JP5521562B2 - 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法に関する。

近年、地球温暖化対策として、自動車の燃費向上が必要となってきている。このため車体の軽量化がより一層要求されている。軽量化のためには使用される鋼板の板厚を薄くしなければならないが、一方で、衝突安全性に関する規制の法制化や基準の引き上げが行われており、単純に鋼板板厚減では成り立たない。軽量化と衝突安全基準の両立のためには、高強度鋼板の活用が必須である。

一般的に鋼板は、強度が高くなるほどプレス成形が困難となる。一方、使用する側では少しでも部品を軽量化するために、その形状を複雑にする傾向にあり、鋼板には一層の加工性の向上が要求される。これらの状況に対し、加工性の改善に対して、伸びや穴拡げ性の向上が言われてきた。

伸びの改善に対しては残留オーステナイトの加工誘起変態を利用した鋼板（以下TRIP鋼）などが発明されており、例えば、特許文献１や特許文献２に開示されている。
しかし、通常のTRIP鋼板は、多量のＣ添加が必要であり、ナゲット割れ等の溶接上の問題がある。

また、鋼板の加工性を表す指標として、特許文献３のように穴拡げ性があるが、これだけでは現実的に自動車用部品の伸びフランジ成形の加工性を表すには不十分であることが分かっている。また、加工性を表すのに特許文献４や特許文献５では結晶粒の硬度に着目しているが、特許文献４はフェライトとマルテンサイトの硬度比に限定しており、一方で特許文献５はマルテンサイト粒内の位置による硬度比に限定しており、共に不十分である。

特開昭６１−１５７６２５号公報 特開平１０−１３０７７６号公報 特開２００１−３５５０４３号公報 特開２００７−３０２９１８号公報 特開２００８−０６３８０４号公報

本発明は、前述のような従来技術の問題点を解決し、加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法を工業的規模で実現することを課題とする。

まず、本発明の技術思想を説明する。
本発明者らは、加工性に優れた高強度鋼板を鋭意検討した結果、鋼板の硬度分布を特定し、これまで以上の加工性が確保できる高強度鋼板を工業的に製造できることを見出した。また、加工性に優れた鋼板を製造するための製造条件も見出した。

本発明の鋼板は、加工性を示す従来の指標である伸びや穴拡げ性ではなく、サイドベンド試験法にて評価した。この評価方法にて、自動車部品の加工性をより正しく表せることが出来る。さらに、遅れ破壊や二次加工脆性の問題が生じないように、不可避的に含まれる５％以下の残留オーステナイトを許容し、実質的に残留オーステナイトを含まないＤＰ鋼とした。

本発明の高強度鋼板は、590Mpaから1500Mpaの引張強度が実現できるが、980Mpa以上の高強度鋼板にて著しい効果を奏する。
本発明は、以上のような技術思想に基づくものであり、特許請求の範囲に記載した以下の内容をその要旨とする。

（１） 質量％で、
Ｃ ：0.07〜0.20％、
Ｓｉ：0.005〜1.5％、
Ｍｎ：1.0〜3.1％、
Ｐ ：0.001〜0.06％、
Ｓ ：0.001〜0.01％、
Ｎ ：0.0005〜0.01％、
Ａｌ：0.005〜1.2％
を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなり、さらに、C、Mnの質量％と、鋼板の強度設計値（ＴＳ）とが、下記 (Ａ) 式を満足し、さらに、ナノインデンターにて１００点以上の箇所で硬度測定を行い、硬度分布が、数１に示す下記（Ｂ）式を満足し、金属組織が面積％で３４〜６９％のフェライトと、体積％で１２〜５１％のマルテンサイト、体積％で５％以下の残留オーステナイト、及び残部が面積％で１０〜４０％のベイナイトを含有し、サイドベンド試験で求めたεと引張強度実測値ＴＳの積であるε×ＴＳ≧４００００％ＭＰａを満足することを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板。
0.0004×[鋼板の強度設計値]-0.11-0.12[Ｍｎ]＜[Ｃ]＜0.0005×[鋼板の強度設計値]-0.07*0.12×[Ｍｎ] ・・・(Ａ)
ここに、[鋼板の強度設計値] の単位はMＰa、[Ｍｎ]はＭｎの質量％、[Ｃ]はＣの質量％

