JP5454488B2 - 均一変形能及び局部変形能に優れた高強度冷延鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、張り出し加工などの均一変形能及び曲げ、伸びフランジ、バーリング加工などの局部変形能に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法に関するもので、自動車部品等が主たる用途である。

自動車からの炭酸ガスの排出量を抑えるために、高強度鋼板を使用して自動車車体の軽量化が進められている。また、搭乗者の安全性確保のためにも、自動車車体には軟鋼板の他に高強度鋼板が多く使用されるようになってきている。更に自動車車体の軽量化を今後進めていくためには、従来以上に高強度鋼板の使用強度レベルを高めなければならず、例えば足回り部品に高強度鋼板を用いるにはバーリング加工のための局部変形能を改善しなければならない。

しかしながら、一般的に鋼板を高強度化すれば成形性が低下し、絞り成形や張り出し成形に重要な均一伸びが低下する。これに対して非特許文献１のように、鋼板にオーステナイトを残留させ均一伸びを確保する方法が開示されている。また、非特許文献２のように、鋼板の金属組織を複合化することで同一強度でも均一伸びを確保する方法が開示されている。

一方、曲げ成形、穴拡げ加工やバーリング加工に代表される局部延性を改善する鋼板の金属組織制御法についても開示されており、介在物制御や単一組織化すること、さらには組織間の硬度差を低減すれば、曲げ性や穴広げ加工に効果的であることが非特許文献３に開示されている。

これは、組織制御により単一組織にすることにより、穴広げ性を改善するものであるが、単一組織にするためには、非特許文献４のようにオーステナイト単相からの熱処理が製法の基本となる。さらに、延性との両立から冷却制御により金属組織制御を行い、析出物の制御および変態組織を制御することでフェライトとベイナイトの適切な分率を得る技術も文献４に開示ある。しかし、何れも組織制御に頼った局部変形能の改善方法で、べースの組織形成に大きく影響されてしまう。

一方、熱延鋼板の材質改善手法として、連続熱間圧延工程に於ける圧下量増加による材質改善についても開示技術がある。いわゆる、結晶粒微細化の技術であり、オーステナイト域の極力低温で大圧下を行い、未再結晶オーステナイトからフェライト変態させることで製品の主相であるフェライトの結晶粒微細化を図るもので、非特許文献５のように細粒化により、高強度化や強靭化を狙った技術である。しかし、非特許文献５に記載の製法では、本願発明が解決しようとする局部変形能の改善については一切配慮されていないし冷延鋼板に適用する手段については述べられていない。

：高橋、新日鉄技報(2003)No.378,p.7 ：O. Matsumura et al、Trans. ISIJ(1987)vol.27,p.570 ：加藤ら、製鉄研究(1984)vol.312,p.41 ：K.Sugimoto et al、(2000)Vol.40,p.920 ：中山製鋼所 NFG製品紹介

上述のように、高強度鋼板の局部延性能改善のためには主に介在物を含む組織制御を行うことが主であった。しかし、組織制御によっていることから析出物やフェライトやベイナイトの分率・形態を制御する必要があり、ベースの金属組織を限定することが必須であった。そこで本願発明では、ベース組織の分率や形態を制御すると共に、集合組織を制御することで高強度鋼板の均一伸びと局部変形能を改善し、併せて鋼板内の異方性についても改善できるような均一変形能及び局部変形能に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法を提供するものである。

従来の知見によれば、前述のように穴拡げ性や曲げ性などの局部変形能の改善は、介在物制御、析出物微細化、組織均質・単相化および組織間の硬度差の低減などによって行われていた。しかし、これだけでは、主な組織構成を限定せざるを得ないうえ、ＮｂやＴｉなどが添加されている高強度鋼板では異方性が極めて大きい。しかしながら、高強度化には大きく寄与する代表的な添加元素でもある。これは、他の成形性因子を犠牲にしてしまったり、成形前のブランクの取る方向を限定してしまうなどの問題が生じてしまうこととなり、用途も限定的になってしまう。一方で、均一変形能の改善には、マルテンサイトなどの硬質組織を金属組織中に分散させることにより改善出来る。

そこで本発明者らは、張り出し成形加工などの均一変形能と、穴拡げ性や曲げ加工性などの局部変形能の両者を向上させるために、新たに組織の分率や形態制御に加えて、鋼板の集合組織の影響に着目して、その作用効果を詳細に調査、研究した。その結果、特定の結晶方位群の各方位の強度を制御することで、圧延方向のｒ値、圧延方向と直角方向のｒ値、圧延方向と３０°または６０°のｒ値がバランスして局部変形能が飛躍的に向上し、かつ、マルテンサイトなどの硬質組織を分散させることによって均一変形能も確保できることを明らかにしたものである。

本発明は前述の知見に基づいて構成されており、その主旨とするところは以下のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．０１%以上、０．４%以下
Ｓｉ：０．００１%以上、２．５％以下、
Ｍｎ：０．００１%以上、４．０%以下、
Ｐ： ０．００１%以上、０．１５%以下、
Ｓ：０．０００５%以上、０．０３%以下、
Ａｌ：０．００１%以上、２．０%以下、
Ｎ：０．０００５%以上、０．０１%以下、
Ｏ：０．０００５%以上、０．０１%以下
を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなり、集合組織が、少なくとも鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚における板面の｛１１２｝＜１１０＞〜｛１１３｝＜１１０＞方位群および｛１１２｝＜１３１＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値が５．０以下でかつ｛００１｝＜１１０＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比が４．０以下で、さらに圧延方向と直角方向のｒ（ｒＣ）値が０．７０以上、かつ圧延方向と３０°（ｒ３０）のｒ値が１．１０以下、更に、圧延方向のｒ値（ｒＬ）が０．７０以上、圧延方向と６０°（ｒ６０）のｒ値が１．１０以下であり、さらに鋼板組織として、面積率で全組織に対する割合で、ベイナイトの面積率が５〜８０％以上、フェライトとベイナイトを合わせて５０%以上、マルテンサイトを１％以上、５０％以下含有し、
更に、マルテンサイト分率をｆＭ、マルテンサイトの平均サイズをｄｉａ、マルテンサイトの長軸及び短軸をＬａ、Ｌｂ、マルテンサイト間の平均距離ｄｉｓ、引張強度をＴＳとしたとき、（式１）、（式２）、（式３）を満たすことを特徴とする均一変形能及び局部変形能に優れた高強度冷延鋼板。
ｄｉａ≦１３μｍ （式１）
ＴＳ／ｆＭ×ｄｉｓ／ｄｉａ≧５００ （式２）
Ｌａ／Ｌｂ≦３．０ （式３）

