JP4062616B2 - 伸びフランジ性に優れた高強度鋼板 - Google Patents
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Description
本発明は、５００〜１４００ＭＰａ級の高強度及び超高強度域において、伸びフランジ性が非常に優れた高強度鋼板に関するものである。本発明によれば、５８０ＭＰａ級鋼板における伸びフランジ性（λ）が概ね９０％以上、伸び（Ｅｌ）が３５％以上；７８０ＭＰａ級鋼板におけるλが概ね５０％以上、Ｅｌが３２％以上；９８０ＭＰａ級鋼板におけるλが概ね２０％以上、Ｅｌが２５％以上と、従来のＴＲＩＰ鋼板に比べて、伸びフランジ性が著しく高められた高強度鋼板を提供できる点で、非常に有用である。
自動車や産業用機械等にプレス成形して使用される鋼板は、優れた強度と延性を兼ね備えていることが要求され、この様な要求特性は近年、益々、高まっている。
従来より、強度と延性の両立を図った鋼板として、フェライト素地中に主としてマルテンサイトからなる低温変態組織を含むフェライト・マルテンサイトの複合組織鋼板［デュアルフェイズ（ＤＰ）鋼板］が知られている（例えば特許文献１）。上記鋼板は、延性が良好なだけでなく、マルテンサイト生成域に導入された多量の可動転位のために降伏伸びが現れず、降伏応力が低くなる為、加工時の形状凍結特性が良好である。上記組織に制御することにより、引張強度（ＴＳ）が高く、伸び（Ｅｌ）特性にも優れた鋼板が得られるが、伸びフランジ性（局部的な延性）に劣るものであった。
一方、伸びフランジ性に優れる鋼板としては、フェライト・ベイナイトの２相組織鋼板が知られている（例えば特許文献２）。これにより、上述したＤＰ鋼板に比べ、伸びフランジ性に優れることは勿論のこと、抵抗溶接性（特に熱影響部の軟化がなく）、及び疲労特性にも優れる等のメリットが得られるが、伸び特性に劣るという問題がある。
その他、組織中に残留オーステナイト（γＲ）を生成させ、このγＲが加工変形中に誘起変態（歪み誘起変態：ＴＲＩＰ）して延性を向上させる残留オーステナイト鋼板が知られている。例えば特許文献３には、体積分率で１０％以上のフェライトと１０％以上のγＲを有し、残部がベイナイトまたはマルテンサイトまたはそれらの混合組織に制御することにより、高強度で、且つ極めて延性に優れた鋼板が開示されており、この様な組織とすることにより、γＲの加工誘起変態効果に加えて、軟質のフェライトによる高延性が発揮される結果、延性はフェライト及びγＲによって、強度はベイナイトまたはマルテンサイトによって確保されることが記載されている。しかしながら、上記鋼板においても、前記ＤＰ鋼と同様、伸びフランジ性に劣るという問題があった。
そこで、γＲによる優れた強度・延性バランスを維持しつつ、しかも、伸びフランジ性（穴広げ性）等の成形性にも優れた鋼板を提供すべく、種々の検討がなされている。例えば特許文献４には、ミクロ組織が、フェライト、ベイナイト、γＲの３相で構成されており、且つ、フェライト占有率とフェライト粒径の比、及びγＲの占有率が所定範囲に制御された鋼板が開示されている。これは、「γＲの増加は、強度−延性バランスの向上、全伸びの向上をもたらすが、その効果は、γＲの微細化により高まること；更にγＲが微細化すると、伸びフランジ性などの成形性も向上する」という知見に基づいてなされたものであるが、伸びフランジ性の向上効果は低く、更に一層優れた伸びフランジ性を有する高強度鋼板の提供が切望されている。
特開昭５５−１２２８２０号公報（特許請求の範囲等）
特開昭５７−１４５９６５号公報（特許請求の範囲等）
特開昭６０−４３４２５号公報（特許請求の範囲等）
特開平９−１０４９４７号公報（特許請求の範囲等）
本発明は上記事情に着目してなされたものであり、その目的は、伸びフランジ性が著しく高められた高強度鋼板を提供することにある。
上記課題を解決し得た本発明に係る伸びフランジ性に優れた高強度鋼板とは、質量％で、
Ｃ ：０．０６〜０．６％、
Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３％、
Ｍｎ：０．５〜３％、
Ｐ ：０．１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．００２０％以下（０％を含む）、
Ｃａ：０．０００５％〜０．００３％及び／又は
ＲＥＭ：０．０００５％〜０．００３％
を含有し、且つ、
母相組織は、焼戻マルテンサイト若しくは焼戻ベイナイトであって全組織に対して占積率で５０％以上であるか；または、焼戻マルテンサイト若しくは焼戻ベイナイトが全組織に対して占積率で１５％以上である他、フェライトを全組織に対して占積率で５〜６０％含有し、
第２相組織は、残留オーステナイトを全組織に対して占積率で３〜３０％含有すると共に、該残留オーステナイト中のＣ濃度（ＣγＲ）は０．８％以上であり、該残留オーステナイト全体に占めるラス状残留オーステナイトの比率は占積率で７０％以上であり、更にベイナイト／マルテンサイトを含有しても良いものであるところに要旨を有するものである。
Ｃ ：０．０６〜０．６％、
Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３％、
Ｍｎ：０．５〜３％、
Ｐ ：０．１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．００２０％以下（０％を含む）、
Ｃａ：０．０００５％〜０．００３％及び／又は
ＲＥＭ：０．０００５％〜０．００３％
を含有し、且つ、
母相組織は、焼戻マルテンサイト若しくは焼戻ベイナイトであって全組織に対して占積率で５０％以上であるか；または、焼戻マルテンサイト若しくは焼戻ベイナイトが全組織に対して占積率で１５％以上である他、フェライトを全組織に対して占積率で５〜６０％含有し、
第２相組織は、残留オーステナイトを全組織に対して占積率で３〜３０％含有すると共に、該残留オーステナイト中のＣ濃度（ＣγＲ）は０．８％以上であり、該残留オーステナイト全体に占めるラス状残留オーステナイトの比率は占積率で７０％以上であり、更にベイナイト／マルテンサイトを含有しても良いものであるところに要旨を有するものである。
更に、本発明において、質量％で、
Ｍｏ：１％以下（０％を含まない），Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない），Ｃｕ：０．５ ％以下（０％を含まない），Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）の少なくとも一種を含有するもの；
Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない），Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない），Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）の少なくとも一種を含有するものは、いずれも本発明の好ましい態様である。
Ｍｏ：１％以下（０％を含まない），Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない），Ｃｕ：０．５ ％以下（０％を含まない），Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）の少なくとも一種を含有するもの；
Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない），Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない），Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）の少なくとも一種を含有するものは、いずれも本発明の好ましい態様である。
本発明によれば、約５００〜１４００ＭＰａ級の高強度及び超高強度域において、伸びフランジ性が非常に優れており、しかも全伸び特性にも優れた高強度鋼板を提供することができる。
本発明者らは、非常に高い伸びフランジ性を有しており、しかも、大きな全伸びを有する低合金ＴＲＩＰ鋼板を提供すべく鋭意検討してきた。その結果、
（Ｉ）組織的には、転位密度の低い軟質ラス組織からなる(i)焼戻マルテンサイト若しくは(ii)焼戻ベイナイト、または、(iii)上記焼戻マルテンサイトとフェライトとの混合組織若しくは(iv)焼戻ベイナイトとフェライトとの混合組織を母相とし、第２相組織として、該残留オーステナイト中のＣ濃度（ＣγＲ）が０．８％以上のγＲ相を有し、且つ、該残留オーステナイト全体に占めるラス状残留オーステナイトの比率が占積率で７０％以上を満足する組織に制御すると共に、
（II）成分的には、Ｓを極低減化し、Ｃａ及び／又はＲＥＭを添加して介在物（特にＭｎＳ等の鋼中硫化物）の形態を制御することにより、所期の目的が達成されることを見出し、本発明を完成した。
（Ｉ）組織的には、転位密度の低い軟質ラス組織からなる(i)焼戻マルテンサイト若しくは(ii)焼戻ベイナイト、または、(iii)上記焼戻マルテンサイトとフェライトとの混合組織若しくは(iv)焼戻ベイナイトとフェライトとの混合組織を母相とし、第２相組織として、該残留オーステナイト中のＣ濃度（ＣγＲ）が０．８％以上のγＲ相を有し、且つ、該残留オーステナイト全体に占めるラス状残留オーステナイトの比率が占積率で７０％以上を満足する組織に制御すると共に、
（II）成分的には、Ｓを極低減化し、Ｃａ及び／又はＲＥＭを添加して介在物（特にＭｎＳ等の鋼中硫化物）の形態を制御することにより、所期の目的が達成されることを見出し、本発明を完成した。
まず、本発明を最も特徴付ける組織について説明する。
（１）母相組織について
(i)焼戻マルテンサイト組織を母相とする態様
従来の残留オーステナイト鋼板は、硬質相の周りの軟質相（母相）の変形が進むと、該軟質相との界面にボイドが発生し易くなる結果、伸びフランジ性が劣化するというデメリットがあった。これに対し、母相を従来のフェライトではなく焼戻マルテンサイト（更には後記する焼戻ベイナイト、焼戻マルテンサイトとフェライトとの混合組織、焼戻ベイナイトとフェライトとの混合組織）とすることにより、ボイドの生成が抑えられ、伸びフランジ性が向上した。更に、ラス状γＲの形態を所定の軸比となる様に制御すれば、従来のγＲより、伸び及び伸びフランジ性の向上が可能となった。
(i)焼戻マルテンサイト組織を母相とする態様
従来の残留オーステナイト鋼板は、硬質相の周りの軟質相（母相）の変形が進むと、該軟質相との界面にボイドが発生し易くなる結果、伸びフランジ性が劣化するというデメリットがあった。これに対し、母相を従来のフェライトではなく焼戻マルテンサイト（更には後記する焼戻ベイナイト、焼戻マルテンサイトとフェライトとの混合組織、焼戻ベイナイトとフェライトとの混合組織）とすることにより、ボイドの生成が抑えられ、伸びフランジ性が向上した。更に、ラス状γＲの形態を所定の軸比となる様に制御すれば、従来のγＲより、伸び及び伸びフランジ性の向上が可能となった。
本発明における「焼戻マルテンサイト」は、以下の特徴を有するものである。
第一に、本発明における「焼戻マルテンサイト」は、転位密度が少なく軟質であり、しかも、ラス状組織を有するものを意味する。これに対し、マルテンサイトは転位密度の多い硬質組織である点で、上記焼戻マルテンサイトとは相違し、両者は、例えば透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察などによって区別することができる。また、従来のγＲ鋼板は、転位密度の少ない軟質のブロック状フェライト組織を有する点で、上記焼戻マルテンサイトを母相とする本発明鋼板とはやはり相違するものである。
