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JP5440672B2 - 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 Download PDF

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JP5440672B2 JP2012192756A JP2012192756A JP5440672B2 JP 5440672 B2 JP5440672 B2 JP 5440672B2 JP 2012192756 A JP2012192756 A JP 2012192756A JP 2012192756 A JP2012192756 A JP 2012192756A JP 5440672 B2 JP5440672 B2 JP 5440672B2
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由康 川崎
寛 長谷川
達也 中垣内
真次郎 金子
康伸 長滝
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JFE Steel Corp
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Description

本発明は、自動車、電気等の産業分野で使用される部材として好適な加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法に関する。
近年、地球環境の保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。このため、車体材料の高強度化により薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発となってきている。しかしながら、鋼板の高強度化は加工性の低下を招くことから、高強度と高加工性を併せ持つ材料の開発が望まれているのが現状である。例えば、特許文献１では、高Ｍｎ鋼を用いて、フェライトとオーステナイトの２相域での熱処理を施すことにより、高い強度−延性バランスが得られている。また、特許文献２では、高Ｍｎ鋼で熱延後組織をベイナイトやマルテンサイトを含む組織とし、焼鈍と焼戻しにより微細な残留オーステナイトを形成させ、さらに、焼戻しベイナイトもしくは焼戻しマルテンサイトを含む組織とすることで局部延性を改善している。しかしながら、特許文献１では、未変態オーステナイト中へのＭｎ濃化による加工性の向上については検討されておらず、加工性の改善の余地がある。また、特許文献２では、高温で焼戻されたベイナイトもしくはマルテンサイトを多く含む組織のため、強度確保が難しく、また、局部延性を改善するために残留オーステナイト量が制限されて、全伸びとしても不十分である。
特開平１−２５９１２０号公報 特開２００３−１３８３４５号公報
本発明は上記の様な問題点に着目してなされたものであって、その目的は９８０ＭＰａ以上のＴＳ（引張強度）、２４０００ＭＰａ・％以上のＴＳ（引張強度）×ＥＬ（全伸び）を有する高強度鋼板およびその製造方法を提供することにある。
本発明者らは、上記した課題を達成し、加工性に優れた高強度鋼板を製造するため、鋼板の成分組成および製造方法の観点から鋭意研究を重ねた結果、以下のことを見出した。
すなわち、合金元素の成分組成を適正に調整して、熱間圧延後、Ａｒ１変態点〜Ａｒ１変態点＋（Ａｒ３変態点−Ａｒ１変態点）／２で巻き取り、またはさらにＡｒ１変態点〜Ａｒ１変態点＋（Ａｒ３変態点−Ａｒ１変態点）／２の温度域で５時間以上保持した後、２００℃以下まで冷却し、次いで、Ａｃ１変態点−２００℃〜Ａｃ１変態点の温度域に加熱して３０分以上保持し、酸洗後、２０％以上の圧下率で冷間圧延を施し、その後、Ａｃ１変態点〜Ａｃ１変態点＋（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）／２の温度域で３０ｓ以上保持した後、またはさらに、２００℃以下まで冷却し、Ａｃ１変態点〜Ａｃ１変態点＋（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）／２の温度域に加熱して１０ｓ以上保持することで、またはさらに、溶融亜鉛めっき処理を施す、またはさらに、４７０〜６００℃の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すことで、９８０ＭＰａ以上のＴＳ、２４０００ＭＰａ・％以上のＴＳ×ＥＬを有する加工性に優れた高強度鋼板の製造が可能となることが分かった。
本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）成分組成が、質量％でＣ：０．０３％以上０．３５％以下、Ｓｉ：０．５％以上３．０％以下、Ｍｎ：３．５％以上１０．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、熱間圧延後、Ａｒ１変態点〜Ａｒ１変態点＋（Ａｒ３変態点−Ａｒ１変態点）／２で巻き取り、２００℃以下まで冷却した後、Ａｃ１変態点−２００℃〜Ａｃ１変態点の温度域に加熱して３０分以上保持し、その後、酸洗し、２０％以上の圧下率で冷間圧延を施した後、Ａｃ１変態点〜Ａｃ１変態点＋（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）／２の温度域に加熱して３０ｓ以上保持することを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（２）成分組成が、質量％でＣ：０．０３％以上０．３５％以下、Ｓｉ：０．５％以上３．０％以下、Ｍｎ：３．５％以上１０．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、熱間圧延後、Ａｒ１変態点〜Ａｒ１変態点＋（Ａｒ３変態点−Ａｒ１変態点）／２で巻き取り、Ａｒ１変態点〜Ａｒ１変態点＋（Ａｒ３変態点−Ａｒ１変態点）／２の温度域で５時間以上保持した後、２００℃以下まで冷却し、次いで、Ａｃ１変態点−２００℃〜Ａｃ１変態点の温度域に加熱して３０分以上保持し、その後、酸洗し、２０％以上の圧下率で冷間圧延を施した後、Ａｃ１変態点〜Ａｃ１変態点＋（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）／２の温度域に加熱して３０ｓ以上保持することを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（３）成分組成が、質量％でＣ：０．０３％以上０．３５％以下、Ｓｉ：０．５％以上３．０％以下、Ｍｎ：３．５％以上１０．