(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．１０〜０．３％、
Ｓｉ：１．０〜３．０％、
Ｍｎ：１．５〜３％、
Ａｌ：０．００５〜０．２％を含有し、且つ
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る鋼板であり、
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、
ここで、上記平均間隔とは、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％以上であり、
（３）下記（ｉ）〜（ｉｉｉ）の特性に関する条件のうち、いずれか１つを満足することを特徴とする、伸び（ＥＬ）、伸びフランジ性（λ）、および曲げ性（Ｒ）に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板。
（ｉ）９８０ＭＰａ級の場合、ＴＳ：９８０ＭＰａ以上、１１８０ＭＰａ未満、ＥＬ：１６％以上、λ：３０％以上、ＴＳ（ＭＰａ）×ＥＬ（％）×λ（％）／１０００：７００以上、Ｒ：１．５ｍｍ以下
（ｉｉ）１１８０ＭＰａ級の場合、ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上、１２７０ＭＰａ未満、ＥＬ：１４％以上、λ：２５％以上、ＴＳ（ＭＰａ）×ＥＬ（％）×λ（％）／１０００：６００以上、Ｒ：２．５ｍｍ以下
（ｉｉｉ）１２７０ＭＰａ級の場合、ＴＳ：１２７０ＭＰａ以上、１３７０ＭＰａ未満、ＥＬ：１２％以上、λ：２０％以上、ＴＳ（ＭＰａ）×ＥＬ（％）×λ（％）／１０００：５００以上、Ｒ：３．５ｍｍ以下
【請求項２】
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混合相の個数割合が１５％未満（０％を含む）である請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
【請求項３】
旧オーステナイト粒の平均円相当直径Ｄが、２０μｍ以下（０μｍを含まない）である請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。
【請求項４】
前記鋼板は、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１〜３のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
【請求項５】
前記鋼板は、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１〜４のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
【請求項６】
前記鋼板は、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１〜５のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
【請求項７】
前記鋼板は、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１〜６のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
【請求項８】
前記鋼板は、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１〜７のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
【請求項９】
前記鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有している請求項１〜８のいずれかに記載の高強度冷延鋼板。
【請求項１０】
請求項１〜８のいずれかに記載の高強度冷延鋼板を製造する方法であって、
請求項１、４〜８のいずれかに記載の成分組成を満足する鋼板をＡｃ3点以上の温度に
加熱した後、５０秒以上均熱する工程と、
下記式（１）を満たす任意の温度Ｔまで平均冷却速度１５℃／秒以上で冷却する工程と、
下記式（１）を満たす温度域で５〜１００秒間保持する工程と、
下記式（２）を満たす温度域で２００秒間以上保持する工程と、
をこの順で含む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。
４００℃≦Ｔ１（℃）≦５４０℃  ・・・（１）
２００℃≦Ｔ２（℃）＜４００℃  ・・・（２）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、冷延鋼板およびその製造方法に関し、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およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
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、乗客の安全性を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。
【０００３】
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（以下、残留γと表記することがある。）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γ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。
【０００４】
ところが、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。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２００５−２４０１７８号公報
【特許文献２】特開２００６−２７４４１７号公報
【特許文献３】特開２００７−３２１２３６号公報
【特許文献４】特開２００７−３２１２３７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
自動車用部材として用いられる鋼板は、前述したように高い強度と加工性を兼ね備えていることが求められている。特に最近、適用量が増加している９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板では、伸びのほか、伸びフランジ性（穴拡げ性）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。
【０００７】
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）、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、および該高強度冷延鋼板を製造する技術を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
