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WO2013018722A1 - 成形性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法 - Google Patents

成形性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法 Download PDF

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WO2013018722A1
WO2013018722A1 PCT/JP2012/069223 JP2012069223W WO2013018722A1 WO 2013018722 A1 WO2013018722 A1 WO 2013018722A1 JP 2012069223 W JP2012069223 W JP 2012069223W WO 2013018722 A1 WO2013018722 A1 WO 2013018722A1
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WO
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steel sheet
strength
phase
less
producing
Prior art date
Application number
PCT/JP2012/069223
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English (en)
French (fr)
Inventor
裕之 川田
丸山　直紀
映信 村里
昭暢 南
健志 安井
山口　裕司
杉浦　夏子
Original Assignee
新日鐵住金株式会社
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Priority to JP2013502946A priority patent/JP5252142B1/ja
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Priority to ES12819665T priority patent/ES2733452T3/es
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    • Y10T428/12785—Group IIB metal-base component
    • Y10T428/12792—Zn-base component
    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet having high formability, a high-strength galvanized steel sheet, and methods for producing them.
  • Patent Document 1 as a technique for improving the bendability of a high-strength steel sheet, in a steel sheet having a microstructure mainly composed of bainite and tempered martensite, the amount of Si contained in the steel is 0.6% or less by mass%.
  • the predetermined bainite transformation temperature By cooling to a temperature lower than the predetermined bainite transformation temperature by 50 ° C. or more to promote transformation from austenite to bainite or martensite, the retained austenite having a martensite transformation point of ⁇ 196 ° C. or more contained in the structure
  • a steel sheet having a tensile strength of 780 to 1470 MPa, a good shape and excellent bendability obtained by setting the volume ratio to 2% or less is disclosed.
  • Patent Document 2 as a technique for improving the formability of a high-strength steel sheet, a hot-rolled steel sheet is cooled to 500 ° C. or less, wound up, reheated to 550 to 700 ° C., and then cold-rolled. And the continuous annealing step sequentially, the average particle size of the second phase including the retained austenite and further including the low-temperature transformation phase becomes fine, and the amount of retained austenite, the amount of dissolved C of the retained austenite, and the average particle size are predetermined.
  • a method for improving ductility and stretch flangeability by satisfying the relational expression is disclosed.
  • Patent Document 3 discloses a steel sheet in which the standard deviation of the hardness inside the steel sheet is reduced and the same hardness is provided throughout the steel sheet as a technique for improving the stretch flangeability of the high-strength steel sheet.
  • Patent Document 4 discloses a steel sheet in which the hardness of a hard part is reduced by heat treatment and the difference in hardness from a soft part is reduced as a technique for improving the stretch flangeability of a high-strength steel sheet.
  • Patent Document 5 discloses a steel sheet in which the hardness difference from the soft part is reduced by making the hard part a relatively soft bainite as a technique for improving the stretch flangeability of the high-strength steel sheet.
  • Patent Document 6 as a technique for improving the stretch flangeability of a high-strength steel sheet, in a steel sheet having a structure composed of tempered martensite with an area ratio of 40 to 70% and the balance made of ferrite, Mn in the thickness direction cross section of the steel sheet is disclosed.
  • a steel sheet in which the ratio between the upper limit value and the lower limit value of the concentration is reduced is disclosed.
  • the high-strength steel sheet described in Patent Document 1 has a problem that in the steel sheet structure, there are few ferrites and residual austenite that improve ductility, and sufficient ductility cannot be obtained.
  • Patent Document 2 The method for producing a high-strength steel sheet described in Patent Document 2 requires a large-scale reheating device, and thus has a problem that the production cost increases.
  • the present invention has been made in view of the above-mentioned problems, and is capable of obtaining excellent ductility and stretch flangeability while ensuring high strength of a tensile maximum strength of 900 MPa or more. It is an object to provide a high-strength galvanized steel sheet and a manufacturing method thereof.
  • the present inventors diligently studied a steel sheet structure and a manufacturing method for obtaining excellent ductility and stretch flangeability in a high-strength steel sheet.
  • the martensitic transformation start temperature of the retained austenite phase is set to a predetermined range while keeping the ratio of the retained austenite phase in the steel sheet structure within a predetermined range by optimizing the steel components in the appropriate range and annealing conditions after cold rolling.
  • a maximum tensile strength of 900 MPa or more is ensured.
  • ductility and stretch flangeability were improved, and excellent formability was obtained.
  • the present invention has been made as a result of further investigation based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • REM Contains 0.0001 to 0.5000% of 1 type or 2 types or more, with the balance being iron and impossible
  • the steel is composed of mechanical impurities, and the steel sheet structure contains a retained austenite phase of 2 to 20% in volume fraction, and the martensite transformation point of the retained austenite phase is ⁇ 60 ° C. or less. High strength steel plate with excellent properties.
  • the structure of the steel sheet further has a volume fraction of ferrite phase: 10 to 75%, bainitic ferrite phase and / or bainite phase: 10 to 50%, tempered martensite phase: 10 to 50%, and Fresh martensite phase: A high-strength steel sheet excellent in formability according to any one of the above (1) to (3), comprising 10% or less.
  • Method for producing a high strength steel sheet excellent in formability characterized in that it comprises at least one or more performing annealing step reheating to 50 ° C. or higher.
  • a method for producing a high-strength galvanized steel sheet excellent in formability characterized by performing zinc electroplating after producing a high-strength steel sheet by the method for producing a high-strength steel sheet according to (6).
  • the starting temperature at which austenite ( ⁇ iron) transforms into martensite in the process of temperature reduction during the manufacture of steel sheet is the Ms point
  • the residual austenite in the structure of the manufactured high-strength steel sheet of the present invention is the starting temperature at which the transformation to martensite referred to as Ms r point.
  • Steel structure of the high-strength steel sheet of the present invention have from 2 to 20% residual austenite phase, Ms r point of the residual austenite phase is -60 ° C. or less.
  • Such a retained austenite phase contained in the steel sheet structure of the high-strength steel sheet according to the present invention is stable against multiple cold treatments.
  • the structure other than the retained austenite phase is not particularly limited as long as the tensile maximum strength of 900 MPa or more can be ensured.
  • the volume fraction in the steel sheet structure is ferrite phase: 10 to 75%, bainitic ferrite phase and / or It preferably has a bainite phase: 10 to 50%, a tempered martensite phase: 10 to 50%, and a fresh martensite phase: 10% or less.
  • the retained austenite phase has a characteristic that the strength and ductility are greatly improved, while generally it becomes a starting point of fracture and greatly deteriorates stretch flangeability.
  • stability index as described above include those of the retained austenite phase martensitic transformation start temperature (Ms r point). Stable retained austenite high cleanliness austenite remaining is immersed for one hour in liquid nitrogen, the so-called cryogenic processing be performed without changing the amount of retained austenite, Ms r point temperature of liquid nitrogen (-198 ° C. ) And is very stable. Further, in general, the retained austenite gradually decreases by repeatedly performing the cryogenic treatment. However, in the high-strength steel sheet according to the present invention, the retained austenite does not decrease even after the five cryogenic treatments, and is extremely stable. It is.
  • the volume fraction of the retained austenite phase in the steel sheet structure is preferably 4% or more, and more preferably 6% or more.
  • the volume fraction of the retained austenite phase in the steel sheet structure is preferably 4% or more, and more preferably 6% or more.
  • the ratio of the retained austenite phase to martensite transformation at ⁇ 198 ° C. is preferably 2% or less in terms of volume fraction.
  • Ms r point of the residual austenite in the steel sheet structure in the -198 ° C. or less it becomes more stable retained austenite phase, ductility and stretch flangeability is further remarkably improved, since excellent formability is obtained .
  • the volume fraction of retained austenite phase is X-ray analysis using a plane parallel to the plate surface of the steel sheet and a thickness of 1/4 as an observation surface, and an area fraction is calculated, which is regarded as the volume fraction.
  • the quarter-thickness surface is mirror-finished by subjecting the base material to grinding and chemical polishing after the deep cooling treatment.
  • n the number of chilling treatments
  • V ⁇ (n) the retained austenite fraction after the nth chilling treatment
  • V ⁇ (0) the retained austenite fraction in the base material.
  • the ferrite phase is a structure effective for improving ductility, and is preferably contained in the steel sheet structure in a volume fraction of 10 to 75%. If the volume fraction of the ferrite phase in the steel sheet structure is less than 10%, sufficient ductility may not be obtained.
  • the volume fraction of the ferrite phase contained in the steel sheet structure is more preferably 15% or more, and further preferably 20% or more, from the viewpoint of ductility. Since the ferrite phase is a soft structure, if the volume fraction exceeds 75%, sufficient strength may not be obtained.
  • the volume fraction of the ferrite phase contained in the steel sheet structure is more preferably 65% or less, and further preferably 50% or less.
  • the bainitic ferrite phase and / or bainite phase is a structure having an excellent balance between strength and ductility, and is preferably contained in the steel sheet structure in a volume fraction of 10 to 50%.
  • the bainitic ferrite phase and / or bainite is a microstructure having an intermediate strength between a soft ferrite phase and a hard martensite phase, a tempered martensite phase and a retained austenite phase, and is 15% or more from the viewpoint of stretch flangeability. More preferably, 20% or more is more preferably included.
  • the tempered martensite phase is a structure that greatly improves the tensile strength, and may be contained in the steel sheet structure in a volume fraction of 50% or less. From the viewpoint of tensile strength, the volume fraction of tempered martensite is preferably 10% or more. If the volume fraction of tempered martensite contained in the steel sheet structure exceeds 50%, the yield stress is excessively increased and the shape freezing property is deteriorated.
  • the fresh martensite phase has the effect of greatly improving the tensile strength. However, since it becomes the starting point of fracture and greatly deteriorates the stretch flangeability, it is preferable to limit the volume fraction in the steel sheet structure to 15% or less. In order to enhance stretch flangeability, the volume fraction of the fresh martensite phase in the steel sheet structure is preferably 10% or less, and more preferably 5% or less.
  • the steel sheet structure of the high-strength steel sheet of the present invention may further include a structure other than the above, such as a pearlite phase and / or a coarse cementite phase.
  • a structure other than the above such as a pearlite phase and / or a coarse cementite phase.
  • the pearlite phase and / or coarse cementite phase increases in the steel structure of the high-strength steel plate, there arises a problem that the bendability deteriorates. From this, the total volume fraction of the pearlite phase and / or coarse cementite phase contained in the steel sheet structure is preferably 10% or less, and more preferably 5% or less.
  • the volume fraction of each structure included in the steel sheet structure of the high-strength steel sheet of the present invention can be measured by, for example, the following method.
  • the volume fraction of the ferrite phase, bainitic ferrite phase, bainite phase, tempered martensite phase and fresh martensite phase contained in the steel sheet structure of the high-strength steel sheet of the present invention first, parallel to the rolling direction of the steel sheet. A sample is taken using a thick cross section as an observation surface. Then, the observation surface of this sample was polished and nital etched, and the range of 1/8 to 3/8 thickness of the plate thickness was observed with a field emission scanning electron microscope (FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope). The area fraction is then measured and taken as the volume fraction.
  • FE-SEM Field Emission Scanning Electron Microscope
  • C 0.075 to 0.300%
  • C is an element necessary for obtaining a retained austenite phase, and is contained in order to achieve both excellent moldability and high strength.
  • the content of C exceeds 0.300%, weldability becomes insufficient.
  • the C content is more preferably 0.250% or less, and further preferably 0.220% or less.
  • the content of C is less than 0.075%, it becomes difficult to obtain a sufficient amount of retained austenite phase, and strength and formability are deteriorated.
  • the C content is more preferably 0.090% or more, and further preferably 0.100% or more.
