JP5387501B2 - 鋼板および表面処理鋼板ならびにそれらの製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、鋼板および表面処理鋼板ならびにそれらの製造方法に関する。具体的には、本発明は、穴拡げ性に優れる鋼板および表面処理鋼板ならびにそれらの製造方法に関し、特に、自動車の車体のようにプレス成形、その中でも、従来困難であった伸びフランジ成形が必要不可欠となる用途に好適な高強度鋼板および高強度表面処理鋼板ならびにそれらの製造方法に関する。

近年、地球環境保護のために、自動車の燃費向上が求められており、車体の軽量化と乗員の安全性確保のために、引張強度が５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板へのニーズが高まっている。

自動車用部品に適用される高強度鋼板において、強度特性だけでなく、プレス成形性や溶接性等、部品成形時に要求される各種施工性が満足されなければならない。自動車部品の成形プロセスにおいて、伸びフランジ成形の使用頻度は極めて高く、それによって、様々な形状の部品が成形されるので、耐伸びフランジ割れ、すなわち、穴拡げ性に優れる高強度鋼板が必要になる。しかし、一般的に、引張強度の上昇に伴い、穴拡げ性は劣化する。この原因は、高強度鋼板は、フェライトを母相としマルテンサイトやベイナイト等の硬質相で強化された組織であり、延性破壊の起点となるマイクロボイドがフェライトと硬質相との異相界面、または、その近傍に発生しやすいことに因る。そこで、高強度鋼板の穴拡げ性改善に対して、多数の研究開発がなされている。

例えば、非特許文献１は、フェライトとマルテンサイトの複合組織鋼板において、フェライトとマルテンサイトの変形応力差（硬度差）の低下に伴い、穴拡げ性が向上するという知見を開示している。また、非特許文献２は、マルテンサイト等の硬質相そのものを含まない穴拡げ性に優れるフェライト単相鋼板を開示している。

しかしながら、一般に高強度鋼板は、高強度化を図るために、Ｍｎを多量に含有する場合が多い。しかし、Ｍｎは鋼中に偏析し易い元素である。このため、高強度鋼板の化学組成は、Ｍｎの偏析によって局所的に変動する。この化学組成の局所的な変動により、不均一組織が高強度鋼板に形成される。このため、非特許文献１に開示されるようにフェライトおよびマルテンサイトそれぞれの硬さを高強度鋼板の全域において精緻に制御することは、現実には極めて難しい。

図１は、従来技術に係る高強度鋼板の断面の観察像を示す図である。図１のように、不均一組織が高強度鋼板に形成されると、局所的な変形応力差が増大され、打ち抜き加工による端面性状が著しく劣化する。端面性状の劣化は割れを誘発し、打ち抜き加工した鋼板の穴拡げ性が著しく劣化する。

また、ＴｉとＭｏ等で形成される合金炭化物の析出現象がＭｎおよびＴｉの偏析によって局所的に変化するため、高強度鋼板中における合金炭化物の粒径が不均一となる。このため、非特許文献２により開示された発明は、局所的な変形応力差を解消できず、高強度鋼板の穴拡げ性を改善できない。とりわけ、非特許文献１および２により開示された発明は、鋼中に偏析し易いＭｎやＴｉを多量に含有するため、上述したように、打ち抜き加工した鋼板の穴拡げ性が劣化することが懸念される。

したがって、高強度化のためにＭｎやＴｉを多量に含有しながら鋼組織を均一にするという一見相反することが、穴拡げ性および高強度化を両立するためには、必要になる。
ところで、不均一組織の起源である偏析そのものを拡散によって解消する技術が提案される。特許文献１には、鋼材を１２５０℃以上の高温に１０時間以上の長時間保持する溶質化によって、偏析を低減して鋼材を均質化する発明が開示される。しかし、この発明だけに基づいても、偏析は完全には消滅しない。このため、不均一組織が偏析によって形成され、穴拡げ性を十分に改善できない。また、当該均質化は高温長時間の熱処理であるため、生産性が著しく低下する。