（２）マルテンサイトの一部又は全てが焼き戻しマルテンサイトであることを特徴とする上記（１）に記載の均一変形能及び局部変形能に優れた高強度冷延鋼板。

（３）更に、質量％で、
Ｔｉ：０．００１％以上、０．２％以下、
Ｎｂ：０．００１％以上、０．２％以下、
Ｂ ：０．０００１％以上、０．００５％以下
Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０１％以下、
Ｒｅｍ：０．０００１％以上、０．１％以下、
Ｃａ：０．０００１％以上、０．０１％以下、
Ｍｏ：０．００１％以上、１．０％以下、
Ｃｒ：０．００１％以上、２．０％以下、
Ｖ：０．００１％以上、１．０％以下
Ｎｉ：０．００１％以上、２．０％以下
Ｃｕ：０．００１％以上、２．０％以下
Ｚｒ：０．０００１％以上、０．２％以下
Ｗ：０．００１％以上、１．０％以下
Ａｓ：０．０００１％以上、０．５％以下、
Ｃｏ：０．０００１％以上、１．０％以下
Ｓｎ：０．０００１％以上、０．２％以下
Ｐｂ：０．００１％以上、０．１０％以下
Ｙ：０．００１％以上、０．１０％以下
Ｈｆ：０．００１％以上、０．１０％以下
の１種又は２種以上を含有する上記（１）又は（２）の何れかに記載の均一変形能及び局部変形能に優れた高強度冷延鋼板。

（４）上記（１）から（３）の何れかに記載の高強度鋼板を製造するに当たり、所定の鋼板成分に溶製したのち、鋼塊またはスラブに鋳造して、粗圧延を１０００℃以上、１２００℃以下の温度域で２０%以上の圧下を少なくとも１回以上行い、オーステナイト粒径を２００μｍ以下とし、その後、仕上圧延において（式４）にある鋼板成分により決定される温度をＴ１とすると、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲における圧下率の合計を５０％以上とし、Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲における圧下率の合計を０％以上、３０％以下とし、熱間圧延終了後、（式５）で示されるｔ秒以内に冷却温度変化が４０℃以上、１５０℃以下とする一次冷却し、巻き取って熱延原板とし、酸洗した後、冷間にて３０％以上、７０％以下の圧延を行い、その後、７５０〜９００℃の温度域で焼鈍した後、１２℃／ｓ以下の冷却速度で５８０℃以上、７２０℃以下の温度域にまで一次冷却を施し、４℃／ｓ〜３００℃／ｓの冷却速度で２００〜６００℃の温度域まで二次冷却を施し、６００℃以下の過時効処理温度で、(式７）を満たすｔ２秒間保持することを特徴とする均一変形能及び局部変形能に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
T1(℃)=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V （式４）
ｔ≦ｔ1×2.5 （式５）
ここで、ｔ１は(式６）で表される。
ｔ１=0.001((Tf-T1)×P1)²-0.109((Tf-T1)×P1)+3.1 (式６)
ここで、Ｔｆは２５%以上の最終圧下後の温度、Ｐ１は２５%以上の最終圧下の圧下率である。
log(t2)≦0.0002(T2-425)²+1.18 (式７）
ここで、Ｔ２は過時効処理温度である。

（５）上記（４）に記載の製造方法であって、所定の鋼板成分に溶製したのち、鋼塊またはスラブに鋳造して、粗圧延を１０００℃以上、１２００℃以下の温度域で２０％以上の圧下を少なくとも１回以上行い、オーステナイト粒径を２００μｍ以下とし、その後、仕上圧延において（式４）にある鋼板成分により決定される温度をＴ１とすると、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲における圧下率の合計を５０％以上とし、Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲における圧下率の合計を０％以上、３０％以下とし、熱間圧延終了後、（式５）で示されるｔ秒以内に冷却温度変化が４０℃以上、１５０℃以下とする一次冷却し、その後、１０℃／ｓ以上、３００℃／ｓ以下の冷却速度で、６００℃以下の冷却停止温度まで二次冷却し、６００℃以下で巻き取ることを特徴とする均一変形能及び局部変形能に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。

（６）上記（４）又は（５）の何れかに記載の製造方法であって、所定の鋼板成分に溶製したのち、鋼塊またはスラブに鋳造して、粗圧延を１０００℃以上、１２００℃以下の温度域で、２０％以上の圧下を少なくとも１回以上行い、オーステナイト粒径を２００μｍ以下とし、その後、仕上圧延において（式４）にある鋼板成分により決定される温度をＴ１とすると、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲における圧下率の合計を５０％以上とし、Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲における圧下率の合計を０％以上、３０％以下とし、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲における圧延の最終パスの圧延率が２５％以上とし、熱間圧延終了後、（式５）で示されるｔ秒以内に冷却温度変化が４０℃以上、１５０℃以下とする一次冷却し、その後、１０℃／ｓ以上、３００℃／ｓ以下の冷却速度で、６００℃以下の冷却停止温度まで二次冷却し、６００℃以下で巻き取り、酸洗した後、冷間にて３０％以上、７０％以下の圧延を行い、その後、７５０〜９００℃の温度域で焼鈍した後、１２℃／ｓ以下の冷却速度で５８０℃以上、７２０℃以下の温度域にまで一次冷却を施し、４℃／ｓ〜３００℃／ｓの冷却速度で２００〜６００℃の温度域まで二次冷却を施し、６００℃以下の過時効処理温度で、(式７）を満たすｔ２秒間保持し、溶融亜鉛メッキを施すことを特徴とする均一変形能及び局部変形能に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。

