JPH0570886A

JPH0570886A - 局部延性の優れた高張力薄鋼板とその製造法

Info

Publication number: JPH0570886A
Application number: JP3265337A
Authority: JP
Inventors: Naomitsu Mizui; 直光水井
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1991-09-17
Filing date: 1991-09-17
Publication date: 1993-03-23
Anticipated expiration: 2017-08-26
Also published as: JP3317303B2

Abstract

(57)【要約】【目的】局部延性を始めとした加工性に優れ、またＣ
含有量の大きな変化なしに強度レベル調整が行える外観
良好な高張力鋼板を安定提供する。【構成】薄鋼板を、Ｃ：0.05〜 0.3％，Si： 2.0％以
下，Mn： 0.5〜 4.0％，Ｐ： 0.1％以下，Ｓ： 0.1％以
下，Ni：０〜 5.0％，Al： 0.1％を超え 2.0％以下，
Ｎ：0.01％以下で、かつ「 Si(%)＋Al(%) ≧ 0.5」，
「 Mn(%)＋1/3 Ni(%)≧ 1.0」を満足する成分組成であ
って、しかも体積率にて５％以上の残留オ−ステナイト
を含んだ組織を有して成る構成とする。また、上記組成
の鋼片を熱間圧延後３００〜７２０℃で巻取り、次いで
脱スケ−ル処理後に圧下率：３０〜８０％で冷間圧延
し、その後の連続焼鈍工程においてＡc₁変態点以上Ａc₃
変態点以下の温度域に加熱し、かつ冷却の途中で５５０
〜３５０℃の温度域に３０秒以上保持するか４００℃/m
in以下の冷却速度で徐冷することにより前記鋼板を得
る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】この発明は、プレス加工や伸びフランジ加
工等により様々な形状に成形される構造部材として好適
な、局部延性の優れた高張力薄鋼板並びにその製造方法
に関する。

【０００２】

【従来技術とその課題】近年、各種機械・装置類には高
性能化と同時に軽量化が強く推進されており、これを受
けて適用される鋼板の高強度化技術が数多く開発されて
きたが、一般に鋼板の高強度化は延性の劣化を伴うた
め、良好な加工性と高強度を兼ね備えた鋼板の製造は非
常に困難であるとされていた。

【０００３】ところが、最近、「SiとMnを複合添加した
低炭素鋼板を２相域焼鈍の後３５０〜５５０℃まで急冷
し、その温度域で短時間保持するか階段状の冷却を行う
かしてオ−ステナイトを一部べイナイトに変態させ最終
的に〔フェライト＋ベイナイト＋残留オ−ステナイト〕
から成る組織としたものは、加工時の変形中に残留オ−
ステナイトが歪誘起変態を起こして大きな伸びを示す」
との現象が見出されて以来、この現象を利用して高延性
高張力鋼板を製造しようとの試みもなされるようになっ
た。

【０００４】例えば、特開昭６１−１５７６２５号公報
には、 0.4〜1.8％のSi（以降、成分割合を表わす％は
重量％とする）と0.2〜 2.5％のMnの他、必要により適
量のＰ，Ni，Cu，Cr，Ti，Nb，Ｖ，及びMoの１種又は２
種以上を含む鋼板を〔フェライト＋オ−ステナイト〕２
相域に加熱した後、冷却途中の５００〜３５０℃の温度
域で３０秒〜３０分間保持することで前記混合組織を実
現し、高延性を示す高張力鋼板とする方法が開示されて
いる。

【０００５】また、特公昭６２−３５４６１号公報に
は、高延性を示す高張力鋼板の製造法として、 0.7〜
2.0％のSiと 0.5〜 2.0％のMnを含有する鋼板を焼鈍過
程で〔フェライト＋オ−ステナイト〕２相域に加熱した
後、冷却過程の６５０〜４５０℃間にて合計１０〜５０
秒の定温保持を行い、マルテンサイト或いはベイナイト
中に体積率で１０％以上のフェライトと残留オ−ステナ
イトを含む混合組織鋼板とする方法が開示されている。

