JP5991450B1 - 高強度冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

従来技術の問題点を解消し、複数の特性（降伏比、強度、伸び、穴広げ性、耐遅れ破壊特性）を兼備する高強度冷延鋼板及びその製造方法を提供する。特定の成分組成を有し、平均結晶粒径が２μｍ以下のフェライトを体積分率で１０〜２５％、残留オーステナイトを体積分率で５〜２０％、平均結晶粒径が２μｍ以下のマルテンサイトを体積分率で５％〜１５％以下を含有し、残部が平均結晶粒径５μｍ以下のベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを含む複合組織であり、フェライト以外の硬質相の体積分率（Ｖ１）と焼戻しマルテンサイトの体積分率（Ｖ２）の関係が下記の式（１）の条件を満たすミクロ組織を有することを特徴とする高強度冷延鋼板。０．３５≦Ｖ２／Ｖ１≦０．７５ 式（１）

Description

本発明は、高強度冷延鋼板およびその製造方法に関する。本発明の引張強さ（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板は、特に自動車などの構造部品の素材として好適である。

なお、本明細書において、降伏比（ＹＲ）とは、引張強さ（ＴＳ）に対する降伏応力（ＹＳ）の比を示す値であり、ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳで表される。

近年、環境問題の高まりからＣＯ_２排出規制が厳格化しており、自動車分野においては、ＣＯ_２排出量削減のために、燃費向上に向けた車体の軽量化が課題となっている。この課題を解決するために、自動車部品へ適用される高強度鋼板の薄肉化が進められている。例えば、薄肉化された、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上の鋼板の適用が進められている。

ところで、自動車の構造用部材や補強用部材に使用される高強度鋼板は成形性に優れることが要求される。特に、複雑形状を有する部品の成形には、伸びや穴広げ性といった個別の特性が優れているだけでなく、複数の特性が優れていることが求められる。さらに、自動車の構造用部材や補強用部材に使用される高強度鋼板には、優れた衝突吸収エネルギー特性を有することが求められる。衝突吸収エネルギー特性を向上させるためには降伏比を高めることが有効であり、降伏比を高めれば、低い変形量であっても効率よく衝突エネルギーを吸収させることが可能である。なお、降伏比（ＹＲ）とは、引張強さ（ＴＳ）に対する降伏応力（ＹＳ）の比を示す値であり、ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳで表される。

また、１１８０ＭＰａ以上の鋼板では、使用環境から侵入する水素によって遅れ破壊（水素脆化）の問題が生じる場合がある。そのため、１１８０ＭＰａ以上の鋼板は、プレス成形性と耐遅れ破壊特性に優れることが求められる。

従来、成形性と高強度を兼ね備えた高強度薄鋼板として、フェライト・マルテンサイト組織のデュアルフェーズ鋼（ＤＰ鋼）が知られている。例えば、特許文献１では、焼戻しマルテンサイトのセメンタイト粒子の分布状態を制御することで、伸びと伸びフランジ性のバランスを向上させる技術が開示されている。また、成形性と耐遅れ破壊特性に優れた鋼板として、特許文献２では焼戻しマルテンサイト中の析出物の分布状態を制御した鋼板が開示されている。

また、高強度と優れた延性を兼ね備えた鋼板として、残留オーステナイトを含有したＴＲＩＰ鋼板が挙げられる。このＴＲＩＰ鋼板がマルテンサイト変態開始温度以上の温度で加工変形されると、応力によって残留オーステナイトがマルテンサイトに誘起変態して大きな伸びが得られる。

しかし、このＴＲＩＰ鋼板では、打抜き加工時に残留オーステナイトがマルテンサイトに変態することで、フェライトとの界面にクラックが発生し、穴広げ性に劣る欠点がある。

そこで、特許文献３では、面積率で６０％以上のベイニティックフェライトおよび２０％以下のポリゴナルなフェライトを含有することで伸びと伸びフランジ性を向上させたＴＲＩＰ鋼板が開示されている。また、特許文献４ではフェライト、ベイニティックフェライト、マルテンサイトの体積分率を制御することで、耐水素脆化特性に優れたＴＲＩＰ鋼板が開示されている。

特開２０１１−５２２９５号公報 特許４７１２８３８号公報 特許４４１１２２１号公報 特許４８６８７７１号公報

しかしながら、一般的にＤＰ鋼は、マルテンサイト変態時にフェライト中に可動転位が導入されるため低降伏比となり、衝突吸収エネルギー特性が低くなってしまう。特許文献１に関しては、焼戻し温度を高くすることで穴広げ性を高めているが、強度に対して伸びが不十分である。特許文献２の鋼板も強度に対して伸びが不十分であり、成形性に劣る。

また、残留オーステナイトを活用した鋼板においても、特許文献３の鋼板は、ＹＲが低いため衝突吸収エネルギー特性が低く、かつ、１１８０ＭＰａ以上もの高強度領域で伸びと穴広げ性を高めたものではない。特許文献４の鋼板は強度に対して伸びが不十分であり、成形性に劣る。

このように１１８０ＭＰａ以上の高強度でありながら、優れた衝突吸収エネルギー特性を保ちつつ、プレス成形に優れるといえる程度の伸びおよび穴広げ性を有し、さらに耐遅れ破壊特性に優れる鋼板を得ることは困難である。従来、これらの特性（降伏比、強度、伸び、穴広げ性、耐遅れ破壊特性）を兼備する鋼板は開発されていないのが実情である。

本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、その目的は、上記従来技術の問題点を解消し、上記特性（降伏比、強度、伸び、穴広げ性、耐遅れ破壊特性）を兼備する高強度冷延鋼板及びその製造方法を提供することにある。