（２） さらに、Ｂ：0.0005〜0.002％、Ｍｏ：0.01〜0.5％、Ｃｒ：0.01〜0.5％、Ｖ：0.01〜0.1％、Ｔｉ：0.01〜0.1％、Ｎｂ：0.005〜0.1％、Ｃａ ：0.0005〜0.005％、ＲＥＭ：0.0005〜0.005％のうち１種または２種を含有することを特徴とする（１）に記載の加工性に優れた高強度鋼板。

（３）（１）または（２）に記載の成分のスラブを、熱間圧延を施した後に捲取り、次いで通常の酸洗の後、冷間圧延を実施し、その後連続焼鈍工程で焼鈍を施し、次いで調質圧延を施す工程からなり、焼鈍工程での最初の加熱帯にて下記（Ｃ）を満足する温度Ｔ１を３０秒以上とし、焼鈍工程での均熱後の冷却帯において鋼板温度が８００〜４００℃の範囲の冷却速度Ｖ１と４００℃未満の冷却速度Ｖ２が下記（Ｄ）を満足するようにし、C、Mnの質量％と、鋼板の強度設計値（ＴＳ）とが、前記 (Ａ) 式を満足し、さらに、ナノインデンターにて１００点以上の箇所で硬度測定を行い、硬度分布が、数１に示す前記（Ｂ）式を満足し、金属組織が面積％で３４〜６９％のフェライトと、体積％で１２〜５１％のマルテンサイト、体積％で５％以下の残留オーステナイト、及び残部が面積％で１０〜４０％のベイナイトを含有し、サイドベンド試験で求めたεと引張強度実測値ＴＳの積であるε×ＴＳ≧４００００％ＭＰａを満足する鋼板を得ることを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
0.9≦T1/(750+10[Ｍｎ]+10[Ｓｉ]+100[Ｔｉ]+500[Ｎｂ]+40[Ｍｏ])≦1.1・・・（Ｃ）
ここに、T1は温度℃、[Ｍｎ]はＭｎ質量％、[Ｓｉ]はＳｉ質量％、[Ｔｉ]はＴｉ質量％、[Ｎｂ]はＮｂ質量％、[Ｍｏ]はＭｏ質量％である。
０．５＜Ｖ１/（３×Ｖ２）＜３．５ ・・・（Ｄ）
ここに、Ｖ１は前段冷却速度ｍ/ｓ、Ｖ２は後段冷却速度ｍ/ｓである。

（４）（１）または（２）に記載の高強度鋼板が冷延鋼板であることを特徴とする、加工性に優れた高強度鋼板。
（５）鋼板に溶融亜鉛メッキの表面処理が施されたことを特徴とする（１）または（２）に記載の成形加工性に優れた高強度鋼板。

本発明によれば、Ｃ，Ｍｎ、のバランスを特定範囲とし、鋼板の硬度分布を制御することで、これまで以上に加工性が確保できる優れた高強度鋼板およびその製造方法を工業的規模で実現することができ、産業上有用な、著しい効果を奏する。

加工性を確保できるＣ，Ｍｎ量と狙いＴＳ範囲を示す図である。 サイドベンド試験片を示す図である。 加工性を確保できる硬度分布を表す指標の範囲を示す図である。 加工性を確保できる成分と加熱温度を表す指標の範囲を示す図である。 加工性を確保できる冷却速度を表す指標の範囲を示す図である。

以下に本発明の実施の形態を詳細に説明する。
まず、本発明の高強度鋼板の成分および金属組織の限定理由を説明する。
Ｃは、強度確保の観点から、またマルテンサイトを安定化する基本元素として、必須の成分である。Ｃが０．０７％未満では強度が満足せず、またマルテンサイト相が形成されない。また、０．２％を超えると、強度が上がりすぎ、延性が不足するほか、溶接性の劣化を招くため工業材料として使用できない。
従って、本発明におけるＣの範囲は、０．０７〜０.２％とし、好ましくは、０．１０〜０．１６％である。