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、熱間圧延後、Ａｒ１変態点〜Ａｒ１変態点＋（Ａｒ３変態点−Ａｒ１変態点）／２で巻き取り、またはさらにＡｒ１変態点〜Ａｒ１変態点＋（Ａｒ３変態点−Ａｒ１変態点）／２の温度域で５時間以上保持した後、２００℃以下まで冷却し、次いで、Ａｃ１変態点−２００℃〜Ａｃ１変態点の温度域に加熱して３０分以上保持した後、酸洗し、２０％以上の圧下率で冷間圧延を施し、その後、Ａｃ１変態点〜Ａｃ１変態点＋（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）／２の温度域に加熱して３０ｓ以上保持後、２００℃以下まで冷却し、さらに、Ａｃ１変態点〜Ａｃ１変態点＋（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）／２の温度域に加熱して１０ｓ以上保持することを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（４）前記（１）〜（３）のいずれかに記載の方法で高強度鋼板を製造した後、溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（５）前記溶融亜鉛めっき処理を施した後、４７０〜６００℃の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すことを特徴とする前記（４）に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（６）さらに、成分組成として、質量％で、Ａｌ：０．０１％以上２．５％以下を含有することを特徴とする前記（１）〜（５）のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（７）さらに、成分組成として、質量％で、Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上１．０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする前記（１）〜（６）のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（８）さらに、成分組成として、質量％で、Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする前記（１）〜（７）のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（９）さらに、成分組成として、質量％で、Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする前記（１）〜（８）のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（１０）さらに、成分組成として、質量％で、Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下を含有することを特徴とする前記（１）〜（９）のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（１１）さらに、成分組成として、質量％で、Ｔａ：０．００１０％以上０．１０００％以下を含有することを特徴とする前記（１）〜（１０）のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（１２）さらに、成分組成として、質量％で、Ｓｎ：０．００２０％以上０．２０００％以下および／またはＳｂ：０．００２０％以上０．２０００％以下を含有することを特徴とする前記（１）〜（１１）のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（１３）成分組成が、質量％でＣ：０．０３％以上０．３５％以下、Ｓｉ：０．５％以上３．０％以下、Ｍｎ：３．５％以上１０．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼組織は、面積率で、３０．０％以上のフェライトを有し、前記フェライト中のＭｎ量（質量％）を鋼板中のＭｎ量（質量％）で除した値が０．８０以下であり、体積率で、１０．０％以上の残留オーステナイトを有し、前記残留オーステナイト中のＭｎ量が６．０質量％以上であり、さらに、残留オーステナイトの平均結晶粒径が２．０μｍ以下であることを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板。
（１４）さらに、鋼組織は、面積率で、３．０％以下のベイナイトを有し、残留オーステナイトのアスペクト比が２．０以下であることを特徴とする前記（１３）に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
（１５）さらに、成分組成として、質量％で、Ａｌ：０．０１％以上２．５％以下を含有することを特徴とする前記（１３）または（１４）に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
（１６）さらに、成分組成として、質量％で、Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上１．０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする前記（１３）〜（１５）のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板。
（１７）さらに、成分組成として、質量％で、Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする前記（１３）〜（１６）のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板。
（１８）さらに、成分組成として、質量％で、Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする前記（１３）〜（１７）のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板。
（１９）さらに、成分組成として、質量％で、Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下を含有することを特徴とする前記（１３）〜（１８）のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板。
（２０）さらに、成分組成として、質量％で、Ｔａ：０．００１０％以上０．１０００％以下を含有することを特徴とする前記（１３）〜（１９）のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板。
（２１）さらに、成分組成として、質量％で、Ｓｎ：０．００２０％以上０．２０００％以下および／またはＳｂ：０．００２０％以上０．２０００％以下を含有することを特徴とする前記（１３）〜（２０）のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板。
なお、本明細書において、鋼の成分を示す％は、すべて質量％である。また、本発明において、「高強度鋼板」とは、引張強度ＴＳが９８０ＭＰａ以上の鋼板である。とくに薄鋼板を対象とする場合は、板厚は特に規定しないが、通常、０．７〜３．６ｍｍ程度である。
