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WO2019151017A1 - 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法 - Google Patents

高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法 Download PDF

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WO2019151017A1
WO2019151017A1 PCT/JP2019/001664 JP2019001664W WO2019151017A1 WO 2019151017 A1 WO2019151017 A1 WO 2019151017A1 JP 2019001664 W JP2019001664 W JP 2019001664W WO 2019151017 A1 WO2019151017 A1 WO 2019151017A1
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WO
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steel sheet
temperature
less
strength
martensite
Prior art date
Application number
PCT/JP2019/001664
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English (en)
French (fr)
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誠悟 土橋
慎介 小峯
達也 中垣内
秀和 南
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
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Publication date
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    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention mainly relates to a high-strength cold-rolled steel sheet, a high-strength plated steel sheet, and a method for producing them, which are excellent in formability suitable for automobile structural members.
  • the present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet, a high-strength plated steel sheet, and a production method thereof having a tensile strength (TS) of 780 MPa or more and excellent in ductility, stretch flangeability and in-plane stability of stretch flangeability.
  • TS tensile strength
  • Patent Document 1 discloses a technique relating to a high-strength steel sheet excellent in ductility and stretch flangeability having a tensile strength of 528 to 1445 MPa and Patent Document 2 having a tensile strength of 813 to 1393 MPa.
  • Patent Document 3 discloses a technique relating to a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in stretch flangeability with a tensile strength of 1306 to 1631 MPa, in-plane stability of stretch flangeability and bendability.
  • JP 2006-104532 A Japanese Patent Publication No. 2013-51238 JP 2016-031165 A
  • Patent Documents 1 and 2 describe a structure for having excellent ductility and stretch flangeability, and manufacturing conditions for forming the structure, but the in-plane variation of the material is not taken into consideration and improved.
  • Patent Document 3 discusses the in-plane stability of stretch flangeability, but does not consider a steel sheet that achieves not only stretch flangeability but also high ductility, and in addition, cold rolling. No mention is made of steel sheets.
  • the present invention was developed in view of such circumstances, and has a high strength cold-rolled steel sheet having a tensile strength (TS) of 780 MPa or more and excellent in ductility, stretch flangeability, and in-plane stability of stretch flangeability, and high strength.
  • An object of the present invention is to obtain a strength-plated steel sheet and to provide a production method effective for the high-strength cold-rolled steel sheet and the high-strength plated steel sheet.
  • excellent ductility, that is, total elongation (El) means that the product value of TS and El is 20000 (MPa ⁇ %) or more
  • excellent stretch flangeability that is, excellent hole expandability, means that TS and hole.
  • the value of the product of the expansion ratio ( ⁇ ) is 30000 (MPa ⁇ %) or more and excellent in in-plane stability of stretch flangeability means that the standard deviation of the hole expansion ratio ( ⁇ ) in the plate width direction is 4% or less. To do.
  • the inventors have repeatedly studied to obtain a high-strength cold-rolled steel sheet having a tensile strength (TS) of 780 MPa or more and excellent in ductility, stretch flangeability and in-plane stability of stretch flangeability. Knowledge was obtained.
  • TS tensile strength
  • the ferrite fraction in the microstructure after annealing can be optimally controlled by controlling the cooling rate during the cooling process after annealing in the ferrite + austenite two-phase region. Further, in the cooling process, cooling to the martensite transformation start temperature or lower, and then raising the temperature to the upper bainite formation temperature range and soaking, the cooling stop temperature of (Ms-100 ° C) to Ms ° C and 350 to It was also found that the fraction of tempered martensite, retained austenite and martensite in the structure after annealing can be optimally controlled by controlling the second soaking temperature of 500 ° C.
  • the gist configuration of the present invention is as follows.
  • the component composition further includes, by mass%, Mo: 0.01 to 0.50%, B: 0.0001 to 0.0050%, and Cr: 0.01 to 0.50%.
  • the component composition further includes, by mass%, Ti: 0.001 to 0.100%, Nb: 0.001 to 0.050%, and V: 0.001 to 0.100%.
  • Ti 0.001 to 0.100%
  • Nb 0.001 to 0.050%
  • V 0.001 to 0.100%.
  • the component composition further includes, by mass%, Cu: 0.01 to 1.00%, Ni: 0.01 to 0.50%, As: 0.001 to 0.500%, Sb: 0 0.001 to 0.100%, Sn: 0.001 to 0.100%, Ta: 0.001 to 0.100%, Ca: 0.0001 to 0.0100%, Mg: 0.0001 to 0.0200 %, Zn: 0.001 to 0.020%, Co: 0.001 to 0.020%, Zr: 0.001 to 0.020%, and REM: 0.0001 to 0.0200%
  • the high-strength cold-rolled steel sheet according to any one of [1] to [3], which contains at least one element selected from the above.
  • a high-strength plated steel sheet comprising the high-strength cold-rolled steel sheet according to any one of [1] to [4] and a plating layer formed on the high-strength cold-rolled steel sheet.
  • a steel slab having the composition according to any one of [1] to [4] is heated to a temperature range of 1100 to 1300 ° C, and the finish rolling exit temperature is hot at 800 to 950 ° C.
  • a hot rolling process in which rolling is performed at a coiling temperature of 300 to 700 ° C. and the difference in the coiling temperature is 70 ° C. or less in the temperature distribution in the sheet width direction; and after the hot rolling process, cooling is performed at a rolling reduction of 30% or more.
  • the average cooling rate to 500 ° C is set to 10 ° C / s or more, and the martensitic transformation
  • the first soaking process is performed by cooling to a cooling stop temperature of (Ms-100 ° C.) to Ms ° C. with respect to the start temperature Ms, and at the time of cooling, the difference in cooling stop temperature is 30 ° C. or less in the temperature distribution in the plate width direction. And after the first soaking process, 350 to 500 ° C.
  • [8] A method for producing a high-strength plated steel sheet having a plating step of plating the high-strength cold-rolled steel sheet produced by the method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet according to [7].
  • the present invention it is possible to provide a high-strength cold-rolled steel sheet, a high-strength plated steel sheet, and a method for producing them having a TS of 780 MPa or more and excellent in in-plane stability of ductility, stretch flangeability and stretch flangeability. it can.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet obtained according to the method of the present invention can be improved in fuel consumption by reducing the weight of the vehicle body when applied to, for example, an automobile structural member, and has an extremely high industrial utility value.
  • % notation of the component composition means mass%.
  • C 0.060 to 0.250%
  • C is one of the basic components of steel, and contributes to the hard phase formation of tempered martensite, retained austenite and martensite in the present invention, and particularly affects the area ratio of martensite and retained austenite.
  • the mechanical properties such as strength of the steel sheet obtained are greatly influenced by the martensite fraction, shape and average size.
  • the C content is 0.060% or more, preferably 0.070% or more, and more preferably 0.080% or more.
  • the C content is 0.250% or less, preferably 0.220% or less, and more preferably 0.200% or less.
  • Si 0.50 to 1.80% Si is an important element that contributes to the formation of retained austenite by suppressing carbide formation during the bainite transformation.
  • the Si content is 0.50% or more, preferably 0.80% or more, and more preferably 1.00% or more.
  • Si content is 1.80% or less, preferably 1.60%. Or less, more preferably 1.50% or less.
  • Mn 1.00-2.80% Mn is an important element that contributes to high strength by promoting the formation of a hard phase while strengthening solid solution. Mn is an element that stabilizes austenite and contributes to the control of the fraction of the hard phase. Therefore, the Mn content necessary for this is 1.00% or more, preferably 1.30% or more, more preferably 1.50% or more. On the other hand, when Mn is excessively contained, the martensite fraction is excessively increased, the tensile strength is increased, and the stretch flangeability is decreased. Therefore, the Mn content is 2.80% or less, preferably, 2.70% or less, more preferably 2.60% or less.
  • the range of P content is 0.100% or less, preferably 0.050% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly limited, and the lower the P content, the better. However, since excessive costs are required to reduce the P content excessively, the P content is 0.0003% or more is preferable.
  • S 0.0100% or less
  • S is an element that exists as a sulfide such as MnS and lowers local deformability and lowers ductility and stretch flangeability. Therefore, the range of S content is 0.0100% or less, preferably 0.0050% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, and the lower the S content, the better. However, since excessive costs are required to reduce the S content excessively, the S content is 0.0001% or more is preferable.
  • Al 0.010 to 0.100%
  • Al is an element added as a deoxidizer in the steelmaking process.
  • the Al content needs to be 0.010% or more, preferably 0.020% or more.
  • the Al content exceeds 0.100%, defects occur on the surface and inside of the steel sheet due to an increase in inclusions such as alumina, so that the ductility is lowered. Therefore, the Al content is 0.100% or less, preferably 0.070% or less.
  • N 0.0100% or less N causes aging deterioration and forms coarse nitrides, and ductility and stretch flangeability deteriorate. Therefore, the range of N content is 0.0100% or less, preferably 0.0070% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly defined, but is preferably 0.0005% or more from the viewpoint of cost for melting.
  • the component composition of the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention may contain the following elements as optional elements.
  • the optional elements do not impair the effects of the present invention, and thus are included as inevitable impurities.
  • Mo at least one selected from 0.01 to 0.50%, B: 0.0001 to 0.0050%, and Cr: 0.01 to 0.50% Mo does not impair chemical conversion properties It is an element that contributes to increasing the strength by promoting the formation of a hard phase.
  • the Mo content is preferably 0.01% or more.
  • the Mo content is preferably in the range of 0.01 to 0.50%.
  • the B contributes to high strength by improving hardenability and facilitating the formation of a hard phase.
  • the B content is preferably 0.0001% or more. More preferably, it is 0.0003% or more.
  • the B content is preferably 0.0050% or less.
  • the Cr is an element that contributes to high strength by promoting the formation of a hard phase while strengthening solid solution.
  • the Cr content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.03% or more. If the Cr content exceeds 0.50%, excessive martensite is generated, so the Cr content is preferably 0.50% or less.
  • Ti is C that causes aging deterioration, Combines with N to form fine carbonitrides, contributing to an increase in strength.
  • the Ti content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.005% or more.
  • the Ti content is preferably 0.100% or less.
  • the Nb content is preferably 0.001% or more.
  • the Nb content is preferably 0.050% or less.
  • V combines with C and N causing aging deterioration to form fine carbonitrides, contributing to an increase in strength.
  • the V content is preferably 0.001% or more.
  • the V content is preferably 0.100% or less.
  • Cu 0.01 to 1.00%, Ni: 0.01 to 0.50%, As: 0.001 to 0.500%, Sb: 0.001 to 0.100%, Sn: 0.001 to 0.100%, Ta: 0.001 to 0.100%, Ca: 0.0001 to 0.0100%, Mg: 0.0001 to 0.0200%, Zn: 0.001 to 0.020%, Co : At least one selected from 0.001 to 0.020%, Zr: 0.001 to 0.020%, and REM: 0.0001 to 0.0200%. It is an element that contributes to high strength by promoting the generation of. In order to obtain this effect, the Cu content is preferably 0.01% or more. If the Cu content exceeds 1.00%, martensite is excessively generated and ductility is lowered, so the Cu content is preferably 1.00% or less.
  • Ni is an element contributing to high strength by improving hardenability and promoting the formation of a hard phase while strengthening solid solution.
  • the Ni content is preferably 0.01% or more. If the Ni content exceeds 0.50%, the ductility decreases due to defects on the surface and inside due to an increase in inclusions and the like, so the Ni content is preferably 0.50% or less.
