JP6278161B1 - 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
引張強さ：４４０ＭＰａ以上を有し、かつ良好な成形性かつ耐時効性を有するめっき鋼板およびその製造方法等を提供する。特定の成分組成と、組織観察より求めた、フェライト相の面積率が８０％以上９５％以下、パーライトの面積率が５％以上２０％以下、平均フェライト粒径が５μｍ以上２０μｍ以下、フェライト粒径のヒストグラムにおいて粒径が大きい側２０％分のフェライト粒の平均粒径が１０μｍ以上、パーライトのラメラー間隔の平均が２００ｎｍ以下である鋼組織と、を有することを特徴とする薄鋼板とする。
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ものである。
近年、地球環境保全の観点から、ＣＯ２排出量の低減を目的として、自動車業界全体で自動車の燃費改善が指向されている。
複雑な形状に成形して車体の剛性を得たり耐衝撃性を得たりすることで、使用する鋼板の量を減らすことができるため、成形性の良い鋼板は、自動車の燃費改善に貢献することができる。近年、自動車部品用素材として、成形性の良い鋼板の要望が高まりつつある。
成形性の良い鋼板を自動車部品用として使用するにあたり、鋼板の成形性の経時変化の悪影響も無視することができない。すなわち、鋼板は室温でも長時間保持すると鋼板内部の転位が、拡散速度の速い炭素や窒素といった侵入型元素によって固着されるため、大きく品質が変化する場合がある。このため、成形が困難な複雑な形状に用いられる鋼板は、製造直後の成形性も求められるうえ、品質が変化しない耐時効性も求められる。
これまでにも加工性や時効性に優れた鋼板について、様々な技術が提案されている。例えば、特許文献１では、質量％で、Ｃ：０．００３〜０．１８％、Ｓｉ：１．２％以下、Ｍｎ：２．０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１０％以下、Ｓ：０．００５％以下を含有させ、オーステナイト相とフェライト相が共存する領域で焼鈍することにより加工性に優れた亜鉛めっき鋼板が得られるとしている。
特許文献２では、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１７％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｐ：０．１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、及びＡｌ：０．００５〜０．０６％を含み、Ｃ（％）＞（３／４０）×Ｍｎ（％）を満たし、ベイナイト相又はパーライトを主とする第二相とフェライト相とからなる組織を有すると共に、第二相とフェライト相との硬度差を規定することで強度−伸びフランジ性バランスに優れる高強度冷延鋼板が得られるとしている。
特許文献３では、Ｃ：０．０１５ｗｔ％超〜０．１５０ｗｔ％、Ｓｉ：１．０ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．０１〜１．５０ｗｔ％、Ｐ：０．１０ｗｔ％以下、Ｓ：０．００３〜０．０５０ｗｔ％、Ａｌ：０．００１〜０．０１ｗｔ％未満、Ｎ：０．０００１〜０．００５０ｗｔ％、Ｔｉ：０．００１ｗｔ％以上かつＴｉ（％） ／〔１．５×Ｓ（％）＋３．４×Ｎ（％）〕≦１．０、Ｂ：０．０００１〜０．００５０ｗｔ％を含有する深絞り性と耐時効性の良好な冷延鋼板を提示している。
特許文献４では、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．２０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．７〜３．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００１〜０．２０％、Ｎ：０．０２０％以下を含有し、金属組織としてフェライト相を体積率で３０％以上としたうえで、更に粒内に第二相を含むフェライト相を生成させることで高強度かつ高延性の溶融亜鉛めっき鋼板が得られるとしている。
特許文献５では、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１６％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｐ：０．２０％以下、Ｓ：０．０１％ 以下、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００５％以下を含有させ、フェライト相と、パーライト及びベイナイト相からなる金属組織としたうえで、フェライト粒径を制御することで加工性に優れた冷延鋼板が得られるとしている。
特許文献１および５で提案された技術では、耐時効性について何ら考慮されておらず、熱延での巻取温度や焼鈍条件が最適でないため、耐時効性に優れた鋼板は得られない。