（７）上記（６）に記載の高強度冷延鋼板の製造方法において、溶融亜鉛メッキを施した後、４５０〜６００℃までの温度範囲で熱処理を行うことを特徴とする均一変形能及び局部変形能に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。

本発明によれば、ＮｂやＴｉなどが添加されていても異方性が大きくない局変形能に優れ、かつ、均一変形能に優れる高強度冷延鋼板を得るものである。

以下に本発明の内容を詳細に説明する。
Ｘ線ランダム強度比の平均値、Ｘ線ランダム強度比：
この平均値は本発明で、特に重要な特性値である。鋼板の表面から５／８〜３／８板厚における板面のＸ線回折を行い、ランダム試料に対する各方位の強度比を求めたときの、｛１１２｝＜１１０＞〜｛１１３｝＜１１０＞方位群および｛１１２｝＜１３１＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値が５．０以下で、望ましくは４．０以下であれば、直近要求される足回り部品の加工に必要な板厚／曲げ半径≧１．５を満たす。さらに穴拡げ性や小さな限界曲げ特性を必要とする場合には３．０以下が望ましい。７．０以上では鋼板の機械的特性の異方性が極めて強くなり、ひいてはある方向のみの局部変形能を改善するもののそれとは異なる方向での材質が著しく劣化し、板厚／曲げ半径≧１．５を満足できなくなる。一方、現行の一般的な連続熱延工程では実現が難しいが、０．５未満になると局部変形能の劣化が懸念される。

この方位群に含まれる主な方位は、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１３｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛３３５｝＜１１０＞および｛２２３｝＜１１０＞である。

これら各方位のＸ線ランダム強度比はＸ線回折やＥＢＳＤ(Electron Back Scattering Diffraction)などの装置を用いて測定する。｛１１０｝極点図に基づきベクトル法により計算した３次元集合組織や｛１１０｝、｛１００｝、｛２１１｝、｛３１０｝極点図のうち複数の極点図（好ましくは３つ以上）を用いて級数展開法で計算した３次元集合組織から求めればよい。

たとえば、後者の方法における上記各結晶方位のＸ線ランダム強度比には、３次元集合組織のφ２=４５゜断面における（００１）［１−１０］、（１１６）［１−１０］、（１１４）［１−１０］、（１１３）［１−１０］、（１１２）［１−１０］、（３３５）［１−１０］、（２２３）［１−１０］の強度をそのまま用いればよい。
｛１００｝＜０１１＞〜｛２２３｝＜１１０＞方位群の平均値とは、上記の各方位の相加平均である。上記の全ての方位の強度を得ることができない場合には、｛１００｝＜０１１＞、｛１１６｝＜１１０＞、｛１１４｝＜１１０＞、｛１１２｝＜１１０＞、｛２２３｝＜１１０＞の各方位の相加平均で代替しても良い。

さらに同様な理由から、鋼板の表面から５／８〜３／８板厚における板面の｛００１｝＜１１０＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比は４．０以下でなくてはならない。望ましくは３．０以下であれば、直近要求される足回り部品の加工に必要な板厚／曲げ半径≧１．５を満たす。これが５．０超であると、鋼板の機械的特性の異方性が極めて強くなり、ひいてはある方向のみの局部変形能を改善するもののそれとは異なる方向での材質が著しく劣化し板厚／曲げ半径≧１．５を確実に満足できなくなる。一方、現行の一般的な連続熱延工程では実現が難しいが、０．５未満になると局部変形能の劣化が懸念される。

以上述べた結晶方位のＸ線強度が曲げ加工時の形状凍結性に対して重要であることの理由は必ずしも明らかではないが、曲げ変形時の結晶のすべり挙動と関係があるものと推測される。

Ｘ線回折に供する試料は、機械研磨などによって鋼板を所定の板厚まで表面より減厚し、次いで、化学研磨や電解研磨などによって歪みを除去すると同時に、板厚の５／８〜３／８の範囲で適当な面が測定面となるように、上述の方法に従って試料を調整して測定すればよい。

当然のことであるが、上述のＸ線強度の限定が板厚１／２近傍だけでなく、なるべく多くの厚みについて満たされることで、より一層局延性能が良好になる。しかしながら、 鋼板の表面から５／８〜３／８の測定を行うことで、概ね鋼板全体の材質特性を代表することができるため、これを規定するものとする。なお、｛ｈｋｌ｝＜ｕｖｗ＞で表される結晶方位とは、板面の法線方向が＜ｈｋｌ＞に平行で、圧延方向が＜ｕｖｗ＞と平行であることを示している。

圧延方向と直角方向のｒ値（ｒＣ）：
このｒ値は、本発明において重要である。すなわち、本発明者等が鋭意検討の結果、上述した種々の結晶方位のＸ線ランダム強度比だけが適正であっても、必ずしも良好な穴拡げ性や曲げ性が得られないことが判明した。上記のＸ線ランダム強度比と同時に、ｒＣが０．７０以上であることが必須である。

上述の方向のｒ値の上限は特に定めないが、１．１０以下であることで、よりすぐれた局部変形能を得ることができる。

圧延方向と３０°をなす方向のｒ値（ｒ３０）：
このｒ値は、本発明において重要である。すなわち、本発明者等が鋭意検討の結果、上述した種々の結晶方位のＸ線強度が適正であっても、必ずしも良好な局部変形能が得られないことが判明した。上記のＸ線強度と同時に、ｒ３０が１．１０以下であることが必須である。

上述の各方向のｒ値の下限は特に定めないが、０．７０以上であることで、よりすぐれた局部変形能を得ることができる。

圧延方向のｒ値（ｒＬ）、圧延方向の６０°のｒ値（ｒ６０）：
更に本発明者等が鋭意検討の結果、上述した種々の結晶方位のＸ線ランダム強度比とｒＣ、ｒ３０だけでなく、圧延方向のｒＬおよび圧延方向の６０°のｒ６０もまた、それぞれｒＬ≧０．７０、ｒ６０≦１．１０であれば、更に良好な板厚／曲げ半径≧２．０を満たすことが判明した。