  • Si 0.70 to 2.50%
  • Si is an element that makes it easy to obtain a retained austenite phase by suppressing the formation of iron-based carbides in the steel sheet, and is an element necessary for improving strength and formability. If the Si content exceeds 2.50%, the steel sheet becomes brittle and the ductility deteriorates. From the viewpoint of ductility, the Si content is more preferably 2.20% or less, and further preferably 2.00% or less. When the Si content is less than 0.70%, iron-based carbides are generated during cooling to room temperature after annealing, and a sufficient retained austenite phase cannot be obtained, resulting in deterioration of strength and formability. From the viewpoint of strength and formability, the lower limit value of Si is more preferably 0.90% or more, and further preferably 1.00% or more.
  • Mn 1.30 to 3.50% Mn is added to increase the strength of the steel sheet. If the Mn content exceeds 3.50%, a coarse Mn-concentrated portion is generated at the central portion of the plate thickness of the steel sheet, and embrittlement is likely to occur, and troubles such as cracking of the cast slab are likely to occur. Moreover, when content of Mn exceeds 3.50%, there exists a problem that weldability also deteriorates. Therefore, the Mn content needs to be 3.50% or less. From the viewpoint of weldability, the Mn content is more preferably 3.20% or less, and further preferably 3.00% or less.
  • the Mn content is less than 1.30%, a large amount of soft structure is formed during cooling after annealing, so it is difficult to ensure a maximum tensile strength of 900 MPa or more. Therefore, the Mn content needs to be 1.30% or more. In order to increase the strength of the steel sheet, the Mn content is more preferably 1.50% or more, and even more preferably 1.70% or more.
  • P 0.001 to 0.030% P tends to segregate at the center of the plate thickness of the steel sheet and has a characteristic of embrittlement of the weld. If the P content exceeds 0.030%, the welded portion is significantly embrittled, so the P content is limited to 0.030% or less. Although the lower limit of the content of P is not particularly defined, the effect of the present invention is exhibited. However, if the content of P is less than 0.001%, the manufacturing cost is greatly increased, so 0.001% is the lower limit. To do.
  • the upper limit of the S content is set to 0.0100% or less. Further, since S combines with Mn to form coarse MnS and lowers ductility and stretch flangeability, it is more preferably 0.0050% or less, and even more preferably 0.0025% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly defined, and the effects of the present invention are exhibited. However, if the S content is less than 0.0001%, the manufacturing cost is greatly increased, so 0.0001% is set as the lower limit. To do.
  • Al 0.005-1.500%
  • Al is an element that makes it easy to obtain retained austenite by suppressing the formation of iron-based carbides, and increases the strength and formability of the steel sheet. If the Al content exceeds 1.500%, weldability deteriorates, so the upper limit is made 1.500%. From the viewpoint of weldability, the Al content is more preferably 1.200% or less, and further preferably 0.900% or less. Al is an element that is also effective as a deoxidizing material, but if the Al content is less than 0.005%, the effect as a deoxidizing material cannot be sufficiently obtained, so the lower limit of the Al content is 0.005%. And In order to obtain a sufficient deoxidation effect, the Al content is more preferably 0.010% or more.
  • N 0.0001 to 0.0100% N forms coarse nitrides and degrades ductility and stretch flangeability, so it is necessary to suppress the addition amount. If the N content exceeds 0.0100%, this tendency becomes significant, so the upper limit of the N content is 0.0100%. Since N causes the generation of blowholes during welding, it is preferable that N be smaller. Although the lower limit of the N content is not particularly defined, the effect of the present invention is exhibited. However, if the N content is less than 0.0001%, the manufacturing cost is greatly increased, so 0.0001% is the lower limit. And
  • O 0.0001 to 0.0100% Since O forms an oxide and deteriorates ductility and stretch flangeability, it is necessary to suppress the content. When the content of O exceeds 0.0100%, the deterioration of stretch flangeability becomes significant, so the upper limit of the O content is 0.0100% or less.
  • the O content is more preferably 0.0080% or less, and further preferably 0.0060% or less.
  • the lower limit of the content of O is not particularly defined, the effect of the present invention is exhibited. However, if the content of O is less than 0.0001%, the manufacturing cost is greatly increased, so 0.0001% is the lower limit. And
  • the high-strength steel sheet of the present invention may further contain the following elements as necessary.
  • Ti is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet by strengthening precipitates, strengthening fine grains by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and dislocation strengthening by suppressing recrystallization. If the Ti content exceeds 0.150%, precipitation of carbonitride increases and formability deteriorates, so the Ti content is set to 0.150% or less. From the viewpoint of moldability, the Ti content is more preferably 0.100% or less, and further preferably 0.070% or less. In order to sufficiently obtain the effect of increasing the strength due to Ti, the Ti content needs to be 0.005% or more. In order to increase the strength of the steel sheet, the Ti content is preferably 0.010% or more, and more preferably 0.015% or more.
  • Nb is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet by strengthening precipitates, strengthening fine grains by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and dislocation strengthening by suppressing recrystallization. If the content of Nb exceeds 0.150%, the precipitation of carbonitride increases and the formability deteriorates, so the content of Nb needs to be 0.150% or less. From the viewpoint of moldability, the Nb content is preferably 0.100% or less, and more preferably 0.060% or less. In order to sufficiently obtain the effect of increasing the strength by Nb, the Nb content needs to be 0.005% or more. In order to increase the strength of the steel sheet, the Nb content is preferably 0.010% or more, and more preferably 0.015% or more.
  • V 0.005 to 0.150%
  • V is an element that contributes to increasing the strength of the steel sheet by strengthening precipitates, strengthening fine grains by suppressing the growth of ferrite crystal grains, and dislocation strengthening by suppressing recrystallization. If the V content exceeds 0.150%, carbonitride precipitation increases and the formability deteriorates, so the content is set to 0.150% or less. In order to sufficiently obtain the strength increasing effect by V, the content needs to be 0.005% or more.
  • B 0.0001 to 0.0100%
  • B is an element that suppresses phase transformation at high temperatures and is effective for increasing the strength, and may be added instead of a part of C and / or Mn. If the B content exceeds 0.0100%, the hot workability is impaired and the productivity decreases, so the B content is set to 0.0100% or less. From the viewpoint of productivity, the B content is preferably 0.0050% or less, and more preferably 0.0030% or less. In order to sufficiently obtain a high strength by B, the B content needs to be 0.0001% or more. In order to effectively increase the strength of the steel sheet, the B content is preferably 0.0003% or more, and more preferably 0.0005% or more.
  • Mo 0.01 to 1.00%
  • Mo is an element that suppresses phase transformation at high temperature and is effective for increasing the strength, and may be added instead of a part of C and / or Mn. If the Mo content exceeds 1.00%, the hot workability is impaired and the productivity decreases, so the Mo content is set to 1.00% or less. In order to sufficiently obtain the effect of increasing the strength by Mo, the content needs to be 0.01% or more.
  • W 0.01-1.00% W is an element that suppresses phase transformation at high temperatures and is effective for increasing the strength, and may be added instead of a part of C and / or Mn. If the W content exceeds 1.00%, hot workability is impaired and productivity is lowered, so the W content is set to 1.00% or less. In order to sufficiently obtain a high strength by W, the content needs to be 0.01% or more.
  • Cr 0.01 to 2.00% Cr is an element that suppresses phase transformation at high temperatures and is effective for increasing the strength, and may be added instead of a part of C and / or Mn. If the Cr content exceeds 2.00%, hot workability is impaired and productivity is lowered, so the Cr content is 2.00% or less. In order to sufficiently obtain high strength by Cr, the content needs to be 0.01% or more.
  • Ni 0.01-2.00%
  • Ni is an element that suppresses phase transformation at high temperature and is effective for increasing the strength, and may be added instead of a part of C and / or Mn. If the Ni content exceeds 2.00%, weldability is impaired, so the Ni content is 2.00% or less. In order to sufficiently obtain high strength by Ni, the content needs to be 0.01% or more.
  • Cu 0.01 to 2.00%
  • Cu is an element that increases the strength by being present in the steel as fine particles, and can be added instead of a part of C and / or Mn. If the Cu content exceeds 2.00%, weldability is impaired, so the content is made 2.00% or less. In order to sufficiently obtain high strength by Cu, the content needs to be 0.01% or more.
  • Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, and REM in total 0.0001 to 0.5000% Ca, Ce, Mg, Zr, Hf, and REM are effective elements for improving formability, and one or more of them can be added. If the content of one or more of Ca, Ce, Mg, Zr, Hf and REM exceeds 0.5000% in total, the ductility may be adversely affected, so the total content of each element is 0. 5,000% or less. In order to sufficiently obtain the effect of improving the formability of the steel sheet, the total content of each element needs to be 0.0001% or more. From the viewpoint of moldability, the total content of each element is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0010% or more.
  • REM is an abbreviation for Rare Earth Metal and refers to an element belonging to the lanthanoid series.
  • REM and Ce are often added by misch metal and may contain a lanthanoid series element in combination with La and Ce. Further, even when these lanthanoid series elements other than La and Ce are included as inevitable impurities, the effect of the present invention is exhibited. Further, even when the metal La or Ce is added, the effect of the present invention is exhibited.
  • the component composition of this invention was demonstrated, as long as it is a range which does not impair the characteristic of the steel plate of this invention, you may contain elements other than an essential additive element as an impurity resulting from a raw material, for example.
  • the high-strength steel sheet of the present invention can be a high-strength galvanized steel sheet having a galvanized layer or an alloyed galvanized layer formed on the surface.
  • a galvanized layer on the surface of a high-strength steel plate, a steel plate having excellent corrosion resistance is obtained.
  • the alloyed galvanized layer on the surface of the high-strength steel plate, the steel plate has excellent corrosion resistance and excellent paint adhesion.
  • a slab having the above-described component composition is cast.
  • a slab to be used for hot rolling for example, a continuous cast slab, a thin slab caster or the like can be used.
  • a process such as continuous casting-direct rolling (CC-DR) in which hot rolling is performed immediately after casting.
  • the slab heating temperature in the hot rolling process needs to be 1050 ° C. or higher. If the slab heating temperature is low, the finish rolling temperature is below the Ar 3 point. As a result, it becomes a two-phase rolling of a ferrite phase and an austenite phase, so that the hot rolled sheet structure becomes a heterogeneous mixed grain structure, and even if it undergoes cold rolling and annealing processes, the heterogeneous structure is not eliminated, ductility and bending Deteriorates. Further, when the finish rolling temperature is lowered, there is a concern that the rolling load increases, rolling becomes difficult, and the shape of the steel sheet after rolling is poor.
  • the upper limit of the slab heating temperature is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited. However, since it is not economically preferable to make the heating temperature excessively high, the upper limit of the slab heating temperature should be 1350 ° C. or less. Is preferred.
  • Ar 3 points can be calculated by the following equation.
  • Ar 3 (° C.) 901-325 ⁇ C + 33 ⁇ Si-92 ⁇ (Mn + Ni / 2 + Cr / 2) + Cu / 2 + Mo / 2) + 52 ⁇ Al
  • C, Si, Mn, Ni, Cr, Cu, Mo, and Al are the contents (mass%) of each element.
  • the hot rolling finish rolling temperature has a lower limit of 800 ° C. or a higher Ar 3 point, and an upper limit of 1000 ° C.
  • the finish rolling temperature is less than 800 ° C.
  • the finish rolling temperature is less than Ar 3 points, the hot rolling becomes a two-phase rolling of a ferrite phase and an austenite phase, and the structure of the hot rolled steel sheet may be a heterogeneous mixed grain structure.
  • the upper limit of the finish rolling temperature is not particularly defined, and the effect of the present invention is exhibited. However, if the finish rolling temperature is excessively high, the slab heating temperature must be excessively high in order to secure the temperature. . Therefore, the upper limit temperature of the finish rolling temperature is preferably 1000 ° C. or less.
  • the rolled steel sheet is wound up at 500 to 750 ° C.
  • the coiling temperature is preferably 720 ° C. or lower, more preferably 700 ° C. or lower.
  • the winding temperature is preferably 550 ° C. or higher, more preferably 600 ° C. or higher.