本発明によれば、９８０ＭＰａ以上のＴＳ、２４０００ＭＰａ・％以上のＴＳ×ＥＬを有する加工性に優れた高強度鋼板が得られる。本発明の高強度鋼板を、例えば、自動車構造部材に適用することにより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非常に大きい。
以下、本発明を具体的に説明する。
１）本発明において鋼の成分組成と鋼組織を上記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：０．０３％以上０．３５％以下
Ｃは、マルテンサイト等の低温変態相を生成させてＴＳを上昇させるために必要な元素である。また、オーステナイトを安定化させて残留オーステナイトを生成させ、鋼の加工性を向上させるのに有効な元素である。Ｃ量が０．０３％未満では所望のＴＳを確保することが難しい。一方、Ｃを、０．３５％を超えて過剰に添加すると、溶接部および熱影響部の硬化が著しく、溶接部の機械的特性が低下するため、スポット溶接性、アーク溶接性等が劣化する。こうした観点からＣ量を、０．０３％以上０．３５％以下とする。好ましくは、０．０５％以上０．２０％以下である。
Ｓｉ：０．５％以上３．０％以下
Ｓｉは、固溶強化により鋼のＴＳを上昇させる元素である。また、残留オーステナイトを生成させ、さらに、フェライトの加工硬化能を向上させるため、良好な加工性の確保に有効である。Ｓｉ量が０．５％に満たないとその添加効果が乏しくなるため、下限を０．５％とした。しかしながら、３．０％を超えるＳｉの過剰な添加は、鋼の脆化を引き起こすばかりか赤スケール等の発生による表面性状の劣化を引き起こす。そのため、Ｓｉは０．５％以上３．０％以下とする。好ましくは、０．７％以上２．０％以下である。
Ｍｎ：３．５％以上１０．０％以下
Ｍｎは、マルテンサイト等の低温変態相を生成させ、また、固溶強化により、鋼のＴＳを上昇させる元素である。また、残留オーステナイトの生成を促進させる。このような作用は、Ｍｎ量が３．５％以上で認められる。ただし、Ｍｎ量が１０．０％を超える過剰な添加は、所望のフェライト量の確保が難しく、さらに、εマルテンサイトが生成されやすくなり、加工性が著しく低下する。こうした観点からＭｎ量を、３．５％以上１０．０％以下とする。好ましくは、３．８％以上７．０％以下である。
Ｐ：０．１％以下
Ｐは、鋼の強化に有効な元素であるが、０．１％を超えて過剰に添加すると、粒界偏析により脆化を引き起こし、耐衝撃性を劣化させる。従って、Ｐは０．１％以下とする。
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、ＭｎＳなどの介在物となって、穴広げ性や耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるので極力低い方がよいが、製造コストの面からＳは０．０１％以下とする。
Ｎ：０．００８％以下
Ｎは、鋼の耐時効性を最も大きく劣化させる元素であり、少ないほど好ましく、０．００８％を超えると耐時効性の劣化が顕著となる。従って、Ｎは０．００８％以下とする。
残部はＦｅおよび不可避的不純物であるが、必要に応じて以下の元素の１種以上を適宜含有させることができる。
Ａｌ：０．０１％以上２．５％以下
Ａｌは、炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトを生成させるのに有効な元素である。また、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度に有効な元素であり、脱酸工程で添加することが好ましい。Ａｌ量が０．０１％に満たないとその添加効果に乏しくなるので、下限を０．０１％とした。しかし、２．５％を超える多量の添加は、連続鋳造時の鋼片割れ発生の危険性が高まり、製造性を低下させる。こうした観点からＡｌ量を、０．０１％以上２．５％以下とする。好ましくは、０．２％以上１．５％以下である。
Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上１．０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種
Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏは強度と延性のバランスを向上させる作用を有するので必要に応じて添加することができる。その効果は、Ｃｒ：０．０５％以上、Ｖ：０．００５％以上、Ｍｏ：０．００５％以上で得られる。しかしながら、それぞれＣｒ：１．０％、Ｖ：０．５％、Ｍｏ：０．５％を超えて過剰に添加すると、第二相の分率が過大となり著しい強度上昇に伴う延性の低下等の懸念が生じる。また、コストアップの要因にもなる。従って、これらの元素を添加する場合には、その量をそれぞれＣｒ：０．０５％以上１．０％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下とする。
Ｎｉ、Ｃｕは鋼の強化に有効な元素であり、本発明で規定した範囲内であれば鋼の強化に使用して差し支えない。この効果を得るためには、それぞれ０．０５％以上必要である。一方、Ｎｉ、Ｃｕとも１．０％を超えて添加すると、鋼板の延性を低下させる。また、コストアップの要因にもなる。よって、Ｎｉ、Ｃｕを添加する場合に、その添加量はそれぞれ０．０５％以上１．０％以下とする。
Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種
Ｔｉ、Ｎｂは鋼の析出強化に有効で、その効果はそれぞれ０．０１％以上で得られる。しかし、それぞれが０．１％を超えると延性および形状凍結性が低下する。また、コストアップの要因にもなる。従って、Ｔｉ、Ｎｂを添加する場合には、その添加量をＴｉは０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂは０．０１％以上０．１％以下とする。
Ｂはオーステナイト粒界からのフェライトの生成・成長を抑制する作用を有するので必要に応じて添加することができる。その効果は、０．０００３％以上で得られる。しかし、０．００５０％を超えると加工性が低下する。また、コストアップの要因にもなる。従って、Ｂを添加する場合は０．０００３％以上０．００５０％以下とする。
Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下のうちから選ばれる少なくとも１種
ＣａおよびＲＥＭ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ために有効な元素である。この効果を得るためには、それぞれ０．００１％以上必要である。しかしながら、それぞれ０．００５％を超える過剰な添加は、介在物等の増加を引き起こし表面および内部欠陥などを引き起こす。従って、Ｃａ、ＲＥＭを添加する場合は、その添加量はそれぞれ０．００１％以上０．００５％以下とする。
Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下
Ｍｇは、脱酸に用いる元素であるとともに、ＣａおよびＲＥＭと同様に硫化物の形状を球状化し、穴広げ性や局部延性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。この効果を得るためには、０．０００５％以上必要である。しかしながら、０．０１００％を超えて過剰に添加すると、介在物等の増加を引き起こし表面および内部欠陥などを引き起こす。従って、Ｍｇを添加する場合は、その含有量は０．０００５％以上０．０１００％以下とする。