上述のｒＬ値の上限、ｒ６０値の下限は特に定めないが、ｒＬが１．００以下、ｒ６０が０．９０以上であることで、よりすぐれた局部変形能を得ることができる。

上述の各ｒ値はＪＩＳ５号引張試験片を用いた引張試験により評価する。引張歪みは通常高強度鋼板の場合５〜１５％の範囲で、均一伸びの範囲で評価すればよい。

なお、曲げ加工を施す方向は加工部品によって異なるので特に限定するものではなく、本願発明により、何れの曲げ方向においても同様の特性が得られるものである。

ところで、一般に集合組織とｒ値とは相関があることが知られているが、本発明においては、既述の結晶方位のＸ線強度比に関する限定と、ｒ値に関する限定とは互いに同義ではなく、両方の限定が同時に満たされなくては良好な局部変形能を得ることはできない。

本発明は高強度鋼板の全般に適用できるものであり、上記の限定が満たされれば組織の組み合わせに制限されることなく、高強度薄鋼板の曲げ加工性や穴広げ性などの局部成形能が飛躍的に向上する。

次に、金属組織の限定理由について述べる。
本発明は、フェライト及び又はベイナイトを主相とすることを特徴とする。変形能に優れたフェライトやベイナイトが主相とすることによって、均一変形能を高めるためである。

本発明においては、マルテンサイトを１〜５０％含むことを特徴としている。下限を１％としたのは、１％未満の場合、硬質組織の分散が少なく、加工硬化率が低くなり、均一変形能がない。好ましくは、３％以上必要である。一方、５０％を超えるマルテンサイトを含む場合には、均一変形能が大幅に減少するため、上限を５０％とした。好ましくは、３０％、より好ましくは、２０％のマルテンサイトがよい。

本発明においては、マルテンサイトの平均サイズを1３μｍ以下にする必要がある。1３μｍを超えるマルテンサイトが存在する場合、均一変形能が低く、また、局部変形能も低い。これは、粗大なマルテンサイトの場合、加工硬化に対する寄与が少ないため、均一伸びが低く、また、粗大なマルテンサイトの周囲でボイドが発生しやすいため局部変形能が低くなるためであると考えられる。好ましくは、１０μｍ以下、より好ましくは７μｍ以下、最も好ましくは５μｍ以下がよい。

また、本発明者らが鋭意検討した結果、引張強度ＴＳ(ＭＰａ)、マルテンサイト分率ｆＭ（％）、マルテンサイト間の平均距離ｄｉｓ、マルテンサイトのサイズｄｉａが以下の式を満たす場合に、均一変形能に優れることが明らかになった。
ＴＳ／ｆＭ×ｄｉｓ／ｄｉａ≧５００
この式の物理的な意味は明らかになっていないが、マルテンサイトの距離ｄｉｓが離れており、かつ、マルテンサイトのサイズｄｉａが大きいほど、効率よく加工硬化するためであると考えられる。５００より小さい場合には、均一変形能が大きく劣化するため、下限を５００とした。

更に、マルテンサイトの長軸Ｌａと短軸Ｌｂが以下の式を満たす場合に、局部変形能が大きく向上する。
Ｌａ/Ｌｂ≦３．０
この物理的な意味は明らかになっていないが、マルテンサイトの形態が、楕円体よりも、球に近いことによって、マルテンサイトの周囲のフェライトやベイナイトへの過度の応力集中が緩和され、局部変形能が向上するものと考えられる。好ましくは２．０がよい。

また、上記マルテンサイトの一部または全てが焼き戻しマルテンサイトであってもよい。焼き戻すことによって、強度が減少するが、組織間の硬度差が減少し、穴拡げが向上する。これは、要求特性によってその分率を制御すればよい。又、本発明は、残留オーステナイトを５％以下含んでもよい。５％を超えると、加工後に残留オーステナイトが非常に硬いマルテンサイトに変態し、穴拡げ性が大幅に劣化する。

次に成分の限定条件について述べる。
Ｃの下限を０．０１％としたのは、上記のマルテンサイトを１％以上得るためである。好ましくは０．０３％以上がよい。上限は０．４％としたのは、０．４％を超えると加工性や溶接性が悪くなるので、この値に設定する。好ましくは０．３％以下、より好ましくは０．２５％以下がよい。

Ｓｉは鋼板の機械的強度を高めるのに有効な元素であるが、２．５％超となると加工性が劣化したり、表面疵が発生したりするので、これを上限とする。一方、実用鋼でＳｉを０．００１％未満とするのは困難であるので、これを下限とする。

Ｍｎも鋼板の機械的強度を高めるのに有効な元素であるが、４．０％超となると加工性が劣化するので、これを上限とする。好ましくは、３．０％がよい。一方、Ｍｎを０．００１％未満とするのは困難であるので、これを下限とする。また、Ｍｎ以外に、Ｓによる熱間割れの発生を抑制するＴｉなどの元素が十分に添加されない場合には、重量％でＭｎ／Ｓ≧２０となるＭｎ量を添加することが望ましい。

ＰとＳの上限はそれぞれＰが０．１５％以下、Ｓが０．０３％以下とする。これは、加工性の劣化や熱間圧延または冷間圧延時の割れを防ぐためである。好ましくは、Ｐは０．０４％以下、Ｓは０．０１％以下がよい。下限は、Ｐ、Ｓ両元素とも現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）で可能な０．０００５％とした。

Ａｌは脱酸のために０．００１％以上添加する。また、Ａｌはγ→α変態点を顕著に上昇させるので、特にＡｒ₃点以下での熱延を指向する場合には有効な元素である。しかし、多すぎると溶接性が劣悪となるため、上限を２．０％とする。

ＮとＯは不純物であり、加工性を悪くさせないように、上限は両元素とも０．０１％以下とする。下限は、両元素とも現行の一般的な精錬（二次精錬を含む）で可能な０．０００５％とした。

