JP2021508000A - 焼付硬化性及びめっき密着性に優れた鋼板及びその製造方法 - Google Patents

焼付硬化性及びめっき密着性に優れた鋼板及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

本発明は、自動車外板パネル用素材などに用いられる鋼板及びその製造方法に関するものであって、より詳細には、焼付硬化性、めっき密着性及び耐時効性に優れた冷延鋼板、溶融亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法に関するものである。

Description

本発明は、自動車外板パネル用素材などに用いられる鋼板及びその製造方法に関し、より詳細には、焼付硬化性、めっき密着性及び耐時効性に優れた冷延鋼板、溶融亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法に関するものである。
自動車の衝撃安定性の規制及び燃費効率が強調されるにつれて、自動車車体の軽量化と共に高強度化を同時に満足させるために高張力鋼が積極的に用いられており、このような傾向に伴って自動車外板にも高強度鋼の適用が拡大している実情である。
現在では、多くの３４０ＭＰａ級焼付硬化鋼が自動車外板に適用されているが、一部では４９０ＭＰａ級鋼板も自動車外板に適用されており、今後は５９０ＭＰａ級鋼板に適用が拡大する見込みである。
このように強度が増加した鋼板を外板に適用する場合、軽量化及び耐デント性は向上するが、強度が増加するにつれて加工時に成形性が劣位となるという欠点がある。したがって、最近の顧客社では、外板に高強度鋼を適用しながら不十分な加工性を補うために、降伏比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）が低く、且つ延性に優れた鋼板を求めている。
さらに、自動車外板パネル用素材に適用するためには、一定レベル以上の焼付硬化性を有することが求められる。焼付硬化現象とは、プレス中に生成された転位に、塗装焼付時に活性化した固溶炭素及び窒素が固着することで降伏強度が増加する現象であって、焼付硬化性に優れた鋼は、塗装焼付前の成形が容易であり、最終製品において耐デント性が向上するという特性を有する。したがって、自動車外板パネル用素材としては非常に理想的である。また、自動車外板パネル用素材に適用するためには、一定期間以上の時効（Ａｇｉｎｇ）に対して保証できるように、一定レベルの耐時効性を有することが求められる。
高張力鋼板において加工性を向上させた従来技術として、特許文献１乃至３などが公知されているが、特許文献１には、マルテンサイトを主体とする複合組織を有する鋼板が開示されており、加工性を向上させるために、組織内に粒径１〜１００ｎｍの微細なＣｕ析出物を分散させた高張力鋼板の製造方法が開示されている。ところが、この技術は、微細なＣｕ粒子を析出させるために２〜５％の過量のＣｕを添加する必要があり、これはＣｕから起因する赤熱脆性が発生する可能性があり、製造コストが過度に上昇するという問題がある。
特許文献２には、主相であるフェライトと２相である残留オーステナイト、及び低温変態相であるベイナイトとマルテンサイトを含む複合組織鋼板と、上記鋼板の延性と伸びフランジ性を改善する方法が開示されている。ところが、この技術は、残留オーステナイト相を確保するために多量のＳｉとＡｌを添加するため、めっき品質を確保し難く、製鋼及び連鋳時に表面品質を確保し難いという問題を有している。また、変態誘起塑性によって初期ＹＳ値が高く、降伏比が高いという欠点がある。
特許文献３には、加工性の良好な高張力溶融亜鉛めっき鋼板を提供するための技術であって、微細組織として軟質フェライトと硬質マルテンサイトとを複合で含む鋼板と、その伸び及びｒ値（Ｌａｎｋｆｏｒｄ ｖａｌｕｅ）を改善するための製造方法が開示されている。ところが、この技術は、多量のＳｉを添加するため、優れためっき品質を確保し難く、さらに、多量のＴｉとＭｏの添加により製造コストが上昇するという問題が発生する。
特開第２００５−２６４１７６号公報 特開第２００４−２９２８９１号公報 韓国公開特許第１０−２００２−００７３５６４号公報
本発明の好ましい一側面は、焼付硬化性、めっき密着性及び耐時効性に優れた鋼板及びその製造方法を提供することにある。
本発明の好ましい一側面は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．００５〜０．０８％；マンガン（Ｍｎ）：１．３〜２．３％；リン（Ｐ）：０．０３％以下（０％は除く）；硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％は除く）；窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％は除く）；アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．０１〜０．０６％；クロム（Ｃｒ）：１．０％以下（０％を除く）；アンチモン（Ｓｂ）：０．１％以下（０％を除く）と、シリコン（Ｓｉ）：０．３％以下（０％を除く）、モリブデン（Ｍｏ）：０．２％以下（０％を除く）及びボロン（Ｂ）：０．００３％以下（０％を除く）からなる群から選択された１種以上と、残部鉄（Ｆｅ）及び不可避な不純物を含み、微細組織として、面積％で、１〜５％のマルテンサイト及び残りのフェライトを含み、鋼板の厚さ方向の１／４ｔ（ここで、ｔは冷延鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味し、以下、同一である）地点において、下記関係式１により決定されるマルテンサイト相とフェライト相の結晶粒界のＳｂ平均面積占有比（Ｃｇｂ、％）と、上記マルテンサイト相周辺１μｍ以内のフェライト相における平均Ｓｂ面積占有比（Ｃｆ）との関係（Ｃｇｂ／Ｃｆ）が３．５以上である、焼付硬化性及びめっき密着性に優れた鋼板を提供する。
［関係式１］
Ｃｇｂ／Ｃｆ≧３．５