本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討を重ねた。その結果、１１８０ＭＰａ以上の高強度でありながら、高降伏比を保ちつつ、伸び、穴広げ性および耐遅れ破壊特性を向上させるためには、組織を微細化させつつ、フェライト、残留オーステナイト、マルテンサイト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイトのミクロ組織における体積分率を制御すればよいことを見出した。具体的には、本発明は、下記の知見に立脚するものである。

穴広げ試験において、ミクロ組織中に高硬度を有するマルテンサイト又は残留オーステナイトが存在した場合、打抜き加工時にその界面、特に軟質なフェライトとこれらとの界面にボイドが発生する。ボイドが発生すると、その後の穴広げ過程でボイド同士が連結、進展することで、き裂が発生する。一方で、ミクロ組織中に軟質なフェライトや残留オーステナイトを含有することで伸びが向上する。また、ミクロ組織中に旧γ粒界が存在すると、鋼板内に水素が侵入した際、旧γ粒界に水素がトラップされて、粒界強度が顕著に低下し、き裂発生後のき裂進展速度が増加してしまい、耐遅れ破壊特性が低下する。また、降伏比に関しては、転位密度の高いベイナイトや焼戻しマルテンサイトをミクロ組織内に含有することで降伏比が高くなるが、伸びに対する効果は小さい。

そこで、本発明者らは鋭意検討を重ねた結果、ボイド発生源である軟質相と硬質相の体積分率を調整し、硬質中間相である焼戻しマルテンサイトもしくはベイナイトを生成させ、さらに結晶粒を微細化させることで、軟質なフェライトをある程度含有しながらも強度や穴広げ性を確保できることを見出した。本発明者らは、さらに、硬質相として耐遅れ破壊特性に優位な焼戻しマルテンサイトを含有させることで、強度と耐遅れ破壊特性のバランスが向上することを見出した。

特に、オーステナイト単相域で焼鈍することによる結晶粒粗大化を抑制するために、フェライトを含有可能な２相域の焼鈍温度で焼鈍する。さらに結晶粒を微細化するために焼鈍温度までの昇温速度を最適な条件にすることで、結晶粒微細化の効果により、穴広げ性、耐遅れ破壊特性が向上することが明らかとなった。

すなわち、本発明は、以下の［１］〜［４］を提供する。

［１］質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２５％、Ｓｉ：１．２〜２．５％、Ｍｎ：２．１〜３．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、Ｂ：０．０００２〜０．０１００％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を有し、平均結晶粒径が２μｍ以下のフェライトを体積分率で１０〜２５％、残留オーステナイトを体積分率で５〜２０％、平均結晶粒径が２μｍ以下のマルテンサイトを体積分率で５〜１５％以下を含有し、残部が平均結晶粒径５μｍ以下のベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを含む複合組織であり、フェライト以外の硬質相の体積分率（Ｖ１）と焼戻しマルテンサイトの体積分率（Ｖ２）の関係が下記の式（１）の条件を満たすミクロ組織を有することを特徴とする高強度冷延鋼板。
０．３５≦Ｖ２／Ｖ１≦０．７５ 式（１）
［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｖ：０．０５％以下及びＮｂ：０．０５％以下から選択される一種以上を含有する成分組成であることを特徴とする［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、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下及びＲＥＭ：０．００５０％以下から選択される一種以上を含有する成分組成であることを特徴とする［１］又は［２］に記載の高強度冷延鋼板。

［４］［１］〜［３］のいずれかに記載の成分組成を有し１１５０〜１３００℃の鋼スラブを、仕上げ圧延終了温度：８５０〜９５０℃の条件で圧延を行い、前記圧延の終了後１秒以内に冷却を開始する、第１平均冷却速度：８０℃／ｓ以上、第１冷却停止温度：６５０℃以下の条件で第１冷却を行い、前記第１冷却後、第２平均冷却速度：５℃／ｓ以上、第２冷却停止温度：第１冷却停止温度未満かつ５５０℃以下の条件で冷却する第２冷却を行い、前記第２冷却後に巻取る熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後に必要に応じて酸洗を行う酸洗工程と、前記熱間圧延工程後（酸洗工程を行う場合には前記酸洗工程後）に冷間圧延を行う冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程後に、任意の第１平均加熱速度、第１加熱到達温度：２５０〜３５０℃の条件で第１加熱を行い、前記第１加熱後に第２平均加熱速度：６〜２５℃／ｓ、第２加熱到達温度：５５０〜６８０℃の条件で第２加熱を行い、前記第２加熱後に第３平均加熱速度：１０℃／s以下、第３加熱到達温度：７６０〜８５０℃の条件で第３加熱を行い、前記第３加熱後に第１均熱温度：７６０〜８５０℃、第１均熱時間：３０秒以上の条件で第１均熱を行い、前記第１均熱後に第３平均冷却速度：３℃/s以上、第３冷却停止温度：１００〜３００℃の条件で第３冷却を行い、前記第３冷却後に第４加熱到達温度：３５０〜４５０℃の条件で第４加熱を行い、前記第４加熱後に第２均熱温度：３５０〜４５０℃、第２均熱時間：３０秒以上の条件で第２均熱を行い、前記第２均熱後に第４冷却停止温度：０〜５０℃の条件で第４冷却を行う焼鈍工程と、を有することを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。

本発明によれば、高強度冷延鋼板は、極めて高い引張強度を有するとともに、高い伸びと穴広げ性に基づく優れた加工性、高い降伏比を有する。また、本発明の高強度冷延鋼板は、部材に成形加工した後も、環境から侵入する水素に起因した遅れ破壊が生じにくい優れた耐遅れ破壊特性を有する。

例えば、引張強さが１１８０ＭＰａ以上、降伏比が７０％以上の高降伏比を有し、伸びが１７．５％以上および穴広げ率が４０％以上を有し、２０℃のｐＨ＝１の塩酸浸漬環境下に応力を負荷した状態で１００時間破壊が生じない、伸び、穴広げ性、耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板を安定して得ることができる。

