JP6202234B1 - 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
優れた焼付硬化性、耐時効性に加えて、優れた延性と優れた表面品質を兼ね備えた３４０ＭＰａ級の薄鋼板、薄鋼板をめっきしためっき鋼板、薄鋼板を得るために必要な熱延鋼板および冷延フルハード鋼板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法を提供することを目的とする。質量％で、Ｃ：０．０００８〜０．００２４％、Ｓｉ：０．１５％未満、Ｍｎ：０．５５％超０．９０％未満、Ｐ：０．０２５％超０．０５０％未満、Ｓ：０．０１５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｂ：０．０００３％超０．００３５％未満、Ｎｂ：０．００５％超０．０１６％未満、Ｔｉ：０．００９％以下、Ｓｂ：０．００２〜０．０３０％を含有し、ＣとＮｂが下記（１）式を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、板厚１／４位置でのフェライトの平均結晶粒径ｄが８〜１８μｍ、鋼板表層のフェライトの平均結晶粒径ｄｓとｄの比ｄｓ／ｄが０．４０〜１．２０である鋼組織とを有し、さらに引張強度が３４０〜３８０ＭＰａ、焼付硬化量ＢＨが２０〜６０ＭＰａ、ｒ値が１．４以上であることを特徴とする薄鋼板。−１０≦（［％Ｃ］−（［％Ｎｂ］／９３）×１２）×１００００≦１４ ・・・（１）ここで、［％Ｃ］、［％Ｎｂ］はＣ、Ｎｂのそれぞれの含有量を表す。
Description
本発明は、薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法に関する。
自動車のフード、ドア、バックドアといったパネル部品には優れた耐デント性が求められ、引張強度（ＴＳ）が３４０ＭＰａクラスのＢＨ鋼板（焼付け硬化型鋼板、以後、単に３４０ＢＨと称する。）が広く利用されている。これらの部品では、優れた焼付硬化性（以後、ＢＨ特性と称することもある。）や耐時効性を維持しつつ、自動車の多様なデザインや、美しい外観を実現することが求められる。このため、３４０ＢＨ鋼板には優れた焼付硬化性や耐時効性に加えて、優れた成形性や美しい表面品質が必要となる。
しかしながら、従来の３４０ＢＨでは、バックドアのテールランプ周囲等の厳しい張り出し成形部位でプレス割れが生じる場合があり、より一層の延性の向上が求められていた。また、従来のＭｎ、Ｐ、Ｔｉを添加した３４０ＢＨでは線状模様やゴーストバンドと呼ばれるプレス後の表面起伏（欠陥）が現れることが多く、より一層の表面品質の改善が求められていた。
このような背景から、例えば、特許文献１には、Ｃ：０．００１０〜０．００４０％、Ｓｉ：０．０５％以下、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％を含有し、［％Ｎｂ］／［％Ｃ］≦１０および［％Ｍｎ］／［％Ｃ］≧１００を満足する鋼の焼鈍過程において５５０℃〜均熱温度までの加熱速度を０．１×（［％Ｎｂ］／［％Ｃ］）℃／ｓ以上することで、１８％以上の均一伸びを有する３４０ＭＰａ級の焼付硬化性に優れた鋼板を得る技術が開示されている。
特許文献２には、Ｃ：０．０１０％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．１５〜０．８％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎｂ：２×Ｃ（％）〜７．５×Ｃ（％）を含有する鋼板において、さらにＳｎ：０．０５〜０．８０％、Ｓｂ：０．００５〜０．０８０％、Ｃｒ：０．０２０〜１．５％のうち１種以上を含有させ、めっき剥離を助長するＰを抑制し、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃｒで強化することで耐パウダリング性に優れた焼付硬化型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得る方法が開示されている。
また、特許文献３には、Ｃ：０．００３％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．２０〜１．０％、Ｐ：０．０１〜０．０３％、Ｎｂ：２×［％Ｃ］＋０．０１〜８×［％Ｃ］＋０．０１（％）を含有する鋼板を低温で焼鈍することで、筋模様の原因となるＰを低減してめっきの合金化むらを低減する技術が開示されている。
しかしながら、上記特許文献１に記載の手法では、成形性に求められる延性の向上効果は十分ではなく、さらなる改善が求められる。また、表面品質についてもより一層の改善が必要である。
特許文献２に記載の手法では、Ｓｎ、Ｓｂを固溶強化する程度の多量添加を行う場合には、深絞り成形後の靱性（耐二次加工脆性）が劣化するという問題を有しており、実用鋼としての使用は難しい。また、延性を向上させる手法については開示されていない。
特許文献３に記載の手法も同様に延性を改善する手法が開示されていない。
このように、いずれの先行技術文献においても、優れた焼付硬化性や耐時効性を維持しつつ、さらに優れた延性と優れた表面品質を両立する技術は開示されていない。本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、優れた焼付硬化性、耐時効性に加えて、優れた延性と優れた表面品質を兼ね備えた３４０ＭＰａ級の薄鋼板およびその製造方法を提供することを目的とするとともに、上記薄鋼板をめっきしためっき鋼板を提供すること、上記薄鋼板を得るために必要な熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、めっき鋼板の製造方法を提供することも目的とする。
本発明者らは、従来の３４０ＢＨをベースに優れた耐時効性を維持しつつ延性向上と表面品質の向上を両立する技術について鋭意検討を行った結果、以下の結論を得た。
（Ｉ）全伸び（Ｅｌ）が同一であっても張り出し成形性の良いものと悪いものが存在する。これは、Ｅｌが同一でも一様伸び（Ｕ．Ｅｌ）が必ずしも同一ではないためである。張り出し成形性の良いものは、Ｕ．Ｅｌが高い。つまり、伸びの指標の中でも張り出し成形性に直接影響するＵ．Ｅｌを向上させることにより、成形性が向上する。Ｕ．ＥｌはＣ、Ｎｂ含有量を低減した上でフェライト粒を微細化することで向上する。
（ＩＩ）結晶粒を微細化してＵ．Ｅｌを向上させるには、Ｍｎを多く含有した鋼において、仕上げ圧延温度を低下させつつランナウトテーブル上で所定の温度域まで急冷して微細なフェライトを生成させ、その後、低温で焼鈍することが望ましい。
（ＩＩＩ）安定して高いＢＨ特性と耐時効性を確保するには、ＮｂとＢを複合含有させる必要がある。このような素材では、室温での耐時効性を劣化させるＮの多くが安定なＢＮとして固定され、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）として消費されるのを抑制するので、室温耐時効性が大幅に改善し、熱帯地域でも３４０ＢＨ鋼板が使用可能になる。
（ＩＶ）しかしながら、多量のＭｎとＢ、Ｎｂを含有し、低温焼鈍した鋼板では、表面品質が劣化する。これは以下の理由による。
・Ｍｎ、Ｎｂ、Ｂの含有で、熱間での加工発熱により表面のスケール生成が増加して、ウロコ状の模様が生成しやすい。
・Ｂ含有鋼では表層の窒化が生じやすく、しかも低温焼鈍することで再結晶が遅延し、表層に未再結晶組織や微細フェライト粒が残存して線状の模様（ゴーストバンド）が発生しやすい。
（Ｉ）全伸び（Ｅｌ）が同一であっても張り出し成形性の良いものと悪いものが存在する。これは、Ｅｌが同一でも一様伸び（Ｕ．Ｅｌ）が必ずしも同一ではないためである。張り出し成形性の良いものは、Ｕ．Ｅｌが高い。つまり、伸びの指標の中でも張り出し成形性に直接影響するＵ．Ｅｌを向上させることにより、成形性が向上する。Ｕ．ＥｌはＣ、Ｎｂ含有量を低減した上でフェライト粒を微細化することで向上する。
（ＩＩ）結晶粒を微細化してＵ．Ｅｌを向上させるには、Ｍｎを多く含有した鋼において、仕上げ圧延温度を低下させつつランナウトテーブル上で所定の温度域まで急冷して微細なフェライトを生成させ、その後、低温で焼鈍することが望ましい。
（ＩＩＩ）安定して高いＢＨ特性と耐時効性を確保するには、ＮｂとＢを複合含有させる必要がある。このような素材では、室温での耐時効性を劣化させるＮの多くが安定なＢＮとして固定され、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）として消費されるのを抑制するので、室温耐時効性が大幅に改善し、熱帯地域でも３４０ＢＨ鋼板が使用可能になる。
（ＩＶ）しかしながら、多量のＭｎとＢ、Ｎｂを含有し、低温焼鈍した鋼板では、表面品質が劣化する。これは以下の理由による。
