JP5029361B2 - 熱延鋼板及び冷延鋼板並びにそれらの製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、超微細な結晶粒を有する熱延鋼板及び冷延鋼板並びにそれらの製造方法に関する。詳しくは、自動車用、家電用、機械構造用、建築用等の用途に用いられる素材として好適な機械的強度、加工性及び熱的安定性に優れた熱延鋼板及び冷延鋼板並びにそれらの製造方法に関する。

自動車をはじめとする輸送用機械や各種産業機械の構造用部材等の素材として供される鋼板には、強度、加工性、靱性などに優れた機械的特性のみならず、部品組み立て時の溶接性や、使用時の耐食性が求められる場合がある。鋼板の機械特性を総合的に高めるには、鋼板の組織を微細化することが有効である。そのため、鋼板の組織を微細するための方法が数多く提案されてきている。

従来技術における組織微細化の手段を総括すると、（i）大圧下圧延法、（ii）制御圧延法、（iii）合金元素添加法、もしくはこれらの組み合わせである。

（i）大圧下圧延法は、圧下率を５０％程度以上と大きくして、１パスの圧延で大きな歪みを蓄積させ、その後オーステナイトから微細フェライトへと変態させるか、もしくは大歪みを利用して比較的粗大なフェライトを微細フェライトへ再結晶させる手法である。かかる手法によれば、１０００℃近傍以下の温度に加熱した後、７００℃近傍の低温域で大圧下圧延を行うことによって、１〜３μｍの超微細フェライト組織が得られる。しかし、この方法は、工業的に実現し難いばかりか、微細フェライト組織が熱処理によって粒成長し易いので、溶接を行うと溶接部が軟化する、あるいは溶融Ｚｎめっきを施すと所期の機械特性を失うなどの問題を有している。

（ii）制御圧延法は、一般的に８００℃近傍以上の温度で、圧延１パス当たりの圧下率を２０〜４０％以下として、多パスの圧延を施した後、冷却する方法である。圧延温度をＡｒ_３点近傍の狭い温度域にする方法、圧延のパス間の時間を短縮する方法、また、歪み速度と温度を制御してオーステナイトを動的再結晶させる方法などの多くの方法が開示されている。しかし、圧延後の冷却に関する検討は十分には行われていない。圧延の直後から水冷するほうが好ましいとされているが、直後冷却といっても圧延後０．２秒以上経過してからの冷却開始であり、冷却速度もせいぜい２５０℃／秒程度である。このような方法では、単純組成の低炭素鋼のフェライト結晶粒径は５μｍ程度にしかならない。したがって、機械特性を十分に高めることができない。

（iii）合金元素添加法は、オーステナイトの再結晶化や回復を抑制する合金元素の微量の添加によってフェライト結晶粒の微細化を促進するものである。Ｎｂ、Ｔｉ等の合金元素は、炭化物を形成したり、粒界に偏析したりして、オーステナイトの回復と再結晶を抑制するため、熱間圧延後のオーステナイト粒が微細化して、オーステナイトからの変態で得られるフェライト結晶粒も微細化する。この（iii）の合金元素添加法は、上記の（i）の大圧下圧延法や（ii）の制御圧延法と組み合わせて用いる場合が多い。この（iii）の合金元素添加法は、熱処理の際にもフェライトの粒成長を抑制する効果も持っている。しかし、フェライトの結晶粒径を小さくはするもののフェライトの体積率を低下させるという問題があり、また、超微細フェライト結晶粒の溶接や溶融Ｚｎめっき工程での粒成長を抑制するには不十分である。したがって、適用できる鋼種が限定される。また、添加する合金元素の分だけ、原料コストが嵩む。

これらの（i）大圧下圧延法、（ii）制御圧延法及び（iii）合金元素を添加する方法に言及した先行文献として、特許文献１がある。ここでは、Ａｒ_１＋５０℃からＡｒ_３＋１００℃の温度域で１秒以内に一回もしくは二回以上の合計圧下率が５０％以上の加工を加え、加工終了後の６００℃以上の温度域で２０℃／秒以上の冷却速度の強制冷却を行う方法が開示されている。

また、特許文献２には、動的再結晶温度域での圧下を５スタンド以上の圧下パスにて行い、かつ、この動的再結晶温度域で圧下を加える最初のスタンド入り側と最後のスタンド出側の温度差を６０℃以下にする方法が開示されている。

特開昭５９−２０５４４７号公報 特開平１１−１５２５４４号公報

しかし、これらの方法で微細な結晶組織の鋼板を得ても、その組織の熱的安定性は低い。したがって、せっかく組織を微細化して機械特性を高めたとしても、その後に鋼板を溶接したり鋼板に溶融めっきを施したりすると、溶接時に加えられる熱や溶融めっき工程で加えられる熱によって結晶粒が容易に粗大化してしまい、その機械特性が極端に損なわれてしまうという問題があった。また、これらの熱延鋼板に冷間圧延と熱処理を施し薄鋼板とした場合も、熱処理によって結晶粒は容易に粗大化してしまい、微細組織の冷延鋼板を得ることもできないという問題があった。

本発明は、超微細な結晶粒を有し、溶接や溶融めっき工程の熱に耐えることができる熱的安定性と機械特性に優れた熱延鋼板及び冷延鋼板並びにそれらの製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、微細フェライト結晶粒組織の機械特性と熱的安定性に対して種々の検討と実験を行った結果、機械特性と熱的安定性がともに優れたものとするためには、(a)フェライトの平均結晶粒径を一定の範囲にとどめることと、(b)Ａ_１点直下の７００℃近傍の温度におけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）と、この平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の積Ｄ・Ｘ（μｍ^２／ｍｉｎ）に上限を設けることが、最も重要であることを見出した。また、より良好な熱的安定性を得るためには、(c)フェライトの結晶粒径の分布を一定の範囲にとどめることや、フェライト結晶粒内に圧延による歪みを残さないようにすることが好ましいことを見出した。また、このような鋼板は冷間圧延した後に熱処理すると、再度、上記と同様に熱的に安定で微細なフェライト結晶粒組織を持つようになることも見出した。そして、(d)このような組織と特性を有する熱延鋼板と冷延鋼板を製造するための新しい方法についても種々の検討と実験を行った。さらに、溶接部材に関しては、(e)溶融溶接においては溶接部の硬度バランスを規定することが好ましいこと、そして、(f)抵抗溶接においては溶接部の硬度バランスと脆化抑制を図ることが好ましいことを、見出した。

以下、(a)〜(f)において、本発明に係る知見と検討・実験結果を詳述する。

(a)フェライトの平均結晶粒径を一定の範囲にとどめることについて

フェライトの結晶粒径は小さくなるほど強度が増加するが、結晶粒径が小さくなりすぎると粒界エネルギーによる粒成長の駆動力が増加するため、高温における粒成長が促進されてしまうことが分かった。具体的には、平均結晶粒径が１．２μｍを下回るようになると、高温での粒成長を抑止することが困難になり、逆に、平均結晶粒径が熱延鋼板については２．７＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２μｍ及び７μｍのいずれかの値を上回ると、また冷延鋼板については５．０−２．０・Ｃｒ＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２μｍ及び９．３μｍのいずれかの値を上回ると、微細化による機械特性の向上が十分に期待できなくなることが、判明した。したがって、機械特性と熱的安定性を両立するためには、フェライトの平均結晶粒径の下限として１．２μｍを採用し、そして、上限として、熱延鋼板については２．７＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２μｍ及び７μｍのうちの小さい方の値、冷延鋼板については５．０−２．０・Ｃｒ＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２μｍ及び９．３μｍのうちの小さい方の値を採用する必要がある。

(b)Ａ_１点直下の７００℃近傍の温度におけるフェライトの平均結晶粒径Ｄの増加速度Ｘと平均結晶粒径Ｄの積Ｄ・Ｘの上限規定について
高温におけるフェライト結晶粒の粒成長速度は、温度の上昇と共に増加する。一般に、溶接や溶融めっき工程でフェライトの粒成長という問題が生じる温度域はＡ_１点（７３０℃近傍）直下からＡ_３点近傍までの温度域であり、この温度範囲でフェライトの粒成長速度は大きく変化する。しかし、フェライトの平均結晶粒径が上記(a)の範囲内にある鋼板の粒成長速度の温度特性は７００℃近傍の温度におけるフェライトの粒成長速度によって決定されることが分かったので、７００℃近傍の温度におけるフェライトの粒成長速度、すなわち、フェライトの平均結晶粒径の増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）と平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の積Ｄ・Ｘ（μｍ^２／ｍｉｎ）に、上限を設ければ、溶接や溶融めっき工程でより高い温度に加熱された場合においても、問題が発生しないことを見出した。そして、実験の結果、積Ｄ・Ｘを０．１μｍ^２／ｍｉｎ以下に設定することが必要であることも判明した。なお、積Ｄ・Ｘは０．０７μｍ^２／ｍｉｎ以下が好ましく、０．０５μｍ^２／ｍｉｎ以下がさらに好ましい。

(c1)フェライトの結晶粒径の分布を一定の範囲にとどめることとフェライト結晶粒内に圧延による歪みを残さないようにすることについて
フェライトの結晶粒径の分布とフェライト結晶粒内の歪みは高温での粒成長に密接に関係する。高温での粒成長は粒界のエネルギーと粒内の歪みを駆動力として生じる。したがって、微細なフェライト組織の中に比較的大きなフェライト結晶粒が混在していると、大きなフェライト結晶粒が粒界を駆動力として周囲の微細なフェライト結晶粒と容易に一体化する。また、フェライト結晶粒内に歪みが存在していると、粒内の歪みを駆動力として隣接するフェライト結晶粒同士が容易に一体化する。このようにして、粒成長が急速に進展する。このため、粒成長の急速の進展を防止するためには、フェライト結晶粒の微細化に加えて、フェライトの結晶粒径分布として平均結晶粒径の１／３から３倍の範囲に８０％以上の粒が収まるようにすることが好ましい。この結晶粒径分布は板表面から所定の深さもしくはその深さから１００μｍ以内の範囲で測定する。これは後述のように本発明の方法による鋼板の結晶粒径は板厚の方向に変化するが、このような板厚の方向への緩やかな結晶粒径の変化は粒の成長性に影響を与えないためである。また、フェライト結晶粒内の歪みを示す粒内転位密度を１０^９／ｃｍ^２以下とすることが好ましく、１０^８／ｃｍ^２以下とすることがより好ましい。さらに、フェライト粒の形状は等軸であることが好ましい。

(c2) フェライト粒径の板厚方向分布について
鋼板の中心部から鋼板の表層部へ向かってより微細化する緩やかなフェライト粒径の板厚方向分布は穴拡げ性や曲げ性などの鋼板の加工性を改善するうえで好ましい。また、表層部でより微細化したフェライト組織は鋼板の化成処理性やメッキ性などの表面処理性も改善する。したがって、熱延鋼板については鋼板表面から板厚の１／１６の深さ位置における平均結晶粒径Ｄｓ（μｍ）、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置における平均結晶粒径Ｄ（μｍ）、板厚の中心部分における平均結晶粒径Ｄｃ（μｍ）の間に、Ｄｓ≦０．７５ＤｃおよびＤ≦０．９Ｄｃなる関係を満足することが好ましく、冷延鋼板についてはＤｓ≦０．９Ｄｃなる関係を満足することが好ましい。