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。以下の説明において、成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

＜高強度冷延鋼板＞
本発明の高強度冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２５％、Ｓｉ：１．２〜２．５％、Ｍｎ：２．１〜３．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、Ｂ：０．０００２〜０．０１００％を含有する。

Ｃ：０．１５〜０．２５％
Ｃは鋼板の高強度化に有効な元素であり、本発明におけるベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト及びマルテンサイトの第２相形成にも寄与する。さらに、Ｃはマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの硬度を高くする。Ｃ含有量が０．１５％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及びマルテンサイトの体積分率の確保が難しい。好ましいＣ含有量は０．１７％以上である。一方、Ｃを過剰に添加するとフェライト、焼戻しマルテンサイト、マルテンサイトの硬度差が大きくなるため、穴広げ性が低下する。そこで、Ｃ含有量は０．２５％以下とする。好ましいＣ含有量は０．２２％以下である。

Ｓｉ：１．２〜２．５％
Ｓｉはフェライトを固溶強化し、軟質相と硬質相との硬度差を低下させるため、Ｓｉは穴広げ率を増加させる。その効果を得るためには、Ｓｉを１．２％以上の含有することが必要である。好ましいＳｉ含有量は１．３％以上である。しかしながら、Ｓｉの過剰な添加は化成処理性を低下させる。このため、Ｓｉ含有量は２．５％以下とする。好ましくは２．２％以下である。

Ｍｎ：２．１〜３．５％
Ｍｎは固溶強化および第２相を生成することで高強度化に寄与する元素である。また、Ｍｎはオーステナイトを安定化させる元素であり、第２相の分率制御に必要な元素である。その効果を得るためにはＭｎ含有量を２．１％以上にすることが必要である。一方、過剰にＭｎを含有した場合、マルテンサイトの体積分率が過剰になり、さらにマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの硬度が増加してしまい、穴広げ性が低下する。また、過剰にＭｎを含有した場合に、水素が鋼板内に侵入すると、粒界のすべり拘束が増加し、結晶粒界でのき裂が進展しやすくなるため耐遅れ破壊特性が低下してしまう。そのため、Ｍｎ含有量は３．５％以下とする。好ましくは３．０％以下である。

Ｐ：０．０５％以下
Ｐは固溶強化により高強度化に寄与する。しかし、過剰にＰを添加すると、粒界へのＰの偏析が著しくなって粒界が脆化したり、溶接性が低下したりする。このため、Ｐ含有量を０．０５％以下とする。好ましくは０．０４％以下である。

Ｓ：０．００５％以下
Ｓ含有量が多い場合には、ＭｎＳなどの硫化物が多く生成し、穴広げ性に代表される局部伸びが低下する。このため、Ｓ含有量の上限を０．００５％とする。好ましくは、０．００４０％以下である。特に下限は無いが、極低Ｓ化は製鋼コストが上昇するため、０．０００２％以上含有することが好ましい。

Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ａｌは脱酸に必要な元素であり、この効果を得るためには、Ａｌ含有量を０．０１％以上とすることが必要である。また、Ａｌ含有量が０．０８％を超えても効果が飽和するため、Ａｌ含有量は０．０８％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。

Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは粗大な窒化物を形成し、曲げ性や伸びフランジ性を劣化させることから、その含有量を抑える必要がある。これらの問題は、Ｎ含有量が０．０１０％超で顕著に表れる。このため、Ｎ含有量を０．０１０％以下とする。好ましくは０．００５０％以下である。

Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％
Ｔｉは微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができる元素である。さらに、Ｔｉは、本発明に必須な元素であるＢをＮと反応させないためにも必要である。このような効果を発揮させるためには、Ｔｉ含有量を０．００２％以上とする。好ましくは０．００５％以上である。一方、多量にＴｉを添加すると、伸びが著しく低下するため、その含有量は０．０５０％以下とする。好ましく０．０３５％以下である。

Ｂ：０．０００２％〜０．０１００％
Ｂは焼入れ性を向上させ、第２相を生成することで高強度化に寄与し、焼入れ性を確保しつつ、マルテンサイト変態開始点を低下させない元素である。さらに、Ｂには、熱間圧延時の仕上げ圧延後に冷却する際、フェライトやパーライトの生成を抑制する効果がある。この効果を発揮するために、Ｂ含有量を０．０００２％以上とすることが必要である。一方、Ｂ含有量が０．０１００％超えても効果が飽和するため、その含有量を０．０１００％以下とする。好ましくは０．００５０％以下である。

本発明の高強度冷延鋼板は、さらに、質量％で、Ｖ：０．０５％以下及びＮｂ：０．０５％以下から選択される一種以上を含有してもよい。

Ｖ：０．０５％以下
Ｖの微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与する。このような作用を有するために、Ｖ含有量を０．０１％以上にすることが好ましい。一方、多量のＶを添加しても、０．０５％を超えた分の強度上昇効果は小さく、そのうえ、合金コストの増加も招いてしまう。したがって、Ｖの含有量は０．０５％以下が好ましい。

Ｎｂ：０．０５％以下
ＮｂもＶと同様に、微細な炭窒化物を形成することで、強度上昇に寄与することができるため、必要に応じて添加することができる。このような効果を発揮させるためには、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、多量にＮｂを添加すると、伸びが著しく低下するため、Ｎｂを含有する場合、その含有量は０．０５％以下とする。

また、本発明の高強度冷延鋼板は、質量％で、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下及びＲＥＭ：０．００５０％以下から選択される一種以上を含有してもよい。

Ｃｒ:０．５０％以下
Ｃｒは第２相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮させるためには、Ｃｒ含有量を０．１０％以上にすることが好ましい。一方、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。そこで、Ｃｒを含有する場合、その含有量は０．５０％以下とする。