  • As is an element that contributes to improving the corrosion resistance. In order to acquire this effect, it is preferable to make As content into 0.001% or more. If the As content exceeds 0.500%, the ductility decreases due to defects on the surface and inside due to an increase in inclusions and the like. Therefore, the As content is preferably 0.500% or less.
  • Sb is an element that concentrates on the surface of the steel sheet, suppresses decarburization due to nitridation and oxidation of the steel sheet surface, and suppresses a decrease in the amount of C in the surface layer, thereby promoting the formation of a hard phase and contributing to high strength. is there.
  • the Sb content is preferably 0.001% or more. If the Sb content exceeds 0.100%, segregation occurs in the steel and the toughness and ductility are reduced. Therefore, the Sb content is preferably 0.100% or less.
  • Sn is an element that concentrates on the surface of the steel sheet, suppresses decarburization due to nitriding and oxidation of the steel sheet surface, and suppresses the decrease in the amount of C in the surface layer, thereby promoting the formation of the hard phase and contributing to high strength. is there. In order to acquire this effect, it is preferable to make Sn content 0.001% or more. When Sn content exceeds 0.100%, it will segregate in steel and toughness and ductility will fall. Therefore, the Sn content is preferably 0.100% or less.
  • Ta like Ti and Nb, combines with C and N to form fine carbonitrides, contributing to an increase in strength. Furthermore, it partly dissolves in Nb carbonitride, suppresses coarsening of precipitates, and contributes to improvement of local ductility.
  • the Ta content is preferably set to 0.001% or more. On the other hand, when the Ta content exceeds 0.100%, inclusions such as carbonitrides are excessively generated, defects increase on the steel sheet surface and inside, and ductility and stretch flangeability deteriorate. Therefore, the Ta content is preferably 0.100% or less.
  • the Ca content contributes to increase in local ductility by spheroidizing sulfides.
  • the Ca content is preferably 0.0001% or more. Preferably, it is 0.0003% or more.
  • the Ca content is preferably 0.0100% or less.
  • the Mg contributes to the improvement of ductility and stretch flangeability by spheroidizing sulfides.
  • the Mg content is preferably 0.0001% or more.
  • the Mg content is preferably 0.0200% or less.
  • the Zn contributes to the improvement of ductility and stretch flangeability by spheroidizing sulfides.
  • the Zn content is preferably 0.001% or more.
  • the Zn content is preferably 0.020% or less.
  • Co contributes to the improvement of ductility and stretch flangeability by spheroidizing sulfides.
  • the Co content is preferably 0.001% or more.
  • the Co content is preferably 0.020% or less.
  • the Zr contributes to the improvement of ductility and stretch flangeability by spheroidizing sulfides.
  • the Zr content is preferably 0.001% or more.
  • the Zr content is preferably 0.020% or less.
  • the REM contributes to improvement of ductility and stretch flangeability by spheroidizing sulfides.
  • the REM content is preferably set to 0.0001% or more.
  • the REM content is preferably 0.0200% or less.
  • the remainder other than the above is Fe and inevitable impurities.
  • the steel structure of the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention has a ferrite area ratio of 50 to 80%, martensite area ratio of 8% or less, an average crystal grain size of 2.5 ⁇ m or less, and residual austenite by area ratio of 6%. to 15% and having from 3 to 40% tempered martensite at an area ratio, the area ratio f M of the martensite, the value of the ratio f M / f M + TM of the total area ratio f M + TM martensite and tempered martensite 50% or less, the width center part which is the center in the plate width direction, the end part of the plate width direction to the center of the plate width direction, 50 mm both end parts, and the center part between the width center part and both end parts.
  • the standard deviation of the crystal grain size of the site is 0.7 ⁇ m or less.
  • Tempered martensite is a massive structure in which martensite formed at the cooling stop temperature during continuous annealing is tempered by the second soaking process, and martens formed in the high temperature region of the cooling process after the second soaking process. Represents a massive structure where the site has been tempered during cooling. Since tempered martensite is a form in which carbides are precipitated in fine ferrite bases having high-density lattice defects such as dislocations, tempered martensite shows a structure similar to bainite transformation. In addition, bainite is simply defined as tempered martensite.
  • Ferrite means untransformed ferrite during annealing, ferrite formed in a temperature range of 500 to 800 ° C. during cooling after annealing, and bainitic ferrite formed by bainite transformation that occurs during second soaking. To do.
  • the ferrite fraction 50-80% in area ratio If the ferrite fraction (area ratio) is less than 50%, the elongation is lowered because there is little soft ferrite. For this reason, the ferrite fraction is 50% or more, preferably 55% or more. On the other hand, if the ferrite fraction exceeds 80%, the hardness of the hard phase increases and the hardness difference from the soft ferrite of the parent phase increases, so the stretch flangeability decreases. For this reason, the ferrite fraction is 80% or less, preferably 75% or less.
  • Martensite Area ratio: 8% or less, average grain size: 2.5 ⁇ m or less
  • the martensite fraction area ratio
  • the fraction of martensite is 8% or less, preferably 6% or less.
  • the lower limit of the martensite fraction is not particularly limited and is often 1% or more.
  • the martensite crystal form has an average crystal grain size of 2.5 ⁇ m or less, preferably 2.0 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the average crystal grain size is not particularly limited, and is preferably smaller. However, since it takes a great deal of effort to make it excessively fine, 0.1 ⁇ m or more is preferred from the viewpoint of reducing the effort.
  • Residual austenite 6 to 15% in area ratio If the retained austenite fraction (area ratio) is less than 6%, the elongation decreases. Therefore, in order to ensure good elongation, the retained austenite fraction is 6% or more. Preferably it is 8% or more. On the other hand, if the fraction of retained austenite exceeds 15%, the amount of retained austenite that undergoes martensitic transformation during punching increases, and the starting point of cracks during the hole expansion test increases, so the stretch flangeability deteriorates. The fraction of retained austenite is 15% or less. Preferably it is 13% or less.
  • Tempered martensite 3-40% in area ratio
  • the fraction (area ratio) of hard martensite it is necessary to reduce the fraction (area ratio) of hard martensite, and it is necessary to contain a certain amount of tempered martensite relative to martensite. It is. For this reason, the area ratio of tempered martensite is 3% or more, preferably 6% or more.
  • the tempered martensite fraction is 40% or less, preferably 35% or less.
  • the area ratio f M martensite because the value of the ratio f M / f M + TM of the total area ratio f M + TM martensite and tempered martensite both high ductility and stretch flangeability high strength below 50%, It is necessary to control the amount of martensite and tempered martensite in the steel structure of the steel sheet.
  • the area ratio f M of martensite if the ratio f M / f M + TM of the total area ratio f M + TM martensite and tempered martensite is more than 50%, because the martensite is present in excess, stretch flangeability is degraded . Therefore, this index is 50% or less, preferably 45% or less, more preferably 40% or less. In the present invention, this index is very closely related to stretch flangeability.
  • the lower limit of the ratio f M / f M + TM is not particularly limited, but is often 5% or more.
  • the standard deviation of the martensite crystal grain size at a total of five locations, the center of the width, 50 mm from both ends of the plate width, and the center between the width center and both ends is 0.7 ⁇ m or less. This variation is an important factor in the present invention because it affects the in-plane stability of stretch flangeability. Martensite crystal grains in a total of five locations: a width center portion which is the center in the plate width direction, 50 mm end portions from both ends in the plate width direction to the center in the plate width direction, and a center portion between the width center portion and the both end portions.
  • the standard deviation of the diameter exceeds 0.7 ⁇ m, the in-plane variation of stretch flangeability increases, so the standard deviation of the martensite crystal grain size is 0.7 ⁇ m or less, preferably 0.6 ⁇ m or less, more preferably 0. .5 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the standard deviation is not particularly limited, but is often 0.2 ⁇ m or more.
  • the thickness of the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention is not particularly limited, but is preferably 0.8 to 2.0 mm, which is a standard sheet thickness.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention can be used as a high-strength plated steel sheet having a plating layer formed on the high-strength cold-rolled steel sheet.
  • the kind of plating layer is not particularly limited.
  • Examples of the plated layer include a hot-dip plated layer (for example, hot-dip galvanized layer) and an alloyed hot-dip plated layer (for example, an alloyed hot-dip galvanized layer).
  • the production method of the present invention includes a hot rolling process, a cold rolling process, a first soaking process, and a second soaking process. Moreover, it has a plating process after a 2nd soaking process as needed. Moreover, it has an alloying process which performs an alloying process after a plating process as needed.
  • the temperature shown below means surface temperature, such as a slab and a steel plate.
  • a steel slab having the above composition is heated to a temperature range of 1100 to 1300 ° C, hot rolled at a finish rolling exit temperature of 800 to 950 ° C, and a coiling temperature of 300 to 700 ° C. And it is the process of winding up by the difference of winding temperature in the temperature distribution of a board width direction at 70 degrees C or less.
  • a steel slab having the above component composition is used as a material.
  • the steel slab is not particularly limited, and a steel slab manufactured by an arbitrary method can be used.
  • molten steel having the above-described component composition can be melted and cast by a conventional method. Melting can be performed by any method such as a converter or an electric furnace.
  • the steel slab is preferably produced by a continuous casting method in order to prevent macro segregation, but can also be produced by an ingot-making method or a thin slab casting method.
  • Steel slab heating temperature 1100-1300 ° C
  • the steel slab Prior to hot rolling, the steel slab is heated to the steel slab heating temperature.
  • Ti and Nb-based precipitates finely distributed in the structure have the effect of suppressing the recrystallization during heating in the annealing process and making the structure finer, but the precipitates present in the heating stage of the steel slab are Since it exists as a coarse precipitate in the steel plate finally obtained, the phase which comprises a structure
  • the steel slab heating temperature is less than 1100 ° C., the precipitate cannot be sufficiently dissolved in the steel.
  • the steel slab heating temperature exceeds 1300 ° C., scale loss due to an increase in the amount of oxidation increases. Therefore, the steel slab heating temperature is 1100-1300 ° C.
  • Finishing rolling delivery temperature 800-950 ° C
  • the heated steel slab is hot-rolled to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the finish rolling exit temperature is set to 800 ° C. or higher.
  • the finish rolling finish temperature exceeds 950 ° C., the crystal grain size of the hot rolled structure becomes coarse, and the strength and ductility after annealing are lowered. Therefore, the finish rolling exit temperature is set to 950 ° C. or lower.
  • the said hot rolling shall consist of rough rolling and finish rolling according to a conventional method.
  • the steel slab is made into a sheet bar by rough rolling, but when the heating temperature is lowered, the sheet bar is heated using a bar heater or the like before finish rolling from the viewpoint of preventing troubles during hot rolling. It is preferable.
  • the hot-rolled steel sheet obtained in the hot rolling step is wound into a coil shape.
  • the coiling temperature exceeds 700 ° C.
  • the crystal grain size of ferrite contained in the steel structure of the hot-rolled steel sheet increases, and it becomes difficult to ensure a desired strength after annealing. Therefore, the winding temperature is set to 700 ° C. or less.
  • the coiling temperature is less than 300 ° C.
  • the strength of the hot-rolled steel sheet increases, the rolling load in the subsequent cold rolling process increases, and the productivity decreases.
  • the winding temperature is set to 300 ° C. or higher.