  • the hot-rolled steel sheet manufactured in this way is subjected to pickling treatment.
  • pickling it is possible to remove oxides on the surface of the steel sheet. It is important from the point of improving. Pickling may be performed only once or may be performed in multiple steps.
  • the steel plate after pickling may be subjected to an annealing process as it is, but by performing cold rolling at a rolling reduction of 35 to 75%, a steel plate having an excellent shape with high thickness accuracy can be obtained. If the rolling reduction is less than 35%, it is difficult to keep the shape flat, and the ductility of the final product becomes poor, so the rolling reduction is set to 35% or more. When the rolling reduction exceeds 75%, the cold rolling load becomes excessively large and cold rolling becomes difficult. For this reason, the upper limit of the rolling reduction is set to 75%.
  • the effect of the present invention is exhibited without particular limitation on the number of rolling passes and the rolling reduction for each pass.
  • the rolled steel sheet is heated to a maximum heating temperature in the range of 740 to 1000 ° C.
  • the maximum heating temperature is less than 740 ° C.
  • the amount of austenite phase becomes insufficient, and it becomes difficult to secure a sufficient amount of hard structure in the subsequent phase transformation during cooling.
  • the maximum heating temperature exceeds 1000 ° C., the grain size of the austenite phase becomes coarse, and it becomes difficult for the transformation to proceed during cooling, and it becomes difficult to sufficiently obtain a particularly soft ferrite structure.
  • the heating up to the maximum heating temperature is (maximum heating temperature ⁇ 20) ° C. to the maximum heating temperature, that is, the heating rate during the last 20 ° C. during heating is 0.1 to 0.8 ° C./second. It is preferable.
  • the heating rate between 20 ° C. up to the maximum heating temperature within the above range the effect of slowing the reverse transformation to the austenite phase is reduced and the number of defects in the initial austenite phase is reduced. It is done.
  • the residence time when heated to the maximum heating temperature can be appropriately determined according to the maximum heating temperature and the like and is not particularly limited, but is preferably 10 seconds or more, more preferably 40 to 540 seconds.
  • the average cooling rate in the above cooling temperature range is less than 1.0 ° C./second, the pearlite transformation proceeds during cooling, the untransformed austenite phase is reduced, and a sufficient hard structure cannot be obtained. In some cases, the maximum strength of 900 MPa or more cannot be ensured. When the average cooling rate exceeds 10.0 ° C./second, a soft ferrite structure may not be sufficiently generated.
  • the residence time in the ferrite transformation temperature range from immediately after heating until the steel plate temperature reaches 700 ° C. is not particularly limited, but is preferably 20 to 1000 seconds. In order to sufficiently generate a soft ferrite phase, it is necessary to stop for 20 seconds or more in a ferrite transformation temperature range from immediately after annealing to a steel plate temperature of 700 ° C., and preferably for 30 seconds or more, It is more preferable to stop for 50 seconds or more. If the time for retaining in the ferrite transformation temperature range exceeds 1000 seconds, the ferrite transformation proceeds excessively and untransformed austenite is reduced, so that a sufficient hard structure cannot be obtained.
  • secondary cooling is performed with an average cooling rate of 700 to 500 ° C. set to 5.0 to 200 ° C./second.
  • the transformation from austenite after annealing to ferrite is reliably advanced.
  • cooling is performed at an average cooling rate of 1 ° C./second to 10.0 ° C./second similar to the primary cooling from a temperature range exceeding 700 ° C., the formation of ferrite phase becomes insufficient, resulting in high strength. The ductility of the steel sheet cannot be ensured.
  • the steel plate subjected to the above-described two-stage cooling treatment is retained in a temperature range of 350 to 450 ° C. for a time of 30 to 1000 seconds. If the residence temperature at this time is less than 350 ° C., fine iron-based carbides are generated, and the concentration of C into the austenite phase does not proceed, resulting in an unstable austenite phase. When the residence temperature exceeds 450 ° C., the solid solution limit of C in the austenite phase becomes low, and C is saturated in a small amount, so that the concentration of C does not progress and an unstable austenite phase is formed.
  • the residence time is less than 30 seconds, the bainite transformation does not proceed sufficiently, the amount of C (carbon) discharged from the bainite phase to the austenite phase is small, the concentration of C into the austenite phase is insufficient, and is unstable. It becomes an austenite phase.
  • the residence time exceeds 1000 seconds, generation of coarse iron-based carbide starts, and the C concentration in the austenite is lowered, so that an unstable austenite phase is formed.
  • reheating from Bs point bainite transformation start temperature
  • reheating from the Ms point or less than 350 ° C. to 350 ° C. or more is performed at least once.
  • the residence in the above-mentioned temperature range of 350 to 450 ° C. is performed. May be.
  • the Bs point (bainite transformation start temperature) can be calculated by the following equation.
  • Bs (° C.) 820-290C / (1-VF) -37Si-90Mn-65Cr -50Ni + 70Al
  • VF is the volume fraction of ferrite
  • C, Mn, Cr, Ni, Al, and Si are addition amounts (mass%) of the respective elements.
  • the Ms point (martensitic transformation start temperature) can be calculated by the following equation.
  • Ms (° C.) 541-474C / (1-VF) -15Si-35Mn-17Cr -17Ni + 19Al
  • VF is the volume fraction of ferrite
  • C, Si, Mn, Cr, Ni, and Al are addition amounts (mass%) of the respective elements.
  • a small piece of cold-rolled steel plate before passing through the continuous annealing line is cut out, and the small piece Is annealed with the same temperature history as when passing through the continuous annealing line, the change in volume of the ferrite phase of the small piece is measured, and the numerical value calculated using the result is taken as the volume fraction VF of the ferrite.
  • the result of the first measurement may be used, and it is not necessary to measure each time. If the manufacturing conditions are to be changed significantly, measure again. Of course, the microstructure of the steel sheet actually manufactured may be observed and fed back to subsequent manufacturing.
  • the start temperature is set to the Bs point or less than 500 ° C. in order to generate bainite nuclei that consume defects in austenite.
  • the reason for setting the reheating temperature to 500 ° C. or higher is to inactivate the transformation nucleus and avoid the formation of iron-based carbides induced by excessive transformation in the high temperature range.
  • the start temperature is set to the Ms point or less than 350 ° C. in order to generate martensite nuclei that consume defects in austenite.
  • the reason why the reheating temperature is set to 350 ° C. or higher is to prevent fine iron-based carbides that prevent C concentration in the austenite phase from forming in martensite and / or bainite by leaving it below 350 ° C. Because.
  • the annealed steel sheet may be subjected to cold rolling of about 0.03 to 0.80% for the purpose of shape correction. At this time, if the cold rolling rate after annealing becomes too high, the soft ferrite phase may be work-hardened and the ductility may be significantly deteriorated. Therefore, the rolling rate is preferably within the above range.
  • the steel sheet after annealing may be electroplated with zinc to obtain a high-strength galvanized steel sheet.
  • the hot-dip galvanized steel plate may be applied to the steel plate after annealing to obtain a high-strength galvanized steel plate.
  • between the maximum heating temperature and room temperature for example, cool to 500 ° C., reheat, and then dip galvanize by immersing in a zinc bath. Can do.
  • the steel plate is immersed in a galvanizing bath to produce a high-strength galvanized steel plate. be able to.
  • an alloying treatment of the plating layer on the steel sheet surface may be further performed at a temperature of 470 to 650 ° C.
  • a Zn—Fe alloy formed by alloying the galvanized layer is formed on the surface, and a high-strength galvanized steel sheet excellent in rust prevention is obtained.
  • the reheating from the Bs point or less than 500 ° C. to 500 ° C. or more, or the reheating from the Ms point or less than 350 ° C. to 350 ° C. or more can be performed by heating the alloying treatment.
  • the steel plate before the annealing step may be preliminarily plated with one or more selected from Ni, Cu, Co, and Fe.
  • a film made of a complex oxide containing P oxide and / or P may be formed on the high-strength steel plate having a galvanized layer formed on the surface.
  • the high-strength steel sheet, the high-strength galvanized steel sheet excellent in formability of the present invention, and the production methods thereof will be described more specifically using examples.
  • the present invention is not limited to the following examples, and can be implemented with appropriate modifications within a range that can be adapted to the gist of the present invention, all of which are within the technical scope of the present invention. Is included.
  • the average heating rate between (maximum heating temperature ⁇ 20 ° C.) and the maximum heating temperature is set to the average heating rate described in Tables 7 to 10, and heating is performed up to the maximum heating temperature described in Tables 7 to 10. did.
  • the first cooling step primary cooling
  • cooling is performed at the average cooling rate described in Tables 7 to 10
  • the second cooling step from 700 ° C. to 500 ° C. ( (Secondary cooling), cooling was performed at an average cooling rate described in Tables 7 to 10.
  • reheating from the Bs point or 480 ° C. or lower to 500 ° C. or higher is performed 1 to 3 times (reheating steps 1, 2 and 4), and the reheating from the Ms point or 350 ° C. or lower to 350 ° C. or higher is performed. It applied once or twice (reheating process 3, 5).
  • the suspension was carried out in the range of 300 to 450 ° C. for the time shown in Tables 11 to 14, and then cooled to room temperature through the reheating steps 4 and 5.
  • the steel types of each experimental example are as follows: cold rolled steel plate (CR), hot rolled steel plate (HR), galvanized steel plate (EG), hot dip galvanized steel plate (GI), alloyed hot dip galvanized steel plate (GA ), Hot-rolled alloyed hot-dip galvanized steel sheet (HR-GA) (same in each table below).
  • Experimental Examples 13, 23, 33, 91, 95, 107, and 114 are examples in which an electroplating process was performed after the annealing step to obtain a galvanized steel sheet (EG).
  • Experimental Examples 4, 18, 43, 83, and 87 were immersed in a galvanizing bath after the second cooling step and before the retention treatment in the range of 350 to 450 ° C. to obtain hot dip galvanized steel sheets (GI). It is an example.
  • Experimental Examples 48, 53, 58, 98, and 103 are examples of hot-dip galvanized steel sheets (GI) that were immersed in a galvanizing bath and then cooled to room temperature after a retention treatment in the range of 300 to 450 ° C. .
  • GI hot-dip galvanized steel sheets
  • Experimental Examples 9, 63, and 90 are examples in which a film made of a P-based composite oxide is further provided on the surface of the plating layer.
  • Tables 15 to 18 show the analysis results of the microstructures in the steel plates of Experimental Examples 1 to 127.
  • the amount of retained austenite was measured by performing X-ray diffraction on a 1 ⁇ 4 thickness plane parallel to the plate surface.
  • the other is the result of measuring the fraction of the microstructure in the range of 1/8 thickness to 3/8 thickness, cut out the plate thickness section parallel to the rolling direction, and after nital etching the mirror-polished section, It was determined by observing using a field emission scanning electron microscope (FE-SEM: Field emission scanning electron microscope).
  • Tables 19 to 22 show the measurement results of the retained austenite fraction and the amount of dissolved C in the retained austenite after the cryogenic treatment test, and are measured by performing X-ray diffraction on a 1 ⁇ 4 thickness plane parallel to the plate surface. did. Measurement of ms r point, liquid nitrogen (-198 ° C.) and ethanol cooled using liquid nitrogen prepared in 20 ° C. increments up to 0 °C collar 100 ° C., retained austenite amount after holding for 1 hour each temperature the rate is measured, the austenite fraction was Ms r point of maximum residual austenite phase with a temperature of which decreases.
  • the immersion treatment in liquid nitrogen is taken out after being immersed in liquid nitrogen for 1 hour or more, left in the air, and counted as one time until reaching room temperature.
  • the measurement of the retained austenite fraction was measured at the time when the first, third, and tenth times were completed, and “ ⁇ ” indicates that the retained austenite fraction does not change, and “ ⁇ ” indicates that the retained austenite fraction has decreased. evaluated.