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は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３％、Ｓｉ：１．０〜３．０％、Ｍｎ：１．５〜３％、Ａｌ：０．００５〜０．２％を含有し、且つ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る鋼板であり、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
である点に要旨を有する。
【０００９】
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混合相の個数割合が１５％未満（０％を含む）であることが好ましい。
【００１０】
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）であることが好ましい。
【００１１】
前記鋼板は、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、
（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、
を含有してもよい。
【００１２】
前記鋼板は、表面に、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有していてもよい。
【００１３】
上記高強度冷延鋼板は、
Ａｃ3点以上の温度に加熱した後、５０秒以上均熱する工程と、
下記式（１）を満たす任意の温度Ｔまで平均冷却速度１５℃／秒以上で冷却する工程と、
下記式（１）を満たす温度域で５〜１００秒間保持する工程と、
下記式（２）を満たす温度域で２００秒間以上保持する工程と、
をこの順で含むことによって製造することができる。
４００℃≦Ｔ１（℃）≦５４０℃    ・・・（１）
２００℃≦Ｔ２（℃）＜４００℃    ・・・（２）
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、冷延鋼板の金属組織を、ベイナイト、残留γ、および焼戻しマルテンサイトを含む組織とし、特に、ベイナイトとして、残留γと炭化物の存在形態が異なる２種類のベイナイトであって、４００℃以上、５４０℃以下の高温域で生成するベイナイト（以下、高温域生成ベイナイトと表記することがある。）と、２００℃以上、４００℃未満の低温域で生成するベイナイト（以下、低温域生成ベイナイトと表記することがある。）とを両方生成させているため、９８０ＭＰａ以上の高強度域であっても伸び（ＥＬ）、伸びフランジ性（λ）、および曲げ性（Ｒ）の全ての点において優れている良好な加工性を備えた高強度冷延鋼板を実現できる。また、本発明によれば、こうした高強度と良好な加工性を両立した冷延鋼板の製造方法を提供できる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】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】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】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。
【図４】図４は、下記表２に示したＮｏ．２の電子顕微鏡写真（図面代用写真）である。
【図５】図５は、下記表２に示したＮｏ．４の電子顕微鏡写真（図面代用写真）である。
【図６】図６は、引張強度（ＴＳ）×伸び（ＥＬ）と、穴拡げ率（λ）との関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
本発明者らは、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板について、伸び、伸びフランジ性、および曲げ性の全てを高め、加工性全般を改善するために検討を重ねてきた。その結果、
（１）冷延鋼板の金属組織を、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む混合組織とし、特に、ベイナイトとして、隣接する残留γ同士、隣接する炭化物同士、或いは隣接する残留γと炭化物（以下、残留γ等と呼ぶことがある。）の中心位置間距離の平均間隔が１μｍ以上である高温域生成ベイナイトと、残留γ等の中心位置間距離の平均間隔が１μｍ未満である低温域生成ベイナイトの２種類のベイナイトを生成させれば、伸び、伸びフランジ性、および曲げ性の全てが改善された加工性全般に優れた高強度冷延鋼板を提供できること、
（２）具体的には、上記金属組織のうち、高温域生成ベイナイトは、冷延鋼板の加工性のうち伸び（ＥＬ）向上に寄与し、低温域生成ベイナイトは、冷延鋼板の加工性のうち伸びフランジ性（λ）および曲げ性（Ｒ）の向上に作用すること、
（３）こうした２種類のベイナイトを含む高強度冷延鋼板を製造するには、所定温度で加熱した後、４００℃以上、５４０℃以下の温度域（以下、Ｔ１温度域と呼ぶことがある。）の任意の温度Ｔまでを平均冷却速度１５℃／秒以上で急冷し、このＴ１温度域で５〜１００秒間保持して高温域生成ベイナイトを生成させた後、２００℃以上、４００℃未満の温度域（以下、Ｔ２温度域と呼ぶことがある。）に冷却してこのＴ２温度域で２００秒間以上保持すればよいこと、
を見出し、本発明を完成した。
【００１７】
まず、本発明に係る冷延鋼板を特徴づける金属組織について説明する。
【００１８】
《金属組織について》
本発明に係る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の混合組織で構成されている。
【００１９】
まず、本発明を最も特徴付けるベイナイトについて説明する。
【００２０】
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。
【００２１】
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。
【００２２】
本発明において、上記高温域生成ベイナイトとは、Ａｃ3点以上の温度に加熱した後の冷却過程において、４００℃以上、５４０℃以下の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走査型電子顕微鏡で観察したときに、残留γ等の平均間隔が１μｍ以上のベイナイトを意味する。
【００２３】
一方、本発明において、上記低温域生成ベイナイトとは、Ａｃ3点以上の温度に加熱した後の冷却過程において、２００℃以上、４００℃未満の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で観察したときに、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ないため、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。