（ここで、Ｃｇｂ（％）：冷延鋼板の１／４ｔ地点におけるマルテンサイト相とフェライト相の結晶粒界のＳｂ平均面積占有比、Ｃｆ（％）：上記マルテンサイト相周辺１μｍ以内のフェライト相における平均Ｓｂ面積占有比）
本発明の好ましい他の一側面によると、上記鋼板は表面に形成された溶融亜鉛系めっき層をさらに含むことができる。
本発明のさらに好ましい他の一側面は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．００５〜０．０８％；マンガン（Ｍｎ）：１．３〜２．３％；リン（Ｐ）：０．０３％以下（０％は除く）；硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％は除く）；窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％は除く）；アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．０１〜０．０６％；クロム（Ｃｒ）：１．０％以下（０％を除く）；アンチモン（Ｓｂ）：０．１％以下（０％を除く）と、シリコン（Ｓｉ）：０．３％以下（０％を除く）、モリブデン（Ｍｏ）：０．２％以下（０％を除く）及びボロン（Ｂ）：０．００３％以下（０％を除く）からなる群から選択された１種以上と、残部鉄（Ｆｅ）及び不可避な不純物を含むスラブを再加熱する段階と、上記再加熱されたスラブを８５０〜１１５０℃の温度範囲で熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を５５０〜７５０℃の温度範囲まで１０〜７０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で冷却する段階と、上記冷却された熱延鋼板を５５０〜７５０℃の温度範囲で巻き取る段階と、上記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、上記冷延鋼板をＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ３−２０℃の温度範囲で３〜３０体積％の水素濃度下で連続焼鈍する段階と、上記連続焼鈍された冷延鋼板を６３０〜６７０℃まで２〜１０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で１次冷却する段階と、を含む、焼付硬化性及びめっき密着性に優れた鋼板の製造方法を提供する。
本発明のさらに好ましい他の一側面は、上記１次冷却された冷延鋼板を４〜２０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で４４０〜４８０℃に保持される溶融亜鉛系めっき浴に浸漬するまで２次冷却する段階と、上記２次冷却された冷延鋼板を４４０〜４８０℃に保持される溶融亜鉛系めっき浴に浸漬して溶融亜鉛系めっき鋼板を得る段階と、上記溶融亜鉛系めっき鋼板を（Ｍｓ−１００）℃以下まで３℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で最終冷却する段階と、をさらに含むことができる。
発明の様々な効果の一つとして、本発明の好ましい側面による冷延鋼板及び溶融亜鉛系めっき鋼板は、焼付硬化性、めっき密着性及び耐時効性に優れており、自動車外板パネル用素材などに好ましく適用できる。
本発明は、自動車外板パネル用素材として適合するように、強度及び延性を同時に確保することで成形性に優れると共に、焼付硬化性、めっき密着性及び耐時効性に優れた冷延鋼板及び溶融亜鉛系めっき鋼板を提供するために鋭意研究と実験を行い、その結果に基づいてなされたものである。
本発明では、鋼板の組成範囲と微細組織を適切に制御し、強度及び延性を同時に確保することで成形性に優れるだけでなく、焼付硬化性、めっき密着性及び耐時効性に優れた冷延鋼板及び溶融亜鉛系めっき鋼板を提供する。
本発明では、鋼板の組成範囲と製造条件を適切に制御することで鋼板中の微細なマルテンサイトを適正量分布させ、マルテンサイトとフェライトの結晶粒界の界面にＳｂ偏析を誘導して、焼鈍中にＭｎ、Ｃｒなどの表面溶出を抑制することで、めっき密着性をより向上させた鋼板を提供する。
以下、本発明の好ましい一側面による焼付硬化性及びめっき密着性に優れた鋼板について説明する。
本発明の好ましい一側面による焼付硬化性及びめっき密着性に優れた鋼板は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．００５〜０．０８％；マンガン（Ｍｎ）：１．３〜２．３％；リン（Ｐ）：０．０３％以下（０％は除く）；硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％は除く）；窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％は除く）；アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．０１〜０．０６％；クロム（Ｃｒ）：１．０％以下（０％を除く）；アンチモン（Ｓｂ）：０．１％以下（０％を除く）と、シリコン（Ｓｉ）：０．３％以下（０％を除く）、モリブデン（Ｍｏ）：０．２％以下（０％を除く）及びボロン（Ｂ）：０．００３％以下（０％を除く）からなる群から選択された１種以上と、残部鉄（Ｆｅ）及び不可避な不純物を含み、微細組織として、面積％で、１〜５％のマルテンサイト及び残りのフェライトを含み、鋼板の厚さ方向の１／４ｔ（ここで、ｔは冷延鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味し、以下、同一である）地点において、下記関係式１により決定されるマルテンサイト相とフェライト相の結晶粒界のＳｂ平均面積占有比（Ｃｇｂ、％）と、上記マルテンサイト相周辺１μｍ以内のフェライト相における平均Ｓｂ面積占有比（Ｃｆ）との関係（Ｃｇｂ／Ｃｆ）が３．５以上である。
[関係式１]
Ｃｇｂ／Ｃｆ≧３．５
（ここで、Ｃｇｂ（％）：冷延鋼板の１／４ｔ地点におけるマルテンサイト相とフェライト相の結晶粒界のＳｂ平均面積占有比、Ｃｆ（％）：上記マルテンサイト相周辺１μｍ以内のフェライト相における平均Ｓｂ面積占有比）