Ｍｏ：０．５０％以下
Ｍｏは第２相を生成することで高強度化に寄与し、さらに一部炭化物を生成して高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。これら効果を発揮させるためには、Ｍｏ含有量を０．０５％以上にすることが好ましい。また、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると効果が飽和するため、その含有量は０．５０％以下が好ましい。

Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは固溶強化により高強度化に寄与して、また第２相を生成させることで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。これら効果を発揮するためにはＣｕ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えても効果が飽和し、またＣｕに起因する表面欠陥が発生しやすくなる。そこで、Ｃｕ含有量は０．５０％以下が好ましい。

Ｎｉ：０．５０％以下
ＮｉもＣｕと同様、固溶強化により高強度化に寄与して、また第２相を生成させることで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。これら効果を発揮させるためには、Ｎｉ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。また、Ｃｕと同時に添加すると、Ｃｕ起因の表面欠陥を抑制する効果があるため、Ｃｕ添加時にＮｉを添加することが有効である。一方、Ｎｉ含有量が０．５０％を超えても効果が飽和するため、その含有量は０．５０％以下が好ましい。

Ｃａ：０．００５０％以下
Ｃａは、硫化物の形状を球状化し穴広げ性への硫化物の悪影響を改善する元素であり、必要に応じて添加することができる。これらの効果を発揮するためにはＣａ含有量を０．０００５％以上にすることが好ましい。一方、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えると、Ｃａの硫化物が曲げ性を劣化させる。そこで、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。

ＲＥＭ：０．００５０％以下
ＲＥＭもＣａと同様に、硫化物の形状を球状化し穴広げ性への硫化物の悪影響を改善する元素であり、必要に応じて添加することができる。これらの効果を発揮するためにはＲＥＭ含有量を０．０００５％以上にすることが好ましい。一方、ＲＥＭ含有量が０．００５０％を超えても効果が飽和するため、その含有量を０．００５０％以下とすることが好ましい。

上記以外の残部はＦｅ及び不可避不純物とする。不可避的不純物としては、例えば、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｃｏ等が挙げられ、これらの含有量の許容範囲としては、Ｓｂ：０．０１％以下、Ｓｎ：０．１％以下、Ｚｎ：０．０１％以下、Ｃｏ：０．１％以下である。また、本発明では、Ｔａ、Ｍｇ、Ｚｒを通常の鋼組成の範囲内で含有しても、その効果は失われない。

次に、本発明の高強度冷延鋼板のミクロ組織について詳細に説明する。

本発明の高強度冷延鋼板のミクロ組織は、フェライト、残留オーステナイト、マルテンサイトを含有し、残部がベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを含む複合組織である。

具体的には、フェライトは平均結晶粒径２μｍ以下、体積分率が１０〜２５％の範囲であり、残留オーステナイトは体積分率が５〜２０％であり、マルテンサイトは平均結晶粒径２μｍ以下、体積分率が５〜１５％の範囲であり、残部を平均結晶粒径５μｍ以下のベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトとする。フェライト以外の硬質相（フェライト以外の相を意味する。）と焼戻しマルテンサイトの体積分率の関係が式（１）で示される範囲とする。ここで述べる体積分率は鋼板の全体に対する体積分率であり、以下同様である。なお、体積分率、平均結晶粒径の値は、実施例に記載の方法で得られる値を採用する。
０．３５≦Ｖ２／Ｖ１≦０．７５ 式（１）
式（１）において、フェライト以外の硬質相の体積分率がＶ１であり、焼戻しマルテンサイトの体積分率がＶ２である。

フェライト（平均結晶粒径２μｍ以下のフェライト）
フェライトの体積分率が１０％未満では、伸びの確保が困難である。そこで、フェライトの体積分率の下限は１０％とする。好ましくは、フェライトの体積分率が１２％超である。また、フェライトの体積分率が２５％を超えると、打抜き時のボイド生成量が増加する。また、フェライトの体積分率が２５％を超えると、強度確保のため、マルテンサイトや焼戻しマルテンサイトの硬度も高くする必要があり、強度と穴広げ性の両立が困難である。このためフェライトの体積分率は２５％以下とする。好ましくは２２％以下であり、さらに好ましくは２０％未満である。

また、フェライトの平均結晶粒径が２μｍ超えでは、穴広げ時の打抜き端面に生成したボイドが穴広げ中に連結しやすくなるため、良好な穴広げ性が得られない。そのため、フェライトの平均結晶粒径は２μｍ以下とする。

残留オーステナイト
良好な延性を確保するためには、残留オーステナイトの体積分率を５〜２０％の範囲にすることが必要である。残留オーステナイトの体積分率が５％未満では伸びが低下する。このため、残留オーステナイトの体積分率は５％以上とする。好ましくは８％以上である。また、残留オーステナイトの体積分率が２０％を超える場合、穴広げ性が劣化する。このため、残留オーステナイトの体積分率は２０％以下である。好ましくは１８％以下である。

マルテンサイト（平均結晶粒径を２μｍ以下のマルテンサイト）
所望の強度および延性を確保しつつ、穴広げ性を確保するためにマルテンサイトの体積分率を５〜１５％以下とする。マルテンサイトの体積分率が５％未満では、加工硬化に及ぼす寄与が低いため、強度と延性の両立が困難である。好ましくは６％以上である。また、マルテンサイトの体積分率が１５％超では、打抜き時にマルテンサイト周辺にボイドが生成するため穴拡げ性が劣化するだけでなく、降伏比も低下する。このため、マルテンサイトの体積分率の上限は１５％とする。好ましくは１２％を上限とする。