・Ｍｎ、Ｎｂ、Ｂの含有で、熱間での加工発熱により表面のスケール生成が増加して、ウロコ状の模様が生成しやすい。
・Ｂ含有鋼では表層の窒化が生じやすく、しかも低温焼鈍することで再結晶が遅延し、表層に未再結晶組織や微細フェライト粒が残存して線状の模様（ゴーストバンド）が発生しやすい。
また、上記以外にも、固溶強化元素としてＰを０.０５０％以上含有した鋼板では、Ｐ偏析に起因したスジ状の模様や線状の模様が発生し、Ｔｉを０．００９％を超えて含有した鋼では、線状の模様が発生するといった問題がある。
これらの問題は、（ａ）Ｎｂ、Ｐ、Ｔｉの含有量を規制すること、（ｂ）熱延での仕上げ圧延入側温度および出側温度を低温化すること、（ｃ）Ｓｂを含有し、焼鈍時の露点を制御すること、で解消する。
つまり、Ｍｎ、Ｃ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｐ含有量を制御したＮｂ、Ｂ、Ｓｂ複合含有鋼において仕上げ圧延入側および出側温度の低温化、焼鈍温度の低温化を行って結晶粒を微細化し、焼鈍時の露点を制御することで、成形性、耐時効性、表面品質のすべてに優れた鋼板が得られる。
本発明は、以上の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０００８〜０．００２４％、Ｓｉ：０．１５％未満、Ｍｎ：０．５５％超０．９０％未満、Ｐ：０．０２５％超０．０５０％未満、Ｓ：０．０１５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｂ：０．０００３％超０．００３５％未満、Ｎｂ：０．００５％超０．０１６％未満、Ｔｉ：０．００９％以下、Ｓｂ：０．００２〜０．０３０％を含有し、ＣとＮｂが下記（１）式を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、板厚１／４位置でのフェライトの平均結晶粒径ｄが８〜１８μｍ、鋼板表層のフェライトの平均結晶粒径ｄｓとｄの比ｄｓ／ｄが０．４０〜１．２０である鋼組織とを有し、さらに引張強度が３４０〜３８０ＭＰａ、焼付硬化量ＢＨが２０〜６０ＭＰａ、ｒ値が１．４以上であることを特徴とする薄鋼板。
−１０≦（［％Ｃ］−（［％Ｎｂ］／９３）×１２）×１００００≦１４ ・・・（１）
ここで、［％Ｃ］、［％Ｎｂ］はＣ、Ｎｂのそれぞれの含有量を表す。
［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｖ：０．１％以下、Ｗ：０．１％以下、Ｚｒ：０．０３％以下、Ｍｏ：０．１５％以下、Ｃｒ：０．１５％以下のうちの少なくとも１種を含有することを特徴とする［１］に記載の薄鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｓｎ：０．１％以下、Ｃｕ：０．２％以下、Ｎｉ：０．２％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｃｅ：０．０１％以下、Ｌａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下のうちの少なくとも１種を含有することを特徴とする［１］または［２］に記載の薄鋼板。
［４］［１］〜［３］のいずれかに記載の薄鋼板の表面にめっき層を備えることを特徴とするめっき鋼板。
［５］［１］〜［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを加熱し、次いで熱間圧延を施すにあたり、１０００℃以下の温度域での累積圧下率を５０％以上、仕上げ圧延入側温度を１０８０℃以下、仕上げ圧延出側温度を８５０℃超９１０℃未満とし、その後、２０℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で７２０〜８００℃まで冷却し、その温度域で５ｓｅｃ以上保持し、巻取温度５８０〜６８０℃で巻き取ることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
［６］［５］に記載の製造方法で得られた熱延鋼板を、６０〜９５％の圧下率で冷間圧延することを特徴とする冷延フルハード鋼板の製造方法。
［７］［６］に記載の製造方法で得られた冷延フルハード鋼板を、６６０〜７６０℃の温度域を１〜８℃／ｓｅｃの平均加熱速度で加熱し、さらに７６０℃以上の温度域での露点を−３０℃以下として７６０℃以上８３０℃以下の焼鈍温度で３０〜２４０ｓｅｃ均熱保持して焼鈍することを特徴とする薄鋼板の製造方法。
［８］［７］に記載の製造方法で得られた薄鋼板にめっきを施すことを特徴とするめっき鋼板の製造方法。
［１］質量％で、Ｃ：０．０００８〜０．００２４％、Ｓｉ：０．１５％未満、Ｍｎ：０．５５％超０．９０％未満、Ｐ：０．０２５％超０．０５０％未満、Ｓ：０．０１５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｂ：０．０００３％超０．００３５％未満、Ｎｂ：０．００５％超０．０１６％未満、Ｔｉ：０．００９％以下、Ｓｂ：０．００２〜０．０３０％を含有し、ＣとＮｂが下記（１）式を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、板厚１／４位置でのフェライトの平均結晶粒径ｄが８〜１８μｍ、鋼板表層のフェライトの平均結晶粒径ｄｓとｄの比ｄｓ／ｄが０．４０〜１．２０である鋼組織とを有し、さらに引張強度が３４０〜３８０ＭＰａ、焼付硬化量ＢＨが２０〜６０ＭＰａ、ｒ値が１．４以上であることを特徴とする薄鋼板。
−１０≦（［％Ｃ］−（［％Ｎｂ］／９３）×１２）×１００００≦１４ ・・・（１）
ここで、［％Ｃ］、［％Ｎｂ］はＣ、Ｎｂのそれぞれの含有量を表す。
［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｖ：０．１％以下、Ｗ：０．１％以下、Ｚｒ：０．０３％以下、Ｍｏ：０．１５％以下、Ｃｒ：０．１５％以下のうちの少なくとも１種を含有することを特徴とする［１］に記載の薄鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｓｎ：０．１％以下、Ｃｕ：０．２％以下、Ｎｉ：０．２％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｃｅ：０．０１％以下、Ｌａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下のうちの少なくとも１種を含有することを特徴とする［１］または［２］に記載の薄鋼板。
［４］［１］〜［３］のいずれかに記載の薄鋼板の表面にめっき層を備えることを特徴とするめっき鋼板。
［５］［１］〜［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを加熱し、次いで熱間圧延を施すにあたり、１０００℃以下の温度域での累積圧下率を５０％以上、仕上げ圧延入側温度を１０８０℃以下、仕上げ圧延出側温度を８５０℃超９１０℃未満とし、その後、２０℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で７２０〜８００℃まで冷却し、その温度域で５ｓｅｃ以上保持し、巻取温度５８０〜６８０℃で巻き取ることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
［６］［５］に記載の製造方法で得られた熱延鋼板を、６０〜９５％の圧下率で冷間圧延することを特徴とする冷延フルハード鋼板の製造方法。
［７］［６］に記載の製造方法で得られた冷延フルハード鋼板を、６６０〜７６０℃の温度域を１〜８℃／ｓｅｃの平均加熱速度で加熱し、さらに７６０℃以上の温度域での露点を−３０℃以下として７６０℃以上８３０℃以下の焼鈍温度で３０〜２４０ｓｅｃ均熱保持して焼鈍することを特徴とする薄鋼板の製造方法。
［８］［７］に記載の製造方法で得られた薄鋼板にめっきを施すことを特徴とするめっき鋼板の製造方法。
本発明によれば、優れた焼付硬化性、優れた室温耐時効性に加えて、優れた成形性、優れた表面品質を有する薄鋼板が得られ、自動車車体の軽量化、外観向上に貢献する。
なお、本発明の薄鋼板は、引張強度が３４０〜３８０ＭＰａ、焼付硬化量ＢＨが２０〜６０ＭＰａ、ｒ値が１．４以上を満たす。
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
本発明は、薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法である。先ず、これらの関係について説明する。
本発明の薄鋼板は、スラブ等の鋼素材から出発して、熱延鋼板、冷延フルハード鋼板となる製造過程を経て薄鋼板となる。さらに、本発明のめっき鋼板は上記薄鋼板をめっきしてめっき鋼板になる。