特許文献２で提案された技術では、ＣとＭｎの含有量比が最適なものではなく、耐時効性の良い鋼組織が得られず、降伏比も高いので複雑形状を有する部材に対するスプリングバックの悪影響が顕在化する。そのうえ、４６０℃を下回る過時効処理を必要とするため、溶融めっき鋼板が得られない。
特許文献３で提案された技術では、引張強さが４４０ＭＰａを下回る。また、時効性に影響をおよぼす成分は、固溶状態にあるＣおよびＮであるが、低強度であるため、特許文献３では、悪影響をもたらすＣ量が比較的少ないものを想定している。
特許文献４で提案された技術では、焼鈍時の冷却速度が速く、マルテンサイトが生成するため、耐時効性に劣る。
いずれの先行技術文献においても、引張強さが４４０ＭＰａ以上を有し、優れた成形性（延性および降伏比）と耐時効性とを兼備した鋼板を得ることは困難である。本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、引張強さ（引張強度）：４４０ＭＰａ以上を有し、かつ良好な成形性かつ耐時効性を有するめっき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、上記めっき鋼板を得るために必要な薄鋼板を提供すること、上記めっき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、薄鋼板の製造方法を提供することも目的とする。
本発明者らは上記課題を解決するために、引張強さ４４０ＭＰａ以上かつ良好な成形性と耐時効性とを兼備するめっき鋼板の要件について鋭意検討した。検討にあたり、成形性に求められるのは、スプリングバック量、加工硬化能および延性であることに着目した。
スプリングバック量は主に降伏強さ上昇によって大きくなるため、降伏強さは低くなるよう、すなわち降伏強さ／引張強さで表される降伏比は小さくなるように設計した。降伏強さは軟質相であるフェライト相の硬さに大きく影響する。そのため、フェライト相の硬さを上昇させる成分を制限し、フェライト粒径を最適化した。
また、フェライト粒径とその粒径分布は延性が最大となる要件について検討を重ね、所望の延性が得られるように粒径分布を最適化した。
加工硬化能を改善するには、軟質相であるフェライト相に加え、適量の硬質相を生成させることが有効である。従来技術の多くはマルテンサイト相やベイナイト相、残留オーステナイト相を活用するケースが多いことから、フェライト相と上記の相の複合組織鋼を検討したところ、耐時効性が著しく劣悪であることが判明した。そこで、これら組織を活用した際に耐時効性が劣悪であった原因を追究した結果、変態ひずみによってフェライト相に転位が生成され、この転位が炭素や窒素の拡散によって固着されると推定されることが明らかとなった。そこで、フェライト相への転位生成を抑制する要件を検討し、この転位生成抑制にはパーライトの利用が最適であることがわかった。そのうえでパーライトを活用することで所望の硬度を得るには、パーライトのラメラー間隔も制御する必要があることを知見した。
本発明は上記の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は次のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．１４％以上０．１９％以下、Ｓｉ：０．０６％以下、Ｍｎ：０．５５％以上０．９０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００２％以上０．０１５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．０１００％以下を含有し、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、組織観察より求めた、フェライト相の面積率が８０％以上９５％以下、パーライトの面積率が５％以上２０％以下、平均フェライト粒径が５μｍ以上２０μｍ以下、フェライト粒径のヒストグラムにおいて粒径が大きい側２０％分のフェライト粒の平均粒径が１０μｍ以上、パーライトのラメラー間隔の平均が２００ｎｍ以下である鋼組織と、を有し、引張強度が４４０ＭＰａ以上である薄鋼板。
０．１６≦［％Ｃ］／［％Ｍｎ］≦０．３２ （１）
上記（１）式において、［％Ｃ］はＣ含有量（質量％）、［％Ｍｎ］はＭｎ含有量（質量％）を意味する。
０．１６≦［％Ｃ］／［％Ｍｎ］≦０．３２ （１）
上記（１）式において、［％Ｃ］はＣ含有量（質量％）、［％Ｍｎ］はＭｎ含有量（質量％）を意味する。
［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．００１％以上０．１％以下、Ｍｏ：０．００１％以上０．１％以下の１種または２種を含有する［１］に記載の薄鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、ＲＥＭ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｃｏ、ＶおよびＮｂのうちの１種以上を合計で１．０％以下含有する［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めっき鋼板。