【０００６】しかし、実際には、上記のような混合組織
を有する鋼板は一般に引張試験において良好な延性を示
したとしてもプレス加工時等の成形性については必ずし
も良好でなく、加工用鋼板として十分に満足できるもの
ではなかった。例えば、前記混合組織鋼板を加工する
と、変形後期では大部分の残留オ−ステナイトが歪誘起
変態して高炭素マルテンサイトに変化してしまっている
ので局部延性が極めて悪い状態となる。この現象は“穴
拡げ”のような伸びフランジ加工の場合に顕著に現れ、
そのため該混合組織鋼板の穴拡げ性は従来の低炭素鋼板
のそれよりも劣った結果となる。これは、打ち抜きによ
り穴開け加工を行った際、歪誘起変態で生成した高炭素
マルテンサイトが非常に硬質なためにクラックが生じ、
このクラックがその後の穴拡げ時に拡大・伝播するため
であると考えられている。

【０００７】また、既知の前記混合組織鋼板の製造技術
では強度レベルを変化させるためには鋼中Ｃ濃度を変化
させる必要があるが、鋼中Ｃ濃度を低下させると最終製
品中の残留オ−ステナイトの体積率が低下することとな
り、そのため、強度の比較的低い領域で残留オ−ステナ
イトを多量に含有して高延性を示す冷延鋼板を製造する
ことは困難であった。

【０００８】更に、鋼板へのSi添加量が多量になると、
熱延工程のスラブ加熱時にSiＯ₂とFeＯが共晶反応を起
こして低融点のスケ−ルが不均一に生じ、酸洗後の熱延
板の表面に凹凸が生じる。この凹凸は冷延により若干軽
減されるが、それでも最終製品にまで残って外観劣化の
原因となった。

【０００９】このようなことから、本発明が目的とした
のは、局部延性を始めとした加工性に優れ、またＣ含有
量の大きな変化なしに強度レベル調整が行える外観良好
な高張力鋼板を安定して提供し得る手段を確立すること
であった。

【００１０】

【課題を解決するための手段】そこで、本発明者は上記
目的を達成すべく鋭意研究を重ねたところ、次のような
新しい知見を得ることができた。 (A) 0.15％Ｃ− 1.5％Mnの組成を標準組成とした連続
焼鈍鋼板のオ−ステナイト残留量に及ぼすSi及びAlの影
響を調査した結果が、 a) 添加量が同等であれば、Si及びAlの何れを添加した
鋼板においてもほゞ同体積率の残留オ−ステナイトが得
られる， b) Alを添加した鋼板の方が全伸びはSi添加鋼板よりも
若干小さいものの、全伸びから均一伸びを差し引いた局
部伸びは逆に大きく、穴拡げ性に関しては良好な性能を
有する，ことを示すこと。これは、Alを添加した鋼板では残留オ
−ステナイトが安定なため高歪域に達するまで歪誘起変
態を起こしにくく、大きな変形域に至ってから変態する
ためであると考えられる。このような差が生じる原因は
不明であるが、残留オ−ステナイトの分布形態が変化す
るためと推定される。

【００１１】(B) また、鋼板中Ｃ濃度並びに〔Si＋A
l〕の含有量を変えなくても、 Si(%)とAl(%) のバラン
スを変化させることにより同じ残留オ−ステナイト体積
率のままで鋼板の引張強度を任意に変化させることが可
能であること。 (C) 更に、残留オ−ステナイトを確保するための成分
としてAlの積極添加を行いSi量を低減すると熱延鋼板段
階で平滑な表面状態が確保され、最終製品での外観劣化
を招くことも無くなること。

【００１２】(D) 上記Al，Si添加鋼から冷延焼鈍板を
製造する場合、熱延巻取り温度や焼鈍条件に工夫を凝ら
すことによって延性に好都合な残留オ−ステナイト量の
確保が一段と容易になり、局部延性を始めとする加工性
に優れた高強度鋼板の製造性が非常に安定化すること。