  • Tables 23 to 26 are characteristic evaluations of the steel plates of Experimental Examples 1 to 127. At this time, a tensile test piece in accordance with JIS Z 2201 was taken from the steel sheets of Experimental Examples 1 to 127, and a tensile test was conducted in accordance with JIS Z 2241 to yield strength (YS), tensile strength (TS), and total elongation. (EL) was measured.
  • JIS Z 2201 yield strength
  • TS tensile strength
  • EL total elongation.
  • Fig. 2 shows the relationship between tensile strength (TS) and total elongation (EL)
  • Fig. 3 shows the relationship between tensile strength (TS) and hole expansion ratio ( ⁇ ), which is an index of stretch flangeability.
  • All the steel plates of the present invention satisfy TS ⁇ 900 MPa, TS ⁇ EL ⁇ 17000 MPa ⁇ %, and TS ⁇ ⁇ ⁇ 24000 MPa ⁇ %. There is no steel plate satisfying all of these in the comparative steel plate.
  • Experimental Example 115 is an example in which the completion temperature of hot rolling is low, and the microstructure becomes inhomogeneous in one direction, so that ductility and stretch flangeability are inferior.
  • Experimental Example 28 is an example in which the maximum heating temperature in the annealing process is high, the soft structure is not sufficiently generated, and the ductility is inferior.
  • Experimental Example 32 is an example in which the maximum heating temperature in the annealing process is low, and includes a large number of coarse iron-based carbides that are the starting points of fracture, and therefore has poor ductility and stretch flangeability.
  • Experimental Example 37 is an example in which the average cooling rate of the first cooling step (primary cooling) is high, the soft structure is not sufficiently generated, and the ductility and stretch flangeability are inferior.
  • Experimental Example 42 is an example in which the average cooling rate in the first cooling step (primary cooling) is low, coarse iron-based carbides are generated, and stretch flangeability is inferior.
  • Experimental example 47 has a low cooling rate in the second cooling step (secondary cooling), coarse iron-based carbides are generated, and stretch flangeability is inferior.
  • Experimental example 52 is an example in which the reheating treatment is not performed, the retained austenite phase is unstable, and the stretch flangeability is inferior.
  • Experimental Examples 57, 66, and 82 are examples in which only reheating from the Bs point or 480 ° C. or lower to 500 ° C. or higher is performed, the residual austenite phase is unstable, and the stretch flangeability is inferior.
  • Experimental Examples 62 and 70 are examples in which only reheating from the Ms point or 350 ° C. or lower to 350 ° C. or higher is performed, the retained austenite is unstable, and the stretch flangeability is inferior.
  • Experimental Examples 116 to 118 are examples in which the component composition deviates from a predetermined range, and none of the characteristics has been obtained.
  • the present invention for example, in a member obtained by pressing a steel sheet by pressing or the like, excellent ductility and stretch flangeability can be obtained while ensuring a high tensile strength of 900 MPa or more. Strength and formability can be obtained simultaneously.
  • the present invention particularly to the field of automobile members, etc., especially by applying to the automobile field, it is possible to improve the safety associated with the strengthening of the vehicle body, and to improve the moldability during member processing. Benefits such as improvement can be fully enjoyed, and their social contribution is immeasurable.

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Abstract

　引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度を確保しながら優れた延性と伸びフランジ性が得られる、成形性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板であって、所定の成分組成を有し、鋼板組織が、体積分率で１～２０％の残留オーステナイト相を含み、残留オーステナイト相のマルテンサイト変態点が－６０℃以下である。

Description

成形性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法
　本発明は、成形性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法に関するものである。
　近年、自動車等に用いられる鋼板に対する高強度化の要求が高まってきており、特に、衝突安全性等の向上等を目的として、引張最大応力が９００ＭＰａ以上の高強度鋼板も用いられるようになっている。このような高強度鋼板は、軟鋼板と同様にプレス加工によって大量かつ安価に成形され、部材として供される。
　しかしながら、近年、高強度鋼板が急速に高強度化したのに伴い、特に引張最大応力が９００ＭＰａ以上の高強度鋼板において成形性が不足し、伸びフランジ加工に代表される、局所変形を伴う加工が困難であるという問題が生じた。このため、引張最大応力の高い高強度鋼板においても、十分な加工性を実現することが要求されるようになっている。
　特許文献１には、高強度鋼板の曲げ性を向上させる技術として、ベイナイトや焼戻しマルテンサイトを主体とするミクロ組織を有する鋼板において、鋼に含まれるＳｉ量を質量％で０．６％以下とし、所定のベイナイト変態温度よりも５０℃以上低い温度まで冷却してオーステナイトからベイナイトやマルテンサイトへの変態を促進することで、組織に含まれる、マルテンサイト変態点が－１９６℃以上の残留オーステナイトの体積率を２％以下とすることで得られる、引張強さが７８０～１４７０ＭＰａで、形状が良好で優れた曲げ性を有する鋼板が開示されている。
　特許文献２には、高強度鋼板の成形性を向上させる技術として、熱間圧延を施した鋼板を５００℃以下まで冷却し巻取った後、５５０～７００℃まで再加熱し、次いで冷延工程と連続焼鈍工程とを順次施すことで、残留オーステナイトを含み、さらに低温変態相を含む第２相の平均粒径が微細となり、残留オーステナイト量、残留オーステナイトの固溶Ｃ量、平均粒径が所定の関係式を満足することにより、延性及び伸びフランジ性を高める方法が開示されている。
　特許文献３には、高強度鋼板の伸びフランジ性を向上させる技術として、鋼板内部の硬度の標準偏差を小さくし、鋼板全域で同等の硬さを持たせた鋼板が開示されている。
　特許文献４には、高強度鋼板の伸びフランジ性を向上させる技術として、硬質部位の硬さを熱処理で低下させ、軟質部との硬度差を小さくした鋼板が開示されている。
　特許文献５には、高強度鋼板の伸びフランジ性を向上させる技術として、硬質部位を比較的軟質なベイナイトとすることで軟質部との硬度差を小さくした鋼板が開示されている。
　特許文献６には、高強度鋼板の伸びフランジ性を向上させる技術として、面積率で４０～７０％の焼戻しマルテンサイトと残部がフェライトからなる組織を有する鋼板において、鋼板の厚さ方向断面におけるＭｎ濃度の上限値と下限値の比を小さくした鋼板が開示されている。
特開平１０－２８００９０号公報 特開２００３－１８３７７５号公報 特開２００８－２６６７７９号公報 特開２００７－３０２９１８号公報 特開２００４－２６３２７０号公報 特開２０１０－６５３０７号公報
　特許文献１に記載の高強度鋼板では、鋼板組織中において、延性を向上させるフェライト及び残留オーステナイトが少なく、十分な延性が得られないという問題がある。
　特許文献２に記載の高強度鋼板の製造方法は、大規模な再加熱装置を必要とするので、製造コストが増大するという問題がある。
　特許文献３～６に記載の技術でも、引張最大強度が９００ＭＰａ以上の高強度鋼板における加工性は不十分である。
　本発明は、上記の問題に鑑みてなされたものであって、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度を確保しながら優れた延性と伸びフランジ性が得られる、成形性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法の提供を課題とする。
　本発明者らは、高強度鋼板において、優れた延性と伸びフランジ性が得られるための鋼板組織、製造方法について鋭意検討した。その結果、鋼成分を適正範囲とし、さらに、冷間圧延後の焼鈍条件を適正化することにより、鋼板組織における残留オーステナイト相の割合を所定範囲にしながら、残留オーステナイト相のマルテンサイト変態開始温度を低下させることができ、このような条件で高強度鋼板を製造し、鋼板組織中における残留オーステナイト相の割合と、マルテンサイト変態点を適正範囲に制御することにより、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保しながら、延性と伸びフランジ性（穴拡げ性）が向上し、優れた成形性が得られることを見出した。
　本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を進めた結果なされたものであって、その要旨は以下のとおりである。
　（１）質量％で、Ｃ：０．０７５～０．３００％、Ｓｉ：０．７０～２．５０％、Ｍｎ：１．３０～３．５０％、Ｐ：０．００１～０．０３０％、Ｓ：０．０００１～０．０１００％、Ａｌ：０．００５～１．５００％、Ｎ：０．０００１～０．０１００％、Ｏ：０．０００１～０．０１００％を含有し、選択元素として、Ｔｉ：０．００５～０．１５０％、Ｎｂ：０．００５～０．１５０％、Ｂ：０．０００１～０．０１００％、Ｃｒ：０．０１～２．００％、Ｎｉ：０．０１～２．００％、Ｃｕ：０．０１～２．００％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｖ：０．００５～０．１５０％、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＲＥＭの１種又は２種以上：合計で０．０００１～０．５０００％の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼であり、鋼板の組織が、体積分率で２～２０％の残留オーステナイト相を含み、前記残留オーステナイト相のマルテンサイト変態点が－６０℃以下であることを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板。