また、本発明では、マルテンサイトの平均結晶粒径を２μｍ以下とする。マルテンサイトの平均結晶粒径が２μｍ超えでは、フェライトとの界面に生成するボイドが連結しやすくなり、穴広げ性が劣化する。このため、マルテンサイトの平均結晶粒径の上限は２μｍとする。なお、ここでいうマルテンサイトとは、連続焼鈍時の第２均熱温度域である３５０〜４５０℃の温度域で保持後も未変態であるオーステナイトが、室温まで冷却した際に生成するマルテンサイトのことである。

残部
良好な穴広げ性や高降伏比を確保するために、上記のフェライト、残留オーステナイト、マルテンサイト以外の残部には、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを含有することが必要である。ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径は５μｍ以下とする。平均結晶粒径が５μｍ超では、フェライトとの界面に生成するボイドが連結しやすくなり、穴広げ性が劣化する。このため、ベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径の上限は５μｍとする。

また、ベイナイトの体積分率は１０〜４０％の範囲、焼戻しマルテンサイトの体積分率は２０〜６０％の範囲が好ましい。なお、ここでいうベイナイトの体積分率とは、観察面に占めるベイニティック・フェライト（転位密度の高いフェライト）の体積割合のことである。また、焼戻しマルテンサイトとは、焼鈍時の１００〜３００℃までの冷却（後述の第３冷却）中に未変態のオーステナイトが一部マルテンサイト変態し、３５０〜４５０℃の温度域に加熱後、保持された際（第２均熱の際）に焼戻されるマルテンサイトのことである。

０．３５≦Ｖ２／Ｖ１≦０．７５
また、フェライト相以外の硬質相の体積分率（Ｖ１）と焼戻しマルテンサイトの体積分率（Ｖ２）において、式（１）の関係を満たすことが必要である。冷却時に生成したマルテンサイトは再加熱時およびその後の均熱保持により、焼戻されることで、焼戻しマルテンサイトとなる。この焼戻しマルテンサイトの存在により、均熱保持中のベイナイト変態が促進され、最終的に室温まで冷却した際に生成するマルテンサイトが微小になり、かつマルテンサイトの体積分率を狙いの体積分率に調整することが可能である。式（１）において、Ｖ２／Ｖ１の値が０．３５未満ではその効果は薄いため、下限は０．３５とする。また、Ｖ２／Ｖ１の値が０．７５以上では、ベイナイト変態可能な未変態のオーステナイトが少ないため、十分な残留オーステナイトが得られず、伸びが低下する。このため、その上限は０．７５とする。好ましくは０．７０以下である。
０．３５≦Ｖ２／Ｖ１≦０．７５ 式（１）
また、本発明では、フェライト、ベイナイト、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以外に、パーライトをミクロ組織が含む場合がある。上記のフェライト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの体積分率、フェライト、マルテンサイトの平均結晶粒径が満足されれば、パーライトを含んでも本発明の目的を達成できる。ただし、パーライトの体積分率は３％以下が好ましい。

＜高強度冷延鋼板の製造方法＞
次に、本発明の高強度冷延鋼板の製造法について説明する。

本発明の高強度冷延鋼板の製造方法は、熱間圧延工程と、酸洗工程と、冷間圧延工程と、焼鈍工程と、を有する。以下、各工程について説明する。なお、以下の説明において平均冷却速度は式（２）で、平均加熱速度は式（３）で算出した。
平均冷却速度＝（冷却開始表面温度−冷却終了表面温度）／冷却時間 （２）
平均加熱速度＝（加熱終了表面温度−加熱開始表面温度）／加熱時間 （３）
熱間圧延工程
熱間圧延工程とは、上記成分組成を有し１１５０〜１３００℃の鋼スラブを、仕上げ圧延終了温度：８５０〜９５０℃の条件で圧延を行い、上記圧延の終了後１秒以内に、第１平均冷却速度：８０℃／ｓ以上、第１冷却停止温度：６５０℃以下の条件で、冷却を開始する第１冷却を行い、上記第１冷却後、第２平均冷却速度：５℃／ｓ以上、第２冷却停止温度：第１冷却停止温度未満かつ５５０℃以下の条件で冷却する第２冷却を行い、上記第２冷却後に巻取る工程である。各条件の限定理由は以下の通りである。

熱間圧延開始温度（圧延される鋼スラブの温度に相当）は、１１５０〜１３００℃である。鋼スラブを、鋳造後、再加熱することなく１１５０〜１３００℃で熱間圧延を開始してもよいし、スラブを１１５０〜１３００℃に再加熱した後、熱間圧延を開始してもよい。即ち、本発明では、鋼スラブを製造したのち、いったん室温まで冷却し、その後、再加熱する従来法に加え、冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいは保熱を行った後に直ちに圧延する、あるいは鋳造後そのまま圧延する直送圧延・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。なお、鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造法で製造することが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法によっても製造することが可能である。

上記熱間圧延開始温度は、１１５０℃よりも低くなると圧延負荷が増大し生産性が低下し、１３００℃より高い場合は加熱コストが増大するだけである。そこで、１１５０〜１３００℃とする。

仕上げ圧延終了温度は８５０〜９５０℃である。熱間圧延は、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穴広げ性を向上させるため、オーステナイト単相域にて終了する必要がある。そこで、仕上げ圧延終了温度は８５０℃以上とする。一方、仕上げ圧延終了温度が９５０℃超えでは、熱延組織が粗大になり、焼鈍後の特性が低下するため、仕上げ圧延終了温度は８５０〜９５０℃とする。

仕上げ圧延終了後の、第１冷却は、上記圧延の終了後１秒以内に開始され、第１平均冷却速度：８０℃／ｓ以上、第１冷却停止温度：６５０℃以下の条件で行う冷却である。

仕上げ圧延終了後、フェライト変態させることなく、ベイナイト変態する温度域まで急冷し、熱延鋼板の鋼板組織を制御する。均質化させるための上記鋼板組織の制御により、最終的な鋼板組織、主にフェライトやマルテンサイトを微細化させる効果がある。そのため、仕上げ圧延終了後１秒以内に冷却を開始し、８０℃／s以上の第１平均冷却速度で第１冷却停止温度：６５０℃以下まで冷却する。