また、本発明の熱延鋼板の製造方法は、上記過程の熱延鋼板を得るまでの製造方法である。
本発明の冷延フルハード鋼板の製造方法は、上記過程において熱延鋼板から冷延フルハード鋼板を得るまでの製造方法である。
本発明の薄鋼板の製造方法は、上記過程において冷延フルハード鋼板から薄鋼板を得るまでの製造方法である。
本発明のめっき鋼板の製造方法は、上記過程において薄鋼板からめっき鋼板を得るまでの製造方法である。
上記関係があることから、熱延鋼板、冷延フルハード鋼板、薄鋼板、めっき鋼板の成分組成は共通し、薄鋼板、めっき鋼板の鋼組織が共通する。以下、共通事項、熱延鋼板、薄鋼板、めっき鋼板、製造方法の順で説明する。
＜薄鋼板、めっき鋼板の成分組成＞
薄鋼板、めっき鋼板の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０００８〜０．００２４％、Ｓｉ：０．１５％未満、Ｍｎ：０．５５％超０．９０％未満、Ｐ：０．０２５％超０．０５０％未満、Ｓ：０．０１５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｂ：０．０００３％超０．００３５％未満、Ｎｂ：０．００５％超０．０１６％未満、Ｔｉ：０．００９％以下、Ｓｂ：０．００２〜０．０３０％を含有し、ＣとＮｂが（１）式である−１０≦（［％Ｃ］−（［％Ｎｂ］／９３）×１２）×１００００≦１４を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
薄鋼板、めっき鋼板の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０００８〜０．００２４％、Ｓｉ：０．１５％未満、Ｍｎ：０．５５％超０．９０％未満、Ｐ：０．０２５％超０．０５０％未満、Ｓ：０．０１５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｂ：０．０００３％超０．００３５％未満、Ｎｂ：０．００５％超０．０１６％未満、Ｔｉ：０．００９％以下、Ｓｂ：０．００２〜０．０３０％を含有し、ＣとＮｂが（１）式である−１０≦（［％Ｃ］−（［％Ｎｂ］／９３）×１２）×１００００≦１４を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
さらに、上記成分組成は、質量％で、Ｖ：０．１％以下、Ｗ：０．１％以下、Ｚｒ：０．０３％以下、Ｍｏ：０．１５％以下、Ｃｒ：０．１５％以下のうちの少なくとも１種を含有してもよい。
さらに、上記成分組成は、質量％で、Ｓｎ：０．１％以下、Ｃｕ：０．２％以下、Ｎｉ：０．２％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｃｅ：０．０１％以下、Ｌａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下のうちの少なくとも１種を含有してもよい。
以下、各成分について説明する。下記の説明において成分の含有量を表す「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０００８〜０．００２４％
ＣはＢＨ特性を確保するために必須の元素である。焼付硬化量（ＢＨ）を２０ＭＰａ以上確保するために、Ｃは少なくとも０．０００８％以上必要である。また、フェライト粒を微細化し、高いＵ．Ｅｌを確保する観点からも０．０００８％は必要である。一方、Ｃが０．００２４％を超えるとＮｂＣ析出物が増加しすぎて高いＵ．Ｅｌが確保できなくなる。また、ＢＨが６０ＭＰａを超えてしまい十分な耐時効性が確保できなくなる。このため、Ｃ含有量は０．０００８〜０．００２４％とする。
ＣはＢＨ特性を確保するために必須の元素である。焼付硬化量（ＢＨ）を２０ＭＰａ以上確保するために、Ｃは少なくとも０．０００８％以上必要である。また、フェライト粒を微細化し、高いＵ．Ｅｌを確保する観点からも０．０００８％は必要である。一方、Ｃが０．００２４％を超えるとＮｂＣ析出物が増加しすぎて高いＵ．Ｅｌが確保できなくなる。また、ＢＨが６０ＭＰａを超えてしまい十分な耐時効性が確保できなくなる。このため、Ｃ含有量は０．０００８〜０．００２４％とする。
Ｓｉ：０．１５％未満
Ｓｉは固溶強化元素として活用できる。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．１５％以上となると表面酸化に起因したスケール模様や不めっきの著しい発生を招く。このため、Ｓｉは０．１５％未満とする。
Ｓｉは固溶強化元素として活用できる。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．１５％以上となると表面酸化に起因したスケール模様や不めっきの著しい発生を招く。このため、Ｓｉは０．１５％未満とする。
Ｍｎ：０．５５％超０．９０％未満
本発明においてＭｎは重要な元素である。Ｍｎは固溶強化元素として活用してＰを低減し、Ｐによる表面欠陥（スジ状模様の欠陥）を防止するために含有する。また、Ｍｎを含有してＰを低減することでγ→α変態点が低下するので、それにより仕上げ圧延温度の低温化が可能になり、その結果、表面品質の向上（ウロコ状模様の欠陥の解消）とフェライト粒の微細化が可能になる。このような観点から、Ｍｎは０．５５％超含有する必要がある。一方、Ｍｎを０．９０％以上含有する場合には、表面酸化に起因したウロコ状模様や不めっきの著しい発生を招く。したがって、Ｍｎは０．９０％未満とする。組織微細化、表面品質向上の観点から、Ｍｎの下限は０．６５％超とすることが望ましく、Ｍｎの上限は０．８５％以下とすることが望ましい。
本発明においてＭｎは重要な元素である。Ｍｎは固溶強化元素として活用してＰを低減し、Ｐによる表面欠陥（スジ状模様の欠陥）を防止するために含有する。また、Ｍｎを含有してＰを低減することでγ→α変態点が低下するので、それにより仕上げ圧延温度の低温化が可能になり、その結果、表面品質の向上（ウロコ状模様の欠陥の解消）とフェライト粒の微細化が可能になる。このような観点から、Ｍｎは０．５５％超含有する必要がある。一方、Ｍｎを０．９０％以上含有する場合には、表面酸化に起因したウロコ状模様や不めっきの著しい発生を招く。したがって、Ｍｎは０．９０％未満とする。組織微細化、表面品質向上の観点から、Ｍｎの下限は０．６５％超とすることが望ましく、Ｍｎの上限は０．８５％以下とすることが望ましい。
Ｐ：０．０２５％超０．０５０％未満
Ｐは固溶強化元素として活用できる。しかしながら、Ｐは鋳造時の偏析に起因して表面欠陥（スジ状模様の欠陥（黒スジ、白スジ））を発生させ、さらに耐パウダリング性を劣化させる。Ｐは所定のＴＳを確保するため、０．０２５％超含有する必要がある。また、表面品質を確保するため０．０５０％未満とする必要がある。なお、Ｐの下限は、０．０３０％超であることが好ましく、０．０３２％以上であることがさらに好ましい。
Ｐは固溶強化元素として活用できる。しかしながら、Ｐは鋳造時の偏析に起因して表面欠陥（スジ状模様の欠陥（黒スジ、白スジ））を発生させ、さらに耐パウダリング性を劣化させる。Ｐは所定のＴＳを確保するため、０．０２５％超含有する必要がある。また、表面品質を確保するため０．０５０％未満とする必要がある。なお、Ｐの下限は、０．０３０％超であることが好ましく、０．０３２％以上であることがさらに好ましい。
Ｓ：０．０１５％以下
Ｓは熱間圧延時のスケール剥離性を向上させ、外観品質を向上させる作用がある。しかしながら、過剰に残存すると、粗大なＭｎＳの生成に起因して表面欠陥（線状模様の欠陥）の発生原因となる。したがって、Ｓは０．０１５％以下とする。
Ｓは熱間圧延時のスケール剥離性を向上させ、外観品質を向上させる作用がある。しかしながら、過剰に残存すると、粗大なＭｎＳの生成に起因して表面欠陥（線状模様の欠陥）の発生原因となる。したがって、Ｓは０．０１５％以下とする。
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上０．１％以下
Ａｌは脱酸元素として活用する。また、Ｂ、Ｎｂ含有量が少ない場合は、ＮをＡｌＮとして固定し、室温での耐時効性を改善する作用がある。このような観点からｓｏｌ．Ａｌの含有量は０．０１％以上とする。一方、ｓｏｌ．Ａｌを０．１％超含有してもその効果は飽和し、徒にコストアップを招く。また、鋳造性を劣化させて表面品質を劣化させる。このためｓｏｌ．Ａｌは０．１％以下とする。
Ａｌは脱酸元素として活用する。また、Ｂ、Ｎｂ含有量が少ない場合は、ＮをＡｌＮとして固定し、室温での耐時効性を改善する作用がある。このような観点からｓｏｌ．Ａｌの含有量は０．０１％以上とする。一方、ｓｏｌ．Ａｌを０．１％超含有してもその効果は飽和し、徒にコストアップを招く。また、鋳造性を劣化させて表面品質を劣化させる。このためｓｏｌ．Ａｌは０．１％以下とする。