特許文献２および３には、スラブの厚みｔｓの（１／４）ｔｓの位置における平均冷却速度を１００℃／ｍｉｎ以上として液相線温度から固相線温度の間を冷却する条件で連続鋳造を行うことによって、偏析を低減して鋼材を均質化する発明が開示されている。しかしながら、これらの発明は、所望の冷却速度を達成するために、厚みが３０〜１００ｍｍと薄いスラブの連続鋳造にしか適用できず、２００〜３００ｍｍの厚みを有する通常のスラブの連続鋳造には適用できない。

特開平４−１９１３２２号公報 特開２００７−７０６４９号公報 特開２００７−７０６５９号公報

ＩＳＩＪ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，４４（２００４），Ｎｏ．３，ｐ．６０３−６０９ ＩＳＩＪ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，４４（２００４），Ｎｏ．１１，ｐ．１９４５−１９５１

本発明の課題は、前述したように、従来の技術で製造することが困難であった、引張強度が５９０ＭＰａ以上の穴拡げ性に優れる鋼板および表面処理鋼板ならびにそれらの製造方法を提供することを目的とする。ここで、「穴拡げ性」はＪＦＳＴ１００１に規定の方法で測定した穴拡げ率（ＨＥＲ）により評価することができる。本発明において、「穴拡げ性に優れる」とは、上記の穴拡げ率が５０％以上であることを意味し、穴拡げ率が８０％以上の場合にはその鋼板は特に優れた穴拡げ性を有すると判定される。

本発明は、穴拡げ性を劣化させるＣ濃度の高いマルテンサイトやオーステナイトで構成される硬質組織の生成を抑制し、さらに、偏析に起因する不均一組織の生成を抑制できるように、従来の鋼板に比べてより多量のＴｉやＮｂを鋼に添加し、さらに、Ｃ量、Ｍｎ量およびＢｉ量を特定の範囲に制御し、その化学組成に対する最適な製造条件を見出すことによって、引張強度が５９０ＭＰａ以上の穴拡げ性に優れる鋼板および表面処理鋼板を得ることができるという知見に基づく。

本発明は、Ｃ：０．０２％以上０．２０％以下（本明細書においては特に断りがない限り組成に関する「％」は「質量％」を意味するものとする）、Ｓｉ：０．００１％以上２．０％以下、Ｍｎ：１．２％以上５．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上２．０％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下およびＢｉ：０．０００１％以上０．０５％以下を含有し、さらに、ＴｉおよびＮｂの１種または２種を下記不等式を満たす範囲で含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、引張強度が５９０ＭＰａ以上である機械特性を有することを特徴とする鋼板である。

０．０５≦Ｔｉ＋Ｎｂ／２≦０．３０
ここで、上記式中のＴｉおよびＮｂはそれぞれＴｉおよびＮｂの含有量（単位：質量％）を意味する。

この本発明に係る鋼板では、上記化学組成が、上記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｖ：１．０％以下およびＢ：０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することが好ましい。

この本発明に係る鋼板では、上記化学組成が、上記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下およびＺｒ：０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することが好ましい。

別の観点からは、本発明は、上記の鋼板が該鋼板表面にめっき層を備えることを特徴とする表面処理鋼板である。
別の観点からは、本発明は、下記工程（Ａ）〜（Ｃ）を備えることを特徴とする鋼板の製造方法である。
（Ａ）上記した化学組成を有する鋼材に、圧延開始温度：１１００℃以上１３００℃以下、圧延完了温度：８００℃以上１０００℃以下、巻取温度：３００℃以上７５０℃以下の熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（Ｂ）前記熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
（Ｃ）前記冷延鋼板に、７５０℃以上９５０℃以下の温度域で再結晶焼鈍を施す連続焼鈍工程。

さらに、別の観点からは、上記の製造方法により得られた鋼板の表面にめっき層を形成するめっき処理を施すことを特徴とする表面処理鋼板の製造方法である。

本発明により、引張強度が５９０ＭＰａ以上であって穴拡げ性に優れる高強度鋼板を得ることができる。本発明に係る鋼板は、各種の産業分野、特に、自動車分野において広範に使用可能である。