【００２４】
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、残留オーステナイトおよび／または炭化物同士の距離ではなく、図１に示すように、残留オーステナイトおよび／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。
【００２５】
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（ＥＬ）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（λ）や曲げ性（Ｒ）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。
【００２６】
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、走査型電子顕微鏡（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。
【００２７】
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。
【００２８】
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。
【００２９】
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。
【００３０】
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。
【００３１】
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。
【００３２】
ここで、低温域生成ベイナイトの面積率ではなく、低温域生成ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率を規定した理由は、Ｔ２温度域で規定時間以上保持することにより生成する夫々の組織が、特性に及ぼす影響が同程度になるためである。
【００３３】
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（λ）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（ＥＬ）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。
【００３４】
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。（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（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。（ａ＋ｂ）の上限は特に限定されないが、例えば、９５％である。
【００３５】
本発明の冷延鋼板は、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。
【００３６】
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る。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。
【００３７】
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）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。
【００３８】
本発明に係る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、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、軟質なポリゴナルフェライト、或いはパーライト等が存在していてもよい。これらの残部組織は、ＳＥＭ観察したときに、全金属組織に対する比率で、２０面積％以下に抑制されていることが好ましい。
【００３９】
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。
【００４０】
本発明の冷延鋼板は、後記する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い。
【００４１】
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。
【００４２】
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。
【００４３】
上記の金属組織は、次の手順で測定できる。
【００４４】
高温域生成ベイナイト、低温域生成ベイナイト等、ＭＡ混合相、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。
【００４５】
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）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。
【００４６】
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、残留オーステナイトも含めた面積率として算出される。
【００４７】
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。
【００４８】
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および低温域生成ベイナイト等の面積率はＳＥＭ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。
【００４９】
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。
【００５０】
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、残留オーステナイト、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。
【００５１】
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。
【００５２】
《成分組成について》
次に、本発明に係る冷延鋼板の成分組成について説明する。
【００５３】