更に、局部成形能を向上させるべく介在物制御、析出物微細化のために従来から用いている元素としてＴｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｍｇ、Ｒｅｍ、Ｃａ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ａｓ、Ｃｏ、Ｓｎ、Ｐｂ、Ｙ、Ｈｆの何れか１種または２種以上を含有しても構わない。

Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂは炭素、窒素の固定、析出強化、組織制御、細粒強化などの機構を通じて材質を改善するので必要に応じ、Ｔｉは０．００１％、Ｎｂは０．００１％、Ｂは０．０００１％以上添加することが望ましい。好ましくは、Ｔｉは０．０１％、Ｎｂは０．００５％以上がよい。しかし、過度に添加しても格段の効果はなく、むしろ加工性や製造性を劣化させるのでそれぞれ上限をＴｉは０．２％、Ｎｂは０．２％以下、Ｂは０．００５％とした。好ましくは、Ｂは０．００３％以下がよい。

Ｍｇ、Ｒｅｍ、Ｃａは介在物を無害間するのに重要な添加元素である。各元素の下限を０．０００１％とした。好ましくは、Ｍｇが０．０００５％、Ｒｅｍが０．００１％、Ｃａが０．０００５％がよい。一方、過剰添加は清浄度の悪化につながるため、Ｍｇで０．０１％、Ｒｅｍで０．１％、Ｃａで０．０１％を上限とした。好ましくは、Ｃａが０．０１％がよい。

Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｗ、Ｚｒ、Ａｓは機械的強度を高めたり、材質を改善する効果があるので、必要に応じて、それぞれ０．００１％、０．００１％、０．００１％、０．００１％、０．０００１％、０．０００１％以上を添加することが望ましい。好ましくは、Ｍｏが０．０１％、Ｃｒが０．０１％、Ｎｉが０．０５％、Ｗが０．０１％がよい。しかし、過度の添加は逆に加工性を劣化させるので、Ｍｏの上限を１．０％、Ｃｒの上限を２．０％、Ｎｉの上限を２．０％、Ｗの上限を１．０％。Ｚｒの上限を０．２％、Ａｓの上限を０．５％とする。好ましくは、Ｚｒが０．０５％がよい。

ＶおよびＣｕは、Ｎｂ、Ｔｉ同様、析出強化に有効で、それらの元素よりも添加による強化が起因した局部変形能の劣化代が小さく、高強度でよりよい穴拡げ性や曲げ性が必要な場合にはＮｂやＴｉよりも効果的な添加元素である。０．００１％を下限とした。好ましくは、０．０１％がよい。過剰添加は加工性の劣化につながることから、Ｖの上限を１．０％、Ｃｕの上限を２．０％とした。好ましくは、Ｖが０．５％がよい。

Ｃｏはγ→α変態点を顕著に上昇させるので、特にＡｒ₃点以下での熱延を指向する場合には有効な元素である。この効果を得るために下限を０．０００１％とした。好ましくは、０．００１％がよい。しかし、多すぎると溶接性が劣悪となるため、上限を１．０％とする。好ましくは０．１％がよい。

Ｓｎ、Ｐｂはめっきの濡れ性や、密着性を向上させるのに有効な元素であり、それぞれ０．０００１％、０．００１％以上添加できる。好ましくは、Ｓｎが０．００１％がよい。しかし、多すぎると製造時の疵が発生しやすくなったり、また、靭性の低下を引き起こしたりするため、上限をそれぞれ０．２％、０．１％とした。好ましくは、Ｓｎが０．１％がよい。

Ｙ、Ｈｆは耐食性を向上させるのに有効な元素であり、０．００１％〜０．１０％添加できる。何れも、０．００１％未満では効果が認められず、０、１０％を超えて添加すると穴拡げ性が劣化するため、上限を０．１０％とした。

なお、本願発明の高強度熱延鋼板に表面処理してもその局部変形能改善効果を失うものでなく、電気めっき、溶融めっき、蒸着めっき、有機皮膜形成、フィルムラミネート、有機塩類／無機塩類処理、ノンクロ処理等の何れでも本発明の効果が得られる。

次に本発明薄鋼板の製造方法について述べる。優れた均一変形能及び局部変形能を実現するためには、Ｘ線強度でランダムな集合組織を形成させること、マルテンサイトの組織分率、形態分散の条件を制御することが重要である。詳細を以下に記す。

熱間圧延に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き各種の２次製錬を行い、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。連続鋳造の場合には一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延しても良いし、鋳造スラブを連続的に熱延しても良い。原料にはスクラップを使用しても構わない。

本発明の均一変形能と局部変形能に優れた高強度鋼板を得るための熱延鋼板は、以下の要件を満たす場合に得られる。

まず、粗圧延後すなわち仕上げ圧延前のオーステナイト粒径が重要で、仕上げ圧延前のオーステナイト粒径が小さいことが望ましく、２００μｍ以下であれば粒単位の微細化および均質化を大きく改善させることができ、後の行程によって造り込まれるマルテンサイトを微細かつ均一に分散させることができる。この２００μｍ以下の仕上げ圧延前のオーステナイト粒径を得るためには、１０００℃以上、１２００℃以下の温度域での粗圧延で少なくとも２０％以上の圧下率で１回以上圧延すれば所定のオーステナイト粒径が得られることも判明した。好ましくは、１０００℃以上、１２００℃以下の温度域での粗圧延で少なくとも４０％以上の圧下率で１回以上圧延するとよい。

圧下率およびその圧下の回数は大きいほど、細粒を得ることができ、この効果をより効率的に得るためには、１００μｍ以下のオーステナイト粒径にすることが望ましく、このためには、４０％以上の圧延は２回以上行うことが望ましい。ただし、７０％を超える圧下や、１０回を超える粗圧延は温度の低下やスケールの過剰生成の懸念がある。このように、仕上げ圧延前のオーステナイト粒径を小さくすることが、後々の仕上げ圧延でのオーステナイトの再結晶促進から熱延鋼帯の集合組織、粒単位の均一化を通した最終製品の伸びと局部変形能の改善に有効である。

