WO2011122237A1

WO2011122237A1 - 延性に優れた高張力鋼板およびその製造方法

Info

Publication number: WO2011122237A1
Application number: PCT/JP2011/055007
Authority: WO
Inventors: 崇小林; 船川　義正; 妻鹿　哲也
Original assignee: Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date: 2010-03-30
Filing date: 2011-02-25
Publication date: 2011-10-06
Also published as: JP5003785B2; EP2554699B1; CN102822371A; EP2554699A1; EP2554699A4; CN102822371B; KR101287331B1; JP2011208226A; KR20120113789A

Abstract

プレス成形時の突発的な破断を回避でき、700～900MPaのTSを有する延性に優れた高張力鋼板およびその製造方法を提供する。質量%で、C:0.5～1.5%、Si:0.1%以下、Mn:10～25%、P:0.1%以下、S:0.05%以下、Al:0.1%以下、Ni:3.0～8.0%、Mo:0.1%以下、N:0.01%以下を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、平均粒径が5～30μmの再結晶オーステナイト粒あるいはさらに面積率で1%以下のその他の組織からなるミクロ組織を有することを特徴とする延性に優れた高張力鋼板。

Description

延性に優れた高張力鋼板およびその製造方法

　本発明は、自動車に代表される輸送機械などの産業分野で使用される高張力鋼板、特に引張強度（ＴＳ）が７００~９００ＭＰａの延性に優れた高張力鋼板およびその製造方法に関する。

　近年、地球温暖化抑制の観点から、二酸化炭素の排出量低減が喫緊の課題となり、自動車の燃費向上が従来に増して強く求められている。このため、車体材料である鋼板の高張力化により構成部品の薄肉化を図り、車体を軽量化する対策が活発に検討されている。しかし、鋼板の高張力化は不可避的にプレス成形性の低下を招くことから、高張力と良好なプレス成形性を併せ持つ鋼板の開発が推進され、これまでにフェライトとマルテンサイトからなる二相組織鋼板や変態誘起塑性を有する残留オーステナイト鋼板などの種々の複合組織鋼板が自動車部品に適用されて、一定の効果をあげてきた。

　最近では、近い将来に二酸化炭素の排出規制が一段と厳格化されることが決定され、車体の軽量化目標は非常に高度化している。そのため、従来はＴＳが５４０ＭＰａ以下の鋼板が使用されていた成形難度の高い部品に対しても薄肉化が必要となり、従来の鋼板と同等のプレス成形性を有するＴＳが７００~９００ＭＰａの高張力鋼板が強く希求されている。

　こうした状況から、これまで板金素材への適用が少なかった高Ｍｎオーステナイト鋼の高張力鋼板への適用が検討されている。高Ｍｎオーステナイト鋼は、室温下でもオーステナイトを主相とし、従来は非磁性鋼あるいは低温用鋼として利用されてきたが、オーステナイトの双晶誘起塑性によって著しい加工硬化と極めて高い延性を発現することから、この効果を活用した新しいタイプの高延性高張力鋼板が提案されている。

　例えば、特許文献１には、重量％で、Ｃ：１．０％以下、Ｓｉ：０．０１~２．５０％、Ｍｎ：１０~３０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１~０．１０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼組成を有する鋼片を、１１００℃以上に加熱後、粗圧延および仕上圧延の総圧下率９０％以上で、かつ仕上温度８００℃以上、最終板厚が１．１~５．０ｍｍとなるように連続熱間仕上圧延を終了し、次いで１０~１００℃／ｓの冷却速度にて６５０℃以下まで冷却後、巻取る加工性に優れた自動車部品用高強度熱延鋼板の製造方法が開示されている。

　また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：１．００％以下、Ｍｎ：７．００~３０．００％、Ａｌ：１．００~１０．００％、Ｓｉ：２．５０％超え８．００％以下、Ａｌ＋Ｓｉ：３．５０％超え１２．００％以下、Ｂ：０．００％超え０．０１％未満、および任意成分として、Ｎｉ：８．００％未満、Ｃｕ：３．００％未満、Ｎ：０．６０％未満、Ｎｂ：０．３０％未満、Ｔｉ：０．３０％未満、Ｖ：０．３０％未満、Ｐ：０．０１％未満を有する冷間成形性に優れた高強度軽量鋼帯または鋼板が開示されている。