本発明の冷延鋼板は、Ｃ：０．１０〜０．３％、Ｓｉ：１．０〜３．０％、Ｍｎ：１．５〜３％、Ａｌ：０．００５〜０．２％を含有し、Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）を満足している。こうした範囲を定めた理由は次の通りである。
【００５４】
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％以上である。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。
【００５５】
Ｓｉは、固溶強化元素として鋼板の高強度化に寄与する他、後述する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％以上である。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、３．０％以下、好ましくは２．５％以下、より好ましくは２．０％以下である。
【００５６】
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。こうした作用を発揮させるために、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。
【００５７】
Ａｌは、Ｓｉと同様に、後述する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％以上である。しかし、過剰にＡｌを含有させると、鋼板の溶接性が著しく劣化するため、Ａｌの含有量は、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、０．２％以下、好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１％以下とする。
【００５８】
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％以下である。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。
【００５９】
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、これが増大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％以下である。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。
【００６０】
本発明に係る冷延鋼板は、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。
【００６１】
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（ＥＬ）、伸びフランジ性（λ）、および曲げ性（Ｒ）の劣化を引き起こす。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。
【００６２】
Ｏは、過剰に含有すると伸び（ＥＬ）、伸びフランジ性（λ）、および曲げ性（Ｒ）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。
【００６３】
本発明の鋼板は、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。
【００６４】
（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、夫々単独で、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を著しく抑制する。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。
【００６５】
（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、夫々単独で、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、夫々単独で、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。
【００６６】
（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、夫々単独で０．０５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは、夫々単独で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、夫々単独で１％以下とすることが好ましい。より好ましくは、夫々単独で０．８％以下、更に好ましくは、夫々単独で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。
【００６７】
（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。
【００６８】
（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、夫々単独で、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、夫々単独で、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。
【００６９】
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。
【００７０】
以上、本発明に係る冷延鋼板の金属組織と成分組成について説明した。
【００７１】
次に、この冷延鋼板を製造する方法について説明する。
【００７２】
上記冷延鋼板は、
上記成分組成を満足する鋼板をＡｃ3点以上の温度に加熱した後、５０秒以上均熱する工程と、
下記式（１）を満たす任意の温度Ｔまで平均冷却速度１５℃／秒以上で冷却する工程と、
下記式（１）を満たす温度域で５〜１００秒間保持する工程と、
下記式（２）を満たす温度域で２００秒間以上保持する工程と、
をこの順で含むことによって製造できる。
４００℃≦Ｔ１（℃）≦５４０℃    ・・・（１）
２００℃≦Ｔ２（℃）＜４００℃    ・・・（２）
【００７３】
以下、本発明の冷延鋼板を製造する方法について、順を追って説明する。
【００７４】
まず、Ａｃ3点以上の温度に加熱する前の冷延鋼板として、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ものを準備する。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。
【００７５】
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℃である。一方、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。
【００７６】