第１冷却速度が８０℃／ｓ未満ではフェライト変態が開始されるため、熱延鋼板の鋼板組織が不均質となり、焼鈍後の穴広げ性が低下する。また、第１冷却停止温度が６５０℃超えではパーライトが過剰に生成し、熱延鋼板の鋼板組織が不均質となり、焼鈍後の穴広げ性が低下する。そのため、仕上げ圧延後の第１冷却は８０℃／ｓ以上の第１平均冷却速度で６５０℃以下まで冷却する。

第１冷却後の第２冷却は、第２平均冷却速度：５℃／ｓ以上、第２冷却停止温度：第１冷却停止温度未満かつ５５０℃以下の条件で行う冷却である。

第２平均冷却速度が５℃／ｓ未満もしくは第２冷却停止温度が５５０℃超の冷却では熱延鋼板の鋼板組織にフェライトもしくはパーライトが過剰に生成し、焼鈍後の穴広げ性が低下する。このため、第２平均冷却速度：５℃／ｓ以上、第２冷却停止温度：第１冷却停止温度未満かつ５５０℃以下とする。

第２冷却後に行う巻取りの際の巻取り温度は、５５０℃以下であることが好ましい。巻取り温度が５５０℃超では、フェライトおよびパーライトが過剰に生成する場合がある。このため、巻取り温度の上限は５５０℃が好ましい。好ましくは５００℃以下である。巻取り温度の下限は特に規定はしないが、巻取り温度が低温になりすぎると、硬質なマルテンサイトが過剰に生成し、冷間圧延負荷が増大する場合がある。このため、巻取り温度の下限は３００℃が好ましい。

酸洗工程
熱間圧延工程後、酸性工程を実施し、熱延板の表層のスケールを除去するのが好ましい。酸洗工程の条件は特に限定されず、常法に従って実施すればよい。

冷間圧延工程
熱間圧延工程後（酸洗工程を行う場合には酸洗工程後）に、熱延板に対して冷間圧延を施す工程である。冷間圧延工程は特に限定されず常法で実施すればよい。

焼鈍工程
焼鈍工程は、再結晶を進行させるとともに、高強度化のため鋼板組織にベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトやマルテンサイトを形成させるために実施する。そのための焼鈍工程は、第１加熱、第２加熱、第３加熱、第１均熱、第３冷却、第４加熱、第２均熱、第４冷却から構成される。具体的には以下の通りである。

第１加熱は、任意の第１平均加熱速度、第１加熱到達温度：２５０〜３５０℃の条件で行う。具体的には、室温の冷延鋼板を２５０〜３５０℃まで任意の第１平均加熱速度で加熱する。第１加熱は、焼鈍による再結晶が開始する２５０〜３５０℃の温度までの加熱であり、常法に従って実施すればよい。第１平均加熱速度は上記の通り任意であり、その値は特に限定されないが、通常、第１平均加熱速度は０．５〜５０℃／ｓである。

第２加熱は、上記第１加熱後に、第２平均加熱速度：６〜２５℃／ｓ、第２加熱到達温度：５５０〜６８０℃の条件で行われる。第２加熱は、本発明において重要な結晶粒微細化に寄与する規定であり、２相域になる温度に加熱される前まで発現する再結晶で生成するフェライトの核の生成速度を、生成した粒成長、すなわち粗大化する速度より早めることで、焼鈍後の結晶粒を微細化させることが可能である。急速に加熱すると再結晶が進行しにくくなるため、最終的な鋼板組織に未再結晶が残り、延性が不足する。そこで、第２平均加熱速度の上限は２５℃／sとする。また、加熱速度が小さすぎるとフェライト相が粗大化して所定の平均結晶粒径が得られないため、６℃／s以上の第２平均加熱速度が必要である。好ましくは８℃／s以上である。

第３加熱は、第２加熱後に第３平均加熱速度：１０℃／s以下、第３加熱到達温度：７６０〜８５０℃の条件で行われる。第２加熱到達温度までに微細なフェライトが生成する。Ａｃ１点以上となった温度で２相域になるため、オーステナイトの核生成がはじまる。再結晶を完全に終了させるために第２加熱到達温度から第３加熱到達温度までの第３平均加熱速度：１０℃／s以下とする。第３平均加熱速度：１０℃／s超えでは、オーステナイトの核生成が優先的となり、最終的な鋼板組織に未再結晶が残り、延性が不足するため、第３平均加熱速度の上限は１０℃／sとする。下限は特に制限されないが、０．５℃／s未満ではフェライト相が粗大化する懸念がある。そこで、第３平均加熱速度は０．５℃／s以上が好ましい。なお、通常、第３加熱到達温度は、下記の第１均熱温度である。

第１均熱は、第３加熱後に第１均熱温度：７６０〜８５０℃、第１均熱時間：３０秒以上の条件で行われる。第１均熱温度はフェライトとオーステナイトの２相域の温度域に設定する。第１均熱温度が７６０℃未満ではフェライト分率が多くなるため、強度と穴広げ性の両立が困難になる。そこで、第１均熱温度の下限は７６０℃とする。第１均熱温度が高すぎると、オーステナイト単相域での焼鈍となり、耐遅れ破壊特性が低下するため、第１均熱温度は８５０℃以下とする。また、上記の第１均熱温度において、再結晶の進行および一部もしくは全てオーステナイト変態させるため、第１均熱時間は３０秒以上の保持が必要である。上限は特に限定されないが、６００秒以内が好ましい。