以下、鋼板の合金成分及び好ましい含量の範囲について詳細に説明する。後述する各成分の含量は、特に言及しない限り、いずれも重量基準であることを事前に明らかにしておく。
C：０．００５〜０．０８％
炭素（Ｃ）は、本発明で目的とする複合組織を確保するために添加する必須元素であって、一般的には、炭素の含量が増加するほどマルテンサイトの形成が容易であるため、複合組織鋼の製造に有利であるが、意図する強度及び降伏比（降伏強度／引張強度）を確保するためには、適正含量に管理することが求められる。もし、炭素含量が０．００５％未満の場合、本発明で目標とする強度の確保が困難となる恐れがあり、適正レベルのマルテンサイトの形成が困難であり得る。一方、その含量が０．０８％を超える場合、焼鈍後の冷却時に粒界ベイナイトの形成が促進されて鋼の降伏比が高くなり、自動車部品などへの加工時に屈曲及び表面欠陥が発生しやすくなるという欠点がある。したがって、本発明では、炭素の含量を０．００５〜０．０８％に設定し、より好ましくは、０．００７〜０．０６％に設定する。
Ｍｎ：１．３〜２．３％
マンガン（Ｍｎ）は、複合組織鋼において硬化能を向上させる元素であって、特にマルテンサイトを形成させるにあたり、重要な役割を果たす元素である。もし、マンガン含量が１．３％未満の場合、マルテンサイトの形成が不可能であるため、複合組織鋼の製造が困難である。一方、２．３％を超える場合、マルテンサイトが過剰に形成されて材質が不安定となり、且つ組織内にマンガンバンドが形成されて、加工クラック及び板破断の発生リスクが大幅に急増するという問題がある。また、焼鈍時にマンガン酸化物が表面に溶出してめっき性を大きく阻害するという問題がある。したがって、本発明では、マンガンの含量を１．３〜２．３％に制御し、より好ましくは、１．７〜２．１％に制御する。
Ｐ：０．０３％以下（０％は除く）
リン（Ｐ）は、成形性を大きく阻害することなく強度を確保するのに最も有利な元素であるが、過剰に添加されると、脆性破壊が発生する可能性が大きく増加して熱間圧延中にスラブの板破断が発生する可能性が大きく増加し、めっき表面特性を阻害し得る。したがって、本発明では、リン含量を０．０３％以下に制御する。
Ｓ：０．０１％以下（０％は除く）
硫黄（Ｓ）は、鋼中に不可避に含まれる不純物であって、できるだけその含量を低く管理することが好ましい。特に、鋼中の硫黄は、赤熱脆性を発生させる可能性を高めるため、その含量を０．０１％以下に管理する。
Ｎ：０．０１％以下（０％は除く）
窒素（Ｎ）は、鋼中に不可避に含まれる不純物であって、できるだけその含量を低く管理することが重要である。しかし、そのためには、鋼の精錬コストが急激に上昇するという問題があるため、操業条件が可能な範囲である０．０１％以下に管理する。
Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．０１〜０．０６％
Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）は、粒度の微細化と脱酸のために添加される元素であって、その含量が０．０１％未満の場合、通常の安定した状態でアルミニウムキルド（Ａｌ−ｋｉｌｌｅｄ）鋼を製造することができない。一方、その含量が０．０６％を超える場合、結晶粒の微細化効果により、強度上昇には有利であるが、製鋼連鋳操業時に介在物が過剰に形成されて、めっき鋼板の表面不良が発生する可能性が高まる上、製造コストの急激な上昇を招くという問題がある。したがって、本発明では、酸可溶アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）含量を０．０１〜０．０６％に制御する。
Ｃｒ：１．０％以下（０％は除く）
クロム（Ｃｒ）は、マンガンと類似の特性を有する成分であって、鋼の硬化能向上と共に鋼の強度を向上させるために添加される元素である。また、クロムはマルテンサイトの形成に寄与し、熱間圧延中にＣｒ２３Ｃ６のような粗大なＣｒ系炭化物を形成して鋼中に固溶炭素量を適切レベル以下に析出させることで、降伏点伸び（ＹＰ−Ｅｌ）の発生を抑制し、降伏比が低い複合組織鋼の製造に有利な元素である。また、クロムは強度上昇に対する延性低下を最小化して、高延性を有する高強度複合組織鋼の製造にも有利な元素である。但し、その含量が１．０％を超えると、マルテンサイト組織分率を過度に増加させて強度及び伸びの低下をもたらし得るため、本発明ではクロム含量を１．０％以下（０％は除く）に制御する。
Ｓｂ：０．１％以下（０％を除く）
アンチモン（Ｓｂ）は、本発明において重要な役割を果たす元素である。本発明では、炭素をできるだけ低くし、好ましくは０．００５〜０．０４％とし、Ｍｎ及びＣｒなどの硬化能元素を用いて微細なＭ（マルテンサイト）相を鋼中に分布させることで、耐時効性に優れた焼付硬化鋼を製造することができる。しかし、上記Ｍｎ及びＣｒは、焼鈍中にＭｎ、Ｃｒ系酸化物として表層に溶出され、めっき時に密着性を低下させ、めっき剥離という問題を引き起こす可能性がある。そこで、Ｓｂを微量添加して、Ｍ（マルテンサイト）相の結晶粒界に優先的に偏析するようにし、Ｍｎ及びＣｒなどが粒界に沿って移動することを防止し、最終的にめっきの表面品質を向上させる。Ｓｂが微量添加されても十分な効果が得られるため、０％を除き、特に下限を設定せず、その含量が０．１％を超える場合は、過剰なＳｂが存在することにより、合金コストの上昇及び熱延における表面クラック発生の可能性が高いため、その含量の上限は０．１％に制限する。より好ましくは０．００５〜０．０４％に限定することが有利である。
Ｓｉ：０．３％以下（０％を除く）、Ｍｏ：０．２％以下（０％を除く）及びＢ：０．００３％以下（０％を除く）からなる群から選択された１種以上を含む。
Ｓｉ：０．３％以下（０％は除く）
シリコン（Ｓｉ）は、固溶強化により鋼板の強度上昇に寄与するが、本発明では、意図的に添加しない。シリコンを添加しなくても物性確保の面で大きな支障はない。但し、製造上不可避に添加される量を考慮して０％は除くことができる。一方、シリコン含量が０．３％を超える場合、めっき表面特性が劣位となるという問題があるため、本発明ではシリコン含量を０．３％以下に制御する。