［５］前記めっき層が、質量％で、Ｆｅ：２０．０質量％以下、Ａｌ：０．００１質量％以上１．０質量％以下を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、ＢｉおよびＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計０質量％以上３．５質量％以下含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層である［４］に記載のめっき鋼板。
［６］［１］〜［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、１１００℃以上１３００℃以下に加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延、冷却、巻取りを施すにあたり、仕上げ圧延の最終パスから数えて３番目のパスから最終パスまでの合計圧下率を４０％以下、仕上げ圧延温度を８８０℃以上、仕上げ圧延終了後冷却開始までの時間を５秒以上、巻取温度を６１０℃以上６９０℃以下とする熱延鋼板の製造方法。
［７］請求項［６］に記載の製造方法で得られた熱延鋼板に冷間圧延を施す冷延フルハード鋼板の製造方法。
［８］［７］に記載の製造方法で得られた冷延フルハード鋼板に、６００℃以上の温度域における露点が−４０℃以下、焼鈍温度が７４０℃以上８１０℃以下、冷却開始温度から７００℃までの平均冷却速度が２０℃／ｓ以下、冷却停止温度が２００℃以上５５０℃以下の条件の焼鈍を施す薄鋼板の製造方法。
［９］［８］に記載の製造方法で得られた薄鋼板にめっきを施すめっき鋼板の製造方法。
本発明により得られるめっき鋼板は、引張強さ（ＴＳ）：４４０ＭＰａ以上の高強度と、優れた成形性および耐時効性を兼ね備える。本発明のめっき鋼板を自動車部品に適用すれば、自動車部品のさらなる軽量化が実現される。
本発明の薄鋼板、並びに、本発明の熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法および薄鋼板の製造方法は、上記の優れためっき鋼板を得るための中間製品または中間製品の製造方法として、自動車部品の軽量化に寄与する。
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、本発明のめっき鋼板を得るための中間製品である。めっき鋼板は、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、薄鋼板となる製造過程を経て製造される。
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、薄鋼板、めっき鋼板、製造方法の順で説明する。
＜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＞
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、質量％で、Ｃ：０．１４％以上０．１９％以下、Ｓｉ：０．０６％以下、Ｍｎ：０．５５％以上０．９０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００２％以上０．０１５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．０１００％以下を含有し、（１）式である０．１６≦［％Ｃ］／［％Ｍｎ］≦０．３２を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
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、質量％で、Ｃ：０．１４％以上０．１９％以下、Ｓｉ：０．０６％以下、Ｍｎ：０．５５％以上０．９０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００２％以上０．０１５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．０１００％以下を含有し、（１）式である０．１６≦［％Ｃ］／［％Ｍｎ］≦０．３２を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
また、上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．００１％以上０．１％以下、Ｍｏ：０．００１％以上０．１％以下の１種または２種を含有してもよい。
また、上記成分組成は、さらに、質量％で、ＲＥＭ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｃｏ、ＶおよびＮｂのうちの１種以上を合計で１．０％以下含有してもよい。
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：０．１４％以上０．１９％以下