Ｓｉは強度確保の観点で添加することに加え、通常、延性の確保のために添加される元素であるが、１．５%を超えると熱間圧延でのスケール除去にコストがかかり経済的に不利なため、１．５%を上限とする。またＳｉは脱酸剤や焼入れ性向上のために添加されるが，０．００５％未満では脱酸効果が十分でないため，下限を０．００５％とする。

Ｍｎは強度確保の観点で添加が必要であることに加え、炭化物の生成を遅らせる元素でありフェライトの生成に有効な元素である。Ｍｎが１．０％未満では、強度が満足せず、またフェライトの形成が不十分となり延性が劣化する。また、Ｍｎ添加量が３．１％を超えると、焼入れ性が必要以上に高まるため、マルテンサイトが多く生成し、強度上昇を招きこれにより、製品のバラツキが大きくなるほか、延性が不足し工業材料として使用できない。従って、本発明におけるＭｎの範囲は、1．０〜３．１％とした。

Ｐは鋼板の強度を上げる元素として必要な強度レベルに応じて添加する。しかし、添加量が多いと粒界へ偏析するために局部延性を劣化させる。また、溶接性を劣化させる。従って、P上限値は０．０６とする。下限を０．００１％としたのは、これ以上低減させることは、製鋼段階での精錬時のコストアップに繋がるためである。

Ｓは、ＭｎＳを生成することで局部延性、溶接性を劣化させる元素であり、鋼中に存在しない方が好ましい元素である。従って、上限を０．０１％とする。下限を０．００１％としたのは、Ｐと同様に、これ以上低減させることは、製鋼段階での精錬時のコストアップに繋がるためである。

Ｎは、不可避的に含まれる元素であるが、あまり多量に含有する場合は、時効性を劣化させるのみならず、ＡｌＮ析出量が多くなってＡｌ添加の効果を減少させるので、０．０１％以下の含有が好ましい。 また、不必要にＮを低減することは製鋼工程でのコストが増大するので通常０．０００５％程度以上に制御することが好ましい。

Ａｌは、脱酸のために０．００５％以上を添加するが、添加量が増加するとアルミナ等の介在物が増加し、加工性が劣化するため１．２％を上限とする。

さらに強度や焼入れ性、その他の材質改善としてＢ、Ｍｏ，Ｃｒ，Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂ、Ｃａ，ＲＥＭのうち１種または２種以上を含有することもできる。

Ｂは、焼入れ性確保を目的として、Ｂ：０．０００５〜０．００２％の範囲で添加してもよい。Ｂ添加が０．０００５％未満であると固容Ｂが不十分となり、充分な焼入れ性の向上効果が見られない。また、Ｂが０．００２％超添加しても焼入れ性の効果は変わらない。このため、Ｂ添加範囲を０．０００５〜０．００２％とした。

ＭｏおよびＣｒは強度確保と焼入れ性に効果のある元素である。過多のＭｏの添加はDPにおけるフェライト生成を抑制し、延性の劣化を招くほか、化成処理性や溶融亜鉛メッキ性を劣化させることがあるので、上限を０．５％とした。

Ｖ、Ｔｉ 、Ｎｂは、強度確保の目的でＶ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％の範囲で添加してもよい。

ＣａおよびＲＥＭは、介在物制御、穴拡げ改善の目的で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％の範囲で添加してもよい。

不可避的不純物として、例えば、Ｓｎなどがあるがこれら元素を０．０１質量％以下の範囲で含有しても本発明の効果を損なうものではない。

高強度鋼板とするためには、一般に多量の元素添加が必要になる。また、ＴＳで980MPa級の高強度鋼板は組織強化が一般的である。このようにベイナイトやマルテンサイトのような硬い組織を生成するためには、焼入れ性の高い元素を活用することと、オーステナイトまたはオーステナイト/フェライトの二相組織からの急速冷却が必要である。