Ｔａ：０．００１０％以上０．１０００％以下
Ｔａは、ＴｉやＮｂと同様に、合金炭化物や合金炭窒化物を生成して高強度化に寄与する。加えて、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）のような複合析出物を生成することで析出物の粗大化を著しく抑制し、析出強化による強度への寄与を安定化させる効果があると考えられる。このため、Ｔａを含有することが好ましい。ここで、前述の析出物安定化の効果は、Ｔａの含有量を０．００１０％以上とすることで得られる。一方で、Ｔａを過剰に添加しても析出物安定化効果が飽和する上、合金コストも増加する。したがって、Ｔａを添加する場合には、その含有量は、０．００１０％以上０．１０００％以下の範囲内とする。
Ｓｎ：０．００２０％以上０．２０００％以下、および／または、Ｓｂ：０．００２０％以上０．２０００％以下
ＳｎおよびＳｂは、これら元素の中から選ばれる少なくとも１種を以下の含有量で含有することが好ましい。すなわち、Ｓｎおよび／またはＳｂは、鋼板表面の窒化や酸化によって生じる鋼板表層の数十μｍ程度の領域の脱炭を抑制する観点から、必要に応じて添加する。ＳｎやＳｂをそれぞれ０．００２０％以上添加することにより、このような窒化や酸化を抑制し、鋼板表面においてマルテンサイトの生成量が減少するのを防止して、疲労特性や耐時効性を改善させることができる。一方で、これらいずれの元素についても、０．２０００％を超えて過剰に添加すると靭性の低下を招く。したがって、Ｓｎおよび／またはＳｂを添加する場合には、その含有量は、それぞれ０．００２０％以上０．２０００％以下の範囲内とする。
フェライトの面積率：３０．０％以上
フェライトの面積率が３０．０％未満では良好な延性の確保が困難となる。従って、フェライトの面積率は３０．０％以上とする。フェライトの面積率が過剰に高くなると、所望の強度確保が困難になる可能性があるため、８０．０％以下とすることが好ましい。なお、フェライトの面積率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を研磨後、３％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）について、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて３０００倍の倍率で１０視野観察し、得られた組織画像を用いて、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏ（画像解析ソフト）を用いてフェライトの面積率を１０視野分算出し、それらの値を平均して求めることができる。また、上記の組織画像において、フェライトは灰色の組織を呈している。
フェライト中のＭｎ量（質量％）を鋼板中のＭｎ量（質量％）で除した値：０．８０以下
フェライト中のＭｎ量（質量％）が鋼板中のＭｎ量（質量％）の０．８０を超えると、フェライトの結晶粒自体の延性が低下し、目標の鋼板の延性の確保が困難となる。従って、フェライト中のＭｎ量（質量％）は鋼板中のＭｎ量（質量％）の０．８０以下とする。フェライト中のＭｎ量（質量％）を鋼板中のＭｎ量（質量％）で除した値が過剰に小さくなると、フェライトの結晶粒自体の強度確保が困難となる可能性があるため、０．２０以上とすることが好ましい。
なお、フェライト中のＭｎ量は、電界放射型電子プローブマイクロアナライザ（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ−Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて、板厚１／４位置における圧延方向断面の各相へのＭｎの分布状態を定量化し、３０個のフェライト粒のＭｎ量分析結果の平均値により求めることができる。鋼板中のＭｎ量は、発光分光分析法（ＱＶ分析）により求めることができる。
残留オーステナイトの体積率：１０．０％以上
残留オーステナイトは、延性の向上に有効に働き、その体積率が１０．０％未満では目標の延性が得られない。また、深絞り性の低下が懸念される。従って、残留オーステナイトの体積率を１０．０％以上とする。残留オーステナイトの体積率の上限は特に規定しないが、本成分範囲では上限は４０．０％となる。
なお、残留オーステナイトの体積率は、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、求めることができる。入射Ｘ線にはＭｏＫα線を使用し、残留オーステナイト相の｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝面とフェライトの｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝面のピークの積分強度の全ての組み合わせについて強度比を求め、これらの平均値より求めることができる。
残留オーステナイト中のＭｎ量：６．０質量％以上
本発明では、１０．０％以上の残留オーステナイトの体積率を確保するために、Ｍｎによるオーステナイトの安定化効果を活用していることが特徴である。すなわち、オーステナイト中のＭｎ量の増加により、安定な残留オーステナイトの確保が可能となり、延性と深絞り性が大幅に向上する。この効果を得るために、残留オーステナイト中のＭｎ量は６．０質量％以上とする。残留オーステナイト中のＭｎ量が過剰に高くなると、残留オーステナイトが過度に安定化し、引張試験の変形後にも残留オーステナイトが残存する可能性、つまり、残留オーステナイトがマルテンサイトに変態するＴＲＩＰ効果の発現が小さくなり、十分な延性を確保できない可能性があるため、１１．０質量％以下とすることが好ましい。
なお、残留オーステナイト中のＭｎ量は、電界放射型電子プローブマイクロアナライザ（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ−Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて、板厚１／４位置における圧延方向断面の各相へのＭｎの分布状態を定量化し、３０個の残留オーステナイト粒のＭｎ量分析結果の平均値により求めることができる。
残留オーステナイトの平均結晶粒径：２．０μｍ以下
残留オーステナイトの平均結晶粒径が２．０μｍを超えると、残留オーステナイトの安定性も低下し、目標の延性の確保が困難となる。また、深絞り性を確保する観点からも不利となる。また、曲げ試験時や疲労試験時に鋼板中の亀裂の伝播を抑制できず、良好な曲げ性や疲労特性の確保が困難となることが懸念される。従って、残留オーステナイトの平均結晶粒径を２．０μｍ以下とする。残留オーステナイトの平均結晶粒径が０．１μｍ未満になると、ＴＲＩＰ効果による加工硬化率の上昇効果が小さくなり、十分な延性を確保できない可能性があるため、０．１μｍ以上とすることが好ましい。なお、残留オーステナイトの平均結晶粒径は、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）で２０個の残留オーステナイトを観察し、上述のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて、各々の面積を求め、円相当径を算出し、それらの値を平均して求めることができる。