第二に、上記焼戻マルテンサイトは、同一成分系（基本成分であるＣ，Ｓｉ，Ｍｎを同じにした系）におけるポリゴナルフェライトに比べ、ビッカース硬さ（Ｈｖ）が概して高いという傾向を有する。図１は、同一成分の鋼種（Ｃ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％の範囲）における焼戻マルテンサイトの硬度（縦軸）と、ポリゴナルフェライトの硬度（横軸）とを対比したグラフである。尚、ビッカース硬さは、レペラー腐食による光学顕微鏡観察を行い、母相（灰色）部のビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定したものである（荷重１ｇ）。参考までに、同図に、ｙ＝ｘの直線を点線で示したが、これにより、焼戻マルテンサイトの硬度は、ポリゴナルフェライトに比べて高いこと；この様な傾向は硬度が高くなるにつれ、顕著に見られることが分かる。
また、図２は、図１のデータを、Ｃ量：０．１％、０．２％、０．３％の各場合に分けて整理したものであり、焼戻マルテンサイト及びポリゴナルフェライトの硬度に及ぼすＣ量の影響を表したものである。図２より、Ｃ量が同一のとき、焼戻マルテンサイトの硬度はポリゴナルフェライトに比べて高くなる傾向があること：この様な傾向は、Ｃ量が高くなるにつれ、顕著に見られることが分かる。
これらの結果に基づき、焼戻マルテンサイト及びポリゴナルフェライトにおける硬度を、Ｃ，Ｍｎ，Ｓｉの基本成分との関係で表すと、下記の関係式が得られる。
焼戻マルテンサイトの硬度（Ｈｖ）≧500[C]+30[Si]+3[Mn]+50
ポリゴナルフェライの硬度（Ｈｖ）≒200[C]+30[Si]+3[Mn]+50
式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。
ポリゴナルフェライの硬度（Ｈｖ）≒200[C]+30[Si]+3[Mn]+50
式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。
ちなみに、上記関係式により得られる硬度（計算値）は、実測値を反映したものとなっていることを確認している。
また、上記関係式により得られる硬度は、Ｃ量が０．１〜０．３％の場合のみならず、０．３〜０．６％の場合、更には０．０６〜０．１％の場合においても同様に実測値を反映したものであることを確認している。
尚、焼戻マルテンサイト硬度の上限は、成分組成等によっても変化し得るが、概ね、500[C]+30[Si]+3[Mn]+200、好ましくは500[C]+30[Si]+3[Mn]+150とすることが推奨される。
この様な特徴を有する焼戻マルテンサイトは、後記する通り、Ａ3点以上（γ域）より焼入れされたマルテンサイトを、Ａ1点以上（約７００℃以上）、Ａ3点以下の温度で焼鈍する等して得られるものである。
上記焼戻マルテンサイトによる伸びフランジ性向上効果を有効に発揮させる為には、全組織に対して占積率で焼戻マルテンサイトを５０％以上（好ましくは６０％以上）有することが必要である。尚、焼戻マルテンサイトの量は、γＲとのバランスによって定められるものであり、所望の特性を発揮し得る様、適切に制御することが推奨される。
(ii)焼戻マルテンサイトとフェライトの混合組織を母相とする態様
上記態様のうち焼戻マルテンサイトの詳細は上記(i)に説明した通りである。上記の如く母相混合組織の態様において、焼戻マルテンサイトによる作用を有効に発揮させる為には、全組織に対して占積率で、上記焼戻マルテンサイトを１５％以上（好ましくは２０％以上）有することが必要である。尚、焼戻マルテンサイトの量は、後記するフェライト及びγＲのバランスによって定められるものであり、所望の特性を発揮し得る様、適切に制御することが推奨される。
上記態様のうち焼戻マルテンサイトの詳細は上記(i)に説明した通りである。上記の如く母相混合組織の態様において、焼戻マルテンサイトによる作用を有効に発揮させる為には、全組織に対して占積率で、上記焼戻マルテンサイトを１５％以上（好ましくは２０％以上）有することが必要である。尚、焼戻マルテンサイトの量は、後記するフェライト及びγＲのバランスによって定められるものであり、所望の特性を発揮し得る様、適切に制御することが推奨される。
また、本発明における「フェライト」とは、ポリゴナルフェライト、即ち、転位密度の少ないフェライトを意味する。上記フェライトは伸び特性に優れる等のメリットはあるが、伸びフランジ性に劣るという欠点がある。これに対し、上記フェライトと焼戻マルテンサイトの混合組織を有する本発明鋼板は、優れた伸び特性を維持しつつ、しかも伸びフランジ性も改善されている点で、従来のＴＲＩＰ鋼板とは、組織の構成も得られる特性も異なるものである。
本発明による作用を有効に発揮させる為には、全組織に対して占積率でフェライトを５％以上（好ましくは１０％以上）含有することが推奨される。但し、６０％を超えると、必要な強度を確保するのが困難となる他、従来のＴＲＩＰ鋼板と同様、フェライトと第２相の界面より多くのボイドが発生し、伸びフランジ性が劣化する為、その上限を６０％とすることが推奨される。尚、上限を３０％未満に制御すると、フェライトと第２相（γＲや、マルテンサイト）の界面が減少し、ボイドの発生源が抑えられる為、伸びフランジ性が向上するので、非常に好ましい。
(iii)焼戻ベイナイトを母相とする態様
本発明における「焼戻ベイナイト」は、以下の特徴を有するものである。
本発明における「焼戻ベイナイト」は、以下の特徴を有するものである。
第一に、本発明における「焼戻ベイナイト」は、転位密度が少なく軟質であり、しかも、ラス状組織を有するものを意味する。これに対し、ベイナイトは転位密度の多い硬質組織である点で、上記焼戻ベイナイトとは相違し、両者は、例えば透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察などによって区別することができる。また、従来のγR鋼板は、転位密度の少ない軟質のブロック状フェライト組織を有する点で、上記焼戻ベイナイトを母相とする本発明鋼板とはやはり相違するものである。
第二に、上記焼戻ベイナイトは、同一成分系（基本成分であるＣ，Ｓｉ，Ｍｎを同じにした系）におけるポリゴナルフェライトに比べ、ビッカース硬さ（Ｈｖ）が概して高いという傾向を有する。図１は、同一成分の鋼種（Ｃ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｓｉ：１．０〜２．０％の範囲）における焼戻ベイナイト及び焼戻マルテンサイトの硬度（縦軸）と、ポリゴナルフェライトの硬度（横軸）とを対比したグラフである。尚、ビッカース硬さは、レペラー腐食による光学顕微鏡観察を行い、母相（灰色）部のビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定したものである（荷重１ｇ）。参考までに、同図に、ｙ＝ｘの直線を点線で示したが、これにより、焼戻ベイナイトの硬度は、ポリゴナルフェライトに比べて高いこと；この様な傾向は硬度が高くなるにつれ、顕著に見られることが分かる。
また、図２は、図１のデータを、Ｃ量：０．１％、０．２％、０．３％の各場合に分けて整理したものであり、焼戻ベイナイト、焼戻マルテンサイト、及びポリゴナルフェライトの硬度に及ぼすＣ量の影響を表したものである。図２より、Ｃ量が同一のとき、焼戻ベイナイトの硬度はポリゴナルフェライトに比べて高くなる傾向があること：この様な傾向は、Ｃ量が高くなるにつれ、顕著に見られることが分かる。
これらの結果に基づき、焼戻ベイナイト及びポリゴナルフェライトにおける硬度を、Ｃ，Ｍｎ，Ｓｉの基本成分との関係で表すと、下記の関係式が得られる。
焼戻ベイナイトの硬度（Ｈｖ）≧500[C]+30[Si]+3[Mn]+50
ポリゴナルフェライの硬度（Ｈｖ）≒200[C]+30[Si]+3[Mn]+50
式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。
ポリゴナルフェライの硬度（Ｈｖ）≒200[C]+30[Si]+3[Mn]+50
式中、［ ］は各元素の含有量（質量％）を意味する。
ちなみに、上記関係式により得られる硬度（計算値）は、実測値を反映したものとなっていることを確認している。
また、上記関係式により得られる硬度は、Ｃ量が０．１〜０．３％の場合のみならず、０．３〜０．６％の場合、更には０．０６〜０．１％の場合においても同様に実測値を反映したものであることを確認している。
尚、焼戻ベイナイト硬度の上限は、成分組成等によっても変化し得るが、概ね、500[C]+30[Si]+3[Mn]+200、好ましくは500[C]+30[Si]+3[Mn]+150とすることが推奨される。
この様な特徴を有する焼戻ベイナイトは、後記する通り、Ａ3点以上（γ域）よりＭｓ点以上Ｂｓ点以下で焼入れされたベイナイトを、Ａ1点以上（約７００℃以上）、Ａ3点以下の温度で焼鈍する等して得られるものである。
上記焼戻ベイナイトの生成による伸びフランジ性向上効果を有効に発揮させる為には、全組織に対して占積率で焼戻ベイナイトを５０％以上（好ましくは６０％以上）有することが推奨される。尚、焼戻ベイナイトの量は、後記するγＲとのバランスによって定められるものであり、所望の特性を発揮し得る様、適切に制御することが推奨される。
(iv)焼戻ベイナイトとフェライトの混合組織を母相とする態様
上記態様の各組織（焼戻ベイナイト及びフェライト）の詳細は上記(iii)及び(ii)に説明した通りである。
上記態様の各組織（焼戻ベイナイト及びフェライト）の詳細は上記(iii)及び(ii)に説明した通りである。
尚、上記の如く母相混合組織の態様において、焼戻ベイナイトによる作用を有効に発揮させる為には、全組織に対して占積率で、上記焼戻ベイナイトを１５％以上（好ましくは２０％以上）有することが必要である。尚、焼戻ベイナイトの量は、後記するフェライト及びγＲのバランスによって定められるものであり、所望の特性を発揮し得る様、適切に制御することが推奨される。
以上、母相組織について説明した。特に本発明によれば、上述した４種の母相組織のうち、フェライトがない組織（焼戻マルテンサイトのみ、若しくは焼戻ベイナイトのみ）であっても、フェライトを含む混合組織（焼戻マルテンサイトとフェライトの混合組織、若しくは焼戻ベイナイトとフェライトの混合組織）と同程度か、若しくはそれ以上の優れた伸びフランジ性を有することを実験により確認している（後記する実施例１を参照）。従って、特に伸びフランジ性の向上という観点からすれば、母相組織を、焼戻マルテンサイトのみ、若しくは焼戻ベイナイトのみとすることが推奨される。
（２）第２相組織について
次に、上記(i)〜(iv)の各態様における第２相組織について説明する。
次に、上記(i)〜(iv)の各態様における第２相組織について説明する。
残留オーステナイト（γ Ｒ ）
γＲは全伸び、更には疲労特性の向上に有用であり、この様な作用を有効に発揮させる為には、全組織に対して占積率で３％（好ましくは５％以上）存在することが必要である。特に、母相組織が焼戻マルテンサイト＋フェライトの混合組織の場合には５％以上（より好ましくは７％以上）存在することが好ましい。一方、多量に存在すると伸びフランジ性が劣化することから、上限を３０％に定めた。特に、母相組織が焼戻マルテンサイト／焼戻ベイナイトの単相組織の場合は上限を好ましくは２０％（より好ましくは１５％）に制御することが推奨され、一方、母相組織が焼戻マルテンサイトとフェライトとの混合組織、または焼戻ベイナイトとフェライトとの混合組織の場合は上限を好ましくは２５％に制御することが推奨される。