ここで発明者らは、焼入れ性が高く、経済的にも成り立つ元素であるＣとＭｎに着目した。Ｃ，Ｍｎ量が少ないと狙いのＴＳ、すなわち鋼板の強度設計値に到達しない。また、Ｃ，Ｍｎ量が多いと加工性が悪くなる。更に、Ｃ量とＭｎ量のバランスが悪いと軟質相と硬質相の硬度差が高くなりすぎるなどが原因で、加工性が劣ってしまう。そこで、式（Ａ）の関係を満たすＣ，Ｍｎバランスを有する時、加工性の良い高強度鋼板を工業的に製造できることを見出した。
0.0004×[鋼板の強度設計値]-0.11-0.12[Ｍｎ]＜[Ｃ]＜0.0005×[鋼板の強度設計値]-0.07*0.12×[Ｍｎ] ・・・(Ａ)
ここに、[鋼板の強度設計値] の単位はMＰa、[Ｍｎ]はＭｎの質量％、[Ｃ]はＣの質量％

図１に示すように、ＴＳ狙い値が９８０ＭＰａである時に、Ｃ，Ｍｎバランスによって加工性が影響される。加工性は、後述するサイドベンド試験で求めたεと強度実績値の積であるε×ＴＳで判断し、この値が40000％MPa以上であるとすれば加工性は良好であるとして○、40000％MPa未満を×として判断した。尚、ＴＳ狙い値とは、ユーザーからの注文に際し提示されるＴＳで、440MPa，590MPa，780MPa，980MPa，1180MPa，1470MPaなどがその例である。

本発明の金属組織がフェライトとマルテンサイトを含有することを特徴とする理由は、このような組織をとる場合は、強度延性バランスに優れた鋼板となるからである。ここでいう、フェライトは、ポリゴナルフェライト、ベイネティックフェライトを差し、マルテンサイトは通常の焼き入れにより得られるマルテンサイトの他、６００℃以下の温度にて焼戻しを行ったマルテンサイトにおいても効果は変わらない。

フェライト分率とマルテンサイト分率は鋼板強度によって異なる。ＴＳが５００〜８００MPaの場合、好ましいフェライト分率は、５０〜９０％で、マルテンサイト分率は１０〜４０％である。ＴＳが800〜1100MPaの場合、好ましいフェライト分率は、２０〜６０％で、マルテンサイト分率は３０〜６０％である。ＴＳが1100MPa超の場合、好ましいフェライト分率は、４１％以下で、マルテンサイト分率は４０％以上である。

また、全ての鋼板において、ベイナイト分率は１０〜４０％が好ましい。また、組織中にオーステナイトが残存すると２次加工脆性や遅れ破壊特性が悪化するため、本発明では不可避的に存在する５％以下の残留オーステナイトを許容し、実質的に残留オーステナイトを含まない。

また、自動車部品の加工性を示すには、従来の評価方法である伸びや穴拡げ値よりも、サイドベンド試験で計測したひずみ量の方が優れていることが分かったため、この方法で評価することとした。

サイドベンド試験法は、せん断端面に面内曲げを加え、貫通割れが発生した時の伸びひずみの値を測定する方法である。図(２)に試験片形状を示す。伸びフランジ性を評価するために、試験片には大きなＲでせん断された切欠きが設けられている。また、試験後の伸びひずみを測定するために、けがき線が入れられている。試験を開始すると、材料は周方向に引張りを受けながら曲げられ破断する。破断の判定は板厚方向の貫通割れが発生したときとするが、穴拡げ試験と異なり、貫通割れ後の伸びひずみは割れの大きさに影響されない。そのため、割れ判定のばらつきは生じない。