ベイナイトの面積率：３．０％以下
本発明では、ベイナイト変態を活用せずに、所望の安定な残留オーステナイトの体積率を確保可能であることが特徴である。また、フェライトに比べて、比較的転位密度が高い。そのため、ベイナイト自体の延性は低く、ベイナイトの面積率が３．０％を超えると、目標の鋼板の延性の確保が困難となることが懸念される。従って、ベイナイトの面積率は３．０％以下とすることが好ましい。ベイナイトの面積率は０.０％でもよい。
また、ここで云うベイナイトの面積率とは、観察面積に占めるベイニティックフェライ
ト（ベイナイト変態により生成する転位密度が比較的高いフェライト）の面積割合のことである。
残留オーステナイトのアスペクト比：２．０以下
残留オーステナイトのアスペクト比が２．０を超えると、曲げ試験時や疲労試験時に、フェライトの結晶粒界に沿って存在する伸長した残留オーステナイト（硬質相）とフェライト（軟質相）との異相界面で亀裂が進展し、鋼板中の亀裂の伝播を抑制できず、良好な曲げ性や疲労特性の確保が困難となる。そのため、残留オーステナイトのアスペクト比は２．０以下とする。
また、ここで云う残留オーステナイトのアスペクト比とは、残留オーステナイトの結晶粒の長軸長を短軸長で除した値である。
なお、ベイナイトの面積率および残留オーステナイトのアスペクト比（長軸長／短軸長）は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を研磨後、３％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）について、ＳＥＭを用いて３０００倍の倍率で１０視野観察し、得られた組織画像を用いて、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて、ベイナイトの面積率および残留オーステナイトのアスペクト比（長軸長／短軸長）を各々１０視野分算出し、各々の１０視野分の値を平均して求めることができる。
また、本発明のミクロ組織において、フェライトとベイナイトと残留オーステナイト以外の残部組織に、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、パーライト、セメンタイト等の炭化物の１種以上が含まれても、本発明の効果が損なわれることはない。しかしながら、良好な延性の確保のため、パーライトの面積率は５％以下であることが好ましい。
２）次に製造条件について説明する。
＜鋳造条件＞
上記成分組成を有する鋼を溶製し、鋼スラブとする。鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止するために連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法で製造してもよい。また、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おこな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。
＜熱間圧延条件＞
鋼スラブを熱間圧延し、巻き取る。スラブ加熱温度が１１００℃未満では、炭化物の十分な固溶が困難であり、圧延荷重の増大による熱間圧延時のトラブル発生の危険が増大するなどの問題が生じる。そのため、スラブ加熱温度は１１００℃以上が好ましい。また、酸化量の増加にともなうスケールロスの増大などから、スラブ加熱温度は１３００℃以下とすることが望ましい。なお、スラブ温度が低くなった場合、熱間圧延時のトラブルを防止するといった観点から、シートバーを加熱する、いわゆるシートバーヒーターを活用してもよい。仕上げ圧延温度がＡｒ３変態点未満では、材料特性に異方性が生じ、加工性を低下させる原因となる場合がある。このため、仕上げ圧延温度はＡｒ３変態点以上とすることが望ましい。
巻き取り温度：Ａｒ１変態点〜Ａｒ１変態点＋（Ａｒ３変態点−Ａｒ１変態点）／２
本発明においては熱間圧延後の巻き取り温度は極めて重要である。前記巻き取り温度で熱延板を巻き取ることによってオーステナイト中にＭｎが濃化し、冷間圧延後の熱処理の際に、十分なオーステナイト中のＭｎ濃化量が得られ、安定な残留オーステナイトが確保でき、加工性が向上する。巻き取り温度がＡｒ１変態点未満、またはＡｒ１変態点＋（Ａｒ３変態点−Ａｒ１変態点）／２を超える温度では、オーステナイト中へのＭｎの濃化が進行せず、冷間圧延後の熱処理の際にオーステナイト中へのＭｎ濃化量が少なく、良好な加工性の確保が難しい。
Ａｒ１変態点〜Ａｒ１変態点＋（Ａｒ３変態点−Ａｒ１変態点）／２の温度域で５時間以上保持
Ａｒ１変態点〜Ａｒ１変態点＋（Ａｒ３変態点−Ａｒ１変態点）／２の温度域で５時間以上保持することにより、オーステナイト中にＭｎがより濃化し、冷間圧延後の熱処理の際に、オーステナイト中のＭｎ濃化量が増大し、より安定な残留オーステナイトが確保でき、より加工性が向上する。したがって、前記した温度で巻き取り後、前記温度域で５時間以上保持することが好ましい。また、熱延板の結晶粒の粗大化により、冷間圧延後の焼鈍板の強度が低下するため、保持時間は１２時間以下であることが好ましい。
なお、本発明における熱間圧延工程では、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上げ圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延の際の摩擦係数は０．２５〜０．１０の範囲とすることが好ましい。また、相前後するシートバー同士を接合し、連続的に仕上げ圧延する連続圧延プロセスとすることが好ましい。連続圧延プロセスを適用することは、熱間圧延の操業安定性の観点からも望ましい。
２００℃以下まで冷却した後、Ａｃ１変態点−２００℃〜Ａｃ１変態点の温度域に加熱して３０分以上保持
上記したＡｒ１変態点〜Ａｒ１変態点＋（Ａｒ３変態点−Ａｒ１変態点）／２で巻き取り後、または前記温度で巻き取り後さらに前記Ａｒ１変態点〜Ａｒ１変態点＋（Ａｒ３変態点−Ａｒ１変態点）／２の温度域で５時間以上保持した後、２００℃以下に冷却する。２００℃以下まで冷却することで、マルテンサイトやベイナイト等の硬質な低温変態相を生成させることができる。冷却する際の冷却方法、冷却速度は特に規定されない。
２００℃以下まで冷却することにより生成されたマルテンサイトやベイナイト等の硬質な低温変態相を、Ａｃ１変態点−２００℃〜Ａｃ１変態点の温度域に３０分以上保持すると、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトへ変態することでセメンタイト等の炭化物を析出し、冷間圧延後の熱処理の際に、Ｃ濃度の高い微細なオーステナイトが生成し、加工性が向上する。また、熱延板を軟質化させ、その後の冷間圧延の負荷を軽減させる効果もある。Ａｃ１変態点−２００℃未満またはＡｃ１変態点を超える温度での保持、あるいは３０分未満の保持では上記の効果を得ることが難しい。保持時間が７５０分を超えると、結晶粒が過度に粗大化し、最終的に所望の残留オーステナイトの平均結晶粒径が得られず、延性が低下する可能性があり、また、深絞り性の低下が懸念される。また、多大なエネルギー消費によるコスト増を引き起こす可能性がある。そのため、保持時間を７５０分以下とすることが好ましい。