γＲは全伸び、更には疲労特性の向上に有用であり、この様な作用を有効に発揮させる為には、全組織に対して占積率で３％（好ましくは５％以上）存在することが必要である。特に、母相組織が焼戻マルテンサイト＋フェライトの混合組織の場合には５％以上（より好ましくは７％以上）存在することが好ましい。一方、多量に存在すると伸びフランジ性が劣化することから、上限を３０％に定めた。特に、母相組織が焼戻マルテンサイト／焼戻ベイナイトの単相組織の場合は上限を好ましくは２０％（より好ましくは１５％）に制御することが推奨され、一方、母相組織が焼戻マルテンサイトとフェライトとの混合組織、または焼戻ベイナイトとフェライトとの混合組織の場合は上限を好ましくは２５％に制御することが推奨される。
特に本発明の鋼板は、γＲ全体に占めるラス状γＲの比率を占積率で７０％以上に制御されたものであるところに特徴がある。ここで、「形態がラス状である」とは、平均軸比（長軸／短軸）が２以上（好ましくは４以上であり、好ましい上限は３０以下である）のものを意味する。上記ラス状のγＲは、従来のγＲと同様のＴＲＩＰ効果を奏するのみならず、伸びの向上、特に顕著な伸びフランジ性向上効果をも奏するものである。ラス状γＲの比率は多ければ多い程、より優れた伸びフランジ性が得られる。好ましいラス状γＲの比率は８０％以上、より好ましくは９０％以上である。
更に上記γＲ中のＣ濃度（ＣγR）は０．８％以上であることが必要である。このＣγRは、ＴＲＩＰ（歪誘起変態加工）の特性に大きく影響し、０．８％以上に制御すると、特に、伸び等の向上に有効である。好ましくは１％以上、より好ましくは１．２％以上である。尚、上記ＣγRの含有量は多い程好ましいが、実操業上、調整可能な上限は、概ね１．６％と考えられる。
ここで、従来のＴＲＩＰ型鋼板におけるγＲは、旧オーステナイト粒界内にランダムな方位のγＲが存在しているのに対し、本発明におけるγRは、同一パケット内のブロック境界などに沿って同一方位を有するγＲが存在し易いという特徴がある。図３に、本発明におけるγＲの特徴を模式化して表す。図３中、１は旧オーステナイト粒界、２はパケット粒界、３はブロック境界、４はマルテンサイトラスを夫々、示す。
このことを一層明らかにする目的で、図４及び図５に、本発明鋼板（後記する表２のＮo.４）及び従来のγＲ鋼板（後記する表２のＮo.１７）における、板厚方向断面のＥＢＳＰ写真（カラーマップ：倍率１０００倍）の結果を、夫々示す。ここで、ＥＢＳＰとは、Electron Back Scatter Diffraction Patternのことであり、ＥＢＳＰ解析装置としてはTexSEM Laboratories社製の装置を使用した。
この写真によれば、結晶方位差の異なる板厚方向のγRを色調差によって識別することができる。即ち、通常の組織観察とは異なるＥＢＳＰによる結晶方位観察手法でγRを調べると、見掛け上はほぼ同一の組織を有しているにもかかわらず、従来鋼板（図５）では、旧オーステナイト粒界内にランダムな方位のγＲが多数存在するのに対し、本発明鋼板（図４）では、或る一定の領域内に、同一方位を有するγＲが多数存在していることが確認できる。本発明鋼板のγＲは、ブロック境界等に沿って、同一方位を有するγRが生成するものと思われ、この点で、従来鋼板のγＲとは、異なる形態を有している。
その他：ベイナイト及び／又はマルテンサイト（０％を含む）
第２相組織には、上記残留オーステナイトの他、本発明の作用を損なわない範囲で、他の異種組織として、ベイナイト及び／又はマルテンサイトを有していても良い。これらの組織は本発明の製造過程で必然的に残存し得るものであるが、少なければ少ない程良く、例えばベイナイト及び／又はマルテンサイトを合計で、全組織に対して占積率で５％以下（好ましくは３％以下）に制御することが推奨される。尚、上記異種組織には、パーライトは含まれておらず、最大でもパーライトを１０％以下に制御することが推奨される。より好ましいのは、パーライト組織は０％である。
第２相組織には、上記残留オーステナイトの他、本発明の作用を損なわない範囲で、他の異種組織として、ベイナイト及び／又はマルテンサイトを有していても良い。これらの組織は本発明の製造過程で必然的に残存し得るものであるが、少なければ少ない程良く、例えばベイナイト及び／又はマルテンサイトを合計で、全組織に対して占積率で５％以下（好ましくは３％以下）に制御することが推奨される。尚、上記異種組織には、パーライトは含まれておらず、最大でもパーライトを１０％以下に制御することが推奨される。より好ましいのは、パーライト組織は０％である。
次に、本発明鋼板を構成する基本成分について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
Ｃ：０．０６〜０．６％
Ｃは、高強度を確保し、且つ、γＲを確保するために必須の元素である。詳細には、γ相中に充分なＣ量を含み、室温でも所望のγ相を残留させる為に重要な元素であり、強度−伸びフランジ性のバランスを高めるのに有用である。特にＣ量を０．２５％以上添加すると、γR量が増加し、更にγＲへのＣ濃縮が高くなるので、極めて高い強度−伸びバランスを得ることができる。
Ｃは、高強度を確保し、且つ、γＲを確保するために必須の元素である。詳細には、γ相中に充分なＣ量を含み、室温でも所望のγ相を残留させる為に重要な元素であり、強度−伸びフランジ性のバランスを高めるのに有用である。特にＣ量を０．２５％以上添加すると、γR量が増加し、更にγＲへのＣ濃縮が高くなるので、極めて高い強度−伸びバランスを得ることができる。
但し、０．６％を超えて添加すると、その効果が飽和するのみならず、鋳造中への中心偏析などによる欠陥などが見られる。また、０．２５％以上添加すると溶接性が劣化する。
従って、溶接性を主に考慮すれば、Ｃ：０．０６〜０．２５％（より好ましくは０．２％以下、更により好ましくは０．１５％以下）に制御することが好ましく、一方、点溶接を必要とせず高い伸び等が要求される場合には、Ｃ：０．２５〜０．６％（より好ましくは０．３％以上）に制御することが推奨される。
Ｓｉ＋Ａｌ：０．５〜３％
Ｓｉ及びＡｌは、γＲが分解して炭化物が生成するのを有効に抑える元素である。特にＳｉは、固溶強化元素としても有用である。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｓｉ及びＡｌを合計で０．５％以上添加することが必要である。好ましくは０．７％以上、より好ましくは１％以上である。但し、上記元素を合計で、３％を超えて添加しても上記効果は飽和してしまい、経済的に無駄である他、多量に添加すると、熱間脆性を起こす為、その上限を３％とする。好ましくは２．５％以下、より好ましくは２％以下である。
Ｓｉ及びＡｌは、γＲが分解して炭化物が生成するのを有効に抑える元素である。特にＳｉは、固溶強化元素としても有用である。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｓｉ及びＡｌを合計で０．５％以上添加することが必要である。好ましくは０．７％以上、より好ましくは１％以上である。但し、上記元素を合計で、３％を超えて添加しても上記効果は飽和してしまい、経済的に無駄である他、多量に添加すると、熱間脆性を起こす為、その上限を３％とする。好ましくは２．５％以下、より好ましくは２％以下である。
Ｍｎ：０．５〜３％
Ｍｎは、γを安定化し、所望のγＲを得る為に必要な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、０．５％以上添加することが必要である。好ましくは０．７％以上、より好ましくは１％以上である。但し、３％を超えて添加すると、鋳片割れが生じる等の悪影響が見られる。好ましくは２．５％以下、より好ましくは２％以下である。
Ｍｎは、γを安定化し、所望のγＲを得る為に必要な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、０．５％以上添加することが必要である。好ましくは０．７％以上、より好ましくは１％以上である。但し、３％を超えて添加すると、鋳片割れが生じる等の悪影響が見られる。好ましくは２．５％以下、より好ましくは２％以下である。
Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない）
Ｐは、所望のγＲを確保するのに有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、０．０３％以上（より好ましくは０．０５％以上）添加することが推奨される。但し、０．１％を超えて添加すると二次加工性が劣化する。より好ましくは０．１％以下である。
Ｐは、所望のγＲを確保するのに有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、０．０３％以上（より好ましくは０．０５％以上）添加することが推奨される。但し、０．１％を超えて添加すると二次加工性が劣化する。より好ましくは０．１％以下である。
Ｓ：０．００２０％以下（０％を含む）
Ｓは、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、割れの起点となって加工性を劣化させる元素であり、本発明では特に、その上限を０．００２０％と、従来のＴＲＩＰ鋼板に比べて、極低減化したところに特徴がある。Ｓの低減化による加工性劣化の抑制作用自体は、従来でも知られている。しかしながら、従来は、Ｓを概ね０．００３％程度にまで低減化すれば、その作用は飽和してしまうと考えられており、実際のところ、Ｓの極低減化には多大なコストを要することから、０．００２０％以下にまでＳを低減した例はなかった。本発明者らの研究により、上述した組織制御に加え、「Ｓの極低減化、並びにＣａ及び／又はＲＥＭの添加」という成分調整によって、従来のＴＲＩＰ鋼板に比べ、５００〜１４００Ｍｐａ級の高強度域および超高強度域における伸びフランジ性が著しく高められることが明らかになった。この結果は、従来の予想（推定）を覆すものであり、顕著な伸びフランジ性が達成できた点で、非常に意義深いものである。好ましくは０．００１５％以下、より好ましくは０．００１０％以下、更により好ましくは０．０００５％以下である。
Ｓは、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、割れの起点となって加工性を劣化させる元素であり、本発明では特に、その上限を０．００２０％と、従来のＴＲＩＰ鋼板に比べて、極低減化したところに特徴がある。Ｓの低減化による加工性劣化の抑制作用自体は、従来でも知られている。しかしながら、従来は、Ｓを概ね０．００３％程度にまで低減化すれば、その作用は飽和してしまうと考えられており、実際のところ、Ｓの極低減化には多大なコストを要することから、０．００２０％以下にまでＳを低減した例はなかった。本発明者らの研究により、上述した組織制御に加え、「Ｓの極低減化、並びにＣａ及び／又はＲＥＭの添加」という成分調整によって、従来のＴＲＩＰ鋼板に比べ、５００〜１４００Ｍｐａ級の高強度域および超高強度域における伸びフランジ性が著しく高められることが明らかになった。この結果は、従来の予想（推定）を覆すものであり、顕著な伸びフランジ性が達成できた点で、非常に意義深いものである。好ましくは０．００１５％以下、より好ましくは０．００１０％以下、更により好ましくは０．０００５％以下である。
Ｃａ：０．０００５％〜０．００３％、及び／又はＲＥＭ：０．０００５％〜０．００３％（０％を含まない）