　さらに、特許文献３には、重量％で、Ｃ：０．５~０．７％、Ｍｎ：１７~２４％、Ｓｉ：３％以下、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｐ：０．０８％以下、Ｎ：０．１％以下、そして任意の選択として、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ：０．４０％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｕ：５％以下、Ｔｉ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．５０％以下、Ｖ：０．５０％以下といった元素のうちの一つまたは複数を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、再結晶率が７５％を超え、炭化物の面積率が１．５％未満で、平均オーステナイト粒径が１８μｍ未満であるＴＳが９００ＭＰａ超え、ＴＳ×Ｅｌ（Ｅｌ：破断伸び）が４５０００ＭＰａ・％超えのＦｅ−Ｃ−Ｍｎ系オーステナイト熱延鋼板やＴＳが９５０ＭＰａ超え、ＴＳ×Ｅｌが４５０００ＭＰａ・％超えのＦｅ−Ｃ−Ｍｎ系オーステナイト冷延鋼板が開示されている。

　さらにまた、特許文献４には、Ｃ：０．１５~０．７０ｗｔ％、Ｓｉ：０．１０~３．００ｗｔ％、Ｍｎ：１２~３０ｗｔ％、Ｔｉ：０．０１~０．１０ｗｔ％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなると共に、ＣおよびＭｎの含有量に関し６０×Ｃｗｔ％＋Ｍｎｗｔ％≧３６ｗｔ％を満足し、かつ非金属介在物量に関し清浄度が０．０３％以下である鋼塊または鋼片を、１０５０~１２５０℃に加熱後、仕上温度を９００℃にして熱間圧延を行う局部変形能に優れた高Ｍｎ非磁性鋼の製造方法が開示されている。

特開平４−２５９３２５号公報特表２００４−５２１１９２号公報特表２００６−５２８２７８号公報特開平５−１７１２７３号公報

　しかしながら、特許文献１~４に記載された高Ｍｎオーステナイト鋼板では、高歪域において加工硬化挙動が不安定化する、いわゆる塑性不安定現象が発生しやすいため、プレス成形時にネッキングを起こさずに突発的に破断しやすいという問題がある。

　本発明は、プレス成形時の突発的な破断を回避でき、７００~９００ＭＰａのＴＳを有する延性に優れた高張力鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

　本発明者らは、上記の目的を達成するために鋭意検討を重ねた結果、以下のことを見出した。

　ｉ）プレス成形時の突発的な破断を回避するには、ＪＩＳ　Ｚ２２０１に規定された１３Ｂ号試験片を用いて測定した局部伸び（ｌ−Ｅｌ：ｌｏｃａｌ　ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ）を５％以上にする必要がある。

　ｉｉ）ｌ−Ｅｌを５％以上にするには、３質量％以上のＮｉ添加と平均粒径が５μｍ以上の再結晶オーステナイト粒からなるミクロ組織にすることが効果的である。

　本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、質量％で、Ｃ：０．５~１．５％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：１０~２５％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎｉ：３．０~８．０％、Ｍｏ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、平均粒径が５~３０μｍの再結晶オーステナイト粒あるいはさらに面積率で１％以下のその他の組織からなるミクロ組織を有することを特徴とする延性に優れた高張力鋼板を提供する。

　本発明の高張力鋼板は、例えば、上記の成分組成を有する鋼スラブを、１１００~１３００℃の加熱温度に再加熱後、８００℃以上の仕上温度で熱間圧延し、８００℃以下の温度域を２０℃／ｓ以上の冷却速度で少なくとも６００℃まで冷却し、６００℃以下の巻取温度で巻き取ることにより製造できる。

　巻き取り後、さらに、スケール除去し、７５０~１０５０℃の焼鈍温度で焼鈍し、焼鈍温度から少なくとも４５０℃までの温度域を１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却したり、また、スケール除去し、冷間圧延した後、７５０~１０５０℃の焼鈍温度で焼鈍し、焼鈍温度から少なくとも４５０℃までの温度域を１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することができる。