【００１３】本発明は、上記知見事項等を基にして完成
されたものであり、「薄鋼板を、Ｃ，Si，Mn，Ｐ，Ｓ，
Al及びＮの含有量がＣ：0.05〜 0.3％， Si： 2.0％
以下， Mn： 0.5〜 4.0％，Ｐ： 0.1％以下，
Ｓ： 0.1％以下， Ni：０〜 5.0％，Al： 0.1％を超
え 2.0％以下，Ｎ：0.01％以下で、かつ Si(%)＋Al(%) ≧ 0.5， Mn(%)＋1/3 Ni(%) ≧ 1.0 を満足すると共に残部がFe及び不可避的不純物から成る
成分組成であって、しかも体積率にて５％以上の残留オ
−ステナイトを含んだ組織を有して成る構成とすること
により、高強度と優れた局部延性を兼備せしめた点」を特徴としており、更には、「Ｃ，Si，Mn，Ｐ，Ｓ，Al及びＮの含有量がＣ：0.05〜
0.3％， Si： 2.0％以下， Mn： 0.5〜 4.0％，
Ｐ： 0.1％以下，Ｓ： 0.1％以下， Ni：０〜
5.0％，Al： 0.1％を超え 2.0％以下，Ｎ：0.01％
以下で、かつ Si(%)＋Al(%) ≧ 0.5， Mn(%)＋1/3 Ni(%) ≧ 1.0 を満足すると共に残部がFe及び不可避的不純物から成る
成分組成の鋼片を熱間圧延後３００〜７２０℃で巻取
り、次いで脱スケ−ル処理後に圧下率：３０〜８０％で
冷間圧延してから、その後の連続焼鈍工程においてＡc₁
変態点以上Ａc₃変態点以下の温度域に加熱し、かつ冷却
の途中で５５０〜３５０℃の温度域に３０秒以上保持す
るか該温度域を４００℃/min以下の冷却速度で徐冷する
ことにより、体積率にて５％以上の残留オ−ステナイト
を含んでいて高強度と優れた局部延性を兼備した高張力
薄鋼板を安定製造できるようにした点」をも大きな特徴とするものである。

【００１４】以下、本発明において、鋼板（鋼片）の成
分組成並びに鋼板の製造条件を前記の如くに限定した理
由をその作用と共に説明する。

【作用】

A) 成分組成ＣＣは最も強力なオ−ステナイト安定化元素であり、室温
においてオ−ステナイトを安定化するためにはオ−ステ
ナイト中に１％以上のＣが含有されることが必要である
が、焼鈍のヒ−トサイクルを選ぶことにより0.05％以上
の含有量で十分なオ−ステナイト安定化効果を確保する
ことができる。そして、より多量のＣを添加することに
より一層強度の高い高張力冷延鋼板を製造できるが 0.3
％を超える含有量になると鋼板が硬くなり過ぎ、通常の
製板工程では薄鋼板に加工することができなくなる。従
って、Ｃ含有量は0.05〜 0.3％と限定したが、好ましく
は0.1 〜 0.2％に調整するのが良い。更に、溶接性を考
慮すれば 0.1〜0.15％が最も好ましい。

【００１５】Si Siはフェライト安定化元素で、２相域焼鈍時のフェライ
トの体積率を増加させて平衡するオ−ステナイト相のＣ
濃度を高める作用を有している。また、これと共にSiは
フェライトを強化する作用をも有している。しかしなが
ら、 2.0％を超えてSiを含有させるとSi添加鋼板特有の
高Siスケ−ルによる表面品質の劣化が著しく生じるの
で、Si含有量は 2.0％以下と定めた。なお、Siの含有量
は同じフェライト安定化元素であるAlとの関係で制御し
なければならず、上記作用に所望の効果を得るためには
[Si(%)＋Al(%)]の値が 0.5以上となるように調整する必
要がある。

