyzing the relationship between the crystal orientations of adjacent measurement points, You can identify the world. Based on the identified old ⁇ grain boundary, the average equivalent circle diameter D of the old ⁇ grain may be calculated by a comparison method. As for the detailed measurement principle by the SEM-EBSP method, “Acta Materia, 54, 2006, p. 1279 to 1288” can be referred to.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention after holding a steel material satisfying the above component composition for 50 seconds or more at a temperature of Ac 3 point or higher, average cooling to an arbitrary temperature T satisfying the following formula (1). Cool at a rate of 15 ° C / second or more and hold for 5 to 180 seconds in a temperature range satisfying the following formula (1), then heat to a temperature range satisfying the following formula (2), and in this temperature range for 50 seconds or more It is characterized by cooling after holding.
  • the manufacturing method of the present invention will be described in order. 300 ° C. ⁇ T1 (° C.) ⁇ 400 ° C. (1) 400 ° C ⁇ T2 (° C) ⁇ 540 ° C (2)
  • a slab is hot-rolled according to a conventional method, and a cold-rolled steel plate obtained by cold-rolling the obtained hot-rolled steel plate is prepared.
  • the finish rolling temperature may be set to, for example, 800 ° C. or more, and the winding temperature may be set to, for example, 700 ° C. or less.
  • the rolling may be performed with the cold rolling rate in the range of 10 to 70%, for example.
  • the cold-rolled steel sheet obtained by cold rolling is heated to a temperature of Ac 3 point or higher in a continuous annealing line, and is kept in this temperature range for 50 seconds or more and soaked to make a ⁇ single phase.
  • soaking temperature is below the temperature of the Ac 3 point, the soaking time in the temperature range above 3 points Ac is below 50 seconds, the ferrite remains in the austenite, and the area ratio a of the high temperature range produces bainite
  • the total amount (a + b) of the total area ratio b such as the low-temperature region-generated bainite cannot be secured above a predetermined value.
  • the soaking temperature is preferably Ac 3 point + 10 ° C. or higher, and more preferably Ac 3 point + 20 ° C. or higher. However, even if the soaking temperature is too high, the total amount does not change greatly and is economically wasteful, so the upper limit is set to 1000 ° C., for example.
  • the soaking time is preferably 100 seconds or longer. However, if the soaking time is too long, the austenite grain size tends to increase, and the workability tends to deteriorate. Therefore, the soaking time is preferably 500 seconds or less.
  • the average heating rate when heating the cold-rolled steel sheet to a temperature of Ac 3 point or more may be at 1 ° C. / sec or more.
  • the Ac 3 point can be calculated from the following equation (a) described in “Leslie Steel Material Science” (Maruzen Co., Ltd., May 31, 1985, P.273).
  • [] indicates the content (% by mass) of each element, and the content of elements not included in the steel sheet may be calculated as 0% by mass.
  • Ac 3 (° C.) 910 ⁇ 203 ⁇ [C] 1/2 + 44.7 ⁇ [Si] ⁇ 30 ⁇ [Mn] ⁇ 11 ⁇ [Cr] + 31.5 ⁇ [Mo] ⁇ 20 ⁇ [Cu] ⁇ 15 2 ⁇ [Ni] + 400 ⁇ [Ti] + 104 ⁇ [V] + 700 ⁇ [P] + 400 ⁇ [Al] (a)
  • the average cooling rate in this section is preferably 20 ° C./second or more, more preferably 25 ° C./second or more.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly limited, but may be about 100 ° C./second, for example.
  • the holding time x in the T1 temperature range means that after soaking at a temperature of Ac 3 point or higher, the surface temperature of the steel sheet is lower than 400 ° C., and then heated after being held in the T1 temperature range. This means the time until the surface temperature of the steel sheet reaches 400 ° C., and the time in the section indicated by the arrow x in FIG. Therefore, in this invention, since it cools to room temperature after hold
  • the holding time y in the T2 temperature range refers to heating after being held in the T1 temperature range, starting from the time when the surface temperature of the steel sheet is 400 ° C., and then starting cooling after being held in the T2 temperature range. It means the time until the surface temperature reaches 400 ° C., and means the time of the section indicated by the arrow y in FIG. Therefore, in the present invention, as described above, after soaking, the T2 temperature range is passed while cooling to the T1 temperature range. In the present invention, the time for passing this cooling is in the T2 temperature range. Not included in stay time. This is because, during this cooling, the residence time is too short, so that almost no transformation occurs and no high temperature region bainite is generated.
  • the present invention it is possible to generate a predetermined amount of high temperature region bainite by appropriately controlling the time for holding in the T1 temperature region and the T2 temperature region. Specifically, by maintaining the T1 temperature range for a predetermined time, the untransformed austenite is transformed into low-temperature range bainite, bainitic ferrite, or martensite, and the austempering treatment is performed by maintaining the T2 temperature range for a predetermined time. In this way, untransformed austenite is transformed into high-temperature-range-generated bainite and bainitic ferrite, and the amount of formation is controlled, and carbon is concentrated to austenite to generate residual ⁇ . The metal structure to be produced can be generated.
  • miniaturize MA mixed phase is also exhibited by hold
  • the temperature range of not lower than 3 points Ac cooled to any temperature T satisfying the formula (1), held only by the T1 temperature range that satisfies the equation (1), T2 temperature satisfying the above formula (2)
  • T1 temperature range that satisfies the equation (1)
  • T2 temperature satisfying the above formula (2)
  • the size of the lath-like structure is reduced, so that the MA mixed phase itself can be reduced.
  • the temperature since the temperature is not maintained in the T2 temperature range, almost no high temperature range bainite is generated, the dislocation density of the base lath structure increases, the strength becomes too high, and the elongation decreases.
  • the T1 temperature range defined by the above formula (1) is specifically set to 300 ° C. or more and less than 400 ° C.
  • the untransformed austenite can be transformed into low temperature range bainite, bainitic ferrite, or martensite.
  • the bainite transformation proceeds, finally residual ⁇ is generated, and the MA mixed phase is subdivided.
  • this martensite exists as quenching martensite immediately after transformation, it is tempered while being held in a T2 temperature range described later, and remains as tempered martensite. This tempered martensite does not adversely affect the elongation, stretch flangeability, or bendability of the steel sheet.
  • the T1 temperature range is less than 400 ° C.
  • it is 390 degrees C or less, More preferably, it is 380 degrees C or less, Most preferably, it is 375 degrees C or less.
  • the martensite fraction becomes too large, so that the composite workability in the Erichsen test deteriorates.
  • the lower limit of the T1 temperature range is 300 ° C.
  • it is 310 degreeC or more, More preferably, it is 320 degreeC or more.
  • the holding time in the T1 temperature range that satisfies the above formula (1) is 5 to 180 seconds. If the holding time is less than 5 seconds, the amount of low-temperature region bainite generated is reduced, and the bainite structure cannot be combined and the MA mixed phase cannot be refined, so that ⁇ , bendability and the like are reduced. Accordingly, the holding time is 5 seconds or longer, preferably 10 seconds or longer, more preferably 20 seconds or longer, and further preferably 40 seconds or longer. However, if the holding time exceeds 180 seconds, the low-temperature region-generated bainite is excessively generated. Therefore, as will be described later, even if the T2 temperature region is maintained for a predetermined time, the amount of high-temperature region-generated bainite or the like cannot be secured. Therefore, the composite workability evaluated by the elongation and the Eriksen test is lowered. Accordingly, the holding time is 180 seconds or shorter, preferably 150 seconds or shorter, more preferably 120 seconds or shorter, and even more preferably 80 seconds or shorter.
  • the method of holding in the T1 temperature range satisfying the above formula (1) is not particularly limited as long as the residence time in the T1 temperature range is 5 to 180 seconds.
  • the residence time in the T1 temperature range is 5 to 180 seconds.
  • the present invention is not intended to be limited to this, and heat patterns other than those described above can be appropriately employed as long as the requirements of the present invention are satisfied.
  • FIG. 3 is an example in which after rapid cooling from an Ac 3 point or higher temperature to an arbitrary temperature T satisfying the above formula (1), the temperature T is held at a constant temperature for a predetermined time. Heating is performed to an arbitrary temperature that satisfies the above formula (2).
  • FIG. 3 (i) shows a case where one-stage isothermal holding is performed.
  • the present invention is not limited to this, and two or more stages having different holding temperatures may be used within the T1 temperature range. Constant temperature holding may be performed (not shown).
  • FIG. 3 shows the condition (2), after quenching from an Ac 3 point or higher temperature to an arbitrary temperature T satisfying the above formula (1), followed by heating for a predetermined time within the T1 temperature range. This is an example of heating to any temperature that satisfies the equation.
  • FIG. 3 shows a case where one-stage heating is performed, the present invention is not limited to this, and multi-stage heating of two or more stages having different heating rates may be performed (not shown). )
  • the T2 temperature range defined by the above formula (2) is specifically 400 ° C. or more and 540 ° C. or less.
  • the upper limit of the T2 temperature range is 540 ° C., preferably 520 ° C. or less, more preferably 500 ° C. or less, and still more preferably 480 ° C. or less.
  • the lower limit of the T2 temperature range is 400 ° C., preferably 420 ° C. or higher, more preferably 425 ° C. or higher.
  • the time for holding in the T2 temperature range that satisfies the above formula (2) is 50 seconds or more. According to the present invention, even if the holding time in the T2 temperature region is about 50 seconds, the low temperature region bainite and the like are generated in the high temperature region because the low temperature region bainite and the like are generated by holding the T1 temperature region for a predetermined time in advance. Since the generation of the generated bainite is promoted, the generation amount of the high temperature region generated bainite can be ensured. However, when the holding time is shorter than 50 seconds, many untransformed portions remain and carbon concentration is insufficient, so that martensitic transformation occurs during the final cooling from the T2 temperature range.
  • the holding time in the T2 temperature range is preferably 90 seconds or more, more preferably 120 seconds or longer.
  • the upper limit of holding in the T2 temperature range is not particularly limited, but it is preferably 1800 seconds or less because the formation of high temperature range bainite is saturated and productivity is lowered even if held for a long time. More preferably, it is 1500 seconds or less, More preferably, it is 1000 seconds or less.
  • the method of holding in the T2 temperature range that satisfies the above formula (2) is not particularly limited as long as the residence time in the T2 temperature range is 50 seconds or longer, and in the T2 temperature range as in the heat pattern in the T1 temperature range.
  • the temperature may be kept constant at an arbitrary temperature, or may be cooled or heated within the T2 temperature range.
  • the present inventors have confirmed that the lath interval, that is, the average interval of residual ⁇ and / or carbide does not change, although the substructure recovery occurs by tempering.
  • An electrogalvanized layer (EG), a hot dip galvanized layer (GI), or an alloyed hot dip galvanized layer (GA) may be formed on the surface of the cold rolled steel sheet obtained by cooling to room temperature.
  • the conditions for forming the electrogalvanized layer, hot-dip galvanized layer, or alloyed hot-dip galvanized layer are not particularly limited, and conventional electrogalvanized treatment, hot-dip galvanized treatment, and alloying treatment may be adopted.
  • an electrogalvanized steel sheet EG steel sheet
  • GI steel sheet hot dip galvanized steel sheet
  • GA steel sheet alloyed hot dip galvanized steel sheet
  • the cold rolled steel sheet is immersed in a plating bath whose temperature is adjusted to about 430 to 500 ° C. to perform hot dip galvanization, and then cooled. .
  • the cold-rolled steel sheet is heated to a temperature of about 500 to 540 ° C. to be alloyed and cooled.
  • a hot dip galvanized steel sheet after hold
  • an alloying treatment may be subsequently performed after the hot-dip galvanizing in the T2 temperature range.
  • the time required for hot dip galvanization and the time required for alloying may be controlled by including in the holding time in the T2 temperature range.
  • a hot dip galvanized steel sheet after hold
  • when manufacturing an alloyed hot-dip galvanized steel sheet after the hot-dip galvanization in the said T2 temperature range, what is necessary is just to give an alloying process.
  • the amount of plating adhesion is not particularly limited, and may be about 10 to 100 g / m 2 per side, for example.
  • the technique of the present invention can be suitably used particularly for a thin steel plate having a thickness of 3 mm or less.
  • the cold-rolled steel sheet obtained by the production method of the present invention has a tensile strength of 980 MPa or more and good workability in general.
  • This cold-rolled steel sheet is suitably used as a material for structural parts of automobiles.
  • Structural parts of automobiles include, for example, front and rear side members and crashing parts such as crash boxes, pillars and other reinforcing materials (for example, center pillar reinforcement), roof rail reinforcing materials, side sills, and floor members.
  • Body parts such as kick parts, bumper reinforcements, shock-absorbing parts such as door impact beams, and seat parts.
  • the said cold-rolled steel plate has the favorable workability in warm, it can be used suitably also as a raw material for warm forming.
  • warm processing means forming in a temperature range of about 50 to 500 ° C.
  • the obtained experimental slab was hot-rolled, cold-rolled, and then continuously annealed to produce a test material.
  • Specific conditions are as follows. That is, the experimental slab was heated and held at 1250 ° C. for 30 minutes, then the rolling reduction was about 90%, the hot rolling was performed so that the finish rolling temperature was 920 ° C., and the average cooling from this temperature to the winding temperature 500 ° C. It cooled at the speed
  • the obtained hot-rolled steel sheet was pickled to remove the surface scale, and then cold-rolled at a cold rolling rate of 46% to produce a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.4 mm.