従来技術に係る高強度鋼板であって、不均一組織が形成されたものの断面の観察像を示す図である。

１．化学組成
本発明に係る鋼板の化学組成を前述のように規定した理由を説明する。
（Ｃ：０．０２％以上０．２０％以下）
Ｃは、強度向上に寄与する元素であり、鋼板の引張強度を５９０ＭＰａ以上にするために、０．０２％以上含有させる。好ましくは０．０３５％以上である。しかし、０．２０％を超えてＣを含有させると、溶接性が劣化する。このため、Ｃ含有量は０．０２％以上０．２０％以下とする。なお、Ｃ含有量は好ましくは０．１０％以下であり、このようにＣ含有量を制御することによって、残留オーステナイトの面積率が３．０％以下である鋼組織が得られやすくなり、良好な穴拡げ性を安定して確保することが容易になる。

（Ｓｉ：０．００１％以上２．０％以下）
Ｓｉは、穴拡げ性を然程劣化させることなく強度を向上させる作用を有する。この作用による効果を得るために、０．００１％以上含有させる。一方、２．０％を超えてＳｉを含有させると、表面処理が施されていない鋼板の場合には化成処理性が劣化し、表面処理鋼板の場合には表面処理性および被膜特性、例えば、溶融亜鉛めっき鋼板の場合にはめっきの濡れ性、合金化処理性およびめっき密着性が劣化する。このため、Ｓｉ含有量は０．００１％以上２．０％以下とする。

Ｓｉ含有量が１．５％超であると、鋼板表面にＳｉを含む酸化物が形成され、表面性状が劣化することがある。このため、Ｓｉ含有量は好ましくは１．５％以下である。なお、表面処理鋼板が合金化溶融亜鉛めっき鋼板の場合には、Ｓｉ含有量は０．０３％以上０．２５％以下であることが好ましく、このようにＳｉ含有量を制御することによって、めっきの密着性が向上し、プレス成形によるパウダリングやフレーキング発生を防止することが可能になる。

（Ｍｎ：１．２％以上５．０％以下）
Ｍｎは、ベイナイト変態を遅らせ、さらに、Ｃ含有量、Ｔｉ含有量やＮｂ含有量のバランスによって、硬質組織の生成を抑制できるだけでなく、強度向上に著しく寄与する元素であり、鋼板の引張強度を５９０ＭＰａ以上にするために、１．２％以上含有させる。しかし、５．０％を超えてＭｎを含有させると、転炉における精錬、鋳造が著しく困難になるだけでなく、溶接性が劣化する。このため、Ｍｎ含有量は１．２％以上５．０％以下とする。好ましくは１．８％以上４．０％以下である。Ｍｎは不均一組織の形成を助長するが、後述するように、Ｂｉを含有することによって、Ｍｎのこの悪影響が緩和されて、組織が均一となるので、穴拡げ性の劣化を抑制しつつ強度を向上させることが可能となる。

（Ｐ：０．１％以下）
Ｐは、不純物として含有される元素であるが、強度向上に寄与する元素でもあるので、積極的に含有させてもよい。しかし、０．１％を超えてＰを含有させると、溶接性が著しく劣化する。このため、Ｐ含有量は０．１％以下とする。なお、好ましくは、Ｐ含有量は０．００５％以上０．０２５％以下であり、このようにＰ含有量を制御することによって、より確実に鋼板を強化しつつパウダリング等のめっき不良を防止することが可能になる。

（Ｓ：０．０１％以下）
Ｓは、不純物として不可避的に含有され、穴拡げ性を著しく劣化させる元素である。このため、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。なお、その含有量が低いほど、穴拡げ性は向上するので下限は特に規定しない。好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００１５％以下である。

（ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上２．０％以下）
Ａｌは、鋼を脱酸して、Ｔｉ等の炭窒化物形成元素の歩留まりを向上させる元素である。Ｔｉ系、Ｎｂ系、またはＴｉ−Ｎｂ複合系の酸化物の生成を抑制するために、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。好ましくは０．０２％以上である。しかし、２．０％を超えてｓｏｌ．Ａｌを含有させると、溶接性が劣化する。このため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は２．０％以下とする。好ましくは１．５％以下である。

（Ｎ：０．０１％以下）
Ｎは、不純物として不可避的に含有され、穴拡げ性を著しく劣化させる元素である。このため、Ｎ含有量は０．０１％以下とする。なお、その含有量が低いほど、穴拡げ性はするので下限は特に規定しない。好ましくは０．００６％以下、さらに好ましくは０．００４５％以下である。

（Ｏ：０．０１％以下）
Ｏは、不純物として不可避的に含有され、穴拡げ性を著しく劣化させる元素である。このため、Ｏ含有量は０．０１％以下とする。なお、その含有量が低いほど、穴拡げ性は向上するので下限は特に規定しない。好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００２％以下である。

（Ｂｉ：０．０００１％以上０．０５％以下）
Ｂｉは、本発明において重要な元素である。Ｂｉを含有することによって、凝固組織が微細化し、ＭｎおよびＴｉやＮｂを多量に含有しても組織が均一となり、穴拡げ性の劣化が抑制される。したがって、Ｂｉ含有量は所望の穴拡げ性を確保するために０．０００１％以上とする。一方、０．０５％を超えてＢｉを含有させると、熱間加工性が劣化して熱間圧延が困難になる。このため、Ｂｉ含有量は０．０００１％以上０．０５％以下とする。なお、Ｂｉ含有量を０．００１０％以上とすることが穴拡げ性をさらに向上させる観点から好ましい。

（ＴｉおよびＮｂの１種または２種を０．０５≦Ｔｉ＋Ｎｂ／２≦０．３０を満たす範囲）
ＴｉおよびＮｂは微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成させ、強度向上に著しく寄与する元素である。また、前述したように、Ｃ含有量とＭｎ含有量をバランスさせ、さらに、後述するような焼鈍条件を組み合わせることによって、硬質組織が生成し難くなり、引張強度が５９０ＭＰａ以上でありながら、優れた穴拡げ性も達成される。このような効果を発現させるために、少なくとも、ＴｉおよびＮｂの１種または２種を含有させ、Ｔｉ＋Ｎｂ／２の値（ただし、ＴｉおよびＮｂはそれぞれＴｉおよびＮｂの含有量（単位：質量％）であり、以下、「ＴＮ値」という。）で０．０５以上含有させる。しかし、ＴＮ値が０．３０を超えるようにＴｉ、Ｎｂの１種または２種を含有させても、前記効果が飽和し、製造コストが高くなるだけである。このため、ＴＮ値が０．０５以上０．３０以下となるようにＴｉおよび／またはＮｂを含有させる。なお、ＴＮ値が０．１５以上となるようにＴｉおよび／またはＮｂを含有させると、残留オーステナイトの面積率が３．０％以下である鋼組織が得られやすくなり、良好な穴拡げ性が安定して確保することが容易となる。ＴｉやＮｂも不均一組織の形成を助長するが、前述したように、Ｂｉを含有することによって、ＴｉやＮｂに基づく悪影響が緩和されて、組織が均一となるので、穴拡げ性の劣化を抑制しつつ強度を向上させることが可能となる。

（Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｖ：１．０％以下およびＢ：０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上）
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＶおよびＢは、いずれも、強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて含有させることができる任意元素である。しかし、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、ＮｉおよびＶについてはそれぞれ１．０％を超えて含有させても、Ｂについては０．０１％を超えて含有させても、上記効果は飽和してしまい、製造コストが高くなるだけである。このため、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＶおよびＢの１種または２種以上を上記の量で含有させることが好ましい。なお、上記の効果をより確実に得るためには、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、ＮｉおよびＶのいずれかの元素を０．０１％以上含有させるかＢを０．０００２％以上含有させることが好ましい。

（Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下およびＺｒ：０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上）
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭおよびＺｒは、いずれも、穴拡げ性を向上させる元素であり、必要に応じて含有させることができる任意元素である。しかし、それぞれ０．０１％を超えて含有させると、表面性状が劣化する。このため、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭおよびＺｒの１種または２種以上を上記の量で含有させることが好ましい。なお、上記の効果をより確実に得るためには、いずれかの元素を０．０００５％以上含有させることが好ましい。

ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、上記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。
残部はＦｅおよび不純物である。

２．めっき層
耐食性の向上等を目的として、上述した鋼板の表面にめっき層を設けるなどの処理を行い、表面処理鋼板としてもよい。鋼板上にめっき層を設ける場合には、そのめっき方法は限定されない。電気めっきであってもよく溶融めっきであってもよい。電気めっきとしては、電気亜鉛めっき、電気Ｚｎ−Ｎｉ合金めっき等が例示される。溶融めっきとしては、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき等が例示される。めっき付着量は特に制限されず、従来と同様でよい。また、めっき後に適当な化成処理（例えば、シリケート系のクロムフリー化成処理液の塗布と乾燥）を施して、耐食性をさらに高めることも可能である。

３．鋼組織
次に、本発明に係る鋼板の好適な鋼組織を説明する。
上述した化学組成の本発明に係る鋼板は、フェライト、ベイニティックフェライトおよびベイナイトを主相とする組織であり、マルテンサイトおよび残留オーステナイトは極力含有しないことが好ましい。その中でも、オーステナイトは、加工誘起変態によって、最も硬質な組織になる。したがって、切断加工、または打抜き加工した残留オーステナイトを含む鋼板を伸びフランジ成形した場合、穴拡げ性が著しく劣化する。このため、面積率で評価した分率で、残留オーステナイトが３．０％以下（０％の場合も含む）であることが好ましい。そして、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計面積率は３０％以下とすることが好ましい。なお、本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板においては、フェライト、ベイニティックフェライトおよびベイナイトを明確に区別することが困難であるので、各々の面積率を規定することは困難である。フェライト、ベイニティックフェライトおよびベイナイトの合計面積率は７０％以上とすることが好ましい。

４．製造方法
次に、本発明に係る鋼板を安定的に得る観点から好ましい製造方法を説明する。
上述した化学組成を有する溶鋼を、転炉や電気炉等の公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、連続鋳造工程におけるスラブ表面から１０ｍｍ深さ位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度（以下、「１０ｍｍ深さ位置冷却速度」という。）を１００℃／分以上にすると、デンドライト２次アーム間隔をより狭くすることができるので、穴拡げ性が向上する。一方、１０ｍｍ深さ位置冷却速度を１０００℃／分以下にすると、スラブの表面割れをより確実に抑制することができる。このため、１０ｍｍ深さ位置冷却速度は１００℃／分以上１０００℃／分以下とすることが好ましい。また、スラブの厚さを２００ｍｍ以上にすると、後述する熱間圧延および冷間圧延において９５．０％以上の総圧下率を確保することが容易となる。また、スラブの厚さを３００ｍｍ以下にすると、鋼板表面の組織をより均一とすることができるので、穴拡げ性が向上する。このため、スラブの厚さは、２００ｍｍ以上３００ｍｍ以下とすることが好ましい。

この鋼素材に熱間圧延を施して、熱延鋼板とする。熱間圧延は、鋳造された鋼素材を室温まで冷却せず、温片のまま加熱炉に装入し、加熱した後に圧延する直送圧延、またはわずかに保熱した後に直ちに圧延する直接圧延するか、あるいは、一旦、鋼素材を冷却した後に再加熱して圧延してもよい。