鋼板を、Ａｃ１変態点−２００℃〜Ａｃ１変態点の温度域に３０分以上保持した後、冷却し、酸洗する。冷却する際の冷却方法、冷却速度は特に規定されない。酸洗は常法でよい。
冷間圧延の圧下率：２０％以上
酸洗後、冷間圧延する。本発明においては熱間圧延後の冷間圧延の圧下率は極めて重要である。２０％以上の圧下率で冷間圧延を施すことにより、その後の熱処理の際に、フェライトの再結晶が促進し、微細で良好な延性を有する再結晶フェライトが生成され、加工性が向上する。また、フェライトの微細生成により、オーステナイトが微細に生成し、より安定な残留オーステナイトが得られ、ＴＳ×ＥＬが上昇する。
＜冷間圧延後の熱処理条件＞
Ａｃ１変態点〜Ａｃ１変態点＋（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）／２の温度域で３０ｓ以上保持（熱処理１）
オーステナイトとフェライトの２相領域で熱処理（焼鈍処理）を施すと、Ｍｎはオーステナイト中へ濃化し、オーステナイト中のＭｎ濃度が鋼の平均組成以上の濃度となる。熱処理温度がＡｃ１変態点未満ではオーステナイトが殆ど生成せず、焼鈍後に所望の残留オーステナイトが得られず、加工性が低下する。また、熱処理温度がＡｃ１変態点＋（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）／２を超えると、熱処理時のオーステナイトへのＭｎの濃化が不十分となり、安定な残留オーステナイトが確保できず、加工性が低下する。また、保持時間が３０ｓ未満では、熱処理時のオーステナイトへのＭｎの濃化が不十分となり、安定な残留オーステナイトが確保できず、加工性が低下する。また、未再結晶組織が多く残存し、加工性が低下する。したがって、熱処理条件は、Ａｃ１変態点〜Ａｃ１変態点＋（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）／２の温度域で３０ｓ以上保持とする。保持時間が３６０分を超えると、熱処理中のフェライトとオーステナイトの結晶粒径が過度に粗大化し、所望の残留オーステナイトの平均結晶粒径が得られず、延性が低下する可能性がある。また、深絞り性の低下が懸念される。また、多大なエネルギー消費によるコスト増を引き起こす可能性がある。そのため、保持時間を３６０分以下とすることが好ましい。
なお、熱処理方法は連続焼鈍やバッチ焼鈍のいずれの焼鈍方法でも構わない。また、前記の熱処理後、室温まで冷却するが、その冷却方法および冷却速度は特に規定せず、バッチ焼鈍における炉冷、空冷および連続焼鈍におけるガスジェット冷却、ミスト冷却、水冷などのいずれの冷却でも構わない。
また、前記熱処理後、２００℃以下まで冷却し、さらに以下の熱処理を行うこともできる。
Ａｃ１変態点〜Ａｃ１変態点＋（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）／２の温度域で１０ｓ以上保持（熱処理２）
さらに、上記条件で熱処理を施すことにより、Ｍｎのオーステナイト中への濃化が進行し、より安定な残留オーステナイトの確保が可能となり、より加工性が向上する。熱処理温度がＡｃ１変態点未満またはＡｃ１変態点＋（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）／２を超えると、また保持温度が１０ｓ未満になると前記効果が得られない。前記の熱処理後、室温まで冷却するが、その冷却方法および冷却速度は規定されない。保持時間が１８０分を超えると、熱処理中のフェライトとオーステナイトの結晶粒径が過度に粗大化し、所望の残留オーステナイトの平均結晶粒径が得られず、延性が低下する可能性がある。また、深絞り性の点からも好ましくない。また、多大なエネルギー消費によるコスト増を引き起こす可能性がある。そのため、保持時間を１８０分以下とすることが好ましい。
＜溶融亜鉛めっき処理＞
溶融亜鉛めっき処理を施すときは、前記熱処理１または熱処理２を施した鋼板を４４０〜５００℃の亜鉛めっき浴中に浸漬し、溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。溶融亜鉛めっきはＡｌ量が０．０８〜０．１８質量％である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。
＜亜鉛めっきの合金化処理＞
亜鉛めっきの合金化処理を施すときは、溶融亜鉛めっき処理後に、４７０〜６００℃の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施す。４７０℃未満の温度では、めっき層の合金化が促進されず、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることが難しい。６００℃を超える温度で合金化処理を行うと、残留オーステナイトの分解が生じ、加工性が低下する。したがって、亜鉛めっきの合金化処理を行うときは、４７０〜６００℃の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すこととする。
亜鉛めっき処理を施さない冷延鋼板および溶融亜鉛めっき処理、合金化溶融亜鉛めっき処理を施した後の鋼板には、形状矯正や表面粗度の調整等を目的に調質圧延を行うことができる。また、樹脂や油脂コーティング等の各種塗装処理を施すこともできる。
表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。得られたスラブを１２５０℃に加熱し、仕上げ圧延温度８７０℃で板厚４．０ｍｍまで熱間圧延して巻き取り、巻き取り後２００℃以下まで冷却し、または巻き取り後該巻き取り温度で所定時間保持した後２００℃以下まで冷却し、その後熱処理（熱延板熱処理）を行った後、酸洗、冷間圧延、熱処理に供し、一部はさらに、溶融亜鉛めっき処理、またはさらに亜鉛めっきの合金化処理に供した。溶融亜鉛めっき浴温は４６０℃とした。亜鉛めっき量は、片面当たり４５ｇ／ｍ２（両面めっき）に調整し、合金化処理は皮膜中Ｆｅ濃度が９〜１２質量％になるように調整した。製造条件を表２に示す。得られた鋼板の引張特性について調査を行い、その結果を表３に示した。
Figure 0005440672
Ａｒ１変態点、Ａｒ３変態点、Ａｃ１変態点、Ａｃ３変態点は以下の式を用いて求めた。
Ａｒ１変態点（℃）
＝７３０−１０２×（％Ｃ）＋２９×（％Ｓｉ）−４０×（％Ｍｎ）−１８×（％Ｎｉ）
−２８×（％Ｃｕ）−２０×（％Ｃｒ）−１８×（％Ｍｏ）
Ａｒ３変態点（℃）
＝９００−３２６×（％Ｃ）＋４０×（％Ｓｉ）−４０×（％Ｍｎ）−３６×（％Ｎｉ）
−２１×（％Ｃｕ）−２５×（％Ｃｒ）−３０×（％Ｍｏ）
Ａｃ１変態点（℃）
＝７５１−１６×（％Ｃ）＋１１×（％Ｓｉ）−２８×（％Ｍｎ）−５．５×（％Ｃｕ）
−１６×（％Ｎｉ）＋１３×（％Ｃｒ）＋３．４×（％Ｍｏ）
Ａｃ３変態点（℃）
＝９１０−２０３√（％Ｃ）＋４５×（％Ｓｉ）−３０×（％Ｍｎ）−２０×（％Ｃｕ）
−１５×（％Ｎｉ）＋１１×（％Ｃｒ）＋３２×（％Ｍｏ）＋１０４×（％Ｖ）＋４００