このひずみ量が大きいと加工性が良く、図３に示すように、この値を大きくするためには鋼板の硬度分布を制御することが有効であることを見出し、数２に示す下記式（Ｂ）を満たす時に、十分な加工性を満たすことを見出した。ε×ＴＳの値が40000%MPa以上のときに成形性で問題は無かったため、この値以上であれば成形性は良好であるとした。なお、上限は求めていないが、試験を行った結果では、Ｙaveの最大値は２５０であった。

また、サイドベンド試験で求めたひずみ量とＴＳの積が40000％MPa以上であれば成形性に問題は無いが、さらに、伸びとＴＳの積が16000％MPa以上であれば、より好ましく、より成形性に優れていることが分かった。

本発明の製造工程の限定理由は次の通りである。
製造工程は一般に行われている熱延鋼板、冷延鋼板、めっき鋼板の製造工程で構わない。熱間圧延は一般的条件で実施するが、好ましくはではフェライト粒にひずみが過度に加わり加工性が低下するのを防ぐために熱間圧延をＡｒ_３以上で行い、また、高温すぎても焼鈍後の再結晶粒径が必要以上に粗大化するため、９４０℃以下が望ましい。巻き取り温度については、高温にすれば再結晶や粒成長が促進され、加工性の向上が望まれるが、熱間圧延時に発生するスケール生成も促進され酸洗性が低下する点や，フェライトとパーライトが層状に生成することによりＣが不均一に拡散するので、５５０℃以下とする。一方で低温になりすぎると硬化するため、冷間圧延時での負荷が高くなる。このため、４００℃以上とする。

酸洗は通常の酸洗を実施し、酸洗後の冷間圧延も通常の冷間圧延を実施する。冷間圧延において好ましくは、圧下率が低いと鋼板の形状矯正が難しくなるため下限値を３０％とする。また、７０％を超える圧下率で圧延すると、鋼板のエッジ部に割れの発生及び形状の乱れのため好ましくは上限値を７０％とする。

焼鈍工程での最初の加熱帯にて、下記（Ｃ）式から逆算される温度T1の範囲が３０秒以上であると、図４のように加工性が良くなることを見出した。成形性は、ε×ＴＳの値で判断し、この値が前述のように40000％MPa以上になれば、成形性は良好であるとして○、40000％MPa未満を×として判断した。（Ｃ）式の下限を外れると、未再結晶組織が多く残存するため、加工性が悪くなる。また（Ｃ）式の上限を外れると、靭性や低温脆性が悪化し加工性も良くない。
0.9≦T1/(750+10[Ｍｎ]+10[Ｓｉ]+100[Ｔｉ]+500[Ｎｂ]+40[Ｍｏ])≦1.1・・・（Ｃ）
ここに、T1は温度℃、[Ｍｎ]はＭｎ質量％、[Ｓｉ]はＳｉ質量％、
[Ｔｉ]はＴｉ質量％、[Ｎｂ]はＮｂ質量％、[Ｍｏ]はＭｏ質量％である。

T1の温度範囲が３０秒以上であるか否かの確認は、実機試験の結果からシミュレーションを行い、その結果から間接的に温度と時間が範囲内かどうか判断する。例えば、炉内に複数の温度計を設置し、様々な鋼種やサイズの鋼板を用いて実機試験を行った後、そのデータを用いて計算機によるシミュレーションを行えば、T1の温度範囲が何秒であったかを確認できる。

また、焼鈍工程で、均熱後の冷却帯において鋼板温度が８００〜４００℃の範囲の冷却速度Ｖ１と４００℃未満の冷却速度Ｖ２が下記（Ｄ）を満たすことで図５のように加工性が良くなることを見出した。成形性は、ε×ＴＳの値で判断し、この値が前述のように40000％MPa以上になれば、成形性は良好であるとして○、40000％MPa未満を×として判断した。