  • Difference in coiling temperature in the temperature distribution in the plate width direction is 70 ° C or less If the difference in coiling temperature in the temperature distribution in the plate width direction exceeds 70 ° C, the martensite in the hot rolled structure increases at lower coiling temperatures. And the dispersion
  • the temperature distribution in the plate width direction can be confirmed with a scanning radiation thermometer.
  • the “difference in winding temperature” is the difference between the maximum value and the minimum value in the temperature distribution.
  • the temperature distribution in the plate width direction can be adjusted using, for example, an edge heater.
  • an edge heater for example, an edge heater.
  • 15 degreeC or more is preferable, when not only the effect acquired but the ease of adjustment is considered, 15 degreeC or more is preferable.
  • the cold rolling process is a process of cold rolling at a rolling reduction of 30% or more after the hot rolling process.
  • Descaling treatment (preferred conditions) The hot-rolled steel sheet after winding is rewound and subjected to cold rolling described later, but it is preferable to perform descaling prior to cold rolling.
  • the scale of the steel sheet surface layer can be removed by the descaling process.
  • pickling is preferably used as the descaling treatment.
  • pickling is preferably used.
  • pickling conditions What is necessary is just to implement according to a conventional method.
  • Cold-rolled hot-rolled steel sheet is cold-rolled to a predetermined thickness at a rolling reduction of 30% or more to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the rolling reduction is less than 30%, a difference in strain occurs between the surface layer and the inside, and when annealing is performed in the next step, there are spots in the number of grain boundaries and dislocations that become the core of reverse transformation to austenite. As a result, the particle size of martensite becomes non-uniform. Therefore, the rolling reduction of cold rolling is 30% or more, preferably 40% or more.
  • the upper limit of the cold rolling reduction ratio is not particularly specified, but is preferably 80% or less from the viewpoint of the stability of the plate shape.
  • the first soaking process means that after the cold rolling process, after heating to the first soaking temperature range of T1 temperature or more and T2 temperature or less, the average cooling rate up to 500 ° C is set to 10 ° C / s or more, and martensite transformation starts. Cooling to a cooling stop temperature of (Ms-100 ° C.) to Ms ° C. with respect to the temperature Ms point (hereinafter simply referred to as Ms), and at the time of cooling, the difference in cooling stop temperature is 30 in the temperature distribution in the plate width direction. This is a step of setting the temperature to below °C.
  • Soaking temperature T1 to T2 temperature
  • the T1 temperature defined by the following formula indicates the transformation start temperature from ferrite to austenite
  • the T2 temperature indicates the temperature at which the steel structure becomes an austenite single phase. If the temperature is lower than the soaking temperature T1, the hard phase necessary for securing the strength cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds the soaking temperature T2, the ferrite necessary for ensuring good ductility is not contained. Accordingly, the first soaking condition is set to soaking temperature T1 or more and T2 or less, and the two-phase region annealing in which ferrite and austenite are mixed is performed.
  • T1 temperature, T2 temperature, and Ms are as shown in the following formula.
  • T1 temperature (° C.) 751-27 ⁇ [% C] + 18 ⁇ [% Si] ⁇ 12 ⁇ [% Mn] ⁇ 169 ⁇ [% Al] ⁇ 6 ⁇ [% Ti] + 24 ⁇ [% Cr] ⁇ 895 ⁇ [% B]
  • T2 temperature (° C.) 937-477 ⁇ [% C] + 56 ⁇ [% Si] ⁇ 20 ⁇ [% Mn] + 198 ⁇ [% Al] + 136 ⁇ [% Ti] ⁇ 5 ⁇ [% Cr] + 3315 ⁇ [% B]
  • Ms (° C.) 539-423 ⁇ ⁇ [% C] / (1-[% ⁇ ] / 100) ⁇ ⁇ 30 ⁇ [% Mn] ⁇ 12 ⁇ [% Cr] ⁇ 18 ⁇ [% Ni] ⁇ 8 ⁇ [% Mo]
  • [% X] is the content (mass%) of the
  • Cooling condition after first soaking average cooling rate up to 500 ° C. 10 ° C./s or more
  • the average cooling rate means an average cooling rate from the first soaking temperature to 500 ° C.
  • the average cooling rate is calculated by dividing the temperature difference between the first soaking temperature and 500 ° C. by the time required for cooling from the first soaking temperature to 500 ° C.
  • the lower limit of the average cooling rate up to 500 ° C. is set to 10 ° C./s or more.
  • the average cooling rate is preferably 100 ° C./s or less in order to produce a certain amount of ferrite that contributes to ensuring ductility.
  • Cooling stop temperature (Ms-100 ° C) to Ms ° C
  • the cooling stop temperature is less than (Ms-100 ° C) with respect to the martensite transformation start temperature Ms, so the amount of martensite generated at the cooling stop temperature increases, so the amount of untransformed austenite decreases and the structure after annealing Since the amount of retained austenite decreases, ductility deteriorates.
  • the lower limit of the cooling stop temperature is (Ms-100 ° C.).
  • the cooling stop temperature exceeds Ms ° C., martensite is not generated at the cooling stop temperature, so that the tempered martensite amount cannot secure the specified amount of the present invention, and the stretch flangeability is deteriorated.
  • the cooling stop temperature is in the range of (Ms-100 ° C) to Ms ° C, preferably (Ms-90 ° C) to (Ms-10 ° C).
  • the cooling stop temperature is usually in the range of 100 to 350 ° C. in many cases.
  • the difference in cooling stop temperature is 30 ° C. or less.
  • the difference in cooling stop temperature in the temperature distribution in the plate width direction is 30 ° C. or less, preferably 25 ° C. or less, more preferably 20 ° C. or less.
  • the temperature distribution in the plate width direction can be confirmed with a scanning radiation thermometer.
  • the “difference in cooling stop temperature” is the difference between the maximum value and the minimum value in the temperature distribution.
  • the temperature distribution in the plate width direction can be adjusted using, for example, an edge heater.
  • an edge heater for example, a plate width heater
  • 2 degreeC or more is preferable.
  • the second soaking process is a process of reheating to a second soaking temperature range of 350 to 500 ° C. after the first soaking process, and at the time of reheating, It is a step of cooling to room temperature after performing a soaking process for 10 seconds or more at a difference of 30 ° C. or less.
  • Soaking temperature 350 to 500 ° C., holding (soaking) time: 10 seconds or more
  • soaking temperature 350 to 500 ° C.
  • holding (soaking) time 10 seconds or more
  • the soaking temperature in the second soaking is less than 350 ° C.
  • the tempering of martensite becomes insufficient, and the hardness difference from ferrite and martensite becomes large, so that the stretch flangeability is lowered.
  • the soaking temperature is set to 350 to 500 ° C.
  • the holding (soaking) time is less than 10 seconds, the bainite transformation does not proceed sufficiently, so that a large amount of untransformed austenite remains, and eventually martensite is excessively produced, and the stretch flangeability deteriorates. Therefore, the lower limit of the holding (soaking) time is 10 seconds. There is no particular upper limit for holding (soaking) time, but holding (soaking) time should not exceed 1500 seconds because it will not affect the subsequent steel sheet structure and mechanical properties even if the holding time exceeds 1500 seconds. Is preferred.
  • Difference in the second soaking temperature in the temperature distribution in the plate width direction is 30 ° C. or less
  • the difference in the second soaking temperature in the temperature distribution in the plate width direction is 30 ° C. or less, preferably 25 ° C. or less, more preferably 20 ° C. or less.
  • the temperature distribution in the plate width direction can be confirmed with a scanning radiation thermometer.
  • the “second soaking temperature difference” is a difference between the maximum value and the minimum value in the temperature distribution.
  • the temperature distribution in the plate width direction can be adjusted using, for example, an edge heater.
  • the difference in the second soaking temperature in the temperature distribution in the plate width direction is preferably small, but the temperature difference is preferably 2 ° C. or higher in consideration of not only the effect obtained but also the ease of adjustment.
  • the second soaking process there may be a plating process for plating the surface.
  • the type of the plating layer is not particularly limited in the present invention, the type of plating treatment is not particularly limited.
  • the plating process include a hot dip galvanizing process and a plating process in which alloying is performed after the hot dip galvanizing process.
  • Steels having the component composition shown in Table 1 (remainder components: Fe and inevitable impurities) were melted and steel slabs were produced by a continuous casting method.
  • the slab was heated under the conditions shown in Tables 2 to 4 and then subjected to rough rolling, finish rolling and cooling, and winding was performed with strictly controlled winding temperature in the width direction to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was descaled and then cold-rolled to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • the thickness of each cold-rolled steel sheet was in the range of 1.2 to 1.6 mm.
  • the cold-rolled steel sheet was heated and annealed at the soaking temperature shown in Tables 2 to 4 (first soaking temperature), and then the cooling rate was strictly controlled to 500 ° C., and the averages shown in Tables 2 to 4 were used.
  • the cooling rate was strictly controlled to 500 ° C., and the averages shown in Tables 2 to 4 were used.
  • some high-strength cold-rolled steel sheets (CR) were plated.
  • the hot dip galvanizing bath uses a zinc bath containing Al: 0.19% by mass.
  • Al contains 0.14% by mass.
  • a zinc bath was used, and the bath temperature was 465 ° C.
  • the alloying temperature of GA was 550 ° C.
  • the plating adhesion amount was 45 g / m 2 (double-sided plating) per side, and GA had an Fe concentration in the plating layer of 9% by mass or more and 12% by mass or less.
  • Tables 5 to 7 show the steel structure, yield strength, tensile strength, elongation, and hole expansion rate of each steel sheet.
  • a JIS No. 5 tensile test piece (mark distance: 50 mm, width: 25 mm) was sampled from the C direction (perpendicular to the rolling direction) of the steel sheet from the central part of the coil width after annealing, and JIS was pulled at a tensile speed of 10 mm / min.
  • the test was conducted in accordance with the provisions of Z 2241 (2011), and the yield stress (YS), tensile strength (TS), and total elongation (El) were evaluated.
  • the stretch flangeability was evaluated by a hole expansion test in accordance with JIS Z 2256 (2010). After annealing, three 100 mm square test pieces were sampled from the central part of the coil width, punched out using a 10 mm diameter punch and a die with a clearance of 12.5%, and the apex angle was 60 ° with the burr surface as the upper surface.
  • the hole expansion rate ( ⁇ ) was measured using a conical punch at a moving speed of 10 mm / min, and the average value was evaluated. The calculation formula is shown below.
  • Hole expansion ratio ⁇ (%) ⁇ (D ⁇ D 0 ) / D 0 ⁇ ⁇ 100
  • D Hole diameter when crack penetrates plate thickness
  • D 0 Initial hole diameter (10 mm)
  • the in-plane stability of stretch flangeability was obtained by collecting three 100 mm square test pieces from both ends and the center of the width of the coil after annealing, and performing a hole expansion test in the same manner as described above. A total of 9 standard deviations of the hole expansion rate ( ⁇ ) were evaluated.
  • the L direction cross section (rolling direction cross section) was mirror-polished with an alumina buff and then subjected to nital etching, and the thickness of 1/4 part was observed with an optical microscope and a scanning electron microscope (SEM). Further, in order to observe the structure inside the hard phase in more detail, a secondary electron image was observed with an in-Lens detector at a low acceleration voltage of 1 kV. At this time, the sample was mirror-polished with a diamond paste on the L cross section, then finished with colloidal silica, and etched with 3% by volume nital.