(d)上記(a)〜(c)の組織と特性を有する熱延鋼板を製造するための新しい方法について
次のとおり、高温域での圧延を採用することで、圧延が容易かつ高生産性の工業的方法を提供することができる。

まず、オーステナイト温度域から、多パス熱間圧延を開始し、最終の圧延パスをＡｒ_３点以上かつ７８０℃以上の高温度で終了する。このとき、オーステナイト結晶粒内に歪みが蓄積される。

そして、熱間圧延終了直後の０．４秒以内に、７２０℃以下の温度までの冷却を完了する。このとき、冷却途中においてはこの歪みの解放が抑制されるので、歪みはオーステナイト粒内に蓄積された状態であり、７２０℃以下の温度になってはじめて、オーステナイトからフェライトへの変態が活発化し、蓄積された歪みを核としてフェライト結晶粒が多数発生し、微細なフェライト組織を形成する。この方法では、鋼板表面と圧延ロール表面の間の摩擦によって熱間圧延時に鋼板に導入される剪断歪みの解放をも抑制することができるため、板厚中心部よりも表面に近い部分でより多くのフェライト核が発生する。

さらにその後、６００〜７２０℃の温度域で２秒以上保持する。これによって、微細かつ結晶粒径が狭い範囲に分布する所望のフェライト組織を得ることができるとともに、変態後の微細フェライト組織中に歪みが残存することも抑制される。また、上述の板厚方向へのフェライト核生成量変化によって、板厚中心から表面に向けて緩やかな粒径の勾配を持つ組織が生成する。

なお、熱間圧延終了直後の冷却条件は、上述のとおり、０．４秒以内に７２０℃以下の温度までの冷却を完了することが必要である。従来は、最も速いものでも、圧延終了直後から０．２秒以上経過してから冷却が開始され、その冷却速度もせいぜい２５０℃／秒程度であった。Ａｒ_３点が８００℃の低炭素鋼を例にとると、低炭素鋼の熱間圧延をＡｒ_３点で終了したとしても、８００℃以上から７２０℃以下の温度まで冷却する間に、従来は０．５２秒以上経過していたから、０．４秒以内に７２０℃以下の温度までの冷却を完了することは困難であった。

上記の(a)〜(c)の組織を持つ熱延鋼板を冷間圧延した後、オーステナイト単相になる温度（Ａｃ_３）以下で熱処理すると、再度、上記の特徴を持つ微細粒フェライト組織となる。これは、（１）冷間圧延後の熱処理中に加工フェライトが再結晶する際、その核が多量に存在する熱延時のフェライト粒界上で発生して、そのため多数のフェライト核が発生すること、（２）同時にオーステナイトも熱延時のフェライト粒界上で多数発生して、これがフェライト核の成長を抑制すること、によると考えられる。その結果、熱処理後のフェライト粒径は熱延時のフェライト粒径とほぼ同じか、１〜３μｍ大きくなるだけで、熱間圧延時の特性を引き継いだ組織が得られる。したがって、本発明のように熱延鋼板の段階でフェライト粒径の板厚方向分布が存在すれば、冷間圧延および熱処理を施した後も同様なフェライト結晶粒径の板厚方向分布が現れる。熱処理温度はＡｃ_１以下の温度でも良いが、加工フェライトの再結晶に長時間を要する。Ａｃ_３点以上のオーステナイト単相になる温度では、組織が容易に粗大化する。

(e)溶融溶接において溶接部の硬度バランスを規定することについて
溶接時の入熱が大きいアーク溶接においては、ＨＡＺ（熱影響部）の軟化防止の観点からも、溶接中の粒成長を起こし難い熱安定性の高い組織を作ることが好ましいことはいうまでもない。さらに、溶接後の部材の加工性を確保するためには、溶接部の硬度バランスを規定して、溶融溶接性の向上を図ることが好ましい。すなわち、化学組成に関して、Ｃｅｑ（Ｉ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｎｉ／４０＋Ｖ／１４で定義される炭素当量Ｃｅｑ（Ｉ）を０．０６〜０．６％と規定することによって、溶融溶接性に優れた溶接部を得ることができる。なお、溶融溶接性とは、アーク溶接やレーザ溶接などのように、溶融池を連続的に形成・凝固しながら進行する溶接法を用いて得られた溶接部の最高硬さと母材の硬さの差あるいは溶接部の最軟化部硬さの差が小さくなること、かつ、溶接部の脆化を抑制し、溶接後の部材の加工性を確保することができる特性を意味する。

(f)抵抗溶接において溶接部の硬度バランスと脆化抑制を図ることについて
母材への通電加熱により溶接が為される抵抗溶接においても、溶接中の粒成長を起こし難い熱安定性の高い組織を作ることが好ましいことはいうまでもない。さらに、溶接部の硬度バランス及び脆化抑制を図ることが好ましい。すなわち、化学組成に関して、Ｃ≦０.１７％、かつＣｅｑ（ＩＩ）＝Ｃ＋Ｍｎ／１００＋Ｓｉ／９０＋Ｃｒ／１００で定義される炭素当量Ｃｅｑ（ＩＩ）を０．０３〜０.２０％と規定し、さらに、継手強度を確保するための十分なナゲット（溶融接合部）を広い溶接条件範囲にて得るため、Ｒｓｐ＝１３.５×（Ｓｉ＋Ａｌ＋０.４Ｍｎ＋０.４Ｃｒ）＋１２.２で定義される母材抵抗の指標Ｒｓｐを４５以下とすることで、抵抗溶接性に優れた溶接部を得ることができる。なお、抵抗溶接性とは、広い溶接条件範囲において、十分な継手強度（所謂、ボタン破断時の最大破断荷重）を確保することができる特性を意味する。

本発明は、このような知見と検討・実験結果に基づいて完成したものである。本発明の要旨とするところは、次の（１）、（２）、（４）〜（７）及び（９）〜（１１）の熱延鋼板並びに（３）〜（６）及び（８）〜（１１）の冷延鋼板、さらに（１２）及び（１４）の熱延鋼板の製造方法並びに（１３）及び（１４）の冷延鋼板の製造方法である。以下、それぞれ、本発明（１）〜（１４）という。本発明（１）〜（１４）を総称して、本発明ということがある。

なお、本発明に用いる炭素鋼又は低合金鋼は、Ｃ：０．０１〜０．２５％を含有するものが好ましく、さらに、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｐ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｂのうちの１種又は２種以上を含有してもよい。

（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２５％、Ｓｉ：３％以下、Ｍｎ：３％以下、Ａｌ：３％以下、Ｐ：０．５％以下、Ｔｉ：０〜０．３％、Ｎｂ：０〜０．１％、Ｖ：０〜１％、Ｃｒ：０〜１％、Ｃｕ：０〜３％、Ｎｉ：０〜１％、Ｍｏ：０〜１％およびＣａ＋ＲＥＭ＋Ｂ：０〜０．００５％並びに残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、フェライトを５０体積％以上含有する炭素鋼または低合金鋼からなる鋼板であって、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が下記の(1)式及び(2)式を満足するとともに、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径の７００℃における増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）と前記平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が下記の(3)式を満足することを特徴とする熱延鋼板。
１．２≦Ｄ≦７・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・(1)式
Ｄ≦２．７＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２・・・(2)式
Ｄ・Ｘ≦０．１・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・(3)式
ここで、ＣおよびＭｎは鋼中の各元素の含有量（単位：質量％）を示す。

１．２≦Ｄ≦７・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・(1)式
Ｄ≦２．７＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２・・・(2)式
Ｄ・Ｘ≦０．１・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・(3)式
ここで、ＣおよびＭｎは鋼中の各元素の含有量（単位：質量％）を示す。

（２）鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置において、結晶粒径ｄ（μｍ）が下記の(4)式を満足するフェライト結晶粒の前記位置におけるフェライトの占める面積割合が８０％以上であることを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。

Ｄ／３≦ｄ≦３Ｄ・・・・・・・・・・・・・・・・(4)式
ここで、Ｄは鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径（μｍ）を示す。

（３）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２５％、Ｓｉ：３％以下、Ｍｎ：３％以下、Ａｌ：３％以下、Ｐ：０．５％以下、Ｔｉ：０〜０．３％、Ｎｂ：０〜０．１％、Ｖ：０〜１％、Ｃｒ：０〜１％、Ｃｕ：０〜３％、Ｎｉ：０〜１％、Ｍｏ：０〜１％およびＣａ＋ＲＥＭ＋Ｂ：０〜０．００５％並びに残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、フェライトを５０体積％以上含有する炭素鋼または低合金鋼からなる鋼板であって、鋼板表面から板厚の１／４の深さにおけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が下記の(5)式及び(6)式を満足するとともに、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径の７００℃における増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）と前記平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が下記の(3)式を満足し、
１．２≦Ｄ≦９．３・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・(5)式
Ｄ≦５．０−２．０・Ｃｒ＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２・・(6)式
Ｄ・Ｘ≦０．１・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・(3)式
かつ、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置において、結晶粒径ｄ（μｍ）が下記の(4)式を満足するフェライト結晶粒の前記位置におけるフェライトの占める面積割合が８０％以上であることを特徴とする冷延鋼板。
Ｄ／３≦ｄ≦３Ｄ・・・・・・・・・・・・・・・・(4)式
ここで、Ｃ、ＣｒおよびＭｎは鋼中の各元素の含有量（単位：質量％）を示す。

Ｄ／３≦ｄ≦３Ｄ・・・・・・・・・・・・・・・・(4)式
ここで、Ｃ、ＣｒおよびＭｎは鋼中の各元素の含有量（単位：質量％）を示す。

（４）上記（１）〜（３）のいずれかの鋼板において、フェライト以外の第２相として、体積率で、５０％未満のベイナイト、３０％未満のパーライト、５％未満の粒状セメンタイト、５％未満のマルテンサイトおよび３％未満の残留オーステナイトからなる群から選ばれた１種または２種以上を合計で５０％未満含有するとともに、降伏比が０．７５以上であることを特徴とする熱延鋼板又は冷延鋼板。

（５）上記（１）〜（３）のいずれかの鋼板において、フェライト以外の第２相として、体積率で、５〜４０％のマルテンサイトを含有するとともに、降伏比が０．７５未満であることを特徴とする熱延鋼板又は冷延鋼板。

（６）上記（１）〜（３）のいずれかの鋼板において、フェライト以外の第２相として、体積率で、３〜３０％の残留オーステナイトを含有するとともに、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と全伸びＥｌ（％）との積ＴＳ×Ｅｌが１８０００（ＭＰａ・％）以上であることを特徴とする熱延鋼板又は冷延鋼板。

（７）鋼板表面から板厚の１／１６の深さ位置における平均結晶粒径Ｄｓ（μｍ）、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置における平均結晶粒径Ｄ（μｍ）、板厚の中心部分における平均結晶粒径Ｄｃ（μｍ）の間に、Ｄｓ≦０．７５ＤｃおよびＤ≦０．９Ｄｃなる関係を満足することを特徴とする、上記（１）、（２）、（４）、（５）及び（６）のいずれかに記載の熱延鋼板。

（８）鋼板表面から板厚の１／１６の深さ位置における平均結晶粒径Ｄｓ（μｍ）、板厚の中心部分における平均結晶粒径Ｄｃ（μｍ）の間に、Ｄ≦０．9Ｄｃなる関係を満足することを特徴とする、上記（３）〜（６）のいずれかの冷延鋼板。