Ｍｏ：０．２％以下（０％は除く）
モリブデン（Ｍｏ）は、オーステナイトがパーライトに変態することを遅延させると共に、フェライト微細化及び鋼の強度を向上させるために添加することができる。また、モリブデンは、鋼の硬化能向上にも寄与する。但し、モリブデンの含量が０．２％を超える場合、製造コストの急激な上昇を招いて経済性が低下するだけでなく、鋼の延性も低下するという問題がある。したがって、本発明では、モリブデンの含量を０．２％以下に制御する。一方、その下限値は、微量添加時にも効果が高いため、特に限定しない。但し、より好ましくは０．００５〜０．１％である。
Ｂ：０．００３％以下（０％を除く）
ボロン（Ｂ）は、鋼中のリンによる耐２次加工脆性を防止するために添加することができる元素であって、ボロンを添加しなくても物性確保の面で大きな支障はない。一方、ボロンの含量が０．００３％を超えると、鋼の延性低下を招くことがあるため、本発明では、ボロンの含量を０．００３％以下に制御する。
その他に、残部Ｆｅ及び不可避な不純物を含む。但し、通常の製造過程では、原料又は周囲の環境から意図しない不純物が不可避に混入されることがあるため、これを排除することはできない。これらの不純物は、本技術分野における通常の知識を有する者であれば誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を本明細書では特に言及しない。また、上記組成の他に有効な成分の添加が排除されるものではない。
本発明の好ましい一側面による焼付硬化性及びめっき密着性に優れた鋼板は、その微細組織として、面積％で、１〜５％のマルテンサイト及び残りのフェライトを含む。
もし、マルテンサイトの面積率が１％未満の場合、複合組織の形成が困難であるため、低降伏比の鋼板を得ることが困難である。一方、５％を超える場合、強度の過度な上昇により、目的とする加工性を確保することが困難であるという問題がある。
一例によると、鋼板内のマルテンサイトの含量が１％未満で存在するとき、鋼中に含有された固溶炭素がマルテンサイト内に十分に凝集できず、固溶炭素の殆どがフェライト上に存在するようになって、常温耐時効性が減少するという実験結果が得られた。５％を超える場合、追加的に更なる合金を添加しなければならず、降伏強度が上昇し過ぎて加工時にクラック発生が増加するだけでなく、相対的な延性の劣化を伴う。そのため、高い加工性を要する自動車部品への適用には限界があることから、その上限を５％に制限する。
したがって、マルテンサイトは、面積％で、１〜５％であることが好ましく、１．５〜３％であることがより好ましい。
本発明の鋼板は、鋼板の厚さ方向の１／４ｔ（ここで、ｔは冷延鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する）地点において、下記関係式１により決定されるマルテンサイト相とフェライト相の結晶粒界のＳｂ平均面積占有比（Ｃｇｂ、％）と、上記マルテンサイト相周辺１μｍ以内のフェライト相における平均Ｓｂ面積占有比（Ｃｆ、％）との関係（Ｃｇｂ／Ｃｆ）が３．５以上である条件を満たす。
[関係式１]
Ｃｇｂ／Ｃｆ≧３．５
（ここで、Ｃｇｂ（％）：冷延鋼板の１／４ｔ地点においてマルテンサイト相とフェライト相の結晶粒界のＳｂ平均面積占有比、Ｃｆ（％）：上記マルテンサイト相周辺１μｍ以内のフェライト相における平均Ｓｂ面積占有比）
本発明において、実験により明らかなように、マルテンサイトとフェライトの粒界に存在する固溶状態のＳｂ面積占有比（Ｃｇｂ）と、マルテンサイト相周辺１μｍ以内のフェライト相における平均Ｓｂ面積占有比（Ｃｆ）との関係が３．５以上であるとき、めっき密着性に極めて優れた性質が示されることを確認した。もちろん、関係式１において、その値が高いほど有利であり、特にその上限は限定しない。但し、その値が３．５未満の場合、粒界にＳｂが十分に偏析することができず、Ｍｎ、Ｃｒなどが粒界に沿って拡散において有利に働き、焼鈍中に表面への溶出が容易であり、めっき密着性の低下をもたらす。すなわち、粒界にＳｂが固溶状態で存在してＭｎ及びＣｒなどが粒界に沿って鋼板の表面に移動することを抑制するように働く。
また、Ｓｂの添加により、微細なマルテンサイト（Ｍ）相の内部に固溶炭素を最大限凝集させることで、常温耐時効性を増加させる。Ｓｂが最大限にマルテンサイトとフェライトの結晶粒界に偏析するようになると、鋼中に含まれる固溶炭素がマルテンサイト内にさらに凝集するようになり、常温におけるフェライト内への固溶炭素の移動がさらに抑制されて常温耐時効性が向上する。これは、フェライト内の固溶炭素含量が高い場合、常温での引張試験時に降伏点伸び（ＹＰ−Ｅｌ）現象が発生し、常温で６ヶ月以上の時効保証が困難になるという問題があるためである。
上記鋼板は、２１０〜２７０ＭＰａの降伏強度及び０．６以下の降伏比（ＹＳ／ＴＳ）を有することができる。
本発明の好ましい他の一側面による焼付硬化性及びめっき密着性に優れた鋼板は、上記鋼板と該鋼板の表面に形成された溶融亜鉛系めっき層とを含む。
本発明では、溶融亜鉛系めっき層の組成については特に限定せず、純粋亜鉛めっき層であるか、又はＳｉ、Ａｌ、Ｍｇなどを含む亜鉛系合金めっき層であってもよい。また、上記溶融亜鉛系めっき層は、合金化溶融亜鉛系めっき層であってもよい。
上記溶融亜鉛系めっき層を含むめっき鋼板は、溶融亜鉛系めっき鋼板であり、上記めっき鋼板は、２１０〜２７０ＭＰａの降伏強度及び０．６以下の降伏比（ＹＳ／ＴＳ）を有することができる。
以上のように説明した本発明の鋼板は、様々な方法で製造されることができ、その製造方法は特に制限されない。但し、好ましい一例として、次のような方法により製造されることができる。
以下、本発明のさらに好ましい他の一側面である焼付硬化性及びめっき密着性に優れた鋼板の製造方法について詳細に説明する。