×（％Ｔｉ）＋２００×（％Ａｌ）
ここで、（％Ｃ）、（％Ｓｉ）、（％Ｍｎ）、（％Ｎｉ）、（％Ｃｕ）、（％Ｃｒ）、（％Ｍｏ）、（％Ｖ）、（％Ｔｉ）、（％Ａｌ）は、それぞれの元素の含有量（質量％）である。
Figure 0005440672
Figure 0005440672
引張試験は、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるようにサンプルを採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１年）に準拠して行い、ＴＳ（引張強度）、ＥＬ（全伸び）を測定した。なお、本発明では、ＴＳ≧９８０ＭＰａで、ＴＳ×ＥＬ≧２４０００ＭＰａ・％の場合を加工性が良好と判定した。
曲げ試験は、ＪＩＳ Ｚ２２４８（１９９６年）のＶブロック法に基づき測定を実施した。曲げ部外側について実体顕微鏡で亀裂の有無を判定し、亀裂が発生していない最小の曲げ半径を限界曲げ半径Ｒとした。なお、本発明では、９０°Ｖ曲げでの限界曲げＲ／ｔ≦１．５（ｔ：鋼板の板厚）の場合を曲げ性が良好と判定した。
ｒ値は、冷延焼鈍板からＬ方向（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向と４５°をなす方向）およびＣ方向（圧延方向と９０°をなす方向）からそれぞれＪＩＳＺ２２０１（１９９８年）の５号試験片を切り出し、ＪＩＳＺ２２５４（２００８年）の規定に準拠してそれぞれのｒＬ、ｒＤ、ｒＣ、を求め、下式（１）によりｒ値を算出した。
Figure 0005440672
深絞り成形試験は、円筒絞り試験で行い、限界絞り比（ＬＤＲ）により深絞り性を評価した。円筒深絞り試験条件は、試験には直径３３ｍｍφの円筒ポンチを用い、板厚３．８ｍｍ材は、ダイス径：４４．４ｍｍ、板厚２．４ｍｍ材は、ダイス径：４０．２ｍｍ、板厚１．６ｍｍ材は、ダイス径：３７．８ｍｍ、板厚１．４ｍｍ材は、ダイス径：３７．２ｍｍの金型を用いた。試験は、しわ押さえ力：１ｔｏｎ、成形速度１ｍｍ／ｓで行った。めっき状態などにより表面の摺動状態が変わるため、表面の摺動状態が試験に影響しない様、サンプルとダイスの間にポリエチレンシートを置いて高潤滑条件で試験を行った。ブランク径を１ｍｍピッチで変化させ、破断せず絞りぬけた最大ブランク直径Ｄとポンチ直径ｄの比（Ｄ／ｄ）をＬＤＲとした。なお、本発明では、ＬＤＲ≧２．１２の場合を深絞り性が良好と判定した。
平面曲げ疲労試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２７５（１９７８年）に準拠し、両振り（応力比−１）、周波数２０Ｈｚの条件で行った。両振り平面曲げ疲労試験において、１０７サイクルまで破断が認められなかった応力を測定し、この応力を疲労限強度とした。また、疲労限強度を引張強度ＴＳで除した値（耐久比）を算出した。なお、本発明では、疲労限強度≧４００ＭＰａ、耐久比≧０．４０の場合を疲労特性が良好と判定した。
本発明例の高強度鋼板は、いずれも９８０ＭＰａ以上のＴＳ、２４０００ＭＰａ・％以上のＴＳ×ＥＬであり、加工性に優れた高強度鋼板が得られている。さらに、曲げ性も良好で、良好な深絞り性も確保でき、疲労特性にも優れている。一方、比較例では、ＴＳ、ＴＳ×ＥＬの少なくとも一つの特性が劣っている。
本発明によれば、９８０ＭＰａ以上のＴＳ、２４０００ＭＰａ・％以上のＴＳ×ＥＬを有する加工性に優れる高強度鋼板の製造が可能になる。本発明の高強度鋼板を、例えば、自動車構造部材に適用することで、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非常に大きい。

Claims (20)

  1. 成分組成が、質量％でＣ：０．０３％以上０．３５％以下、Ｓｉ：０．５％以上３．０％以下、Ｍｎ：３．５％以上１０．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、熱間圧延後、Ａｒ１変態点〜Ａｒ１変態点＋（Ａｒ３変態点−Ａｒ１変態点）／２で巻き取り、２００℃以下まで冷却した後、Ａｃ１変態点−２００℃〜Ａｃ１変態点の温度域に加熱して３０分以上７５０分以下の間保持し、その後、酸洗し、２０％以上の圧下率で冷間圧延を施した後、Ａｃ１変態点〜Ａｃ１変態点＋（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）／２の温度域に加熱して３０ｓ以上３６０分以下の間保持することを特徴とする、面積率で、３０．０％以上８０．０％以下のフェライトを有し、前記フェライト中のＭｎ量（質量％）を鋼板中のＭｎ量（質量％）で除した値が０．２０以上０．８０以下であり、体積率で、１０．０％以上の残留オーステナイトを有し、前記残留オーステナイト中のＭｎ量が６．０質量％以上１１．０質量％以下であり、さらに、残留オーステナイトの平均結晶粒径が０．１μｍ以上２．０μｍ以下であり、面積率で、３．０％以下のベイナイトを有し、残留オーステナイトのアスペクト比が２．０以下である鋼組織を有する加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  2. 成分組成が、質量％でＣ：０．０３％以上０．３５％以下、Ｓｉ：０．５％以上３．０％以下、Ｍｎ：３．５％以上１０．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、熱間圧延後、Ａｒ１変態点〜Ａｒ１変態点＋（Ａｒ３変態点−Ａｒ１変態点）／２で巻き取り、Ａｒ１変態点〜Ａｒ１変態点＋（Ａｒ３変態点−Ａｒ１変態点）／２の温度域で５時間以上１２時間以下の間保持した後、２００℃以下まで冷却し、次いで、Ａｃ１変態点−２００℃〜Ａｃ１変態点の温度域に加熱して３０分以上７５０分以下の間保持し、その後、酸洗し、２０％以上の圧下率で冷間圧延を施した後、Ａｃ１変態点〜Ａｃ１変態点＋（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）／２の温度域に加熱して３０ｓ以上３６０分以下の間保持することを特徴とする、面積率で、３０．０％以上８０．０％以下のフェライトを有し、前記フェライト中のＭｎ量（質量％）を鋼板中のＭｎ量（質量％）で除した値が０．２０以上０．８０以下であり、体積率で、１０．０％以上の残留オーステナイトを有し、前記残留オーステナイト中のＭｎ量が６．０質量％以上１１．０質量％以下であり、さらに、残留オーステナイトの平均結晶粒径が０．１μｍ以上２．０μｍ以下であり、面積率で、３．０％以下のベイナイトを有し、残留オーステナイトのアスペクト比が２．０以下である鋼組織を有する加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  3. 成分組成が、質量％でＣ：０．０３％以上０．３５％以下、Ｓｉ：０．５％以上３．０％以下、Ｍｎ：３．５％以上１０．