  • the obtained cold-rolled steel sheet was heated to the soaking temperature (° C.) shown in the following Tables 2 to 4, held for the time shown in the following Tables 2 to 4, and soaked, and then one of the following three Samples were manufactured by continuous annealing according to patterns i to iii.
  • Tables 2 to 4 below also show the time (seconds) from the completion of the constant temperature holding in the T1 temperature range until the holding temperature in the T2 temperature range is reached (in the table, the time between T1 and T2) Notation).
  • Tables 2 to 4 below show the stay time x (seconds) in the T1 temperature range and the stay time y (seconds) in the T2 temperature range. After maintaining in the T2 temperature range, it was cooled to room temperature at an average cooling rate of 5 ° C./second.
  • No. shown in Table 2 below. 2, 9, 16, 20, 23, 27, and No. 2 shown in Table 4 below. 54 and 63 are examples that do not correspond to any of the patterns i to iii. That is, these examples are examples in which the temperature range in the T1 temperature range after soaking is out of the temperature range or out of the temperature range in the T2 temperature range. In these examples, the start temperature T and end temperature in the T1 temperature range are out of the range defined in the present invention, or the holding temperature in the T2 temperature range is out of the range defined in the present invention. Each column is marked with * to indicate temperature.
  • No. Nos. 19, 51, and 53 are examples in which, after soaking, the sample is cooled to the start temperature T in the T1 temperature range, and then immediately heated to the T2 temperature range without being held (step time is 0 second).
  • test materials obtained by continuous annealing were cooled to room temperature and then subjected to the following plating treatment to produce an electrogalvanized steel sheet (No. 55, 57, 61 to 63, 66, 67), hot dip zinc Plated steel sheets (No. 52, 56, 59, 64) and galvannealed steel sheets (No. 53, 54, 60, 65) were obtained.
  • No. 68 is an example in which after the continuous annealing according to the pattern i, the hot dip galvanizing and alloying treatment was subsequently performed in the T2 temperature range without cooling. That is, after holding for the time shown in the following Table 4 at the holding temperature (° C.) in the T2 temperature range shown in Table 4 below, it was not cooled and subsequently immersed in a hot dip galvanizing bath at 460 ° C. for 5 seconds. Plating was then performed, followed by heating to 500 ° C. and holding at this temperature for 20 seconds for alloying treatment, and cooling to room temperature at an average cooling rate of 5 ° C./second.
  • No. 69 is an example in which after the continuous annealing according to the pattern ii, the hot dip galvanization was performed in the T2 temperature range without cooling. That is, after holding for the time shown in the following Table 4 at the holding temperature (° C.) in the T2 temperature range shown in Table 4 below, it was not cooled and subsequently immersed in a hot dip galvanizing bath at 460 ° C. for 5 seconds. Plating was performed, followed by slow cooling to 440 ° C. over 20 seconds, followed by cooling to room temperature at an average cooling rate of 5 ° C./second.
  • washing treatment such as alkaline aqueous solution degreasing, water washing, and pickling was appropriately performed.
  • the average interval between residual ⁇ and carbides observed as white or gray in the observation field was measured based on the method described above.
  • the area ratios of the high-temperature region-generated bainite and the low-temperature region-generated bainite, which are distinguished by these average intervals, were measured by a point calculation method.
  • Tables 5 to 7 below show the area ratio of the high-temperature region-generated bainite (high-temperature region a;%) and the total area ratio of the low-temperature region-generated bainite and tempered martensite (low-temperature region b;%). Further, the sum (a + b) of the area ratio a and the total area ratio b is also shown.
  • volume fraction of residual ⁇ was measured by the saturation magnetization method. Specifically, the saturation magnetization (I) of the specimen and the saturation magnetization (Is) of a standard sample heat-treated at 400 ° C. for 15 hours were measured, and the volume fraction (V ⁇ r) of residual ⁇ was obtained from the following formula.
  • the ratio of the number of MA mixed phases in which the equivalent circle diameter d in the observation cross section exceeds 3 ⁇ m with respect to the number of all MA mixed phases is as follows. Measured with The surface of the cross section parallel to the rolling direction of the test material was polished, and observed using five optical fields at an observation magnification of 1000 times using an optical microscope, and the circle equivalent diameter d of the MA mixed phase was measured. The ratio of the number of MA mixed phases in which the equivalent circle diameter d in the observed cross section exceeds 3 ⁇ m was calculated with respect to the number of observed MA mixed phases. The evaluation results are shown in Tables 5 to 7 below, assuming that the number ratio is less than 15%, and the case where the number ratio is 15% or more is rejected ( ⁇ ).
  • the average equivalent circle diameter D of the old ⁇ grains is the relationship between the crystal orientations of adjacent measurement points after measuring the crystal orientation of the region of the observation field of 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m in three fields by 0.1 ⁇ m step by SEM-EBSP method.
  • the azimuth analysis condition by the EBSP method was set to a CI value of 0.1 or more.
  • Tensile strength (TS) and elongation (EL) were measured by performing a tensile test based on JIS Z2241, using a No. 5 test piece defined by JIS Z2201 cut out from the specimen. The test piece was cut out so that the direction perpendicular to the rolling direction of the specimen was the longitudinal direction. The measurement results are shown in Tables 5 to 7 below.
  • the critical bending radius (R) was measured by performing a V-bending test. Specifically, the direction perpendicular to the rolling direction of the test material of No. 1 test piece (sheet thickness: 1.4 mm) defined in JIS Z2204 is the longitudinal direction (the bending ridge line coincides with the rolling direction). It cut out like this and performed the V-bending test according to JISZ2248. In order to prevent cracks from occurring, the end face in the longitudinal direction of the test piece was mechanically ground and then subjected to a V-bending test.
  • the angle between the die and the punch was set to 60 °, and the bending test was performed by changing the punch tip radius in units of 0.5 mm, and the punch tip radius that can be bent without generating a crack was determined as the limit bending radius (R). .
  • the measurement results are shown in Tables 5 to 7 below.
  • the presence or absence of crack generation was observed using a loupe, and the determination was made based on the absence of hair crack generation.
  • the Eriksen value was measured by conducting an Eriksen test based on JIS Z2247.
  • the test piece used was cut from the test material so as to be 90 mm ⁇ 90 mm ⁇ 1.4 mm in thickness.
  • the Eriksen test was performed using a punch having a diameter of 20 mm.
  • the measurement results are shown in Tables 5 to 7 below.
  • the composite effect by both the total elongation characteristic and local ductility of a steel plate can be evaluated.
  • the mechanical properties of the specimens were evaluated according to the criteria of elongation (EL) according to tensile strength (TS), hole expansion rate ( ⁇ ), TS ⁇ EL ⁇ ⁇ / 1000, critical bending radius (R), and Erichsen value. did. That is, since EL, ⁇ , TS ⁇ EL ⁇ ⁇ / 1000, R, and Erichsen values required by the steel sheet TS are different, the mechanical characteristics were evaluated according to the following criteria according to the TS level.
  • TS is 980 MPa or more, and when TS is less than 980 MPa, even if EL, ⁇ , TS ⁇ EL ⁇ ⁇ / 1000, R, and Erichsen values are good Treat as outside.
  • Table 1 to Table 7 can be considered as follows. Nos. Shown in Tables 2 to 4 below. No. 1 to 69 3, 10, 11, 14, 17, 18, 19, 21, 24, 26, 29, 31, 34, 38, 41, 45, 46, 51, 53, 56, 60, 62, 64, 66, 67, Reference numeral 68 denotes an example manufactured with the pattern i. No. 1, 4, 5, 6, 7, 8, 13, 25, 28, 30, 32, 33, 35, 36, 39, 42, 43, 47-50, 52, 55, 57-59, 61, 65, Reference numeral 69 denotes an example manufactured with the pattern ii. No. 12, 15, 22, 37, 40, and 44 are examples manufactured with the pattern iii. No. 2, 9, 16, 20, 23, 27, 54, and 63 are examples manufactured under conditions that do not correspond to any of the above patterns i to iii.
  • examples in which the overall evaluation is marked with ⁇ are examples in which high-strength cold-rolled steel sheets satisfying the requirements specified in the present invention are obtained, and each TS
  • the standard values of the mechanical characteristics (EL, ⁇ , TS ⁇ EL ⁇ ⁇ / 1000, R, Erichsen value) determined accordingly are satisfied.
  • the surface of the cold-rolled steel sheet is electrogalvanized, galvanized, or alloyed galvanized. It can be seen that even if the layer is formed, the reference values of the mechanical characteristics (EL, ⁇ , TS ⁇ EL ⁇ ⁇ / 1000, R, Erichsen value) determined according to each TS are satisfied.
  • No. No. 2 is an example of holding at 420 ° C. on the high temperature side (corresponding to the T2 temperature range) and then holding at 380 ° C. on the low temperature side (corresponding to the T1 temperature range).
  • 1 is the same as the cooling time from 350 ° C. to 340 ° C.
  • the holding time at 380 ° C. 1 is the same as the holding time at 425 ° C.
  • No. 2 and No. above. 1 has the same cooling rate, so the time required for production is the same. Therefore, no. 2 and No. When No. 1 is compared, No. 1 satisfying the requirements defined in the present invention is obtained.
  • No. 1 is a high strength cold-rolled steel sheet having good strength and workability, whereas As shown in Fig.
  • No. No. 15 could not be austenite single phase because the soaking time was too short. Therefore, a large amount of ferrite remained, the strength was low, and the carbide remained undissolved, so that the residual ⁇ was small and the value of TS ⁇ EL ⁇ ⁇ / 1000 was also low.
  • No. No. 16 is an example that is not maintained in the T1 temperature range, and low temperature region bainite and the like are hardly formed, mainly high temperature region bainite, and a large amount of coarse MA mixed phase is generated. ) Was bad.
  • No. No. 19 is an example in which the holding time in the T1 temperature range is too short, almost no low-temperature range bainite was generated, and many coarse MA mixed phases were generated, so that the strength was lowered.
  • No. 20 is an example which is not held in the T2 temperature range, and almost no high temperature range bainite is generated. Accordingly, the elongation (EL) deteriorated and the Erichsen value also decreased.
  • No. 23 is an example in which after soaking, it is held at a temperature lower than the T1 temperature range (250 ° C.) and then heated to the T2 temperature range, and martensite is generated at the time of cooling after soaking. Zone generation bainite and the like were generated excessively. Therefore, the amount of bainite produced at high temperature could not be ensured, and the Erichsen value decreased.
  • No. No. 24 is an example in which the holding time in the T1 temperature range is too long, and excessively low temperature range bainite was generated. As a result, the amount of high temperature region bainite produced could not be ensured, and the elongation (EL) and Erichsen value decreased.
  • No. No. 27 is an example of holding at a temperature exceeding the T2 temperature range after being held in the T1 temperature range. Since ferrite was generated, the amount of high-temperature generation bainite could not be secured. Therefore, the strength was insufficient.
  • No. No. 28 is an example in which the holding time in the T2 temperature region is too short, and the amount of high temperature region bainite generated cannot be secured. Further, since many untransformed portions remained, a coarse MA mixed phase was generated during cooling from the T2 temperature range, the stretch flangeability ( ⁇ ) was poor, and the bendability (R) was also poor.
  • No. 48 is an example in which the amount of C is too small, TS was less than 980 MPa, and the desired strength could not be secured.
  • No. 49 is an example in which the amount of Si is too small, TS was less than 980 MPa, and the desired strength could not be secured. Also, the amount of residual ⁇ produced was small.
  • No. No. 50 is an example in which the amount of Mn is too small, and since it was not sufficiently quenched, ferrite was generated during cooling, and the generation of high-temperature region-generated bainite was suppressed. Therefore, TS became less than 980 MPa, and the strength was insufficient.
  • No. No. 51 is an example in which the holding time in the T1 temperature range is too short. Low-temperature region-generated bainite and the like are hardly generated, mainly high-temperature region-generated bainite, and a large amount of coarse MA mixed phase is generated. ⁇ ) was bad.
  • No. 54 is a comparative example of a GA steel sheet, and after soaking, it was held at a temperature lower than the T1 temperature range (200 ° C.) and then heated to the T2 temperature range and held at the time of cooling after soaking.
  • the generation of sites increased and excessively low temperature region bainite was generated. Therefore, the amount of bainite produced at high temperature could not be ensured, and the Erichsen value decreased. Also, the elongation (EL) deteriorated.
  • No. 58 is an example in which the holding time in the T2 temperature region is too short, and the amount of high temperature region bainite generated cannot be secured. Moreover, since many untransformed parts remained, the coarse MA mixed phase produced
  • No. 63 is a comparative example of the EG steel sheet, and is an example that is not maintained in the T2 temperature range, in which high-temperature region-generated bainite is hardly generated, and low-temperature region-generated bainite is excessively generated. Therefore, the Eriksen value decreased.