本発明のさらに好ましい他の一側面である焼付硬化性及びめっき密着性に優れた鋼板の製造方法は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．００５〜０．０８％；マンガン（Ｍｎ）：１．３〜２．３％；リン（Ｐ）：０．０３％以下（０％は除く）；硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％は除く）；窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％は除く）；アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．０１〜０．０６％；クロム（Ｃｒ）：１．０％以下（０％を除く）；アンチモン（Ｓｂ）：０．１％以下（０％を除く）と、シリコン（Ｓｉ）：０．３％以下（０％を除く）、モリブデン（Ｍｏ）：０．２％以下（０％を除く）及びボロン（Ｂ）：０．００３％以下（０％を除く）からなる群から選択された１種以上と、残部鉄（Ｆｅ）及び不可避な不純物を含むスラブを再加熱する段階と、上記再加熱されたスラブを８５０〜１１５０℃の温度範囲で熱間圧延して熱延板を得る段階と、上記熱延鋼板を５５０〜７５０℃の温度範囲まで１０〜７０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で冷却する段階と、上記冷却された熱延鋼板を５５０〜７５０℃の温度範囲で巻き取る段階と、上記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、上記冷延鋼板をＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ３−２０℃の温度範囲で３〜３０体積％の水素濃度下で連続焼鈍する段階と、上記連続焼鈍された冷延鋼板を６３０〜６７０℃まで２〜１０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で１次冷却する段階と、を含む。
（スラブの再加熱段階）
まず、前述の成分系を有するスラブを再加熱する。スラブの再加熱温度は、１１８０〜１３５０℃に設定することが好ましい。
本工程は、後続する熱間圧延工程を円滑に行って、目標とする鋼板の物性を十分に得るために行われる。この際、上記加熱温度が１１８０℃未満であると、Ｍｎ、Ｃｒなどの酸化物が十分に再溶解されず、熱間圧延以降の材質偏差の発生及び表面欠陥の原因となるため、上記再加熱温度は１１８０℃以上が好ましい。１３５０℃を超える場合は、オーステナイト結晶粒の異常粒の成長により強度が低下するため、１１８０〜１３５０℃に制限することが好ましい。
（熱延鋼板を得る段階）
上記のように再加熱された鋼スラブを８５０〜１１５０℃の温度範囲で熱間圧延して熱延鋼板を得る。この際、熱間仕上げ圧延温度はＡｒ３温度以上である。
上記熱間圧延が１１５０℃より高い温度で開始されると、熱延鋼板の温度が高くなって結晶粒の大きさが粗大となり、熱延鋼板の表面品質が劣位となる。また、熱間圧延が８５０℃より低い温度で終了すると、過度な再結晶の遅延により伸びられた結晶粒の発達及び高降伏比が得られ、冷間圧延性が劣位となり、せん断加工性も悪くなる。
（熱延鋼板の冷却及び巻取段階）
上記熱延鋼板を５５０〜７５０℃の温度範囲まで１０〜７０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で冷却し、５５０〜７５０℃の温度範囲で巻き取る。
この際、熱延鋼板を５５０℃未満の温度に冷却して巻き取ると、鋼中のベイナイト相とマルテンサイト相が形成されて鋼の材質が劣位となり、７５０℃より高い温度に冷却して巻き取ると、粗大なフェライト結晶粒が形成され、粗大な炭化物と窒化物が形成されやすくなって鋼の材質が劣位となる。また、冷却時の平均冷却速度が１０℃／ｓｅｃ未満であると、粗大なフェライト結晶粒が形成されて微細組織が不均一となり、平均冷却速度が７０℃／ｓｅｃを超えると、ベイナイト相が形成されやすくなり、板の厚さ方向への微細組織も不均一となって鋼のせん断加工性が劣化し得る。
（冷延鋼板を得る段階）
上記のように、冷却及び巻き取られた熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る。冷間圧延時、冷間圧下率は４０〜８０％であってもよい。もし、冷間圧下率が４０％未満の場合、目標とする厚さを確保することが困難になることがあり、鋼板の形状矯正が困難になることがある。一方、冷間圧下率が８０％を超える場合、鋼板のエッジ（ｅｄｇｅ）部でクラックが発生することがあり、冷間圧延の負荷をもたらし得る。
上記冷間圧延は、例えば、５つ又は６つのスタンドで構成される圧延機を用いて行うことができ、この際、最初のスタンド圧下率は２５〜３７％に設定されることができる。
最初のスタンド圧下率が２５％未満の場合、低い圧下率により熱延鋼板の形状制御に限界があるだけでなく、焼鈍後の冷却時にマルテンサイトの核生成サイトの不均一により組織内の均一なマルテンサイトが形成できないことがあり、３７％を超える場合は、初期のスタンド圧下率の増加による設備負荷をもたらし得るため、冷間圧延機の初期のスタンド圧下率を２５〜３７％に制限することができる。初期のスタンド圧下率は３０〜３５％に設定することがより好ましい。
（冷延鋼板の連続焼鈍段階）
上記冷延鋼板をＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ３−２０℃の温度範囲で３〜３０体積％の水素濃度下で連続焼鈍する。
本工程は、再結晶と同時にフェライト及びオーステナイトを形成し、炭素を分配するために行われる。
本発明では、鋼中に微細なマルテンサイトを１〜５面積％の範囲に管理して常温で耐時効性を確保し、焼付温度（通常１７０℃２０分）で３５ＭＰａ以上の焼付硬化性を得る鋼板を製造するために、焼鈍温度をＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ３−２０℃の条件下で炉内雰囲気中の水素濃度の範囲を３〜３０％に限定して製造する。