第３冷却は、第１均熱後に第３平均冷却速度：３℃／s以上、第３冷却停止温度：１００〜３００℃の条件で行われる。高降伏比や穴広げ性の観点から焼戻しマルテンサイトを生成させて、第１均熱温度からマルテンサイト変態開始温度以下まで冷却することで、均熱帯で生成したオーステナイトを一部マルテンサイト変態させるために、３℃／s以上の第３冷却速度で１００〜３００℃の第３冷却停止温度まで冷却する。冷却速度が３℃／s未満だと鋼板組織中にパーライトや球状セメンタイトが過剰に生成するため、第３冷却速度の下限は３℃／sとする。また、第３冷却停止温度が１００℃未満では冷却時にマルテンサイトが過剰に生成するため、未変態のオーステナイトが減少し、ベイナイト変態や残留オーステナイトが減少するため、伸びが低下する。冷却停止温度が３００℃超えでは焼戻しマルテンサイトが減少し、穴広げ性が低下する。そのため、第３冷却停止温度は１００〜３００℃とする。好ましくは１５０〜２８０℃である。

第４加熱は、第３冷却後に第４加熱到達温度：３５０〜４５０℃の条件で行われる。この第４加熱は、第２均熱温度まで加熱するために行われる。

第２均熱は、第４加熱後に第２均熱温度：３５０〜４５０℃、第２均熱時間：３０秒以上の条件で行われる。第２均熱は、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、ベイナイトおよび残留オーステナイトを鋼板組織中に生成させることとを目的として行われる。第２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、穴広げ性が劣化する。また、第２均熱温度が４５０℃超えではパーライトが過剰に生成するため、伸びが低下する。そのため、第２均熱温度は３５０〜４５０℃とする。また、第２均熱時間が３０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、穴広げ性が低下する。そのため、第２均熱時間は３０秒以上とする。また、マルテンサイトの体積分率を確保するという理由で第２均熱時間は３６００秒以下が好ましい。

第４冷却は、第２均熱後に第４冷却停止温度：０〜５０℃の条件で行われる。第４冷却は、積極的に冷却しない方法、例えば、放置による空冷であってもよい。

調質圧延工程
焼鈍工程後に、調質圧延を実施してもよい。調質圧延における伸長率の好ましい範囲は０．１％〜２．０％である。

なお、本発明の範囲内であれば、焼鈍工程において、溶融亜鉛めっきを施して溶融亜鉛めっき鋼板としてもよく、また、溶融亜鉛めっき後に合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっき鋼板としてもよい。さらに本冷延鋼板を電気めっきし、電気めっき鋼板としてもよい。これらのめっき鋼板も本発明の高強度冷延鋼板に含まれるものとする。

以下、本発明の実施例を説明する。

表１に示す成分組成の鋼を溶製して鋳造してスラブを製造し、熱間圧延開始温度を１２５０℃、仕上げ圧延終了温度（表２のＦＤＴ）で熱間圧延を行い、板厚：３．２ｍｍの熱延鋼板とした。その圧延終了後１秒以内に、表２で示す第１平均冷却速度（表２の冷速１）で第１冷却停止温度（表２の冷停温１）まで冷却した後、第２平均冷却速度（表２の冷速２）で巻取り温度（表２のＣＴ）まで冷却し（この巻取り温度が第２冷却停止温度に相当）、その巻取り温度で巻取った。ついで、得られた熱延鋼板を酸洗した後、冷間圧延を施し、冷延鋼板（板厚：１．４ｍｍ）を製造した。その後、第１平均加熱速度が６４０℃／ｓ、第１加熱到達温度が３００℃の条件で第１加熱を行った。次いで、表２に示す第２平均加熱速度（表２のＣ２）で６８０℃（第２加熱到達温度）まで加熱した。次いで、第３平均加熱速度（表２のＣ３）で第１均熱温度（第３加熱到達温度でもある）まで加熱し、表２に示す第１均熱温度（表２の均温１）および第１均熱時間（表２の保持１）で第１均熱を行った。その後、第３平均冷却速度（表２の冷速３）で第３冷却停止温度（表２のＴａ）まで冷却し、その後、表２に示す第２均熱温度（表２のＴｂ）まで第４加熱し、表２に示す第２均熱温度および第２均熱時間（表２の保持２）で第２均熱を行い、最後に、室温（０〜５０℃）まで冷却した。

製造した鋼板から、ＪＩＳ５号引張試験片を圧延直角方向から長手方向（引張方向）となるように採取し、引張試験（ＪＩＳ Ｚ２２４１（１９９８））により、降伏強さ（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（ＥＬ）、降伏比（ＹＲ）を測定した。

伸びフランジ性に関しては、日本鉄鋼連盟規格（ＪＦＳ Ｔ１００１（１９９６））に準拠し、クリアランス１２．５％にて、１０ｍｍφの穴を打抜き、かえりがダイ側になるように試験機にセットした後、６０°の円錐ポンチで成形することにより穴広げ率（λ）を測定した。λ（％）が、４０％以上を有するものを良好な伸びフランジ性を有する鋼板とした。

耐遅れ破壊試験に関しては、得られた鋼板の圧延方向を長手として３０ｍｍ×１００ｍｍに切断および、端面を研削加工した試験片を用い、試験片をポンチ先端の曲率半径１０ｍｍで１８０°曲げ加工を施した。この曲げ加工を施した試験片に生じたスプリングバックをボルトにより内側間隔が２０ｍｍになるように締込み、試験片に応力を負荷したのち、２０℃、ｐＨ＝１の塩酸に浸漬し、破壊が生じるまでの時間を最長１００時間まで測定した。１００時間以内に試験片にき裂が生じないものを「良」とし、試験片にき裂が発生した場合は「不良」とした。