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Abstract

　伸び（ＥＬ）、伸びフランジ性（λ）、曲げ性（Ｒ）、およびこれらのバランス（ＴＳ×ＥＬ×λ／１０００）が改善され、更にエリクセン試験で評価される複合的な加工性にも優れている引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板を生産性良く製造できる方法を提供する。所定の成分組成を満足する鋼材をＡｃ3点以上の温度で５０秒間以上保持して均熱した後、下記式（１）を満たす任意の温度Ｔまで平均冷却速度１５℃／秒以上で冷却し、且つ下記式（１）を満たす温度域で５～１８０秒間保持し、次いで、下記式（２）を満たす温度域に加熱し、この温度域で５０秒間以上保持してから冷却する。 ３００℃≦Ｔ１（℃）＜４００℃・・・（１） ４００℃≦Ｔ２（℃）≦５４０℃・・・（２）

Description

加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
　本発明は、冷延鋼板の製造方法に関し、具体的には、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度を有する冷延鋼板の製造方法に関するものである。
　自動車業界では、ＣＯ2排出規制など、地球環境問題への対応が急務となっている。一方、乗客の安全性確保という観点から、自動車の衝突安全基準が強化され、乗車空間における安全性を充分に確保できる構造設計が進められている。これらの要求を同時に達成するには、自動車の構造部材として引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板（ハイテン）を用い、これを更に薄肉化して車体を軽量化することが有効である。しかし一般に、鋼板の強度を大きくすると加工性が劣化するため、ハイテンを自動車部材に適用するには加工性の改善は避けられない課題である。
　強度と加工性を兼ね備えた鋼板としては、ＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ　Ｉｎｄｕｃｅｄ　Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ：変態誘起塑性）鋼板が知られている。ＴＲＩＰ鋼板の一つとして、母相をベイニティックフェライトとし、残留オーステナイトを含むＴＢＦ鋼板が知られている（特許文献１～４）。ＴＢＦ鋼板では、硬質のベイニティックフェライトによって高い強度が得られ、ベイニティックフェライトの境界に存在する微細な残留オーステナイトによって良好な伸び（ＥＬ）と伸びフランジ性（λ）が得られるため、高強度と良好な加工性を両立できる。
　また、伸びと伸びフランジ性に優れる引張強さが９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板の製造方法が特許文献５に開示されている。この製造方法では、Ｃを０．１０質量％以上含有する鋼板を、オーステナイト単相域または（オーステナイト＋フェライト）２相域に加熱後、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓを指標として、Ｍｓ未満、Ｍｓ－１５０℃以上の温度域に目標とする冷却停止温度を設けて冷却し、未変態オーステナイトの一部をマルテンサイト変態させたのち、昇温してマルテンサイトの焼戻しを行っている。
特開２００５－２４０１７８号公報 特開２００６－２７４４１７号公報 特開２００７－３２１２３６号公報 特開２００７－３２１２３７号公報 特開２０１１－１８４７５７号公報 特開２０１１－１５７５８３号公報
　ＣＯ2排出規制は近年益々厳しくなっており、車体の軽量化が一層求められている。そのため従来では、加工性が良好な低強度鋼板を使用していた難成形部材についても、引張強度が９８０ＭＰａ以上のハイテンを適用することが検討されている。具体的には、車体の骨格部材のみならず、シート部材などにもハイテンを積極的に利用することが考えられている。そのため引張強度が９８０ＭＰａ以上のハイテンについても、伸びのほか、伸びフランジ性（穴広げ性）や曲げ性など局所変形能を含めた加工性全般の更なる向上が強く求められている。
　しかし上記特許文献１～５では、強度、伸び、伸びフランジ性を改善することについては検討されているが、曲げ性など局所変形能を含めた加工性全般を向上させることについては検討されていなかった。
　そこで本発明者らは、特許文献６に、伸び（ＥＬ）、伸びフランジ性（λ）、および曲げ性（Ｒ）の全てがバランス良く改善された加工性全般に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板を開示した。この高強度冷延鋼板の金属組織は、ベイナイト、残留オーステナイト、および焼戻しマルテンサイトを含み、（１）金属組織を走査型電子顕微鏡で観察したときに、ベイナイトは、隣接する残留オーステナイトおよび／または炭化物の平均間隔が１μｍ以上である高温域生成ベイナイトと、隣接する残留オーステナイトおよび／または炭化物の平均間隔が１μｍ未満である低温域生成ベイナイトとの複合組織で構成されており、金属組織全体に対する前記高温域生成ベイナイトの面積率をａ、金属組織全体に対する前記低温域生成ベイナイトと前記焼戻しマルテンサイトとの合計面積率ｂとしたとき、ａ：２０～８０％、ｂ：２０～８０％、ａ＋ｂ：７０％以上、を満足すると共に、（２）飽和磁化法で測定した残留オーステナイトの体積率が、金属組織全体に対して３％以上であるところに特徴がある。
　この文献には、上記高強度冷延鋼板の製造方法として、Ａｃ3点以上の温度に加熱した後、５０秒以上均熱する工程と、４００℃以上、５４０℃以下の温度域における任意の温度Ｔまで平均冷却速度１５℃／秒以上で冷却する工程と、４００℃以上、５４０℃以下の温度域で５～１００秒間保持する工程と、２００℃以上、４００℃未満の温度域で２００秒間以上保持してオーステンパ処理する工程とをこの順で含む方法を開示している。しかしこの製造方法では、２００℃以上、４００℃未満の温度域で保持するオーステンパ処理を少なくとも２００秒間行う必要があったため、生産性を向上させることは困難であった。
　ところで、近年ではエリクセン試験で評価される複合的な加工性の向上についても求められている。しかし、上記特許文献６では、伸び（ＥＬ）、伸びフランジ性（λ）、曲げ性（Ｒ）、およびこれらのバランス（ＴＳ×ＥＬ×λ／１０００）については改善されているが、エリクセン試験で評価される複合的な加工性については検討を行っていない。
　本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、伸び（ＥＬ）、伸びフランジ性（λ）、曲げ性（Ｒ）、およびこれらのバランス（ＴＳ×ＥＬ×λ／１０００）が改善され、更にエリクセン試験で評価される複合的な加工性にも優れている引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板を生産性良く製造できる方法を提供することにある。
　上記課題を解決することのできた本発明に係る高強度冷延鋼板の製造方法とは、質量％で、Ｃ：０．１０～０．３％、Ｓｉ：１．０～３％、Ｍｎ：１．５～３％、Ａｌ：０．００５～３％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０５％以下を満足し、残部が鉄および不可避不純物からなり、金属組織は、ベイナイト、残留オーステナイト、および焼戻しマルテンサイトを含み、（１）金属組織を走査型電子顕微鏡で観察したときに、ベイナイトは、隣接する残留オーステナイトおよび／または炭化物の平均間隔が１μｍ以上である高温域生成ベイナイトと、隣接する残留オーステナイトおよび／または炭化物の平均間隔が１μｍ未満である低温域生成ベイナイトとの複合組織で構成されており、金属組織全体に対する前記高温域生成ベイナイトの面積率をａ、金属組織全体に対する前記低温域生成ベイナイトと前記焼戻しマルテンサイトとの合計面積率ｂとしたとき、ａ：２０～８０％、ｂ：２０～８０％、ａ＋ｂ：７０％以上を満足すると共に、（２）飽和磁化法で測定した残留オーステナイトの体積率が、金属組織全体に対して３％以上である高強度冷延鋼板の製造方法であって、上記成分組成を満足する鋼材をＡｃ3点以上の温度で５０秒間以上保持して均熱した後、下記式（１）を満たす任意の温度Ｔまで平均冷却速度１５℃／秒以上で冷却し、且つ下記式（１）を満たす温度域で５～１８０秒間保持し、次いで、下記式（２）を満たす温度域に加熱し、この温度域で５０秒間以上保持してから冷却する点に要旨を有している。なお、本明細書では、低温域生成ベイナイトと焼戻しマルテンサイトをまとめて「低温域生成ベイナイト等」と呼ぶことがある。
３００℃≦Ｔ１（℃）＜４００℃・・・（１）
４００℃≦Ｔ２（℃）≦５４０℃・・・（２）
　前記鋼材は、更に他の元素として、
（ａ）Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１％以下（０％を含まない）、
（ｂ）Ｔｉ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）およびＶ：０．１５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上、
（ｃ）Ｃｕ：１％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：１％以下（０％を含まない）、
（ｄ）Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、
（ｅ）Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０１％以下（０％を含まない）および希土類元素：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上、
を含有していてもよい。
　前記金属組織に焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトが複合したＭＡ混合相が存在している場合には、全ＭＡ混合相の個数に対して、観察断面での円相当直径ｄが３μｍ超を満足するＭＡ混合相の個数割合を１５％未満（０％を含む）とすることが好ましい。旧オーステナイト粒の平均円相当直径Ｄは、２０μｍ以下（０μｍを含まない）とすることが好ましい。上記式（２）を満たす温度域で保持した後、冷却し、次いで電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、または合金化溶融亜鉛めっきを行ってもよい。また、上記式（２）を満たす温度域で溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを行ってもよい。
　なお、本明細書において「および／または」とは、少なくともいずれか一方を含むことを意味する。
　本発明によれば、Ａｃ3点以上の温度で５０秒間以上保持して均熱した後、まず、３００℃以上、４００℃未満の低温側の温度域に冷却し、この温度域で保持し、次いで４００℃以上、５４０℃以下の高温側の温度域に加熱して、この温度域で保持することによって、オーステンパ処理時間を上記特許文献６よりも短縮できる。よって上記高強度冷延鋼板の生産性を向上できる。また、本発明で得られる高強度冷延鋼板は、伸び（ＥＬ）、伸びフランジ性（λ）、曲げ性（Ｒ）、およびこれらのバランス（ＴＳ×ＥＬ×λ／１０００）に加えて、エリクセン試験で評価される複合的な加工性にも優れている。
図１は、隣接する残留オーステナイトおよび／または炭化物の平均間隔の一例を示す模式図である。 図２は、高温域生成ベイナイトおよび低温域生成ベイナイト等（低温域生成ベイナイト＋焼戻しマルテンサイト）の分布状態を模式的に示す図である。 図３は、Ｔ１温度域とＴ２温度域におけるヒートパターンの一例を示す模式図である。
　本発明者らは、上記特許文献６で提案した加工性全般に優れた高強度冷延鋼板の製造方法を改良し、生産性を向上させるために鋭意検討を重ねてきた。その結果、Ａｃ3点以上の温度で５０秒間以上保持して均熱した後、上記特許文献６では高温側の温度域で保持した後、低温側の温度域で保持しているのに対し、本発明では、低温へ冷却後、その温度域で保持して低温域生成ベイナイトやマルテンサイトを生成させてから、高温側の温度域に加熱して保持し、高温域生成ベイナイトを生成させれば、オーステンパ処理時間を上記特許文献６よりも短縮でき、生産性を向上できることを見出し、本発明を完成した。また、本発明の製造方法で得られる高強度冷延鋼板は、伸び（ＥＬ）、伸びフランジ性（λ）、曲げ性（Ｒ）、およびこれらのバランス（ＴＳ×ＥＬ×λ／１０００）に加えて、エリクセン試験で評価される複合的な加工性にも優れていることが確認できた。
　即ち、上記特許文献６では、Ａｃ3点以上の温度で５０秒以上保持して均熱した後、まず、４００℃以上、５４０℃以下の高温側の温度域で保持してから、２００℃以上、４００℃未満の低温側の温度域で保持してオーステンパ処理を行っている。そのためオーステンパ処理温度が低温となり、低温域生成ベイナイト等の生成および炭素の濃化に長時間かかるため、オーステンパ処理時間は少なくとも２００秒間必要であった。
　一方、本発明では、Ａｃ3点以上の温度で５０秒以上保持して均熱した後、まず、３００℃以上、４００℃未満の低温側の温度域に冷却することによってマルテンサイトを生成させ、この温度域で保持することによって低温域生成ベイナイトを生成させている。その後、４００℃以上、５４０℃以下の高温側の温度域に加熱し、この温度域で保持してオーステンパ処理を行うことによって、低温側の温度域で未変態であったオーステナイトを変態させて高温域生成ベイナイトを生成させる。このとき温度が上記特許文献６よりも高いため、炭素が濃化しやすく、残留オーステナイト（以下、残留γと表記することがある。）を速やかに生成させることができる。また、この高温側の温度域に加熱してオーステンパ処理することによって、上記均熱後、低温側の温度域に冷却したときに生成したマルテンサイが焼戻され、焼戻しマルテンサイトが生成する。