Ｖ１が低いと充分な硬質相が生成されず強度不足となり、Ｖ１が高いとフェライト中へのＣ固容量が過大になり、加工性が劣化する。また、Ｖ２が低いと生産性を阻害し、Ｖ２が高いと冷却終点温度が大きくばらつき、製品の材質ばらつきにつながる。
０．５＜Ｖ１/（３×Ｖ２）＜３．５ ・・・（Ｄ）
ここに、Ｖ１は前段冷却速度ｍ/ｓ、Ｖ２は後段冷却速度ｍ/ｓである。
焼鈍工程では、Ac1以上、Ac3+100℃以下の温度で焼鈍する。これ未満では組識が不均一となる。一方、これ以上の温度では、オーステナイトの粗大化によりフェライト生成が抑制されるため伸びの劣化を招く。また、経済的な点から焼鈍温度は９００℃以下が望ましい。この際、層状の組識を解消するためには３０秒以上の保持が必要であるが、３０分を超えても効果は飽和し生産性も低下する。従って、３０秒以上３０分以下とする。

続いて、冷却終了温度を６００℃以下の温度とする。６００℃を超えるとオーステナイトが残留しやすくなり、２次加工性、遅れ破壊の問題が生じ易くなる。
本発明は、この熱処理の後、脆性の改善を目的とした、６００℃以下の焼戻し処理を行っても効果は変わらない。

以下に、表１〜表３を参照しつつ本発明の実施例、比較例を説明する。なお表２は表１の続きであり、表３は表２の続きである。表３中の「ＴＳ狙い値」は、鋼板の強度設計値（ＴＳ）を意味する。

表１に示した成分組成を有する鋼を真空溶解炉にて製造し、冷却凝固後１２００℃まで再加熱し、８８０℃にて仕上圧延を行い、冷却後５００℃で１時間保持することで、熱延の巻取熱処理を再現した。得られた熱延板を研削によりスケールを除去し、６０％の冷間圧延した。その後連続焼鈍シミュレータを用い、焼鈍を行った。

加工性は、サイドベンド試験法と引張試験にて評価し、破断伸びひずみε（％）×ＴＳ（MPa）の積が４００００％・MPa以上を良好とし、さらに好ましい場合として、伸び（％）×ＴＳ(MPa)の積が１６０００％・MPa以上であるかどうかも評価した。

サイドベンド試験法は、せん断端面に面内曲げを加え、貫通割れが発生した時の伸びひずみの値を測定する試験法である。引張試験はＪＩＳ５号片を使用した。金属組織は、光学顕微鏡で観察した。フェライトはナイタールエッチング、マルテンサイトはレペラーエッチングにより観察した。硬度測定は、ＨＹＳＩＴＲＯＮ社のＴＲＩＢＯＩＮＤＥＮＴＥＲ（通称ナノインデンター）で行った。測定間隔は３μｍであり、測定点は３００点で行った。成形性の評価の一つとしてε×ＴＳは前述のように40000%MPa以上を合格としている。

表２に示す結果から認められるように、本発明による鋼板は加工性に優れる高強度鋼板を製造できる。
一方、表１の成分範囲が本発明の範囲から外れる比較例は、加工性を示す伸びＥｌ×ＴＳの値が16000％MPa未満、もしくは破断伸びひずみε×ＴＳの値が40000%MPa未満である。

また，（Ａ）式を満足しない比較例（ＡＭ，ＡＮ）は，ε×ＴＳの値が40000％MPa未満となっている。
また、（Ｂ）式を満足しない比較例（ＡＯ，ＡＰ）は，ε×ＴＳの値が40000％MPa未満となっている。
また、（Ｃ）式を満足しない比較例（ＡＱ、ＡＲ）は、Ｅｌ×ＴＳの値が16000％MPa未満もしくはε×ＴＳの値が40000％MPa未満となっている。
また、（Ｄ）式を満足しない比較例（ＡＳ，ＡＴ）は、Ｅｌ×ＴＳの値が16000％MPa未満もしくはε×ＴＳの値が40000％MPa未満となっている。

Claims (5)