  • the reason for observing at a low acceleration voltage is to clearly capture the slight unevenness corresponding to the fine structure appearing on the sample surface due to the low concentration of nital.
  • the ratio of the area of each tissue to the observation area is regarded as the area ratio of the tissue.
  • the ferrite can be distinguished as black, and the tempered martensite can be distinguished as light gray containing fine carbides not aligned.
  • retained austenite and martensite are observed in white.
  • tissue of a retained austenite was computed by the method by X-ray diffraction mentioned later.
  • the area ratio of the martensite structure was calculated by subtracting the area ratio of retained austenite calculated by the X-ray diffraction method from the total of martensite and retained austenite in the structure image.
  • the measurement position of the area ratio of ferrite, martensite, retained austenite, and tempered martensite was the center in the width direction.
  • the area ratio of retained austenite was measured as follows. After polishing the steel plate to a thickness of 1/4 position and further polishing by 0.1 mm by chemical polishing, using the K ⁇ ray of Mo with an X-ray diffractometer, the (200) plane of fcc iron (austenite), (220) , The (311) plane, and the (200), (211), and (220) plane integrated reflection intensities of bcc iron (ferrite), and fcc relative to the integrated reflection intensity from each bcc iron (ferrite) plane.
  • the volume ratio of retained austenite was calculated from the ratio of austenite obtained from the intensity ratio of the integrated reflection intensity from each surface of iron (austenite). In the measurement, for one high-strength thin steel sheet, the volume ratio of retained austenite was calculated at three locations randomly selected at the center position in the width direction, and the average value of the obtained values was regarded as the area ratio of retained austenite.
  • the crystal grain size of martensite in the present invention was calculated by martensite observed using an SEM-EBSD (Electron Back-Scatter Diffraction) method. After the plate thickness cross section (L cross section) parallel to the rolling direction of the steel plate was polished in the same way as SEM observation, etching with 0.1% by volume nital was performed, and then the structure of the 1 ⁇ 4 part thickness was analyzed. The average grain size of the obtained data was determined using OIM Analysis from AMETEKEDAX. Each crystal grain size was defined as an average value of the length in the rolling direction (L direction) and the direction perpendicular to the rolling direction (C direction).
  • the inventive examples have high strength and are excellent in ductility, stretch flangeability, and in-plane stability of stretch flangeability.
  • any one or more of strength, ductility, stretch flangeability, and in-plane stability of stretch flangeability is inferior.

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Abstract

本発明の課題は、７８０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有し、延性、伸びフランジ性および伸びフランジ性の面内安定性に優れた高強度冷延鋼板および高強度めっき鋼板を得るとともに、それらに有効な製造方法を提供することである。　本発明の高強度冷延鋼板は、特定の成分組成と、フェライトを面積率で５０～８０％、マルテンサイトを面積率で８％以下かつ平均結晶粒径が２．５μｍ以下、残留オーステナイトを面積率で６～１５％、焼戻しマルテンサイトを面積率で３～４０％で含むとともに、マルテンサイトの面積率ｆＭと、マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率ｆＭ＋ＴＭの比ｆＭ／ｆＭ＋ＴＭの値が５０％以下であり、板幅方向の中央である幅中央部、板幅方向両端から板幅方向中央に５０ｍｍの両端部、前記幅中央部と前記両端部の間の中央部の計５箇所でのマルテンサイトの結晶粒径の標準偏差が０．７μｍ以下である鋼組織を有する。

Description

高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法
　本発明は、主に自動車の構造部材に好適な成形性に優れた高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法に関する。特に、７８０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有し、延性、伸びフランジ性および伸びフランジ性の面内安定性に優れる高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法に関する。
　近年、自動車の衝突安全性や燃費の向上に対する要求が益々高まり、高強度鋼の適用が広がっている。また、自動車用薄鋼板は、プレス加工やバーリング加工などにより自動車部品に成形されるため、優れた成形性が要求される。そのため、自動車用鋼板には、高強度を維持しつつ、優れた延性や伸びフランジ性が必要とされている。このような背景の中で、成形性に優れた様々な高強度鋼板が開発されてきた。しかしながら、高強度化のために合金元素含有量を増加させた結果、成形性、特に伸びフランジ性の面内ばらつきが生じてしまい、十分な特性を有する素材を提供できなくなるという問題がある。
　特許文献１では引張強度５２８～１４４５ＭＰａ、特許文献２では引張強度８１３～１３９３ＭＰａの延性および伸びフランジ性に優れた高強度鋼板に関する技術が開示されている。また、特許文献３では引張強度１３０６～１６３１ＭＰａの伸びフランジ性、伸びフランジ性の面内安定性および曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板に関する技術が開示されている。
特開２００６－１０４５３２号公報 特再公表２０１３－５１２３８号公報 特開２０１６－０３１１６５号公報
　特許文献１、２では、優れた延性および伸びフランジ性を有するための組織と、その組織形成のための製造条件について記述されているが、材質の面内ばらつきについては考慮されておらず、改善の余地が見られる。また、特許文献３では、伸びフランジ性の面内安定性については議論されているが、伸びフランジ性だけでなく延性も高い水準で両立する鋼板については考慮されておらず、加えて、冷延鋼板については言及されていない。
　本発明は、かかる事情を鑑み開発されたもので、７８０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有し、延性、伸びフランジ性および伸びフランジ性の面内安定性に優れた高強度冷延鋼板および高強度めっき鋼板を得るとともに、その高強度冷延鋼板および高強度めっき鋼板に有効な製造方法を提供することを目的とする。また、本発明において、延性すなわち全伸び（Ｅｌ）に優れるとは、ＴＳとＥｌの積の値が２００００（ＭＰａ×％）以上とし、伸びフランジ性すなわち穴広げ性に優れるとは、ＴＳと穴広げ率（λ）の積の値が３００００（ＭＰａ×％）以上とし、伸びフランジ性の面内安定性に優れるとは、板幅方向の穴広げ率（λ）の標準偏差が４％以下とする。
　発明者らは、７８０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有し、延性、伸びフランジ性および伸びフランジ性の面内安定性に優れた高強度冷延鋼板を得るべく検討を重ねた結果、以下の知見が得られた。
　フェライト＋オーステナイト二相域での焼鈍後の冷却過程において、冷却速度を制御することで、焼鈍後の組織中のフェライトの分率を最適制御することが可能であることを見出した。また、その冷却過程においてマルテンサイト変態開始温度以下まで冷却し、その後、上部ベイナイト生成温度域まで昇温して均熱処理する過程で、（Ｍｓ－１００℃）～Ｍｓ℃の冷却停止温度および３５０～５００℃の第２均熱温度を制御することで、焼鈍後の組織中の焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの分率を最適制御することが可能であることを併せて見出した。さらに、板幅方向の巻取温度、冷却停止温度および第２均熱温度を制御することで、伸びフランジ性の面内安定性を確保することが可能であることを併せて見出した。その結果、７８０ＭＰａ以上のＴＳを有し、延性、伸びフランジ性および伸びフランジ性の面内安定性に優れた高強度冷延鋼板を得ることが可能となった。本発明は、上記知見に基づいてなされたものである。すなわち、本発明の要旨構成は次の通りである。
　［１］質量％で、Ｃ：０．０６０～０．２５０％、Ｓｉ：０．５０～１．８０％、Ｍｎ：１．００～２．８０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ａｌ：０．０１０～０．１００％、およびＮ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、フェライトを面積率で５０～８０％、マルテンサイトを面積率で８％以下かつ平均結晶粒径が２．５μｍ以下、残留オーステナイトを面積率で６～１５％、焼戻しマルテンサイトを面積率で３～４０％で含むとともに、マルテンサイトの面積率ｆＭと、マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率ｆＭ＋ＴＭの比ｆＭ／ｆＭ＋ＴＭの値が５０％以下であり、板幅方向の中央である幅中央部、板幅方向両端から板幅方向中央に５０ｍｍの両端部、前記幅中央部と前記両端部の間の中央部の計５箇所でのマルテンサイトの結晶粒径の標準偏差が０．７μｍ以下である鋼組織を有する高強度冷延鋼板。