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは鋼中でＮｂ（Ｃ，Ｎ）、ＢＮ、ＡｌＮ、ＴｉＮ等の炭窒化物、窒化物を形成する元素であり、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）の生成を通じてＢＨの変動の原因となる。また、Ｎ含有量が０．０１％を超えると耐時効性が劣化する。このため、Ｎの含有量は０．０１％以下とする。
Ｎは鋼中でＮｂ（Ｃ，Ｎ）、ＢＮ、ＡｌＮ、ＴｉＮ等の炭窒化物、窒化物を形成する元素であり、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）の生成を通じてＢＨの変動の原因となる。また、Ｎ含有量が０．０１％を超えると耐時効性が劣化する。このため、Ｎの含有量は０．０１％以下とする。
Ｂ：０．０００３％超０．００３５％未満
Ｂは安定なＢＮを形成してＮを固定し、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）を低減するので、耐時効性を改善する作用がある。このような観点からＢの含有量は０．０００３％超とする。一方で０．００３５％以上含有しても余剰の固溶Ｂが増加するのみで材質の改善効果はなく、鋳造性が悪化するのでＢは０．００３５％未満とする。
Ｂは安定なＢＮを形成してＮを固定し、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）を低減するので、耐時効性を改善する作用がある。このような観点からＢの含有量は０．０００３％超とする。一方で０．００３５％以上含有しても余剰の固溶Ｂが増加するのみで材質の改善効果はなく、鋳造性が悪化するのでＢは０．００３５％未満とする。
Ｎｂ：０．００５％超０．０１６％未満
Ｎｂは、Ｃ、Ｎを固定して耐時効性を改善する効果がある。また、結晶粒を微細化してＵ．Ｅｌを向上させる作用がある。このような効果を得るためにはＮｂは０．００５％超含有する必要がある。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．０１６％以上では析出物が多量に生成すること等により、Ｕ．Ｅｌが低下し、表面欠陥（ウロコ状模様の欠陥）が発生する。つまり、高いＵ．Ｅｌと優れた表面品質とを確保するためにＮｂ含有量は０．０１６％未満に制御することが重要である。以上より、Ｎｂは０．００５％超０．０１６％未満とする。
Ｎｂは、Ｃ、Ｎを固定して耐時効性を改善する効果がある。また、結晶粒を微細化してＵ．Ｅｌを向上させる作用がある。このような効果を得るためにはＮｂは０．００５％超含有する必要がある。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．０１６％以上では析出物が多量に生成すること等により、Ｕ．Ｅｌが低下し、表面欠陥（ウロコ状模様の欠陥）が発生する。つまり、高いＵ．Ｅｌと優れた表面品質とを確保するためにＮｂ含有量は０．０１６％未満に制御することが重要である。以上より、Ｎｂは０．００５％超０．０１６％未満とする。
Ｔｉ：０．００９％以下
Ｔｉは、Ｎを固定して耐時効性を改善する効果がある。しかしながら、Ｔｉの含有量が増加すると粗大なＴｉＮの形成を通じてフェライト粒が粗大化する。また、ＴｉＣを形成してＢＨを低下させ、ＢＨのバラつきを生じさせる要因となる。さらに鋼板表層での窒化を促進し、表層に微細粒や未再結晶粒を生じさせ、表面欠陥（線状様状の欠陥）の原因となる。このような理由からＴｉは０．００９％以下に制限する必要がある。
Ｔｉは、Ｎを固定して耐時効性を改善する効果がある。しかしながら、Ｔｉの含有量が増加すると粗大なＴｉＮの形成を通じてフェライト粒が粗大化する。また、ＴｉＣを形成してＢＨを低下させ、ＢＨのバラつきを生じさせる要因となる。さらに鋼板表層での窒化を促進し、表層に微細粒や未再結晶粒を生じさせ、表面欠陥（線状様状の欠陥）の原因となる。このような理由からＴｉは０．００９％以下に制限する必要がある。
Ｓｂ：０．００２〜０．０３０％
Ｓｂは鋼板表面の窒化、酸化を抑制し、表面品質を向上させる効果がある。特にＭｎ多量添加鋼では表面欠陥（ウロコ状模様の欠陥）が発生しやすく、Ｂ含有鋼では表層のＢの窒化や酸化に起因して表層の組織が微細化し、後述するｄｓ／ｄが発明範囲外となり、表面欠陥（線模様状の欠陥）が発生しやすい。Ｓｂは、これらを抑制する作用がある。このような観点からＳｂは０．００２％以上含有するのが好ましい。一方、Ｓｂは０．０３０％を超えて含有すると粒界に偏析して耐二次加工脆性を劣化させる。そのため、Ｓｂ含有量は０．００２〜０．０３０％とする。なお、Ｓｂの下限は０．００２％超であることが好ましく、０．００５％以上であることがさらに好ましい。また、Ｓｂの上限は０．０２０％以下であることが好ましく、０．０１５％以下であることがさらに好ましい。
Ｓｂは鋼板表面の窒化、酸化を抑制し、表面品質を向上させる効果がある。特にＭｎ多量添加鋼では表面欠陥（ウロコ状模様の欠陥）が発生しやすく、Ｂ含有鋼では表層のＢの窒化や酸化に起因して表層の組織が微細化し、後述するｄｓ／ｄが発明範囲外となり、表面欠陥（線模様状の欠陥）が発生しやすい。Ｓｂは、これらを抑制する作用がある。このような観点からＳｂは０．００２％以上含有するのが好ましい。一方、Ｓｂは０．０３０％を超えて含有すると粒界に偏析して耐二次加工脆性を劣化させる。そのため、Ｓｂ含有量は０．００２〜０．０３０％とする。なお、Ｓｂの下限は０．００２％超であることが好ましく、０．００５％以上であることがさらに好ましい。また、Ｓｂの上限は０．０２０％以下であることが好ましく、０．０１５％以下であることがさらに好ましい。
（［％Ｃ］−（［％Ｎｂ］／９３）×１２）×１００００：−１０以上１４以下
優れた焼付硬化性と耐時効性を確保するためには、少なくともＣ含有量に応じてＮｂ含有量を制御し、固溶Ｃ含有量を適正化する必要がある。このような観点から、（［％Ｃ］−（［％Ｎｂ］／９３）×１２）×１００００は−１０以上１４以下とする必要がある。
優れた焼付硬化性と耐時効性を確保するためには、少なくともＣ含有量に応じてＮｂ含有量を制御し、固溶Ｃ含有量を適正化する必要がある。このような観点から、（［％Ｃ］−（［％Ｎｂ］／９３）×１２）×１００００は−１０以上１４以下とする必要がある。
以上が本発明の基本構成である。さらに、質量％で、Ｖ：０．１％以下、Ｗ：０．１％以下、Ｚｒ：０．０３％以下、Ｍｏ：０．１５％以下、Ｃｒ：０．１５％以下のうちの少なくとも１種を含有してもよい。
Ｖ：０．１％以下
Ｖは高強度化の観点から含有することができる。強度上昇の観点からは０．００２％以上含有するのが好ましく、０．０１％以上含有するのがさらに好ましい。しかしながら、０．１％を超えて含有するとＢＨの低下を招く上、著しいコスト増になるので、Ｖは０．１％以下で含有することが望ましい。
Ｖは高強度化の観点から含有することができる。強度上昇の観点からは０．００２％以上含有するのが好ましく、０．０１％以上含有するのがさらに好ましい。しかしながら、０．１％を超えて含有するとＢＨの低下を招く上、著しいコスト増になるので、Ｖは０．１％以下で含有することが望ましい。
Ｗ：０．１％以下
Ｗは析出強化元素として活用できる。Ｗは強度上昇の観点から０．００２％以上含有するのが好ましい。しかしながら、その含有量が多すぎるとＢＨの低下を招くので、Ｗは０．１％以下で含有することが望ましい。
Ｗは析出強化元素として活用できる。Ｗは強度上昇の観点から０．００２％以上含有するのが好ましい。しかしながら、その含有量が多すぎるとＢＨの低下を招くので、Ｗは０．１％以下で含有することが望ましい。
Ｚｒ：０．０３％以下
Ｚｒも同様に析出強化元素として活用でき、また、Ｎを固定する観点からも含有することができる。ＺｒはＮ固定の観点から０．００２％以上含有するのが好ましく、０．００５％以上含有するのがさらに好ましい。しかしながら、その含有量が多すぎるとＢＨの低下を招くのでＺｒは０．０３％以下で含有することが望ましい。
Ｚｒも同様に析出強化元素として活用でき、また、Ｎを固定する観点からも含有することができる。ＺｒはＮ固定の観点から０．００２％以上含有するのが好ましく、０．００５％以上含有するのがさらに好ましい。しかしながら、その含有量が多すぎるとＢＨの低下を招くのでＺｒは０．０３％以下で含有することが望ましい。
Ｍｏ：０．１５％以下
Ｍｏも同様に析出強化元素として活用できる。ＭｏはＣ固定の観点から０．００２％以上含有するのが好ましく、０．００５％以上含有するのがさらに好ましい。しかしながら、その含有量が多すぎるとＢＨの低下を招くのでＭｏは０．１５％以下で含有することが望ましい。