（９）下記の(7)式で定義される炭素当量Ｃｅｑ（Ｉ）が０．０６〜０．６％であることを特徴とする、上記（１）〜（８）のいずれかの熱延鋼板又は冷延鋼板。

Ｃｅｑ（Ｉ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ／５
＋Ｍｏ／４＋Ｎｉ／４０＋Ｖ／１４・・・・・・・(7)式
ここで、式中の元素記号は各元素の鋼中の含有量（単位：質量％）を示す。

（１０）Ｃ含有量が０．１７質量％以下であり、かつ下記の(8)式で定義される炭素当量Ｃｅｑ（ＩＩ）が０．０３〜０.２０％であり、さらに、下記の(9)式で定義される母材抵抗の指標Ｒｓｐが４５以下であることを特徴とする、上記（１）〜（８）のいずれかの熱延鋼板又は冷延鋼板。

Ｃｅｑ（ＩＩ）＝Ｃ＋Ｍｎ／１００＋Ｓｉ／９０＋Ｃｒ／１００・・・(8)式
Ｒｓｐ＝１３.５×（Ｓｉ＋Ａｌ＋０.４Ｍｎ＋０.４Ｃｒ）＋１２.２・・・(9)式
ここで、式中の元素記号は各元素の鋼中の含有量（単位：質量％）を示す。

（１１）上記（１）〜（１０）のいずれかの熱延鋼板の表面に、Ｚｎ、Ａｌ、Ｚｎ−Ａｌ合金またはＦｅ−Ｚｎ合金の被覆層を備えることを特徴とする溶融めっき熱延鋼板又は冷延鋼板。

（１２）炭素鋼又は低合金鋼からなるスラブを多パス熱間圧延して熱延鋼板を製造する方法であって、最終の圧延パスをＡｒ_３点以上かつ７８０℃以上の温度で終了し、その後４００℃／秒以上の冷却速度で０．４秒以内に７２０℃以下まで冷却した後、６００〜７２０℃の温度域で２秒以上保持することを特徴とする、上記（１）、（２）、（４）、（５）、（６）、（７）、（９）、（１０）および（１１）のいずれかの熱延鋼板の製造方法。

（１３）上記（１２）の方法により得られた熱延鋼板を酸洗後、４０〜９０％の圧延率で冷間圧延した後、９００℃以下の温度で熱処理することを特徴とする、上記（３）、（４）、（５）、（６）、（８）、（９）および（１０）のいずれかの冷延鋼板の製造方法。

（１４）上記（１２）の方法により得られた熱延鋼板を酸洗後、もしくは酸洗後さらに４０〜９０％の圧延率で冷間圧延した後、連続溶融めっきラインにて溶融めっきを施すことを特徴とする、上記（１１）の溶融めっき熱延鋼板または溶融めっき冷延鋼板の製造方法。

本発明によれば、超微細な結晶粒を有し、溶接や溶融めっき工程の熱に耐えることができる熱的安定性と機械特性に優れた熱延鋼板及び冷延鋼板並びにそれらの製造方法を提供することができる。

以下に、本発明に係る超微細結晶粒熱延鋼板について説明する。以下、各化学成分の含有量の「％」表示は、「質量％」を意味する。

（Ａ）化学組成について
Ｃ：
Ｃは、オーステナイトからフェライトへの変態温度を低下させて、熱延の仕上げ温度を低下させることができるので、フェライト結晶粒の微細化を促進するのに有用な元素である。また、強度を確保するための元素である。このため、０．０１％以上含有させることが好ましい。また、フェライト結晶粒の微細化をより促進するためには、０．０３％以上含有させるのが好ましい。ただし、過度に含有させると、熱延後のフェライト変態が遅延し、フェライトの体積率が低下するため、また溶接性が劣化するため０．２５％以下とすることが好ましい。溶接部の加工性を向上させるためには、Ｃ含有量を０．１７％以下にするのが好ましく、０．１５％以下とするのがより好ましい。

Ｓｉ：
Ｓｉは、強度向上を目的として含有させることが好ましい。ただし、過剰に添加すると、延性の劣化が著しくなるうえに、熱間圧延時の表面酸化の問題が生じるので、含有量を３％以下とすることが好ましい。好ましくは２％以下、より好ましくは１．８％以下である。下限は不純物レベルでもよいが、フェライト組織中に残留オーステナイトを生成させる場合には、Ｓｉ＋Ａｌの総量で１％以上含有させることが好ましい。

Ｍｎ：
Ｍｎは、強度確保のため、含有させることが好ましい。また、オーステナイトからフェライトへの変態温度を低下させて、熱間圧延における仕上温度を低下させることを可能にするので、フェライト結晶粒の微細化を促進するため、含有させることが好ましい。ただし、過度に含有させると、熱間圧延後のフェライト変態が遅延し、フェライトの体積率が低下するため、含有量を３％以下とすることが好ましい。より好ましくは２．７％以下である。下限は不純物レベルでもよいが、強度向上を目的として添加する場合には、０．５％以上含有させることが好ましい。また、フェライト組織中に残留オーステナイトを生成させる場合には、０．５％以上含有させることが好ましく、０．８％以上含有させることがより好ましい。また、フェライト組織中にマルテンサイトを生成させる場合には、Ｓｉ＋Ｍｎの総量で１％以上含有させることが好ましく、１．５％以上含有させることがより好ましい。

Ａｌ：
Ａｌは、延性を向上させるため添加してもよい。しかし、過度に含有させると、高温でのオーステナイトが不安定化し熱間圧延における仕上温度を過度に上昇させる必要が生じること、また、安定した連続鋳造を困難にすることから、含有量を３％以下とすることが好ましい。下限は不純物レベルでもよいが、フェライト組織中に残留オーステナイトを生成させる場合には、Ｓｉ＋Ａｌの総量で１％以上含有させることが好ましい。

Ｐ：
Ｐは、強度を増加させるため、添加しても良い。しかし、過度に含有させると、粒界偏析による脆化が生じるので、添加する場合には、含有量を０．５％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．２％以下、さらに好ましくは、０．１％以下である。下限は不純物レベルでもよい。通常、製鋼段階で０．０１％程度混入してくる。

Ｔｉ：
Ｔｉは、炭化物又は窒化物として析出し強度を増加させるため、また、この析出物がオーステナイトやフェライトの粗大化を抑制して、熱延時の結晶粒の微細化を促進し、熱処理の際には粒成長を抑制するため、添加しても良い。ただし、過度に含有させると、熱延以前の加熱時に粗大なＴｉ炭化物又は窒化物が多量に発生して、延性や加工性を阻害するので、含有量を０．３％以下とすることが好ましい。フェライトの生成を容易にするため、好ましくはＴｉ＋Ｎｂの総量で０．１％以下、より好ましくは０．０３％以下、よりより好ましくは０．０１％以下である。なお、下限は不純物レベルでもよい。製鋼上、一般に０．００１％程度は混入する。

Ｎｂ：
Ｎｂは、炭化物又は窒化物として析出し強度を増加させるため、また、この析出物がオーステナイトやフェライトの粗大化を抑制して、熱延時の結晶粒の微細化を促進し、熱処理の際には粒成長を抑制するため、添加しても良い。ただし、過度に含有させると、熱延以前の加熱時に粗大なＮｂＣが多量に発生して、延性や加工性を阻害するので、含有量を０．１％以下とすることが好ましい。フェライトの生成を容易にするため、好ましくはＴｉ＋Ｎｂの総量で０．１％以下、より好ましくは０．０３％以下、さらに好ましくは０．０１％である。なお、下限は不純物レベルでもよい。製鋼上、一般に０．００１％程度は混入する。

Ｖ：
Ｖは炭化物として析出し強度を増加させるため、また、この析出物がフェライトの粗大化を抑制して、結晶粒の微細化を促進するため、添加しても良い。ただし、Ｔｉ、Ｎｂと同様な理由で、延性や加工性を阻害するので、含有量を１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．５％以下であり、さらに好ましくは０．３％以下である。なお、下限は不純物レベルでもよい。製鋼上、一般に０．００１％程度は混入する。

Ｃｒ：
Ｃｒは、焼き入れ性を増加させ、フェライト組織中にマルテンサイトやベイナイトを生成させる作用を有するため、これらの作用を目的として添加しても良い。ただし、多量に含有させるとフェライトの生成が抑制されるため、含有量を１％以下とすることが好ましい。なお、下限は不純物レベルでもよい。製鋼上、一般に０．０２％程度は混入する。

Ｃｕ：
Ｃｕは、低温で析出して強度を増加させる作用を有するため、これらの作用を目的として添加しても良い。ただし、スラブの粒界割れなどを引き起こすおそれがあるため、含有量を３％以下とすることが好ましい。より好ましくは２％以下である。なお、添加する場合は、含有量０．１％以上とすることが好ましい。なお、下限は不純物レベルでもよい。製鋼上、一般に０．０２％程度は混入する。

Ｎｉ：
Ｎｉは、高温でのオーステナイトの安定度を増加する目的で添加しても良い。また、Ｃｕを含有させる場合はスラブの粒界脆化を防止するために添加しても良い。ただし、過度に含有させると、フェライトの生成が抑制されるため、含有量を１％以下とすることが好ましい。なお、下限は不純物レベルでもよい。製鋼上、一般に０．０２％程度は混入する。

Ｍｏ：
Ｍｏは、ＭｏＣを析出し強度を増加させるため、また、この析出物がフェライトの粗大化を抑制して、結晶粒の微細化を促進するため、添加しても良い。ただし、Ｔｉ、Ｎｂと同様な理由で、延性や加工性を阻害するので、含有量を１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．５％以下であり、さらに好ましくは０．３％以下である。なお、下限は不純物レベルでもよい。製鋼上、一般に０．００１％程度は混入する。

Ｃａ、ＲＥＭ、Ｂ:
Ｃａ、希土類元素（ＲＥＭ）やＢは凝固中に析出する酸化物や窒化物を微細化して、鋳片の健全性を保つため、その１種又は２種以上を添加しても良い。ただし、高価であるため、総含有量で０．００５％以下とすることが好ましい。下限は不純物レベルでもよい。

なお、鋼中に混入する「不純物」としてはＳ、Ｎ、Ｓｎ等が挙げられる。Ｓ、Ｎについては、できればその含有量を以下のように規制するのが望ましい。

Ｓ：
Ｓは硫化物系介在物を形成して加工性を低下させる不純物元素であるため、その含有量は０.０５％以下に抑えるのが望ましい。そして、一段と優れた加工性を確保したい場合には、０．００８％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００３％以下である。

Ｎ：
Ｎは加工性を低下させる不純物元素であり、その含有量は０.０１％以下に抑えることが望ましい。より好ましくは、０.００６％以下である。

（Ｂ）本発明に係る鋼板の組織について
本発明に係る鋼板は、フェライトを主相とし、主相とフェライト以外の第２相とからなる組織を有する鋼板である。ここで「主相」とは組織を構成する相のうち該組織に占める割合が最大となる相であるという意味である。主相のフェライトは、体積率で少なくとも５０％以上であることが好ましく、より好ましくは６０％以上である。フェライトの体積率が５０％未満では、鋼板の延性や加工性が損なわれる場合がある。