Ｃは、パーライトを形成し、鋼板の強度を実質的に上昇させるのに寄与する元素である。引張強さ：４４０ＭＰａ以上を得るには、少なくともＣ含有量を０．１４％以上にする必要がある。一方、Ｃ含有量が０．１９％を上回ると、マルテンサイト相やベイナイト相といった低温変態相が形成することで耐時効性が低下する。また、過度に強度が上昇するため、本発明で求める成形性が得られなくなる。下限について望ましいＣ含有量は０．１５％以上である。上限について好ましいＣ含有量は０．１８％以下である。
Ｃは、パーライトを形成し、鋼板の強度を実質的に上昇させるのに寄与する元素である。引張強さ：４４０ＭＰａ以上を得るには、少なくともＣ含有量を０．１４％以上にする必要がある。一方、Ｃ含有量が０．１９％を上回ると、マルテンサイト相やベイナイト相といった低温変態相が形成することで耐時効性が低下する。また、過度に強度が上昇するため、本発明で求める成形性が得られなくなる。下限について望ましいＣ含有量は０．１５％以上である。上限について好ましいＣ含有量は０．１８％以下である。
Ｓｉ：０．０６％以下
Ｓｉは、フェライト相を硬化させ、降伏比を上昇させるため、一定以上のＳｉ含有によりスプリングバック量が上昇し、良好な成形性が得られなくなる。Ｓｉ含有量は可能な限り低減することが望ましいが、本発明では０．０６％まで許容できる。好ましくは、０．０５％以下である。下限は特に定めず、０％まで含まれるが、製造上０．００１％のＳｉは不可避的に鋼中に混入する場合がある。したがって、通常、Ｓｉ含有量は０．００１％以上であることが多い。
Ｓｉは、フェライト相を硬化させ、降伏比を上昇させるため、一定以上のＳｉ含有によりスプリングバック量が上昇し、良好な成形性が得られなくなる。Ｓｉ含有量は可能な限り低減することが望ましいが、本発明では０．０６％まで許容できる。好ましくは、０．０５％以下である。下限は特に定めず、０％まで含まれるが、製造上０．００１％のＳｉは不可避的に鋼中に混入する場合がある。したがって、通常、Ｓｉ含有量は０．００１％以上であることが多い。
Ｍｎ：０．５５％以上０．９０％以下
Ｍｎは、固溶強化により鋼板を強化する効果がある。引張強さ４４０ＭＰａ以上を得るには、Ｍｎ含有量は０．５５％以上にする必要がある。一方で、Ｍｎ含有量が０．９０％を上回るとＡｃ３点低下によりマルテンサイトが生成され、耐時効性が著しく低下する。そのため、Ｍｎ含有量は０．５５％以上０．９０％以下とした。下限について好ましいＭ含有量は０．６５％以上である。上限について好ましいＭｎ含有量は０．８％以下である。
Ｍｎは、固溶強化により鋼板を強化する効果がある。引張強さ４４０ＭＰａ以上を得るには、Ｍｎ含有量は０．５５％以上にする必要がある。一方で、Ｍｎ含有量が０．９０％を上回るとＡｃ３点低下によりマルテンサイトが生成され、耐時効性が著しく低下する。そのため、Ｍｎ含有量は０．５５％以上０．９０％以下とした。下限について好ましいＭ含有量は０．６５％以上である。上限について好ましいＭｎ含有量は０．８％以下である。
微細なパーライトを形成させるには、ラメラー状のセメンタイトを形成するのに寄与するＣと、Ｃの拡散を制御するＭｎの含有量比も制御する必要がある。［％Ｃ］／［％Ｍｎ］が０．１６を下回ると、パーライト生成時にＣが不足し、ラメラー間隔が広くなる。［％Ｃ］／［％Ｍｎ］が０．３２を上回ってもＣの拡散速度やセメンタイトの核生成数が制御されず、この場合もラメラー間隔が広くなる。そのため、０．１６≦［％Ｃ］／［％Ｍｎ］≦０．３２を満たす必要がある。下限について好ましい「％Ｃ」／「％Ｍｎ」は０．１８以上であり、上限について好ましい「％Ｃ」／「％Ｍｎ」は０．２８以下である。なお、［％Ｍ］は元素Ｍの含有量（質量％）を意味する。
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、粒界に偏析して加工性を悪化させる元素である。したがって、Ｐ含有量は極力低減することが好ましい。本発明では、Ｐ含有量は０．０５％まで許容できる。好ましくは０．０４％以下である。極力低減する方が望ましいが、製造上、０．００１％は不可避的に混入する場合がある。したがって、通常、Ｐ含有量は０．００１％以上であることが多い。
Ｐは、粒界に偏析して加工性を悪化させる元素である。したがって、Ｐ含有量は極力低減することが好ましい。本発明では、Ｐ含有量は０．０５％まで許容できる。好ましくは０．０４％以下である。極力低減する方が望ましいが、製造上、０．００１％は不可避的に混入する場合がある。したがって、通常、Ｐ含有量は０．００１％以上であることが多い。
Ｓ：０．００２％以上０．０１５％以下
Ｓは、鋼中で粗大なＭｎＳを形成し、これが熱間圧延時にフェライトの核生成サイトとなる。フェライトの核生成を促進させることにより高温でオーステナイトからフェライトへの変態が開始するため、本発明で求める粗大なフェライト粒を有する鋼板が得られる。この効果を得るには、Ｓは０．００２％以上含有させる必要がある。一方、０．０１５％を超えるとＭｎＳにより成形性が低下する。そのため、Ｓ含有量上限を０．０１５％とした。下限について好ましいＳ含有量は０．００３％以上である。上限について好ましいＳ含有量は０．０１０％以下である。