Ｍｏも同様に析出強化元素として活用できる。ＭｏはＣ固定の観点から０．００２％以上含有するのが好ましく、０．００５％以上含有するのがさらに好ましい。しかしながら、その含有量が多すぎるとＢＨの低下を招くのでＭｏは０．１５％以下で含有することが望ましい。
Ｃｒ：０．１５％以下
ＣｒはＣの拡散を抑制し、室温耐時効性を改善する観点から活用できる。Ｃｒはそのような観点から０．０４％以上含有するのが好ましい。しかしながら、その含有量が多すぎると耐食性の劣化を招くのでＣｒは０．１５％以下で含有することが望ましい。
ＣｒはＣの拡散を抑制し、室温耐時効性を改善する観点から活用できる。Ｃｒはそのような観点から０．０４％以上含有するのが好ましい。しかしながら、その含有量が多すぎると耐食性の劣化を招くのでＣｒは０．１５％以下で含有することが望ましい。
さらに、質量％で、Ｓｎ：０．１％以下、Ｃｕ：０．２％以下、Ｎｉ：０．２％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｃｅ：０．０１％以下、Ｌａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下のうちの少なくとも１種を含有してもよい。
Ｓｎ：０．１％以下
Ｓｎは鋼板表面の窒化、酸化を抑制し、表面品質を改善する作用がある。このような観点からＳｎは０．００２％以上含有するのが好ましく、０．００５％以上含有するのがさらに望ましい。しかしながら、０．１％を超えると降伏比（ＹＰ）の上昇や耐二次加工脆性の劣化を招くので、Ｓｎは０．１％以下で含有させるのが望ましい。
Ｓｎは鋼板表面の窒化、酸化を抑制し、表面品質を改善する作用がある。このような観点からＳｎは０．００２％以上含有するのが好ましく、０．００５％以上含有するのがさらに望ましい。しかしながら、０．１％を超えると降伏比（ＹＰ）の上昇や耐二次加工脆性の劣化を招くので、Ｓｎは０．１％以下で含有させるのが望ましい。
Ｃｕ：０．２％以下
Ｃｕは耐時効性、耐チッピング性を向上させる。また、スクラップを原料として活用するときに混入する元素であり、Ｃｕの混入を許容することでリサイクル資材を原料資材として活用でき、製造コストを削減することができる。このような観点から、Ｃｕは０．０１％以上含有するのが好ましく、０．０３％以上含有するのがさらに望ましい。しかしながら、その含有量が多くなりすぎると表面欠陥の原因となるので、Ｃｕは０．２％以下とするのが望ましい。
Ｃｕは耐時効性、耐チッピング性を向上させる。また、スクラップを原料として活用するときに混入する元素であり、Ｃｕの混入を許容することでリサイクル資材を原料資材として活用でき、製造コストを削減することができる。このような観点から、Ｃｕは０．０１％以上含有するのが好ましく、０．０３％以上含有するのがさらに望ましい。しかしながら、その含有量が多くなりすぎると表面欠陥の原因となるので、Ｃｕは０．２％以下とするのが望ましい。
Ｎｉ：０．２％以下
ＮｉはＣｕを含有させる場合に生じやすい表面欠陥を低減する作用がある。このような観点から、Ｎｉは０．０１％以上含有するのが好ましく、０．０２％以上含有するのがさらに望ましい。しかし、Ｎｉの含有量が多くなりすぎると加熱炉内でのスケール生成が不均一になり表面欠陥の原因になるとともに、著しいコスト増となる。したがって、Ｎｉは０．２％以下とする。
ＮｉはＣｕを含有させる場合に生じやすい表面欠陥を低減する作用がある。このような観点から、Ｎｉは０．０１％以上含有するのが好ましく、０．０２％以上含有するのがさらに望ましい。しかし、Ｎｉの含有量が多くなりすぎると加熱炉内でのスケール生成が不均一になり表面欠陥の原因になるとともに、著しいコスト増となる。したがって、Ｎｉは０．２％以下とする。
Ｃａ：０．０１％以下
Ｃａは鋼中のＳをＣａＳとして固定し、ＭｎＳの生成を抑制して成形性を改善する作用がある。このような観点からＣａは０．０００５％以上含有することが望ましい。しかしながら、Ｃａは溶鋼中で酸化物として浮上分離しやすく、鋼中に多量に残存させることは難しい。したがって、Ｃａの含有量は０．０１％以下とする。
Ｃａは鋼中のＳをＣａＳとして固定し、ＭｎＳの生成を抑制して成形性を改善する作用がある。このような観点からＣａは０．０００５％以上含有することが望ましい。しかしながら、Ｃａは溶鋼中で酸化物として浮上分離しやすく、鋼中に多量に残存させることは難しい。したがって、Ｃａの含有量は０．０１％以下とする。
Ｃｅ：０．０１％以下
Ｃｅも鋼中のＳを固定し、成形性を向上させる目的で含有することができる。Ｃｅは上記の観点から０．０００５％以上含有するのが好ましい。しかし、高価な元素であるので多量含有するとコストアップになる。したがって、Ｃｅは０．０１％以下で添加するのが望ましい。
Ｃｅも鋼中のＳを固定し、成形性を向上させる目的で含有することができる。Ｃｅは上記の観点から０．０００５％以上含有するのが好ましい。しかし、高価な元素であるので多量含有するとコストアップになる。したがって、Ｃｅは０．０１％以下で添加するのが望ましい。
Ｌａ：０．０１％以下
Ｌａも鋼中のＳを固定し、成形性を向上させる目的で含有することができる。Ｌａは上記の観点から０．０００５％以上含有するのが好ましい。しかし、高価な元素であるので多量に含有するとコストアップになる。したがって、Ｌａは０．０１％以下で添加するのが望ましい。
Ｌａも鋼中のＳを固定し、成形性を向上させる目的で含有することができる。Ｌａは上記の観点から０．０００５％以上含有するのが好ましい。しかし、高価な元素であるので多量に含有するとコストアップになる。したがって、Ｌａは０．０１％以下で添加するのが望ましい。
Ｍｇ：０．０１％以下
Ｍｇは酸化物を微細分散させ、組織を微細化する観点から含有することが出来る。Ｍｇは上記の観点から０．０００５％以上含有するのが好ましい。しかしながら、その含有量が多いと表面品質が劣化するので、Ｍｇは０．０１％以下で含有することが望ましい。
Ｍｇは酸化物を微細分散させ、組織を微細化する観点から含有することが出来る。Ｍｇは上記の観点から０．０００５％以上含有するのが好ましい。しかしながら、その含有量が多いと表面品質が劣化するので、Ｍｇは０．０１％以下で含有することが望ましい。
残部はＦｅおよび不可避的不純物とする。
＜薄鋼板、めっき鋼板の組織＞
薄鋼板、めっき鋼板の鋼組織は、板厚１／４位置でのフェライトの平均結晶粒径ｄが８〜１８μｍで、鋼板表層のフェライトの平均結晶粒径ｄｓとｄの比ｄｓ／ｄが０．４０〜１．２０である。本発明の組織はフェライト単相組織鋼であり、フェライトと微量の析出物、介在物からなる。したがって、パーライト、マルテンサイト、ベイナイト、残留γといった第二相組織は含まない。
薄鋼板、めっき鋼板の鋼組織は、板厚１／４位置でのフェライトの平均結晶粒径ｄが８〜１８μｍで、鋼板表層のフェライトの平均結晶粒径ｄｓとｄの比ｄｓ／ｄが０．４０〜１．２０である。本発明の組織はフェライト単相組織鋼であり、フェライトと微量の析出物、介在物からなる。したがって、パーライト、マルテンサイト、ベイナイト、残留γといった第二相組織は含まない。
板厚１／４位置でのフェライトの平均結晶粒径ｄ：８〜１８μｍ
高いＵ．Ｅｌを得るために鋼板の結晶粒は微細化する必要がある。しかし、微細化しすぎるとＹＰの上昇を招き成形性が劣化する。このため板厚１／４位置でのフェライトの平均結晶粒径ｄは８〜１８μｍとする。
高いＵ．Ｅｌを得るために鋼板の結晶粒は微細化する必要がある。しかし、微細化しすぎるとＹＰの上昇を招き成形性が劣化する。このため板厚１／４位置でのフェライトの平均結晶粒径ｄは８〜１８μｍとする。
鋼板表層のフェライトの平均結晶粒径ｄｓと板厚１／４位置でのフェライトの平均結晶粒径ｄの比ｄｓ／ｄ：０．４０〜１．２０
鋼板表層で窒化が生じると鋼板表層が細粒化する。微細組織や未再結晶粒が生じることで線状模様の欠陥（ゴーストバンド）が生じる。また、巻取温度が６８０℃を超えると表層で粗大粒が生じる場合がある。粗大粒が生じるとプレス後に肌荒れを生じる。これらを抑制するためにｄｓ／ｄは０．４０〜１．２０とする。ｄｓ／ｄは、Ｓｂ含有量、露点、Ｐ含有量、Ｔｉ含有量を所定範囲に制御することにより０．４０以上に制御できる。
鋼板表層で窒化が生じると鋼板表層が細粒化する。微細組織や未再結晶粒が生じることで線状模様の欠陥（ゴーストバンド）が生じる。また、巻取温度が６８０℃を超えると表層で粗大粒が生じる場合がある。粗大粒が生じるとプレス後に肌荒れを生じる。これらを抑制するためにｄｓ／ｄは０．４０〜１．２０とする。ｄｓ／ｄは、Ｓｂ含有量、露点、Ｐ含有量、Ｔｉ含有量を所定範囲に制御することにより０．４０以上に制御できる。