（熱間圧延工程における圧延開始温度：１１００℃以上１３００℃以下）
本発明に係る鋼板では、その引張強度を５９０ＭＰａ以上に高めるためにＴｉとＮｂ等の微細析出物を分散させる。この微細析出物の分散を安定的に実現するためには、熱間圧延する前に、鋼素材（スラブ）に含有されるＴｉやＮｂを一旦固溶させることが好ましい。そこで、熱間圧延する前の加熱温度は１１００℃以上とすることが好ましい。しかし、１３００℃を超えて加熱すると、鋼素材の内部酸化が促進され、表面性状が著しく劣化することが懸念される。このため、鋼素材の加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下とすることが好ましい。換言すれば、熱間圧延の圧延開始温度は１１００℃以上１３００℃以下であることが好ましい。さらに好ましくは１１５０℃以上１２７０℃以下であり、このように温度を制限することによって、より確実に上記効果を得ることが可能になる。また、熱間圧延を開始するまでに、鋼素材を１２００℃以上１３００℃以下の温度域に３０分間以上保持することが好ましい。このように鋼素材を高温に保持することによって、Ｍｎの凝固偏析に起因する不均一組織がより確実に解消され、穴拡げ性が一層向上する。しかし１８０分間を超えて保持しても、上記効果が飽和し、製造コストが高くなるだけであるので、１８０分間以下とすることが好ましい。

（熱間圧延工程における圧延完了温度：８００℃以上１０００℃以下）
熱間圧延時の変形抵抗を小さくし、操業をより容易にするために、圧延完了温度を８００℃以上とすることが好ましい。しかし、圧延完了温度が１０００℃を超えると、スケール疵が発生しやすくなり、表面性状が著しく劣化することが懸念される。このため、圧延完了温度を８００℃以上１０００℃以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、８４０℃以上９６０℃以下である。

（熱間圧延工程における巻取温度：３００℃以上７５０℃以下）
本発明に係る鋼板はＭｎならびにＴｉおよび／またはＮｂを比較的多量に含む。これらは易酸化元素であるので、鋼板表面およびその近傍は巻取り中に酸化しやすい。したがって、鋼板の酸化を抑制し、良好な表面性状を確保するために、巻取温度を７５０℃以下とすることが好ましい。一方、上記元素は熱延鋼板の強度を著しく高める。特に、３００℃未満で巻取ると、硬質なベイナイトやマルテンサイトが生成し、その後に冷間圧延することが困難になるだけでなく、鋼板の板厚精度が著しく劣化することが懸念される。このため、巻取温度を３００℃以上７５０℃以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、４２０℃以上６８０℃以下である。

なお、熱間圧延工程において、特性変動を抑制するために、粗圧延の後に、仕上圧延する前の粗バーに誘導加熱等を施して、粗バー全長の温度均一化を図ることが好ましい。
上記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板は、酸洗等の常法によって、脱スケール処理を施し、その後に、冷間圧延を施し、冷延鋼板とする。この場合、熱間圧延および冷間圧延における総圧下率を９５％以上とすることが好ましい。ここで、総圧下率は次式で算出される。
総圧下率（％）＝｛１−（冷延鋼板の板厚）／（熱間圧延に供するスラブの板厚）｝×１００

総圧下率を大きくすると、板厚方向に分布するＭｎ偏析帯が薄くなり、穴拡げ性が向上する。なお、連続焼鈍後の鋼組織を均一にするために、冷間圧延の総圧下率を３０％以上とすることが好ましい。また、鋼板の平坦性を確保するために、酸洗の前または後に、圧下率５％以下の圧延を施し、形状を修正することが好ましい。また、このような軽度の圧延を酸洗の前に施すことによって、酸洗性が向上し、表面濃化元素の除去が促進され、表面性状が向上する。

（焼鈍温度：７５０℃以上９５０℃以下）
上記熱間圧延工程および冷間圧延工程により得られた冷延鋼板に連続焼鈍を行う。焼鈍温度は７５０℃以上９５０℃以下とすることが好ましい。再結晶焼鈍温度までの昇温速度が１℃／ｓｅｃ以上であることが、生産性の観点から好ましい。