【００１６】Mn Mnはオ−ステナイト安定化元素であり、この観点からす
るとMn含有量は同様の作用を有するNi（必要により添加
される）の含有量との合計で規制され、[Mn(%)＋1/3 Ni
(%)]の値が 1.0以上になるように調整する必要がある。
即ち、[Mn(%)＋1/3 Ni(%)]の値が 1.0未満ではオ−ステ
ナイトが安定化されない。ただ、[Mn(%)＋1/3 Ni(%)]の
値が 4.0を超えると鋼板が硬くなりすぎて延性面で十分
な性能が得られない恐れがあるため、前記の値は 4.0を
上限とするのが良い。一方、Mnは鋼中のＳをMnＳとして
固定し熱間脆性を防止する作用をも有しているので、該
作用に所望の効果を確保するためには少なくとも 0.5％
の含有量を確保する必要がある。

【００１７】ＰＰは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であ
って、出来るだけ低い方が好ましい。特に、 0.1％を超
えて含有されると鋼板の延性劣化が顕著化することか
ら、Ｐ含有量は 0.1％以下と定めた。

【００１８】ＳＳも不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であ
って、やはり低い方が好ましい。特に、 0.1％を超えて
含有されるとMnＳの析出量が目立つようになり鋼板の延
性を阻害するのみならず、オ−ステナイト安定化元素と
して添加されるMnを前記析出物として消費することか
ら、Ｓ含有量は 0.1％以下と定めた。

【００１９】Al 前述した如く、AlはSiと同様にフェライト安定化元素で
あって、２相域焼鈍時のフェライトの体積率を増加させ
ることにより平衡するオ−ステナイト相のＣ濃度を高め
る作用を有している。しかし、Siと比べてオ−ステナイ
トを安定化する作用が強く、 0.1％を超える含有量が確
保されると鋼板の局部延性を向上させる効果が得られ
る。一方、Al含有量が 2.0％を超えると鋼板中に介在物
が多くなって延性低下を招く。従って、Al含有量は「0.1
％を超え 2.0％以下」と定めたが、フェライト安定化元
素としての所望効果を確保するためにはSiと共に[Si(%)
＋Al(%)]の値が 0.5以上となるように調整する必要があ
る。なお、図１は本発明鋼板に係わるSi及びAlの含有量
範囲を図示したグラフである。

【００２０】ＮＮも不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であ
り、その含有量は低い方が好ましい。特に、Ｎ含有量が
0.01％を超えるとAlＮとして消費されるAlの量が多くAl
添加の効果が小さくなると共に、AlＮによる延性の劣化
が目立つようになることから、Ｎ含有量の上限を0.01％
と定めた。

【００２１】Ni NiはMnと同様にオ−ステナイトを安定化する作用を有し
た元素であるので、必要に応じて含有せしめても良い。
しかし、オ−ステナイトを安定化する効果はMnの 1/3程
度と比較的小さい上、NiはMnに比べて高価であり、従っ
て基本的にはオ−ステナイトの安定化はMn添加によって
行うのが良い。ただ、連続溶融亜鉛めっきラインにてめ
っき鋼板を製造する場合、鋼板表面にMn酸化物が生成し
てめっき濡れ性が劣化する傾向があるが、Niにはこれを
防止する作用があり、そのため上記めっきを意図する時
はオ−ステナイト安定化元素としてNiを添加するのが好
ましいと言える。なお、オ−ステナイト安定化元素とし
てのNiの含有量はMn含有量との関連で規制され、[Mn(%)
＋1/3 Ni(%)]の値が 1.0以上になるように調整する必要
がある。なぜなら、前記値が 1.0未満ではオ−ステナイ
トが安定化されないからである。また、Ni含有量が 0.5
％を超えると製品コストが高くなり過ぎることから、Ni
含有量の上限を 0.5％と定めた。なお、図２は本発明鋼
板に係わるMn及びNiの含有量範囲を図示したグラフであ
る。