　このように本発明によれば、低温側の温度域で保持した後、加熱し、高温側の温度域でオーステンパ処理しても、ベイナイトを高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等との複合組織とすることができる。また、均熱後、一気に低温側の温度域へ冷却し、この低温側の温度域で保持して生成した低温域生成ベイナイトやマルテンサイトは、高温側の温度域で行うオーステンパ処理で未変態オーステナイトが高温域生成ベイナイトに変態するのを促進する作用も有している。従って低温側の温度域で保持した後、高温域の温度域で保持することによって、高温域生成ベイナイトの生成および残留γの確保を短時間に行うことができる。よって本発明によれば、オーステンパ処理時間を上記特許文献６よりも短縮できるため、上記高強度冷延鋼板の生産性を向上できる。
　また、本発明の高強度冷延鋼板は、伸び（ＥＬ）、伸びフランジ性（λ）、曲げ性（Ｒ）、およびこれらのバランス（ＴＳ×ＥＬ×λ／１０００）に加えて、エリクセン試験で評価される複合的な加工性も改善されている。
　さらに、本発明によれば、均熱後に低温側の温度域へ冷却することによって、マルテンサイトや低温域生成ベイナイトが生成するため、未変態オーステナイトが細分化され、未変態オーステナイトへの炭素の濃化も適度に抑制される。そのためＭＡ組織が微細化し、ボイドの発生を抑制できる。
　まず、本発明で製造できる高強度冷延鋼板について説明する。この高強度冷延鋼板は、上記特許文献６と基本的には同じ成分組成と金属組織を有している。
　《成分組成》
　［Ｃ：０．１０～０．３％］
　Ｃは、鋼板の強度を高めると共に、残留γを生成させるために必要な元素である。従ってＣ量は０．１０％以上、好ましくは０．１１％以上、より好ましくは０．１３％以上とする。しかし過剰に含有すると溶接性が低下する。従ってＣ量は０．３％以下、好ましくは０．２５％以下、より好ましくは０．２０％以下とする。
　［Ｓｉ：１．０～３％］
　Ｓｉは、固溶強化元素として鋼板の高強度化に寄与する他、Ｔ１温度域およびＴ２温度域での保持中に（オーステンパ処理中に）炭化物が析出するのを抑制し、残留γを効果的に生成させる上で大変重要な元素である。従ってＳｉ量は１．０％以上、好ましくは１．２％以上、より好ましくは１．４％以上とする。しかし過剰に含有すると、焼鈍での加熱・均熱時にγ単相が確保できずフェライトが残存してしまうため、高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等の生成が抑制される。また、強度が高くなりすぎて圧延負荷が増大する他、熱間圧延の際に鋼板表面にＳｉスケールを発生して鋼板の表面性状を悪化させる。従ってＳｉ量は、３％以下、好ましくは２．５％以下、より好ましくは２．０％以下とする。
　［Ｍｎ：１．５～３％］
　Ｍｎは、焼入れ性を高めて冷却中にフェライトが生成するのを抑制し、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを得るために必要な元素である。またＭｎは、γを安定化させて残留γを生成させるのにも有効に作用する元素である。従ってＭｎ量は、１．５％以上、好ましくは１．８％以上、より好ましくは２．０％以上とする。しかし過剰に含有すると、高温域生成ベイナイトの生成が著しく抑制される。また、過剰添加は、溶接性の劣化や偏析による加工性の劣化を招く。従ってＭｎ量は、３％以下、好ましくは２．８％以下、より好ましくは２．６％以下とする。
　［Ａｌ：０．００５～３％］
　Ａｌは、Ｓｉと同様に、Ｔ１温度域およびＴ２温度域での保持中に（オーステンパ処理中に）炭化物が析出するのを抑制し、残留γを生成させるのに寄与する元素である。また、Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。従ってＡｌ量は、０．００５％以上、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０３％以上とする。しかし過剰に含有すると、鋼板の溶接性が著しく劣化するため、Ａｌ量は、脱酸を目的とした最低限の添加にとどめておく必要がある。従ってＡｌ量は、３％以下、好ましくは２％以下、より好ましくは１％以下とする。
　［Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）］
　Ｐは、鋼板の溶接性を劣化させる元素である。従ってＰ量は、０．１％以下、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０５％以下とする。Ｐ量はできるだけ少ない方が良いが、０％にするのは工業的に困難である。
　［Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）］
　Ｓは、Ｐと同様、鋼板の溶接性を劣化させる元素である。また、Ｓは、鋼板中に硫化物系介在物を形成し、これが粗大化すると加工性が低下する。従ってＳ量は、０．０５％以下、好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００５％以下とする。Ｓ量はできるだけ少ない方が良いが、０％にするのは工業的に困難である。
　本発明の高強度冷延鋼板は、上記成分組成を満足するものであり、残部成分は、実質的に鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、例えば、ＮやＯ、トランプ元素（例えば、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｂ、Ｓｎなど）などが含まれる。不可避不純物のうち、Ｎ量は０．０１％以下（０％を含まない）、Ｏ量は０．０１％以下（０％を含まない）であることが好ましい。
　Ｎは、鋼板中に窒化物を析出させて鋼板の強化に寄与する元素であるが、過剰に含有すると窒化物が多量に析出して伸び、伸びフランジ性、および曲げ性の劣化を引き起こす元素である。従ってＮ量は０．０１％以下であることが好ましい。より好ましくは０．００８％以下、更に好ましくは０．００５％以下である。
　Ｏは、過剰に含有すると酸化物が多量に析出して伸び、伸びフランジ性、および曲げ性の低下を招く元素である。従ってＯ量は０．０１％以下であることが好ましい。より好ましくは０．００５％以下、更に好ましくは０．００３％以下である。
　本発明の高強度冷延鋼板は、更に他の元素として、
（ａ）Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１％以下（０％を含まない）、
（ｂ）Ｔｉ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）およびＶ：０．１５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上の元素、
（ｃ）Ｃｕ：１％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：１％以下（０％を含まない）、
（ｄ）Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、
（ｅ）Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０１％以下（０％を含まない）および希土類元素：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上の元素、等を含有しても良い。
　（ａ）ＣｒとＭｏは、Ｍｎと同様に、冷却中にフェライトが生成するのを抑制し、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトを得るために有効に作用する元素である。これらの元素は、単独で、或いは併用して使用できる。こうした作用を有効に発揮させるには、ＣｒとＭｏは、夫々、０．１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．２％以上である。しかしＣｒとＭｏの含有量が、夫々１％を超えると、高温域生成ベイナイトの生成が著しく抑制される。また、過剰な添加はコスト高となる。従ってＣｒとＭｏは、夫々１％以下であることが好ましく、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。ＣｒとＭｏを併用する場合は、合計量を１．５％以下とすることが推奨される。
　（ｂ）Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、鋼板中に炭化物や窒化物等の析出物を形成し、鋼板を強化すると共に、旧γ粒を微細化する作用を有する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、夫々、０．０１％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０２％以上である。しかし過剰に含有すると、粒界に炭化物が析出し、鋼板の伸びフランジ性や曲げ性が劣化する。従ってＴｉ、ＮｂおよびＶは、夫々、０．１５％以下であることが好ましい。より好ましくは０．１２％以下、更に好ましくは０．１％以下である。Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、夫々単独で含有させてもよいし、任意に選ばれる２種以上を含有させてもよい。
　（ｃ）ＣｕとＮｉは、γを安定化させる元素であり、残留γを生成させるのに有効に作用する元素である。これらの元素は、単独で、或いは併用して使用できる。こうした作用を発揮させるには、ＣｕとＮｉは、夫々、０．０５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは、夫々、０．１％以上である。しかしＣｕとＮｉは、過剰に含有すると、熱間加工性が劣化する。従ってＣｕとＮｉは、夫々、１％以下とすることが好ましい。より好ましくは、夫々、０．８％以下、更に好ましくは、夫々、０．５％以下である。なお、Ｃｕを１％を超えて含有させると熱間加工性が劣化するが、Ｎｉを添加すれば熱間加工性の劣化は抑制されるため、ＣｕとＮｉを併用する場合は、コスト高となるが１％を超えてＣｕを添加してもよい。
　（ｄ）Ｂは、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏと同様に、冷却中にフェライトが生成するのを抑制し、ベイナイトと焼戻しマルテンサイトを生成させるのに有効に作用する元素である。こうした作用を発揮させるには、０．０００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００１％以上である。しかし過剰に含有すると、ホウ化物を生成して延性を劣化させる。また過剰に含有すると、ＣｒやＭｏと同様に、高温域生成ベイナイトの生成を著しく抑制する。従ってＢ量は、０．００５％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００４％以下、更に好ましくは０．００３％以下である。
　（ｅ）Ｃａ、Ｍｇおよび希土類元素（ＲＥＭ）は、鋼板中の介在物を微細分散させるのに作用する元素である。こうした作用を発揮させるには、Ｃａ、Ｍｇおよび希土類元素は、夫々、０．０００５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．００１％以上である。しかし過剰に含有すると、鋳造性や熱間加工性などを劣化させ、製造し難くなる。また過剰添加は、鋼板の延性を劣化させる原因となる。従ってＣａ、Ｍｇおよび希土類元素は、夫々、０．０１％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００５％以下、更に好ましくは０．００３％以下である。
　上記希土類元素とは、ランタノイド元素（ＬａからＬｕまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味であり、これらの元素のなかでも、Ｌａ、ＣｅおよびＹよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することが好ましく、より好ましくはＬａおよび／またはＣｅを含有させるのがよい。
　《金属組織》
本発明に係る高強度冷延鋼板の金属組織は、ベイナイト、残留γ、および焼戻しマルテンサイトの混合組織で構成されている。
　［ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイト］
　まず、金属組織のうちベイナイトについて説明する。本発明において、ベイナイトは、全金属組織に対して７０面積％以上を占める主相（母相）である。ベイナイトには、ベイニティックフェライトも含まれる。ベイナイトは炭化物が析出した組織であり、ベイニティックフェライトは炭化物が析出していない組織である。なお、本発明では、ベイナイトの面積率には、後述するように、焼戻しマルテンサイトの面積も含んでいる。
　そして本発明では、ベイナイトが、高温域生成ベイナイトと、高温域生成ベイナイトに比べて強度が高い低温域生成ベイナイトの複合組織から構成されているところに特徴がある。本発明では、２種類のベイナイト組織で構成されており、これにより、良好な伸びフランジ性や曲げ性を確保した上で、伸びを一層高めることができ、加工性全般が高められる。これは、強度レベルの異なるベイナイト組織を複合化することによって不均一変形が生じるため、加工硬化能が上昇することに起因すると考えられる。
　本発明において、上記高温域生成ベイナイトとは、４００℃以上、５４０℃以下のＴ２温度域で生成するベイナイト組織であり、ナイタール腐食した鋼板断面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察したときに、残留γ等の平均間隔が１μｍ以上のベイナイトを意味する。