焼鈍温度を７５０℃以上とすることにより、未再結晶の残存が抑制される。このため、鋼組織の均一性がさらに高まり、穴拡げ性のさらなる向上が実現される。また、焼鈍温度を９５０℃以下とすることにより、焼鈍炉の損傷が抑制されて生産性が向上する。

焼鈍時間は、未再結晶を完全に除去し、良好な穴拡げ性を安定して確保するために、１０秒間以上とすることが好ましい。また、焼鈍時間は、生産性の観点から３００秒間以下とすることが好ましい。

なお、鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施す場合には、めっきの濡れ性や合金化処理性を向上させるために、焼鈍中の露点を−４０℃以上とすることが好ましい。
焼鈍後の冷却は、コスト高に繋がる合金元素の添加を抑制しながら５９０ＭＰａ以上の高い引張強度を確保するために、６５０℃から５５０℃までの平均冷却速度を５℃／ｓｅｃ以上とすることが好ましい。

鋼板の表面に溶融亜鉛めっきを施す場合には、冷却停止温度が４６０℃以上５５０℃以下であることが好ましい。冷却停止温度が４６０℃未満であると、めっき浴浸入時の抜熱が大きくなり、操業が困難になることがある。また、冷却停止温度が５５０℃超であると、操業が困難になることがある。

溶融亜鉛めっきは、常法により行えばよく、例えば、４１０℃以上４９０℃以下の溶融亜鉛めっき浴に浸漬する。溶融亜鉛めっき浴に浸漬した後に合金化処理を施してもよい。合金化処理を施す場合には、合金化処理温度が４３０℃以上６００℃以下であることが好ましい。合金化処理温度が４３０℃未満であると、合金化未処理が発生し、鋼板の表面性状が劣化し易くなる。合金化処理温度が６００℃超であるとパウダリングが発生し易くなる。

また、めっきの濡れ性や合金化処理性を向上させるために、焼鈍前の鋼板に、Ｎｉ、Ｃｕ、ＣｏおよびＦｅの１種または２種以上で構成されるめっきを施してもよい。
焼鈍後の調質圧延の伸び率は、０．０５％以上１％以下であることが好ましい。調質圧延を行うことによって、降伏点伸びの発生を抑制するとともに、プレス時の焼付けやかじりを防止することが可能になる。

上記製造方法により、引張強度が５９０ＭＰａ以上の穴拡げ性に優れる鋼板および表面処理鋼板を製造することができる。
このように、鋼の化学組成を工夫し、熱間圧延と冷間圧延後の連続焼鈍条件を最適化することによって、引張強度が５９０ＭＰａ以上の穴拡げ性に優れる鋼板および表面処理鋼板ならびにその製造方法が提供される。

本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。
表１に示す化学組成を有する鋼を転炉で溶製した。次に、スラブ表面から１０ｍｍ深さ位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度（１０ｍｍ深さ位置冷却速度）が表２に示す条件となるようにして連続鋳造することによって、厚みが２４５ｍｍのスラブを作製した。

得られたスラブを表２に示す条件で熱間圧延し、２．６ｍｍ厚の熱延鋼板を得た。その後、得られた熱延鋼板を酸洗し、さらに冷間圧延して、１．２ｍｍ厚の冷延鋼板を得た。
得られた冷延鋼板から熱処理用試験材を採取し、表３に示すように連続焼鈍設備または連続溶融亜鉛めっき設備におけるヒートパターンに相当する熱処理を行って、下記の評価を行うための鋼板（以下、「評価用鋼板」という。）を得た。

得られたスラブおよび評価用鋼板を光学顕微鏡あるいは電子顕微鏡により、評価用鋼板についてはさらにＸ線回折法により組織を解析した。また、評価用鋼板については引張試験および穴拡げ試験を行い、その機械特性を評価した。その結果を表４に示す。

［試験方法］
（１０ｍｍ深さ位置冷却速度）
得られたスラブの断面をピクリン酸によりエッチングし、スラブ表面より内部に１０ｍｍの深さ位置において、５箇所のデンドライト２次アーム間隔λ（μｍ）を測定し、下記式に基づいて、その値から液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度Ａ（℃／ｍｉｎ）を算出した。