【００２２】B) 残留オ−ステナイトの体積率最終製品としての本発明鋼板の延性は製品中に含まれる
残留オ−ステナイトの体積率に左右され、該体積率が５
％未満ではオ−ステナイトの歪誘起変態による延性の向
上は期待できない。なお、鋼板の延性は残留オ−ステナ
イトの増加に伴い向上するため、残留オ−ステナイトの
体積率は好ましくは１０％以上とするのが良い。

【００２３】C) 製造条件熱延巻取り温度本発明組成の鋼の場合は、低温で巻取ると焼きが入って
硬くなるためその後の酸洗等によるスケ−ル除去や冷間
圧延が困難になる。逆に、高温で巻取るとセメンタイト
が粗大化し軟質になって酸洗，冷間圧延が容易になる反
面、焼鈍の均熱時にセメンタイトの再固溶に時間がかか
りすぎ、十分なオ−ステナイトが残留しなくなる。その
ため、熱延後の巻取りは上記不都合が回避できる３００
〜７２０℃で実施することと定めた。ただ、熱延鋼板は
出来るだけ酸洗，冷間圧延が容易であることが望まれる
ため、巻取り温度は５５０〜６５０℃で実施するのが好
ましいと言える。

【００２４】冷間圧延圧下率冷間圧延の圧下率が３０％未満では、その後の焼鈍工程
において完全に再結晶が生じず延性が劣化する。一方、
８０％を超える圧下率では圧延機に負荷がかかりすぎる
ため、冷間圧延時の圧下率を３０〜８０％と定めた。

【００２５】連続焼鈍条件冷延鋼板の連続焼鈍では、まず〔フェライト＋オ−ステ
ナイト〕の２相組織とするためにＡc₁変態点以上Ａc₃変
態点以下の温度域に加熱が行われる。ただ、加熱温度が
低すぎるとセメンタイトが再固溶するのに時間がかかり
過ぎ、高すぎるとオ−ステナイトの体積率が大きくなり
過ぎてオ−ステナイト中のＣ濃度が低下することから、
８００〜８５０℃で均熱することが望ましい。そして、
均熱後は、徐冷してフェライトを成長させオ−ステナイ
ト中のＣ濃度を高めるために、７００℃までの冷却速度
を１０℃/s以下とするのが望ましい。また、過時効処理
帯に入るまでの７００℃を切る温度域では、オ−ステナ
イトのパ−ライト変態を抑制するために冷却速度は逆に
５０℃/s以上とするのが望ましい。

【００２６】過時効処理帯では、５５０〜３５０℃の間
において３０秒以上（好ましくは２分以上）の保持を行
うか、又は５５０〜３５０℃間を４００℃/min以下の冷
却速度で徐冷し、オ−ステナイトをベイナイト変態させ
ながらオ−ステナイトへのＣの濃縮を促進する必要があ
る。ここで、Ｃの濃縮促進を行う温度が５５０℃を上回
るとベイナイト変態が生じず、一方、３５０℃を下回る
と下部ベイナイとになってオ−ステナイトへのＣの濃縮
が十分に起こらなくなる。なお、過時効処理帯後の冷却
速度は特に限定する必要はない。更に、３０秒以上に相
当する長さの定温保持帯のある連続溶融亜鉛めっきライ
ンでも同様の焼鈍が行えることは言うまでもない。ま
た、合金化処理は処理温度が６００℃以下であれば影響
がない。

【００２７】続いて、本発明の効果を実施例によって更
に具体的に説明する。

【実施例】まず、実験用真空炉にて表１に示す各成分組
成の鋼を溶製し、これらを熱間鍛造により２５mm厚の実
験用スラブとした。次に、該スラブを電気炉で１２５０
℃に１時間均熱した後、１１５０〜９３０℃の温度範囲
で実験用熱間圧延機により３パス圧延し、５mm厚の熱延
板を得た。そして、巻取りシュミレ−ションとして、鋼
板は熱延後直ちに強制空冷或いは水スプレ−冷却にて５
００℃の温度まで冷却し、続いて該温度に保持した電気
炉の中に挿入して１時間保持した後、２０℃/hr の冷却
速度で炉冷した。