フェライトの結晶粒径（直径）は、鋼板の機械特性と熱的安定性、さらには加工性に大きく影響する。

したがって、本発明に係る熱延鋼板に十分な強度と延性や熱的安定性さらには加工性を確保するために、鋼板表面から板厚の１／４の深さにおけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）を、下記の(1)式及び(2)式を満足する一定の範囲にとどめる必要がある。
１．２≦Ｄ≦７・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・(1)式
Ｄ≦２．７＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２・・・(2)式
すなわち、その一定の範囲とは、１．２μｍを下限とし、そして、２．７＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２μｍ及び７μｍのうちの小さい方の値を上限とする範囲のことである。

そして、本発明に係る冷延鋼板に十分な強度と延性や熱的安定性さらには加工性を確保するために、鋼板表面から板厚の１／４の深さにおけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）を、下記の(5)式及び(6)式を満足する一定の範囲にとどめる必要がある。

１．２≦Ｄ≦９．３・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・(5)式
Ｄ≦５．０−２．０・Ｃｒ＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２・・(6)式
すなわち、その一定の範囲とは、１．２μｍを下限とし、そして、５．０−２．０・Ｃｒ＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２μｍ及び９．３μｍのうちの小さい方の値を上限とする範囲のことである。

ここで、フェライトの平均結晶粒径Ｄの下限を１．２μｍとするのは、１．２μｍ未満では、加工硬化係数が極端に減少して延性や加工性が劣化するだけでなく、微細フェライト組織の熱的安定性も劣化して、高温下で容易に粒成長するからである。より優れた延性や加工性や熱的安定性を得るためには、フェライトの平均結晶粒径Ｄの下限を１．５μｍとするのが好ましい。一方、フェライトの平均結晶粒径Ｄの上限を、熱延鋼板については２．７＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２μｍ及び７μｍのうちの小さい方の値、冷延鋼板については５．０−２．０・Ｃｒ＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２μｍ及び９．３μｍのうちの小さい方の値、とするのは、これらのいずれかの値を超えると、十分な強度が得られなくなるからである。より優れた強度を得るためには、フェライトの平均結晶粒径Ｄの上限を、熱延鋼板については２．４＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２μｍ及び５．５μｍのうちの小さい方の値、冷延鋼板については４．５＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２μｍ及び８．５μｍのうちの小さい方の値を上限とするのが好ましい。なお、ここでは、１５°以上の結晶方位差を持つ大角の粒界で囲まれた領域を１つの結晶粒と定義し、１５°未満の小角の粒界は無視する。

さらに鋼板の熱的安定性を高めるためには、フェライトの結晶粒径の分布を一定の範囲にとどめるのが好ましい。高温での粒成長が生じる一因は、粒界のエネルギーに基づく駆動力であり、微細なフェライト組織の中に比較的大きなフェライト結晶粒が混在していると、大きなフェライト結晶粒が粒界を駆動力として周囲の微細なフェライト結晶粒と容易に一体化し、粒成長が急速に進展する。このため、高温でのフェライト結晶粒の粒成長速度を抑制するためには、フェライト結晶粒を微細化してその平均結晶粒径Ｄ（μｍ）を上記の(1)式及び(2)式を満足する一定の範囲にとどめることに加えて、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトのうち、結晶粒径ｄ（μｍ）が下記の(4)式を満足する結晶粒の占める面積割合が８０％以上であることが好ましい。
Ｄ／３≦ｄ≦３Ｄ・・・・・・・・・・・・・・・・(4)式
すなわち、面積割合でフェライト結晶粒の８０％以上が、平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の１／３から３倍の範囲に収まるような粒径分布となることが好ましい。好ましくは８５％以上のフェライト結晶粒が平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の１／３から３倍の範囲に収まるような粒径分布となることであり、より好ましくは９０％以上のフェライト結晶粒が平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の１／３から３倍の範囲に収まるような粒径分布となることである。

フェライトの結晶粒径とその分布を表面から板厚の１／４の深さで定義する理由は、本発明に係る熱延鋼板のフェライト結晶粒径は板厚方向に変化するためである。本発明に係る鋼板は、この深さのフェライト結晶粒組織を上記の範囲にすることで、所望の機械特性と熱的安定性を確保することができる。特に粒径の熱的安定性は、板の表面から内部に渡る広い範囲で統計を取ったときの粒径分布で決まるのではなく、特定の深さで統計を取ったときの粒径分布で決まる。従って、板厚の１／４の深さで表面に平行な断面で組織観察を行うか、もしくは、表面に垂直な断面で観察するのであれば、板厚の１／４の深さから１００μｍ以内の領域で観察を行い、統計を取る。

フェライト以外の第２相は、パーライト、セメンタイト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトやＦｅ以外の元素の炭窒化物など、一般に低炭素鉄鋼材料中に生成することが知られる相であれば良い。

降伏比が０．７５以上の機械特性と熱的安定性に優れる鋼板を効率的に製造するには、第２相として、体積率で５０％未満のベイナイト、３０％未満のパーライト、５％未満の粒状セメンタイト、５％未満のマルテンサイト及び３％未満の残留オーステナイトからなる群から選ばれた１種又は２種以上を総量で５０％未満含有させることが好ましい。より好ましくは総量で４０％未満である。ベイナイト、パーライト、粒状セメンタイトの各体積率が上記の値を超えると、加工性が阻害される。また、マルテンサイトと残留オーステナイトの体積率が上記の値を超えると、降伏比を０．７５以上とすることが困難となる。

次に、降伏比が０．７５未満の機械特性と熱的安定性に優れる鋼板を効率的に製造するには、第２相として、体積率で５〜４０％のマルテンサイトを含有させることが好ましい。この場合、ベイナイト、パーライト及び粒状セメンタイトの体積率はできる限り減少させる方が好ましい。残留オーステナイトは存在しても良いが、降伏比をより低下させ易くするには体積率で３％以下とするのが好ましい。

また、引張強度ＴＳと全伸びＥｌの積が１８０００以上の伸び特性に特に優れ、かつ熱的安定性にも優れる鋼板を効率的に製造するには、第２相として残留オーステナイトを体積率で３〜３０％含有させる。残留オーステナイトの体積率が３％を下回ると伸び特性が阻害されるおそれがあり、３０％を超えると熱的安定性が阻害されるおそれがある。第２相として含有させる残留オーステナイトの体積率は、５〜２５％とするのが好ましい。

なお、フェライト以外の第２相としては、上記したものの外に、体積率で１％以下の微量の炭化物、窒化物、酸化物を含有させることもできる。これらには、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏの炭窒化物等がある。

（Ｃ）高温での粒成長速度について
フェライトの平均結晶粒径が上記の(1)式及び(2)式を満足する一定の範囲内にある鋼板の粒成長速度の温度特性は、７００℃近傍の温度におけるフェライトの粒成長速度によって決定される。したがって、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径の７００℃における増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）と前記平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が下記の(3)式を満足することが必要となる。
Ｄ・Ｘ≦０．１・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・(3)式
すなわち、フェライトの平均結晶粒径の増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）と平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の積Ｄ・Ｘ（μｍ^２／ｍｉｎ）を、０．１μｍ^２／ｍｉｎ以下に保つことで、溶接や溶融めっき工程における主要な熱履歴に対して安定となり、良好な熱的安定性が得られる。より優れた熱安定性を得るためには、積Ｄ・Ｘを０．０７μｍ^２／ｍｉｎ以下にするのが好ましく、０．０５μｍ^２／ｍｉｎ以下にするのがさらに好ましい。

なお、後掲する実施例２及び３に示すように、フェライトの平均結晶粒径の増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）と平均結晶粒径Ｄ（μｍ）の積Ｄ・Ｘ（μｍ^２／ｍｉｎ）が、０．１μｍ^２／ｍｉｎ以下である鋼板のフェライト結晶粒組織は、８５０℃で数十秒熱処理しても、殆ど粒径の変化を示さない。本発明に係る鋼板のフェライトの結晶粒径（直径）は、時間の平方根に比例する通常の粒成長とは異なり、７００℃ではほぼ時間に比例して増加する。したがって、フェライトの平均結晶粒径の増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）は、７００℃で１時間程度の間の粒径変化を測定して、その変化率を平均することによって、求めることとする。

また、さらに粒成長速度を低下させるため、フェライト結晶粒内の転位密度を１０^９／ｃｍ^２以下、より好ましくは１０^８／ｃｍ^２以下とすることが好ましい。

（Ｄ）Ｚｎめっきについて
上述の組織とその熱的安定性を具備した微細粒熱延鋼板は、溶融めっきラインを用いてＺｎ、Ｚｎ−Ａｌ合金、Ａｌ−Ｓｉ合金、Ｆｅ−Ｚｎ合金等の被覆を鋼板表面に施すことが可能である。

Ｚｎ−Ａｌ合金のめっき浴の組成としては、Ｚｎ−（０.１〜６０）％Ａｌ浴、更にＳｉ及び／又はＭｇを複合添加した浴などを用いる。また、Ａｌ−Ｓｉ合金のめっき浴の組成としては、Ａｌ−（７〜１３）％Ｓｉ浴などを用いる。めっき浴中にはその他、Ｆｅ、Ｖ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃａ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｗ、Ｃｕ、Ｐｂ、Ｓｎ、Ｃｄ、Ｓｂが０.１％以下含まれていても特に支障はない。めっき後冷却された鋼板表面上の皮膜の組成は、浸漬並びに冷却時に鋼材と溶融金属の間で元素の相互拡散が起こるため、一般にめっき浴組成よりは若干Ｆｅ濃度の高い組成となる。合金化溶融亜鉛めっきは、この相互拡散を積極的に利用したものであり、皮膜中のＦｅ濃度は７〜１５％となる。めっき付着量は特に限定するものではないが、片面当たり３０〜２００ｇ/ｍ^２とするのが好ましく、そして、合金化溶融亜鉛めっきの場合は、パウダリングが懸念されるため、２５〜６０ｇ／ｍ^２とするのが好ましい。

溶融めっきラインによるめっき法は、以下のとおりである。

微細粒組織を達成した熱延鋼板は、酸洗工程を経て表層のスケールを除去した後、連続溶融亜鉛めっきラインに通板される。入り側から、アルカリ脱脂、水洗を経た後、予熱後水素を含有する雰囲気中で５５０〜９００℃の温度に加熱し、鋼板表面のＦｅ酸化物を還元して、この後のめっき処理に好適な表面を形成する。５５０℃未満の温度では還元が十分ではなく、９００℃を超える温度まで加熱するとフェライト組織が粗大化する。めっき後にフェライト＋パーライト組織もしくはフェライト＋セメンタイト組織とするには、５５０℃から７３０℃近傍までの温度とすることが好ましい。一方、第２相としてベイナイト、マルテンサイト、残留γ等を生成させるには、Ａ_１点から９００℃までのフェライトとオーステナイトの二相共存温度域まで昇温する方が好ましい。雰囲気中の水素含有量は５〜４０％が好ましい。水素含有量が５％未満では還元が十分に行われない。４０％を超えると雰囲気ガスのコストが過度に増加する。水素以外の成分は還元を阻害しないガスであれば良い。好ましくはコストの点から窒素である。均熱の時間は、還元が十分に行われる時間であれば良く、特に指定しないが、一般に１０秒以上である。上限は、フェライトを粗大化させないために５分以内、より好ましくは２分以内である。この還元のための加熱・均熱帯を経た後、鋼板温度はめっき浴温近傍まで冷却され、めっき浴に浸漬後、所定の付着量に調整され、室温まで冷却される。合金化溶融亜鉛めっきの場合は、上記のように溶融亜鉛めっきの後、４７０〜６００℃に再加熱して地鉄とめっき膜の間の反応を生じさせ、鋼板表面にＦｅ−Ｚｎ合金膜を形成する。