　一方、本発明において、上記低温域生成ベイナイトとは、３００℃以上、４００℃未満のＴ１温度域で生成するベイナイト組織であり、ナイタール腐食した鋼板断面をＳＥＭ観察したときに、残留γ等の平均間隔が１μｍ未満のベイナイトを意味する。なお、上記低温域生成ベイナイトと焼戻しマルテンサイトは、顕微鏡観察しても区別できず、また低温域生成ベイナイトと焼戻しマルテンサイトは特性に及ぼす影響が同程度であるため、本発明では、低温域生成ベイナイトと焼戻しマルテンサイトをまとめて「低温域生成ベイナイト等」と呼ぶことがある。
　ここで「残留γ等の平均間隔」とは、鋼板断面を顕微鏡観察したとき、隣接する残留γ同士の中心位置間距離、隣接する炭化物同士の中心位置間距離、または隣接する残留γと炭化物との中心位置間距離を測定した結果を平均した値である。上記中心位置間距離とは、各残留γまたは各炭化物について中心位置を求め、この中心位置同士の距離を意味する。中心位置は、残留γまたは炭化物について長径と短径を決定し、長径と短径が交差する位置とする。但し、残留γまたは炭化物がラスの境界上に析出する場合は、複数の残留γと炭化物が連なってその形態は針状または板状になるため、中心位置間距離は、残留γおよび／または炭化物同士の距離ではなく、図１に示すように、残留γおよび／または炭化物が長径方向に連なって形成する線間隔（ラス間距離）を中心位置間距離とすればよい。
　本発明では、高温域生成ベイナイトおよび低温域生成ベイナイト等を含む複合ベイナイト組織とすることにより、加工性全般を改善した高強度冷延鋼板を実現できる。即ち、高温域生成ベイナイトは、低温域生成ベイナイトよりも軟質であるため、鋼板の伸びを高めるのに作用し、加工性を改善するのに寄与する。一方、低温域生成ベイナイト等は、炭化物および残留γが小さく、変形に際して応力集中が軽減されるため、鋼板の伸びフランジ性や曲げ性を高める作用を有し、加工性を改善するのに寄与する。そして本発明では、こうした高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等を複合化させているため、加工硬化能が向上し、伸びが更に向上し、加工性が改善される。
　本発明において、ベイナイトを上記のように生成温度域の相違および残留γ等の平均間隔の相違によって「高温域生成ベイナイト」と「低温域生成ベイナイト等」に区別した理由は、一般的な学術的組織分類ではベイナイトを明瞭に区別し難いからである。例えば、ラス状のベイナイトとベイニティックフェライトは、変態温度に応じて上部ベイナイトと下部ベイナイトに分類されるが、ＳＥＭ観察では、Ｓｉを多く含んだ鋼種では、ベイナイト変態に伴う炭化物の析出が抑制されるため、マルテンサイト組織も含めてこれらを区別することは困難である。そこで本発明では、ベイナイトを学術的な組織定義により分類するのではなく、上記のようにして区別した次第である。
　高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等の分布状態は特に限定されず、旧γ粒内に高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等の両方が混合して生成していてもよいし、旧γ粒毎に高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等が夫々生成していてもよい。
　高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等の分布状態を模式的に示す図を図２に示す。図２（ａ）は、旧γ粒内に高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等の両方が混合して生成している様子を示しており、図２（ｂ）は、旧γ粒毎に高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等が夫々生成している様子を示している。図２中に示した黒丸は、ＭＡ混合相を示している。ＭＡ混合相については後述する。
　本発明では、金属組織全体に占める高温域生成ベイナイトの面積率をａとし、金属組織全体に占める低温域生成ベイナイトと焼戻しマルテンサイト（即ち、低温域生成ベイナイト等）の合計面積率をｂとしたとき、ａおよびｂは、いずれも２０～８０％を満足していることが必要である。
　高温域生成ベイナイトの面積率ａ、または低温域生成ベイナイト等の合計面積率ｂが２０％を下回るか、８０％を超えると、高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等の生成量のバランスが悪くなり、高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等の複合化による効果が発揮されない。そのため、伸び、伸びフランジ性、または曲げ性のいずれかの特性が劣化し、加工性全般を改善できない。従って上記面積率ａは、２０～８０％とし、好ましくは２５～７５％、より好ましくは３０～７０％である。また、上記合計面積率ｂは、２０～８０％とし、好ましくは２５～７５％、より好ましくは３０～７０％である。
　上記ａと上記ｂの関係は、それぞれの範囲が上記範囲を満足していれば特に限定されず、ａ＞ｂ、ａ＜ｂ、ａ＝ｂのいずれの態様も含まれる。
　高温域生成ベイナイトと、低温域生成ベイナイト等の混合比率は、冷延鋼板に要求する特性に応じて定めればよい。具体的には、冷延鋼板の加工性のうち伸びフランジ性を向上させるには、高温域生成ベイナイトの比率を小さくし、低温域生成ベイナイト等の比率を大きくすればよい。一方、冷延鋼板の加工性のうち伸びを向上させるには、高温域生成ベイナイトの比率を大きくし、低温域生成ベイナイト等の比率を小さくすればよい。また、冷延鋼板の強度を高めるには、低温域生成ベイナイト等の比率を大きくし、高温域生成ベイナイトの比率を小さくすればよい。
　更に本発明では、金属組織全体に対する上記面積率ａと上記合計面積率ｂの合計（ａ＋ｂ）は、７０％以上を満足していることが必要である。合計（ａ＋ｂ）が７０％を下回ると、９８０ＭＰａ以上の引張強度を確保できない。従って合計（ａ＋ｂ）は、７０％以上、好ましくは７５％以上、より好ましくは８０％以上である。合計（ａ＋ｂ）の上限は特に限定されないが、例えば、９５％である。
　［残留γ］
　本発明の高強度冷延鋼板は、高温域生成ベイナイト、低温域生成ベイナイト、および焼戻しマルテンサイトの他、残留γを含有している。残留γは、鋼板が歪を受けて変形する際にマルテンサイトに変態することによって良好な伸びを発揮すると共に、変形部の硬化を促し、歪の集中を防ぐ効果を発揮する組織である。こうした効果は、一般的に、ＴＲＩＰ効果と呼ばれている。このような効果を発揮させるために、金属組織全体に対する残留γの分率を飽和磁化法で測定したとき、当該残留γは３体積％以上含有させる必要があり、好ましくは５体積％以上、より好ましくは７体積％以上である。しかし残留γの分率が高くなり過ぎると、後述するＭＡ混合相が生成し、このＭＡ混合相が粗大化し易くなるため、伸びフランジ性や曲げ性を低下させてしまう。従って残留γの上限は２０体積％程度である。
　残留γは、主に、金属組織のラス間に生成しているが、ラス状組織の集合体（例えば、ブロックやパケットなど）や旧γの粒界上に、後述するＭＡ混合相の一部として塊状に存在することもある。
　［その他］
　本発明に係る高強度冷延鋼板の金属組織は、上述したように、ベイナイト、残留γ、および焼戻しマルテンサイトを含むものであり、残部の金属組織は特に限定されない。例えば、これらのみから構成されていてもよいが、本発明の効果を損なわない範囲で、（ａ）焼入れマルテンサイトと残留γとが複合したＭＡ混合相や、（ｂ）軟質なポリゴナルフェライト、或いは（ｃ）パーライト等が存在していてもよい。
　（ａ）ＭＡ混合相ここで、ＭＡ混合相について説明すると、ＭＡ混合相は、焼入れマルテンサイトと残留γとの複合相として一般的に知られており、最終冷却前までは未変態のオーステナイトとして存在していた組織の一部が、最終冷却時にマルテンサイトに変態し、残りはオーステナイトのまま残存することによって生成する組織である。こうして生成するＭＡ混合相は、熱処理（特に、オーステンパ処理）の過程で炭素が高濃度に濃化し、しかも一部がマルテンサイト組織になっているため、非常に硬い組織である。そのためベイナイトからなる母相とＭＡ混合相の硬度差が大きく、変形に際して応力が集中してボイド発生の起点となりやすいので、ＭＡ混合相が過剰に生成すると、局所変形能が低下して伸びフランジ性や曲げ性が低下する。また、ＭＡ混合相が過剰に生成すると、強度が高くなり過ぎる傾向がある。ＭＡ混合相は、残留γ量が多くなるほど、またＳｉ含有量が多くなるほど生成し易くなるが、その生成量はできるだけ少ない方が好ましい。
　本発明の高強度冷延鋼板は、上述したように、比較的高濃度のＳｉを含有するために、ＭＡ混合相が生成し易くなる。ＭＡ混合相が存在している場合には、その面積率は、光学顕微鏡観察したときに、金属組織全体に対して、３０％以下であることが好ましく、より好ましくは２５％以下、更に好ましくは２０％以下である。
　また、上記ＭＡ混合相のうち、観察断面での円相当直径ｄが３μｍを超えるＭＡ混合相の個数割合は、全ＭＡ混合相の個数に対して、１５％未満（０％を含む）であることが好ましい。ＭＡ混合相の粒径が大きくなるほど、ボイドが発生し易くなる傾向が実験により認められたため、ＭＡ混合相は、できるだけ小さいことが好ましい。観察断面での円相当直径ｄが３μｍを超えるＭＡ混合相の個数割合は、より好ましくは１０％未満であり、更に好ましくは５％未満である。なお、円相当直径ｄが３μｍを超えるＭＡ混合相の個数割合は、圧延方向に平行な断面表面を光学顕微鏡で観察して算出すればよい。
　（ｂ、ｃ）ポリゴナルフェライト、パーライト軟質なポリゴナルフェライトやパーライトが存在している場合には、これらの組織の面積率の合計は、金属組織全体に対して、２０％以下であることが好ましい。
　上記の金属組織は、次の手順で測定できる。
　高温域生成ベイナイト、低温域生成ベイナイト等、ポリゴナルフェライトおよびパーライトは、鋼板の圧延方向に平行な断面のうち、板厚の１／４位置をＳＥＭにより倍率３０００倍程度で観察すれば識別できる。ＳＥＭ観察によれば、高温域生成ベイナイトおよび低温域生成ベイナイト等は主に灰色で観察され、結晶粒の中に白色もしくは灰色の残留γ等が分散している組織として観察される。ポリゴナルフェライトは、結晶粒の内部に上述した白色もしくは灰色の残留γ等を含まない結晶粒として観察される。パーライトは、炭化物とフェライトが層状になった組織として観察される。一方、ＭＡ混合相は、レペラー腐食を施した試料の光学顕微鏡観察によって、白色組織として観察される。
　ここで、高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等とは、鋼板の圧延方向に平行な断面をナイタール腐食し、板厚の１／４位置をＳＥＭにより倍率３０００倍程度で観察すれば識別できる。鋼板の断面をナイタール腐食すると、炭化物と残留γは、いずれも白色もしくは灰色の組織として観察され、両者を区別することは困難である。これらのうち炭化物（例えば、セメンタイトなど）は、低温域で生成するほど、ラス間よりもラス内に析出する傾向があるため、炭化物同士の間隔が広い場合は、高温域で生成したと考えられ、炭化物同士の間隔が狭い場合は、低温域で生成したと考えることができる。また、残留γは、通常ラス間に生成するが、ラスの大きさは、組織の生成温度が低くなるほど小さくなるため、残留γ同士の間隔が広い場合は、高温域で生成したと考えられ、残留γ同士の間隔が狭い場合は、低温域で生成したと考えることができる。従って、本発明ではナイタール腐食した断面をＳＥＭ観察し、観察視野内に白色または灰色として観察される組織に着目し、隣接する組織間の中心位置間距離を測定したときに、この平均値（平均間隔）が１μｍ以上である組織を高温域生成ベイナイト、平均間隔が１μｍ未満である組織を低温域生成ベイナイト等とする。なお、上記組織の中心位置間距離は、最も隣接している組織について測定すればよい。
　上記のＳＥＭ観察によれば、高温域生成ベイナイトおよび低温域生成ベイナイト等には、残留γや炭化物も含まれるため、残留γも含めた面積率として算出される。
　一方、残留γについては、ＳＥＭ観察による組織の同定ができないため、飽和磁化法により体積率を測定する。この体積率の値はそのまま面積率と読み替えることができる。飽和磁化法による詳細な測定原理は、「Ｒ＆Ｄ神戸製鋼技報、Ｖｏｌ．５２、Ｎｏ．３、２００２年、ｐ．４３～４６」を参照すれば良い。
　ＭＡ混合相については、鋼板の圧延方向に平行な断面をレペラー腐食し、板厚の１／４位置を光学顕微鏡より倍率１０００倍程度で観察すれば白色の組織として観察でき、他の組織と区別できる。この写真を画像解析すれば、ＭＡ混合相の面積率を測定できる。
　このように、残留γの体積率（面積率）は飽和磁化法で測定しているのに対し、高温域生成ベイナイト、低温域生成ベイナイト等、ポリゴナルフェライト、パーライトの面積率はＳＥＭ観察、ＭＡ混合相は光学顕微鏡観察で残留γを含めて測定しているため、これらの合計は１００％を超える場合がある。
　本発明の冷延鋼板は、旧γ粒の平均円相当直径Ｄが２０μｍ以下（０μｍを含まない）であることが好ましい。旧γ粒の平均円相当直径Ｄを小さくすることにより、伸び、伸びフランジ性、曲げ性の全てを更に向上させることができる。即ち、本発明の冷延鋼板の金属組織は、ベイナイト、残留γ、および焼戻しマルテンサイトの混合組織で構成されているため、変態前のオーステナイト粒径が大きいと、ベイナイト組織の複合単位の大きさが大きくなり、しかも組織の大きさにバラツキが生じることで、不均一な変形が生じ、歪が局所的に集中して加工性を改善することが難しくなる。そこで旧γ粒の平均円相当直径Ｄを２０μｍ以下に制御し、数十μｍオーダーでのマクロ的な不均一性を低減することが有効である。旧γ粒の平均円相当直径Ｄは、より好ましくは１５μｍ以下、更に好ましくは１０μｍ以下であることがよい。