　すなわち、本発明の高張力鋼板は、熱間圧延まま（以後、熱延ままと呼ぶ）の鋼板、熱延ままの鋼板を焼鈍した鋼板、熱延ままの鋼板を冷間圧延後焼鈍した鋼板のいずれかの鋼板である。

　本発明により、プレス成形時の突発的な破断を回避でき、７００~９００ＭＰａのＴＳを有する延性に優れた高張力鋼板を製造できるようになった。本発明の高張力鋼板は、優れた強度−延性バランスを有しているので、成形難度の高い部品にも適用可能であり、自動車車体の軽量化に極めて好適である。

　本発明の延性に優れた高張力鋼板およびその製造方法について、以下に詳細に説明する。なお、成分の量を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。

　１）成分組成
　Ｃ：０．５~１．５％
　Ｃは、オーステナイト相の安定化に必須の元素であり、鋼の高張力化にも大きな役割を果たす。しかし、Ｃ量が０．５％未満では、オーステナイト相の安定化が不十分となり、優れた延性が得られない。一方、Ｃ量が１．５％を超えると、炭化物の析出によって延性が低下する。そのため、Ｃ量は０．５~１．５％、好ましくは０．５~１．０％とする。

　Ｓｉ：０．１％以下
　Ｓｉは、鋼の脱酸のために添加できる元素である。しかし、鋼中のＳｉ含有量として０．１％を超えるような添加は、脱酸効果の飽和や、介在物の増加による内部欠陥および表面欠陥の増加を招く。そのため、Ｓｉ量は０．１％以下とする。なお、脱酸効果を十分に得るためには、Ｓｉ量は０．０１~０．１％とするのが好ましい。

　Ｍｎ：１０~２５％
　Ｍｎは、Ｃと同様に、オーステナイト相の安定化に必須の元素である。しかし、Ｍｎ量が１０％未満では、オーステナイト相の安定化が不十分で、優れた延性が得られない。一方、Ｍｎ量が２５％を超えると、鋼の熱間加工性が低下して鋼板の製造性が損なわれる。そのため、Ｍｎ量は１０~２５％、好ましくは１５~２５％とする。さらに、双晶誘起塑性による延性向上効果を安定して実現させるためには、下記の（１）式を満足するようにＣ量とＭｎ量を制御することが好ましい。
　３２≦２０×［Ｃ］＋［Ｍｎ］≦３６・・・（１）
　ただし、［Ｃ］、［Ｍｎ］はそれぞれＣ、Ｍｎの含有量を表す。

　ＣおよびＭｎは、上記したように、オーステナイト相の安定化に影響する。発明者らは、オーステナイト相の安定化と材料特性、特にＴＳ×Ｅｌバランスとの関係を検討し、Ｃ量、Ｍｎ量が本願の範囲であり、かつ、Ｃ量とＭｎ量が（１）式を満足すると、特にＴＳ×Ｅｌバランスが良好となることを知見した。これは、２０×［Ｃ］＋［Ｍｎ］が（１）式を下回る、すなわち３２未満となると、オーステナイト相が不安定で、マルテンサイト変態しやすくなり、一方、２０×［Ｃ］＋［Ｍｎ］が（１）式を上回る、すなわち３６を超えると、積層欠陥エネルギーが高くなりすぎて、双晶誘起塑性が起こりづらくなるためと考えられる。

　Ｐ：０．１％以下
　Ｐ量が０．１％を超えると、鋼の靱性が低下する。そのため、Ｐ量は０．１％以下、好ましくは０．０５％以下とする。

　Ｓ：０．０５％以下
　Ｓ量が０．０５％を超えると、鋼の熱間加工性が低下する。そのため、Ｓ量は０．０５％以下、好ましくは０．０２％以下とする。より好ましくは０．０１％以下である。

　Ａｌ：０．１％以下
　Ａｌは、鋼の脱酸のために添加できる元素である。しかし、鋼中のＡｌ含有量として０．１％を超えるような添加は、脱酸効果の飽和や、介在物の増加による内部欠陥および表面欠陥の増加を招く。そのため、Ａｌ量は０．１％以下とする。なお、脱酸効果を十分に得るためには、Ａｌ量は０．０１~０．１％とするのが好ましい。