これは、仕上げ圧延中の再結晶核のひとつとして、粗圧延後の（すなわち仕上げ圧延前の）オーステナイト粒界が機能することによると推測される。粗圧延後のオーステナイト粒径を確認するためには、仕上げ圧延に入る前の板片を可能な限り急冷することが望ましく、１０℃／ｓ以上の冷却速度で板片を冷却して、板片断面の組織をエッチングしてオーステナイト粒界を浮き立たせて光学顕微鏡にて測定する。この際、５０倍以上の倍率にて２０視野以上を、画像解析やポイントカウント法にて.測定する。

また鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚における板面の｛１１２｝＜１１０＞〜｛１１３｝＜１１０＞方位群および｛１１２｝＜１３１＞の結晶方位のＸ線強度比の最大値、｛００１｝＜１１０＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比を前述の値の範囲とするには、粗圧延後の仕上げ圧延で鋼板成分によって決められるＴ１温度、
T1(℃)=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V
（式４）
を基準に、Ｔ１+３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域で大きな圧下率による加工を行い、熱延を終了する必要がある．
Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度域における大圧下は、後述する表３〜５に見られるように鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚における板面の｛１１２｝＜１１０＞〜｛１１３｝＜１１０＞方位群および｛１１２｝＜１３１＞の結晶方位のＸ線強度比の最大値、｛００１｝＜１１０＞の結晶方位を制御して局部変形能を飛躍的に改善する。

Ｔ１温度自体は経験的に求めたものである。すなわち、Ｔ１温度を基準として、各鋼のオーステナイト域での再結晶が促進されることを発明者らは実験により経験的に知見した。

良好な局部変形能を得るためには、大圧下による歪を蓄積することが重要で Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲における圧下率の合計を５０％以上とすることが必須である。さらには、７０％以上の圧下を取ることが望ましく、一方で９０％を超える圧下率をとることは温度確保や過大な圧延負荷を加えることとなる。

ここで、圧下率の合計とは、仕上げ圧延において、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲における最初のパスから最終パスまでの板厚の減少率のことである。さらに良好な局部変形能を得るためには、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲における圧延の最終パスの圧延率は２５％以上が必須である。好ましくは、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲における圧延の最終２パスの圧延率が２５％以上とすることが望ましい。

さらに、蓄積した歪の開放による均一な再結晶を促すため、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下での大圧下により、圧延を終了することが必要であるが、Ｔ１以上、Ｔ１＋３０℃未満での圧下率の合計が０から３０％以下であれば、軽圧下を加えても大きく材質を劣化させることは無い。

熱延後、冷却までの停留時間が短いと再結晶が十分に進まず局部変形能を劣化させてしまう。すなわち、本願発明の製造条件においては、仕上げ圧延においてオーステナイトを均一・微細に再結晶させることで熱延製品の集合組織を制御して穴拡げ性や曲げ性と言った局部変形能を改善する方法である。

前述の規定した温度域よりも低温で更に圧延が行われたり、大きな圧下率を取ってしまうと、オーステナイトの集合組織が発達し、最終的に得られる熱延鋼板の板面に（１）で述べた所定のＸ線強度レベルの各結晶方位が得られない。一方、前述の規定した温度域よりも高温で圧延が行われたり、小さい圧下率を取ってしまったりすると、粗粒化や混粒となり、２０μｍを超える結晶粒の面積率が増大する。

上述の規定した圧延が行われているか否は、圧延率は圧延荷重、板厚測定などから実績または計算により求めることができるし、温度についてもスタンド間温度計があれば実測可能で、またはラインスピードや圧下率などから加工発熱を考慮した計算シミュレーション、或いはその両方によって得ることができる。

熱間圧延をＴ１＋３０℃以下で終了すると、未再結晶オーステナイトからの変態により所定のランダム集合組織が得られなくなるほか、オーステナイトとフェライトの２相域圧延になってしまい、｛１１２｝＜１１０＞〜｛１１３｝＜１１０＞方位群および｛１１２｝＜１３１＞方位群への集積が強くなり、結果として局部変形能が著しく劣化する。

更に、粒単位を微細化し、伸展粒を抑制するためには、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下での圧下時の最大加工発熱量、即ち圧下による温度上昇代（℃）を１８℃以下に抑えることが望ましく、スタンド間冷却などの使用が望ましい。

Ｔ１℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲における圧延の最後の圧延スタンドで圧下後の冷却は、オーステナイトの粒径に大きな影響を与え、これが冷延焼鈍後の組織の等軸粒分率、粗大粒分率、更にはフェライト相分率、硬さに強く影響を与える。ここでＴ１は式（４）で得られる値である。

圧延終了後は最終圧下の実施温度Ｔｆと２５％以上の最終圧延の圧延率Ｐ１に対して、（式５）で示されるｔ秒以内に一次冷却を開始する必要がある．ここで、ｔ１とは（式６）で求めることのできる数値である。これを超えるとオーステナイト粒が粗大化して強度と伸びが低下する。この粗大化を抑制するためには４０℃以上の冷却をすることが必要である．一方で、冷却量が１５０℃を超えると再結晶が不十分となり、狙いのランダム集合組織が得られなくなるほか、フェライト相が得にくくなること、得られたフェライト相の硬さが高くなることで伸び、局部延性とも著しく劣化する。

T1(℃)=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V
（式４）
ｔ≦ｔ１×２．５ （式５）
t１=0.001((Tf-T1)×P1)²-0.109((Tf-T1)×P1)+3.1 （式６)

ここでＴｆは２５％以上の最終圧下後の温度、Ｐ１は３０％以上の最終圧下の圧下率である。

本発明においては、一次冷却の後、二次冷却により組織制御を行う。本発明では、１次冷却だけでなく、二次冷却のパターンも非常に重要となる。二次冷却は、一次冷却後３秒以内に実施する必要がある．３秒を超えると、オーステナイト粒の粗大化を招き、強度と伸びの低下を起こすためである。その後、６００℃以下まで、１０℃／ｓ以上、３００℃／ｓ以下の冷却速度で冷却して熱延鋼板とする。二次冷却停止温度を６００℃以上、二次冷却速度を１０℃／ｓ以下とした場合、表面酸化が進行し、表面が劣化する可能性があるためである。３００℃／ｓ以下の冷却速度で冷却する理由としては、それ以上の冷却速度で冷却すると、マルテンサイト変態が促進されるため、強度が大幅に上昇し、冷間圧延が困難となるためである。