【００２８】次いで、得られた熱延板を表面研削により
脱スケ−ルして 3.2mm厚の冷延母材とし、これを 1.4mm
厚まで冷間圧延した。得られた冷延板は、連続焼鈍シュ
ミレ−ションとして、赤外線加熱炉にて１０℃/sで８２
０℃まで加熱し、その温度に４０秒間保持してから７０
０℃まで３℃/sの冷却速度で徐冷し、その後は５０℃/s
の冷却速度で４００℃まで冷却し、その温度で３分保持
した。

【００２９】次に、焼鈍後の鋼板からＪＩＳ５号引張試
験片を採取して引張試験に供すると共に、穴拡げ試験を
も実施した。穴拡げ試験は、焼鈍板を７０mm角に切断
後、クリアランス0.1mm で直径１０mmの穴を打ち抜いた
試験片について、内径36.5mmφのダイスを用いてしわ押
さえ力３トンで押さえた状態で３３mmφのポンチを押し
込み、亀裂発生限界の穴直径を測定した。また、各焼鈍
板につき、Ｘ線反射強度測定により残留オ−ステナイト
量の測定も行った。これらの結果を表２に示す。

【００３０】

【表１】

【００３１】

【表２】

【００３２】なお、表２中の「均一伸び」は伸びが１０
％と２０％の時の荷重の比から求めたｎ値を伸びに換算
した値で、「局部伸び」は全伸びから「均一伸び」を差
し引いた値である。また、鋼中のSiとAlの合計添加量を
一定にし、Alを0.07〜1.54％と変化させた試験番号１〜
４に関する調査結果の一部を図３に示した。

【００３３】表２及び図３に示される結果からは次のこ
とが分かる。即ち、本発明の規定値を下回る量のAlしか
添加されていない試験番号１に係わる鋼板は他の３種類
の鋼板に比べて限界穴拡げ率が小さく、Alの添加量が多
くなると全伸びは変化せずに限界穴拡げ率が向上してい
る。これは、図中の「△」で示した局部伸びの向上に起
因するものと考えられる。

【００３４】また、表２に示される結果から、試験番号
５に係わる鋼板は本発明の規定範囲を超えた量のAlが添
加されており、ほぼ同じ強度レベルの試験番号４に係わ
る鋼板と比べると全伸び，穴拡げ率が共に低い結果とな
っていることが分かる。そして、試験番号６の結果は、
Mnの変わりにNiを添加しても大きな限界穴拡げ率が得ら
れることを示している。試験番号７の結果は、SiもAlも
少ない場合には十分な延性が得られないことを示してい
る。試験番号８の結果は、鋼中のＣ含有量が本発明の規
定範囲を下回るために十分な強度が確保されず、また延
性も通常の極低炭素材のレベルと大差ないことを示して
いる。試験番号11の結果は、鋼中のＣ含有量が本発明の
規定範囲を超えているために十分な延性が得られないこ
とを示している。

【００３５】

【効果の総括】以上に説明した如く、この発明による
と、局部延性に優れ、良好な穴拡げ性等の加工性を示す
高張力薄鋼板が安定して得られるなど、産業上極めて有
用な効果がもたらされる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明鋼板に係わるSi及びAlの含有量範囲を図
示したグラフである。

【図２】本発明鋼板に係わるMn及びNiの含有量範囲を図
示したグラフである。

【図３】実施例の結果を基に作成したところの、〔Si＋
Al〕の含有量が約 1.6％の鋼板に対する降伏強度，引張
強さ，伸び及び限界穴拡げ率に及ぼすAl含有量の影響を
表したグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁵ 識別記号庁内整理番号ＦＩ技術表示箇所Ｃ２２Ｃ 38/08