λ＝７１０×Ａ^{−０．３９}
（残留オーステナイトの面積率）
各評価用鋼板に板厚の１／４だけ減厚するための化学研磨を施し、化学研磨後の表面にＸ線回折を施し、得られたプロファイルを解析し、残留オーステナイトの面積率を算出した。

（フェライト、ベイナイトおよびベイニティックフェライトの合計面積率）
各評価用鋼板から圧延方向および圧延直角方向に試験片を採取し、圧延方向断面の組織、および圧延直角方向の断面の組織を光学顕微鏡あるいは電子顕微鏡で撮影し、画像解析によりフェライト、ベイナイトおよびベイニティックフェライトの合計面積率を測定した。こうして求めた合計面積率の平均値を評価用鋼板のフェライト、ベイナイトおよびベイニティックフェライトの合計面積率とした。

（機械的性質）
評価用鋼板の圧延方向に直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張強度を測定した。ＪＦＳＴ１００１に規定の方法によって、穴拡げ率を測定した。

なお、表１〜４において下線を付された数値は、その数値により示される含有量、製造条件、または機械特性が本発明の範囲外であることを示している。

表４における供試材Ｎｏ．１、２、４〜９、１２〜１７、１９〜２１および２３〜３０は、本発明の条件を全て満足し、穴拡げ性にも優れる（穴拡げ率が５０％以上）となる本発明例の鋼板である。

一方、供試材Ｎｏ．３、１０、１１、１８および２２は本発明の条件の少なくとも一つを満足しない比較例の鋼板である。比較例の鋼板Ｎｏ．３、１１および２２は化学組成が本発明の範囲から外れており、所望の強度が得られない。鋼板Ｎｏ．１０は製造条件が本発明の範囲から外れており、所望の強度が得られない。鋼板Ｎｏ．１８は化学組成が本発明の範囲から外れており、穴拡げ性が悪い。

本発明例の鋼板うち、残留オーステナイトの面積率が３．０％以下である鋼板Ｎｏ．１、２、４〜９、１２〜１６、１９〜２１および２３〜３０は、引張強度が５９０ＭＰａ以上であるうえに、穴拡げ率が８０％以上であるから、特に優れた穴拡げ性を有する鋼板である。

Claims (6)

1. 質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．００１％以上２．０％以下、Ｍｎ：１．２％以上５．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上２．０％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下およびＢｉ：０．０００１％以上０．０５％以下を含有し、さらに、ＴｉおよびＮｂの１種または２種を下記不等式を満たす範囲で含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、引張強度が５９０ＭＰａ以上である機械特性を有することを特徴とする鋼板。
   ０．０５≦Ｔｉ＋Ｎｂ／２≦０．３０
   ここで、上記式中のＴｉおよびＮｂはそれぞれＴｉおよびＮｂの含有量（単位：質量％）を意味する。
2. 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｖ：１．０％以下およびＢ：０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の鋼板。
3. 前記化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下およびＺｒ：０．０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する、請求項１または請求項２に記載の鋼板。
4. 請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載される鋼板が、該鋼板表面にめっき層を備えることを特徴とする表面処理鋼板。
5. 下記工程（Ａ）〜（Ｃ）を備えることを特徴とする鋼板の製造方法：
   （Ａ）請求項１から３までのいずれか１項に記載される化学組成を有する鋼材に、圧延開始温度：１１００℃以上１３００℃以下、圧延完了温度：８００℃以上１０００℃以下、巻取温度：３００℃以上７５０℃以下の熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程；
   （Ｂ）前記熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
   （Ｃ）前記冷延鋼板に、７５０℃以上９５０℃以下の温度域で再結晶焼鈍を施す連続焼鈍工程。
6. 請求項５に記載される製造方法により得られた鋼板の表面にめっき層を形成するめっき処理を施すことを特徴とする表面処理鋼板の製造方法。