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）
【００７７】
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、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、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を所定量ずつ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。
【００７８】
上記式（１）を満たす任意の温度Ｔまで冷却した後は、上記式（１）を満たすＴ１温度域で５〜１００秒間保持した後、上記式（２）を満たすＴ２温度域で２００秒間以上保持する。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と低温域生成ベイナイト等を所定量ずつ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、高温域生成ベイナイトとベイニティックフェライトの生成量を制御でき、Ｔ２温度域で所定時間保持するオーステンパ処理によって、未変態オーステナイトを低温域ベイナイト、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と共に、炭素をオーステナイトへ濃化させて残留γを生成させ、本発明で規定する金属組織を生成させることができる。
【００７９】
また、Ｔ１温度域における保持と、Ｔ２温度域における保持を組み合わせることにより、ＭＡ混合相の生成を抑制できる効果も発揮される。このメカニズムは、次のように考えられる。一般的に、ＳｉやＡｌを添加すると、炭化物の析出が抑制されるため、オーステンパ処理ではベイナイト変態と共に炭素が未変態オーステナイトへ濃化する現象が認められる。そのため、オーステンパ処理を施すことにより、残留γを多く生成させることができる。
【００８０】
ここで、炭素が未変態オーステナイトへ濃化する現象について説明する。炭素の濃化量は、フェライトとオーステナイトの自由エネルギーが等しくなるＴｏ線で示される濃度までに制限されるため、ベイナイト変態も停止することが知られている。このＴｏ線は、温度が高いほど低炭素濃度側になることから、オーステンパ処理を比較的高温で行うと、処理時間を長くしてもベイナイト変態がある程度のところで停止してしまう。このとき、未変態のオーステナイトの安定性は低いため、粗大なＭＡ混合相が生成する。
【００８１】
そこで、本発明では、上記Ｔ１温度域で保持した後、上記Ｔ２温度域で保持することにより未変態オーステナイトへのＣ濃度の許容量を多くすることができるため、高温域よりも低温域の方が、ベイナイト変態が進行し、ＭＡ混合相が小さくなる。また、上記Ｔ１温度域で保持する場合に比べて、上記Ｔ２温度域で保持する場合は、ラス状組織のサイズが小さくなるため、ＭＡ混合相が存在したとしても、ＭＡ混合相自体も細分化され、ＭＡ混合相を小さくすることができる。更に、本発明では、Ｔ１温度域で所定時間保持した後、Ｔ２温度域で保持しているため、Ｔ２温度域での保持を開始した時点で、既に高温域生成ベイナイトが生成している。従ってＴ２温度域では、高温域生成ベイナイトがきっかけとなり、低温域生成ベイナイトの変態が促進されるため、オーステンパ処理の時間を短縮できるという効果も発揮される。
【００８２】
なお、Ａｃ3点以上の温度域から、上記Ｔ１温度域での保持を行わずに、上記式（２）を満たす任意の温度まで冷却し、この式（２）を満たすＴ２温度域のみで保持した場合（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混合相自体は小さくすることができる。しかし、この場合は、上記Ｔ１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。
【００８３】
また、上記特許文献４には、Ａｃ3点＋１０℃以上の温度に加熱した後、微細ポリゴナルフェライトが生成する温度以下（好ましくは６５０℃以下）、３６０℃以上の温度域まで急冷し、この温度域で一定温度に保持することにより、微細ポリゴナルフェライトを積極的に生成させる技術が開示されている。しかしこの文献には、高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイトの２種類のベイナイトを生成させるという技術的思想は開示されておらず、Ｔ１温度域とＴ２温度域に分けて夫々保持することについては記載されていない。
【００８４】
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、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Ｔ１温度域の上限は５４０℃、好ましくは５２０℃、より好ましくは５００℃である。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、加工性を改善できない。従ってＴ１温度域の下限は４００℃、好ましくは４２０℃である。
【００８５】
上記式（１）を満たすＴ１温度域で保持する時間は、５〜１００秒間とする。保持時間が１００秒を超えると、高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、上記Ｔ２温度域で所定時間保持しても低温域生成ベイナイト等の生成量を確保できない。従って高強度と良好な加工性を両立させることができない。また、Ｔ１温度域で長時間保持すると、炭素がオーステナイト中に濃化し過ぎるため、Ｔ２温度域でオーステンパ処理しても粗大なＭＡ混合相が生成してしまう。従って保持時間は１００秒以下とし、好ましくは９０秒以下、より好ましくは８０秒以下である。しかしＴ１温度域での保持時間が短過ぎると高温域生成ベイナイトの生成量が少なくなるため、加工性を改善することができない。従ってＴ１温度域での保持時間は５秒以上とし、好ましくは７秒以上、より好ましくは１０秒以上である。
【００８６】
本発明において、Ｔ１温度域での保持時間とは、鋼板の表面温度が、Ｔ１温度域上限に到達した時点から、下限に到達するまでの時間を意味し、具体的には、５４０℃に到達した時点から、４００℃に到達するまでの時間である。
【００８７】
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５〜１００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。
【００８８】
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冷却している。図３の（ｉ）には、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。
【００８９】