　Ｎｉ：３．０~８．０％
　Ｎｉは、本発明において最も重要な元素であり、鋼の積層欠陥エネルギーを増加させ、双晶誘起塑性の発現を安定化させて延性を高める作用を有する。特に、高歪域における塑性不安定化の抑制に効果的であり、高Ｍｎオーステナイト鋼板のｌ−Ｅｌの向上に有効である。こうした効果を十分に得るには、Ｎｉ量は３．０％以上とする必要がある。しかし、Ｎｉ量が８．０％を超えると、その効果が飽和するとともに、製造コストの増加を招く。そのため、Ｎｉ量は３．０~８．０％、好ましくは３．０~６．０％とする。

　Ｍｏ：０．１％以下
　Ｍｏは、鋼の再結晶を遅延させ、オーステナイト粒の微細化を通じて、鋼の高張力化に寄与する元素である。こうした効果を得るには、Ｍｏ量は０．０１％以上であることが好ましい。しかし、Ｍｏ量が０．１％を超えると、ＴＳが９００ＭＰａを超え、過度に高張力化し、延性が著しく低下する。そのため、Ｍｏ量は０．１％以下、好ましくは０．０５％以下とする。

　Ｎ：０．０１％以下
　Ｎ量が０．０１％を超えると、鋼の延性が低下する。そのため、Ｎ量は０．０１％以下、好ましくは０．００５％以下とする。

　残部はＦｅおよび不可避的不純物である。

　２）ミクロ組織
　本発明の高張力鋼板は、平均粒径が５~３０μｍの再結晶オーステナイト粒あるいはさらに面積率で１％以下のその他の組織からなるミクロ組織を有する。オーステナイト相の双晶誘起塑性を利用して高延性化を図るには、ミクロ組織はオーステナイト単相であることが必要である。また、高歪域まで安定して双晶誘起塑性を発現させるには、オーステナイト粒は内部の歪エネルギーを十分に開放した再結晶粒であることが必要である。さらに、オーステナイト粒の平均粒径が５μｍ未満だと、高歪域において変形双晶が生成しにくくなり、塑性不安定現象の発生を招く。そのため、本発明の高張力鋼板では、再結晶オーステナイト粒の平均粒径は５μｍ以上、好ましくは１０μｍ以上とする。一方、平均粒径が３０μｍを超えると、所望のＴＳが得にくくなる。このため、再結晶オーステナイト粒の平均粒径は３０μｍ以下とする。

　なお、本発明のような高Ｍｎオーステナイト鋼板では、熱間圧延後の冷却速度や焼鈍後の冷却速度により鉄炭化物やマルテンサイト相などの再結晶オーステナイト粒以外のその他の組織が生成する場合がある。高張力と優れた延性を安定して得るには、これらの生成を極力抑制することが好ましいが、組織全体に占めるこれらの面積率が１％以下程度であれば、本発明の目的が損なわれることはない。すなわち、本発明の高張力鋼板は、平均粒径が５~３０μｍの再結晶オーステナイト粒からなるミクロ組織、あるいはさらに面積率で１％以下の鉄炭化物やマルテンサイト相などのその他の組織を有するものである。本発明の高張力鋼板は、再結晶オーステナイト粒の平均粒径が５~３０μｍであり、該再結晶オーステナイト粒が鋼板組織全体に占める面積率が９９％以上であるミクロ組織を有するものである。

　ここで、再結晶オーステナイト粒の平均粒径は、鋼板の圧延方向平行断面の板厚１／４位置の組織を１０００倍ないし５０００倍の倍率で数視野ＳＥＭ観察し、ＥＢＳＤ解析による相同定を併用して画像解析により求めた。また、再結晶粒であるかは、結晶粒形状によりアスペクト比が２未満であるかで判断し、あるいはさらにＥＢＳＤ解析による粒内の歪量推定を併用して確認した。