このように、溶融めっき法では、鋼板はめっき浴中で加熱されるだけでなく、めっき浴に浸される前の表面酸化層を還元する工程や、めっき浴浸漬後の合金化工程でも高温熱処理を受ける。しかし、本発明の鋼板のフェライト組織は熱的に安定であるために、これらの工程を経ても微細粒組織が保たれ、優れた機械特性を示す。さらに、表面のフェライト結晶粒が微細であるために、合金化反応速度が増加して、効率的に生産できるという利点も有する。

なお、めっきを施す場合の鋼組成としては、Ｃ：０.００１〜０.１５％とし、Ｓi：０.００５〜１.５％及び／またはＰ：０．００５〜１．０％とすることが好ましい。

（Ｅ）溶接性について
従来の低温圧延により作成した微細粒組織を有する鋼板では、熱的安定性に劣り、ＨＡＺ部が軟化するため、溶接部の特性が低下する。これに対して、本発明に係る鋼板の熱的安定性は、鋼板そのものや上述の表面被膜を施した鋼板を溶接により接合した場合においても、良好であり、レーザ、スポット、アーク等の溶接を用いた溶接後の溶接部の成形性を向上させる。

アーク・プラズマ溶接やレーザ溶接に代表される溶融溶接においては、さらに、鋼板の化学成分に関して、下記の(7)式で定義される炭素当量Ｃｅｑ（Ｉ）を０．０６〜０．６％と規定するのが好ましい。
Ｃｅｑ（Ｉ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ／５
＋Ｍｏ／４＋Ｎｉ／４０＋Ｖ／１４・・・・・・・(7)式
ここで、式中の元素記号は各元素の鋼中の含有量（単位：質量％）を示す。

Ｃｅｑ（Ｉ）は、溶接部の最高硬さの指標であり、Ｃｅｑ（Ｉ）を０．０６〜０．６％と規定することで、溶接後の部材の成形性を確保することができる。Ｃｅｑ（Ｉ）が０.０６％未満では、焼入れ性に乏しいため、溶接金属部の硬さが、熱的に安定な細粒組織により強化された母材の硬さよりも軟らかくなるため、溶接部の加工性が低下する。そして、０.６％を超えると、焼入れ硬化により、溶接金属部及び熱的安定性を有したＨＡＺ部では、母材硬さに対する硬化が著しいため、溶接部の成形性が低下する。なお、Ｃｅｑ（Ｉ）を０．１０〜０.５％と規定するのが好ましい。また、溶接部の硬化、脆化を生じさせるＣの含有量を０.１７質量％以下とするのが好ましい。

一方、母材への通電発熱により抵抗溶接が為されるスポット溶接において、継手強度を確保するため、溶接部の硬度分布及び脆化抑制の観点から、化学組成に関して、Ｃ含有量を０．１７質量％以下と規定し、かつ下記の(8)式で定義される炭素当量Ｃｅｑ（ＩＩ）を０．０３〜０.２０％と規定するとともに、さらに、継手強度を確保するためのナゲット径を広い条件範囲において得るために、下記の(9)式で定義される母材抵抗の指標Ｒｓｐを４５以下と規定するのが好ましい。
Ｃｅｑ（ＩＩ）＝Ｃ＋Ｍｎ／１００＋Ｓｉ／９０＋Ｃｒ／１００・・・(8)式
Ｒｓｐ＝１３.５×（Ｓｉ＋Ａｌ＋０.４Ｍｎ＋０.４Ｃｒ）＋１２.２・・・(9)式
ここで、式中の元素記号は各元素の鋼中の含有量（単位：質量％）を示す。

スポット溶接のような急冷熱サイクルでは、Ｃ量による硬化、脆化への影響が大きいため、Ｃ含有量は０.１７％以下とするのが好ましく、０.１５％以下とするのがより好ましい。

Ｃｅｑ（ＩＩ）は、スポット溶接のような急冷熱サイクルにおける溶接部の最高硬さの指標であり、Ｃｅｑ（ＩＩ）を０．０３〜０.２０％と規定することで、抵抗溶接性に優れた溶接部を得ることができる。Ｃｅｑ（ＩＩ）が０.０３％未満では、焼入れ性に乏しいため、スポット溶接部で得られる最高硬さが母材硬度に対して小さくなり、そのため継手強度評価試験において、いわゆるボタン破断を得ることができるが、得られる最大破断荷重が小さくなってしまう。そして、Ｃｅｑ（ＩＩ）が０.２０％を超えると、焼入れ硬化により、溶接金属部及び熱的安定性を有したＨＡＺ部では、母材硬さに対する硬化・脆化が著しく、強度評価試験において、溶融金属部（ナゲット内）に割れを生じ、いわゆるボタン破断を得ることが難しくなる。なお、Ｃｅｑ（ＩＩ）を０．０６〜０.１７％と規定するのが好ましい。

母材抵抗の指標Ｒｓｐは、継手強度を確保するための十分なナゲット（溶融接合部）径をどの程度の広さの溶接条件範囲で得ることができるかの指標であり、抵抗溶接性に優れた溶接部を得るためには、４５以下にすることが好ましい。４０以下にするのがより好ましい。

広い溶接条件範囲にて、継手強度を確保するためのナゲット径を得るためには、電流密度と抵抗発熱が重要となる。ここで、電流密度は、溶接中の通電経路の断面積により決まり、熱的安定性に優れる本発明鋼では、粒成長に起因した軟化を生じないため、初期の通電経路の広がりを抑制し、十分なナゲット径が形成されやすい。一方、抵抗発熱は母材の電気抵抗値の影響が大きく、母材抵抗が大きい場合には、過剰に抵抗発熱がなされ、適正条件範囲を超えると、チリ発生がし易くなる。なお、一般に、スポット溶接の適正条件範囲とは、４×√ｔのナゲット径が形成される溶接電流〜チリ発生電流（ｔは接合材の板厚）の範囲、又は、ボタン破断を示す最小電流〜チリ発生電流の範囲を用いて表される。

（Ｆ）圧延について
圧延は、１０００℃を超える温度から、レバースミルもしくはタンデムミルを用いて、オーステナイト温度域で行う。工業的生産性の観点からは、少なくとも最終の数段はタンデムミルを用いるのが好ましい。

連続鋳造や鋳造・分塊により得たスラブ、ストリップキャスティングにより得た鋼板などや、必要によってはそれらに一度、熱間又は冷間加工を加えたものを用い、それらが冷片であれば１０００℃を超える温度に再加熱して圧延する。圧延の開始温度が１０００℃以下になると、圧延荷重が過大になり、十分な圧延率を得ることが困難になるばかりか、十分な圧延率の圧延をＡｒ_３点以上の温度で終了することも困難となり、所望の機械特性や熱的安定性を得られなくなる。好ましくは１０２５℃以上、より好ましくは１０５０℃以上の温度から圧延を開始する。上限は、オーステナイト粒の粗大化を抑制するため、また、設備費用や加熱燃料費を抑制するため、１３５０℃以下、好ましくは１２５０℃以下とする。ＴｉＣやＮｂＣなどの析出物をオーステナイト中に十分に溶解させる必要がない鋼種の場合、この範囲の中でも比較的低い温度（１０５０〜１１５０℃）に再加熱することが好ましい。初期のオーステナイト結晶粒が微細化し、最終のフェライト結晶粒も微細化し易くなるためである。

圧延仕上げ温度は、圧延後にオーステナイトからフェライトへと変態させるためにＡｒ_３点以上かつ７８０℃以上の温度範囲とする。仕上げ温度が、Ａｒ_３点を下回ると、圧延中にフェライトが発生する。また７８０℃未満の温度では、圧延荷重が増大し、十分な圧下を加えることが困難となるばかりか、圧延中に板表層部でフェライト変態が生じる場合がある。好ましくは、Ａｒ_３点以上かつ８００℃以上の温度で圧延を終了する。

なお、圧延を終了する温度は、Ａｒ_３点以上かつ７８０℃以上の温度範囲であれば低い程良い。これは、圧延によってオーステナイトに導入された加工歪みの蓄積効果が大きくなり、結晶粒の微細化が促進されるためである。本発明で用いる鋼種のＡｒ_３点は、概ね７８０から９００℃である。

総圧下量は、フェライトの微細化を促進するため板厚減少率で９０％以上、好ましくは９２％、より好ましくは９４％以上である。圧延終了温度から「圧延終了温度＋１００℃」までの温度範囲における板厚減少率で４０％以上とすることが好ましい。より好ましくは、圧延終了温度から「圧延終了温度＋８０℃」までの温度範囲における板厚減少率で６０％以上である。圧延は、連続した複数パスの圧延とする。１パス当たりの圧下量は、好ましくは１５〜６０％である。１パス当たりの圧下量を大きく取る方がオーステナイトへの歪みを蓄積させ、変態によって生成するフェライトの結晶粒径を微細化する意味からは好ましいが、圧延荷重の増大が必要となるので、圧延設備が大型化するだけでなく、板形状の制御も困難になる。本発明の方法では、１パス当たりの圧下量を４０％以下とした複数パスの圧延でも微細なフェライト結晶粒を得ることができる。したがって、特に板形状の制御を容易にしたいときには、最終の２パスの圧下率を４０％／パス以下とすることが好ましい。

（Ｇ）圧延後の冷却について
圧延を終了後、オーステナイトに導入された加工歪みを解放することなく、これを駆動力としてオーステナイトからフェライトへと変態させ、微細なフェライト結晶粒組織を生成させるために、圧延終了から０．４秒以内に７２０℃以下の温度まで冷却する。好ましくは圧延終了から０．２秒以内に７２０℃以下の温度まで冷却する。冷却は、水冷を用いるのが望ましく、そして、その冷却速度は、空冷期間を除外し強制冷却を行っている期間の平均冷却速度として、４００℃／秒以上とするのが、好ましい。

ここで、７２０℃以下の温度に冷却されるまでの時間を規定する理由は、７２０℃を超える温度で、冷却を停止もしくは鈍化させると、微細なフェライトが生成する以前に、加工によって導入された歪みが解放されて、又は、歪みの存在形態が変化して、フェライトの核生成に有効ではなくなり、フェライト結晶粒が顕著に粗大化するためである。

温度が７２０℃以下に達すると、フェライト変態が活発化する変態温度域に入る。上記のフェライト組織が得られるフェライト変態温度域は、この温度から６００℃までの間の温度域である。したがって、７２０℃以下に達した後、冷却を一次停止、もしくはその速度を鈍化させて、この温度域で２秒以上保持させることによって、上記の熱的に安定なフェライト結晶粒組織の形成を確実にすることができる。この温度域での保持時間が短いと上記の熱的に安定なフェライト結晶粒組織の形成が阻害されるおそれがある。より好ましくは、６２０〜７００℃の温度域で３秒以上滞留させるのがよい。

微細なフェライト結晶粒組織を主相とし、その中に体積率で５％以上のマルテンサイトを分散させた複相組織鋼とする場合は、上述の冷却・保持の後、３５０℃以下の温度まで冷却することが好ましい。４０℃／ｓ以上の冷却速度で２５０℃以下の温度まで冷却するのが、より好ましい。なお、３５０℃以下の温度までの冷却を２０℃/s以下の冷却速度で行うと、ベイナイトが発生し易くなって、マルテンサイト生成を阻害するおそれがある。