　上記旧γ粒の平均円相当直径Ｄは、ＳＥＭと電子後方散乱回折（ＥＢＳＰ）とを組み合わせたＳＥＭ－ＥＢＳＰ法により測定できる。具体的には、ＳＥＭ－ＥＢＳＰ法により、観察視野１００μｍ×１００μｍ程度の範囲を、０．１μｍステップで結晶方位を測定した後、隣り合う測定点の結晶方位の関係を解析することによって旧γ粒界を特定できる。特定した旧γ粒界に基づいて、比較法によって旧γ粒の平均円相当直径Ｄを算出すればよい。ＳＥＭ－ＥＢＳＰ法による詳細な測定原理については、「Ａｃｔａ　Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ、５４、２００６年、ｐ．１２７９～１２８８」を参照することができる。
　次に、本発明に係る高強度冷延鋼板の製造方法について説明する。
　本発明の高強度冷延鋼板は、上記成分組成を満足する鋼材をＡｃ3点以上の温度で５０秒間以上保持して均熱した後、下記式（１）を満たす任意の温度Ｔまで平均冷却速度１５℃／秒以上で冷却し、且つ下記式（１）を満たす温度域で５～１８０秒間保持し、次いで、下記式（２）を満たす温度域に加熱し、この温度域で５０秒間以上保持してから冷却するところに特徴がある。以下、本発明の製造方法について、順を追って説明する。
３００℃≦Ｔ１（℃）＜４００℃・・・（１）
４００℃≦Ｔ２（℃）≦５４０℃・・・（２）
　まず、Ａｃ3点以上の温度で加熱する前の鋼材として、スラブを常法に従って熱間圧延し、得られた熱延鋼板を冷間圧延した冷延鋼板を準備する。熱間圧延は、仕上げ圧延温度を、例えば、８００℃以上、巻取り温度を、例えば、７００℃以下とすればよい。冷間圧延では、冷延率を、例えば、１０～７０％の範囲として圧延すればよい。
　冷間圧延して得られた冷延鋼板は、連続焼鈍ラインで、Ａｃ3点以上の温度に加熱し、この温度域で５０秒間以上保持して均熱することによってγ単相にする。均熱温度がＡｃ3点の温度を下回るか、Ａｃ3点以上の温度域での均熱時間が５０秒を下回ると、オーステナイト中にフェライトが残存し、上記高温域生成ベイナイトの面積率ａと上記低温域生成ベイナイト等の合計面積率ｂの合計量（ａ＋ｂ）を所定値以上に確保することができない。均熱温度は、好ましくはＡｃ3点＋１０℃以上であり、より好ましくはＡｃ3点＋２０℃以上である。しかし、均熱温度を高くし過ぎても上記の合計量は大きく変化せず、経済的に無駄であるため、上限は、例えば、１０００℃とする。
　均熱時間は、好ましくは１００秒間以上である。しかし、均熱時間が長過ぎると、オーステナイト粒径が大きくなり、加工性が悪くなる傾向がある。従って均熱時間は、５００秒間以下とすることが好ましい。
　なお、上記冷延鋼板をＡｃ3点以上の温度に加熱するときの平均加熱速度は１℃／秒以上であればよい。
　上記Ａｃ3点は、「レスリー鉄鋼材料科学」（丸善株式会社、１９８５年５月３１日発行、Ｐ．２７３）に記載されている下記（ａ）式から算出できる。下記（ａ）式中、［］は各元素の含有量（質量％）を示しており、鋼板に含まれない元素の含有量は０質量％として計算すればよい。
Ａｃ3（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ］1/2＋４４．７×［Ｓｉ］－３０×［Ｍｎ］－１１×［Ｃｒ］＋３１．５×［Ｍｏ］－２０×［Ｃｕ］－１５．２×［Ｎｉ］＋４００×［Ｔｉ］＋１０４×［Ｖ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］・・・（ａ）
　Ａｃ3点以上の温度に加熱して５０秒間以上保持して均熱化した後は、図３に示すように、上記式（１）を満たす任意の温度Ｔまで平均冷却速度１５℃／秒以上で急冷する。Ａｃ3点以上の温度域から上記式（１）を満たす任意の温度Ｔまでの範囲を急冷することにより、オーステナイトがポリゴナルフェライトに変態するのを抑制し、低温域生成ベイナイトやマルテンサイトを所定量生成させることができる。この区間の平均冷却速度は、好ましくは２０℃／秒以上であり、より好ましくは２５℃／秒以上である。平均冷却速度の上限は特に限定されないが、例えば、１００℃／秒程度であればよい。
　上記式（１）を満たす任意の温度Ｔまで冷却した後は、図３に示すように、上記式（１）を満たすＴ１温度域で５～１８０秒間保持した後、上記式（２）を満たすＴ２温度域に加熱し、このＴ２温度域で５０秒間以上保持する。
　本発明において、Ｔ１温度域での保持時間ｘとは、Ａｃ3点以上の温度で均熱した後、鋼板の表面温度が、４００℃を下回った時点から、Ｔ１温度域で保持した後に加熱を開始し、鋼板の表面温度が、４００℃に到達するまでの時間を意味し、図３に矢印ｘで示した区間の時間を意味する。従って、本発明では、後述するように、Ｔ２温度域で保持した後、室温まで冷却しているため、鋼板はＴ１温度域を再度通過することとなるが、本発明では、この冷却時に通過する時間は、Ｔ１温度域における滞在時間に含めていない。この冷却時には、変態は殆ど完了しているため、低温域生成ベイナイトは生成しないからである。
　また、Ｔ２温度域での保持時間ｙとは、Ｔ１温度域で保持した後に加熱し、鋼板の表面温度が、４００℃となる時点から、Ｔ２温度域で保持した後に冷却を開始し、鋼板の表面温度が、４００℃に到達するまでの時間を意味し、図３に矢印ｙで示した区間の時間を意味する。従って、本発明では、上述したように、均熱後、Ｔ１温度域へ冷却する途中で、Ｔ２温度域を通過しているが、本発明では、この冷却時に通過する時間は、Ｔ２温度域における滞在時間に含めていない。この冷却時には、滞在時間が短過ぎるため、変態は殆ど起こらず、高温域生成ベイナイトは生成しないからである。
　本発明では、Ｔ１温度域とＴ２温度域に保持する時間を夫々適切に制御することによって、高温域生成ベイナイトを所定量生成させることができる。具体的には、Ｔ１温度域で所定時間保持することにより、未変態オーステナイトを低温域生成ベイナイト、ベイニティックフェライト、またはマルテンサイトに変態させ、Ｔ２温度域で所定時間保持してオーステンパ処理を行うことによって、さらに未変態オーステナイトを高温域生成ベイナイトとベイニティックフェライトへと変態させ、その生成量を制御するとともに、炭素をオーステナイトへ濃化させて残留γを生成させることで、本発明で規定する金属組織を生成させることができる。
　また、Ｔ１温度域で保持した後、Ｔ２温度域で保持することにより、ＭＡ混合相を微細化できる効果も発揮される。即ち、Ａｃ3点以上の温度で均熱した後、平均冷却速度１５℃／秒以上でＴ１温度域における任意の温度Ｔまで急冷し、このＴ１温度域で保持することによって、マルテンサイトや低温域生成ベイナイトが生成するため、未変態部が微細化し、また未変態部への炭素濃化も適度に抑制されるため、ＭＡ混合相が微細化する。
　なお、Ａｃ3点以上の温度域から、上記式（１）を満たす任意の温度Ｔまで冷却し、この式（１）を満たすＴ１温度域のみで保持し、上記式（２）を満たすＴ２温度域へ加熱して保持しない場合（即ち、単純な低温保持のオーステンパ処理）であっても、ラス状組織のサイズは小さくなるため、ＭＡ混合相自体を小さくできる。しかしこの場合は、上記Ｔ２温度域で保持していないため、高温域生成ベイナイトが殆ど生成せず、また基地のラス状組織の転位密度が大きくなり、強度が高くなり過ぎて伸びが低下する。
　本発明において、上記式（１）で規定するＴ１温度域は，具体的には、３００℃以上、４００℃未満とする。この温度域で所定時間保持することにより、未変態オーステナイトを、低温域生成ベイナイト、ベイニティックフェライト、またはマルテンサイトに変態させることができる。また、充分な保持時間を確保することによりベイナイト変態が進行して、最終的に残留γが生成し、ＭＡ混合相も細分化される。このマルテンサイトは、変態直後は焼入れマルテンサイトとして存在するが、後述するＴ２温度域で保持している間に焼戻され、焼戻しマルテンサイトとして残留する。この焼戻しマルテンサイトは、鋼板の伸び、伸びフランジ性、または曲げ性のいずれにも悪影響を及ぼさない。
　しかし４００℃以上で保持すると、低温域生成ベイナイトやマルテンサイトが生成せず、ベイナイト組織を複合化できない。また、粗大なＭＡ混合相が生成するため、ＭＡ混合相を微細化できず、局所変形能が低下して伸びフランジ性や曲げ性を改善できない。従ってＴ１温度域は、４００℃未満とする。好ましくは３９０℃以下、より好ましくは３８０℃以下、特に好ましくは３７５℃以下である。一方、３００℃を下回る温度で保持しても、マルテンサイト分率が多く成り過ぎるため、エリクセン試験での複合的な加工性が劣化する。また、３００℃を下回る温度で保持しても低温域生成ベイナイトは生成するが、上記のようにマルテンサイトの分率が多くなりすぎ、低温域生成ベイナイト等の分率が多くなるので、エリクセン試験で評価される複合的な加工性が劣化する。従ってＴ１温度域の下限は３００℃とする。好ましくは３１０℃以上、より好ましくは３２０℃以上である。
　なお、低温域生成ベイナイト等を生成させるために、本発明では、３００℃以上、４００℃未満の温度域で保持しているのに対し、上記特許文献６では、２００℃以上、４００℃未満の温度域で保持しており、温度域の下限値が相違している。この理由は、本発明では、Ａｃ3点以上の温度で均熱した後、高温側の温度域で保持せずに、一気に低温側の温度域まで冷却しているため、冷却後に、上記特許文献６と同様、２００℃以上、３００℃未満の温度域で保持すると、冷却時にマルテンサイトが生成し過ぎて低温域生成ベイナイト等の生成量が過剰になり、エリクセン試験で評価される複合的な加工性が劣化するからである。
　上記式（１）を満たすＴ１温度域で保持する時間は、５～１８０秒間とする。保持時間が５秒を下回ると、低温域生成ベイナイトの生成量が少なくなり、ベイナイト組織の複合化や、ＭＡ混合相の微細化が図れないため、λや曲げ性などが低下する。従って保持時間は５秒以上、好ましくは１０秒以上、より好ましくは２０秒以上、更に好ましくは４０秒以上とする。しかし保持時間が１８０秒を超えると、低温域生成ベイナイトが過剰に生成するため、後述するように、Ｔ２温度域で所定時間保持しても高温域生成ベイナイト等の生成量を確保できない。従って伸びやエリクセン試験で評価される複合的な加工性が低下する。従って保持時間は１８０秒以下、好ましくは１５０秒以下、より好ましくは１２０秒以下、更に好ましくは８０秒以下とする。
　上記式（１）を満たすＴ１温度域で保持する方法は、Ｔ１温度域での滞留時間が５～１８０秒間であれば特に限定されず、例えば、図３の（ｉ）～（ｉｉｉ）に示すヒートパターンを採用すればよい。但し、本発明はこれに限定する趣旨ではなく、本発明の要件を満足する限り、上記以外のヒートパターンを適宜採用できる。
　このうち図３の（ｉ）は、Ａｃ3点以上の温度から上記式（１）を満たす任意の温度Ｔまで急冷した後、この温度Ｔで所定時間恒温保持する例であり、恒温保持後、上記式（２）を満足する任意の温度まで加熱している。図３の（ｉ）では、一段階の恒温保持を行った場合について示しているが、本発明はこれに限定されず、Ｔ１温度域の範囲内であれば、保持温度が異なる２段階以上の恒温保持を行ってもよい（図示せず）。
　図３の（ｉｉ）は、Ａｃ3点以上の温度から上記式（１）を満たす任意の温度Ｔまで急冷した後、冷却速度を変更し、Ｔ１温度域の範囲内で所定時間かけて冷却した後、上記（２）式を満足する任意の温度まで加熱する例である。図３の（ｉｉ）では、一段階の冷却を行った場合について示しているが、本発明はこれに限定されず、冷却速度が異なる二段以上の多段冷却を行ってもよい（図示せず）。
　図３の（ｉｉｉ）は、Ａｃ3点以上の温度から上記式（１）を満たす任意の温度Ｔまで急冷した後、Ｔ１温度域の範囲内で所定時間かけて加熱した後、上記（２）式を満足する任意の温度まで加熱する例である。図３の（ｉｉｉ）では、一段階の加熱を行った場合について示しているが、本発明はこれに限定されず、昇温速度が異なる二段以上の多段加熱を行ってもよい（図示せず）。
　本発明において、上記式（２）で規定するＴ２温度域は、具体的には、４００℃以上、５４０℃以下とする。この温度域で所定時間保持することによって、高温域生成ベイナイトとベイニティックフェライトを生成させることができる。即ち、５４０℃を超える温度域で保持すると、軟質なポリゴナルフェライトや擬似パーライトが生成し、所望の特性が得られない。従ってＴ２温度域の上限は５４０℃、好ましくは５２０℃以下、より好ましくは５００℃以下、更に好ましくは４８０℃以下とする。一方、４００℃を下回ると、高温域生成ベイナイトが生成しないため、伸びやエリクセン試験で評価される複合的な加工性が低下する。従ってＴ２温度域の下限は４００℃、好ましくは４２０℃以上、より好ましくは４２５℃以上とする。
　上記式（２）を満たすＴ２温度域で保持する時間は、５０秒間以上とする。本発明によれば、Ｔ２温度域における保持時間を５０秒間程度としても、予め上記Ｔ１温度域で所定時間保持して低温域生成ベイナイト等を生成させているため、低温域生成ベイナイト等が高温域生成ベイナイトの生成を促進するため、高温域生成ベイナイトの生成量を確保できる。しかし保持時間が５０秒間より短くなると、未変態部が多く残り、炭素濃化が不充分なため、Ｔ２温度域からの最終冷却時にマルテンサイト変態が起こる。そのため硬質なＭＡ混合相が生成し、伸びフランジ性や曲げ性などの加工性が低下する。生産性を向上させる観点からは、Ｔ２温度域での保持時間はできるだけ短くする方が好ましいが、高温域生成ベイナイトを確実に生成させるためには、９０秒間以上とすることが好ましく、より好ましくは１２０秒以上とする。Ｔ２温度域で保持するときの上限は特に限定されないが、長時間保持しても高温域生成ベイナイトの生成は飽和し、また生産性が低下するため、１８００秒以下とすることが好ましい。より好ましくは１５００秒以下、更に好ましくは１０００秒以下とする。
　上記式（２）を満たすＴ２温度域で保持する方法は、Ｔ２温度域での滞留時間が５０秒間以上となれば特に限定されず、上記Ｔ１温度域内におけるヒートパターンのように、Ｔ２温度域における任意の温度で恒温保持してもよいし、Ｔ２温度域内で冷却または加熱してもよい。