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、再度冷却速度を変更して上記（２）式を満足する任意の温度まで冷却する例である。図３の（ｉｉ）には、Ｔ１温度域の範囲内で所定時間かけて冷却した場合を示しているがこれに限定されず、Ｔ１温度域の範囲内であれば、所定時間かけて加熱する工程を含んでいても良いし、冷却と加熱を適宜繰り返してもよい。また、図３の（ｉｉ）に示すように一段冷却ではなく、冷却速度が異なる二段以上の多段冷却を行ってもよい。また、一段加熱や、二段以上の多段加熱を行なってもよい（図示せず）。
【００９０】
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、冷却速度を変更し、上記（２）式を満足する任意の温度までを、同じ冷却速度で徐冷する例である。このように徐冷する場合であっても、Ｔ１温度域内での滞留時間は５〜１００秒間とする。
【００９１】
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、２００℃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、上記Ｔ１温度域で変態しなかった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、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、粗大なＭＡ混合相が生成するため、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Ｔ２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℃以下である。一方、２００℃を下回る温度で保持しても低温域生成ベイナイトが生成しないため、γ中の炭素濃度が低くなり、残留γ量を確保できず、さらに焼入れマルテンサイトが多く生成するので、強度が高くなり、伸び、伸びフランジ性、曲げ性のバランスが悪くなる。また、γ中の炭素濃度が低くなり、残留γ量を確保できないため、伸びを高めることができない。従ってＴ２温度域の下限は２００℃とする。好ましくは２５０℃であり、より好ましくは２８０℃である。
【００９２】
上記式（２）を満たすＴ２温度域で保持する時間は、２００秒間以上とする。保持時間が２００秒を下回ると、低温域生成ベイナイト等の生成量が少なくなり、γ中の炭素濃度が低くなり、残留γ量を確保できず、さらに焼入れマルテンサイトが多く生成するので、強度が高くなり、伸び、伸びフランジ性、曲げ性のバランスが悪くなる。また、炭素の濃化が促進されないため、残留γの生成量が少なくなり、伸びを改善することができない。また、上記Ｔ１温度域で生成した粗大なＭＡ混合相を微細化できないため、伸びフランジ性や曲げ性を改善できない。従って保持時間は２００秒以上とする。好ましくは２５０秒以上であり、より好ましくは３００秒以上である。保持時間の上限は特に限定されないが、長時間保持すると生産性が低下するほか、濃化した炭素が炭化物として析出して残留γを生成させることができず、伸びの劣化を招く。また、生産性が低下する。従って保持時間の上限は、例えば、１８００秒とすればよい。
【００９３】
本発明において、Ｔ２温度域での保持時間とは、鋼板の表面温度が、Ｔ２温度域上限に到達した時点から、下限に到達するまでの時間を意味し、具体的には、４００℃未満に到達した時点から、２００℃に到達するまでの時間である。
【００９４】
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２００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、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。
【００９５】
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。
【００９６】
上記冷延鋼板の表面には、溶融亜鉛めっき層や合金化溶融亜鉛めっき層を形成してもよい。溶融亜鉛めっき層や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、公知の条件を採用できる。
【００９７】
本発明に係る冷延鋼板は、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）、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。
【実施例】
【００９８】
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。
【００９９】
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。
【０１００】
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。
【０１０１】
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、この温度から平均冷却速度３０℃／秒で巻取り温度５００℃まで冷却して巻き取った。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。
【０１０２】
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。
【０１０３】
得られた冷延鋼板を、下記表２〜表４に示す温度（℃）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４つの何れかのパターンに従って冷却し、連続焼鈍して供試材を製造した。
【０１０４】
（冷却パターン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）保持し、次いで下記表２〜表４に示すＴ２温度域における開始温度（℃）まで冷却し、この開始温度で保持した。下記表２〜表４には、Ｔ１温度域における滞在時間（秒）とＴ２温度域における滞在時間（秒）を示す。また、Ｔ１温度域で保持を完了した時点から、Ｔ２温度域における開始温度に到達するまでの時間（秒）を示した。
【０１０５】
（冷却パターン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温度域における開始温度（℃）まで冷却し、この開始温度で下記表２〜表４に示す時間（秒）保持した。下記表２〜表４には、Ｔ１温度域における滞在時間（秒）とＴ２温度域における滞在時間（秒）を示す。また、Ｔ１温度域で保持を完了した時点から、Ｔ２温度域における開始温度に到達するまでの時間（秒）を示した。
【０１０６】
（冷却パターン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Ｔ２温度域における開始温度（℃）まで冷却し、この開始温度で保持した。下記表２〜表４には、Ｔ１温度域における滞在時間（秒）とＴ２温度域における滞在時間（秒）を示す。