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼スラブを、熱間圧延後、Ａｒ１変態点〜Ａｒ１変態点＋（Ａｒ３変態点−Ａｒ１変態点）／２で巻き取り、またはさらにＡｒ１変態点〜Ａｒ１変態点＋（Ａｒ３変態点−Ａｒ１変態点）／２の温度域で５時間以上１２時間以下の間保持した後、２００℃以下まで冷却し、次いで、Ａｃ１変態点−２００℃〜Ａｃ１変態点の温度域に加熱して３０分以上７５０分以下の間保持した後、酸洗し、２０％以上の圧下率で冷間圧延を施し、その後、Ａｃ１変態点〜Ａｃ１変態点＋（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）／２の温度域に加熱して３０ｓ以上３６０分以下の間保持後、２００℃以下まで冷却し、さらに、Ａｃ１変態点〜Ａｃ１変態点＋（Ａｃ３変態点−Ａｃ１変態点）／２の温度域に加熱して１０ｓ以上保持することを特徴とする、面積率で、３０．０％以上８０．０％以下のフェライトを有し、前記フェライト中のＭｎ量（質量％）を鋼板中のＭｎ量（質量％）で除した値が０．２０以上０．８０以下であり、体積率で、１０．０％以上の残留オーステナイトを有し、前記残留オーステナイト中のＭｎ量が６．０質量％以上１１．０質量％以下であり、さらに、残留オーステナイトの平均結晶粒径が０．１μｍ以上２．０μｍ以下であり、面積率で、３．０％以下のベイナイトを有し、残留オーステナイトのアスペクト比が２．０以下である鋼組織を有する加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  4. 請求項１〜３のいずれかに記載の方法で高強度鋼板を製造した後、溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  5. 前記溶融亜鉛めっき処理を施した後、４７０〜６００℃の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すことを特徴とする請求項４に記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  6. さらに、成分組成として、質量％で、Ａｌ：０．０１％以上２．５％以下を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  7. さらに、成分組成として、質量％で、Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上１．０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１〜６のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  8. さらに、成分組成として、質量％で、Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１〜７のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  9. さらに、成分組成として、質量％で、Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１〜８のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  10. さらに、成分組成として、質量％で、Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下を含有することを特徴とする請求項１〜９のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  11. さらに、成分組成として、質量％で、Ｔａ：０．００１０％以上０．１０００％以下を含有することを特徴とする請求項１〜１０のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  12. さらに、成分組成として、質量％で、Ｓｎ：０．００２０％以上０．２０００％以下および／またはＳｂ：０．００２０％以上０．２０００％以下を含有することを特徴とする請求項１〜１１のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  13. 成分組成が、質量％でＣ：０．０３％以上０．３５％以下、Ｓｉ：０．５％以上３．０％以下、Ｍｎ：３．５％以上１０．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、鋼組織は、面積率で、３０．０％以上８０．０％以下のフェライトを有し、前記フェライト中のＭｎ量（質量％）を鋼板中のＭｎ量（質量％）で除した値が０．２０以上０．８０以下であり、体積率で、１０．０％以上の残留オーステナイトを有し、前記残留オーステナイト中のＭｎ量が６．０質量％以上１１．０質量％以下であり、さらに、残留オーステナイトの平均結晶粒径が０．１μｍ以上２．０μｍ以下であり、面積率で、３．０％以下のベイナイトを有し、残留オーステナイトのアスペクト比が２．０以下であることを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板。
  14. さらに、成分組成として、質量％で、Ａｌ：０．０１％以上２．５％以下を含有することを特徴とする請求項１３に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
  15. さらに、成分組成として、質量％で、Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上１．０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１３または１４に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
  16. さらに、成分組成として、質量％で、Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１３〜１５のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板。
  17. さらに、成分組成として、質量％で、Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１３〜１６のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板。
  18. さらに、成分組成として、質量％で、Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下を含有することを特徴とする請求項１３〜１７のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板。
  19. さらに、成分組成として、質量％で、Ｔａ：０．００１０％以上０．１０００％以下を含有することを特徴とする請求項１３〜１８のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板。
  20. さらに、成分組成として、質量％で、Ｓｎ：０．００２０％以上０．２０００％以下および／またはＳｂ：０．００２０％以上０．２０００％以下を含有することを特徴とする請求項１３〜１９のいずれかに記載の加工性に優れた高強度鋼板。
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