　（２）前記残留オーステナイト相の－１９８℃でマルテンサイト変態する割合が、体積分率で、全残留オーステナイト相の２％以下であることを特徴とする前記（１）の成形性に優れた高強度鋼板。
　（３）前記残留オーステナイト相のマルテンサイト変態点が－１９８℃以下であることを特徴とする前記（１）又は（２）の成形性に優れた高強度鋼板。
　（４）鋼板の組織が、さらに、体積分率で、フェライト相；１０～７５％、ベイニティックフェライト相及び／又はベイナイト相：１０～５０％、焼戻しマルテンサイト相：１０～５０％、並びに、フレッシュマルテンサイト相：１０％以下を含むことを特徴とする前記（１）～（３）のいずれかの成形性に優れた高強度鋼板。
　（５）前記（１）～（４）のいずれかの高強度鋼板の表面に亜鉛めっき層が形成されてなることを特徴とする成形性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
　（６）質量％で、Ｃ：０．０７５～０．３００％、Ｓｉ：０．７０～２．５０％、Ｍｎ：１．３０～３．５０％、Ｐ：０．００１～０．０３０％、Ｓ：０．０００１～０．０１００％、Ａｌ：０．００５～１．５００％、Ｎ：０．０００１～０．０１００％、Ｏ：０．０００１～０．０１００％を含有し、選択元素として、Ｔｉ：０．００５～０．１５０％、Ｎｂ：０．００５～０．１５０％、Ｂ：０．０００１～０．０１００％、Ｃｒ：０．０１～２．００％、Ｎｉ：０．０１～２．００％、Ｃｕ：０．０１～２．００％、Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｖ：０．００５～０．１５０％、Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＲＥＭの１種又は２種以上：合計で０．０００１～０．５０００％の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなるスラブを、直接又は一旦冷却した後に１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３点以上で圧延を完了して鋼板とし、５００～７５０℃の温度で巻き取る熱間圧延工程と、巻き取った鋼板を、酸洗後に圧下率３５～７５％の圧下率で冷延する冷延工程と、前記冷延工程後の鋼板を、最高加熱温度７４０～１０００℃まで加熱した後、該最高加熱温度～７００℃までの平均冷却速度を１．０～１０．０℃／秒、７００～５００℃の平均冷却速度を５．０～２００℃／秒として冷却し、次いで、３５０～４５０℃で３０～１０００秒滞留させ、その後、室温まで冷却し、かつ、前記最高加熱温度から室温まで冷却する間に、Ｂｓ点あるいは５００℃未満から５００℃以上への再加熱を少なくとも１回以上、Ｍｓ点あるいは３５０℃未満から３５０℃以上への再加熱を少なくとも１回以上施す焼鈍工程を備えることを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
　（７）前記（６）の高強度鋼板の製造方法で高強度鋼板を製造した後、亜鉛電気めっきを施すことを特徴とする成形性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　（８）前記（６）の高強度鋼板の製造方法において、前記焼鈍工程で前記最高加熱温度から室温までの間で冷却する際、前記冷延工程後の鋼板を亜鉛浴に浸漬することにより、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする成形性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　（９）前記（６）の高強度鋼板の製造方法において、前記焼鈍工程の後に、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする成形性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　（１０）前記溶融亜鉛めっきを施した後に、４７０～６５０℃の温度で合金化処理を施すことを特徴とする前記（８）又は（９）の成形性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　本発明によれば、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保しながら、優れた成形性が得られる高強度鋼板が実現できる。
本発明の製造方法の焼鈍処理における冷却パターンの一例を示す図である。 本発明の製造方法の焼鈍処理における冷却パターンの他の一例を示す図である。 本発明の実施例について説明する図であり、引張強度ＴＳと全伸びＥＬとの関係を示す図である。 本発明の実施例について説明する図であり、引張強度ＴＳと穴拡げ率λとの関係を示すグラフである。
　以下、本発明の実施形態である成形性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法について説明する。なお、以下の実施形態は、本発明の趣旨をよりよく理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り本発明を限定するものではない。
　なお、以下の説明においては、鋼板製造中の温度低下の過程でオーステナイト（γ鉄）がマルテンサイトに変態する開始温度をＭｓ点、製造された本発明の高強度鋼板の組織中の残留オーステナイトがマルテンサイトに変態する開始温度をＭｓｒ点と記す。
　はじめに、本発明の高強度鋼板の組織について説明する。
　本発明の高強度鋼板の鋼板組織は、２～２０％の残留オーステナイト相を有し、残留オーステナイト相のＭｓｒ点は－６０℃以下である。このような、本発明の高強度鋼板の鋼板組織中に含まれる残留オーステナイト相は、複数回の深冷処理に対しても安定である。
　残留オーステナイト相以外の組織は、引張最大強度９００ＭＰa以上の強度が確保できればよく、特に限定されないが、鋼板組織中における体積分率で、フェライト相：１０～７５％、ベイニティックフェライト相及び／又はベイナイト相：１０～５０％、焼戻しマルテンサイト相：１０～５０％、フレッシュマルテンサイト相：１０％以下を有することが好ましい。このような鋼板組織を有することにより、より優れた成形性を有する高強度鋼板となる。
　鋼板の組織に含まれ得る各相について説明する。
［残留オーステナイト相］
　残留オーステナイト相は、強度及び延性を大きく向上させる一方で、一般的には破壊の起点となって伸びフランジ性を大きく劣化させるという特性がある。
　本鋼板の組織においては、後述する２度の再加熱により、残留オーステナイト相中に存在していたマルテンサイト変態の開始サイトとなりうる欠陥が既に消費されており、清浄度の高いオーステナイト相のみが選択的に残留している。その結果、非常に安定な残留オーステナイト相が得られる。このような残留オーステナイト相は、変形に伴って徐々にマルテンサイト変態を進めるため、破壊の起点となり難く、伸びフランジ性の劣化が極めて小さいという特性がある。
　上述のような安定性の指標として、残留オーステナイト相のマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓｒ点）が挙げられる。清浄度の高いオーステナイト相が残留した安定な残留オーステナイトは、液体窒素への１時間の浸漬、いわゆる深冷処理を施しても残留オーステナイト量が変わらず、Ｍｓｒ点は液体窒素温度（－１９８℃）以下であり、非常に安定である。さらに、一般に、深冷処理を繰り返し施すことによって残留オーステナイトは徐々に減少するが、本発明に係る高強度鋼板においては、５回の深冷処理に対しても残留オーステナイトは減少せず、極めて安定である。
　本発明の鋼板、Ｍｓｒ点が－６０℃以下の残留オーステナイト相が、体積分率で２％以上存在することにより、強度及び延性が大きく向上し、かつ、伸びフランジ性の劣化が極めて少ない高強度鋼板が得られる。
　強度及び延性の観点から、鋼板組織中における残留オーステナイト相の体積分率を４％以上とすることが好ましく、６％以上とすることがさらに好ましい。一方、鋼板組織中における残留オーステナイト相の体積分率を２０％超とするためには、ＣやＭｎといった元素を適量以上に添加する必要が有り、溶接性が損なわれるので、残留オーステナイト相は２０％を上限とする。
　本発明においては、残留オーステナイト相が－１９８℃でマルテンサイト変態する割合を、体積分率で２％以下とすることが好ましい。これにより、より安定な残留オーステナイト相が得られるので、延性と伸びフランジ性が顕著に向上し、優れた成形性が得られる。
　また、鋼板組織中における残留オーステナイトのＭｓｒ点が－１９８℃以下であれば、さらに安定な残留オーステナイト相となり、延性と伸びフランジ性がさらに顕著に向上し、優れた成形性が得られるので好ましい。
　残留オーステナイト相の体積分率は、鋼板の板面に平行かつ１／４厚の面を観察面としてＸ線解析を行い、面積分率を算出し、それをもって体積分率とみなす。ただし、１／４厚の面は、深冷処理後に改めて母材に研削加工及び化学研磨を施し、鏡面に仕上げるものとする。
　また、測定誤差を考慮し、以下に示す関係式を満たした時点で残留オーステナイト相がマルテンサイト変態したものとみなす。
　Ｖγ（ｎ）／Ｖγ（０）　＜　０．９０
　ここで、ｎは深冷処理の回数、Ｖγ（ｎ）はｎ回目の深冷処理後の残留オーステナイト分率、　Ｖγ（０）は母材中の残留オーステナイト分率を、それぞれ示す。
［フェライト相］
　フェライト相は、延性の向上に有効な組織であり、鋼板組織中において体積分率で１０～７５％含まれていることが好ましい。鋼板組織中のフェライト相の体積分率が１０％未満である場合、十分な延性が得られないおそれがある。鋼板組織中に含まれるフェライト相の体積分率は、延性の観点から１５％以上含まれることがより好ましく、２０％以上含まれることがさらに好ましい。フェライト相は軟質な組織であるため、体積分率が７５％を超えると十分な強度が得られない場合がある。鋼板の引張強度を十分に高めるには、鋼板組織中に含まれるフェライト相の体積分率を６５％以下とすることがより好ましく、５０％以下とすることがさらに好ましい。
［ベイニティックフェライト相及び／又はベイナイト相］
　ベイニティックフェライト相及び／又はベイナイト相は、強度と延性のバランスに優れた組織であり、鋼板組織中に体積分率で１０～５０％含まれていることが好ましい。ベイニティックフェライト相及び／又はベイナイトは、軟質なフェライト相と硬質なマルテンサイト相、焼戻しマルテンサイト相及び残留オーステナイト相の中間の強度を有するミクロ組織であり、伸びフランジ性の観点から１５％以上含まれることがより好ましく、２０％以上含まれることがさらに好ましい。ベイニティックフェライト相及び／又はベイナイトの体積分率が５０％を超えると、降伏応力が過度に高まり、形状凍結性が劣化するため好ましくない。
［焼戻しマルテンサイト相］
　焼戻しマルテンサイト相は、引張強度を大きく向上させる組織であり、鋼板組織に体積分率で５０％以下含まれていてもよい。引張強度の観点から、焼戻しマルテンサイトの体積分率は１０％以上とすることが好ましい。鋼板組織に含まれる焼戻しマルテンサイトの体積分率が５０％を超えると、降伏応力が過度に高まり、形状凍結性が劣化するため好ましくない。
［フレッシュマルテンサイト相］
　フレッシュマルテンサイト相は、引張強度を大きく向上させる効果がある。しかし、破壊の起点となって伸びフランジ性を大きく劣化させるので、鋼板組織中における体積分率で１５％以下に制限することが好ましい。伸びフランジ性を高めるには、鋼板組織中におけるフレッシュマルテンサイト相の体積分率を１０％以下とすることがより好ましく、５％以下とすることがさらに好ましい。
［その他］
　本発明の高強度鋼板の鋼板組織には、さらに、パーライト相及び／又は粗大なセメンタイト相等、上記以外の組織が含まれていてもよい。しかしながら、高強度鋼板の鋼板組織中にパーライト相及び／又は粗大なセメンタイト相が多くなると、曲げ性が劣化するという問題が生じる。このことから、鋼板組織中に含まれるパーライト相及び／又は粗大なセメンタイト相の体積分率は、合計で１０％以下であることが好ましく、５％以下であることがより好ましい。
　本発明の高強度鋼板の鋼板組織に含まれる各組織の体積分率は、たとえば、以下に示す方法によって測定できる。
　本発明の高強度鋼板の鋼板組織に含まれるフェライト相、ベイニティックフェライト相、ベイナイト相、焼戻しマルテンサイト相及びフレッシュマルテンサイト相の体積分率の測定にあたっては、まず、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を観察面として試料を採取する。そして、この試料の観察面を研磨、ナイタールエッチングし、板厚の１／８～３／８厚の範囲を、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察して面積分率を測定し、それをもって体積分率とみなす。
　次に、本発明の高強度鋼板の成分組成について説明する。なお、以下の説明においては、特に指定の無い限り、「％」は「質量％」を表すものとする。
　Ｃ：０．０７５～０．３００％
　Ｃは、残留オーステナイト相を得るために必要な元素であり、優れた成形性と高強度を両立するために含有される。Ｃの含有量が０．３００％を超えると、溶接性が不十分となる。溶接性の観点からは、Ｃの含有量は０．２５０％以下であることがより好ましく、０．２２０％以下であることがさらに好ましい。Ｃの含有量が０．０７５％未満であると、十分な量の残留オーステナイト相を得ることが困難となり、強度及び成形性が低下する。強度及び成形性の観点からは、Ｃの含有量は０．０９０％以上であることがより好ましく、０．１００％以上であることがさらに好ましい。
　Ｓｉ：０．７０～２．５０％