【０１０７】
（冷却パターンｉｖ）
均熱後、下記表２〜表４に示すＴ１温度域における開始温度（℃）またはＴ２温度域における開始温度（℃）まで冷却し、いずれかの開始温度で保持した。下記表２〜表４には、Ｔ１温度域における滞在時間（秒）とＴ２温度域における滞在時間（秒）を示す。
【０１０８】
なお、表２〜表４には、図３の（ｉ）、（ｉｉ）に示すように、Ａｃ3点以上の温度から上記式（１）を満たす任意の温度Ｔまで冷却した後、恒温保持するか、Ｔ１温度域内において冷却してから上記式（２）を満たす任意の温度まで冷却するヒートパターンを「ステップ冷却」と記載し、図３の（ｉｉｉ）に示すように、Ａｃ3点以上の温度から上記式（１）を満たす任意の温度Ｔまで冷却した後、冷却速度を変更し、上記（２）式を満足する任意の温度まで冷却するヒートパターンを「徐冷」と記載する。
【０１０９】
得られた供試材について、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。
【０１１０】
《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）の面積率は走査型電子顕微鏡で観察して算出し、残留γの体積率は飽和磁化法で測定した。
【０１１１】
［（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。
【０１１２】
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。
【０１１３】
下記表５、表６に、高温域生成ベイナイトの面積率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。
【０１１４】
［（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「ｍｏｄｅｌ  ＢＨＳ−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
【０１１５】
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混合相の個数割合は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６に示す。
【０１１６】
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。
【０１１７】
図４に、下記表２に示したＮｏ．２（本発明例）の電子顕微鏡写真（図面代用写真）、図５に、下記表２に示したＮｏ．４（比較例）の電子顕微鏡写真（図面代用写真）を示す。
【０１１８】
図４中、点線で囲んだ領域は、低温域生成ベイナイトと焼戻しマルテンサイトの複合組織であり、本発明例では、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の組織が生成していることが分かる。これに対し、図５は、上記のような複合組織の形成は見られず、単一のベイナイト組織から構成されていることが分かる。
【０１１９】
《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）に基づいて評価した。
【０１２０】
（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７、表８に示す。
【０１２１】
（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７、表８に示す。
【０１２２】
（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。
【０１２３】
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７、表８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。
【０１２４】
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）、および限界曲げ半径（Ｒ）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、Ｒ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。
【０１２５】
下記評価基準に基づいて、ＥＬ、λおよびＲの全ての特性が満足している場合を合格（○）、何れかの特性が基準値に満たない場合を不合格（×）とし、評価結果を下記表７、表８に示す。
【０１２６】
（１）９８０ＭＰａ級の場合
ＴＳ：９８０ＭＰａ以上、１１８０ＭＰａ未満
ＥＬ：１６％以上
λ  ：３０％以上
ＴＳ（ＭＰａ）×ＥＬ（％）×λ（％）／１０００：７００以上
Ｒ  ：１．５ｍｍ以下
（２）１１８０ＭＰａ級の場合
ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上、１２７０ＭＰａ未満
ＥＬ：１４％以上
λ  ：２５％以上
ＴＳ（ＭＰａ）×ＥＬ（％）×λ（％）／１０００：６００以上
Ｒ  ：２．５ｍｍ以下
（３）１２７０ＭＰａ級の場合
ＴＳ：１２７０ＭＰａ以上、１３７０ＭＰａ未満
ＥＬ：１２％以上
λ  ：２０％以上
ＴＳ（ＭＰａ）×ＥＬ（％）×λ（％）／１０００：５００以上
Ｒ  ：３．５ｍｍ以下
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、Ｒが良好であっても対象外として扱う。
【０１２７】
下記表１〜表８から次のように考察できる。
【０１２８】
下記表２〜表４に示したＮｏ．１〜６７のうち、Ｎｏ．１、５、１２、３１、４３〜４７、５７〜５９、６２、６３は、本発明で規定する上記パターンｉで冷却した例であり、Ｎｏ．６、１３、１４、２７、２８は本発明で規定する上記パターンｉｉｉで冷却した例であり、Ｎｏ．４、１１、３８は本発明の要件を外れる上記パターンｉｖで冷却した例であり、残りは本発明で規定する上記パターンｉｉで冷却した例である。
【０１２９】
下記表７、表８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冷延鋼板であり、各ＴＳに応じて定めた機械的特性（ＥＬ、λ、Ｒ）の基準値を満足している。従って本発明の高強度冷延鋼板は、加工性全般に亘って良好であることが分かる。
【０１３０】
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冷延鋼板である。詳細には次の通りである。
【０１３１】
Ｎｏ．３、Ｎｏ．１０、およびＮｏ．４７は、加熱、均熱温度がＡｃ3点の温度を下回って低過ぎる例であり、二相域で焼鈍した例である。その結果、フェライト分率が高くなり、高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等の生成が抑制されているため、ＴＳが低下した。