Ｃａ及びＲＥＭ（希土類元素）は、鋼中硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効な元素であり、本発明では、Ｓの極低減化による加工性劣化の抑制作用を有効に発揮させるうえで、非常に重要な元素である。即ち、本発明では、成分的には特に、Ｓと、Ｃａ及び／又はＲＥＭを制御することにより、所望の伸びフランジ性を確保するものである。ここで、本発明に用いられる希土類元素としては、Ｓｃ、Ｙ、ランタノイド等が挙げられる。上記作用を有効に発揮させる為には、夫々、０．０００５％以上（好ましくは０．００１０％以上）添加することが推奨される。但し、０．００３％を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくは０．００２５％以下である。Ｃａ及びＲＥＭは、夫々、単独で使用しても良いし、併用しても構わない。
Ｃａ及びＲＥＭ（希土類元素）は、鋼中硫化物の形態を制御し、加工性向上に有効な元素であり、本発明では、Ｓの極低減化による加工性劣化の抑制作用を有効に発揮させるうえで、非常に重要な元素である。即ち、本発明では、成分的には特に、Ｓと、Ｃａ及び／又はＲＥＭを制御することにより、所望の伸びフランジ性を確保するものである。ここで、本発明に用いられる希土類元素としては、Ｓｃ、Ｙ、ランタノイド等が挙げられる。上記作用を有効に発揮させる為には、夫々、０．０００５％以上（好ましくは０．００１０％以上）添加することが推奨される。但し、０．００３％を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくは０．００２５％以下である。Ｃａ及びＲＥＭは、夫々、単独で使用しても良いし、併用しても構わない。
本発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部：実質的に鉄及び不純物であるが、その他、本発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。
Ｍｏ：１％以下（０％を含まない），Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない），Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない），Ｃｒ：１％以下（０％を含まない）の少なくとも一種
これらの元素は、鋼の強化元素として有用であると共に、γRの安定化や所定量の確保に有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｍｏ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｎｉ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｃｕ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｃｒ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）を、夫々添加することが推奨される。但し、Ｍｏ及びＣｒは１％、Ｎｉ及びＣｕは０．５％を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはＭｏ：０．８％以下、Ｎｉ：０．４％以下、Ｃｕ：０．４％以下、Ｃｒ：０．８％以下である。
これらの元素は、鋼の強化元素として有用であると共に、γRの安定化や所定量の確保に有効な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｍｏ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｎｉ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｃｕ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）、Ｃｒ：０．０５％以上（より好ましくは０．１％以上）を、夫々添加することが推奨される。但し、Ｍｏ及びＣｒは１％、Ｎｉ及びＣｕは０．５％を超えて添加しても上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはＭｏ：０．８％以下、Ｎｉ：０．４％以下、Ｃｕ：０．４％以下、Ｃｒ：０．８％以下である。
Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない），Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない），Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）の少なくとも一種
これらの元素は、析出強化及び組織微細化効果があり、高強度化に有用な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｔｉ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）、Ｎｂ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）、Ｖ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）を、夫々添加することが推奨される。但し、いずれの元素も０．１％を超えて添加すると上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはＴｉ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．０８％以下、Ｖ：０．０８％以下である。
これらの元素は、析出強化及び組織微細化効果があり、高強度化に有用な元素である。この様な作用を有効に発揮させる為には、Ｔｉ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）、Ｎｂ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）、Ｖ：０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）を、夫々添加することが推奨される。但し、いずれの元素も０．１％を超えて添加すると上記効果が飽和してしまい、経済的に無駄である。より好ましくはＴｉ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．０８％以下、Ｖ：０．０８％以下である。
次に、上記第一の鋼板を製造する方法につき、組織毎に説明する。
（Ａ）母相組織が焼戻マルテンサイトまたは焼戻ベイナイトである鋼板
上記鋼板の代表的な製造方法として、下記（１）または（２）の方法が挙げられる。以下、各方法について詳述する。
上記鋼板の代表的な製造方法として、下記（１）または（２）の方法が挙げられる。以下、各方法について詳述する。
（１）［熱延工程］→［連続焼鈍工程またはめっき工程］
この方法は、(i)熱延工程、及び(ii)連続焼鈍工程またはめっき工程を経由して所望の鋼板を製造する方法である。このうち(i)熱延工程の説明図を図６（母相組織が焼入マルテンサイトの場合）及び図７（母相組織が焼入ベイナイトの場合）に、(iii)連続焼鈍またはめっき工程の説明図を図８に、夫々示す。
この方法は、(i)熱延工程、及び(ii)連続焼鈍工程またはめっき工程を経由して所望の鋼板を製造する方法である。このうち(i)熱延工程の説明図を図６（母相組織が焼入マルテンサイトの場合）及び図７（母相組織が焼入ベイナイトの場合）に、(iii)連続焼鈍またはめっき工程の説明図を図８に、夫々示す。
(i)熱延工程
上記熱延工程は、１１５０℃以上の温度で加熱する工程；（Ａr3−５０）℃以上の温度で仕上圧延を終了する工程；及び３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下（母相組織が焼戻マルテンサイトの場合）またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下（母相組織が焼戻ベイナイトの場合）まで冷却して巻取る工程を包含するものである。この熱延条件は、所望の母相組織（焼入マルテンサイトまたは焼入ベイナイト）を得る為に設定されたものである。
上記熱延工程は、１１５０℃以上の温度で加熱する工程；（Ａr3−５０）℃以上の温度で仕上圧延を終了する工程；及び３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下（母相組織が焼戻マルテンサイトの場合）またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下（母相組織が焼戻ベイナイトの場合）まで冷却して巻取る工程を包含するものである。この熱延条件は、所望の母相組織（焼入マルテンサイトまたは焼入ベイナイト）を得る為に設定されたものである。
まず、いずれの母相組織を得る場合においても、加熱温度は１１５０℃以上（好ましくは１２００℃以上）と高温に制御し、且つ、熱延仕上温度（ＦＤＴ）は（Ａr3−５０）℃以上（好ましくはＡr3点以上の温度）とすることが推奨される。これは、引続き実施される「Ｍｓ点以下の冷却」または「Ｍｓ点以上Ｂｓ点以下の冷却」と共に、所望の焼入マルテンサイトまたは焼入ベイナイトを得ると同時に、所望のラス状γＲを得る為である。特に本発明では、γＲのうちラス状γＲの占積率を７０％以上と高く設定しているが、その為には、加熱温度を高めに制御することが必要である。ラス状γＲは、連続焼鈍等によって生成されるが、熱延時に形成される焼入母相組織のラス間隔が細かく、且つ、母相組織のラス界面の歪エネルギーが大きい程、生成し易い。従って、所望のラス状γＲを得る為には、熱延時の加熱温度、更には仕上げ温度を高めに制御して熱延中または仕上げ後のオーステナイト粒径を大きくし、熱延後の冷却を急冷する（焼入れ性を高める）方法が有効だからである。
上記熱延仕上げの後、冷却する。冷却条件（ＣＲ）は使用する鋼の組成等によっても相違するが、３０℃／ｓ以上、好ましくは５０℃／ｓ以上、より好ましくは８０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、フェライト変態やパーライト変態を避けてＭｓ点以下、若しくはＭｓ点以上Ｂｓ点以下まで冷却することが推奨される。これにより、ポリゴナルフェライト等を生成させることなく、所望の焼入マルテンサイトまたは焼入ベイナイトを得ることができる。更に熱延後の平均冷却速度は、最後のγRの形態にも大きな影響を及ぼし、平均冷却速度が速ければ、ラス状を呈することになる。尚、平均冷却速度の上限は特に限定されず、大きければ大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。
また、巻取温度（ＣＴ）は、焼入マルテンサイトを得る場合には、
Ｍｓ点以下［計算式：Ｍｓ＝５６１−４７４×［Ｃ］−３３×［Ｍｎ］−１７×［Ｎｉ］−１７×［Ｃｒ］−２１×［Ｍｏ］；式中、［ ］は各元素の質量％である］にすることが必要である。Ｍｓ点を超えると、所望の焼入マルテンサイトが得られず、ベイナイト等が生成するからである。
Ｍｓ点以下［計算式：Ｍｓ＝５６１−４７４×［Ｃ］−３３×［Ｍｎ］−１７×［Ｎｉ］−１７×［Ｃｒ］−２１×［Ｍｏ］；式中、［ ］は各元素の質量％である］にすることが必要である。Ｍｓ点を超えると、所望の焼入マルテンサイトが得られず、ベイナイト等が生成するからである。
一方、焼入ベイナイトを得る場合には、巻取温度（ＣＴ）は、
Ｍｓ点以上Ｂｓ点以下［計算式：Ｍｓは上記式と同じ；Ｂｓ＝８３０−２７０×［Ｃ］−９０×［Ｍｎ］−３７×［Ｎｉ］−７０×［Ｃｒ］−８０×［Ｍｏ］；式中、［ ］は各元素の質量％である］にすることが必要である。Ｂｓ点を超えると所望の焼入ベイナイトが得られず、一方、Ｍｓ点を下回ると焼戻マルテンサイトが生成するからである。