上記水素濃度が３体積％未満の場合には、鋼中に含有されたＳｉ、Ｍｎ、Ｂのような酸素親和力が高い元素の表面濃化物の発生が容易であり、デントとめっき欠陥を誘発する。一方、３０体積％を超える場合、上記元素の欠陥抑制効果が限界に達するだけでなく、製造コストの面で不利であるため、水素濃度は３〜３０体積％に設定することが好ましい。
一方、上記焼鈍温度がＡｃ１＋２０℃未満の場合、低い２相域（フェライト＋オーステナイト）の温度でオーステナイト分率が十分でなく、最終焼鈍後の冷却時に微細なマルテンサイトが十分に形成されないため、本発明で要求される焼付硬化性を得ることができず、Ａｃ３−２０℃を超える場合、２相域焼鈍時にオーステナイト分率が高すぎて、焼鈍冷却後、マルテンサイトの大きさが粗大となり、その分率が１０％を超えて強度が急激に上昇し、部品の成形時に加工クラック発生の可能性が高くなるため、上記焼鈍温度はＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ３−２０℃に限定することが好ましい。
上記Ａｃ１及びＡｃ３は、例えば、それぞれ下記式（２）のように求められる。
［関係式２］
Ａｃ１（℃）＝７２３−１０．７［Ｍｎ］−１６．９［Ｎｉ］＋２９．１［Ｓｉ］＋１６．９［Ｃｒ］
Ａｃ３（℃）＝９１０−２０３√Ｃ−１５．２Ｎｉ＋４４．７Ｓｉ＋１０４Ｖ＋３１．５Ｍｏ＋１３．１Ｗ
（ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］、［Ｗ］及び［Ｍｏ］のそれぞれは、当該元素の重量％を意味する。）
（連続焼鈍された冷延鋼板の１次冷却段階）
上記のように連続焼鈍された冷延鋼板を６３０〜６７０℃まで２〜１０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で１次冷却する。
本発明では、１次冷却終了温度を高く制御するか、又は１次冷却速度を遅く制御するにつれて、フェライトの均一化及び粗大化の傾向が強まって鋼の延性を確保するのに有利である。
また、本発明では、１次冷却時に炭素がオーステナイトに拡散するのに十分な時間を与えることを主な特徴としているが、これは、本発明において非常に重要な意味を有する。より詳細に説明すると、２相域における炭素は、炭素濃化度が高いオーステナイトに拡散移動するようになるが、その温度が高いほど、また、その時間が長いほど、拡散の程度が増加する。もし、１次冷却終了温度が６３０℃未満の場合、低すぎる温度によりパーライト若しくはベイナイトが形成され得るため降伏比が増加し、加工時にクラックが発生する可能性が高くなる。一方、１次冷却終了温度が６７０℃を超える場合、冷却時にフェライトが多量形成され、マルテンサイトの形成のためのオーステナイト含量が少なく、最終マルテンサイト含量である１〜５％を効果的に制御することが難しい。
また、１次冷却速度が２℃／ｓｅｃ未満の場合、生産性の面で不利であり、フェライト分率が増加してマルテンサイトを形成するためのオーステナイト含量が不足するようになる。一方、１０℃／ｓｅｃを超えると、ベイナイトが形成され、降伏強度を増加させて材質の劣位を伴う。本発明では、微細なマルテンサイトの他に、ベイナイト若しくはパーライトの形成を最大限抑制させることが好ましい。
本発明のさらに好ましい他の一側面による焼付硬化性及びめっき密着性に優れた溶融亜鉛系めっき鋼板の製造方法は、上記の冷延鋼板の製造方法に加えて、上記１次冷却された冷延鋼板を４〜２０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で４４０〜４８０℃に保持される溶融亜鉛系めっき浴に浸漬するまで２次冷却する段階と、上記２次冷却された冷延鋼板を４４０〜４８０℃に保持される溶融亜鉛系めっき浴に浸漬して溶融亜鉛系めっき鋼板を得る段階と、上記溶融亜鉛系めっき鋼板を（Ｍｓ−１００℃）以下まで３℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で最終冷却する段階と、をさらに含む。
（冷延鋼板の２次冷却段階）
上記のように１次冷却された冷延鋼板を４〜２０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で４４０〜４８０℃に保持される溶融亜鉛系めっき浴に浸漬するまで２次冷却する。
本発明者らの研究によると、通常の溶融亜鉛めっき浴の温度範囲である４４０〜４８０℃を通過する前にマルテンサイトが生成されると、最終的に得られる冷延鋼板に粗大なマルテンサイトが形成されるため、低降伏比を達成することが難しい。もし、２次冷却速度が２０℃／ｓｅｃを超えると、２次冷却中にマルテンサイトが一部生成される可能性があり、生産性の面で通板速度が速くなって板形状の歪みなどの問題が発生し得る。一方、２次冷却速度が４℃／ｓｅｃ未満の場合、遅すぎる冷却速度により微細なベイナイトが形成される可能性があり、幅方向の材質偏差を誘発させて板形状がよくないため、２次冷却速度は４〜２０℃／ｓｅｃに制御することが好ましい。
（溶融亜鉛系めっき鋼板を得る段階）
上記のように２次冷却された冷延鋼板を４４０〜４８０℃に保持される溶融亜鉛系めっき浴に浸漬して溶融亜鉛系めっき鋼板を得る。
本発明では、溶融亜鉛系めっき浴の組成については、特に限定せず、純粋亜鉛めっき浴であるか、又はＳｉ、Ａｌ、Ｍｇなどを含む亜鉛系合金めっき浴であってもよい。
（溶融亜鉛系めっき鋼板の最終冷却段階）
上記溶融亜鉛系めっき鋼板を（Ｍｓ−１００）℃以下まで３℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で最終冷却する。
上記（Ｍｓ−１００）℃は、マルテンサイトを形成するための冷却条件である。上記Ｍｓの理論温度は、例えば、下記関係式３により求められる。
[関係式３]
Ｍｓ（℃）＝５３９−４２３［Ｃ］−３０．４［Ｍｎ］−１２．１［Ｃｒ］−１７．７［Ｎｉ］−７．５［Ｍｏ］
（ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｎｉ］及び［Ｍｏ］のそれぞれは、当該元素の重量％を意味する。）
上記最終冷却終了温度が（Ｍｓ−１００）℃を超える場合、微細なマルテンサイトが得られないだけでなく、板形状の不良という問題が発生し得る。