一方、微細なフェライト結晶粒組織を主とし、体積率で３〜３０％の残留オーステナイトが分散した複相組織鋼とする場合は、上述の冷却の後、２０℃/s以上の冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、その後、６０℃℃/ｈ以下の冷却速度で徐冷することが好ましい。４００〜５００℃までの冷却速度を５０℃/s以上とすることがより好ましい。

（Ｈ）冷却設備について
本発明において、上記の冷却を行う設備は限定されない。工業的には、水量密度の高い水スプレー装置を用いることが好適である。例えば、圧延板搬送ローラーの間に水スプレーヘッダーを配置し、板の上下から十分な水量密度の高圧水を噴射することで冷却することができる。

（Ｉ）冷間圧延と焼鈍について
微細粒組織を持った薄鋼板を効率的に生産するため、熱間圧延した後、酸洗して、さらに冷間圧延した後、焼鈍する。冷間圧延率は、焼鈍中のフェライトの再結晶を促進するため４０％以上とし、圧延が困難となるため９０％以下とする。圧延設備に制限はなく、タンデムミルやリバースミルを用いることができる。

冷間圧延後、加工フェライトを再結晶させ微細粒フェライト組織とするため、熱処理する。温度はフェライトの再結晶の生じる温度以上で結晶粒の粗大化を防ぐため９００℃以下とする。好ましくは、Ａｃ_１点以上の温度かつＡｃ_３点以下の温度である。Ａｃ_１点未満ではフェライトの再結晶に長時間を要し、Ａｃ_３点を超えると組織がオーステナイト単相となるため組織が粗大化し易いためである。焼鈍時間は、フェライトが再結晶する時間以上で、上限に制限はない。通常の連続焼鈍設備やバッチ焼鈍設備などを用いることができるが、効率的な生産のために連続焼鈍設備を用いて短時間の焼鈍を行うことが好ましい。連続溶融メッキ設備を用いて溶融メッキを行う場合は、一般にメッキ設備に前焼鈍工程が具備されているため、冷間圧延後に焼鈍を行う必要はなく、冷間圧延材を直接メッキ設備に通板することができる。

以下、実施例により、本発明を更に詳しく説明する。

表1に示す化学組成を有する鋼種Ａ１〜Ａ１１の鋼を溶製し、熱間鍛造によって３０ｍｍ厚さにした。その後、１０５０℃以上に再加熱した後、試験用小型タンデムミルにて圧延を実施し、２ｍｍの板厚に仕上げた。

表２に、その圧延仕上げ温度と冷却条件を示す。全ての圧延において、圧延の仕上げ温度は、各鋼種のＡｒ_３点よりも高い温度とし、さらに、仕上げ温度〜［仕上げ温度＋１００℃］の温度域内で３パス以上の多パス圧延を行なった。最終の２パスの圧延は、試験番号３を除いて３５％／パス以下の軽圧下圧延とした。試験番号３については最終の２パスを５０〜６０％の大圧下圧延とした。圧延仕上げ後は、表２に記載したとおり、水冷によって５００〜７２０℃の温度域内の所定の温度まで冷却した。なお、試験番号によっては、水冷後に空冷時間を設けることで７２０〜６００℃における保持時間を設けた。表２には、７２０〜６００℃の温度域における保持時間に加えて、そのうちの７００〜６２０℃の温度域における保持時間をも示した。その後、約１００℃/sの速度で室温までの水冷を行うか、又は、６００〜４００℃の温度域内の所定の温度までの水冷後に炉中で炉冷を行うことによって、種々の第２相の組織を有する鋼板を作製した。

このようにして得られた熱延鋼板の組織について、走査電子顕微鏡を用いることによって鋼板板厚の断面を観察した。

フェライトの結晶粒径およびその粒径分布については、板表面から板厚の１／４の深さにて、ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering Pattern）法を用いて結晶方位解析を行うことで求めた。各相の体積率の測定は、板表面から板厚の１／４の深さにて、ナイタール又はピクリン酸で腐食した組織を走査電子顕微鏡を用いて観察することで行った。なお、本実施例で製造した鋼板のフェライト相以外の第２相の組織は、パーライト、ベイナイト、そして、粒内の球状セメンタイト又は粒界セメンタイトであった。

本発明の鋼板に関しては、鋼板表面から１００μｍの深さ位置における結晶粒径と板厚の中心部分における結晶粒径を上記と同じ方法で測定した。その結果、全ての本発明鋼板に関し１００μｍの深さ位置における結晶粒径は板厚中心における粒径の６０％以下、板厚の１／４の深さにおける粒径は板厚中心における粒径の８５％以下であった。

機械的性質については、引張特性をＪＩＳ５号引張試験片にて行い、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、降伏比ＹＲ及び全伸びＥｌ（％）を評価した。

熱的安定性については、７００℃の塩浴に１０、３０又は６０分間浸した後、急冷し、上記したのと同じ方法で粒径を測定し、焼鈍前粒径ｄ_０（μｍ）と焼鈍後粒径ｄ_１（μｍ）の差を、焼鈍時間（ｍｉｎ）で割り算をすることによって、平均結晶粒径の増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）を算出した。

表３に、このようにして得られた熱延鋼板の組織とその性質および引張試験結果を示す。ここで、試験番号１は、７２０〜６００℃の温度域における保持時間が０．８秒と短いため、フェライト体積率は１４．８％と少ないだけでなく、７００℃で焼鈍したときの粒成長速度も大きく、熱的安定性に劣る。試験番号３は、低温で大圧下圧延を採用したため、粒径が１．１３μｍと過度に細かく、熱的安定性と強度・伸びバランスに劣る。試験番号５は、仕上圧延の終了直後に７２０℃まで冷却するのに１．５２秒の時間を要したため、フェライトの平均結晶粒径が４．５２μｍとなって粗粒化するとともに混粒組織となり、熱的安定性に劣る。試験番号１９は、７２０〜６００℃の温度域における保持時間が０．２秒と極めて短いため、９５％を超えるベイナイト組織になり、フェライト体積率は５％未満と少ない。これらの比較例に対して、冷却条件が本発明の範囲内である本発明例は、熱的安定性および機械的性質の両方に優れている。

表４に示す化学組成を有する鋼種１〜５からなる鋼片（サイズ：８０ｍｍ幅×１００ｍｍ長×３５ｍｍ厚）を、表５に示す条件でＡｒ_３点以上の温度で熱間圧延後、水冷し、板厚が１．２ｍｍの熱延鋼板を得た。

得られた熱延鋼板について、板表面から板厚の１／４の深さにおけるフェライト平均結晶粒径、その粒径分布と転位密度の測定を行い、そして、熱的安定性の評価を行った。なお、フェライト結晶粒径、その粒径分布と転位密度の測定を行い、そして、熱的安定性の評価については、前記したのと同じ方法で行った。転位密度ρ（ｃｍ^−２）は、透過電子顕微鏡観察により明視野像において、任意の線分の長さＬ（ｃｍ）と転位線との交切点の数Ｎを測定し、膜厚ｔ（ｃｍ）として、次の(10)式にしたがって求めた。
ρ=２Ｎ／Ｌｔ・・・・・・・・・・・・・・・(10)式
フェライト結晶粒の熱的安定性については、７００℃の塩浴に１０、３０又は６０分浸した後、急冷し、前記したのと同じ方法で粒径を測定し、焼鈍前粒径ｄ_０（μｍ）と焼鈍後粒径ｄ_１（μｍ）の差を、焼鈍時間（ｍｉｎ）で割り算をすることによって、平均結晶粒径の増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）算出した。

本発明鋼板に関しては、鋼板表面から１００μｍの深さ位置における結晶粒径と板厚の中心部分における結晶粒径を前記したのと同じ方法で測定した。その結果、全ての本発明鋼板に関し１００μｍの深さ位置における結晶粒径は板厚中心における粒径の６０％以下、板厚の１／４の深さにおける粒径は板厚中心における粒径の８５％以下であった。

このようにして得られた熱延鋼板の機械特性に及ぼす熱処理の影響を明らかにする目的で、７３０〜８３０℃の範囲で再加熱処理を行った後、再度、フェライト平均結晶粒径を測定した。ここで、機械的性質については、引張特性をＪＩＳ５号引張試験片にて行い、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）、降伏比ＹＲ及び全伸びＥｌ（％）を評価した。

表６に、このようにして得られた熱延鋼板の組織とその性質および引張試験結果、さらに、７３０〜８３０℃の範囲で再加熱処理を行った後、再度、フェライト平均結晶粒径を測定した結果を示す。ここで、試験番号Ｃ及びＦは、熱延後の鋼板は機械特性に劣るとともに熱的安定性にも劣る。そして、再加熱処理によって、そのフェライト結晶粒径が８μｍを超えるようになり、一層機械特性が劣化することが確認できた。これらの比較例に対して、本発明例の熱的安定性に優れる鋼板は、優れた機械特性を示すとともに、７３０℃〜８３０℃で数十秒熱処理をしても、殆んど粒径の変化を示さない。よって、本発明に係る鋼板は、熱処理後も細粒強化されていることが確認できた。

表７に示す化学組成を有する鋼種ＡＡ〜ＡＺの鋼を溶製し、熱間鍛造によって３０ｍｍ厚さにした。その後１１００〜１２００℃の温度に再加熱した後、Ａｒ_３点よりも高い温度で５パスの圧延を行い、２ｍｍの板厚に仕上げた。最終の２パスの圧延は、３５％／パス以下の軽圧下圧延とした。圧延後、表８に示す条件で冷却した。得られた鋼材の組織は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて鋼板板厚の断面を観察した。

フェライト結晶粒径および粒径分布については、板表面から板厚の１／４の深さにて、ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering Pattern）法を用いて結晶方位解析を行うことで求めた。各相の体積率の測定は、板表面から板厚の１／４の深さにて、ナイタール又はピクリン酸で腐食した組織をＳＥＭを用いて観察することで行った。フェライト体積率及びマルテンサイト体積率については、板表面から板厚の１／４の深さにて、いわゆるメッシュ法にて測定し、これらの算術平均値で示した。さらに、圧延材からＪＩＳ５号試験片を採取し、常温引張り試験にて機械的特性を評価した。

本発明鋼板に関しては、鋼板表面から１００μｍの深さ位置における結晶粒径と板厚の中心部分における結晶粒径を前記したのと同じ方法で測定した。その結果、全ての本発明鋼板に関し１００μｍの深さ位置における結晶粒径は板厚中心における粒径の６０％以下、板厚の１／４の深さにおける粒径は板厚中心における粒径の８５％以下であった。

熱的安定性については、７００℃の塩浴に１０、３０又は６０分間浸した後、急冷し、前記したのと同じ方法で、平均結晶粒径の増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）を算出した。

これらの結果を表９に示す。ここで、試験番号Ａ１０は、フェライト結晶粒径が４．５７μｍと粗大であるとともにフェライトの体積率が小さいため、そして、試験番号Ａ８〜Ａ９及びＡ１１は、平均結晶粒径の増加速度Ｘと平均結晶粒径Ｄの積Ｄ・Ｘが０．１μｍ^２／ｍｉｎを超えるとともにフェライトの体積率が小さいため、機械特性にも劣るとともに熱的安定性に劣る。これらの比較例に対して、試験番号Ａ１〜Ａ７の本発明例は、軽圧下圧延としたにもかかわらず２．５μｍ前後の微細なフェライト結晶粒径を有するとともに、５０体積％以上のフェライトと１０体積％以上のマルテンサイトからなる鋼板となっている。これらのフェライト組織は熱的に安定であり、またマルテンサイトを適量含むフェライト組織となっているため、高強度でかつ良好な伸び特性が得られる。