なお、フェライトの平均結晶粒径の測定は、鋼板圧延方向に並行な垂直断面（板厚方向断面）にて行う。ナイタールにて大部分の粒界が鮮明に観察できる程度にエッチングを行い、光学顕微鏡にて１００〜４００倍の倍率で観察を行う。鋼板表層のフェライトの平均結晶粒径ｄｓは、鋼板最表層〜５０μｍ深さ位置までの領域での平均結晶粒径とする。板厚１／４位置でのフェライトの平均結晶粒径ｄは、成形性を評価するうえで重要な板厚領域である、板厚１／４位置を中心とした領域での平均結晶粒径とする。この時、測定面積は、十分結晶粒径の測定バラつきが軽減できる程度の面積とする必要があり、例えば５００００μｍ２程度とする。結晶粒径の測定はＪＩＳ Ｇ ０５５１に従い行う。計測方法は、所定の領域内にある結晶粒の個数から算出する計数方法でも線分を横切る粒界の数から算出する切断法でもよい。ここでは前者にて測定を行った。なお、後者の場合、圧延方向、板厚方向それぞれに十分細かい間隔で測定線を引き、結晶粒が扁平していることや表層から内部に向けて結晶粒度が変化することが大きな測定誤差として生じないよう、配慮する必要がある。
＜薄鋼板＞
薄鋼板の成分組成および鋼組織は上記の通りである。また、薄鋼板の厚みは特に限定されないが、通常、０．５０〜０．８５ｍｍである。
薄鋼板の成分組成および鋼組織は上記の通りである。また、薄鋼板の厚みは特に限定されないが、通常、０．５０〜０．８５ｍｍである。
＜めっき鋼板＞
本発明のめっき鋼板は、本発明の薄鋼板上にめっき層を備えるめっき鋼板である。めっき層の種類は特に限定されず、例えば、溶融めっき層、電気めっき層のいずれでもよい。また、めっき層は合金化されためっき層でもよい。めっき層は亜鉛めっき層が好ましい。亜鉛めっき層はＡｌやＭｇを含有してもよい。また、溶融亜鉛−アルミニウム−マグネシウム合金めっき（Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき層）も好ましい。この場合、Ａｌ含有量を１質量％以上２２質量％以下、Ｍｇ含有量を０．１質量％以上１０質量％以下とすることが好ましい。さらに、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｅ、Ｌａから選ばれる１種以上を合計で１％以下含有していても良い。なお、めっき金属は特に限定されないため、上記のようなＺｎめっき以外に、Ａｌめっき等でもよい。
本発明のめっき鋼板は、本発明の薄鋼板上にめっき層を備えるめっき鋼板である。めっき層の種類は特に限定されず、例えば、溶融めっき層、電気めっき層のいずれでもよい。また、めっき層は合金化されためっき層でもよい。めっき層は亜鉛めっき層が好ましい。亜鉛めっき層はＡｌやＭｇを含有してもよい。また、溶融亜鉛−アルミニウム−マグネシウム合金めっき（Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき層）も好ましい。この場合、Ａｌ含有量を１質量％以上２２質量％以下、Ｍｇ含有量を０．１質量％以上１０質量％以下とすることが好ましい。さらに、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｅ、Ｌａから選ばれる１種以上を合計で１％以下含有していても良い。なお、めっき金属は特に限定されないため、上記のようなＺｎめっき以外に、Ａｌめっき等でもよい。
また、めっき層の組成も特に限定されず、一般的なものであればよい。例えば、片面あたりのめっき付着量が２０〜８０ｇ／ｍ２の溶融亜鉛めっき層、これがさらに合金化された合金化溶融亜鉛めっき層を有することが好ましい。また、めっき層が溶融亜鉛めっき層の場合にはめっき層中のＦｅ含有量が７質量％未満であり、合金化溶融亜鉛めっき層の場合にはめっき層中のＦｅ含有量は７〜１５質量％である。
＜熱延鋼板の製造方法＞
本発明の熱延鋼板の製造方法は、上記の「薄鋼板、めっき鋼板の成分組成」で説明した成分組成を有する鋼スラブを加熱し、次いで熱間圧延を施すにあたり、１０００℃以下の温度域での累積圧下率を５０％以上、仕上げ圧延入側温度を１０８０℃以下、仕上げ圧延出側温度を８５０超９１０℃未満とし、その後、２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で７２０〜８００℃まで冷却し、その温度域で５ｓｅｃ以上保持し、巻取温度５８０〜６８０℃で巻き取る方法である。
本発明の熱延鋼板の製造方法は、上記の「薄鋼板、めっき鋼板の成分組成」で説明した成分組成を有する鋼スラブを加熱し、次いで熱間圧延を施すにあたり、１０００℃以下の温度域での累積圧下率を５０％以上、仕上げ圧延入側温度を１０８０℃以下、仕上げ圧延出側温度を８５０超９１０℃未満とし、その後、２０℃／ｓ以上の平均冷却速度で７２０〜８００℃まで冷却し、その温度域で５ｓｅｃ以上保持し、巻取温度５８０〜６８０℃で巻き取る方法である。
以下、各条件について説明する。なお、以下の説明において、温度は特に断らない限り鋼板表面温度とする。鋼板表面温度は放射温度計等を用いて測定し得る。また、平均冷却速度は、（冷却前の表面温度−冷却後の表面温度）／冷却時間とする。
鋼スラブの製造
上記鋼スラブ製造のための、溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、真空脱ガス炉にて２次精錬を行うのが好ましい。その後、生産性や品質上の問題から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましい。また、造塊−分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしてもよい。
上記鋼スラブ製造のための、溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、真空脱ガス炉にて２次精錬を行うのが好ましい。その後、生産性や品質上の問題から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましい。また、造塊−分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしてもよい。
鋼スラブの加熱
鋼スラブを熱間圧延するには、スラブを加熱後圧延する方法、連続鋳造後のスラブを加熱することなく直接圧延する方法、連続鋳造後のスラブに短時間加熱処理を施して圧延する方法などで行える。スラブ加熱温度は１１００〜１３００℃とすればよい。
鋼スラブを熱間圧延するには、スラブを加熱後圧延する方法、連続鋳造後のスラブを加熱することなく直接圧延する方法、連続鋳造後のスラブに短時間加熱処理を施して圧延する方法などで行える。スラブ加熱温度は１１００〜１３００℃とすればよい。
１０００℃以下の温度域での累積圧下率を５０％以上
１０００℃以下の温度域での累積圧下率を５０％以上とすることにより、ｄを本発明範囲内とすることができる。
１０００℃以下の温度域での累積圧下率を５０％以上とすることにより、ｄを本発明範囲内とすることができる。
仕上げ圧延入側温度１０８０℃以下、仕上げ圧延出側温度８５０超９１０℃未満
仕上げ圧延入側温度を１０８０℃以下とすることで、ウロコ状模様の欠陥の抑制が可能になる。また、仕上げ圧延出側温度を８５０℃超〜９１０℃未満とすることで、組織を微細化し、ｄを本発明範囲内とすることができるとともに、優れた耐時効性を得られる。また、ウロコ状模様の欠陥の抑制が可能になる。
仕上げ圧延入側温度を１０８０℃以下とすることで、ウロコ状模様の欠陥の抑制が可能になる。また、仕上げ圧延出側温度を８５０℃超〜９１０℃未満とすることで、組織を微細化し、ｄを本発明範囲内とすることができるとともに、優れた耐時効性を得られる。また、ウロコ状模様の欠陥の抑制が可能になる。
２０℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で７２０〜８００℃まで冷却し、その温度域で５ｓｅｃ以上保持
仕上げ圧延後、２０℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で７２０〜８００℃まで急冷し、この温度域で５ｓｅｃ以上保持することで熱延板に微細なフェライトを生成させ、その後の焼鈍後の組織を微細化できる。その結果、ｄを本発明範囲内とすることができる。冷却速度が２０℃／ｓｅｃ未満、冷却停止温度が８００℃超では微細な組織が得られない。また、冷却停止温度が７２０℃未満、保持時間が５ｓｅｃ未満ではｒ値が著しく低下し、１．４以上のｒ値を確保できなくなる。
仕上げ圧延後、２０℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で７２０〜８００℃まで急冷し、この温度域で５ｓｅｃ以上保持することで熱延板に微細なフェライトを生成させ、その後の焼鈍後の組織を微細化できる。その結果、ｄを本発明範囲内とすることができる。冷却速度が２０℃／ｓｅｃ未満、冷却停止温度が８００℃超では微細な組織が得られない。また、冷却停止温度が７２０℃未満、保持時間が５ｓｅｃ未満ではｒ値が著しく低下し、１．４以上のｒ値を確保できなくなる。
巻取温度５８０〜６８０℃で巻き取る