　なお、本発明では、低温側のＴ１温度域で保持した後、高温側のＴ２温度域で保持しているが、Ｔ１温度域で生成した低温域生成ベイナイト等については、Ｔ２温度域に加熱され、焼戻しによって下部組織の回復は生じるものの、ラス間隔、すなわち残留γおよび／または炭化物の平均間隔は変化しないことを本発明者らは確認している。
　室温まで冷却して得られた冷延鋼板の表面には、電気亜鉛めっき層（ＥＧ）、溶融亜鉛めっき層（ＧＩ）、または合金化溶融亜鉛めっき層（ＧＡ）を形成してもよい。
　電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層、または合金化溶融亜鉛めっき層を形成するときの条件は特に限定されず、常法の電気亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき処理、合金化処理を採用することができ、これにより電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ鋼板）、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）が得られる。
　電気亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、上記冷延鋼板を、例えば、５５℃の亜鉛溶液に浸漬しつつ通電し、電気亜鉛めっき処理を行う方法が挙げられる。
　溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、上記冷延鋼板を、例えば、温度が約４３０～５００℃に調整されためっき浴に浸漬させて溶融亜鉛めっきを施し、その後、冷却することが挙げられる。
　合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、上記冷延鋼板を、例えば、上記溶融亜鉛めっき後、５００～５４０℃程度の温度まで加熱して合金化を行ない、冷却することが挙げられる。
　また、溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、上記Ｔ２温度域で保持した後、室温まで冷却せずに、上記Ｔ２温度域において、上述した温度域に調整されためっき浴に浸漬させて溶融亜鉛めっきを施し、その後、冷却してもよい。合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、上記Ｔ２温度域において、溶融亜鉛めっき後、引き続いて合金化処理を施せばよい。この場合、溶融亜鉛めっきに要した時間および合金化処理に要した時間は、上記Ｔ２温度域における保持時間に含めて制御すればよい。
　また、溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、上記Ｔ１温度域で保持した後、上記Ｔ２温度域で保持する工程と溶融亜鉛めっき処理を兼ねてもよい。即ち、Ｔ１温度域で保持した後、上記Ｔ２温度域において、上述した温度域に調整されためっき浴に浸漬させて溶融亜鉛めっきを施すことによって、溶融亜鉛めっきとＴ２温度域における保持とを兼ねて行ってもよい。また、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する場合には、上記Ｔ２温度域において、溶融亜鉛めっき後、引き続いて合金化処理を施せばよい。
　めっき付着量も特に限定されず、例えば、片面あたり１０～１００ｇ／ｍ2程度とすることが挙げられる。
本発明の技術は、特に、板厚が３ｍｍ以下の薄鋼板に好適に採用できる。
　本発明の製造方法で得られる冷延鋼板は、引張強度が９８０ＭＰａ以上で、且つ加工性全般に亘って良好である。この冷延鋼板は、自動車の構造部品の素材として好適に用いられる。自動車の構造部品としては、例えば、フロントやリア部サイドメンバやクラッシュボックスなどの正突部品をはじめ、ピラー類などの補強材（例えば、センターピラーリインフォースなど）、ルーフレールの補強材、サイドシル、フロアメンバー、キック部などの車体構成部品、バンパーの補強材やドアインパクトビームなどの耐衝撃吸収部品、シート部品などが挙げられる。また、上記冷延鋼板は、温間での加工性が良好であるため、温間成形用の素材としても好適に用いることができる。なお、温間加工とは、５０～５００℃程度の温度範囲で成形することを意味している。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
　下記表１に示す成分組成の鋼（残部は鉄および不可避不純物）を真空溶製して実験用スラブを製造した。下記表１に示した成分組成と、上記式（ａ）に基づいて、Ａｃ3点を算出し、結果を下記表１に併せて示す。なお、算出したＡｃ3点の温度は、下記表２～表４にも併せて示した。
　得られた実験用スラブを熱間圧延した後に冷間圧延し、次いで連続焼鈍して供試材を製造した。具体的な条件は次の通りである。即ち、実験用スラブを１２５０℃で３０分間加熱保持した後、圧下率を約９０％とし、仕上げ圧延温度が９２０℃となるように熱間圧延し、この温度から巻取り温度５００℃まで平均冷却速度３０℃／秒で冷却し、巻き取った。巻き取った後、この巻取り温度（５００℃）で３０分間保持し、次いで室温まで炉冷して板厚２．６ｍｍの熱延鋼板を製造した。得られた熱延鋼板を酸洗して表面スケールを除去してから、冷延率４６％で冷間圧延を行い、板厚１．４ｍｍの冷延鋼板を製造した。得られた冷延鋼板を、下記表２～表４に示す均熱温度（℃）に加熱し、下記表２～表４に示す時間保持して均熱した後、次に示す３つの何れかのパターンｉ～ｉｉｉに従って連続焼鈍して供試材を製造した。
　（パターンｉ；上記図３の（ｉ）に対応）
　均熱後、下記表２～表４に示す平均冷却速度（℃／秒）で下記表２～表４に示す開始温度Ｔ（℃）に冷却した後、この開始温度Ｔで下記表２～表４に示す時間（秒；ステップ時間）恒温保持し、次いで下記表２～表４に示すＴ２温度域における保持温度（℃）まで加熱し、この保持温度で、下記表２～表４に示す時間保持した。
　（パターンｉｉ；上記図３の（ｉｉ）に対応）
　均熱後、下記表２～表４に示す平均冷却速度（℃／秒）で下記表２～表４に示す開始温度Ｔ（℃）に冷却した後、下記表２～表４に示す終了温度（℃）まで、下記表２～表４に示すステップ時間（秒）をかけて冷却し、次いで下記表２～表４に示すＴ２温度域における保持温度（℃）まで加熱し、この保持温度で下記表２～表４に示す時間（秒）保持した。
　（パターンｉｉｉ；上記図３の（ｉｉｉ）に対応）
　均熱後、下記表２～表４に示す平均冷却速度（℃／秒）で下記表２～表４に示す開始温度Ｔ（℃）に冷却した後、下記表２～表４に示す終了温度（℃）まで、下記表２～表４に示すステップ時間（秒）をかけて加熱し、次いで下記表２～表４に示すＴ２温度域における保持温度（℃）まで更に加熱し、この保持温度で下記表２～表４に示す時間（秒）保持した。
　下記表２～表４には、Ｔ１温度域で恒温保持を完了した時点から、Ｔ２温度域における保持温度に到達するまでの時間（秒）も示した（表では、Ｔ１～Ｔ２間の時間と表記）。また、下記表２～表４には、Ｔ１温度域における滞在時間ｘ（秒）とＴ２温度域における滞在時間ｙ（秒）を示す。Ｔ２温度域において保持した後は、室温まで平均冷却速度５℃／秒で冷却した。
　なお、下記表２に示したＮｏ．２、９、１６、２０、２３、２７、および下記表４に示したＮｏ．５４、６３は、上記パターンｉ～ｉｉｉのいずれにも該当しない例である。即ち、これらの例は、均熱後のＴ１温度域における温度範囲が外れているか、Ｔ２温度域における温度範囲が外れている例である。これらの例は、Ｔ１温度域における開始温度Ｔおよび終了温度が本発明で規定する範囲から外れているか、Ｔ２温度範囲における保持温度が本発明で規定する範囲から外れているが、説明の便宜上、各欄に※印を付けて温度を示した。
　また、Ｎｏ．１９、５１、５３は、均熱後、Ｔ１温度域における開始温度Ｔまで冷却した後、保持せずに（ステップ時間は０秒）、直ちにＴ２温度域へ加熱した例である。
　連続焼鈍して得られた供試材の一部については、室温まで冷却した後、下記めっき処理を施して電気亜鉛めっき鋼板（Ｎｏ．５５、５７、６１～６３、６６、６７）、溶融亜鉛めっき鋼板（Ｎｏ．５２、５６、５９、６４）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（Ｎｏ．５３、５４、６０、６５）を得た。
　［電気亜鉛めっき（ＥＧ）処理］
　上記供試材を５５℃の亜鉛めっき浴に浸漬して電気めっき処理（電流密度３０～５０Ａ／ｄｍ2）を施した後、水洗、乾燥して電気亜鉛めっき鋼板を得た。亜鉛めっき付着量は、片面当たり１０～１００ｇ／ｍ2とした。［溶融亜鉛めっき（ＧＩ）処理］上記供試材を４５０℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっき処理を施した後、室温まで冷却して溶融亜鉛めっき鋼板を得た。亜鉛めっき付着量は、片面当たり１０～１００ｇ／ｍ2とした。［合金化溶融亜鉛めっき（ＧＡ）処理］上記亜鉛めっき浴に浸漬後、更に５００℃で合金化処理を行ってから室温まで冷却して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。
　また、下記表４に示すＮｏ．６８は、上記パターンｉに従って連続焼鈍した後、冷却せずに、引き続いて上記Ｔ２温度域において溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を施した例である。即ち、下記表４に示すＴ２温度域における保持温度（℃）で、下記表４に示す時間保持した後、冷却せずに、引き続いて４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に５秒間浸漬して溶融亜鉛めっきを行い、次いで５００℃に加熱してこの温度で２０秒間保持して合金化処理を行い、室温まで平均冷却速度５℃／秒で冷却した。
　また、下記表４に示すＮｏ．６９は、上記パターンｉｉに従って連続焼鈍した後、冷却せずに、引き続いて上記Ｔ２温度域において溶融亜鉛めっきを施した例である。即ち、下記表４に示すＴ２温度域における保持温度（℃）で、下記表４に示す時間保持した後、冷却せずに、引き続いて４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に５秒間浸漬して溶融亜鉛めっきを行い、次いで４４０℃まで２０秒間かけて徐冷を行った後、室温まで平均冷却速度５℃／秒で冷却した。
　なお、上記めっき処理では、適宜、アルカリ水溶液浸漬脱脂、水洗、酸洗等の洗浄処理を行った。
　得られた供試材の区分を下記表２～表４に示す。表中、「冷延」は冷延鋼板、「ＥＧ」はＥＧ鋼板、「ＧＩ」はＧＩ鋼板、「ＧＡ」はＧＡ鋼板を夫々示している。
　得られた供試材（冷延鋼板、ＥＧ鋼板、ＧＩ鋼板、ＧＡ鋼板を含む意味。以下同じ。）について、金属組織の観察と機械的特性の評価を次の手順で行った。
　《金属組織の観察》
　金属組織のうち、高温域生成ベイナイトおよび低温域生成ベイナイト等（即ち、低温域生成ベイナイト＋焼戻しマルテンサイト）の面積率はＳＥＭ観察して算出し、残留γの体積率は飽和磁化法で測定した。
　［（１）高温域生成ベイナイトおよび低温域生成ベイナイト等の面積率］
　供試材の圧延方向に平行な断面について、表面を研磨し、更に電解研磨した後、ナイタール腐食させて、板厚の１／４位置をＳＥＭで、倍率３０００倍で５視野観察した。観察視野は約５０μｍ×５０μｍとした。
　次に、観察視野内において、白色または灰色として観察される残留γと炭化物の平均間隔を前述した方法に基づいて測定した。これらの平均間隔によって区別される高温域生成ベイナイトおよび低温域生成ベイナイト等の面積率は、点算法により測定した。
　下記表５～表７に、高温域生成ベイナイトの面積率（高温域ａ；％）と、低温域生成ベイナイトと焼戻しマルテンサイトとの合計面積率（低温域ｂ；％）を示す。また、上記面積率ａと合計面積率ｂとの合計（ａ＋ｂ）も示す。
　［（２）残留γの体積率］
　金属組織のうち、残留γの体積率は、飽和磁化法で測定した。具体的には、供試材の飽和磁化（Ｉ）と、４００℃で１５時間熱処理した標準試料の飽和磁化（Ｉｓ）を測定し、下記式から残留γの体積率（Ｖγｒ）を求めた。飽和磁化の測定は、理研電子製の直流磁化Ｂ－Ｈ特性自動記録装置「ｍｏｄｅｌＢＨＳ－４０」を用い、最大印加磁化を５０００（Ｏｅ）として室温で測定した。
Ｖγｒ＝（１－Ｉ／Ｉｓ）×１００
　また、残留γと焼入れマルテンサイトとが複合したＭＡ混合相のうち、全ＭＡ混合相の個数に対して、観察断面での円相当直径ｄが３μｍを超えるＭＡ混合相の個数割合を次の手順で測定した。供試材の圧延方向に平行な断面の表面を研磨し、光学顕微鏡を用い、観察倍率１０００倍で５視野について観察し、ＭＡ混合相の円相当直径ｄを測定した。観察されたＭＡ混合相の個数に対して、観察断面での円相当直径ｄが３μｍを超えるＭＡ混合相の個数割合を算出した。個数割合が１５％未満である場合を合格（○）、１５％以上である場合を不合格（×）として評価結果を下記表５～表７に示す。
　また、旧γ粒の平均円相当直径Ｄは、ＳＥＭ－ＥＢＳＰ法により０．１μｍステップで観察視野１００μｍ×１００μｍの領域の結晶方位を３視野について測定した後、隣り合う測定点の結晶方位の関係を解析して旧γ粒界を特定し、これに基づいて旧γ粒の平均円相当直径Ｄを比較法により算出した。なお、ＥＢＳＰ法による方位解析条件は、ＣＩ値０．１以上とした。
　《機械的特性の評価》
　供試材の機械的特性は、引張強度（ＴＳ）、伸び（ＥＬ）、穴拡げ率（λ）、限界曲げ半径（Ｒ）、エリクセン値に基づいて評価した。
　（１）引張強度（ＴＳ）と伸び（ＥＬ）は、供試材から切り出したＪＩＳ　Ｚ２２０１で規定される５号試験片を用い、ＪＩＳ　Ｚ２２４１に基づいて引張試験を行って測定した。試験片は、供試材の圧延方向に対して垂直な方向が長手方向となるように切り出した。測定結果を下記表５～表７に示す。
　（２）穴拡げ率（λ）は、鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ　１００１に基づいて穴拡げ試験を行って測定した。測定結果を下記表５～表７に示す。
　下記表５～表７には、「ＴＳ×ＥＬ×λ／１０００」の値を算出し、併せて示した。