一方、平均冷却速度が３℃／ｓｅｃ未満の場合、遅すぎる冷却速度により、マルテンサイトが粒界又は粒内に不規則に形成されるだけでなく、粒内に対する粒界のマルテンサイトの形成比が低くて低降伏比の鋼を製造することが難しい。上記平均冷却速度の上限値は、設備特性ができる限り問題となる余地がないため、特に限定しない。
（合金化溶融亜鉛系めっき鋼板を得る段階）
一方、必要に応じて、最終冷却する前に、溶融亜鉛系めっき鋼板を合金化熱処理して合金化溶融亜鉛系めっき鋼板を得る段階をさらに含むことができる。
本発明では、合金化熱処理の工程条件については、特に制限せず、通常の条件であれば構わない。一例として、５００〜５４０℃の温度範囲で合金化熱処理工程を行うことができる。
（調質圧延段階）
また、必要に応じて、最終冷却された溶融亜鉛系めっき鋼板または合金化溶融亜鉛系めっき鋼板を調質圧延する段階をさらに含むことができる。
調質圧延する場合には、マルテンサイトの周囲に位置するフェライトに多量の転位を形成して焼付硬化性をより向上させることができる。
この際、圧下率は０．３〜１．６％であることが好ましく、０．５〜１．４％であることがより好ましい。もし、圧下率が０．３％未満の場合には、十分な転位が形成されず、また、板形状の観点から不利であり、特に、めっき表面欠陥が発生する恐れがある。一方、圧下率が１．６％を超える場合には、転位形成の面では有利であるが、設備能力の限界のため板破断が発生するなど、副作用をもたらし得る。
以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明する。但し、下記の実施例は、本発明をより詳細に説明するための例であるだけで、本発明の権利範囲を限定するものではない。
下記表１に記載された合金組成を有する鋼スラブを設けた後、下記表２及び３に記載された製造工程を利用して、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）を製造した。この際、溶融亜鉛めっきは、通常の溶融亜鉛系めっき浴を利用して行い、合金化熱処理も通常の条件（５００〜５４０℃）で行った。
ちなみに、下記表１において発明鋼１、２、４及び５と比較鋼１及び２は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板に該当し、発明鋼３、６及び７は、溶融亜鉛めっき鋼板に該当する。比較鋼１は、通常、極低炭素鋼を用いたＢＨ鋼であり、比較鋼２は、高炭素ＴＲＩＰ系列の鋼である。
上記のように製造されためっき鋼板のそれぞれに対して微細組織を観察し、物性を評価して、その結果を下記表４に示した。
下記表４において、微細組織分率は、板厚１／４ｔ（ｔ：鋼板の厚さ（ｍｍ））地点において、まず光学顕微鏡を用いてＬｅｐｅｌａｒ腐食によりマルテンサイト及びベイナイトを観察し、これを再びＳＥＭ（３，０００倍）を用いて観察した後、Ｃｏｕｎｔ Ｐｏｉｎｔ作業を３回行って割り出した平均値でマルテンサイト、ベイナイトの大きさ及び分布量を測定し、これらの組織を除いた相をフェライト含量として推定した。下記表４において、それぞれの試験片に対する引張試験は、ＪＩＳ規格を用いてＣ方向に実施した。下記表４においてＹＳは降伏強度を示し、ＹＲは降伏比を示す。
一方、焼付硬化性（Ｌ−ＢＨ）は（１７０℃×２０分）の焼付条件で測定し、２％ｐｒｅ−ｓｔｒａｉｎ後の降伏強度の差で評価し、耐時効性［ＹＰ−Ｅｌ（％）］は、１００℃で１時間保持後、引張試験時にＹＰ−Ｅｌ（％）を測定してＹＰ−Ｅｌが全く現れない場合に、常温耐時効性に優れているものと評価した。
また、結晶粒界のＣｇｂ／Ｃｆ値の評価は、サブナノメートルの空間解像度で３次元的に成分の分布を視覚化できるＡＰＴ装備を利用した。
ＡＰＴ Ｃａｒｂｏｎ ｐｒｏｆｉｌｅ（Ａｔｏｍ Ｐｒｏｂｅ Ｔｏｍｏｇｒａｐｈｙ）を利用してマルテンサイト及びフェライト粒界からフェライト内に存在するＳｂ占有濃度比を定量的に評価するために、粒界及びフェライト内を基準として長さ１００ｎｍの正方形内の固溶Ｓｂの個数をｃｏｕｎｔ方式で３回測定して割り出した平均で計算した。
未めっき評価は、目視観察で行われ、未めっき発生の程度によって１〜５等級で相対評価した。１〜２等級は、外板材の品質レベルを確保したことを意味する。
めっき密着性は、Ｓｅａｌｅｒ Ｂｅｎｄｉｎｇ試験を用いて評価した。Ｓｅａｌｅｒ Ｂｅｎｄｉｎｇ試験は、鋼板の表面に薬品を塗って１７５℃×２５分で加熱し、常温に冷却した後に９０度のベンディングで試験した際の、素地鉄とめっき層の剥離の有無で評価する方式で実施した。
Figure 2021508000
Figure 2021508000
Figure 2021508000
Figure 2021508000
（ここで、（１）はマルテンサイト面積率（％）を意味し、（２）はベイナイト面積率（％）を意味し、（３）はＣｇｂ／Ｃｆ値を意味し、（４）は未めっき評価において１〜２等級は優秀、３〜４等級は普通、５等級は劣位を意味し、（５）はＳｅａｌｅｒ Ｂｅｎｄｉｎｇによるめっき密着性の評価結果であって、〇（ＯＫ）、×（ＮＧ）を意味する。）
上記表１〜４にも示されているように、本発明の合金組成と製造条件を満たす発明例１〜７の場合には、２１０〜２７０ＭＰａ範囲の降伏強度を有し、試験片を１００℃×６０分で熱処理した後、引張試験時に降伏点伸び（ＹＰ−Ｅｌ）が全く現れておらず、耐時効性に優れると共に焼付硬化性にも優れており、降伏比（ＹＳ／ＴＳ）が０．６以下であり、未めっき判定時の外板レベルである１〜２等級を示し、Ｓｅａｌｅｒ Ｂｅｎｄｉｎｇでめっき密着性を評価したところ、ＯＫレベルを示していることが分かる。
これに対し、本発明の合金組成と製造条件のうち少なくとも一つの条件を満たしていない比較例１〜１０の場合には、降伏強度、降伏比、焼付硬化性、めっき密着性及び耐時効性のうち少なくとも一つの物性が劣位となるか、又は十分でないことが分かる。

Claims (12)