Ｍｓ点以上Ｂｓ点以下［計算式：Ｍｓは上記式と同じ；Ｂｓ＝８３０−２７０×［Ｃ］−９０×［Ｍｎ］−３７×［Ｎｉ］−７０×［Ｃｒ］−８０×［Ｍｏ］；式中、［ ］は各元素の質量％である］にすることが必要である。Ｂｓ点を超えると所望の焼入ベイナイトが得られず、一方、Ｍｓ点を下回ると焼戻マルテンサイトが生成するからである。
尚、熱延工程では、所望の焼入マルテンサイトまたは焼入ベイナイトを得る為に、上記の各工程を適切に制御することが推奨されるが、その他の工程、例えば加熱温度等は、通常実施される条件（例えば約１０００〜１３００℃）を適宜選択すれば良い。
(ii)連続焼鈍工程またはめっき工程
上記(i)の熱延に引続き、連続焼鈍またはめっきを行う。但し、熱延後の形状が悪いときには形状修正の目的で、上記(i)の熱延を行った後、当該(ii)の連続焼鈍またはめっきを行う前に、冷延処理しても良い。ここで、冷延率は１〜３０％とすることが推奨される。３０％を超えて冷間圧延すると、圧延荷重が増大し、冷間圧延が困難となるからである。
上記(i)の熱延に引続き、連続焼鈍またはめっきを行う。但し、熱延後の形状が悪いときには形状修正の目的で、上記(i)の熱延を行った後、当該(ii)の連続焼鈍またはめっきを行う前に、冷延処理しても良い。ここで、冷延率は１〜３０％とすることが推奨される。３０％を超えて冷間圧延すると、圧延荷重が増大し、冷間圧延が困難となるからである。
上記連続焼鈍またはめっきは、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で１０〜６００秒加熱保持する工程；３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、３００℃以上４８０℃以下の温度まで冷却する工程；及び該温度域で１秒以上保持する工程を包含する。これらの条件は、熱延工程で生成した母相組織（焼入マルテンサイトまたは焼入ベイナイト）を焼戻して所望の焼戻マルテンサイトを得ると共に、微細な第２相を得る為に設定されたものである。
まず、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度（図８中、Ｔ３）で１０〜６００秒（図８中、ｔ３）均熱することにより、所望の組織（焼戻マルテンサイト及びγＲ、または焼戻ベイナイト及びγＲ）を生成させる（２相域焼鈍）。上記温度を超えると、すべてγとなってしまい、一方、上記温度を下回ると、所望のγＲが得られないからである。更に、上記加熱保持時間（ｔ３）の制御は、所望の組織を得る為に、特に重要である。１０秒未満では、焼戻が不足し、所望の母相組織（焼戻マルテンサイトまたは焼戻ベイナイト）が得られないからである。好ましくは２０秒以上、より好ましくは３０秒以上である。尚、６００秒を超えると、焼戻マルテンサイトまたは焼戻ベイナイトの特徴であるラス状組織が維持できなくなり、機械的特性が劣化する。好ましくは５００秒以下、より好ましくは４００秒以下である。
次いで、平均冷却速度（ＣＲ）を、３℃／ｓ以上（好ましくは５℃／ｓ以上）に制御し、パーライト変態を避けながら、３００℃以上（好ましくは３５０℃以上）４８０℃以下（好ましくは４５０℃以下）の温度（ベイナイト変態：図８中、Ｔ４）まで冷却し、更に、この温度域で１秒以上（好ましくは５秒以上：図８中、ｔ４）保持する（オーステンパ処理）。これにより、γＲへのＣ濃縮を、多量に且つ極めて短時間に得ることができる。
ここで、平均冷却速度が上記範囲を下回ると、所望の組織が得られず、パーライト等が生成する。尚、その上限は特に規定されず、大きければ大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。
尚、冷却中に所望のＣγ量を一層効率よく生成させる為には、上記冷却工程を、(i)（Ａ1点〜６００℃）の温度（Ｔｑ）まで、１５℃／ｓ以下の平均冷却速度で冷却する工程；及び(ii)３００℃以上４８０℃以下の温度まで、２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する工程を包含する二段冷却法を採用することが推奨される。
このうち、上記(i)の温度域まで、１５℃／ｓ以下（好ましくは１０℃／ｓ以下）の平均冷却速度で冷却すると、Ｃがγに、より多く濃縮される。次に、上記(ii)の温度域まで、２０℃／ｓ以上（好ましくは３０℃／ｓ以上、より好ましくは４０℃／ｓ以上）の平均冷却速度で冷却すると、γがパーライトに変態することが抑制され、γが低温でも残留する結果、所望のγＲ組織が得られる。尚、当該平均冷却速度の上限は特に限定されず、大きければ大きい程好ましいが、実操業レベルとの関係で適切に制御することが推奨される。
上記の如く冷却し、オーステンパ処理するが、特にオーステンパ処理温度（Ｔ４）は、所望の組織を確保して本発明の作用を発揮させるのに重要である。上記温度範囲に制御すれば、安定且つ多量のγＲが得られ、これにより、γＲによるＴＲＩＰ効果が発揮される。これに対し、３００℃未満では、マルテンサイト相が存在し、一方、４８０℃を超えるとベイナイト相が多量に増加する。
尚、上記保持時間（ｔ４）の上限は特に限定されないが、オーステナイトがベイナイトに変態する時間を考慮すると、３０００秒以下、好ましくは２０００秒以下に制御することが推奨される。
また、上記工程では、所望の母相組織（焼戻マルテンサイトまたは焼戻ベイナイト）及びマルテンサイトの他、本発明の作用を損なわない範囲で、更にベイナイト組織が生成していても構わない。また、所望の組織を著しく分解させることなく、本発明の作用を損なわない範囲で、めっき、更には合金化処理しても良い。
尚、合金化溶融Ｚｎめっき鋼板を製造する場合には、前記のめっきを行う前に、Ｆｅ系プレめっきを行ってもよい。これにより、鋼板表面に、Ｓｉの表面濃化による悪影響を受けないＦｅ系めっき層が形成され、合金化溶融Ｚｎめっき層表面に存在する粗大なＺｎ−Ｆｅ合金結晶粒の数が著しく低減する結果、低温でも鋼板とＺｎめっき層との拡散による合金化処理が迅速に行われ、安定して高い伸び特性を得るのに有効なγＲが効率よく得られるのみならず、Ｓｉの多量添加による弊害［Ｓｉ系酸化物による耐パウダリング性劣化、不めっき、めっき表面の摺動性（滑り特性）低下等］等も防止できるからである。
具体的には、上記Ｆｅ系プレめっきは、連続めっきライン［ＣＧＬ：焼鈍→（イ）溶融Ｚｎめっき（前記(ii)と同じ）→（ロ）合金化という一連のライン］通板の前に行われる。このＦｅ系プレめっきは特に限定されず、通常、汎用される条件を採用することができる。尚、本発明ではプレめっきを行った後、溶融Ｚｎめっきをし、更に合金化処理しているので、めっき表層部分には、該Ｆｅ系プレめっきは消失するが、鋼板と合金化溶融Ｚｎめっき層の界面には、本発明の作用を損なわない範囲で該Ｆｅ系プレめっき層が残存していても良い。
次に、上記（イ）溶融Ｚｎめっき、及び（ロ）合金化の各工程について詳述する。
（イ）溶融Ｚｎめっき工程
上記Ｆｅ系めっきを行った後、焼鈍してから、上記(ii)の溶融Ｚｎめっきを行うが、その詳細は、前述の(ii)に記載した通りである。
上記Ｆｅ系めっきを行った後、焼鈍してから、上記(ii)の溶融Ｚｎめっきを行うが、その詳細は、前述の(ii)に記載した通りである。
尚、上記溶融Ｚｎめっき工程では、めっき浴中有効Ａｌ濃度を０．０８〜０．１２質量％に、めっき浴温度を４４５〜５００℃の範囲に夫々、制御することが推奨される。これにより、合金化が促進され、耐パウダリング性も著しく向上するからである。
まず、めっき浴中有効Ａｌ濃度は０．０８〜０．１２％とすることが好ましい。ここで、「めっき浴中有効Ａｌ濃度」とは、めっき浴中に含まれるフリーのＡｌを意味し、詳細には下記式で表されるものである。
［有効Ａｌ濃度］＝［Total Al濃度］−［めっき浴中Ｆｅ濃度（％）］
一般に溶融Ｚｎめっき工程では、めっき浴有効Ａｌ濃度を約０．０８〜０．１４％の範囲に制御している。しかしながら、上述したＦｅ系プレめっき→（イ）溶融Ｚｎめっき→（ロ）合金化の一連の方法では、所望のγＲを得る目的で合金化温度を低く設定している（後記する）為、Ａｌ濃度が高くなると合金化しなくなる。従って、本発明ではＡｌ濃度の上限を、好ましくは０．１２％（より好ましくは０．１１％）に制御する。但し、Ａｌ濃度が０．０８％未満になると耐パウダリング性が低下する。より好ましくは０．０９％以上である。
一般に溶融Ｚｎめっき工程では、めっき浴有効Ａｌ濃度を約０．０８〜０．１４％の範囲に制御している。しかしながら、上述したＦｅ系プレめっき→（イ）溶融Ｚｎめっき→（ロ）合金化の一連の方法では、所望のγＲを得る目的で合金化温度を低く設定している（後記する）為、Ａｌ濃度が高くなると合金化しなくなる。従って、本発明ではＡｌ濃度の上限を、好ましくは０．１２％（より好ましくは０．１１％）に制御する。但し、Ａｌ濃度が０．０８％未満になると耐パウダリング性が低下する。より好ましくは０．０９％以上である。
更に、めっき浴温度は４４５〜５００℃の範囲に制御することが好ましい。一般的なめっき浴温度は４３０〜５００℃であるが、本発明では、合金化を抑制するＳｉを多量に添加している為、合金化を促進し、且つ、耐パウダリング性を高める目的で、上記範囲に設定した次第である。４４５℃未満では表面にη層（純亜鉛）が残存してしまう。より好ましくは４５０℃以上である。一方、５００℃を超えると耐パウダリング性が低下する。より好ましくは４９０℃以下である。
（ロ）合金化処理工程
合金化処理は、４００〜４７０℃で５〜１００秒間行うことが推奨される。合金化温度が低くなると合金化速度が遅く、生産性が低下する。一方、合金化温度が高くなると、生成したγＲが消失してしまう。また、合金化処理時間が短いと合金化せず、表面にη層（純亜鉛）が残存してしまう。逆に合金化時間が長くなると生産性が低下する。
合金化処理は、４００〜４７０℃で５〜１００秒間行うことが推奨される。合金化温度が低くなると合金化速度が遅く、生産性が低下する。一方、合金化温度が高くなると、生成したγＲが消失してしまう。また、合金化処理時間が短いと合金化せず、表面にη層（純亜鉛）が残存してしまう。逆に合金化時間が長くなると生産性が低下する。
以上、合金化溶融Ｚｎめっき鋼板の製造に当たり、Ｆｅ系プレめっきを経由する好ましい態様について説明したが、このＦｅ系プレめっきは、合金化溶融Ｚｎめっき鋼板を製造する場合のみならず、溶融Ｚｎめっき鋼板を製造する場合においても適用することができる。即ち、溶融Ｚｎめっき鋼板を製造する場合において、前述したＦｅ系プレめっき、及び（イ）溶融Ｚｎめっきを行えば、鋼板表面に、Ｓｉの表面濃化による悪影響を受けないＦｅ系めっき層が形成される結果、安定して高い伸び特性を得るのに有効なγＲが効率よく得られるのみならず、Ｓｉの多量添加による弊害等を防止できる点で、極めて有用である。
（２）［熱延工程］→［冷延工程］→［第一の連続焼鈍工程］→［第二の連続焼鈍工程またはめっき工程］
上記（２）の方法は、熱延工程、冷延工程、第一の連続焼鈍工程、および第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を経て、所望の鋼板を製造する方法である。このうち上記方法を特徴付ける第一の連続焼鈍工程の説明図を図９（母相組織が焼入マルテンサイトの場合）及び図１０（母相組織が焼入ベイナイトの場合）に示す。
上記（２）の方法は、熱延工程、冷延工程、第一の連続焼鈍工程、および第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を経て、所望の鋼板を製造する方法である。このうち上記方法を特徴付ける第一の連続焼鈍工程の説明図を図９（母相組織が焼入マルテンサイトの場合）及び図１０（母相組織が焼入ベイナイトの場合）に示す。