　Ｓｉは、鋼板における鉄系炭化物の生成を抑制することによって残留オーステナイト相を得やすくする元素であり、強度と成形性を高めるために必要な元素である。Ｓｉの含有量が２．５０％を超えると鋼板が脆化し、延性が劣化する。延性の観点からは、Ｓｉの含有量は２．２０％以下であることがより好ましく、２．００％以下であることがさらに好ましい。Ｓｉの含有量が０．７０％未満では焼鈍後に室温まで冷却する間に鉄系炭化物が生成し、十分に残留オーステナイト相が得られず、強度及び成形性が劣化する。強度及び成形性の観点からは、Ｓｉの下限値は０．９０％以上であることがより好ましく、１．００％以上がさらに好ましい。
　Ｍｎ：１．３０～３．５０％
　Ｍｎは、鋼板の強度を高めるために添加される。Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると、鋼板の板厚中央部に粗大なＭｎ濃化部が生じ、脆化が起こりやすくなり、鋳造したスラブが割れる等のトラブルが起こりやすい。また、Ｍｎの含有量が３．５０％を超えると、溶接性も劣化するという問題がある。したがって、Ｍｎの含有量は３．５０％以下とする必要がある。溶接性の観点からは、Ｍｎの含有量は３．２０％以下であることがより好ましく、３．００％以下であることがさらに好ましい。Ｍｎの含有量が１．３０％未満であると、焼鈍後の冷却中に軟質な組織が多量に形成されるので、９００ＭＰａ以上の引張最大強度を確保することが難しくなる。したがって、Ｍｎの含有量を１．３０％以上とする必要がある。また、鋼板の強度を高めるため、Ｍｎの含有量は１．５０％以上であることがより好ましく、１．７０％以上であることがさらに好ましい。
　Ｐ：０．００１～０．０３０％
　Ｐは、鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる特性がある。Ｐの含有量が０．０３０％を超えると溶接部が大幅に脆化するので、Ｐの含有量は０．０３０％以下に制限する。Ｐの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｐの含有量を０．００１％未満とすると製造コストが大幅に増加するので、０．００１％を下限とする。
　Ｓ：０．０００１～０．０１００％
　Ｓは、溶接性並びに鋳造時及び熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｓの含有量の上限値は０．０１００％以下とする。また、ＳはＭｎと結びついて粗大なＭｎＳを形成して延性や伸びフランジ性を低下させるので、０．００５０％以下とすることがより好ましく、０．００２５％以下とすることがさらに好ましい。Ｓの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｓの含有量を０．０００１％未満とすると製造コストが大幅に増加するので、０．０００１％を下限とする。
　Ａｌ：０．００５～１．５００％
　Ａｌは、鉄系炭化物の生成を抑えて残留オーステナイトを得やすくする元素であり、鋼板の強度及び成形性を高める。Ａｌの含有量が１．５００％を超えると溶接性が悪化するので、上限は１．５００％とする。溶接性の観点からは、Ａｌの含有量は１．２００％以下とすることがより好ましく、０．９００％以下とすることがさらに好ましい。Ａｌは脱酸材としても有効な元素であるが、Ａｌの含有量が０．００５％未満では脱酸材としての効果が十分に得られないので、Ａｌの含有量の下限は０．００５％とする。脱酸の効果を十分に得るには、Ａｌ量は０．０１０％以上とすることがより好ましい。
　Ｎ：０．０００１～０．０１００％
　Ｎは、粗大な窒化物を形成し、延性及び伸びフランジ性を劣化させるので、添加量を抑える必要がある。Ｎの含有量が０．０１００％を超えると、この傾向が顕著となるので、Ｎ含有量の上限は０．０１００％とする。Ｎは溶接時のブローホール発生の原因になるので、より少ない方が好ましい。Ｎの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｎの含有量を０．０００１％未満にすると、製造コストが大幅に増加するので、０．０００１％を下限とする。
　Ｏ：０．０００１～０．０１００％
　Ｏは、酸化物を形成し、延性及び伸びフランジ性を劣化させるので、含有量を抑える必要がある。Ｏの含有量が０．０１００％を超えると、伸びフランジ性の劣化が顕著となるので、Ｏ含有量の上限は０．０１００％以下とする。Ｏの含有量は０．００８０％以下であることがより好ましく、０．００６０％以下であることがさらに好ましい。Ｏの含有量の下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、Ｏの含有量を０．０００１％未満とすると、製造コストが大幅に増加するので、０．０００１％を下限とする。
　本発明の高強度鋼板は、さらに、必要に応じて以下に示す元素を含有してもよい。
　Ｔｉ：０．００５～０．１５０％
　Ｔｉは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化及び再結晶の抑制を通じた転位強化により、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。Ｔｉの含有量が０．１５０％を超えると、炭窒化物の析出が多くなって成形性が劣化するので、Ｔｉの含有量は０．１５０％以下とする。成形性の観点からは、Ｔｉの含有量は０．１００％以下であることがより好ましく、０．０７０％以下であることがさらに好ましい。Ｔｉによる強度上昇効果を十分に得るには、Ｔｉの含有量は０．００５％以上とする必要がある。鋼板の高強度化には、Ｔｉの含有量は０．０１０％以上であることが好ましく、０．０１５％以上であることがより好ましい。
　Ｎｂ：０．００５～０．１５０％
　Ｎｂは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化及び再結晶の抑制を通じた転位強化により、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。Ｎｂの含有量が０．１５０％を超えると、炭窒化物の析出が多くなって成形性が劣化するので、Ｎｂの含有量は０．１５０％以下とする必要がある。成形性の観点からは、Ｎｂの含有量は０．１００％以下であることが好ましく、０．０６０％以下であることがより好ましい。Ｎｂによる強度上昇効果を十分に得るには、Ｎｂの含有量は０．００５％以上である必要がある。鋼板の高強度化には、Ｎｂの含有量は０．０１０％以上であることが好ましく、０．０１５％以上であることがより好ましい。
　Ｖ：０．００５～０．１５０％
　Ｖは、析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化及び再結晶の抑制を通じた転位強化により、鋼板の強度上昇に寄与する元素である。Ｖの含有量が０．１５０％を超えると、炭窒化物の析出が多くなって成形性が劣化するので、含有量は０．１５０％以下とする。Ｖによる強度上昇効果を十分に得るには、含有量が０．００５％以上である必要がある。
　Ｂ：０．０００１～０．０１００％
　Ｂは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｂの含有量が０．０１００％を超えると、熱間での加工性が損なわれ生産性が低下するので、Ｂの含有量は０．０１００％以下とする。生産性の観点からは、Ｂの含有量は０．００５０％以下であることが好ましく、０．００３０％以下であることがより好ましい。Ｂによる高強度化を十分に得るには、Ｂの含有量を０．０００１％以上とする必要がある。鋼板を効果的に高強度化するためには、Ｂの含有量が０．０００３％以上であることが好ましく、０．０００５％以上であることがより好ましい。
　Ｍｏ：０．０１～１．００％
　Ｍｏは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｍｏの含有量が１．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下するので、Ｍｏの含有量は１．００％以下とする。Ｍｏによる高強度化の効果を十分に得るには、その含有量が０．０１％以上である必要がある。
　Ｗ：０．０１～１．００％
　Ｗは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｗの含有量が１．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下するので、Ｗの含有量は１．００％以下とする。Ｗによる高強度化を十分に得るには、含有量が０．０１％以上である必要がある。
　Ｃｒ：０．０１～２．００％
　Ｃｒは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｃｒの含有量が２．００％を超えると、熱間での加工性が損なわれて生産性が低下するので、Ｃｒの含有量は２．００％以下とする。Ｃｒによる高強度化を十分に得るためには、その含有量が０．０１％以上である必要がある。
　Ｎｉ：０．０１～２．００％
　Ｎｉは、高温での相変態を抑制し、高強度化に有効な元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に代えて添加してもよい。Ｎｉの含有量が２．００％を超えると、溶接性が損なわれるので、Ｎｉの含有量は２．００％以下とする。Ｎｉによる高強度化を十分に得るためには、その含有量が０．０１％以上である必要がある。
　Ｃｕ：０．０１～２．００％
　Ｃｕは、微細な粒子として鋼中に存在することで強度を高める元素であり、Ｃ及び／又はＭｎの一部に替えて添加することができる。Ｃｕの含有量が２．００％を超えると、溶接性が損なわれるので、その含有量は２．００％以下とする。Ｃｕによる高強度化を十分に得るには、その含有量が０．０１％以上である必要がある。
　Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＲＥＭの１種又は２種以上を合計で０．０００１～０．５０００％
　Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＲＥＭは、成形性の改善に有効な元素であり、１種又は２種以上を添加することができる。Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｈｆ及びＲＥＭの１種又は２種以上の含有量が合計で０．５０００％を超えると、かえって延性を損なうおそれがあるので、各元素の含有量の合計は０．５０００％以下とする。鋼板の成形性を改善する効果を十分に得るためには、各元素の含有量の合計が０．０００１％以上である必要がある。成形性の観点からは、各元素の含有量の合計は、０．０００５％以上であることが好ましく、０．００１０％以上であることがより好ましい。ここで、ＲＥＭとは、Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌの略であり、ランタノイド系列に属する元素をさす。本発明において、ＲＥＭやＣｅはミッシュメタルにて添加されることが多く、ＬａやＣｅの他にランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。また、不可避不純物として、これらＬａやＣｅ以外のランタノイド系列の元素を含んだ場合でも本発明の効果は発揮される。またさらに、金属ＬａやＣｅを添加した場合でも、本発明の効果は発揮される。
　以上、本発明の成分組成について説明したが、本発明の鋼板の特性を損なわない範囲であれば、たとえば原料に起因する不純物として、必須の添加元素以外の元素を含有しても構わない。
　本発明の高強度鋼板は、表面に亜鉛めっき層や合金化した亜鉛めっき層が形成された、高強度亜鉛めっき鋼板とすることもできる。高強度鋼板の表面に亜鉛めっき層を形成することにより、優れた耐食性を有する鋼板となる。また、高強度鋼板の表面に、合金化した亜鉛めっき層が形成されていることにより、優れた耐食性を有し、塗料の密着性に優れた鋼板となる。
　次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について以下に説明する。
　本発明の高強度鋼板を製造するには、まず、上述した成分組成を有するスラブを鋳造する。熱間圧延に供するスラブとしては、たとえば、連続鋳造スラブや、薄スラブキャスター等で製造したものを用いることができる。本発明の高強度鋼板の製造方法には、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造－直接圧延（ＣＣ－ＤＲ）のようなプロセスを用いるのが好適である。
　熱間圧延工程におけるスラブ加熱温度は、１０５０℃以上にする必要がある。スラブ加熱温度が低いと、仕上げ圧延温度がＡｒ３点を下回る。その結果フェライト相及びオーステナイト相の二相域圧延となるので、熱延板組織が不均質な混粒組織となり、冷延及び焼鈍工程を経たとしても不均質な組織が解消されず、延性や曲げ性が劣化する。また、仕上圧延温度が低下すると、圧延荷重が増加し、圧延が困難となったり、圧延後の鋼板の形状不良を招いたりする懸念がある。スラブ加熱温度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくないので、スラブ加熱温度の上限は１３５０℃以下とすることが好ましい。
　Ａｒ３点は、以下の式によって計算することができる。
　Ａｒ３（℃）＝９０１－３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ－９２×（Ｍｎ＋Ｎｉ／２＋Ｃｒ／２
　　　　　　＋Ｃｕ／２＋Ｍｏ／２）＋５２×Ａｌ
　上式において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ａｌは各元素の含有量（質量％）である。
　熱間圧延の仕上げ圧延温度は、８００℃又はＡｒ３点の高い方を下限とし、１０００℃を上限とする。仕上げ圧延温度が８００℃未満であると、仕上げ圧延時の圧延荷重が高くなり、圧延が困難となったり、圧延後に得られる熱延鋼板の形状不良を招いたりする懸念がある。仕上げ圧延温度がＡｒ３点未満であると、熱間圧延がフェライト相及びオーステナイト相の二相域圧延となり、熱延鋼板の組織が不均質な混粒組織になる場合がある。
　仕上げ圧延温度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、仕上げ圧延温度を過度に高温とすると、その温度を確保するためにスラブ加熱温度を過度に高温にしなければならなくなる。したがって、仕上げ圧延温度の上限温度は、１０００℃以下とすることが好ましい。