　［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｍｏ：０．０１～０．５０％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、およびＣｒ：０．０１～０．５０％のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する［１］に記載の高強度冷延鋼板。
　［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００１～０．１００％、Ｎｂ：０．００１～０．０５０％、およびＶ：０．００１～０．１００％のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する［１］または［２］に記載の高強度冷延鋼板。
　［４］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０１～１．００％、Ｎｉ：０．０１～０．５０％、Ａｓ：０．００１～０．５００％、Ｓｂ：０．００１～０．１００％、Ｓｎ：０．００１～０．１００％、Ｔａ：０．００１～０．１００％、Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、Ｍｇ：０．０００１～０．０２００％、Ｚｎ：０．００１～０．０２０％、Ｃｏ：０．００１～０．０２０％、Ｚｒ：０．００１～０．０２０％、およびＲＥＭ：０．０００１～０．０２００％のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する［１］～［３］のいずれか一つに記載の高強度冷延鋼板。
　［５］［１］～［４］のいずれか一つに記載の高強度冷延鋼板と、該高強度冷延鋼板上に形成されためっき層と、を有する高強度めっき鋼板。
　［６］前記めっき層は、溶融めっき層又は合金化溶融めっき層である［５］に記載の高強度めっき鋼板。
　［７］［１］～［４］のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼スラブを、１１００～１３００℃の温度域に加熱し、仕上げ圧延出側温度を８００～９５０℃で熱間圧延し、巻取温度を３００～７００℃かつ板幅方向の温度分布において巻取温度の差が７０℃以下で巻き取る熱延工程と、前記熱延工程後、３０％以上の圧下率で冷間圧延する冷延工程と、前記冷延工程後、Ｔ１温度以上Ｔ２温度以下の第１均熱温度域まで加熱した後、５００℃までの平均冷却速度を１０℃／ｓ以上として、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓに対して（Ｍｓ－１００℃）～Ｍｓ℃の冷却停止温度まで冷却し、かつ該冷却時、板幅方向の温度分布において冷却停止温度の差を３０℃以下とする第１均熱処理工程と、前記第１均熱処理工程後、３５０～５００℃の第２均熱温度域まで再加熱して、かつ再加熱時、板幅方向の温度分布において第２均熱温度の差が３０℃以下で、１０秒以上均熱処理を施した後、室温まで冷却する第２均熱処理工程を有する高強度冷延鋼板の製造方法。
ただし、
Ｍｓ（℃）＝５３９－４２３×｛［％Ｃ］/（１－［％α］/１００）｝－３０×［％Ｍｎ］－１２×［％Ｃｒ］－１８×［％Ｎｉ］－８×［％Ｍｏ］
Ｔ１温度（℃）＝７５１－２７×［％Ｃ］＋１８×［％Ｓｉ］－１２×［％Ｍｎ］－１６９×［％Ａｌ］－６×［％Ｔｉ］＋２４×［％Ｃｒ］－８９５×［％Ｂ］
Ｔ２温度（℃）＝９３７－４７７×［％Ｃ］＋５６×［％Ｓｉ］－２０×［％Ｍｎ］＋１９８×［％Ａｌ］＋１３６×［％Ｔｉ］－５×［％Ｃｒ］＋３３１５×［％Ｂ］
である。なお、上記式において［％Ｘ］は鋼板の成分元素Ｘの含有量（質量％）、［％α］は冷却中のＭｓ点到達時のフェライト分率とする。
　［８］［７］に記載の高強度冷延鋼板の製造方法で製造された高強度冷延鋼板にめっきを施すめっき工程を有する高強度めっき鋼板の製造方法。
　［９］前記めっき工程後に、合金化処理を行う合金化工程を有する［８］に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
　本発明によれば、７８０ＭＰａ以上のＴＳを有し、延性、伸びフランジ性および伸びフランジ性の面内安定性に優れる高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法を提供することができる。また、本発明の方法に従って得られた高強度冷延鋼板は、例えば、自動車構造部材に適用することによって車体軽量化による燃費改善を図ることができ、産業上の利用価値は極めて大きい。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　まず、本発明の高強度冷延鋼板の成分組成について説明する。以下の説明において、成分組成の「％」表示は質量％を意味する。
　Ｃ：０．０６０～０．２５０％
　Ｃは、鋼の基本成分の１つであり、本発明における焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの硬質相形成にも寄与し、特に、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの面積率に影響するため、重要な元素である。そして、得られる鋼板の強度等の機械的特性は、このマルテンサイトの分率、形状および平均サイズによって大きく左右される。ここで、Ｃの含有量が０．０６０％未満では必要なベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト又はマルテンサイトの分率を確保できず、鋼板の強度と伸びの良好なバランスを確保することが難しい。そこで、Ｃ含有量は０．０６０％以上であり、好ましくは０．０７０％以上であり、より好ましくは０．０８０％以上である。一方で、Ｃの含有量が０．２５０％を超えると粗大な炭化物が生成して局部延性が低下するため、延性と伸びフランジ性が低下する。従って、Ｃ含有量は０．２５０％以下であり、好ましくは０．２２０％以下であり、より好ましくは０．２００％以下である。
　Ｓｉ：０．５０～１．８０％
　Ｓｉはベイナイト変態時に炭化物生成を抑制することで、残留オーステナイトの形成に寄与する重要な元素である。必要な分率の残留オーステナイトを形成するためには、Ｓｉの含有量が０．５０％以上であり、好ましくは０．８０％以上であり、より好ましくは１．００％以上である。一方で、Ｓｉを過剰に含有させると化成処理性が低下することに加えて、固溶強化により延性が低下するため、Ｓｉの含有量は１．８０％以下であり、好ましくは１．６０％以下であり、より好ましくは１．５０％以下である。
　Ｍｎ：１．００～２．８０％
　Ｍｎは固溶強化しつつ、硬質相の生成を促進することで高強度化に寄与する重要な元素である。また、Ｍｎはオーステナイトを安定化させる元素であり、硬質相の分率制御に寄与する。そのために必要なＭｎの含有量は１．００％以上であり、好ましくは１．３０％以上であり、より好ましくは１．５０％以上である。一方、Ｍｎを過剰に含有させると、マルテンサイト分率が過剰に増加し、引張強度が上昇して伸びフランジ性が低下することから、Ｍｎ含有量は２．８０％以下であり、好ましくは、２．７０％以下であり、より好ましくは２．６０％以下である。
　Ｐ：０．１００％以下
　Ｐは含有量が０．１００％を超えると、フェライト粒界またはフェライトとマルテンサイトの相界面に偏析して、粒界を脆化させるため、耐衝撃性が劣化するとともに、局部伸びが低下し、延性および伸びフランジ性が低下する。従って、Ｐ含有量の範囲は０．１００％以下であり、好ましくは０．０５０％以下である。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されず、Ｐ含有量は少ないほど好ましいが、Ｐ含有量を過剰に低下させるには多大なコストを要するため、製造コスト等を考慮すればＰ含有量は０．０００３％以上が好ましい。
　Ｓ：０．０１００％以下
　Ｓは、ＭｎＳなどの硫化物として存在して局部変形能を低下させ、延性および伸びフランジ性を低下させる元素である。そのため、Ｓ含有量の範囲は０．０１００％以下であり、好ましくは０．００５０％以下である。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されず、Ｓ含有量は少ないほど好ましいが、Ｓ含有量を過剰に低下させるには多大なコストを要するため、製造コスト等を考慮すればＳ含有量は０．０００１％以上が好ましい。
　Ａｌ：０．０１０～０．１００％
　Ａｌは製鋼工程で脱酸剤として添加される元素である。この効果を得るにはＡｌ含有量を０．０１０％以上にする必要があり、好ましくは０．０２０％以上である。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えるとアルミナ等の介在物の増加により鋼板表面と内部に欠陥が生じるため、延性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．１００％以下であり、好ましくは０．０７０％以下である。
　Ｎ：０．０１００％以下
　Ｎは、時効劣化を引き起こすとともに粗大な窒化物を形成し、延性と伸びフランジ性が低下する。従って、Ｎ含有量の範囲は０．０１００％以下であり、好ましくは０．００７０％以下である。Ｎ含有量の下限は、特に定めないが、溶製上のコストの面から、０．０００５％以上であることが好ましい。
　本発明の高強度冷延鋼板の成分組成は、下記の元素を任意元素として含有してもよい。なお、下記の任意元素を下限値未満で含む場合、その任意元素は本発明の効果を害さないため、不可避的不純物として含まれるものとする。
　Ｍｏ：０．０１～０．５０％、Ｂ：０．０００１～０．００５０％、およびＣｒ：０．０１～０．５０％のうちから選ばれる少なくとも１種
　Ｍｏは、化成処理性を損なわずに硬質相の生成を促進することで高強度化に寄与する元素である。そのために必要なＭｏの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｏを過剰に含有させると、介在物が増加し延性および伸びフランジ性が低下する。そこで、Ｍｏ含有量は０．０１～０．５０％の範囲とすることが好ましい。
　Ｂは、焼入れ性を向上させ、硬質相を生成しやすくすることで高強度化に寄与する。この効果を得るためには、Ｂの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０００３％以上である。Ｂ含有量が０．００５０％を超えると過剰にマルテンサイトが生成して延性が低下するため、Ｂ含有量は０．００５０％以下とすることが好ましい。
　Ｃｒは固溶強化しつつ、硬質相の生成を促進することで高強度化に寄与する元素である。この効果を得るためには、Ｃｒの含有量を０．０１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０３％以上である。Ｃｒ含有量が０．５０％を超えると過剰にマルテンサイトが生成するため、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。
　Ｔｉ：０．００１～０．１００％、Ｎｂ：０．００１～０．０５０％、およびＶ：０．００１～０．１００％のうちから選ばれる少なくとも１種
　Ｔｉは、時効劣化を引き起こすＣ、Ｎと結合して微細な炭窒化物を形成し、強度上昇に寄与する。この効果を得るためには、Ｔｉの含有量を０．００１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００５％以上である。一方で、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えると、炭窒化物等の介在物が過剰に生成して延性および伸びフランジ性が低下する。従って、Ｔｉ含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。
　Ｎｂは、時効劣化を引き起こすＣ、Ｎと結合して微細な炭窒化物を形成し、強度上昇に寄与する。この効果を得るためには、Ｎｂの含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方で、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えると、炭窒化物等の介在物が過剰に生成して延性および伸びフランジ性が低下する。従って、Ｎｂ含有量は０．０５０％以下とすることが好ましい。
　Ｖは、時効劣化を引き起こすＣ、Ｎと結合して微細な炭窒化物を形成し、強度上昇に寄与する。この効果を得るためには、Ｖの含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方で、Ｖ含有量が０．１００％を超えると、炭窒化物等の介在物が過剰に生成して延性および伸びフランジ性が低下する。従って、Ｖ含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。