まず、熱延工程及び冷延工程を実施する。このうち特に熱延条件は、引続き実施される第一の連続焼鈍工程による焼入母相組織のラス間隔の形態制御や、ラス界面の歪エネルギー制御にも大きな影響を及ぼす為、上記熱延工程としては、Ａｒ３点以上で熱延終了後、平均冷却速度約３０℃／ｓで冷却し、約５００〜６００℃の温度で巻取る等の条件を採用することができる。但し、所望のラス状γＲを得る為には、前述した通り、加熱温度を１１５０℃以上（より好ましくは１２００℃以上）と高温に制御し、且つ、熱延後の平均冷却速度も、より好ましくは５０℃／ｓ以上と、急冷することが推奨される。また、冷延工程では、約１０〜７０％の冷延率の冷間圧延を施すことが推奨される。勿論、これに限定する趣旨では決してない。
次に、上記（２）の方法を特徴付ける(iii)第一の連続焼鈍工程、および(iv)第二の連続焼鈍工程またはめっき工程について説明する。
(iii)第一の連続焼鈍工程（最初の連続焼鈍工程）
上記工程は、Ａ３点以上の温度に加熱保持する工程；及び３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下の温度まで冷却する工程を包含する。これらの条件は、所望の母相組織（焼入マルテンサイトまたは焼入ベイナイト）を得る為に設定されたものである。
上記工程は、Ａ３点以上の温度に加熱保持する工程；及び３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下の温度まで冷却する工程を包含する。これらの条件は、所望の母相組織（焼入マルテンサイトまたは焼入ベイナイト）を得る為に設定されたものである。
まず、Ａ３点以上の温度（図９及び図１０中、Ｔ１）に均熱した（好ましくは１３００℃以下）後、冷却する。平均冷却速度（ＣＲ）は使用する鋼の組成等によっても相違するが、３０℃／ｓ以上、好ましくは５０℃／ｓ以上、より好ましくは８０℃／ｓ以上に制御し、Ｍｓ点以下の温度（図９中、Ｔ２）またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下の温度（図１０中、Ｔ２）まで冷却することにより、フェライト変態やパーライト変態を避けながら、所望の焼入マルテンサイトまたは焼入ベイナイトを得る。
尚、平均冷却速度（ＣＲ）が上記範囲を下回ると、フェライト、パーライトが生成し、所望の組織が得られない。尚、その上限は特に限定されず、大きければ大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。
(iv)第二の連続焼鈍工程（後の連続焼鈍工程）またはめっき工程
上記工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で１０〜６００秒加熱保持する工程；３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、３００℃以上４８０℃以下の温度まで冷却する工程；及び該温度域で１秒以上保持する工程を包含する。
上記工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で１０〜６００秒加熱保持する工程；３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、３００℃以上４８０℃以下の温度まで冷却する工程；及び該温度域で１秒以上保持する工程を包含する。
上記工程は、前述した（１）の方法における(ii)連続焼鈍工程またはめっき工程と同じであり、前記(iii)第一の連続焼鈍工程で生成した母相組織（焼入マルテンサイトまたは焼入ベイナイト）を焼戻して所望の焼戻マルテンサイトを得ると共に、微細な第２相組織を得る為に設定されたものである。
尚、合金化溶融Ｚｎめっき鋼板を製造する場合には、前述したＦｅ系プレめっき→（イ）溶融Ｚｎめっき→（ロ）合金化の一連の方法を採用することが推奨される。これにより、合金化溶融Ｚｎめっき層の表面に存在する「粗大な結晶粒」の個数が抑制される結果、γＲによる延性向上作用を維持しつつ、めっき表面の摺動性にも優れた鋼板が得られるからである。その詳細は前述した方法を参照すれば良い。
（Ｂ）母相組織が（焼戻マルテンサイトとフェライト）または（焼戻ベイナイトとフェライト）の混合組織である鋼板
上記鋼板の代表的な製造方法として、下記（３）または（４）の方法が挙げられる。
上記鋼板の代表的な製造方法として、下記（３）または（４）の方法が挙げられる。
（３）［熱延工程］→［連続焼鈍工程またはめっき工程］
この方法は、(i)熱延工程、及び(ii)連続焼鈍工程またはめっき工程を経由して所望の鋼板を製造する方法である。このうち(i)熱延工程の説明図は、母相組織が焼入マルテンサイト＋フェライトの場合は前記図６に、母相組織が焼入ベイナイト＋フェライトの場合は前記図７に夫々、示した通りであり、(ii)連続焼鈍またはめっき工程の説明図は前記図８に示した通りである。
この方法は、(i)熱延工程、及び(ii)連続焼鈍工程またはめっき工程を経由して所望の鋼板を製造する方法である。このうち(i)熱延工程の説明図は、母相組織が焼入マルテンサイト＋フェライトの場合は前記図６に、母相組織が焼入ベイナイト＋フェライトの場合は前記図７に夫々、示した通りであり、(ii)連続焼鈍またはめっき工程の説明図は前記図８に示した通りである。
(i)熱延工程
上記熱延工程は、１１５０℃以上の温度で加熱する工程；（Ａr3−５０）℃以上の温度で仕上圧延を終了する工程；及び１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下（母相組織が焼入マルテンサイト＋フェライトの場合）またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下（母相組織が焼入ベイナイト＋フェライトの場合）の温度まで冷却して巻取る工程を包含するものである。この熱延条件は、所望の母相組織（焼入マルテンサイト＋フェライト、または焼入ベイナイト＋フェライトの混合組織）を得る為に設定されたものであるが、このうち熱延時の加熱条件及び仕上条件は、前述した（１）の方法における(i)熱延工程に記載した通りである。
上記熱延工程は、１１５０℃以上の温度で加熱する工程；（Ａr3−５０）℃以上の温度で仕上圧延を終了する工程；及び１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下（母相組織が焼入マルテンサイト＋フェライトの場合）またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下（母相組織が焼入ベイナイト＋フェライトの場合）の温度まで冷却して巻取る工程を包含するものである。この熱延条件は、所望の母相組織（焼入マルテンサイト＋フェライト、または焼入ベイナイト＋フェライトの混合組織）を得る為に設定されたものであるが、このうち熱延時の加熱条件及び仕上条件は、前述した（１）の方法における(i)熱延工程に記載した通りである。
上記熱延仕上を行った後、冷却する。本発明法では、冷却速度（ＣＲ）を制御することにより、冷却中にフェライトを一部生成させて（α＋γ）の２相域とし、更にＭｓ点以下またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下の温度まで冷却することにより、所望の混合組織を得ることができる。
ここで、上記冷却条件としては、下記（ａ）、好ましくは（ｂ）の方法が挙げられる。
（ａ）一段冷却：即ち、１０℃／ｓ以上（好ましくは２０℃／ｓ以上、より好ましくは３０℃／ｓ以上）の平均冷却速度で、パーライト変態を避けてＭｓ点以下またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下の温度まで冷却する。このとき、平均冷却速度を適切に制御することにより、所望のフェライト含有混合組織（焼入マルテンサイト＋フェライト、または焼入ベイナイト＋フェライト）を得ることができる。尚、フェライトは、全組織に対して占積率でフェライトを５％以上３０％未満に制御することが推奨されるが、この場合には、平均冷却速度を３０℃／ｓ以上、５０℃／ｓ以下に制御することが好ましい。
また、熱延後の平均冷却速度は、フェライトの生成のみならず、最後のγＲの形態にも影響を与え、平均冷却速度が速ければ（好ましくは２０℃／ｓ以上）、ラス状を呈することになる。
更に、冷却中に所望の混合組織を一層効率よく生成させる為には、（ｂ）二段冷却：即ち、（b-1）７００±１００℃の範囲の温度域（好ましくは７００±５０℃）まで、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度（ＣＲ１）で冷却する工程；（b-2）該温度域で空冷を１〜３０秒間行う工程；（b-3）空冷後、Ｍｓ点以下またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下の温度まで、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度（ＣＲ２）で冷却して巻取る工程を包含することが推奨される。この様に段階的に冷却することにより、転位密度の低いポリゴナル・フェライトを一層確実に生成させることができる。
ここで、(b-1)の温度域及び（b-3）の温度域では、共に、３０℃／ｓ以上、好ましくは４０℃／ｓ以上、より好ましくは５０℃／ｓ以上、更に好ましくは８０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することが推奨される。平均冷却速度が速くなると、フェライト及びラス状γＲの生成が促進されると共に、組織の微細化も図ることができる。尚、当該平均冷却速度の上限は特に限定されず、大きければ大きい程良いが、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。
また、（b-2）の温度域では、空冷を１秒以上、好ましくは３秒以上行うことが好ましく、これにより所定のフェライト量が効率よく得られる。但し、空冷時間が３０秒を超えると、フェライト量が好ましい範囲を超えて生成され、所望の強度が得られない他、伸びフランジ性も劣化する。好ましくは２０秒以下である。
また、巻取温度（ＣＴ）は、前記（１）の(i)に記載した通りである。
尚、熱延工程では、所望の母相組織を得る為に、上記の各工程を適切に制御することが推奨されるが、その他の工程、例えば加熱温度等は、通常実施される条件（例えば約１０００〜１３００℃）を適宜選択すれば良い。
(ii)連続焼鈍工程またはめっき工程
上記(i)の熱延後、連続焼鈍またはめっきを行う。但し、熱延後の形状が悪いときには形状修正の目的で、上記(i)の熱延を行った後、当該(ii)の連続焼鈍またはめっきを行う前に、冷延処理しても良い。ここで、冷延率は１〜３０％とすることが推奨される。
上記(i)の熱延後、連続焼鈍またはめっきを行う。但し、熱延後の形状が悪いときには形状修正の目的で、上記(i)の熱延を行った後、当該(ii)の連続焼鈍またはめっきを行う前に、冷延処理しても良い。ここで、冷延率は１〜３０％とすることが推奨される。
上記連続焼鈍またはめっきは、Ａ1点以上Ａ３点以下の温度で１０〜６００秒加熱保持する工程；３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、３００℃以上４８０℃以下の温度まで冷却する工程；及び該温度域で１秒以上保持する工程を包含する。これらの条件は、熱延工程で生成した母相組織を焼戻して所望の混合組織（焼戻マルテンサイト＋フェライト、または焼戻ベイナイト＋フェライト）を得ると共に、所望の第２相組織を生成させる為に設定されたものであり、その詳細は、前述した（１）の方法における(ii)連続焼鈍工程またはめっき工程に記載した通りである。