表１０に示す化学組成を有する鋼種Ａ１〜Ａ１０の鋼を溶製し、熱間鍛造によって３５
ｍｍ厚さにした。その後、１０５０〜１２５０℃の温度に再加熱した後、Ａｒ_３点よりも高い温度で５パスの圧延を行い、１．５ｍｍの板厚に仕上げた。圧延後、表１１に示す条件で冷却した。得られた鋼材の組織は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて鋼板板厚の断面を観察した。

フェライト結晶粒径および粒径分布については、板表面から板厚の１／４の深さにて、ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering Pattern）法を用いて結晶方位解析を行うことで求めた。各相の体積率の測定は、板表面から板厚の１／４の深さにて、ナイタール又はピクリン酸で腐食した組織をＳＥＭを用いて観察することで行った。フェライト体積率については、板表面から板厚の１／４の深さにて、いわゆるメッシュ法にて測定し、これらの算術平均値で示した。また、残留オーステナイト体積率はＸ線回折測定から求めた。さらに、圧延材からＪＩＳ５号試験片を採取し、常温引張り試験にて機械的特性を評価した。熱的安定性については、７００℃の塩浴に１０、３０又は６０分間浸した後、急冷し、前記したのと同じ方法で、平均結晶粒径の増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）を算出した。

本発明鋼板に関しては、鋼板表面から１００μｍの深さ位置における結晶粒径と板厚の中心部分における結晶粒径を前記したのと同じ方法で測定した。その結果、全ての本発明鋼板に関し１００μｍの深さ位置における結晶粒径は板厚中心における粒径の６０％以下、板厚の１／４の深さにおける粒径は板厚中心における粒径の８５％以下であった。

これらの結果を表１２に示す。ここで、試験番号１〜８及び１０の本発明例は、フェライトは細粒であり、かつ熱的安定性と機械的特性に優れている。これに対して、試験番号９及び１１〜１３の比較例は、本発明例に比べて熱的安定性と機械的特性に劣る。

表１３に示す化学組成を有する鋼種Ａ〜Ｃの鋼からなる５０ｍｍ厚さのスラブを、表１４に示す圧延条件で連続する６パスで総圧下率９６％の熱間圧延した後、表１４に示す冷却条件で冷却して、板厚２ｍｍの鋼板を得た。

本発明例の試料１、４及び６並びに比較例の試料３及び５は終段２パスの圧延率を４０〜３５％の軽圧下とし、比較例の試料２及び７は低温圧延で最終パスの圧延率を６５％の大圧下とした。圧延後、酸洗処理を行い、スケールを除去した。この供試材を８０×２００ｍｍの大きさに裁断し、縦型溶融Ｚｎめっき装置を用い、以下の条件でめっきを行った。

まず、板厚２．０ｍｍの鋼板を７５℃のＮａＯＨ溶液で脱脂洗浄し、雰囲気ガスＮ_２＋２０％Ｈ_２、露点−４０℃の雰囲気中で６００、７２０、又は８４０℃で６０秒焼鈍した。焼鈍後、浴温近傍まで鋼板を冷却し、各種めっき浴で３秒間浸漬した後、ワイピング方式によりめっき片面付着量を５０ｇ／ｍ^２に調整した。合金化処理を行う場合は引き続き、赤外線加熱装置を用いてめっき鋼板に５００℃で３０秒の加熱処理を施した。冷却速度は、風量及びミスト量を変化させることによって、調整した。また、めっき後の調質圧延は、ロールのＲａを１〜５μｍとし、荷重を２００トン／ｍとした。

熱間圧延後およびめっき後の鋼板の表面から板厚の１／４におけるフェライトの結晶粒径と粒径分布をＥＢＳＰにより、鋼組織の各相の体積率を腐食組織のＳＥＭ観察とＸ線回折測定により、さらにフェライト結晶粒内の転位密度を透過型電子顕微鏡にて調査した。また、めっき後の鋼板については、ＪＩＳ５号引張り試験片を採取して引張り特性を調査した。

本発明鋼板に関しては、鋼板表面から１００μｍの深さ位置における結晶粒径と板厚の中心部分における結晶粒径を前記したのと同じ方法で測定した。その結果、全ての本発明鋼板に関し１００μｍの深さ位置における結晶粒径は板厚中心における粒径の６０％以下、板厚の１／４の深さにおける粒径は板厚中心における粒径の８５％以下であった。

これらの結果を表１５に示す。ここで、試験番号１〜３、６〜８、１０及び１２の本発明例に係る微細フェライト結晶粒組織の熱延鋼板は、高い熱的組織安定性をもつため、溶融めっき処理を施してもフェライト結晶粒径がほとんど増加することはないし、その微細フェライト組織は適度な粒径分布と低転位密度を保持する。したがって、めっき後も、機械特性と熱的安定性がともに優れている。これに対して、試験番号４〜５、９及び１１の比較例は、本発明例に比べて熱的安定性や機械特性が劣る。

実施例１、３及び５に示す板厚２ｍｍの鋼板に対し、プラズマ溶接（溶接速度：０．５ｍ／ｍｉｎ、溶接電流：約１８０Ａ）及びレーザ溶接（溶接速度：１．０ｍ／ｍｉｎ、集光スポット直径：０．６ｍｍ、出力：３０００Ｗ）により、突き合わせ貫通溶接を実施した。表１６に、鋼板の主成分と炭素当量Ｃｅｑ（Ｉ）を示す。

得られた溶接部の特性評価は、直径５０ｍｍの球頭張り出し試験を用いて実施した。球頭張り出し試験体の形状を図１に示す。(a)が主歪み方向が溶接線２の方向に対して平行のとき（Type Ｉ）であり、(b)が主歪み方向が溶接線２の方向に対して垂直のとき（Type
II）である。球頭張り出し試験体１を、溶接部からそれぞれ切り出して、その張り出し高さ、破断位置を評価した。

その結果を表１７に示す。ここで、試験番号１３のものはＣｅｑ（Ｉ）が小さく、溶接時に溶融・凝固したビード部分が母材と比べて軟らかく、Type IIの試験においてビードで破断が生じる。試験番号１４のものはＣｅｑ（Ｉ）が過大なためにビード部が過度に硬化し、Type Ｉの試験においてビード割れが生じる。試験番号１５のものは低温圧延により作製した微細粒組織鋼板であり、熱的安定性に劣り、そのためビード部は適度な硬度を持つにもかかわらず、ＨＡＺ部が軟化するため、Type
IIの試験においてＨＡＺにて破断が生じる。これらに対して、試験番号１〜１２は、プラスマやレーザを用いた溶融溶接を行っても、溶接部を含む部位において高い加工性を示し、溶接後の成形性に優れることが分かる。

実施例１、３、４及び５に示す引張強度ＴＳが４４０〜７８０ＭＰａクラスの強度を持つ板厚２ｍｍの微細粒熱延鋼板と、これらとほぼ同じ引張強度を有する市販の粗粒熱延鋼板を用いて、抵抗溶接性を評価した。表１８に、それぞれの熱延鋼板の引張強度ＴＳと主要な化学組成と炭素当量Ｃｅｑ（ＩＩ）等を示す。

３０×１００ｍｍの試験片を切り出し、ラップ代を３０ｍｍとして、重ね合わせ、８ｍｍ直径のドーム型電極を用いて、加圧力３９２０Ｎ（４００ｋｇ・ｆ）、通電時間３０サイクルの条件にて、溶接電流を種々に変化させて継手を作成した。

チリ発生電流を測定するとともに、剪断引張試験を実施して、その継手の最大破断荷重を評価した。また、スポット溶接部の断面マクロ観察を行い、ピクリン酸腐食後のナゲット径を測定することにより、４√ｔのナゲット径形成からチリ発生までの電流範囲及び継手のボタン破断からチリ発生までの電流範囲を求めて、抵抗溶接性を評価した。なお、継手の最大破断荷重は、ボタン破断した条件のうちで最小ボタン径が得られた継手における最大破断荷重を示す。

その結果を表１９に示す。ここで、試験番号１は、Ｃｅｑ（ＩＩ）が過小であるため、溶接部の最高硬さが低く、継手強度が低下する。また、試験番号１０〜１２は、Ｃｅｑ（ＩＩ）又はＲｓｐが過大であるため、いずれも、ボタン破断からチリ発生までの電流範囲が小さい。試験番号１４は、低温圧延により作成した微細粒組織鋼板であり、熱的安定性に劣り、そのためビード部は適度な硬度を持つにもかかわらず、ＨＡＺ部が軟化するため、継ぎ手強度が低い。そして、試験番号３、６及び１３は、市販の粗粒熱延鋼板であり、熱的安定性に劣る上に、いずれも、ボタン破断からチリ発生までの電流範囲が小さい。これに対して、試験番号２、４〜５及び７〜９の鋼板は、優れた機械的特性を有するとともに、広い溶接適正電流範囲を持ち、優れた抵抗溶接性を示す。

実施例１の表１に示す化学組成Ａ１を有する鋼を溶製し、熱間鍛造によって３０ｍｍ厚さにした。その後、１０００℃に再加熱した後、試験用小型タンデムミルにて圧延を実施し、１．３ｍｍの板厚に仕上げた。圧延仕上げ温度は８３０℃であり、Ａｒ_３点よりも高い温度とした。最終の３パスの圧延は、４０〜５０％の大圧下圧延とした。圧延仕上げ後は、０．０５秒後に水冷を開始し、１０００℃／秒以上の冷却速度で６８０℃の温度に冷却し、約４秒放冷して、６００℃となった後、再度水冷して、室温まで冷却した。その後、酸洗して、０．５ｍｍ厚まで圧下率６２％で冷間圧延し、焼鈍した。焼鈍は８００℃の塩浴に約２分浸漬した後、室温まで水冷した。

熱間圧延後のフェライトの平均結晶粒径は表面から板厚の１／１６深さ、１／４の深さ、および板厚中心位置で各々１．４、１．７及び２．３μｍであった。フェライトの体積率は９３％で第２相はベイナイトもしくはマルテンサイトであった。また、表面から板厚の１／４の深さ位置において、フェライトの９０％以上がその深さの平均粒径の１／３から３倍の間の粒径であり、７００℃における粒成長速度と粒径の積Ｘは０．０２６μｍ^２／ｍｉｎ（＝０．０１５μｍ／ｍｉｎ×１．７μｍ）であった。図２は７００℃におけるフェライトの粒径の時間変化を示すものであり、この図から粒成長速度は０．０１５μｍ／ｍｉｎと小さいことが分かる。なお、フェライト粒の形態は等軸である。

冷間圧延および焼鈍後の粒径の焼鈍時間による変化を図３に示す。焼鈍時間零のデータは熱間圧延後の粒径である。焼鈍によって、粒径は大きくなるものの、その変化は小さく焼鈍後も表面から板厚の１／１６深さ、１／４深さ、及び板厚中心で各々２．２、２．４及び２．９μｍと微細である。焼鈍時間延長による粗大化も見られない。同じ組成の市販冷延鋼板の結晶粒径は約７．５μｍであり、本発明の鋼板の粒径は約１／３になっている。このときの組織の例（８００℃、5min焼鈍）を図４に示す。本発明鋼板の焼鈍後のフェライトの体積率は約７０％、第２相はマルテンサイトであった。７００℃における粒成長速度と粒径の積Ｄ・Ｘは約０．０２μｍ^２／ｍｉｎであった。また、表面から板厚の１／４の深さにおいて、フェライトの９０％以上がその深さの平均粒径の１／３から３倍の間の粒径をもっていた。