　圧延後の鋼板は、５００～７５０℃で巻き取る。鋼板を７５０℃を超える温度で巻き取ると、鋼板表面に形成される酸化物の厚さが過度に増大し、酸洗性が劣化する。酸洗性を高めるためには、巻取温度は７２０℃以下であることが好ましく、７００℃以下であることがより好ましい。巻取温度が５００℃未満となると、熱延鋼板の強度が過度に高まり、冷間圧延が困難となる。冷間圧延の負荷の軽減の観点からは、巻き取り温度は５５０℃以上とすることが好ましく、６００℃以上とすることがより好ましい。
　このようにして製造した熱延鋼板に、酸洗処理を施す。酸洗によって、鋼板表面の酸化物を除去することが可能であり、最終製品の冷延高強度鋼板の化成性や、溶融亜鉛あるいは合金化溶融亜鉛めっき鋼板用の冷延鋼板の溶融めっき性を向上させる点から重要である。酸洗は、一回のみの処理でもよいし、複数回に分けて処理を施してもよい。
　酸洗後の鋼板は、そのまま焼鈍工程に供しても構わないが、圧下率３５～７５％で冷間圧延を施すことにより、板厚精度が高く優れた形状を有する鋼板が得られる。圧下率が３５％未満では、形状を平坦に保つことが困難であり、最終製品の延性が劣悪となるので、圧下率は３５％以上とする。圧下率が７５％を超えると、冷延荷重が大きくなりすぎて冷延が困難となる。このことから、圧下率の上限は７５％とする。圧延パスの回数、各パス毎の圧下率については、特に規定することなく本発明の効果は発揮される。
　次に、得られた熱延鋼板あるいは冷延鋼板に、以下の焼鈍処理を施す。
　まず、圧延後の鋼板を７４０～１０００℃の範囲の最高加熱温度まで加熱する。最高加熱温度が７４０℃未満では、オーステナイト相の量が不十分となり、その後の冷却中の相変態において十分な量の硬質組織を確保するのが困難になる。最高加熱温度が１０００℃を超えると、オーステナイト相の粒径が粗大となり、冷却中に変態が進みにくくなり、特に軟質なフェライト組織を十分に得ることが困難となる。
　最高加熱温度までの加熱は、（最高加熱温度－２０）℃～最高加熱温度の間、すなわち、加熱時の最後の２０℃の間の加熱速度を０．１～０．８℃／秒とすることが好ましい。最高加熱温度までの２０℃の間の加熱速度を上記の範囲として徐加熱を行うことにより、オーステナイト相への逆変態の進行速度が遅くなり、初期オーステナイト相中の欠陥が少なくなるという効果が得られる。
　最高加熱温度まで加熱した際の滞留時間は、最高加熱温度等に応じて適宜決定することができ特に限定されないが、１０秒以上が好ましく、より好ましくは４０～５４０秒である。
　続いて、最高加熱温度～７００℃間の平均冷却速度を１．０～１０．０℃／秒として１次冷却を行う。この１次冷却により、フェライト変態、ベイニティックフェライト及び／又はベイナイトへの変態を適度に進めつつ、Ｍｓ点まで未変態オーステナイト相を残留させ、その全部、あるいは一部をマルテンサイトへと変態させることができる。
　上記の冷却温度範囲における平均冷却速度が１．０℃／秒未満だと、冷却中にパーライト変態が進行して未変態のオーステナイト相が減り、十分な硬質組織が得られず、その結果、引張最大強度９００ＭＰａ以上の強度を確保することができない場合がある。平均冷却速度が１０．０℃／秒を超えると、軟質なフェライト組織を十分に生成させることができない場合がある。
　加熱直後から、鋼板温度が７００℃に至る間のフェライト変態温度域での滞留時間は、特に制限しないが、好ましくは２０～１０００秒である。軟質なフェライト相を十分に生成させるためには、焼鈍直後から鋼板温度が７００℃に至る間のフェライト変態温度域において２０秒以上停留させる必要があり、また、３０秒以上停留させることが好ましく、５０秒以上の停留させることがより好ましい。フェライト変態温度域に停留させる時間が１０００秒を超えると、フェライト変態が過度に進行して未変態オーステナイトが減り、十分な硬質組織が得られない。
　さらに、上記の１次冷却の後、７００～５００℃の平均冷却速度を５．０～２００℃／秒として２次冷却を行う。この２次冷却により、焼鈍後のオーステナイトからフェライトへの変態を確実に進める。７００℃を超える温度域から、１次冷却と同様の１℃／秒～１０．０℃／秒の平均冷却速度で冷却を行った場合には、フェライト相の生成が不十分になり、高強度鋼板の延性を確保できない。
　本発明の製造方法では、上記の２段階の冷却処理を施した鋼板を、３５０～４５０℃の温度範囲で、３０～１０００秒の時間で滞留させる。この際の滞留温度が３５０℃未満だと、微細な鉄系炭化物が生成してオーステナイト相へのＣの濃化が進まず、不安定なオーステナイト相となる。滞留温度が４５０℃を超えると、オーステナイト相におけるＣの固溶限度が低くなり、Ｃが少量で飽和するため、Ｃの濃化が進まず、不安定なオーステナイト相となる。
　滞留時間が３０秒未満だと、ベイナイト変態が十分に進まず、ベイナイト相からオーステナイト相へのＣ（炭素）の吐き出し量が少なく、オーステナイト相へのＣの濃化が不十分となり、不安定なオーステナイト相となる。滞留時間が１０００秒を超えると、粗大な鉄系炭化物の生成が始まり、オーステナイト中のＣ濃度がかえって低下するので、不安定なオーステナイト相となる。
　さらに、本発明の焼鈍工程においては、図１Ａに示すように、最高加熱温度から室温まで冷却する際に、Ｂｓ点（ベイナイト変態開始開始温度）あるいは５００℃未満から５００℃以上への再加熱を少なくとも１回以上行い、かつ、Ｍｓ点あるいは３５０℃未満から３５０℃以上への再加熱を少なくとも１回以上行う。このような、２種類の条件の再加熱処理を行うことにより、未変態の残留オーステナイト相の中で、内部に欠陥を有し、他の組織に変態しやすいオーステナイト相、すなわち、不安定なオーステナイト相を優先的に変態させ、ベイナイト相、ベイニティックフェライト相あるいは焼戻しマルテンサイト相とすることができる。
　なお、たとえば、図１Ｂに示すように、Ｍｓ点あるいは３５０℃未満まで冷却した後５００℃以上への再加熱をした場合であっても、Ｍｓ点あるいは３５０℃未満から３５０℃以上への再加熱、及び、Ｂｓ点あるいは５００℃未満から５００℃以上への再加熱をそれぞれ行ったものとし、このようなパターンの再加熱処理を施してもよい。
　また、Ｍｓ点あるいは３５０℃未満から３５０℃以上への再加熱と、Ｂｓ点あるいは５００℃未満から５００℃以上への再加熱の間に、前述した３５０～４５０℃の温度範囲での滞留を行ってもよい。
　Ｂｓ点（ベイナイト変態開始温度）は、以下の式によって計算することができる。
　Ｂｓ（℃）＝８２０－２９０Ｃ／（１－ＶＦ）－３７Ｓｉ－９０Ｍｎ－６５Ｃｒ
　　　　　　－５０Ｎｉ＋７０Ａｌ
　上式において、ＶＦはフェライトの体積分率であり、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ａｌ、Ｓｉはそれぞれの元素の添加量（質量％）である。
　Ｍｓ点（マルテンサイト変態開始温度）は、以下の式によって計算することができる。
　Ｍｓ（℃）＝５４１－４７４Ｃ／（１－ＶＦ）－１５Ｓｉ－３５Ｍｎ－１７Ｃｒ
　　　　　　－１７Ｎi＋１９Ａｌ
　上式において、ＶＦはフェライトの体積分率であり、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ａｌはそれぞれの元素の添加量（質量％）である。
　なお、高強度鋼板の製造中にフェライト相の体積分率を直接測定することは困難であるので、本発明においては、連続焼鈍ラインに通板させる前の冷延鋼板の小片を切り出し、その小片を連続焼鈍ラインに通板させた場合と同じ温度履歴で焼鈍して、小片のフェライト相の体積の変化を測定し、その結果を用いて算出した数値を、フェライトの体積分率ＶＦとしている。この測定は、同じ条件で鋼板を製造する場合は、最初の１回の測定の結果を用いてよく、毎回測定する必要はない。製造条件を大きく変更する場合は、改めて測定を行う。もちろん、実際に製造した鋼板のミクロ組織を観察し、次回以降の製造にフィードバックしてもかまわない。
　上述のＢｓ点あるいは５００℃未満から５００℃以上への再加熱において、開始温度をＢｓ点あるいは５００℃未満としたのは、オーステナイト中の欠陥を消費するベイナイト核を生成させるためである。再加熱温度を５００℃以上としたのは、変態核を不活性化し、高温域で過度に変態が進むことで誘発される鉄系炭化物の生成を避けるためである。
　Ｍｓ点あるいは３５０℃未満から３５０℃以上への再加熱において、開始温度をＭｓ点あるいは３５０℃未満としたのは、オーステナイト中の欠陥を消費するマルテンサイト核を生成させるためである。再加熱温度を３５０℃以上としたのは、オーステナイト相へのＣ濃化を妨げる微細な鉄系炭化物が、３５０℃未満で放置することによって、マルテンサイト及び／又はベイナイト中に生成することを避けるためである。
　上述のような、２段階の異なる温度域での再加熱を行うことで残留オーステナイト相の安定性が飛躍的に高まる理由については、十分に明らかとはなっていないが、ベイナイト核とマルテンサイト核が、それぞれ別種の欠陥を消費しているためと推察される。
　以上の工程により、残留オーステナイト相中に存在するマルテンサイト変態の開始サイトとなりうる欠陥が消費され、清浄度の高いオーステナイト相のみが選択的に残留し、非常に安定な残留オーステナイト相が得られる。その結果、高い延性と伸びフランジ性を有し、成形性に優れた高強度鋼板が得られる。
　焼鈍後の鋼板に、形状矯正を目的として、０．０３～０．８０％程度の冷間圧延を施しても構わない。この際、焼鈍後の冷間圧延率が高くなりすぎると、軟質なフェライト相が加工硬化して延性が大幅に劣化することがあることから、圧延率は上記の範囲とすることが好ましい。
　焼鈍後の鋼板に亜鉛電気めっきを施し、高強度亜鉛めっき鋼板としてもよい。また、焼鈍後の鋼板に溶融亜鉛めっきを施し、高強度亜鉛めっき鋼板としてもよい。このような場合には、たとえば、焼鈍工程で最高加熱温度から室温までの間、たとえば、５００℃まで冷却し、さらに再加熱を施した後、亜鉛浴に浸漬することで溶融亜鉛めっきを施すことができる。
　また、上記焼鈍処理中の２次冷却と３５０～４５０℃での滞留の間、又は３５０～４５０℃での滞留の後に、鋼板を亜鉛めっき浴に浸漬して、高強度亜鉛めっき鋼板を製造することができる。
　溶融亜鉛めっき処理を施した後、さらに、４７０～６５０℃の温度で、鋼板表面のめっき層の合金化処理を施してもよい。このような合金化処理を行うことで、亜鉛めっき層が合金化されてなるＺｎ－Ｆｅ合金が表面に形成され、防錆性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。
　この合金化処理の加熱をもって、上述したＢｓ点あるいは５００℃未満から５００℃以上への再加熱や、Ｍｓ点あるいは３５０℃未満から３５０℃以上への再加熱に代えることもできる。
　めっき処理を施すにあたり、めっき密着性を向上させるために、たとえば、焼鈍工程前の鋼板に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｆｅから選ばれる１種あるいは複数種よりなるめっきをあらかじめ施してもよい。この方法でめっき処理を施すことにより、表面に亜鉛めっき層の形成された、高い延性と伸びフランジ性を有し、成形性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。
　表面に亜鉛めっき層が形成された高強度鋼板に、さらに、Ｐ酸化物及び／又はＰを含む複合酸化物からなる皮膜を形成してもよい。
　以下、本発明の成形性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法を、実施例を用いてより具体的に説明する。本発明は、もとより下記実施例に限定されるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
　表１、２に示すＡ～ＡＧの化学成分（組成）を有するスラブを鋳造し、鋳造後、直ちに表３～５に示す条件で熱間圧延、冷却、巻取り、酸洗を施した。その後、実験例５、１４、１９、２４、２９、３４、３９、４４、４９、５４、５９、９８、１０２、１１９は熱延鋼板のままとし、他の実験例は酸洗の後、表３～６に記載の条件による冷間圧延を施した。その後、表７～１４に示す条件で焼鈍工程を施して実験例１～１２７の鋼板とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
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Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000013
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000014
　焼鈍工程においては、はじめに、（最高加熱温度－２０℃）～最高加熱温度の間の平均加熱速度を表７～１０に記載の平均加熱速度とし、表７～１０に記載の最高加熱温度まで加熱した。続いて、最高加熱温度から７００℃までの第１冷却工程（１次冷却）において、表７～１０に記載の平均冷却速度で冷却し、さらに、７００℃から５００℃までの第２冷却工程（２次冷却）において、表７～１０に記載の平均冷却速度で冷却した。
　その後、Ｂｓ点あるいは４８０℃以下から５００℃以上への再加熱を１～３回施し（再加熱工程１、２、４）、さらに、Ｍｓ点あるいは３５０℃以下から３５０℃以上への再加熱を１又は２回施した（再加熱工程３、５）。
　再加熱工程３の後、３００～４５０℃の範囲で、表１１～１４に記載の時間だけ停留し、再加熱工程４、５を経て室温まで冷却した。
　室温まで冷却した後、実験例６～４９では、０．１５％の冷間圧延を施し、実験例６０～８３では０．３０％の冷間圧延を施し、実験例８９では、１．５０％の冷間圧延を施し、実験例９３では、１．００％の冷間圧延を施し、実験例９６～１１８、１２０～１２７では、０．２５％の冷間圧延を施した。
　各実験例の鋼種は、表中に、冷間圧延鋼板（ＣＲ）、熱間圧延鋼板（ＨＲ）、亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）、熱間圧延合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＨＲ－ＧＡ）で示した（以下に示す各表においても同じ）。
　実験例１３、２３、３３、９１、９５、１０７、１１４は、焼鈍工程の後に電気めっき処理を行い、亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）とした例である。
　実験例４、１８、４３、８３、８７は、第２冷却工程の後、３５０～４５０℃の範囲での停留処理までの間に亜鉛めっき浴に浸漬し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）とした例である。