上記の如く冷却し、オーステンパ処理するが、その詳細は、前述した（１）の方法における(ii)連続焼鈍またはめっき工程に記載した通りである。
また、合金化溶融Ｚｎめっき鋼板を製造する場合には、前述したＦｅ系プレめっき→（イ）溶融Ｚｎめっき→（ロ）合金化の一連の方法を採用することが推奨される。これにより、合金化溶融Ｚｎめっき層の表面に存在する「粗大な結晶粒」の個数が抑制される結果、γＲによる延性向上作用を維持しつつ、めっき表面の摺動性にも優れた鋼板が得られるからである。その詳細は前述した方法を参照すれば良い。
（４）［熱延工程］→［冷延工程］→［第一の連続焼鈍工程］→［第二の連続焼鈍工程またはめっき工程］
上記（４）の方法は、熱延工程、冷延工程、第一の連続焼鈍工程、および第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を経て、所望の鋼板を製造する方法である。このうち上記（４）の方法を特徴付ける第一の連続焼鈍工程の説明図を、母相組織が焼入マルテンサイト＋フェライトの場合は図１１に、母相組織が焼入ベイナイト＋フェライトの場合は図１２に、夫々示す。
上記（４）の方法は、熱延工程、冷延工程、第一の連続焼鈍工程、および第二の連続焼鈍工程またはめっき工程を経て、所望の鋼板を製造する方法である。このうち上記（４）の方法を特徴付ける第一の連続焼鈍工程の説明図を、母相組織が焼入マルテンサイト＋フェライトの場合は図１１に、母相組織が焼入ベイナイト＋フェライトの場合は図１２に、夫々示す。
まず、熱延工程、および冷延工程を実施する。これらの工程は特に限定されず、通常、実施される条件を適宜選択して採用することができるが、その詳細は、前述した（２）の方法に記載した通りである。
次に、上記（４）の方法を特徴付ける(iii)第一の連続焼鈍工程、及び(iv)第二の連続焼鈍工程またはめっき工程について説明する。
(iii)第一の連続焼鈍工程（最初の連続焼鈍工程）
上記工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度、若しくはＡ3点以上の温度で加熱保持する工程；及び１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下（母相組織が焼入マルテンサイト＋フェライトの場合）またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下（母相組織が焼入ベイナイト＋フェライトの場合）の温度まで冷却する工程を包含する。この条件は、所望の母相組織を得る為に設定されたものである。
上記工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度、若しくはＡ3点以上の温度で加熱保持する工程；及び１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、Ｍｓ点以下（母相組織が焼入マルテンサイト＋フェライトの場合）またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下（母相組織が焼入ベイナイト＋フェライトの場合）の温度まで冷却する工程を包含する。この条件は、所望の母相組織を得る為に設定されたものである。
まず、所定温度で均熱する。Ａ1〜Ａ3の温度で均熱する（図１１及び図１２中、Ｔ１）ときには均熱中に、一方、Ａ3点以上の温度で均熱するときは冷却中に、フェライトを一部生成させて［フェライト（α）＋γ］の２相とした後、Ｍｓ点以下またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下の温度まで冷却することにより、所望の（α＋焼入マルテンサイト）または（α＋焼入ベイナイト）を得る。好ましくは１３００℃以下である。
上記均熱後、平均冷却速度（ＣＲ）を１０℃／ｓ以上（好ましくは２０℃／ｓ以上、より好ましくは３０℃／ｓ以上）に制御し、Ｍｓ点以下の温度（図１１中、Ｔ２）またはＭｓ点以上Ｂｓ点以下の温度（図１２中、Ｔ２）まで冷却することにより、パーライト変態を避けながら、所望の混合組織（焼入マルテンサイト＋フェライト、または焼入ベイナイト＋フェライト）を得る。このとき、平均冷却速度を適切に制御することにより、所望のフェライト含有混合組織（焼入マルテンサイト＋フェライト、または焼入ベイナイト＋フェライト）を得ることができる。
また、熱延後の平均冷却速度は、フェライトの生成のみならず、最後のγＲの形態にも影響を与え、平均冷却速度が速ければ（好ましくは２０℃／ｓ以上）、ラス状を呈することになる。
尚、平均冷却速度の上限は均熱温度によって変化する。即ち、Ａ3点以上の温度で均熱するときは、連続冷却変態によって均熱中にフェライトが生成するので、フェライトを適切量生成させる（好ましくは５〜３０％）為に、平均冷却速度を６０℃／ｓ以下に制御することが推奨される。一方、Ａ1〜Ａ3の温度で均熱するときは恒温変態でフェライトが生成する為、平均冷却速度の上限は特に限定されず、大きければ大きい程良く（好ましくは５０℃／ｓ以上、より好ましくは８０℃／ｓ以上）、実操業レベルとの関係で、適切に制御することが推奨される。
(iv)第二の連続焼鈍工程（後の連続焼鈍工程）またはめっき工程
上記工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で１０〜６００秒加熱保持する工程；３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、３００℃以上４８０℃以下の温度まで冷却する工程；及び該温度域で１秒以上保持する工程を包含する。この工程は、前述した（２）の方法における(iv)第二の連続焼鈍工程またはめっき工程と同じであり、前記(iii)第一の連続焼鈍工程で生成した母相組織を焼戻して所望の組織を得ると共に、所望の第２相組織を得る為に設定されたものである。
上記工程は、Ａ1点以上Ａ3点以下の温度で１０〜６００秒加熱保持する工程；３℃／ｓ以上の平均冷却速度で、３００℃以上４８０℃以下の温度まで冷却する工程；及び該温度域で１秒以上保持する工程を包含する。この工程は、前述した（２）の方法における(iv)第二の連続焼鈍工程またはめっき工程と同じであり、前記(iii)第一の連続焼鈍工程で生成した母相組織を焼戻して所望の組織を得ると共に、所望の第２相組織を得る為に設定されたものである。
尚、合金化溶融Ｚｎめっき鋼板を製造する場合には、前述したＦｅ系プレめっき→（イ）溶融Ｚｎめっき→（ロ）合金化の一連の方法を採用することが推奨される。これにより、合金化溶融Ｚｎめっき層の表面に存在する「粗大な結晶粒」の個数が抑制される結果、γRによる延性向上作用を維持しつつ、めっき表面の摺動性にも優れた鋼板が得られるからである。その詳細は前述した方法を参照すれば良い。
以下、実施例に基づいて本発明を詳述する。ただし、下記実施例は本発明を制限するものではなく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施することは全て本発明の技術範囲に包含される。
実施例１：成分組成の検討
本実施例では、成分組成を変化させた場合における機械的特性の影響について調べた。具体的には、表１に記載の成分組成からなる供試鋼（表中の単位は質量％）を真空溶製し、実験用スラブとした後に、前述した（１）の方法（熱延→連続焼鈍）に従って、板厚２．０ｍｍの熱延鋼板を得た。
本実施例では、成分組成を変化させた場合における機械的特性の影響について調べた。具体的には、表１に記載の成分組成からなる供試鋼（表中の単位は質量％）を真空溶製し、実験用スラブとした後に、前述した（１）の方法（熱延→連続焼鈍）に従って、板厚２．０ｍｍの熱延鋼板を得た。
具体的には、各スラブを１２００℃で３０分間加熱した後、熱延時の加熱温度（ＳＲＴ）を１２００℃、熱延時の仕上温度（ＦＤＴ）を８９０℃とし、５０℃／ｓの平均冷却速度、若しくは３０℃／ｓの平均冷却速度で室温まで冷却した（熱延工程）後、２相域にて１２０秒焼鈍し、次いで、平均冷却速度３０℃／ｓで、４００℃まで冷却して３０秒保持（オーステンパ処理）することにより、母相組織が焼戻マルテンサイト、若しくは焼戻マルテンサイトとフェライトの混合組織からなるＴＲＩＰ鋼板を製造した（表２）。尚、表２のＮｏ.２２は、オーステンパ処理を５００℃で６０秒とした。
また、各スラブを１２００℃で３０分間加熱した後、熱延時の加熱温度（ＳＲＴ）を１２００℃、熱延時の仕上温度（ＦＤＴ）を８９０℃とし、５０℃／ｓの平均冷却速度、若しくは３０℃／ｓの平均冷却速度で４００℃まで冷却して巻取った（熱延工程）後、２相域にて１２０秒焼鈍し、次いで、平均冷却速度３０℃／ｓで、４００℃まで冷却して３０秒保持（オーステンパ処理）することにより、母相組織が焼戻ベイナイト、若しくは焼戻ベイナイトとフェライトの混合組織からなるＴＲＩＰ鋼板を製造した（表３）。尚、表３のＮｏ.１５は、オーステンパ処理を５００℃で６０秒とした。
この様にして得られた鋼板について、引張強度（ＴＳ）、伸び［全伸びのこと（ＥＩ）］、降伏強度（ＹＰ）、及び伸びフランジ性（穴広げ性：λ）を、下記要領で夫々測定した。
まず、引張試験はＪＩＳ５号試験片を用い、引張強度（ＴＳ）、伸び（ＥＩ）、及び降伏強度（ＹＰ）を測定した。尚、引張試験の歪速度は１ｍｍ／ｓｅｃとした。
また、伸びフランジ性試験は、直径１００ｍｍ、板厚２．０ｍｍの円盤状試験片を用いた。具体的には、φ１０ｍｍの穴をパンチ打抜き後、６０°円錐パンチでばり上にて穴広げ加工することにより、亀裂貫通時点での穴広げ率（λ）を測定した（鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ １００１）。
更に、上記鋼板中組織の面積率は、鋼板をレペラー腐食し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ；倍率１５０００倍）観察により組織を同定した後、光学顕微鏡観察（倍率１０００倍）により組織の占積率を測定した。尚、γＲの占積率及びγＲ中のＣ濃度は、鋼板の１／４の厚さまで研削した後、化学研磨してからＸ線回折法により測定した（ISIJ Int.Vol.33.(1933),Ｎo..7,P.776）。
これらの結果を表２〜４に示す。
まず、表２のＮo.２、４、７、１０〜１６及び２３は母相組織が焼戻マルテンサイトとフェライトの混合組織からなるＴＲＩＰ鋼板；表２のＮo.１９〜２１、及び表４のＮｏ.１〜３、６〜９は母相組織が焼戻マルテンサイトからなるＴＲＩＰ鋼板であるが、いずれも、本発明で特定する要件を満足しているので、非常に良好な特性の鋼板が得られており、特に伸びフランジ性は著しく優れている。このうち表４のＮｏ.１〜３、６〜７は夫々、本発明の成分組成を満足する鋼種（表１のＮｏ.２、又はＮｏ.４）を使用した例であるが、オーステンパ温度を変更しており、例えばＮo.１及びＮo.７は前述した方法（即ち、オーステンパ温度４００℃）により製造した例；Ｎo.２はオーステンパ温度を４３０℃とした例；Ｎo.３及びＮo.６はオーステンパ温度を３７０℃とした例であるが、いずれも、本発明の製造条件を満足している為、伸び及び伸びフランジ性に優れている。
また、表３のＮo.２、４、７は母相組織が焼戻ベイナイトとフェライトの混合組織からなるＴＲＩＰ鋼板；表３のＮo.１２〜１４、及び表４のＮo.１１〜１３、１６〜１９は母相組織が焼戻ベイナイトからなるＴＲＩＰ鋼板であるが、いずれも、本発明で特定する要件を満足しているので、非常に良好な特性の鋼板が得られており、特に伸びフランジ性に著しく優れている。このうち表４のＮｏ.１１〜１３、１６〜１７は夫々、本発明の成分組成を満足する鋼種（表１のＮｏ.２、又はＮｏ.４）を使用した例であるが、オーステンパ温度を変更しており、例えばＮo.１１及びＮo.１６は前述した方法（即ち、オーステンパ温度４００℃）により製造した例；Ｎo.１２及びＮo.１７はオーステンパ温度を４３０℃とした例；Ｎo.１３はオーステンパ温度を３７０℃とした例であるが、いずれも、本発明の製造条件を満足している為、伸び及び伸びフランジ性に優れている。