  1. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．００５〜０．０８％；マンガン（Ｍｎ）：１．３〜２．３％；リン（Ｐ）：０．０３％以下（０％は除く）；硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％は除く）；窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％は除く）；アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．０１〜０．０６％；クロム（Ｃｒ）：１．０％以下（０％を除く）；アンチモン（Ｓｂ）：０．１％以下（０％を除く）と、シリコン（Ｓｉ）：０．３％以下（０％を除く）、モリブデン（Ｍｏ）：０．２％以下（０％を除く）及びボロン（Ｂ）：０．００３％以下（０％を除く）からなる群から選択された１種以上と、残部鉄（Ｆｅ）及び不可避な不純物を含み、微細組織として、面積％で、１〜５％のマルテンサイト及び残りのフェライトを含み、鋼板の厚さ方向の１／４ｔ（ここで、ｔは冷延鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味し、以下、同一である）地点において、下記関係式１により決定されるマルテンサイト相とフェライト相の結晶粒界のＳｂ平均面積占有比（Ｃｇｂ、％）と、前記マルテンサイト相周辺１μｍ以内のフェライト相における平均Ｓｂ面積占有比（Ｃｆ）との関係（Ｃｇｂ／Ｃｆ）が３．５以上である、焼付硬化性及びめっき密着性に優れた鋼板。
    [関係式１]
    Ｃｇｂ／Ｃｆ≧３．５
    （ここで、Ｃｇｂ（％）：冷延鋼板の１／４ｔ地点におけるマルテンサイト相とフェライト相の結晶粒界のＳｂ平均面積占有比、Ｃｆ（％）：前記マルテンサイト相周辺１μｍ以内のフェライト相における平均Ｓｂ面積占有比）
  2. 前記鋼板は、表面に形成された溶融亜鉛系めっき層をさらに含む、請求項１に記載の焼付硬化性及びめっき密着性に優れた鋼板。
  3. 前記溶融亜鉛系めっき層が合金化溶融亜鉛系めっき層である、請求項２に記載の焼付硬化性及びめっき密着性に優れた鋼板。
  4. 前記鋼板は、２１０〜２７０ＭＰａの降伏強度及び０．６以下の降伏比（ＹＳ／ＴＳ）を有する、請求項１に記載の焼付硬化性及びめっき密着性に優れた鋼板。
  5. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．００５〜０．０８％；マンガン（Ｍｎ）：１．３〜２．３％；リン（Ｐ）：０．０３％以下（０％は除く）；硫黄（Ｓ）：０．０１％以下（０％は除く）；窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％は除く）；アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）：０．０１〜０．０６％；クロム（Ｃｒ）：１．０％以下（０％を除く）；アンチモン（Ｓｂ）：０．１％以下（０％を除く）と、Ｓｉ：０．３％以下（０％を除く）、Ｍｏ：０．２％以下（０％を除く）及びＢ：０．００３％以下（０％を除く）からなる群から選択された１種以上と、残部鉄（Ｆｅ）及び不可避な不純物を含むスラブを再加熱する段階と、
    前記再加熱されたスラブを８５０〜１１５０℃の温度範囲で熱間圧延して熱延板を得る段階と、
    前記熱延鋼板を５５０〜７５０℃の温度範囲まで１０〜７０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で冷却する段階と、
    前記冷却された熱延鋼板を５５０〜７５０℃の温度範囲で巻き取る段階と、
    前記熱延鋼板を冷間圧延して冷延鋼板を得る段階と、
    前記冷延鋼板をＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ３−２０℃の温度範囲で３〜３０体積％の水素濃度下で連続焼鈍する段階と、
    前記連続焼鈍された冷延鋼板を６３０〜６７０℃まで２〜１０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で１次冷却する段階と、を含む、焼付硬化性及びめっき密着性に優れた鋼板の製造方法。
  6. 前記冷間圧延時の圧下率が４０〜８０％である、請求項５に記載の焼付硬化性及びめっき密着性に優れた鋼板の製造方法。
  7. 前記冷間圧延は５つ又は６つのスタンドで構成される圧延機を用いて行うことができ、最初のスタンド圧下率は２５〜３７％に設定される、請求項５に記載の焼付硬化性及びめっき密着性に優れた鋼板の製造方法。
  8. 前記１次冷却された冷延鋼板を４〜２０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で４４０〜４８０℃に保持される溶融亜鉛系めっき浴に浸漬するまで２次冷却する段階と、
    前記２次冷却された冷延鋼板を４４０〜４８０℃に保持される溶融亜鉛系めっき浴に浸漬して溶融亜鉛系めっき鋼板を得る段階と、
    前記溶融亜鉛系めっき鋼板を（Ｍｓ−１００）℃以下まで３℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で最終冷却する段階とをさらに含む、請求項５に記載の焼付硬化性及びめっき密着性に優れた鋼板の製造方法。
  9. 前記最終冷却段階の前に、溶融亜鉛系めっき鋼板を合金化熱処理して合金化溶融亜鉛系めっき鋼板を得る段階をさらに含む、請求項８に記載の焼付硬化性及びめっき密着性に優れた鋼板の製造方法。
  10. 前記合金化熱処理が５００〜５４０℃の温度範囲で行われる、請求項９に記載の焼付硬化性及びめっき密着性に優れた鋼板の製造方法。
  11. 前記溶融亜鉛系めっき鋼板または前記合金化溶融亜鉛系めっき鋼板を調質圧延する段階をさらに含む、請求項９に記載の焼付硬化性及びめっき密着性に優れた鋼板の製造方法。
  12. 前記調質圧延時の圧下率が０．３〜１．６％である、請求項１１に記載の焼付硬化性及びめっき密着性に優れた鋼板の製造方法。
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