　実験例４８、５３、５８、９８、１０３は３００～４５０℃の範囲での停留処理の後、亜鉛めっき浴に浸漬してから室温まで冷却し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）とした例である。
　実験例３、５、９、３４、３８、４４、４９、６７、８６、９０、９４、９９、１０２、１１０は、第２冷却工程の後、３５０～４５０℃の範囲で停留するまでの間に亜鉛めっき浴に浸漬し、さらに記載の温度で合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）とした例である。
　実験例２２、２４、５４、５９、６３、７１、７５、７９、１２１、１２３、１２５、１２７は、３００～４５０℃の範囲での停留処理の後、亜鉛めっき浴に浸漬し、さらに記載の温度で合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）とした例である。
　実験例９、６３及び９０は、めっき層の表面に、さらにＰ系複合酸化物からなる皮膜を付与した例である。
　表１５～１８は、実験例１～１２７の鋼板におけるミクロ組織の解析結果である。ミクロ組織分率のうち、残留オーステナイト（残留γ）量は板面に平行な１／４厚の面においてＸ線回折を行って測定した。その他は、１／８厚から３／８厚の範囲におけるミクロ組織の分率を測定した結果であり、圧延方向に平行な板厚断面を切り出し、鏡面に研磨した断面をナイタールエッチした後、電界放射型走査型電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ　ｅｍｉｓｓｉｏｎ　ｓｃａｎｎｉｎｇ　ｅｌｅｃｔｒｏｎ　ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて観察して求めた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000015
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000016
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000017
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000018
　表１９～２２は、深冷処理試験後の残留オーステナイト分率及び残留オーステナイト中の固溶Ｃ量の測定結果であり、板面に平行な１／４厚の面においてＸ線回折を行って測定した。Ｍｓｒ点の測定は、液体窒素（－１９８℃）及び液体窒素を用いて冷却したエタノールを０℃からー１００℃まで２０℃刻みで準備し、それぞれの温度に１時間保持した後に残留オーステナイト分率を測定し、オーステナイト分率が減少する最大の温度をもって残留オーステナイト相のＭｓｒ点とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000019
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000020
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000021
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000022
　液体窒素への浸漬処理は、液体窒素中に１時間以上浸漬した後に取出し、大気中に放置して室温に至るまでを１回として数える。残留オーステナイト分率の測定は１回目、３回目、１０回目をそれぞれ終えた時点で測定し、残留オーステナイト分率が変わらないものを「○」、残留オーステナイト分率が減少したものを「×」として評価した。
　表２３～２６は、実験例１～１２７の鋼板の特性評価である。この際、実験例１～１２７の鋼板からＪＩＳ　Ｚ　２２０１に準拠した引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、全伸び（ＥＬ）を測定した。
　図２に引張強度（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）との関係、図３に引張強度（ＴＳ）と伸びフランジ性の指標となる穴拡げ率（λ）の関係を示す。本発明の鋼板は、いずれも、ＴＳ≧９００ＭＰａ、ＴＳ×ＥＬ≧１７０００ＭＰａ・％、ＴＳ×λ≧２４０００ＭＰａ・％をすべて満たしている。比較例の鋼板には、これらのすべてを満たす鋼板はない。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000023
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000024
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000025
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000026
　実験例１１５は、熱間圧延の完了温度が低い例であり、ミクロ組織が一方向に伸長した不均質なものとなるため、延性、伸びフランジ性が劣位である。
　実験例１２、１７、１０６、１１１は、加熱工程における（最高加熱温度－２０℃）からの加熱速度が大きく、残留オーステナイト相が不安定となり、伸びフランジ性が劣位である。
　実験例２８は、焼鈍工程における最高加熱温度が高い例であり、軟質組織が十分に生成せず、延性が劣位である。
　実験例３２は、焼鈍工程における最高加熱温度が低い例であり、破壊の起点となる粗大な鉄系炭化物を多数含むため、延性、伸びフランジ性が劣位である。
　実験例３７は、第１冷却工程（１次冷却）の平均冷却速度が高い例であり、軟質組織が十分に生成せず、延性及び伸びフランジ性が劣位である。
　実験例４２は、第１冷却工程（１次冷却）の平均冷却速度が低い例であり、粗大な鉄系炭化物が生成し、伸びフランジ性が劣位である。
　実験例４７は、第２冷却工程（２次冷却）における冷却速度が低く、粗大な鉄系炭化物が生成し、伸びフランジ性が劣位である。
　実験例５２は、再加熱処理を施さない例であり、残留オーステナイト相が不安定であり、伸びフランジ性が劣位である。
　実験例５７、６６、８２は、Ｂｓ点あるいは４８０℃以下から５００℃以上への再加熱のみを施した例であり、残留オーステナイト相が不安定であり、伸びフランジ性が劣位である。
　実験例６２、７０は、Ｍｓ点あるいは３５０℃以下から３５０℃以上への再加熱のみを施した例であり、残留オーステナイトが不安定であり、伸びフランジ性が劣位である。
　実験例７４は、３００～４５０℃の範囲における停留処理の時間が短く、残留オーステナイトへの炭素の濃化が進まず、残留オーステナイト相が不安定であり、伸びフランジ性が劣位である。
　次に、実験例７８は、３００～４５０℃の範囲における停留処理の時間が長く、鉄系炭化物が生成し、残留オーステナイト中の固溶Ｃ量が低下し、残留オーステナイト相が不安定となり、伸びフランジ性が劣位である。
　次に、実験例１１６～１１８は、成分組成が所定の範囲を逸脱した例であり、いずれも十分な特性が得られていない。
　以上説明した実施例の結果より、本発明の成形性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法により、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度を確保しながら優れた延性と伸びフランジ性が得られ、十分に高い成形性を有する高強度鋼板が得られることが明らかとなった。
　本発明によれば、たとえば、鋼板をプレス加工等によって成形して得られる部材等の用途において、引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度を確保しながら、優れた延性と伸びフランジ性が得られ、優れた強度及び成形性が同時に得られる。これにより、たとえば、特に、自動車用部材等の分野に本発明を適用することにより、特に自動車分野に適用することにより、車体の強度増強に伴う安全性の向上や、部材加工時の成形性の向上等のメリットを十分に享受することができ、その社会的貢献は計り知れない。

Claims (10)

  1. 　質量％で、
    　　Ｃ　：０．０７５～０．３００％、
    　　Ｓｉ：０．７０～２．５０％、
    　　Ｍｎ：１．３０～３．５０％、
    　　Ｐ　：０．００１～０．０３０％、
    　　Ｓ　：０．０００１～０．０１００％、
    　　Ａｌ：０．００５～１．５００％、
    　　Ｎ　：０．０００１～０．０１００％、
    　　Ｏ　：０．０００１～０．０１００％
    を含有し、選択元素として、
    　　Ｔｉ：０．００５～０．１５０％、
    　　Ｎｂ：０．００５～０．１５０％、
    　　Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
    　　Ｃｒ：０．０１～２．００％、
    　　Ｎｉ：０．０１～２．００％、
    　　Ｃｕ：０．０１～２．００％、
    　　Ｍｏ：０．０１～１．００％、
    　　Ｖ：０．００５～０．１５０％、
    　　Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＲＥＭの１種又は２種以上：合計で０．０００１～０．５０００％
    の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼であり、
    　鋼板の組織が、体積分率で２～２０％の残留オーステナイト相を含み、
    　前記残留オーステナイト相のマルテンサイト変態点が－６０℃以下であることを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板。
  2. 　前記残留オーステナイト相の－１９８℃でマルテンサイト変態する割合が、体積分率で、全残留オーステナイト相の２％以下であることを特徴とする請求項１に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
  3. 　前記残留オーステナイト相のマルテンサイト変態点が－１９８℃以下であることを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
  4. 　鋼板の組織が、さらに、体積分率で、
    　　フェライト相；１０～７５％、
    　　ベイニティックフェライト相及び／又はベイナイト相：１０～５０％、
    　　焼戻しマルテンサイト相：１０～５０％、並びに、
    　　フレッシュマルテンサイト相：１０％以下、
    を含むことを特徴とする請求項１又は２に記載の成形性に優れた高強度鋼板。
  5. 　請求項１又は２に記載の高強度鋼板の表面に亜鉛めっき層が形成されてなることを特徴とする成形性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板。
  6. 　質量％で、
    　　Ｃ　：０．０７５～０．３００％、
    　　Ｓｉ：０．７０～２．５０％、
    　　Ｍｎ：１．３０～３．５０％、
    　　Ｐ　：０．００１～０．０３０％、
    　　Ｓ　：０．０００１～０．０１００％、
    　　Ａｌ：０．００５～１．５００％、
    　　Ｎ　：０．０００１～０．０１００％、
    　　Ｏ　：０．０００１～０．０１００％
    を含有し、選択元素として、
    　　Ｔｉ：０．００５～０．１５０％、
    　　Ｎｂ：０．００５～０．１５０％、
    　　Ｂ：０．０００１～０．０１００％、
    　　Ｃｒ：０．０１～２．００％、
    　　Ｎｉ：０．０１～２．００％、
    　　Ｃｕ：０．０１～２．００％、
    　　Ｍｏ：０．０１～１．００％、
    　　Ｖ：０．００５～０．１５０％、
    　　Ｃａ、Ｃｅ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｈｆ、ＲＥＭの１種又は２種以上：合計で０．０００１～０．５０００％
    の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなるスラブを、直接又は一旦冷却した後に１０５０℃以上に加熱し、Ａｒ３点以上で圧延を完了して鋼板とし、５００～７５０℃の温度で巻き取る熱間圧延工程と、
    　巻き取った鋼板を、酸洗後に圧下率３５～７５％の圧下率で冷延する冷延工程と、
    　前記冷延工程後の鋼板を、最高加熱温度７４０～１０００℃まで加熱した後、該最高加熱温度～７００℃までの平均冷却速度を１．０～１０．０℃／秒、７００～５００℃の平均冷却速度を５．０～２００℃／秒として冷却し、次いで、３５０～４５０℃で３０～１０００秒滞留させ、その後、室温まで冷却し、かつ、前記最高加熱温度から室温まで冷却する間に、Ｂｓ点あるいは５００℃未満から５００℃以上への再加熱を少なくとも１回以上、Ｍｓ点あるいは３５０℃未満から３５０℃以上への再加熱を少なくとも１回以上施す焼鈍工程
    を備えることを特徴とする成形性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  7. 　請求項６に記載の高強度鋼板の製造方法で高強度鋼板を製造した後、亜鉛電気めっきを施すことを特徴とする成形性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  8. 　請求項６に記載の高強度鋼板の製造方法において、前記焼鈍工程で前記最高加熱温度から室温までの間で冷却する際、前記冷延工程後の鋼板を亜鉛浴に浸漬することにより、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする成形性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  9. 　請求項６に記載の高強度鋼板の製造方法において、前記焼鈍工程の後に、溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする成形性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  10. 　前記溶融亜鉛めっきを施した後に、４７０～６５０℃の温度で合金化処理を施すことを特徴とする請求項８又は９に記載の成形性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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