巻取温度５８０〜６８０℃で巻き取ることで過剰な微細化を抑えて好適な粒径の組織が得られる。また、１．４以上の高いｒ値を得ることができる。
巻取温度５８０〜６８０℃で巻き取ることで過剰な微細化を抑えて好適な粒径の組織が得られる。また、１．４以上の高いｒ値を得ることができる。
なお、特に美麗なめっき表面品質を得るためには、鋼板表面に生成した１次、２次スケールを除去するために仕上げ圧延の前に３００ＭＰａ以上の水圧でデスケーリングを行うことが望ましい。
上記巻取後、空冷等により鋼板は冷やされ、下記の冷延フルハード鋼板の製造に用いられる。
＜冷延フルハード鋼板の製造方法＞
本発明の冷延フルハード鋼板の製造方法は、上記製造方法で得られた熱延鋼板を冷間圧延する冷延フルハード鋼板の製造方法である。
本発明の冷延フルハード鋼板の製造方法は、上記製造方法で得られた熱延鋼板を冷間圧延する冷延フルハード鋼板の製造方法である。
冷間圧延条件は、ｒ値を向上させて成形性を向上させる観点から、圧延率は６０〜９５％とするのが好ましい。細粒化の観点から、冷間圧延率は、下限が７５％以上であることが特に好ましく、上限は８５％以下とすることが特に好ましい。
なお、上記冷間圧延の前に酸洗を行ってもよい。酸洗条件は適宜設定すればよい。
＜薄鋼板の製造方法＞
本発明の薄鋼板の製造方法は、上記製造方法で得られた冷延フルハード鋼板を、６６０〜７６０℃の温度域を１〜８℃／ｓｅｃの平均加熱速度で加熱し、さらに７６０℃以上の温度域での露点を−３０℃以下として７６０℃以上８３０℃以下の焼鈍温度で３０〜２４０ｓｅｃ均熱保持して焼鈍する方法である。
本発明の薄鋼板の製造方法は、上記製造方法で得られた冷延フルハード鋼板を、６６０〜７６０℃の温度域を１〜８℃／ｓｅｃの平均加熱速度で加熱し、さらに７６０℃以上の温度域での露点を−３０℃以下として７６０℃以上８３０℃以下の焼鈍温度で３０〜２４０ｓｅｃ均熱保持して焼鈍する方法である。
６６０〜７６０℃の温度域を１〜８℃／ｓｅｃの平均加熱速度で加熱
焼鈍時の６６０〜７６０℃の平均加熱速度は１〜８℃／ｓｅｃとする。１℃／ｓｅｃ以上とすることによりフェライト粒の過剰な粗大化を抑え、８℃／ｓｅｃ以下とすることで回復粒の残存を抑制することができる。その結果、再結晶粒を主体とした微細なフェライト粒組織が得られ、Ｕ．Ｅｌの向上に寄与する。
焼鈍時の６６０〜７６０℃の平均加熱速度は１〜８℃／ｓｅｃとする。１℃／ｓｅｃ以上とすることによりフェライト粒の過剰な粗大化を抑え、８℃／ｓｅｃ以下とすることで回復粒の残存を抑制することができる。その結果、再結晶粒を主体とした微細なフェライト粒組織が得られ、Ｕ．Ｅｌの向上に寄与する。
７６０℃以上の温度域での露点を−３０℃以下
また、７６０℃以上の温度域での露点を−３０℃以下とすることにより、良好な表面品質を確保できる。また、ＢＨ量を２０ＭＰａ以上とすることができる。露点が−３０℃を超える高い値の場合、Ｍｎ、Ｂの酸化が顕著に生じてウロコ状模様の欠陥が生じる。また、Ｂが酸化物として消費されるため、ＢＨ量が２０ＭＰａを下回る場合が発生し、耐時効性も劣化する。このため、７６０℃以上の温度域での露点は−３０℃以下と定める。雰囲気の露点の下限は特に規定はしないが、−８０℃未満では効果が飽和し、コスト面で不利となるため−８０℃以上が好ましい。なお、上記温度域の温度は鋼板表面温度を基準とする。即ち、鋼板表面温度が上記温度域にある場合に、露点を上記範囲に調整する。
また、７６０℃以上の温度域での露点を−３０℃以下とすることにより、良好な表面品質を確保できる。また、ＢＨ量を２０ＭＰａ以上とすることができる。露点が−３０℃を超える高い値の場合、Ｍｎ、Ｂの酸化が顕著に生じてウロコ状模様の欠陥が生じる。また、Ｂが酸化物として消費されるため、ＢＨ量が２０ＭＰａを下回る場合が発生し、耐時効性も劣化する。このため、７６０℃以上の温度域での露点は−３０℃以下と定める。雰囲気の露点の下限は特に規定はしないが、−８０℃未満では効果が飽和し、コスト面で不利となるため−８０℃以上が好ましい。なお、上記温度域の温度は鋼板表面温度を基準とする。即ち、鋼板表面温度が上記温度域にある場合に、露点を上記範囲に調整する。
７６０℃以上８３０℃以下の焼鈍温度で３０〜２４０ｓｅｃ均熱保持
焼鈍温度は７６０℃以上８３０℃以下とする。８３０℃以下で焼鈍することで細粒組織が得られる。また、優れた耐時効性を得られるとともに、ウロコ状模様の欠陥の発生が軽減され、良好な表面品質が得られる。しかし、焼鈍温度が低すぎると表層に未再結晶粒が分布するようになるので、７６０℃以上とする。また、板厚１／４位置での微細組織、ウロコ状模様の欠陥の発生軽減、表層未再結晶組織（回復組織や著しい細粒組織を含む）軽減による線状模様の欠陥（ゴーストバンド）の発生の軽減を具備させるために、均熱時間は３０〜２４０ｓｅｃとする必要がある。より具体的には、７６０℃〜７８０℃の焼鈍では７０〜２４０ｓｅｃ、７８０℃超８１５℃以下の焼鈍では５０〜２００ｓｅｃ、８１５℃超８３０℃以下の焼鈍では３０〜１５０ｓｅｃの均熱時間で焼鈍することが好ましい。ここで均熱時間は焼鈍温度（最高到達温度）〜焼鈍温度−３０℃の温度範囲の滞留時間とする。
焼鈍温度は７６０℃以上８３０℃以下とする。８３０℃以下で焼鈍することで細粒組織が得られる。また、優れた耐時効性を得られるとともに、ウロコ状模様の欠陥の発生が軽減され、良好な表面品質が得られる。しかし、焼鈍温度が低すぎると表層に未再結晶粒が分布するようになるので、７６０℃以上とする。また、板厚１／４位置での微細組織、ウロコ状模様の欠陥の発生軽減、表層未再結晶組織（回復組織や著しい細粒組織を含む）軽減による線状模様の欠陥（ゴーストバンド）の発生の軽減を具備させるために、均熱時間は３０〜２４０ｓｅｃとする必要がある。より具体的には、７６０℃〜７８０℃の焼鈍では７０〜２４０ｓｅｃ、７８０℃超８１５℃以下の焼鈍では５０〜２００ｓｅｃ、８１５℃超８３０℃以下の焼鈍では３０〜１５０ｓｅｃの均熱時間で焼鈍することが好ましい。ここで均熱時間は焼鈍温度（最高到達温度）〜焼鈍温度−３０℃の温度範囲の滞留時間とする。
なお、焼鈍後の条件については特に制限されないが、焼鈍温度から１００℃以下まで５〜５０℃／ｓｅｃで冷却するか、焼鈍後に２５０〜５００℃の過時効帯を通過する場合は、２５０〜５００℃の温度範囲に到達するまでを５〜５０℃／ｓｅｃで冷却し、その後２５０〜５００℃で５０〜４００ｓｅｃ保持した後、１００℃以下まで５〜１０００℃／ｓｅｃで冷却することが好ましい。
＜めっき鋼板の製造方法＞
本発明のめっき鋼板の製造方法は、薄鋼板にめっきを施す方法である。例えば、めっき処理としては、溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき後に合金化を行う処理を例示できる。また、焼鈍と亜鉛めっきを１ラインで連続して行ってもよい。その他、Ｚｎ−Ｎｉ電気合金めっき等の電気めっきにより、めっき層を形成してもよいし、溶融亜鉛−アルミニウム−マグネシウム合金めっきを施してもよい。また、上述のめっき層の説明で記載の通り、Ｚｎめっきが好ましいが、Ａｌめっき等の他の金属を用いためっき処理でもよい。
本発明のめっき鋼板の製造方法は、薄鋼板にめっきを施す方法である。例えば、めっき処理としては、溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき後に合金化を行う処理を例示できる。また、焼鈍と亜鉛めっきを１ラインで連続して行ってもよい。その他、Ｚｎ−Ｎｉ電気合金めっき等の電気めっきにより、めっき層を形成してもよいし、溶融亜鉛−アルミニウム−マグネシウム合金めっきを施してもよい。また、上述のめっき層の説明で記載の通り、Ｚｎめっきが好ましいが、Ａｌめっき等の他の金属を用いためっき処理でもよい。
例えば、亜鉛めっきを施す場合は、焼鈍温度から約４６０℃の亜鉛めっき浴に浸漬するまでの平均冷却速度が３〜２０℃／ｓｅｃとなるように冷却するのが好ましい。その後、亜鉛めっき浴に浸漬して亜鉛めっきし、必要に応じてさらに５００〜６００℃の温度域で４０ｓｅｃ以内保持することにより合金化処理を施すこともできる。亜鉛めっき後もしくは合金化処理する場合は合金化処理後、平均冷却速度５〜１００℃／ｓｅｃの冷却速度で２００℃以下まで冷却することが好ましい。
なお、得られた薄鋼板もしくはめっき鋼板に、表面粗度の調整、板形状の平坦化などプレス成形性を安定化させる観点からスキンパス圧延を施すことができる。その場合は、低ＹＰ、高Ｕ．Ｅｌ化の観点からスキンパス伸長率は０．８〜１．６％とするのが好ましい。
表１に示す鋼を溶製後、２２０〜２６０ｍｍ厚のスラブに連続鋳造した。
このスラブを１１８０〜１２５０℃に加熱後、表２に示す熱延条件で熱延を施して熱延板とした。その後、得られ得られた熱延板は表２に示す圧延率にて冷間圧延を施し、板厚０．６〜０．８ｍｍの冷延板とした。