鋼板のフェライト、マルテンサイトの体積分率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて２０００倍、５０００倍の倍率で断面を観察し、ポイントカウント法（ＡＳＴＭ Ｅ５６２−８３（１９８８）に準拠）により、面積率を測定し、その面積率を体積分率とした。フェライトおよびマルテンサイトの平均結晶粒径は、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて、鋼板組織写真から予め各々のフェライトおよびマルテンサイト結晶粒を識別しておいた写真を取り込むことで各相の面積が算出可能であり、その円相当直径を算出し、それらの値を平均結晶粒径（表中の平均粒径）として求めた。

残留オーステナイトの体積分率は、鋼板を板厚方向の１／４面まで研磨し、この板厚１／４面の回折Ｘ線強度により求めた。ＭｏのＫα線を線源として、加速電圧５０ｋｅＶにて、Ｘ線回折法（装置：Ｒｉｇａｋｕ社製ＲＩＮＴ２２００）によって、鉄のフェライトの｛２００｝面、｛２１１｝面、｛２２０｝面と、オーステナイトの｛２００｝面、｛２２０｝面、｛３１１｝面のＸ線回折線の積分強度を測定し、これらの測定値を用いて、「Ｘ線回折ハンドブック」（２０００年）理学電機株式会社、ｐ．２６、６２−６４に記載の計算式から残留オーステナイトの体積分率を求めた。

また、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）、ＦＥ−ＳＥＭ（電界放出形走査電子顕微鏡）により、鋼板組織を観察し、フェライト、残留オーステナイト、マルテンサイト以外の鋼組織の種類を決定した。ベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトである組織の平均結晶粒径は、上述のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて、鋼板組織写真から円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。

測定した引張特性、穴広げ率、耐遅れ破壊特性、鋼板組織の測定結果を表３（表３−１と表３−２を合わせて表３とする。）に示す。

表３に示す結果から、本発明例は何れも平均結晶粒径が２μｍ未満のフェライトを体積分率で１０〜２５％、残留オーステナイトの体積分率が５〜２０％、平均結晶粒径が２μｍ以下のマルテンサイトを体積分率で５〜１５％、残部に平均結晶粒径が５μｍ以下のベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトを含む複合組織を有し、その結果、１１８０ＭＰａ以上の引張強さと、７０％以上の降伏比を確保しつつ、且つ、１７．５％以上の伸びと４０％以上の穴広げ率という良好な加工性が得られ、遅れ破壊特性評価試験において１００時間破壊が生じておらず優れた耐遅れ破壊特性を有することが確認された。一方、比較例は、鋼板組織が本発明範囲を満足せず、その結果、引張強さ、降伏比、伸び、穴広げ率、耐遅れ破壊特性の少なくとも１つの特性が劣る。

Claims (4)

1. 質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２５％、Ｓｉ：１．２〜２．５％、Ｍｎ：２．１〜３．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、Ｂ：０．０００２〜０．０１００％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を有し、
   平均結晶粒径が２μｍ以下のフェライトを体積分率で１０〜２５％、残留オーステナイトを体積分率で５〜２０％、平均結晶粒径が２μｍ以下のマルテンサイトを体積分率で５〜１５％以下を含有し、残部が平均結晶粒径５μｍ以下のベイナイトおよび焼戻しマルテンサイトからなる複合組織であり、フェライト以外の相の体積分率（Ｖ１）と焼戻しマルテンサイトの体積分率（Ｖ２）の関係が下記の式（１）の条件を満たすミクロ組織を有することを特徴とする高強度冷延鋼板。
   ０．３５≦Ｖ２／Ｖ１≦０．７５ 式（１）
2. 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｖ：０．０５％以下及びＮｂ：０．０５％以下から選択される一種以上を含有する成分組成であることを特徴とする請求項１に記載の高強度冷延鋼板。
3. 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下及びＲＥＭ：０．００５０％以下から選択される一種以上を含有する成分組成であることを特徴とする請求項１又は２に記載の高強度冷延鋼板。
4. 請求項１〜３のいずれかに記載の高強度冷延鋼板の製造方法であって、
   １１５０〜１３００℃の鋼スラブを、仕上げ圧延終了温度：８５０〜９５０℃の条件で圧延を行い、前記圧延の終了後１秒以内に冷却を開始する、第１平均冷却速度：８０℃／ｓ以上、第１冷却停止温度：６５０℃以下の条件で第１冷却を行い、前記第１冷却後、第２平均冷却速度：５℃／ｓ以上、第２冷却停止温度：第１冷却停止温度未満かつ５５０℃以下の条件で冷却する第２冷却を行い、前記第２冷却後に巻取る熱間圧延工程と、
   前記熱間圧延工程後に必要に応じて酸洗を行う酸洗工程と、
   前記熱間圧延工程後（酸洗工程を行う場合には前記酸洗工程後）に冷間圧延を行う冷間圧延工程と、
   前記冷間圧延工程後に、任意の第１平均加熱速度、第１加熱到達温度：２５０〜３５０℃の条件で第１加熱を行い、前記第１加熱後に第２平均加熱速度：６〜２５℃／ｓ、第２加熱到達温度：５５０〜６８０℃の条件で第２加熱を行い、前記第２加熱後に第３平均加熱速度：１０℃／s以下、第３加熱到達温度：７６０〜８５０℃の条件で第３加熱を行い、前記第３加熱後に第１均熱温度：７６０〜８５０℃、第１均熱時間：３０秒以上の条件で第１均熱を行い、前記第１均熱後に第３平均冷却速度：３℃/s以上、第３冷却停止温度：１００〜３００℃の条件で第３冷却を行い、前記第３冷却後に第４加熱到達温度：３５０〜４５０℃の条件で第４加熱を行い、前記第４加熱後に第２均熱温度：３５０〜４５０℃、第２均熱時間：３０秒以上の条件で第２均熱を行い、前記第２均熱後に第４冷却停止温度：０〜５０℃の条件で第４冷却を行う焼鈍工程と、を有することを特徴とする高強度冷延鋼板の製造方法。