1. 質量％で、
   Ｃ ：0.07〜0.20％、
   Ｓｉ：0.005〜1.5％、
   Ｍｎ：1.0〜3.1％、
   Ｐ ：0.001〜0.06％、
   Ｓ ：0.001〜0.01％、
   Ｎ ：0.0005〜0.01％、
   Ａｌ：0.005〜1.2％
   を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなり、さらに、C、Mnの質量％と、鋼板の強度設計値（ＴＳ）とが、下記 (Ａ) 式を満足し、さらに、ナノインデンターにて１００点以上の箇所で硬度測定を行い、硬度分布が、数１に示す下記（Ｂ）式を満足し、金属組織が面積％で３４〜６９％のフェライトと、体積％で１２〜５１％のマルテンサイト、体積％で５％以下の残留オーステナイト、及び残部が面積％で１０〜４０％のベイナイトを含有し、サイドベンド試験で求めたεと引張強度実測値ＴＳの積であるε×ＴＳ≧４００００％ＭＰａを満足することを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板。
   0.0004×[鋼板の強度設計値]-0.11-0.12[Ｍｎ]＜[Ｃ]＜0.0005×[鋼板の強度設計値]-0.07*0.12×[Ｍｎ] ・・・(Ａ)
   ここに、[鋼板の強度設計値] の単位はMＰa、[Ｍｎ]はＭｎの質量％、[Ｃ]はＣの質量％
   

   
2. さらに、
   Ｂ ：0.0005〜0.002％、
   Ｍｏ：0.01〜0.5％、
   Ｃｒ：0.01〜0.5％、
   Ｖ ：0.01〜0.1％、
   Ｔｉ：0.01〜0.1％、
   Ｎｂ：0.005〜0.1％、
   Ｃａ：0.0005〜0.005％、
   ＲＥＭ：0.0005〜0.005％
   のうち１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の加工性に優れた高強度鋼板。
3. 請求項１または２に記載の成分のスラブを、熱間圧延を施した後に捲取り、次いで通常の酸洗の後、冷間圧延を実施し、その後連続焼鈍工程で焼鈍を施し、次いで調質圧延を施す工程からなり、焼鈍工程での最初の加熱帯にて下記（Ｃ）を満足する温度Ｔ１を３０秒以上とし、焼鈍工程での均熱後の冷却帯において鋼板温度が８００〜４００℃の範囲の冷却速度Ｖ１と４００℃未満の冷却速度Ｖ２が下記（Ｄ）を満足するようにし、
   C、Mnの質量％と、鋼板の強度設計値（ＴＳ）とが、前記 (Ａ) 式を満足し、さらに、ナノインデンターにて１００点以上の箇所で硬度測定を行い、硬度分布が、数１に示す前記（Ｂ）式を満足し、金属組織が面積％で３４〜６９％のフェライトと、体積％で１２〜５１％のマルテンサイト、体積％で５％以下の残留オーステナイト、及び残部が面積％で１０〜４０％のベイナイトを含有し、サイドベンド試験で求めたεと引張強度実測値ＴＳの積であるε×ＴＳ≧４００００％ＭＰａを満足する鋼板を得ることを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
   0.9≦T1/(750+10[Ｍｎ]+10[Ｓｉ]+100[Ｔｉ]+500[Ｎｂ]+40[Ｍｏ])≦1.1・・・（Ｃ）
   ここに、T1は温度℃、[Ｍｎ]はＭｎ質量％、[Ｓｉ]はＳｉ質量％、
   [Ｔｉ]はＴｉ質量％、[Ｎｂ]はＮｂ質量％、[Ｍｏ]はＭｏ質量％である。
   ０．５＜Ｖ１/（３×Ｖ２）＜３．５ ・・・（Ｄ）
   ここに、Ｖ１は前段冷却速度ｍ/ｓ、Ｖ２は後段冷却速度ｍ/ｓである。
4. 請求項１または２に記載の高強度鋼板が冷延鋼板であることを特徴とする、加工性に優れた高強度鋼板。
5. 鋼板に溶融亜鉛メッキの表面処理が施されたことを特徴とする請求項１または２に記載の成形加工性に優れた高強度鋼板。

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