　３）製造条件
　以下に、本発明鋼板の好ましい製造条件を示す。なお、本発明の高張力鋼板の製造方法は下記に限定されるものではない。

　鋼スラブの加熱温度：１１００~１３００℃
　鋼スラブの加熱温度が１３００℃を超えると、熱間加工性が低下する上、加熱に要するエネルギーが増大する。一方、加熱温度が１１００℃未満になると、熱間圧延時の負荷の増大を招く。そのため、鋼スラブの加熱温度は１１００~１３００℃、好ましくは１１５０~１２５０℃とする。なお、鋼スラブの加熱においては、常温まで冷却した鋼スラブを再加熱してもよいし、鋳造後の冷却途中の温度が高い鋼スラブを補助的に加熱あるいは保熱してもよい。

　熱間圧延時の仕上温度：８００℃以上
　熱間圧延時の仕上温度が８００℃未満では、再結晶と粒成長が十分に進行せず、未再結晶粒の残存する熱延鋼板となりやすい上、その後に冷間圧延する場合に圧延負荷の増大を招く。そのため、熱間圧延時の仕上温度は８００℃以上、好ましくは８５０℃以上とする。一方、仕上温度が１０５０℃を超えると、結晶粒が過度に粗大化しやすくなり、強度や延性が低下する場合がある。そのため、仕上温度は１０５０℃以下とすることが望ましい。なお、仕上温度を確保するために、エッヂヒーターあるいはバーヒーターなどの加熱装置を利用して、圧延中の鋼板を補助的に加熱することもできる。

　熱間圧延後の冷却速度：８００℃以下の温度域を２０℃／ｓ以上
　熱間圧延後、８００℃以下の温度域を２０℃／ｓ未満の冷却速度で冷却すると、冷却中に鉄炭化物が析出して延性が低下する。そのため、熱間圧延後、８００℃以下の温度域を２０℃／ｓ以上の冷却速度で少なくとも６００℃まで冷却する必要がある。なお、熱間圧延後の冷却速度が１００℃／ｓを超えると、再結晶が完了しない場合があるので、熱間圧延後の冷却速度は１００℃／ｓ以下とすることが好ましい。

　なお、仕上温度が８００℃を超える場合は、再結晶を促進させるために８００℃までの温度域を１~１０ｓ間放冷（空冷）することもできる。なお、この場合も、８００℃以下の温度域では少なくとも６００℃まで２０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却される。

　巻取温度：６００℃以下
　巻取温度が６００℃を超えると、巻き取り後の徐冷過程で鉄炭化物が生成し、延性の低下を招く。そのため、巻取温度は６００℃以下、好ましくは５５０℃以下とする。

　こうして製造された熱延ままの鋼板は、そのままで本発明の高張力鋼板になり得るが、熱延ままの鋼板をスケール除去後、あるいは熱延ままの鋼板をスケール除去後冷間圧延した後に、以下の焼鈍条件で焼鈍することもできる。なお、スケール除去は、酸洗など、常法に従って行えばよい。

　焼鈍条件：焼鈍温度：７５０~１０５０℃、焼鈍温度から少なくとも４５０℃までの温度域の冷却速度：１０℃／ｓ以上
　熱延ままの鋼板の粒成長を促進させる上で、７５０~１０５０℃の焼鈍温度で焼鈍を行うことができる。８００~１０００℃の焼鈍温度で焼鈍することがより好ましい。

　また、所望の板厚とするために熱延ままの鋼板に冷間圧延を施した鋼板を焼鈍する場合は、７５０~１０５０℃の焼鈍温度で焼鈍を行う必要がある。これは、鋼板の組織を、平均粒径が５~３０μｍの再結晶オーステナイト粒からなるミクロ組織とするためである。焼鈍温度が７５０℃未満では、再結晶が完了せず、十分な延性が得られない。一方、焼鈍温度が１０５０℃を超えると、結晶粒が過度に粗大化して、強度や延性が低下する場合がある。８００~１０００℃の焼鈍温度で焼鈍することがより好ましい。なお、冷間圧延の圧下率は、所望の板厚とできる圧下率とすればよく、特に限定するものでないが、生産効率の観点から５０~７０％程度とするのが望ましい。