　Ｃｕ：０．０１～１．００％、Ｎｉ：０．０１～０．５０％、Ａｓ：０．００１～０．５００％、Ｓｂ：０．００１～０．１００％、Ｓｎ：０．００１～０．１００％、Ｔａ：０．００１～０．１００％、Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、Ｍｇ：０．０００１～０．０２００％、Ｚｎ：０．００１～０．０２０％、Ｃｏ：０．００１～０．０２０％、Ｚｒ：０．００１～０．０２０％、およびＲＥＭ：０．０００１～０．０２００％のうちから選ばれる少なくとも１種
　Ｃｕは固溶強化しつつ、硬質相の生成を促進することで高強度化に寄与する元素である。この効果を得るためには、Ｃｕの含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量が１．００％を超えると過剰にマルテンサイトが生成して延性が低下するため、Ｃｕ含有量は１．００％以下とすることが好ましい。
　Ｎｉは固溶強化しつつ、焼入れ性を向上させ、硬質相の生成を促進することで高強度化に寄与する元素である。この効果を得るためには、Ｎｉの含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｎｉ含有量が０．５０％を超えると、介在物等の増加による表面や内部の欠陥で延性が低下するため、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。
　Ａｓは耐食性を向上させるのに寄与する元素である。この効果を得るためには、Ａｓの含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ａｓ含有量が０．５００％を超えると、介在物等の増加による表面や内部の欠陥で延性が低下する。従って、Ａｓ含有量は０．５００％以下とすることが好ましい。
　Ｓｂは、鋼板表面に濃化し、鋼板表面の窒化や酸化による脱炭を抑制して表層のＣ量の低下を抑制することで、硬質相の生成を促進して高強度化に寄与する元素である。この効果を得るためには、Ｓｂの含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｓｂ含有量が０．１００％を超えると、鋼中に偏析するようになり靱性および延性が低下する。従って、Ｓｂ含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。
　Ｓｎは、鋼板表面に濃化し、鋼板表面の窒化や酸化による脱炭を抑制して表層のＣ量の低下を抑制することで、硬質相の生成を促進して高強度化に寄与する元素である。この効果を得るためには、Ｓｎの含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｓｎ含有量が０．１００％を超えると、鋼中に偏析するようになり靱性および延性が低下する。従って、Ｓｎ含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。
　Ｔａは、ＴｉやＮｂと同様に、Ｃ、Ｎと結合して微細な炭窒化物を形成し、強度上昇に寄与する。さらに、Ｎｂ炭窒化物に一部固溶し、析出物の粗大化を抑制し、局部延性の向上に寄与する。これらの効果を得るためには、Ｔａの含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方で、Ｔａ含有量が０．１００％を超えると、炭窒化物等の介在物が過剰に生成して、鋼板表面および内部で欠陥が増加し、延性および伸びフランジ性が低下する。従って、Ｔａ含有量は０．１００％以下とすることが好ましい。
　Ｃａは、硫化物を球状化して局部延性の上昇に寄与する。この効果を得るためには、Ｃａの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。好ましくは、０．０００３％以上である。一方で、Ｃａ含有量が０．０１００％を超えると、硫化物等の介在物の増加により表面と内部の欠陥が増加して延性が低下する。従って、Ｃａ含有量は０．０１００％以下とすることが好ましい。
　Ｍｇは、硫化物を球状化して延性と伸びフランジ性の向上に寄与する。この効果を得るためには、Ｍｇの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。一方で、Ｍｇ含有量が０．０２００％を超えると、硫化物等の介在物の増加により鋼板表面と内部の欠陥が増加して延性が低下する。そこで、Ｍｇ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。
　Ｚｎは、硫化物を球状化して延性と伸びフランジ性の向上に寄与する。この効果を得るためには、Ｚｎの含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方で、Ｚｎ含有量が０．０２０％を超えると、硫化物等の介在物の増加により鋼板表面と内部の欠陥が増加して延性が低下する。従って、Ｚｎ含有量は０．０２０％以下とすることが好ましい。
　Ｃｏは、硫化物を球状化して延性と伸びフランジ性の向上に寄与する。この効果を得るためには、Ｃｏの含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方で、Ｃｏ含有量が０．０２０％を超えると、硫化物等の介在物の増加により鋼板表面と内部の欠陥が増加して延性が低下する。従って、Ｃｏ含有量は０．０２０％以下とすることが好ましい。
　Ｚｒは、硫化物を球状化して延性と伸びフランジ性の向上に寄与する。この効果を得るためには、Ｚｒの含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方で、Ｚｒ含有量が０．０２０％を超えると、硫化物等の介在物の増加により鋼板表面と内部の欠陥が増加して延性が低下する。従って、Ｚｒ含有量は０．０２０％以下とすることが好ましい。
　ＲＥＭは、硫化物を球状化して延性と伸びフランジ性の向上に寄与する。この効果を得るためには、ＲＥＭの含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。一方で、ＲＥＭ含有量が０．０２００％を超えると、硫化物等の介在物の増加により鋼板表面と内部の欠陥が増加して延性が低下する。従って、ＲＥＭ含有量は０．０２００％以下とすることが好ましい。
　上記以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。
　次に、本発明の高強度冷延鋼板の鋼組織について説明する。
　本発明の高強度冷延鋼板の鋼組織は、フェライトを面積率で５０～８０％、マルテンサイトを面積率で８％以下かつ平均結晶粒径が２．５μｍ以下、残留オーステナイトを面積率で６～１５％、焼戻しマルテンサイトを面積率で３～４０％を有するとともに、マルテンサイトの面積率ｆＭと、マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率ｆＭ＋ＴＭの比ｆＭ／ｆＭ＋ＴＭの値が５０％以下であり、板幅方向の中央である幅中央部、板幅方向両端から板幅方向中央に５０ｍｍの両端部、幅中央部と両端部の間の中央部の計５箇所でのマルテンサイトの結晶粒径の標準偏差が０．７μｍ以下である。
　焼戻しマルテンサイトとは、連続焼鈍時の冷却停止温度にて生成したマルテンサイトが第２均熱処理で焼戻された塊状の組織、および、第２均熱処理後の冷却過程の高温域で生成したマルテンサイトが冷却中に焼戻された塊状の組織のことを表す。焼戻しマルテンサイトは、転位など高密度格子欠陥を有する微細なフェライト基地中に、炭化物が析出している形態なので、ベイナイト変態と類似の組織を示すため、本発明ではベイナイトと焼戻しマルテンサイトを区別せず、ベイナイトも単に焼戻しマルテンサイトと定義する。
　フェライトとは、焼鈍時の未変態のフェライト、焼鈍後の冷却中に５００～８００℃の温度領域で生成するフェライト、および第２均熱処理中に生じるベイナイト変態により生成されるベイニティックフェライトを意味する。
　フェライト：面積率で５０～８０％
　フェライトの分率（面積率）が５０％未満では、軟質なフェライトが少ないため伸びが低下する。このため、フェライトの分率は５０％以上であり、好ましくは５５％以上である。一方、フェライトの分率が８０％を超えると、硬質相の硬度が上昇し、母相の軟質なフェライトとの硬度差が増大するため、伸びフランジ性が低下する。このため、フェライトの分率は８０％以下であり、好ましくは７５％以下である。
　マルテンサイト：面積率で８％以下、平均結晶粒径が２．５μｍ以下
　良好な伸びフランジ性を確保するためには、軟質なフェライト母相と硬質相の硬度差を減少させる必要があり、硬質相の大部分を硬いマルテンサイトを占めると軟質なフェライト母相と硬質相の硬度差が大きくなってしまうため、マルテンサイトの分率（面積率）は８％以下とする必要がある。このため、マルテンサイトの分率は８％以下、好ましくは６％以下とする。なお、マルテンサイトの分率の下限は特に限定されず、１％以上となる場合が多い。
　マルテンサイトの平均結晶粒径が２．５μｍを超えると、打抜き穴広げ加工の際の亀裂の起点となりやすく、伸びフランジ性を低下させる。よって、マルテンサイトの結晶形態は、平均結晶粒径が２．５μｍ以下、好ましくは２．０μｍ以下とする。なお、平均結晶粒径の下限は特に限定されず、小さい方が好ましいが、過剰に微細にするには多大な手間が必要となるため、手間を抑える観点から０．１μｍ以上が好ましい。
　残留オーステナイト：面積率で６～１５％
　残留オーステナイトの分率（面積率）が６％未満では伸びが低下するため、良好な伸びを確保するために、残留オーステナイトの分率は６％以上とする。好ましくは８％以上である。一方、残留オーステナイトの分率が１５％を超えると、打抜き加工時にマルテンサイト変態する残留オーステナイト量が増加し、穴広げ試験時の亀裂の起点が増加することから、伸びフランジ性が劣化するため、残留オーステナイトの分率は１５％以下とする。好ましくは１３％以下とする。
　焼戻しマルテンサイト：面積率で３～４０％
　良好な伸びフランジ性を確保するためには、硬いマルテンサイトの分率（面積率）を減少させる必要があり、焼戻しマルテンサイトを、マルテンサイトに対して相対的に一定量以上含有することが必要である。このため、焼戻しマルテンサイトの面積率は３％以上、好ましくは６％以上とする。一方、焼戻しマルテンサイトの面積率が４０％を超えると、残留オーステナイトおよびフェライト分率が減少し延性が低下する。従って、焼戻しマルテンサイト分率は４０％以下、好ましくは３５％以下とする。
　マルテンサイトの面積率ｆＭと、マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率ｆＭ＋ＴＭの比ｆＭ／ｆＭ＋ＴＭの値が５０％以下
　高強度で高い延性と伸びフランジ性を両立するためには、鋼板の鋼組織中のマルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの量を制御する必要がある。マルテンサイトの面積率ｆＭと、マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率ｆＭ＋ＴＭの比ｆＭ／ｆＭ＋ＴＭが５０％超の場合、マルテンサイトが過剰に存在するため、伸びフランジ性が低下する。そのため、この指標は５０％以下、好ましくは４５％以下、より好ましくは４０％以下とする。本発明において、この指標は伸びフランジ性と非常に密接な関係がある。比ｆＭ／ｆＭ＋ＴＭの下限は特に限定されないが、５％以上になることが多い。
　幅中央部、板幅両端から５０ｍｍの両端部、幅中央部と両端部の間の中央部の計５箇所でのマルテンサイトの結晶粒径の標準偏差が０．７μｍ以下
　マルテンサイトの結晶粒径のばらつきは伸びフランジ性の面内安定性に影響を及ぼすため、本発明において重要な要素である。板幅方向の中央である幅中央部、板幅方向両端から板幅方向中央に５０ｍｍの両端部、前記幅中央部と前記両端部の間の中央部の計５箇所でのマルテンサイトの結晶粒径の標準偏差が０．７μｍを超えると、伸びフランジ性の面内ばらつきが大きくなるため、マルテンサイトの結晶粒径の標準偏差は０．７μｍ以下、好ましくは０．６μｍ以下、より好ましくは０．５μｍ以下とする。上記標準偏差の下限は特に限定されないが、０．２μｍ以上になることが多い。
　本発明の高強度冷延鋼板の板厚は特に限定されないが、標準的な薄板の板厚である０．８～２．０ｍｍとすることが好ましい。
　本発明の高強度冷延鋼板は、該高強度冷延鋼板上に形成されためっき層を有する高強度めっき鋼板として用いることができる。めっき層の種類は特に限定されない。めっき層としては、溶融めっき層（例えば、溶融亜鉛めっき層）、合金化溶融めっき層（例えば、合金化溶融亜鉛めっき層）が挙げられる。
　次に、本発明の高強度冷延鋼板の製造方法について説明する。本発明の製造方法は、熱延工程と、冷延工程と、第１均熱処理工程と、第２均熱処理工程を有する。また、必要に応じて、第２均熱処理工程後にめっき工程を有する。また、必要に応じて、めっき工程後に合金化処理を行う合金化工程を有する。以下に示す温度は、スラブ、鋼板等の表面温度を意味する。