このようにして熱延鋼鈑を得た後、６００℃以下で巻き取る。その後、熱延原版を冷間にて３０％以上、７０％以下の圧延を行う。３０％以下では、その後の焼鈍工程で再結晶を起こすことが困難となり、等軸粒分率が低下する上、焼鈍後の粒が粗大化してしまう。７０％以上の圧下は、焼鈍時の集合組織の発達させるため、異方性が強くなってしまう。このため、７０％以下とする。

冷間圧延された板は、その後、板は７５０〜９００℃の温度域で焼鈍される。これより、低温ではフェライトからの逆変態が十分に進まず、その後の冷却工程で第二相を得ることができず、十分な強度が得られない。一方、９００℃を超えると、結晶粒が粗大化してしまうため、２０μｍ以下の粒の面積率が増大する。その後、１２℃／ｓ以下の冷却速度で５８０℃〜７５０℃まで一次冷却を行う。７５０℃以上の一次冷却終了温度とすると、フェライト変態が促進され、ベイナイトを５％以上得ることができないためである。１２℃／ｓ以上の冷却速度、５８０℃以下の一次冷却終了温度とすると、フェライトの粒成長が十分に進行せず、面積率でフェライトを５％得ることができないためである。

その後、４℃／ｓ〜３００℃／ｓの冷却速度で、２００℃〜６００℃の温度域まで２次冷却を行う。２００℃から６００℃の過時効処理温度で、（式７）を満たすｔ秒間保持する。本発明者らが鋭意検討した結果、（式７）を満たす場合、優れた材質が得られることがわかった。この理由は、ベイナイト変態速度に対応していると考えられ、（式７）を満たす場合にマルテンサイトを、１％から５０％確保できる。
ｌｏｇ（ｔ２）≦０．０００２（Ｔ２−４２５）²＋１．１８ (式７）
ここで、Ｔ２は過時効処理温度である。

溶融亜鉛メッキの合金化処理は４５０〜６００℃までの温度範囲で行う。合金化処理を４５０℃以上、６００℃以下とした理由は、合金化処理を４５０℃以下で行った場合、十分に合金化しないためである。また、６００℃以上の温度で熱処理を行うと、合金化が進行してしまい、耐食性が劣化するためである。

[実施例]
本発明の実施例を挙げながら、本発明の技術的内容について説明する。
実施例として、表１及び表２に示した成分組成を有するＡからＵまでの本発明の請求項の成分を満たす鋼、ａからｇの比較鋼を用いて検討した結果について説明する。これらの鋼は、鋳造後、そのまま、もしくは一旦室温まで冷却された後に再加熱し、１０００℃〜１３００℃の温度範囲に加熱され、その後、表３及び表４の条件で熱間圧延を行い、その後巻取り処理を行っている。このとき、熱間圧延の終了温度は、Ｔ１＋３０℃以上とし、熱延鋼板の板厚は２〜５ｍｍとする。

この板はその後、酸洗し、０．５％のスキンパス圧延を行い、材質評価に供した。また、組織分率は、スキンパス圧延前の組織分率を評価している。Ｔ、 Ｕに関しては、めっき処理ならびに合金化処理を施した。表５にそれぞれの組織形成と機械的特性を示す。局部変形能の指標として穴拡げ率を用いた。引っ張り試験はＪＩＳ Ｚ ２２４１に、穴拡げ試験は鉄連規格ＪＦＳ Ｔ１００１にそれぞれ準拠した。Ｘ線ランダム強度比は前述のＥＢＳＰを用いて圧延方向に平行な断面の５／８〜３／８の領域を０．５μｍピッチで測定した。