尚、本実施例は主に、成分組成と機械的特性との関係を明らかにすべく実験を行ったものであるが、特に第２相組織であるγＲの形態等が伸びフランジ性等の機械的特性にどの様な影響を及ぼすか調べる目的で、同一鋼種を用い、製造条件を変化させた実験も行い、これらの結果も表２及び表３に併記している。
例えば表２のＮo.２び１８はいずれも、本発明の成分組成を満足する鋼種（表１のＮo.２）を使用した例であるが、Ｎo.１８は、熱延時の加熱温度（ＳＲＴ）を１０００℃と低くした為に、熱延時の加熱温度を高温に制御したＮo.２に比べ、γＲ中に占めるラス状γＲの面積率は減少し、伸びフランジ性が著しく低下した。
同様に表３のＮo.２び１１はいずれも、本発明の成分組成を満足する鋼種（表１のＮo.２）を使用した例であるが、Ｎo.１１は、熱延時の加熱温度（ＳＲＴ）を１０００℃と低くした為に、熱延時の加熱温度を高温に制御したＮo.２に比べ、γＲ中に占めるラス状γＲの面積率は減少し、伸びフランジ性が著しく低下した。
また、表２のＮo.４、１７、１９〜２２はいずれも、本発明の成分組成を満足する鋼種（表１のＮo.４）を使用した例であるが、このうちＮo.４は前述した方法により製造した例；Ｎo.１７は熱延時の加熱温度（ＳＲＴ）を１０００℃と低くした例；Ｎo.１９〜２１は熱延時の平均冷却速度を夫々、８０℃／ｓ、９０°／ｓ、１００℃／ｓと速くした例；Ｎo.２２は、熱延時の平均冷却速度を２０℃／ｓと遅くして製造した例である。Ｎo.１７の如く熱延時の加熱温度（ＳＲＴ）を低くした場合には、γＲ中に占めるラス状γＲの面積率は減少し、伸びフランジ性が著しく低下した。また、Ｎo.２２の如く、冷却速度をやや遅くし、且つ、オーステンパ温度を高めた場合には、パーライト組織がγＲに比べて多く生成し、伸び及び伸びフランジ性が低下した。
同様に表３のＮo.４、１０、１２〜１５はいずれも、本発明の成分組成を満足する鋼種（表１のＮo.４）を使用した例であるが、このうちＮo.４は前述した方法により製造した例；Ｎo.１０は、熱延時の加熱温度（ＳＲＴ）を１０００℃と低くした例；Ｎo.１２〜１４は、熱延時の平均冷却速度を夫々、８０℃／ｓ、９０°／ｓ、１００℃／ｓと速くした例；Ｎo.１５は、熱延時の平均冷却速度を２０℃／ｓと遅くして製造した例である。Ｎo.１０の如く熱延時の加熱温度（ＳＲＴ）を低くした場合には、γＲ中に占めるラス状γＲの面積率は減少し、伸びフランジ性が著しく低下した。また、Ｎo.１５の如く、冷却速度をやや遅くし、且つ、オーステンパ温度を高めた場合には、パーライト組織がγＲに比べて多く生成し、伸び及び伸びフランジ性が低下した。
一方、本発明で特定する成分組成のいずれかを満足しない下記例は夫々、以下の不具合を有している。
まず、表２のＮo.１及び表３のＮo.１は、いずれもＣ量が少なく、且つ、Ｓ量が多い鋼種（表１のＮo.１）を使用した例であり、所定のγＲ量が得られない為、所望の伸び及び伸びフランジ性を確保することができなかった。
表２のＮo.３、６、８；表３のＮo.３、６、８；及び表４のＮo.４〜５、１０、１４〜１５、２０は、いずれもＳ量が多い鋼種を使用した例であり、所望の伸びフランジ性が得られなかった。
また、表２のＮo.９及び表３のＮo.９は、Ｓｉ量及びＭｎ量が少ない為、γＲが全く得られなかった例であり、所望の伸び及び伸びフランジ性が得られなかった。
ここで、特に鋼中Ｓと、伸びフランジ性（λ）との関係に着目してデータを解析してみると、Ｓの極低減化によるλの著しい上昇効果を確認することができる。
例えば表２のＮo.２とＮo.６は、鋼中Ｓ量を除き、概ね同一成分からなる鋼種（表１の鋼種Ｎo.２とＮo.６）を使用した例である（５９０ＭＰａ級鋼板）が、鋼中Ｓ量が本発明の範囲にまで極低減化された表２のＮo.２は、Ｓ量が多い表２のＮo.６に比べ、λが約３．１倍上昇している。
同様に表２のＮo.３〜４はいずれも、鋼中Ｓ量を除き、概ね同一成分からなる鋼種（表１の鋼種Ｎo.３〜４）を使用した例である（６９０〜７９０ＭＰａ級鋼板）が、鋼中Ｓ量が本発明の範囲にまで極低減化された表２のＮo.４は、Ｓ量が多い表２のＮo.３に比べ、λが著しく上昇している（表２のＮo.４では約２．５倍）。
更に表２のＮo.７とＮo.８は、鋼中Ｓ量を除き、概ね同一成分からなる鋼種（表１の鋼種Ｎo.７とＮo.８）を使用した例である（１０００〜１１００ＭＰａ級鋼板）が、鋼中Ｓ量が本発明の範囲にまで極低減化された表２のＮo.７は、Ｓ量が多い表２のＮo.８に比べ、λが２倍上昇している。
尚、上記の解析結果は、母相組織が焼戻マルテンサイトとフェライトの混合組織に関するものであるが、同様の傾向は、表３のＮo.２とＮo.６；表３のＮo.３〜４；表３のＮo.７とＮo.８を、夫々、対比した場合にも見られており、母相組織が焼戻ベイナイトとフェライトの混合組織についても、Ｓの極低減化による顕著な効果が認められた。
また、母相組織が焼戻マルテンサイトのみ、若しくは焼戻ベイナイトのみの場合であっても、Ｓの極低減化によるλの顕著な効果が認められた。具体的には焼戻マルテンサイトのみの場合は、表４のＮo.３とＮo.４（６１０〜６２０Ｍａ鋼板）、表４のＮo.９〜１０（１１００〜１２００Ｍａ鋼板）を；焼戻ベイナイトのみの場合は、表４のＮo.１３とＮo.１４（６００〜６１０Ｍａ鋼板）、表４のＮo.１９とＮo.２０（１１００〜１２００Ｍａ鋼板）を夫々、対比すると明らかな通り、鋼中Ｓ量が本発明の範囲にまで極低減化された表１の鋼Ｎo.２又は７を使用した場合、Ｓ量が多い表１の鋼Ｎo.６又は８を使用した場合に比べ、夫々、４倍、約３倍、約５倍、約４倍と、著しく上昇している。
更に伸びフランジ性と母相組織の関係について言えば、母相組織が焼戻マルテンサイトのみ、若しくは焼戻ベイナイトのみの場合、フェライトを含む混合組織（焼戻マルテンサイトとフェライトの混合組織、若しくは焼戻ベイナイトとフェライトの混合組織）と同程度か、若しくはそれ以上の優れた伸びフランジ性を有する傾向があることが認められた。
実施例２：製造条件の検討
本実施例では、表１のＮo.４の実験用スラブを用い（熱延板の板厚は２．０ｍｍ）、表５に示す種々の製造条件を行った。次いで、実施例１と同様の方法で、これら鋼板の組織を調べた。これらの結果を表５に併記する。
本実施例では、表１のＮo.４の実験用スラブを用い（熱延板の板厚は２．０ｍｍ）、表５に示す種々の製造条件を行った。次いで、実施例１と同様の方法で、これら鋼板の組織を調べた。これらの結果を表５に併記する。
これらのうちＮo.３、６〜７、１６及び１７は、本発明で特定する条件で製造した例であり、所望の組織が得られた。
これに対し、Ｎo.１及び２は、熱延時の加熱温度（ＳＲＴ）が低い例であり、所望のラス状γＲが得られずブロック状γＲが多数生成した。
Ｎo.４は、熱延時の平均冷却速度（ＣＲ）が低い例であり、組織内にフェライト及びパーライトが生成した。
Ｎo.５は、熱延時の仕上温度（ＦＤＴ）が低い例であり、所望のラス状γＲが得られず、混粒フェライトが多く生成した。
Ｎo.８は、巻取温度（ＣＴ）が高い例であり、ベイナイトが多量に生成した。
Ｎo.９は、連続焼鈍時の２相域温度（Ｔ３）が高い例であり、従来の残留γ組織（フェライト・ベイナイトの母相組織にブロック状γＲが生成する組織）となった。
Ｎo.１０は、上記Ｔ３が低い例であり、γR組織が得られなかった。
Ｎo.１１は、連続焼鈍時の２相域温度での保持時間（ｔ３）が短い例であり、焼戻不足となって所望の焼戻マルテンサイトが得られなかった。
Ｎo.１２は、オーステンパ処理温度（Ｔ４）が低い（即ち、オーステンパ処理を施さない）例であり、所望の組織が得られず、マルテンサイトが生成した。
Ｎo.１３は、連続焼鈍時における平均冷却速度（ＣＲ）が小さい例であり、パーライトが生成した。
Ｎo.１４は、オーステンパ処理時間（ｔ４）が１０００秒と非常に長い例であり、γＲが分解してしまい、所望の組織が得られなかった。
Ｎo.１５は、連続焼鈍時の２相域の均熱時間が長い例であり、所望の焼戻組織が得られず、従来のＴＲＩＰ鋼組織が生成した。
次に、表５のＮo.１８〜２０は、前述した（１）の方法において、冷延処理を施した例である。詳細には、Ｎo.１８〜１９は熱延→冷延→連続焼鈍を、Ｎo.２０は熱延→冷延→めっき（更に合金化処理）を施した例である。
これらのうちＮo.１８及び２０は、本発明で特定する条件で製造した例であり、所望の組織が得られた。
これに対し、Ｎo.１９は冷延率が高い例であり、冷延により前組織が破壊され、所望の焼戻マルテンサイトが得られなかった。
表４のＮo.２１〜２４は、前述した（２）の方法に従って製造したものであり、詳細には、熱延→冷延→第一の連続焼鈍→第二の連続焼鈍を施した例である。
このうちＮo.２１〜２２は、本発明で特定する条件で製造した例であり、所望の組織が得られた。
これに対し、Ｎo.２３は、第一の連続焼鈍時におけるγ域の温度（Ｔ１）が低い例であり、所望のγＲが得られなかった。
Ｎo.２４は、第一の連続焼鈍時における平均冷却速度（ＣＲ）が小さい例であり、所望のラス状γＲが得られずブロック状γＲが生成すると共に、ポリゴナルフェライト及びパーライトが生成した。
１ 旧オーステナイト粒界
２ パケット粒界
３ ブロック境界
４ マルテンサイトラス
２ パケット粒界
３ ブロック境界
４ マルテンサイトラス
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０６〜０．６％、
Ｓｉ＋Ａｌ：１〜３％、
Ｍｎ：０．５〜３％、
Ｐ ：０．１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．００２０％以下（０％を含む）、
Ｃａ：０．０００５％〜０．００３％及び／又は
ＲＥＭ：０．０００５％〜０．００３％
を含有し、
残部：鉄および不純物
を満足し、
母相組織は、焼戻マルテンサイト若しくは焼戻ベイナイトであって全組織に対して占積率で５０％以上であるか；または、焼戻マルテンサイト若しくは焼戻ベイナイトが全組織に対して占積率で１５％以上である他、フェライトを全組織に対して占積率で５〜６０％含有し、
第２相組織は、残留オーステナイトを全組織に対して占積率で３〜３０％含有すると共に、該残留オーステナイト中のＣ濃度（ＣγＲ）は０．８％以上であり、該残留オーステナイト全体に占めるラス状残留オーステナイトの比率は占積率で７０％以上であり、更にベイナイト／マルテンサイトは５％以下（０％を含む）、パーライトは１０％以下（０％を含む）に制御されているものであることを特徴とする伸びフランジ性に優れた高強度鋼板。 - 更に、質量％で、
Ｍｏ：１％以下 （０％を含まない），
Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない），
Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない），
Ｃｒ：１％以下 （０％を含まない）
の少なくとも一種を含有するものである請求項１に記載の高強度鋼板。 - 更に、質量％で、
Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない），
Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない），
Ｖ ：０．１％以下（０％を含まない）
の少なくとも一種を含有するものである請求項１または２に記載の高強度鋼板。
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