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｃ，Si，Mn，Ｐ，Ｓ，Al及びＮの含有量
が重量割合にてＣ：0.05〜 0.3％， Si： 2.0％以
下， Mn： 0.5〜 4.0％，Ｐ： 0.1％以下，
Ｓ： 0.1％以下， Al： 0.1％を超え 2.0％以下，
Ｎ：0.01％以下で、かつ Si(%)＋Al(%) ≧ 0.5 を満足すると共に残部がFe及び不可避的不純物から成る
成分組成であって、しかも体積率にて５％以上の残留オ
−ステナイトを含んだ組織を有して成ることを特徴とす
る、局部延性の優れた高張力薄鋼板。
【請求項２】Ｃ，Si，Mn，Ｐ，Ｓ，Ni，Al及びＮの含
有量が重量割合にてＣ：0.05〜 0.3％， Si： 2.0％
以下， Mn： 0.5〜 4.0％，Ｐ： 0.1％以下，
Ｓ： 0.1％以下， Ni： 5.0％以下，Al： 0.1％を超
え 2.0％以下，Ｎ：0.01％以下で、かつ Si(%)＋Al(%) ≧ 0.5， Mn(%)＋1/3 Ni(%) ≧ 1.0 を満足すると共に残部がFe及び不可避的不純物から成る
成分組成であって、しかも体積率にて５％以上の残留オ
−ステナイトを含んだ組織を有して成ることを特徴とす
る、局部延性の優れた高張力薄鋼板。
【請求項３】Ｃ，Si，Mn，Ｐ，Ｓ，Al及びＮの含有量
が重量割合にてＣ：0.05〜 0.3％， Si： 2.0％以
下， Mn： 0.5〜 4.0％，Ｐ： 0.1％以下，
Ｓ： 0.1％以下， Al： 0.1％を超え 2.0％以下，
Ｎ：0.01％以下で、かつ Si(%)＋Al(%) ≧ 0.5 を満足すると共に残部がFe及び不可避的不純物から成る
成分組成の鋼片を熱間圧延後３００〜７２０℃で巻取
り、次いで脱スケ−ル処理後に圧下率：３０〜８０％で
冷間圧延してから、その後の連続焼鈍工程においてＡc₁
変態点以上Ａc₃変態点以下の温度域に加熱し、かつ冷却
の途中で５５０〜３５０℃の温度域に３０秒以上保持す
るか該温度域を４００℃/min以下の冷却速度で徐冷する
ことを特徴とする、体積率にて５％以上の残留オ−ステ
ナイトを含む局部延性の優れた高張力薄鋼板の製造方
法。
【請求項４】Ｃ，Si，Mn，Ｐ，Ｓ，Ni，Al及びＮの含
有量が重量割合にてＣ：0.05〜 0.3％， Si： 2.0％
以下， Mn： 0.5〜 4.0％，Ｐ： 0.1％以下，
Ｓ： 0.1％以下， Ni： 5.0％以下，Al： 0.1％を超
え 2.0％以下，Ｎ：0.01％以下で、かつ Si(%)＋Al(%) ≧ 0.5， Mn(%)＋1/3 Ni(%) ≧ 1.0 を満足すると共に残部がFe及び不可避的不純物から成る
成分組成の鋼片を熱間圧延後３００〜７２０℃で巻取
り、次いで脱スケ−ル処理後に圧下率：３０〜８０％で
冷間圧延してから、その後の連続焼鈍工程においてＡc₁
変態点以上Ａc₃変態点以下の温度域に加熱し、かつ冷却
の途中で５５０〜３５０℃の温度域に３０秒以上保持す
るか該温度域を４００℃/min以下の冷却速度で徐冷する
ことを特徴とする、体積率にて５％以上の残留オ−ステ
ナイトを含む局部延性の優れた高張力薄鋼板の製造方
法。