Claims (7)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０１%以上、０．４%以下
   Ｓｉ：０．００１%以上、２．５％以下、
   Ｍｎ：０．００１%以上、４．０%以下、
   Ｐ： ０．００１%以上、０．１５%以下、
   Ｓ：０．０００５%以上、０．０３%以下、
   Ａｌ：０．００１%以上、２．０%以下、
   Ｎ：０．０００５%以上、０．０１%以下、
   Ｏ：０．０００５%以上、０．０１%以下
   を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなり、集合組織が、少なくとも鋼板の表面から５／８〜３／８の板厚における板面の｛１１２｝＜１１０＞〜｛１１３｝＜１１０＞方位群および｛１１２｝＜１３１＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比の平均値が５．０以下でかつ｛００１｝＜１１０＞の結晶方位のＸ線ランダム強度比が４．０以下で、さらに圧延方向と直角方向のｒ（ｒＣ）値が０．７０以上、かつ圧延方向と３０°（ｒ３０）のｒ値が１．１０以下、更に、圧延方向のｒ値（ｒＬ）が０．７０以上、圧延方向と６０°（ｒ６０）のｒ値が１．１０以下であり、さらに鋼板組織として、面積率で全組織に対する割合で、ベイナイトの面積率が５〜８０％以上、フェライトとベイナイトを合わせて５０%以上、マルテンサイトを１％以上、５０％以下含有し、
   更に、マルテンサイト分率をｆＭ、マルテンサイトの平均サイズをｄｉａ、マルテンサイトの長軸及び短軸をＬａ、Ｌｂ、マルテンサイト間の平均距離ｄｉｓ、引張強度をＴＳとしたとき、（式１）、（式２）、（式３）を満たすことを特徴とする均一変形能及び局部変形能に優れた高強度冷延鋼板。
   ｄｉａ≦１３μｍ （式１）
   ＴＳ／ｆＭ×ｄｉｓ／ｄｉａ≧５００ （式２）
   Ｌａ／Ｌｂ≦３．０ （式３）
2. マルテンサイトの一部又は全てが焼き戻しマルテンサイトであることを特徴とする請求項１に記載の均一変形能及び局部変形能に優れた高強度冷延鋼板。
3. 更に、質量％で、
   Ｔｉ：０．００１％以上、０．２％以下、
   Ｎｂ：０．００１％以上、０．２％以下、
   Ｂ ：０．０００１％以上、０．００５％以下
   Ｍｇ：０．０００１％以上、０．０１％以下、
   Ｒｅｍ：０．０００１％以上、０．１％以下、
   Ｃａ：０．０００１％以上、０．０１％以下、
   Ｍｏ：０．００１％以上、１．０％以下、
   Ｃｒ：０．００１％以上、２．０％以下、
   Ｖ：０．００１％以上、１．０％以下
   Ｎｉ：０．００１％以上、２．０％以下
   Ｃｕ：０．００１％以上、２．０％以下
   Ｚｒ：０．０００１％以上、０．２％以下
   Ｗ：０．００１％以上、１．０％以下
   Ａｓ：０．０００１％以上、０．５％以下、
   Ｃｏ：０．０００１％以上、１．０％以下
   Ｓｎ：０．０００１％以上、０．２％以下
   Ｐｂ：０．００１％以上、０．１０％以下
   Ｙ：０．００１％以上、０．１０％以下
   Ｈｆ：０．００１％以上、０．１０％以下
   の１種又は２種以上を含有する請求項１又は２の何れかに記載の均一変形能及び局部変形能に優れた高強度冷延鋼板。
4. 請求項１〜３の何れか１項に記載の高強度鋼板を製造するに当たり、所定の鋼板成分に溶製したのち、鋼塊またはスラブに鋳造して、粗圧延を１０００℃以上、１２００℃以下の温度域で２０%以上の圧下を少なくとも１回以上行い、オーステナイト粒径を２００μｍ以下とし、その後、仕上圧延において（式４）にある鋼板成分により決定される温度をＴ１とすると、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲における圧下率の合計を５０％以上とし、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲における圧延の最終パスの圧延率が２５％以上であり、Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲における圧下率の合計を０％以上、３０％以下とし、熱間圧延終了後、（式５）で示されるｔ秒以内に冷却温度変化が４０℃以上、１５０℃以下とする一次冷却し、その後、３秒以内に、１０℃／Ｓ以上、３００℃／ｓ以下の冷却速度で、６００℃以下の冷却停止温度まで二次冷却して、巻き取って熱延原板とし、酸洗した後、冷間にて３０％以上、７０％以下の圧延を行い、その後、７５０〜９００℃の温度域で焼鈍した後、１２℃／ｓ以下の冷却速度で５８０℃以上、７２０℃以下の温度域にまで一次冷却を施し、４℃／ｓ〜３００℃／ｓの冷却速度で２００〜６００℃の温度域まで二次冷却を施し、６００℃以下の過時効処理温度で、(式７）を満たすｔ２秒間保持することを特徴とする均一変形能及び局部変形能に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
   T1(℃)=850+10×(C+N)×Mn+350×Nb+250×Ti+40×B+10×Cr+100×Mo+100×V （式４）
   ｔ≦ｔ1×２．５ （式５）
   ここで、ｔｌは（式６）で表される。
   ｔ1=0.001((Tf-T1)×P1)²-0.109((Tf-T1)×P1)+3.1 (式６)
   ここで、Ｔｆは２５%以上の最終圧下後の温度、Ｐ１は２５%以上の最終圧下の圧下率である。
   ｌｏｇ（ｔ２）≦０．０００２（Ｔ２−４２５）²＋１．１８ （式７）
   ここで、Ｔ２は過時効処理温度である。
5. 請求項４に記載の製造方法であって、所定の鋼板成分に溶製したのち、鋼塊またはスラブに鋳造して、粗圧延を１０００℃以上、１２００℃以下の温度域で２０％以上の圧下を少なくとも１回以上行い、オーステナイト粒径を２００μｍ以下とし、その後、仕上圧延において（式４）にある鋼板成分により決定される温度をＴ１とすると、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲における圧下率の合計を５０％以上とし、Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲における圧下率の合計を０％以上、３０％以下とし、熱間圧延終了後、（式５）で示されるｔ秒以内に冷却温度変化が４０℃以上、１５０℃以下とする一次冷却し、その後、１０℃／ｓ以上、３００℃／ｓ以下の冷却速度で、６００℃以下の冷却停止温度まで二次冷却し、６００℃以下で巻き取ることを特徴とする均一変形能及び局部変形能に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
6. 請求項４又は５の何れかに記載の製造方法であって、所定の鋼板成分に溶製したのち、鋼塊またはスラブに鋳造して、粗圧延を１０００℃以上、１２００℃以下の温度域で、２０％以上の圧下を少なくとも１回以上行い、オーステナイト粒径を２００μｍ以下とし、その後、仕上圧延において（式４）にある鋼板成分により決定される温度をＴ１とすると、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲における圧下率の合計を５０％以上とし、Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲における圧下率の合計を０％以上、３０％以下とし、Ｔ１＋３０℃以上、Ｔ１＋２００℃以下の温度範囲における圧延の最終パスの圧延率が２５％以上とし、熱間圧延終了後、（式５）で示されるｔ秒以内に冷却温度変化が４０℃以上、１５０℃以下とする一次冷却し、その後、１０℃／ｓ以上、３００℃／ｓ以下の冷却速度で、６００℃以下の冷却停止温度まで二次冷却し、６００℃以下で巻き取り、酸洗した後、冷間にて３０％以上、７０％以下の圧延を行い、その後、７５０〜９００℃の温度域で焼鈍した後、１２℃／ｓ以下の冷却速度で５８０℃以上、７２０℃以下の温度域にまで一次冷却を施し、４℃／ｓ〜３００℃／ｓの冷却速度で２００〜６００℃の温度域まで二次冷却を施し、６００℃以下の過時効処理温度で、(式７）を満たすｔ２秒間保持し、溶融亜鉛メッキを施すことを特徴とする均一変形能及び局部変形能に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
7. 請求項６に記載の高強度冷延鋼板の製造方法において、溶融亜鉛メッキを施した後、４５０〜６００℃までの温度範囲で熱処理を行うことを特徴とする均一変形能及び局部変形能に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。