【０１３２】
Ｎｏ．４およびＮｏ．１１は、均熱処理した後、Ｔ１温度域まで冷却し、この温度で保持した例である。Ｔ１温度域のみで保持しているため、Ｔ２温度域での保持時間が短過ぎており、低温域生成ベイナイト等が殆ど生成しておらず、粗大なＭＡ混合相が多く生成しているため、λが基準値より小さくなり、穴拡げ性を改善できていなかった。
【０１３３】
Ｎｏ．７は、Ｔ２温度域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が抑制された例である。従ってＥＬが基準値より小さくなっており伸びを改善できていない。また、Ｒが基準値より大きくなっており曲げ性も改善できていない。また、粗大なＭＡ混合相が多く生成しているため、λは基準値を満足するが、ＥＬとλのバランスが低くなっており、曲げ性も低くなった。
【０１３４】
Ｎｏ．１４は、Ｔ１温度域における保持時間が長過ぎるため、低温域生成ベイナイトの生成率が低く、粗大なＭＡ混合相が多く生成しているため、λが基準値より小さくなり、穴拡げ性を改善できていない例である。また、ＥＬとλのバランスが低くなった。
【０１３５】
Ｎｏ．１５は、Ｔ２温度域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が抑制されている例である。粗大なＭＡ混合相が多く生成しているため、Ｒが基準値より大きくなっており曲げ性が改善できていなかった。また、ＥＬとλのバランスも低くなった。
【０１３６】
Ｎｏ．２８およびＮｏ．２９は、Ｔ１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が抑制された結果、ＥＬが小さくなり、加工性を改善できていなかった。
【０１３７】
Ｎｏ．３０は、Ｔ１での滞在時間は満たしているが、急冷終点温度（ステップ開始温度）が５４０℃を上回っているため、フェライトが多く生成し、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ているため、ＴＳが低下した。
【０１３８】
Ｎｏ．３１は、均熱した後、Ｔ１温度域で保持せずに、Ｔ２温度域のみで保持した例であり、高温域生成ベイナイトの生成が抑制され、ＥＬが小さくなり、加工性を改善できていなかった。
【０１３９】
Ｎｏ．３４およびＮｏ．５２は、均熱後の平均冷却速度が小さ過ぎる例であり、冷却中にフェライト変態が生じてしまい、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た結果、ＴＳが低下していた。
【０１４０】
Ｎｏ．３５およびＮｏ．５３は、いずれもＴ１温度域での保持時間が短い例であり、高温域生成ベイナイトの生成量が少ないため、ＥＬが小さくなった。
【０１４１】
Ｎｏ．３６、Ｎｏ．３９、Ｎｏ．５４、およびＮｏ．５５は、Ｔ１温度域での保持時間が長過ぎる例であり、低温域生成ベイナイト等の生成が抑制されていた。そのため粗大なＭＡ混合相が多く生成し、λが小さくなった。
【０１４２】
Ｎｏ．３８は、均熱処理した後、Ｔ２温度域まで冷却し、この温度で保持した例である。Ｔ２温度域のみで保持しているため、高温域生成ベイナイトが殆ど生成しておらず、ＥＬが基準値より小さくなり、伸びを改善できていなかった。
【０１４３】
Ｎｏ．４０は、Ｔ１温度域のみで保持した例であり、Ｔ２温度域で保持していなかった。従って、低温域生成ベイナイト等の生成が抑制され、粗大なＭＡ混合相が多く生成しているため、λが小さくなった。
【０１４４】
Ｎｏ．４１は、Ｔ２温度域を下回る温度で保持した例であり、Ｔ２温度域における保持時間が短過ぎる例である。そのため、低温生成ベイナイトの生成が抑制されており、ＥＬが小さくなって加工性を改善できていなかった。
【０１４５】
Ｎｏ．４４は、均熱時間が短過ぎる例であり、オーステナイト単相化できないため、残存しているフェライトと冷却中に生成したフェライトとが合計される結果、フェライとの生成量が多くなり、高温域生成ベイナイトと低温域生成ベイナイト等の生成量が少なくなった。その結果、ＴＳが低下した。
【０１４６】
Ｎｏ．６４〜６７は、鋼板の成分組成が本発明で規定する要件を満足しない例であり、各ＴＳに応じた機械的特性（ＥＬ、λ、Ｒ）の基準値を満足していなかった。具体的には次の通りである。
【０１４７】
Ｎｏ．６４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。
【０１４８】
Ｎｏ．６５は、Ｓｉ量が多過ぎる例であり、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ているため、ＴＳが９８０ＭＰａ未満となり、強度不足であった。
【０１４９】
Ｎｏ．６６は、９８０ＭＰａ級のＴＳを達成できている例であるが、Ｓｉ量が少な過ぎるため、残留γの生成量が確保できていなかった。従ってＥＬが小さくなった。
【０１５０】
Ｎｏ．６７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と低温域生成ベイナイト等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。
【０１５１】
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を提供できることが分かる。
【０１５２】
次に、上記表７、表８に示した引張強度（ＴＳ）と伸び（ＥＬ）の積（ＴＳ×ＥＬ）を算出し、積の値と穴拡げ率（λ）との関係を図６に示す。図６において、●は旧γ粒の平均円相当直径Ｄが２０μｍ以下の結果、△は旧γ粒の平均円相当直径Ｄが２０μｍ超の結果を示している。
【０１５３】
図６から明らかなように、ＴＳ×ＥＬの値が同じ場合であっても、旧γ粒の平均円相当直径Ｄを２０μｍ以下に抑えることにより、穴拡げ率（λ）を大きくすることができ、加工性を改善できることが分かる。
【０１５４】
【表１】
0005883211.tif 000002
【０１５５】
【表２】
0005883211.tif 000003
【０１５６】
【表３】
0005883211.tif 000004
【０１５７】
【表４】
0005883211.tif 000005
【０１５８】
【表５】
0005883211.tif 000006
【０１５９】
【表６】
0005883211.tif 000007
【０１６０】
【表７】
0005883211.tif 000008
【０１６１】
【表８】
0005883211.tif 000009
【図３】
0005883211.tif 000010
【図６】
0005883211.tif 000011
【図１】
0005883211.tif 000012
【図２】
0005883211.tif 000013
【図４】
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【図５】
0005883211.tif 000015