　熱延工程とは、上記成分組成を有する鋼スラブを、１１００～１３００℃の温度域に加熱し、仕上げ圧延出側温度を８００～９５０℃で熱間圧延し、巻取温度を３００～７００℃かつ板幅方向の温度分布において巻取温度の差が７０℃以下で巻き取る工程である。
　本発明においては、上記成分組成を有する鋼スラブを素材として使用する。鋼スラブとしては、特に限定されることなく、任意の方法で製造したものを用いることができる。例えば、上記した成分組成を有する溶鋼を常法により溶製し、鋳造して製造することができる。溶製は、転炉、電気炉等、任意の方法により行うことができる。また、鋼スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造することが好ましいが、造塊法や薄スラブ鋳造法などにより製造することも可能である。
　鋼スラブ加熱温度：１１００～１３００℃
　熱間圧延に先立って、上記鋼スラブを鋼スラブ加熱温度まで加熱する。組織中に微細に分布したＴｉ、Ｎｂ系析出物は焼鈍過程の加熱時の再結晶を抑制して組織を微細化する効果があるが、鋼スラブの加熱段階で存在している析出物は、最終的に得られる鋼板内では粗大な析出物として存在するため、組織を構成する相が全体的に粗大となり、伸びフランジ性が低下する。したがって、鋳造時に析出したＴｉ、Ｎｂ系析出物を加熱によって再溶解させる必要がある。鋼スラブ加熱温度が１１００℃未満では析出物を鋼中に十分に溶解させることはできない。一方、鋼スラブ加熱温度が１３００℃を超えると酸化量の増加によるスケールロスが増大する。そのため、鋼スラブ加熱温度は１１００～１３００℃とする。
　なお、上記加熱工程においては、鋼スラブを製造した後、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいは、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
　仕上げ圧延出側温度：８００～９５０℃
　次いで、加熱された鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板とする。この熱間圧延工程では、鋼板内の組織均一化、材質の異方性低減により、焼鈍後の伸びおよび伸びフランジ性を向上させるため、オーステナイト単相域にて熱間圧延を終了する必要がある。そのため、仕上げ圧延出側温度は８００℃以上とする。一方、仕上げ圧延終了温度が９５０℃超えでは熱延組織の結晶粒径が粗大になり、焼鈍後の強度と延性が低下する。そのため、仕上げ圧延出側温度は９５０℃以下とする。
　なお、上記熱間圧延は、常法に従って、粗圧延と仕上げ圧延とからなるものとすることができる。鋼スラブは粗圧延によりシートバーとされるが、加熱温度を低めにした場合等において、熱間圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーターなどを用いてシートバーを加熱することが好ましい。
　巻取温度：３００～７００℃
　次いで、上記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板をコイル状に巻き取る。その際、巻取温度が７００℃を超えると、熱延鋼板の鋼組織に含まれるフェライトの結晶粒径が大きくなり、焼鈍後に所望の強度を確保することが困難となる。そのため、巻取温度は７００℃以下とする。一方、巻取温度が３００℃未満では、熱延鋼板の強度が上昇し、後続の冷間圧延工程における圧延負荷が増大し、生産性が低下する。また、マルテンサイトを主体とする硬質な熱延鋼板に冷間圧延を施すと、マルテンサイトの旧オーステナイト粒界に沿った微小な内部割れ（脆性割れ）が生じやすく、焼鈍板の延性および伸びフランジ性が低下する。そのため、巻取温度は３００℃以上とする。
　板幅方向の温度分布において巻取温度の差が７０℃以下
　板幅方向の温度分布において巻取温度の差が７０℃を超えると、巻取温度が低いところで熱延組織中のマルテンサイトが増加し、焼鈍後のマルテンサイトの結晶粒径のばらつきが大きくなってしまう。したがって、板幅方向の温度分布において巻取温度の差は７０℃以下、好ましくは６０℃以下、より好ましくは５０℃以下とする。ここで、板幅方向の温度分布は、走査式放射温度計で確認することができる。「巻取温度の差」とは、上記温度分布における最大値と最小値の差である。また、板幅方向の温度分布の調整は、例えば、エッジヒーターを用いて調整できる。なお、板幅方向の温度分布における上記巻取温度の差は小さい方が好ましいが、得られる効果のみならず調整の容易性を考慮すると、巻取温度差は、１５℃以上が好ましい。
　冷延工程とは、熱延工程後、３０％以上の圧下率で冷間圧延する工程である。
　脱スケール処理（好適条件）
　上記巻取り後の熱延鋼板は、巻き戻して後述する冷間圧延に供されるが、冷間圧延に先だって、脱スケール処理を行うことが好ましい。脱スケール処理により、鋼板表層のスケールを除去することができる。脱スケール処理としては、酸洗や研削など任意の方法を用いることができるが、酸洗を用いることが好ましい。酸洗条件に特別な制限はなく、常法に従って実施すればよい。
　３０％以上の圧下率で冷間圧延
　熱延鋼板を所定の板厚に冷間圧延し、冷延鋼板を得る。ここで、圧下率が３０％に満たない場合には、表層と内部にひずみの差が生じ、次工程の焼鈍時において、オーステナイトへの逆変態の核となる粒界や転位の数に斑が生じてしまい、その結果、マルテンサイトの粒径の不均一を招く。したがって、冷間圧延の圧下率は３０％以上、好ましくは４０％以上とする。冷間圧延の圧下率に上限は特に規定しないが、板形状の安定性などの観点から８０％以下とすることが好ましい。
　第１均熱処理工程とは、冷延工程後、Ｔ１温度以上Ｔ２温度以下の第１均熱温度域まで加熱した後、５００℃までの平均冷却速度を１０℃／ｓ以上として、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ点（以下、単にＭｓという。）に対して（Ｍｓ－１００℃）～Ｍｓ℃の冷却停止温度まで冷却し、かつ該冷却時、板幅方向の温度分布において冷却停止温度の差を３０℃以下とする工程である。
　均熱温度：Ｔ１～Ｔ２温度
　下記式で規定されたＴ１温度はフェライトからオーステナイトへの変態開始温度を示し、Ｔ２温度は鋼組織がオーステナイト単相になる温度を示す。均熱温度Ｔ１温度未満では、強度確保のために必要な硬質相が得られない。一方、均熱温度Ｔ２温度超では、良好な延性確保のために必要なフェライトを含有しない。従って、第１均熱処理条件を均熱温度Ｔ１以上Ｔ２以下とし、フェライトとオーステナイトが混在する二相域焼鈍を実施する。
　Ｔ１温度、Ｔ２温度およびＭｓは、下記式に示す通りである。
Ｔ１温度（℃）＝７５１－２７×［％Ｃ］＋１８×［％Ｓｉ］－１２×［％Ｍｎ］－１６９×［％Ａｌ］－６×［％Ｔｉ］＋２４×［％Ｃｒ］－８９５×［％Ｂ］
Ｔ２温度（℃）＝９３７－４７７×［％Ｃ］＋５６×［％Ｓｉ］－２０×［％Ｍｎ］＋１９８×［％Ａｌ］＋１３６×［％Ｔｉ］－５×［％Ｃｒ］＋３３１５×［％Ｂ］
Ｍｓ（℃）＝５３９－４２３×｛［％Ｃ］/（１－［％α］/１００）｝－３０×［％Ｍｎ］－１２×［％Ｃｒ］－１８×［％Ｎｉ］－８×［％Ｍｏ］
　なお、上記式において［％Ｘ］は鋼板の成分元素Ｘの含有量（質量％）、［％α］は冷却中のＭｓ点到達時のフェライト分率とする。また、Ｍｓ点に関する上記式は、Ａｎｄｒｅｗｓの式（Ｋ．Ｗ．Ａｎｄｒｅｗｓ ： Ｊ.Ｉｒｏｎ Ｓｔｅｅｌ Ｉｎｓｔ., ２０３ （１９６５）, ７２１.）に基づくものである。冷却中のＭｓ点到達時のフェライト分率はフォーマスター試験で確認することができる。
　第１均熱後の冷却条件：５００℃までの平均冷却速度１０℃／ｓ以上
　平均冷却速度は、第１均熱温度から５００℃までの平均の冷却速度を意味する。平均冷却速度は、第１均熱温度と５００℃との温度差を、第１均熱温度から５００℃までの冷却に要した時間で除して算出する。
　伸びフランジ性を確保するために所定の分率の焼戻しマルテンサイトを生成させる必要がある。後述する第２均熱処理工程において焼戻しマルテンサイトを生成させるためには、この第１均熱後の冷却において、マルテンサイト変態開始温度以下まで冷却する必要がある。しかしながら、第１均熱温度から５００℃までの平均冷却速度が１０℃／ｓ未満であると、冷却中にフェライトが過剰に生成し、強度が低下する。そのため、第１均熱後の冷却条件は、５００℃までの平均冷却速度の下限を１０℃／ｓ以上とする。一方、５００℃までの平均冷却速度の上限は特にないが、延性確保に寄与するフェライトを一定量生成するために、平均冷却速度は１００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
　冷却停止温度：（Ｍｓ－１００℃）～Ｍｓ℃
　マルテンサイト変態開始温度Ｍｓに対して、冷却停止温度が（Ｍｓ－１００℃）未満の場合、冷却停止温度で生成するマルテンサイト量が増加するため未変態オーステナイト量が減少し、焼鈍後の組織中の残留オーステナイト量が減少するため、延性が低下してしまう。このため、冷却停止温度の下限は（Ｍｓ－１００℃）とする。また、冷却停止温度がＭｓ℃を超える場合、冷却停止温度でマルテンサイトが生成しないため、焼戻しマルテンサイト量が本発明の規定量を確保できなくなり、伸びフランジ性が低下する。このため、冷却停止温度の上限はＭｓ℃とする。従って、冷却停止温度は（Ｍｓ－１００℃）～Ｍｓ℃、好ましくは（Ｍｓ－９０℃）～（Ｍｓ－１０℃）の範囲とする。なお、冷却停止温度は、通常、１００～３５０℃の範囲内であることが多い。
　板幅方向の温度分布において冷却停止温度の差が３０℃以下
　板幅方向の温度分布において冷却停止温度の差が３０℃を超えて低くなると、冷却停止温度が低いところで焼鈍後組織中の焼戻しマルテンサイト量が増加し、板幅方向で穴広げ率（λ）の差が大きくなってしまう。したがって、板幅方向の温度分布において冷却停止温度の差は３０℃以下、好ましくは２５℃以下、より好ましくは２０℃以下とする。ここで、板幅方向の温度分布は、走査式放射温度計で確認することができる。「冷却停止温度の差」とは、上記温度分布における最大値と最小値の差である。また、板幅方向の温度分布の調整は、例えば、エッジヒーターを用いて調整できる。なお、板幅方向の温度分布における上記冷却停止温度の差は小さい方が好ましいが、得られる効果のみならず調整の容易性を考慮すると、巻取温度差は、２℃以上が好ましい。
　第２均熱処理工程とは、第１均熱処理工程後、３５０～５００℃の第２均熱温度域まで再加熱して、かつ再加熱時、板幅方向の温度分布において第２均熱温度の差が３０℃以下で、１０秒以上均熱処理を施した後、室温まで冷却する工程である。
　均熱温度：３５０～５００℃、保持（均熱）時間：１０秒以上
　冷却途中に生成したマルテンサイトを焼戻すことで焼戻しマルテンサイトとすることと、未変態のオーステナイトをベイナイト変態させ、残留オーステナイトを鋼組織中に生成させることのために、第１均熱処理工程の冷却後に再度加熱し、第２均熱処理として３５０～５００℃の温度域で１０秒以上保持する。この第２均熱処理での均熱温度が３５０℃未満ではマルテンサイトの焼戻しが不十分となり、フェライトおよびマルテンサイトとの硬度差が大きくなるため、伸びフランジ性が低下する。一方、５００℃を超えるとパーライトが過剰に生成するため、強度が低下する。そのため、均熱温度は３５０～５００℃とする。
　また、保持（均熱）時間が１０秒未満ではベイナイト変態が十分に進行しないため、未変態のオーステナイトが多く残り、最終的にマルテンサイトが過剰に生成してしまい、伸びフランジ性が低下する。このため、保持（均熱）時間の下限は１０秒とする。保持（均熱）時間の上限は特にないが、１５００秒を超えて保持させたとしても、その後の鋼板組織や機械的性質に影響しないため、保持（均熱）時間は１５００秒以内とすることが好ましい。
　板幅方向の温度分布において第２均熱温度の差が３０℃以下
　板幅方向の温度分布において第２均熱温度の差が３０℃を超えて低くなると、板幅方向でベイナイト変態の進行度に差が生じ、残留γ量に差が生じるため、板幅方向で延性と伸びフランジ性の差が大きくなってしまう。したがって、板幅方向の温度分布において第２均熱温度の差は３０℃以下、好ましくは２５℃以下、より好ましくは２０℃以下とする。ここで、板幅方向の温度分布は、走査式放射温度計で確認することができる。「第２均熱温度の差」とは、上記温度分布における最大値と最小値の差である。また、板幅方向の温度分布の調整は、例えば、エッジヒーターを用いて調整できる。なお、板幅方向の温度分布における上記第２均熱温度の差は小さい方が好ましいが、得られる効果のみならず調整の容易性を考慮すると、上記温度差は、２℃以上が好ましい。
　上記第２均熱処理工程後に、表面にめっき処理を施すめっき工程を有してもよい。上記の通り、本発明においてめっき層の種類は特に限定されないため、めっき処理の種類も特に限定されない。めっき処理としては、例えば、溶融亜鉛めっき処理や、該溶融亜鉛めっき処理後に合金化を行うめっき処理等が挙げられる。