　（３）限界曲げ半径（Ｒ）は、Ｖ曲げ試験を行って測定した。具体的には、ＪＩＳ　Ｚ２２０４で規定される１号試験片（板厚：１．４ｍｍ）を供試材の圧延方向に対して垂直な方向が長手方向（曲げ稜線が圧延方向と一致）となるように切り出し、ＪＩＳ　Ｚ２２４８に準じてＶ曲げ試験を行った。なお、亀裂が発生しないように、試験片の長手方向の端面には機械研削を行ってからＶ曲げ試験を行った。
　ダイとパンチの角度は６０°とし、パンチの先端半径を０．５ｍｍ単位で変えて曲げ試験を行い、亀裂が発生せずに曲げることができるパンチ先端半径を限界曲げ半径（Ｒ）として求めた。測定結果を下記表５～表７に示す。なお、亀裂発生の有無はルーペを用いて観察し、ヘアークラック発生なしを基準として判定した。
　（４）エリクセン値は、ＪＩＳ　Ｚ２２４７に基づいてエリクセン試験を行って測定した。試験片は、９０ｍｍ×９０ｍｍ×厚み１．４ｍｍとなるように供試材から切り出したものを用いた。エリクセン試験は、パンチ径が２０ｍｍのものを用いて行った。測定結果を下記表５～表７に示す。なお、エリクセン試験によれば、鋼板の全伸び特性と局部延性の両方による複合効果を評価できる。
　供試材の機械的特性は、引張強度（ＴＳ）に応じた伸び（ＥＬ）、穴拡げ率（λ）、ＴＳ×ＥＬ×λ／１０００、限界曲げ半径（Ｒ）、エリクセン値の基準に従って評価した。即ち、鋼板のＴＳによって要求されるＥＬ、λ、ＴＳ×ＥＬ×λ／１０００、Ｒ、エリクセン値は異なるため、ＴＳレベルに応じて下記基準に従って機械的特性を評価した。
　下記評価基準に基づいて、ＴＳ、ＥＬ、λ、ＴＳ×ＥＬ×λ／１０００、Ｒ、およびエリクセン値の全ての特性が満足している場合を合格（○；加工性全般に優れている）、何れかの特性が基準値に満たない場合を不合格（×）とし、総合評価した結果を下記表５～表７に示す。
　（１）９８０ＭＰａ級の場合ＴＳ：９８０ＭＰａ以上、１１８０ＭＰａ未満ＥＬ：１４％以上λ：４０％以上ＴＳ（ＭＰａ）×ＥＬ（％）×λ（％）／１０００：７００以上Ｒ：１．５ｍｍ以下エリクセン値：１０．０ｍｍ以上（２）１１８０ＭＰａ級の場合ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上、１２７０ＭＰａ未満ＥＬ：１２％以上λ：３５％以上ＴＳ（ＭＰａ）×ＥＬ（％）×λ（％）／１０００：６００以上Ｒ：２．０ｍｍ以下エリクセン値：９．６ｍｍ以上（３）１２７０ＭＰａ級の場合ＴＳ：１２７０ＭＰａ以上、１３７０ＭＰａ未満ＥＬ：１０％以上λ：２５％以上ＴＳ（ＭＰａ）×ＥＬ（％）×λ（％）／１０００：５００以上Ｒ：３．０ｍｍ以下エリクセン値：９．４ｍｍ以上
　なお、本発明では、ＴＳが９８０ＭＰａ以上であることを前提としており、ＴＳが９８０ＭＰａ未満の場合は、ＥＬ、λ、ＴＳ×ＥＬ×λ／１０００、Ｒ、およびエリクセン値が良好であっても対象外として扱う。
　下記表１～表７から次のように考察できる。下記表２～表４に示したＮｏ．１～６９のうち、Ｎｏ．３、１０、１１、１４、１７、１８、１９、２１、２４、２６、２９、３１、３４、３８、４１、４５、４６、５１、５３、５６、６０、６２、６４、６６、６７、６８は、上記パターンｉで製造した例である。Ｎｏ．１、４、５、６、７、８、１３、２５、２８、３０、３２、３３、３５、３６、３９、４２、４３、４７～５０、５２、５５、５７～５９、６１、６５、６９は、上記パターンｉｉで製造した例である。Ｎｏ．１２、１５、２２、３７、４０、４４は、上記パターンｉｉｉで製造した例である。Ｎｏ．２、９、１６、２０、２３、２７、５４、６３は、上記パターンｉ～ｉｉｉのいずれにも該当しない条件で製造した例である。
　下記表５～表７において、総合評価に○が付されている例は、いずれも本発明で規定する要件を満足している高強度冷延鋼板が得られている例であり、各ＴＳに応じて定めた機械的特性（ＥＬ、λ、ＴＳ×ＥＬ×λ／１０００、Ｒ、エリクセン値）の基準値を満足している。
　また、下記表４および表７のＮｏ．５２、５３、５５～５７、５９～６２、６４～６９から明らかなように、本発明によれば、冷延鋼板の表面に、電気亜鉛めっき層、溶融亜鉛めっき層、または合金化溶融亜鉛めっき層が形成されていても、各ＴＳに応じて定めた機械的特性（ＥＬ、λ、ＴＳ×ＥＬ×λ／１０００、Ｒ、エリクセン値）の基準値を満足することが分かる。
　一方、総合評価に×が付されている例は、本発明で規定するいずれかの要件を満足していない例である。詳細には次の通りである。
　Ｎｏ．２は、高温側の４２０℃（Ｔ２温度域に相当）で保持した後、低温側の３８０℃（Ｔ１温度域に相当）で保持した例であり、４２０℃における保持時間は、上記Ｎｏ．１の３５０℃から３４０℃に冷却するときの時間と同じであり、３８０℃における保持時間は、上記Ｎｏ．１の４２５℃における保持時間と同じである。また、Ｎｏ．２と上記Ｎｏ．１は、冷却速度も同じ条件としているため、製造に要する時間は同じである。よって、Ｎｏ．２とＮｏ．１を比較すると、本発明で規定している要件を満足しているＮｏ．１は、強度と加工性が良好な高強度冷延鋼板が得られているのに対し、Ｎｏ．２のように、均熱後、高温側で保持し、次いで低温側で保持した場合には、低温側での保持時間が短過ぎるため、低温域生成ベイナイト等の生成量が少なくなり、曲げ性が劣化している。また、未変態部が多く残ったため、粗大なＭＡ混合相が生成し、伸びフランジ性（λ）が悪かった。従って、Ｎｏ．１とＮｏ．２を比較すると、本発明によれば、加工性全般に亘って良好な高強度冷延鋼板を生産性良く、低コストで製造できることが分かる。Ｎｏ．９（比較例）とＮｏ．８（発明例）を比較しても、上記Ｎｏ．１、２と同様の考察ができる。
　Ｎｏ．７は、均熱後、Ｔ１温度域における任意の温度Ｔまで冷却するときの平均冷却速度が小さ過ぎるため、冷却途中でフェライトが生成し、低温域生成ベイナイト等、高温域生成ベイナイトの両方確保できていない。従って強度不足となった。Ｎｏ．１４は、均熱温度が低過ぎて、フェライトとオーステナイトの二相域で均熱しているため、フェライトを多く含み、強度が低くなるだけでなく、伸びフランジ性（λ）が悪く、曲げ性（Ｒ）も悪かった。
　Ｎｏ．１５は、均熱時間が短過ぎるため、オーステナイト単相にできなかった。そのため、フェライトが多く残り、強度は低く、また炭化物も未固溶のまま残っているので、残留γが少なく、ＴＳ×ＥＬ×λ／１０００の値も低くなった。Ｎｏ．１６は、Ｔ１温度域で保持していない例であり、低温域生成ベイナイト等が殆ど生成せず、高温域生成ベイナイト主体となり、また、粗大なＭＡ混合相が多く生成したため、伸びフランジ性（λ）が悪かった。Ｎｏ．１９は、Ｔ１温度域における保持時間が短過ぎる例であり、低温域生成ベイナイトが殆ど生成しておらず、また、粗大なＭＡ混合相が多く生成したため、強度が低下した。
　Ｎｏ．２０は、Ｔ２温度域で保持していない例であり、高温域生成ベイナイトが殆ど生成していない。従って伸び（ＥＬ）が劣化し、エリクセン値も低下した。Ｎｏ．２３は、均熱後、Ｔ１温度域を下回る温度（２５０℃）で保持した後、Ｔ２温度域に加熱して保持した例であり、均熱後の冷却時にマルテンサイトの生成が多くなり、低温域生成ベイナイト等が過剰に生成した。そのため高温域生成ベイナイト量を確保できず、エリクセン値が低下した。
　Ｎｏ．２４は、Ｔ１温度域における保持時間が長過ぎる例であり、低温域生成ベイナイトが過剰に生成した。その結果、高温域生成ベイナイトの生成量を確保できず、伸び（ＥＬ）やエリクセン値が低下した。Ｎｏ．２７は、Ｔ１温度域で保持した後、Ｔ２温度域を超える温度で保持した例であり、フェライトが生成したため、高温域生成ベイナイトの生成量が確保できていない。従って強度不足となった。Ｎｏ．２８は、Ｔ２温度域における保持時間が短過ぎる例であり、高温域生成ベイナイトの生成量を確保できていない。また、未変態部が多く残ったため、Ｔ２温度域から冷却する途中で粗大なＭＡ混合相が生成し、伸びフランジ性（λ）が悪く、曲げ性（Ｒ）も悪かった。
　Ｎｏ．４８は、Ｃ量が少な過ぎる例であり、ＴＳが９８０ＭＰａ未満となり、所望の強度を確保できていなかった。Ｎｏ．４９は、Ｓｉ量が少な過ぎる例であり、ＴＳが９８０ＭＰａ未満となり、所望の強度を確保できなかった。また、残留γの生成量も少なかった。Ｎｏ．５０は、Ｍｎ量が少な過ぎる例であり、充分に焼入れできていないため、冷却中にフェライトが生成し、高温域生成ベイナイトの生成が抑制されていた。従ってＴＳが９８０ＭＰａ未満となり、強度不足になった。
　Ｎｏ．５１は、Ｔ１温度域における保持時間が短過ぎる例であり、低温域生成ベイナイト等が殆ど生成せず、高温域生成ベイナイト主体となり、また、粗大なＭＡ混合相が多く生成したため、伸びフランジ性（λ）が悪かった。
　Ｎｏ．５４は、ＧＡ鋼板の比較例であり、均熱後、Ｔ１温度域を下回る温度（２００℃）で保持した後、Ｔ２温度域に加熱して保持した例であり、均熱後の冷却時にマルテンサイトの生成が多くなり、低温域生成ベイナイト等が過剰に生成した。そのため高温域生成ベイナイト量を確保できず、エリクセン値が低下した。また、伸び（ＥＬ）も劣化した。
　Ｎｏ．５８は、Ｔ２温度域における保持時間が短過ぎる例であり、高温域生成ベイナイトの生成量を確保できていない。また、未変態部が多く残ったため、Ｔ２温度域から冷却する途中で粗大なＭＡ混合相が生成し、曲げ性（Ｒ）が悪かった。
　Ｎｏ．６３は、ＥＧ鋼板の比較例であり、Ｔ２温度域で保持していない例であり、高温域生成ベイナイトが殆ど生成せず、低温域生成ベイナイト等が過剰に生成した。従ってエリクセン値が低下した。
　以上の結果より、本発明によれば、加工性全般を改善した高強度冷延鋼板の生産性を向上できることが分かる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
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Claims (10)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．１０～０．３％、
    Ｓｉ：１．０～３％、
    Ｍｎ：１．５～３％、
    Ａｌ：０．００５～３％、
    Ｐ：０．１％以下、
    Ｓ：０．０５％以下を満足し、
    　残部が鉄および不可避不純物からなり、
    　金属組織は、ベイナイト、残留オーステナイト、および焼戻しマルテンサイトを含み、
    　（１）金属組織を走査型電子顕微鏡で観察したときに、
    　ベイナイトは、
    　隣接する残留オーステナイトおよび／または炭化物の平均間隔が１μｍ以上である高温域生成ベイナイトと、
    　隣接する残留オーステナイトおよび／または炭化物の平均間隔が１μｍ未満である低温域生成ベイナイトとの複合組織で構成されており、
    　金属組織全体に対する前記高温域生成ベイナイトの面積率をａ、
    　金属組織全体に対する前記低温域生成ベイナイトと前記焼戻しマルテンサイトとの合計面積率ｂとしたとき、
    　ａ：２０～８０％、ｂ：２０～８０％、ａ＋ｂ：７０％以上
    を満足すると共に、
    　（２）飽和磁化法で測定した残留オーステナイトの体積率が、金属組織全体に対して３％以上である高強度冷延鋼板の製造方法であって、
    　上記成分組成を満足する鋼材をＡｃ3点以上の温度で５０秒間以上保持して均熱した後、
    　下記式（１）を満たす任意の温度Ｔまで平均冷却速度１５℃／秒以上で冷却し、且つ下記式（１）を満たす温度域で５～１８０秒間保持し、
    　次いで、下記式（２）を満たす温度域に加熱し、この温度域で５０秒間以上保持してから冷却することを特徴とする加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
    ３００℃≦Ｔ１（℃）＜４００℃・・・（１）
    ４００℃≦Ｔ２（℃）≦５４０℃・・・（２）
  2. 　前記鋼材は、更に他の元素として、Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：１％以下（０％を含まない）を含有する請求項１に記載の製造方法。
  3. 　前記鋼材は、更に他の元素として、Ｔｉ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）およびＶ：０．１５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を含有する請求項１に記載の製造方法。
  4. 　前記鋼材は、更に他の元素として、Ｃｕ：１％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：１％以下（０％を含まない）を含有する請求項１に記載の製造方法。
  5. 　前記鋼材は、更に他の元素として、Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１に記載の製造方法。
  6. 　前記鋼材は、更に他の元素として、Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０１％以下（０％を含まない）および希土類元素：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を含有する請求項１に記載の製造方法。
  7. 　前記金属組織に焼入れマルテンサイトおよび残留オーステナイトが複合したＭＡ混合相が存在している場合には、全ＭＡ混合相の個数に対して、観察断面での円相当直径ｄが３μｍ超を満足するＭＡ混合相の個数割合を１５％未満（０％を含む）とする請求項１に記載の製造方法。
  8. 　旧オーステナイト粒の平均円相当直径Ｄを２０μｍ以下（０μｍを含まない）とする請求項１に記載の製造方法。
  9. 　上記式（２）を満たす温度域で保持した後、冷却し、次いで電気亜鉛めっき、溶融亜鉛めっき、または合金化溶融亜鉛めっきを行う請求項１に記載の製造方法。
  10. 　上記式（２）を満たす温度域で溶融亜鉛めっきまたは合金化溶融亜鉛めっきを行う請求項１に記載の製造方法。
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