　冷間圧延の有無にかかわらず、焼鈍温度から少なくとも４５０℃までの冷却速度が１０℃／ｓ未満では、鉄炭化物が生成して延性が低下する。そのため、焼鈍温度から少なくとも４５０℃までの温度域は１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する必要がある。

　本発明の鋼を溶製するには、転炉、電炉どちらも使用可能である。こうして溶製された鋼は、造塊−分塊圧延または連続鋳造によりスラブとされる。必要に応じて、各種予備処理や二次精錬、スラブの表面手入などを実施することが好ましい。また、焼鈍については、連続焼鈍設備で実施することが、生産性の観点から好ましい。熱延ままの鋼板や焼鈍後の鋼板には、各種めっきを施しても、本発明の効果が損なわれることはない。熱延ままの鋼板、焼鈍後の鋼板あるいはめっき処理後の鋼板には、形状矯正や表面粗度の調整のための調質圧延を施すこともできる。さらに、本発明の鋼板には、塗装、被覆などの各種表面処理を施すこともできる。

　表１に示す成分組成の鋼Ａ~Ｋの鋼スラブを、表２に示す熱延条件にて熱間圧延して板厚３ｍｍの熱延鋼板とし、酸洗によりスケールを除去後、一部の鋼板については、さらに、表２に示す焼鈍条件で焼鈍したり、あるいは表２に示す冷延圧下率と焼鈍条件で冷間圧延後焼鈍して、熱延まま、熱延＋焼鈍、冷延＋焼鈍の鋼板１~２０を作製した。

　作製した鋼板について、前記の方法によりミクロ組織を調査し、相構成、再結晶オーステナイト粒の平均粒径を求めた。なお、表３において、相構成は、再結晶オーステナイト粒以外の組織が面積率で１％超観察される場合、その他の組織の種類を示し、その他の組織が面積率で１％以下の場合、再結晶オーステナイトを表している。また、圧延方向に沿ってＪＩＳ　Ｚ　２２０１に規定された１３Ｂ号試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に規定された方法に準拠して、引張試験を実施し、ＴＳ、Ｅｌ、ｌ−Ｅｌ、ＴＳ×Ｅｌを求めた。なお、ＴＳ×Ｅｌが６０ＧＰａ・％以上の場合に、延性に優れた高張力鋼板と判定した。

　結果を表３に示す。本発明例の鋼板はいずれも、平均粒径が５μｍ以上の再結晶オーステナイト粒からなるミクロ組織を有しており、ＴＳが７００~９００ＭＰａ、ｌ−Ｅｌが５％以上、ＴＳ×Ｅｌが６０ＧＰａ・％以上であり、プレス成形時の突発的な破断を回避可能な延性に優れた高張力鋼板であることがわかる。また、前記（１）式を満足する場合、特にＴＳ×Ｅｌに優れることがわかる。

Claims

　質量％で、Ｃ：０．５~１．５％、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：１０~２５％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎｉ：３．０~８．０％、Ｍｏ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、平均粒径が５~３０μｍの再結晶オーステナイト粒あるいはさらに面積率で１％以下のその他の組織からなるミクロ組織を有することを特徴とする延性に優れた高張力鋼板。
　請求項１に記載の成分組成を有する鋼スラブを、１１００~１３００℃の加熱温度に再加熱後、８００℃以上の仕上温度で熱間圧延し、８００℃以下の温度域を２０℃／ｓ以上の冷却速度で少なくとも６００℃まで冷却し、６００℃以下の巻取温度で巻き取ることを特徴とする延性に優れた高張力鋼板の製造方法。
　巻き取り後、さらに、スケール除去し、７５０~１０５０℃の焼鈍温度で焼鈍し、焼鈍温度から少なくとも４５０℃までの温度域を１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする請求項２に記載の延性に優れた高張力鋼板の製造方法。
　巻き取り後、さらに、スケール除去し、冷間圧延した後、７５０~１０５０℃の焼鈍温度で焼鈍し、焼鈍温度から少なくとも４５０℃までの温度域を１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする請求項２に記載の延性に優れた高張力鋼板の製造方法。