　表１に示す成分組成の鋼（残部成分：Ｆｅおよび不可避的不純物）を溶製し、連続鋳造法により鋼スラブを製造した。このスラブを表２～表４に示す条件で、加熱後、粗圧延を施し、仕上げ圧延して冷却し、幅方向の巻取温度を厳密に制御して巻取り、熱延鋼板とした。得られた熱延鋼板を脱スケール処理後、冷間圧延を施し、冷延鋼板とした。ここで、各冷延鋼板の板厚は１．２～１．６ｍｍの範囲内とした。その後、冷延鋼板を加熱し、表２～表４に示す均熱温度（第１均熱温度）で焼鈍した後、５００℃まで冷却速度を厳密に制御して表２～表４に示す平均冷却速度で冷却して、幅方向の冷却停止温度分布を厳密に制御して表２～表４に示す冷却停止温度で冷却を停止した後、直ちに加熱し、幅方向の第２均熱温度分布を厳密に制御して表２～表４に示す第２均熱温度および第２保持時間で均熱処理をした後、室温まで冷却した。さらに、一部の高強度冷延鋼板（ＣＲ）にめっき処理を施した。溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）の場合、溶融亜鉛めっき浴は、Ａｌ：０．１９質量％含有亜鉛浴を使用し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）の場合、Ａｌ：０．１４質量％含有亜鉛浴を使用し、浴温はいずれも４６５℃とした。なお、ＧＡの合金化温度は５５０℃とした。また、めっき付着量は片面あたり４５ｇ/ｍ2（両面めっき）とし、ＧＡは、めっき層中のＦｅ濃度を９質量％以上１２質量％以下とした。
　表５～７に各鋼板の鋼組織と降伏強度、引張強度、伸び、穴広げ率の測定結果を示す。
　引張試験は、焼鈍後コイルの幅中央部より鋼板のＣ方向（圧延方向と垂直）よりＪＩＳ５号引張試験片（標点距離：５０ｍｍ、幅：２５ｍｍ）を採取し、引張速度１０ｍｍ／ｍｉｎでＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）の規定に準拠して実施し、降伏応力（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を評価した。
　伸びフランジ性は、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６（２０１０）の規定に準拠した穴広げ試験により評価した。焼鈍後コイルの幅中央部より、１００ｍｍ角の試験片を３枚採取し、１０ｍｍ径のパンチおよびクリアランス：１２．５％となるダイスを用いて打ち抜き、バリ面を上面にして頂角６０°の円錐ポンチを用いて移動速度１０ｍｍ／ｍｉｎで実施して穴広げ率（λ）を測定し、その平均値を評価した。計算式は下記に示す。
穴広げ率λ（％）＝｛（Ｄ－Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
Ｄ：亀裂が板厚を貫通した時の穴径、Ｄ０：初期穴径（１０ｍｍ）
　また、伸びフランジ性の面内安定性は焼鈍後のコイルの両端部、幅中央部よりそれぞれ１００ｍｍ角の試験片を３枚ずつ採取し、上記と同様に穴広げ試験を実施し、得られた計９の穴広げ率（λ）の標準偏差を評価した。
　鋼組織観察は、Ｌ方向断面（圧延方向断面）をアルミナバフで鏡面研磨後ナイタールエッチングを行い、光学顕微鏡と走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で板厚１／４部を観察した。さらに、硬質相内部の組織をより詳細に観察するために、１ｋＶの低加速電圧で二次電子像をｉｎ－Ｌｅｎｓ検出器で観察した。この際、試料はＬ断面をダイヤモンドペーストで鏡面研磨した後、コロイダルシリカで仕上げ研磨を施し、３体積％ナイタールによるエッチングを実施した。ここで、低加速電圧で観察する理由は、濃度の薄いナイタールにより試料表面に現出した微細組織に対応するわずかな凹凸を明瞭に捉えるためである。各組織について、１８μｍ×２４μｍの領域で５視野観察し、得られた組織画像を、日鉄住金テクノロジー株式会社の粒子解析ｖｅｒ．３を用いて、構成相の面積率をそれぞれ５視野で算出し、それらの値を平均した。なお、本発明では観察面積に占める各組織の面積の割合を、組織の面積率とみなした。前記組織画像データにおいて、フェライトは黒色、焼戻しマルテンサイトは微細な方位の揃っていない炭化物を含む明灰色として区別できる。また、組織画像データにおいて、残留オーステナイトおよびマルテンサイトは白色で観察される。ここで、残留オーステナイトの組織の面積率は後述するＸ線回折による方法で算出した。マルテンサイトの組織の面積率は、上記組織画像に占めるマルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計から、Ｘ線回折による方法で算出した残留オーステナイトの面積率を差し引くことで算出した。フェライト、マルテンサイト、残留オーステナイト、および焼戻しマルテンサイトの面積率の測定位置は、幅方向中央部とした。
　残留オーステナイトの面積率の測定は次のように行った。鋼板を板厚１／４位置まで研磨後、化学研磨により更に０．１ｍｍ研磨した面について、Ｘ線回折装置でＭｏのＫα線を用い、ｆｃｃ鉄（オーステナイト）の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面と、ｂｃｃ鉄（フェライト）の（２００）面、（２１１）面、（２２０）面の積分反射強度を測定し、ｂｃｃ鉄（フェライト）各面からの積分反射強度に対するｆｃｃ鉄（オーステナイト）各面からの積分反射強度の強度比から求めたオーステナイトの割合によって、残留オーステナイトの体積率を算出した。測定は、１つの高強度薄鋼板について、幅方向中央位置で無作為に選択した３カ所で残留オーステナイトの体積率を算出し、得られた値の平均値を残留オーステナイトの面積率とみなした。
　本発明におけるマルテンサイトの結晶粒径は、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ（ＥｌｅｃｔｒｏｎＢａｃｋ－Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ；電子線後方散乱回折）法を用いて観察したマルテンサイトにより算出した。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）をＳＥＭ観察と同様の研磨を施した後、０．１体積％ナイタールによるエッチングを実施し、ついで板厚１／４部の組織を解析し、得られたデータを、ＡＭＥＴＥＫＥＤＡＸ社のＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓを用いて、平均結晶粒径を求めた。個々の結晶粒径は圧延方向（Ｌ方向）と、圧延方向に垂直な方向（Ｃ方向）の長さの平均値とした。また、板幅中央部、両端部から５０ｍｍ部、幅中央部と両端部の間の中央部の計５箇所でそれぞれ組織観察を実施し、得られた個々のマルテンサイトの結晶粒径を用いて、マルテンサイトの結晶粒径の標準偏差を算出した。
　以上の評価において、ＴＳが７８０ＭＰａ以上であれば高強度、ＴＳ×Ｅｌが２００００ＭＰａ・％以上であれば延性に優れる、ＴＳ×穴広げ率（λ）が３００００ＭＰａ・％以上であれば伸びフランジ性に優れる、穴広げ率（λ）の標準偏差が４％以下であれば伸びフランジ性の面内安定性に優れると評価した。
　表５～７によれば、本発明例（適合鋼）は、高強度であり、延性および伸びフランジ性、伸びフランジ性の面内安定性に優れている。一方、比較例（比較鋼）では、強度、延性、伸びフランジ性、および伸びフランジ性の面内安定性のいずれか一つ以上が劣っている。
　以上、本発明の実施の形態について説明したが、本発明は、本実施の形態による本発明の開示の一部をなす記述により限定されるものではない。すなわち、本実施の形態に基づいて当業者等によりなされる他の実施の形態、実施例及び運用技術などは全て本発明の範疇に含まれる。例えば、上記した製造方法における一連の熱処理においては、熱履歴条件さえ満足すれば、鋼板に熱処理を施す設備等は特に限定されるものではない。
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Claims (9)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０６０～０．２５０％、
    Ｓｉ：０．５０～１．８０％、
    Ｍｎ：１．００～２．８０％、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０１００％以下、
    Ａｌ：０．０１０～０．１００％、および
    Ｎ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    　フェライトを面積率で５０～８０％、マルテンサイトを面積率で８％以下かつ平均結晶粒径が２．５μｍ以下、残留オーステナイトを面積率で６～１５％、焼戻しマルテンサイトを面積率で３～４０％で含むとともに、マルテンサイトの面積率ｆＭと、マルテンサイトと焼戻しマルテンサイトの合計面積率ｆＭ＋ＴＭの比ｆＭ／ｆＭ＋ＴＭの値が５０％以下であり、板幅方向の中央である幅中央部、板幅方向両端から板幅方向中央に５０ｍｍの両端部、前記幅中央部と前記両端部の間の中央部の計５箇所でのマルテンサイトの結晶粒径の標準偏差が０．７μｍ以下である鋼組織を有する高強度冷延鋼板。
  2. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｍｏ：０．０１～０．５０％、
    Ｂ：０．０００１～０．００５０％、および
    Ｃｒ：０．０１～０．５０％のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
  3. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．００１～０．１００％、
    Ｎｂ：０．００１～０．０５０％、および
    Ｖ：０．００１～０．１００％のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。
  4. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｃｕ：０．０１～１．００％、
    Ｎｉ：０．０１～０．５０％、
    Ａｓ：０．００１～０．５００％、
    Ｓｂ：０．００１～０．１００％、
    Ｓｎ：０．００１～０．１００％、
    Ｔａ：０．００１～０．１００％、
    Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
    Ｍｇ：０．０００１～０．０２００％、
    Ｚｎ：０．００１～０．０２０％、
    Ｃｏ：０．００１～０．０２０％、
    Ｚｒ：０．００１～０．０２０％、および
    ＲＥＭ：０．０００１～０．０２００％のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する請求項１～３のいずれか一項に記載の高強度冷延鋼板。
  5. 　請求項１～４のいずれか一項に記載の高強度冷延鋼板と、該高強度冷延鋼板上に形成されためっき層と、を有する高強度めっき鋼板。
  6. 　前記めっき層は、溶融めっき層又は合金化溶融めっき層である請求項５に記載の高強度めっき鋼板。
  7. 　請求項１～４のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼スラブを、１１００～１３００℃の温度域に加熱し、仕上げ圧延出側温度を８００～９５０℃で熱間圧延し、巻取温度を３００～７００℃かつ板幅方向の温度分布において巻取温度の差が７０℃以下で巻き取る熱延工程と、
    　前記熱延工程後、３０％以上の圧下率で冷間圧延する冷延工程と、
    　前記冷延工程後、Ｔ１温度以上Ｔ２温度以下の第１均熱温度域まで加熱した後、５００℃までの平均冷却速度を１０℃／ｓ以上として、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓに対して（Ｍｓ－１００℃）～Ｍｓ℃の冷却停止温度まで冷却し、かつ該冷却時、板幅方向の温度分布において冷却停止温度の差を３０℃以下とする第１均熱処理工程と、
    　前記第１均熱処理工程後、３５０～５００℃の第２均熱温度域まで再加熱して、かつ再加熱時、板幅方向の温度分布において第２均熱温度の差が３０℃以下で、１０秒以上均熱処理を施した後、室温まで冷却する第２均熱処理工程を有する高強度冷延鋼板の製造方法。
    ただし、
    Ｍｓ（℃）＝５３９－４２３×｛［％Ｃ］/（１－［％α］/１００）｝－３０×［％Ｍｎ］－１２×［％Ｃｒ］－１８×［％Ｎｉ］－８×［％Ｍｏ］
    Ｔ１温度（℃）＝７５１－２７×［％Ｃ］＋１８×［％Ｓｉ］－１２×［％Ｍｎ］－１６９×［％Ａｌ］－６×［％Ｔｉ］＋２４×［％Ｃｒ］－８９５×［％Ｂ］
    Ｔ２温度（℃）＝９３７－４７７×［％Ｃ］＋５６×［％Ｓｉ］－２０×［％Ｍｎ］＋１９８×［％Ａｌ］＋１３６×［％Ｔｉ］－５×［％Ｃｒ］＋３３１５×［％Ｂ］
    である。なお、上記式において［％Ｘ］は鋼板の成分元素Ｘの含有量（質量％）、［％α］は冷却中のＭｓ点到達時のフェライト分率とする。
  8. 　請求項７に記載の高強度冷延鋼板の製造方法で製造された高強度冷延鋼板にめっきを施すめっき工程を有する高強度めっき鋼板の製造方法。
  9. 　前記めっき工程後に、合金化処理を行う合金化工程を有する請求項８に記載の高強度めっき鋼板の製造方法。
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