得られた冷延板を、連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）もしくは連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）において、表２に示す条件にて焼鈍した。なお、炉内の雰囲気ガスはＨ２：８％、Ｎ２：９２％とした。その後、その後、溶融亜鉛めっき鋼板についてはめっき浴に浸漬して亜鉛めっきし、さらに一部は合金化処理を施した後に室温まで冷却した。亜鉛めっきは、浴温：４６０℃、浴中Ａｌ：０．１３％で行い、合金化処理は、めっき浴浸漬後、１５℃／ｓｅｃの平均加熱速度で４８０〜５４０℃まで加熱してめっき中Ｆｅ含有量が９〜１２％の範囲になるように１０〜２５ｓｅｃ保持して行った。めっき付着量は片側あたり４７ｇ／ｍ２とし両面に付着させた。得られた溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）もしくは薄鋼板（ＣＲ）に、１．２％の伸長率の調質圧延を施して、各鋼板を得た。
得られた各鋼板について、先に示した方法にて鋼板表層の平均結晶粒径ｄｓ、板厚１／４位置の平均結晶粒径ｄをそれぞれ測定した。圧延方向と直角方向よりＪＩＳ５号試験片を採取して引張試験（ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠）を実施し、降伏比（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、一様伸び（Ｕ．Ｅｌ）、全伸び（Ｅｌ）を評価した。ＴＳが３４０ＭＰａ以上、ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ（高強度、且つ、成形性に優れた鋼板の指標）が７１００（ＭＰａ・％）以上を合格とした。
また、上記と同一の試験片に２％の予歪を付与したときの応力に対する１７０℃で２０ｍｉｎの熱処理を施した後のＹＰの増加量である焼付硬化量（ＢＨ）を求めた。さらに、上記と同一の試験片に１００℃で６時間、７０℃で３０日の熱処理を行い、熱処理後の降伏点伸び（ＹＰＥｌ）の発生量を測定することで室温での耐時効性を評価した。１００℃で６時間の時効条件は２５℃で６ヶ月、５０℃で０．５ヶ月に対応した等価時効処理であり、日本国内での使用で具備すべき条件である。７０℃で３０日の時効条件は２５℃では７５ヶ月、５０℃で６か月に対応した等価時効処理であり、東南アジア等の熱帯地域での使用で具備すべき条件である。ここでは、熱帯地域での使用に適した鋼板とするため、ＢＨが２０ＭＰａ以上、１００℃および７０℃両温度での時効後のＹＰＥｌが０．５％以下を合格とした。また、圧延方向、圧延直角方向、圧延方向と４５度の角をなす方向のそれぞれから上記の引張り試験片を採取し、１２％の引張歪を付与してｒ値を測定した。
なお、ｒ値は、圧延方向Ｌ、圧延直角方向Ｃおよび圧延４５度方向Ｄの３方向におけるｒ値を測定し、それらを元に下記式；
平均ｒ値＝（ｒＬ＋ｒＣ＋２ｒＤ）／４
ここで、ｒＬ、ｒＣおよびｒＤは、Ｌ、ＣおよびＤ方向のｒ値
を用いて求めた。平均ｒ値≧１．４を合格とした。なお、ｒ値の上限については、製造コストの面から実質的に２．２以下とする。
なお、ｒ値は、圧延方向Ｌ、圧延直角方向Ｃおよび圧延４５度方向Ｄの３方向におけるｒ値を測定し、それらを元に下記式；
平均ｒ値＝（ｒＬ＋ｒＣ＋２ｒＤ）／４
ここで、ｒＬ、ｒＣおよびｒＤは、Ｌ、ＣおよびＤ方向のｒ値
を用いて求めた。平均ｒ値≧１．４を合格とした。なお、ｒ値の上限については、製造コストの面から実質的に２．２以下とする。
さらに、コイル全長の表面品質を評価した。幅１ｍｍ程度で長さ１００ｍｍ程度の白色、黒色のスジ状模様（欠陥Ａ）の有無、ウロコ状模様（欠陥Ｂ）の有無を評価し、これらが認められたコイルをＮＧと判定した。また、コイル先端、尾端部よりコイル全幅×１００ｍｍＬの短冊試験片を採取し、コイル幅方向に４％の引張歪を付与して砥石で研磨後に現出する線状模様（欠陥Ｃ）の発生の有無を評価した。欠陥は目視で判断し、◎：欠陥なし、○：極軽微な欠陥、×：欠陥ありとし、×を不合格とした。なお、各欠陥の代表的な形態の模式図を図１に示す。また、薄鋼板（ＣＲ）については、亜鉛めっき後で発生する欠陥Ａおよび欠陥Ｂは発生しない。
結果を表３に示す。
本発明例は、ＴＳ×Ｕ．Ｅｌが高く、成形性に優れている。また、本発明例はいずれも欠陥の発生が抑制されており、良好な表面品質を有する。
Claims (8)
- 質量％で、
Ｃ：０．０００８〜０．００２４％、
Ｓｉ：０．１５％未満、
Ｍｎ：０．５５％超０．９０％未満、
Ｐ：０．０２５％超０．０５０％未満、
Ｓ：０．０１５％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上０．１％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｂ：０．０００３％超０．００３５％未満、
Ｎｂ：０．００５％超０．０１６％未満、
Ｔｉ：０．００９％以下、
Ｓｂ：０．００２〜０．０３０％を含有し、
ＣとＮｂが下記（１）式を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
板厚１／４位置でのフェライトの平均結晶粒径ｄが８〜１８μｍ、
鋼板表層のフェライトの平均結晶粒径ｄｓが１１．６μｍ未満、
鋼板表層のフェライトの平均結晶粒径ｄｓとｄの比ｄｓ／ｄが０．４０〜１．２０である鋼組織とを有し、
さらに引張強度が３４０〜３８０ＭＰａ、焼付硬化量ＢＨが２０〜６０ＭＰａ、ｒ値が１．４以上であることを特徴とする薄鋼板。
−１０≦（［％Ｃ］−（［％Ｎｂ］／９３）×１２）×１００００≦１４ ・・・（１）
ここで、［％Ｃ］、［％Ｎｂ］はＣ、Ｎｂのそれぞれの含有量を表す。 - 前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｖ：０．１％以下、
Ｗ：０．１％以下、
Ｚｒ：０．０３％以下、
Ｍｏ：０．１５％以下、
Ｃｒ：０．１５％以下のうちの少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１に記載の薄鋼板。 - 前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｓｎ：０．１％以下、
Ｃｕ：０．２％以下、
Ｎｉ：０．２％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
Ｃｅ：０．０１％以下、
Ｌａ：０．０１％以下、
Ｍｇ：０．０１％以下のうちの少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の薄鋼板。 - 請求項１〜３のいずれかに記載の薄鋼板の表面にめっき層を備えることを特徴とするめっき鋼板。
- 請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを加熱し、次いで熱間圧延を施すにあたり、１０００℃以下の温度域での累積圧下率を５０％以上、仕上げ圧延入側温度を１０８０℃以下、仕上げ圧延出側温度を８５０℃超９１０℃未満とし、その後、２０℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で７２０〜８００℃まで冷却し、その温度域で５ｓｅｃ以上保持し、巻取温度５８０〜６８０℃で巻き取ることを特徴とする、板厚１／４位置でのフェライトの平均結晶粒径ｄが８〜１８μｍ、鋼板表層のフェライトの平均結晶粒径ｄｓが１１．６μｍ未満、鋼板表層のフェライトの平均結晶粒径ｄｓとｄの比ｄｓ／ｄが０．４０〜１．２０である鋼組織とを有し、さらに引張強度が３４０〜３８０ＭＰａ、焼付硬化量ＢＨが２０〜６０ＭＰａ、ｒ値が１．４以上である熱延鋼板の製造方法。
- 請求項５に記載の製造方法で得られた熱延鋼板を、６０〜９５％の圧下率で冷間圧延することを特徴とする冷延フルハード鋼板の製造方法。
- 請求項６に記載の製造方法で得られた冷延フルハード鋼板を、６６０〜７６０℃の温度域を１〜８℃／ｓｅｃの平均加熱速度で加熱し、さらに７６０℃以上の温度域での露点を−３０℃以下として７６０℃以上８３０℃以下の焼鈍温度で３０〜２４０ｓｅｃ均熱保持して焼鈍することを特徴とする薄鋼板の製造方法。
- 請求項７に記載の製造方法で得られた薄鋼板にめっきを施すことを特徴とするめっき鋼板の製造方法。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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| JP2016070753 | 2016-03-31 | ||
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