実施例８の熱延鋼板を同様に、酸洗後、０．５ｍｍの板厚になるまで圧下率６２％で冷間圧延したのち、焼鈍した。焼鈍は、工業的な連続焼鈍ラインの熱処理工程を模擬するものとした。昇温速度は１０〜１５℃／秒、均熱温度は７５０℃又は８００℃とし、圧延後の冷却条件は、均熱温度が７５０℃のときは連続Ｚｎ合金メッキ処理に相当するものとし、均熱温度が８００℃のときは４００℃から３２０℃までを徐冷する過時効処理を加えたものとした。

冷間圧延および熱処理後のフェライトの粒径は、均熱温度が７５０℃のとき、表面から板厚の１／１６深さ、１／４深さ及び板厚中心で各々３．５、３．８及び４．１μｍ、均熱温度が８００℃のとき、４．２、４．６及び５．０μｍであった。この粒径は同じ組成の市販冷延鋼板の結晶粒径、約７．５μｍの５０ないし６０％である。均熱温度が７５０℃の材料の組織の一例を図５に示す。７００℃における粒成長速度と粒径の積Ｄ・Ｘは０．０１μｍ^２／ｍｉｎ以下であり、測定時間（３０分）以内では粒径は殆ど変化しなかった。また、表面から板厚の１／４の深さにおいて、フェライトの９０％以上がその深さの平均粒径の１／３から３倍の間の粒径であった。フェライトの体積率はいずれの鋼板も９３％以上であり、第２相はパーライトであった。これらの鋼板の機械特性を表２０に示す。
本発明鋼の降伏強度は同組成の市販鋼に比較して、６０から８０ＭＰａも上昇し、引っ張り強度も３０から５０ＭＰａ増加していることが分かる。均一伸び（ＵＥＬ）は強度の増加にも拘わらず市販鋼とほぼ同程度である。全伸びＥＬは低下しているが、これは市販鋼の板厚が１．２ｍｍと厚いことが原因で、板厚差を考慮すると本発明鋼の強度および伸びバランスは市販鋼と同程度もしくはそれ以上である。

本発明鋼の降伏強度は同組成の市販鋼に比較して、６０から８０ＭＰａも上昇し、引っ張り強度も３０から５０ＭＰａ増加していることが分かる。均一伸び（ＵＥＬ）は強度の増加にもかかわらず、市販鋼とほぼ同程度である。全伸び（ＥＬ）は低下しているが、これは市販鋼の板厚が１．２ｍｍと厚いことが原因であり、板厚差を考慮すると本発明鋼の強度および伸びバランスは市販鋼と同程度もしくはそれ以上である。

本発明の鋼板は、超微細な結晶粒を有し、溶接や溶融めっき工程の熱に耐えることができる熱的安定性と機械特性に優れる。また、このような熱的安定性と機械特性に優れる鋼板は、本発明の方法によって、容易に製造することができる。

球頭張り出し試験体の形状である。(a)が主歪み方向が溶接線方向に対して平行のときであり、(b)が主歪み方向が溶接線方向に対して垂直のときである。 表面から板厚の１／４の深さにおけるフェライト粒径の時間変化を示す。 冷延・焼鈍後のフェライト粒径の焼鈍時間による変化を示す。 冷延後、８００℃×５分間の焼鈍後の組織を示す。 冷延後、７５０℃での焼鈍後の組織の一例を示す。

符号の説明

１ 球頭張り出し試験体
２ 溶接線

Claims (14)

1. 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２５％、Ｓｉ：３％以下、Ｍｎ：３％以下、Ａｌ：３％以下、Ｐ：０．５％以下、Ｔｉ：０〜０．３％、Ｎｂ：０〜０．１％、Ｖ：０〜１％、Ｃｒ：０〜１％、Ｃｕ：０〜３％、Ｎｉ：０〜１％、Ｍｏ：０〜１％およびＣａ＋ＲＥＭ＋Ｂ：０〜０．００５％並びに残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、フェライトを５０体積％以上含有する炭素鋼または低合金鋼からなる鋼板であって、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が下記の(1)式及び(2)式を満足するとともに、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径の７００℃における増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）と前記平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が下記の(3)式を満足することを特徴とする熱延鋼板。
   １．２≦Ｄ≦７・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・(1)式
   Ｄ≦２．７＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２・・・(2)式
   Ｄ・Ｘ≦０．１・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・(3)式
   ここで、ＣおよびＭｎは鋼中の各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
2. 鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置において、結晶粒径ｄ（μｍ）が下記の(4)式を満足するフェライト結晶粒の前記位置におけるフェライトの占める面積割合が８０％以上であることを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
   Ｄ／３≦ｄ≦３Ｄ・・・・・・・・・・・・・・・・(4)式
   ここで、Ｄは鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径（μｍ）を示す。
3. 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２５％、Ｓｉ：３％以下、Ｍｎ：３％以下、Ａｌ：３％以下、Ｐ：０．５％以下、Ｔｉ：０〜０．３％、Ｎｂ：０〜０．１％、Ｖ：０〜１％、Ｃｒ：０〜１％、Ｃｕ：０〜３％、Ｎｉ：０〜１％、Ｍｏ：０〜１％およびＣａ＋ＲＥＭ＋Ｂ：０〜０．００５％並びに残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、フェライトを５０体積％以上含有する炭素鋼または低合金鋼からなる鋼板であって、鋼板表面から板厚の１／４の深さにおけるフェライトの平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が下記の(5)式及び(6)式を満足するとともに、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置におけるフェライトの平均結晶粒径の７００℃における増加速度Ｘ（μｍ／ｍｉｎ）と前記平均結晶粒径Ｄ（μｍ）が下記の(3)式を満足し、
   １．２≦Ｄ≦９．３・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・(5)式
   Ｄ≦５．０−２．０・Ｃｒ＋５０００／（５＋３５０・Ｃ＋４０・Ｍｎ）^２・・(6)式
   Ｄ・Ｘ≦０．１・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・(3)式
   かつ、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置において、結晶粒径ｄ（μｍ）が下記の(4)式を満足するフェライト結晶粒の前記位置におけるフェライトの占める面積割合が８０％以上であることを特徴とする冷延鋼板。
   Ｄ／３≦ｄ≦３Ｄ・・・・・・・・・・・・・・・・(4)式
   ここで、Ｃ、ＣｒおよびＭｎは鋼中の各元素の含有量（単位：質量％）を示す。
4. 請求項１から３までのいずれかに記載の鋼板において、フェライト以外の第２相として、体積率で、５０％未満のベイナイト、３０％未満のパーライト、５％未満の粒状セメンタイト、５％未満のマルテンサイトおよび３％未満の残留オーステナイトからなる群から選ばれた１種または２種以上を合計で５０％未満含有するとともに、降伏比が０．７５以上であることを特徴とする熱延鋼板又は冷延鋼板。
5. 請求項１から３までのいずれかに記載の鋼板において、フェライト以外の第２相として、体積率で、５〜４０％のマルテンサイトを含有するとともに、降伏比が０．７５未満であることを特徴とする熱延鋼板又は冷延鋼板。
6. 請求項１から３までのいずれかに記載の鋼板において、フェライト以外の第２相として、体積率で、３〜３０％の残留オーステナイトを含有するとともに、引張強度ＴＳ（ＭＰａ）と全伸びＥｌ（％）との積ＴＳ×Ｅｌが１８０００（ＭＰａ・％）以上であることを特徴とする熱延鋼板又は冷延鋼板。
7. 鋼板表面から板厚の１／１６の深さ位置における平均結晶粒径Ｄｓ（μｍ）、鋼板表面から板厚の１／４の深さ位置における平均結晶粒径Ｄ（μｍ）、板厚の中心部分における平均結晶粒径Ｄｃ（μｍ）の間に、Ｄｓ≦０．７５ＤｃおよびＤ≦０．９Ｄｃなる関係を満足することを特徴とする、請求項１、２、４、５および６のいずれかに記載の熱延鋼板。
8. 鋼板表面から板厚の１／１６の深さ位置における平均結晶粒径Ｄｓ（μｍ）、板厚の中心部分における平均結晶粒径Ｄｃ（μｍ）の間に、Ｄｓ≦０．9Ｄｃなる関係を満足することを特徴とする、請求項３から６までのいずれかに記載の冷延鋼板。
9. 下記の(7)式で定義される炭素当量Ｃｅｑ（Ｉ）が０．０６〜０．６％であることを特徴とする、請求項１から８までのいずれかに記載の熱延鋼板又は冷延鋼板。
   Ｃｅｑ（Ｉ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ／５
   ＋Ｍｏ／４＋Ｎｉ／４０＋Ｖ／１４・・・・・・・(7)式
   ここで、式中の元素記号は各元素の鋼中の含有量（単位：質量％）を示す。
10. Ｃ含有量が０．１７質量％以下であり、かつ下記の(8)式で定義される炭素当量Ｃｅｑ（ＩＩ）が０．０３〜０.２０％であり、さらに、下記の(9)式で定義される母材抵抗の指標Ｒｓｐが４５以下であることを特徴とする、請求項１から８までのいずれかに記載の熱延鋼板又は冷延鋼板。
    Ｃｅｑ（ＩＩ）＝Ｃ＋Ｍｎ／１００＋Ｓｉ／９０＋Ｃｒ／１００・・・(8)式
    Ｒｓｐ＝１３.５×（Ｓｉ＋Ａｌ＋０.４Ｍｎ＋０.４Ｃｒ）＋１２.２・・・(9)式
    ここで、式中の元素記号は各元素の鋼中の含有量（単位：質量％）を示す。
11. 請求項１から１０までのいずれかに記載の熱延鋼板の表面に、Ｚｎ、Ａｌ、Ｚｎ−Ａｌ合金またはＦｅ−Ｚｎ合金の被覆層を備えることを特徴とする、溶融めっき熱延鋼板又は冷延鋼板。
12. 炭素鋼又は低合金鋼からなるスラブを多パス熱間圧延して熱延鋼板を製造する方法であって、最終の圧延パスをＡｒ_３点以上かつ７８０℃以上の温度で終了し、その後４００℃／秒以上の冷却速度で０．４秒以内に７２０℃以下まで冷却した後、６００〜７２０℃の温度域で２秒以上保持することを特徴とする、請求項１、２、４、５、６、７、９、１０および１１のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
13. 請求項１２に記載の方法により得られた熱延鋼板を酸洗後、４０〜９０％の圧延率で冷間圧延した後、９００℃以下の温度で熱処理することを特徴とする、請求項３、４、５、６、８、９および１０のいずれかに記載の冷延鋼板の製造方法。
14. 請求項１２に記載の方法により得られた熱延鋼板を酸洗後、もしくは酸洗後さらに４０〜９０％の圧延率で冷間圧延した後、連続溶融めっきラインにて溶融めっきを施すことを特徴とする、請求項１１記載の溶融めっき熱延鋼板または溶融めっき冷延鋼板の製造方法。

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