Ｓは、鋼中で粗大なＭｎＳを形成し、これが熱間圧延時にフェライトの核生成サイトとなる。フェライトの核生成を促進させることにより高温でオーステナイトからフェライトへの変態が開始するため、本発明で求める粗大なフェライト粒を有する鋼板が得られる。この効果を得るには、Ｓは０．００２％以上含有させる必要がある。一方、０．０１５％を超えるとＭｎＳにより成形性が低下する。そのため、Ｓ含有量上限を０．０１５％とした。下限について好ましいＳ含有量は０．００３％以上である。上限について好ましいＳ含有量は０．０１０％以下である。
Ａｌ：０．０８％以下
Ａｌを製鋼の段階で脱酸剤として添加する場合、Ａｌ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。さらに好ましいＡｌ含有量は０．０２％以上である。一方、Ａｌは成形性を悪化させる酸化物を形成する。そのため、Ａｌ含有量上限を０．０８％とした。好ましくは０．０７％以下である。
Ａｌを製鋼の段階で脱酸剤として添加する場合、Ａｌ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。さらに好ましいＡｌ含有量は０．０２％以上である。一方、Ａｌは成形性を悪化させる酸化物を形成する。そのため、Ａｌ含有量上限を０．０８％とした。好ましくは０．０７％以下である。
Ｎ：０．０１００％以下
Ｎは、転位と固着し耐時効性を低下させる有害な元素である。そのため、Ｎ含有量は出来る限り低減することが望ましいが、本発明では０．０１００％まで許容できる。好ましくは０．００６０％以下である。Ｎ含有量は極力低減する方が望ましいが、製造上、０．０００５％は不可避的に混入する場合がある。したがって、Ｎ含有量は０．０００５％以上であることが多い。
Ｎは、転位と固着し耐時効性を低下させる有害な元素である。そのため、Ｎ含有量は出来る限り低減することが望ましいが、本発明では０．０１００％まで許容できる。好ましくは０．００６０％以下である。Ｎ含有量は極力低減する方が望ましいが、製造上、０．０００５％は不可避的に混入する場合がある。したがって、Ｎ含有量は０．０００５％以上であることが多い。
以上が本発明の基本構成であるが、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．００１％以上０．１％以下、Ｍｏ：０．００１％以上０．１％以下の１種または２種を含有してもよい。
Ｃｒ、Ｍｏはパーライトのラメラー間隔の微細化に寄与し、鋼の高強度化に寄与する。これらの効果を得るには、Ｃｒの場合はＣｒ含有量を０．００１％以上、Ｍｏ場合はＭｏ含有量を０．００１％以上にすることが必要である。一方、ＣｒおよびＭｏ含有量がそれぞれ０．１％を上回るとマルテンサイトが生成され、耐時効性が悪化する。したがって、ＣｒおよびＭｏ含有量上限をそれぞれ０．１％とした。望ましくは、ＣｒおよびＭｏの合計含有量が０．１％以下である。なお、Ｃｒの含有量、Ｍｏの含有量が上記下限値未満であっても本発明の効果を害さない。そこで、Ｃｒの含有量、Ｍｏの含有量が上記下限値未満の場合はこれらの元素を不可避的不純物として含むものとする。
また、ＲＥＭ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｃｏ、ＶおよびＮｂのいずれか１種以上を合計で１．０％以下含有してもよい。これら元素は不可避的不純物として混入する場合もある元素であり、成形性や耐時効性の観点から合計で１．０％までは許容できる。好ましくは合計で０．２％以下である。
上記成分以外の成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
＜薄鋼板、めっき鋼板の鋼組織＞
薄鋼板、めっき鋼板の鋼組織は、組織観察より求めた、フェライト相の面積率が８０％以上９５％以下、パーライトの面積率が５％以上２０％以下、平均フェライト粒径が５μｍ以上２０μｍ以下、フェライト粒径のヒストグラムにおいて粒径が大きい側２０％分のフェライト粒の平均粒径が１０μｍ以上、パーライトのラメラー間隔が平均で２００ｎｍ以下である。なお、面積率、平均フェライト粒径、フェライト粒径の上位２０％の平均粒径、ラメラー間隔の平均値は、実施例で記載の方法で得た値を意味する。
薄鋼板、めっき鋼板の鋼組織は、組織観察より求めた、フェライト相の面積率が８０％以上９５％以下、パーライトの面積率が５％以上２０％以下、平均フェライト粒径が５μｍ以上２０μｍ以下、フェライト粒径のヒストグラムにおいて粒径が大きい側２０％分のフェライト粒の平均粒径が１０μｍ以上、パーライトのラメラー間隔が平均で２００ｎｍ以下である。なお、面積率、平均フェライト粒径、フェライト粒径の上位２０％の平均粒径、ラメラー間隔の平均値は、実施例で記載の方法で得た値を意味する。
フェライト相の面積率：８０％以上９５％以下
本発明では、フェライト相によって優れた成形性を得ている。本発明で求める成形性を得るには、フェライト相の面積率は８０％以上である必要がある。一方、フェライト相は軟質な組織であるため、フェライト相の面積率が９５％を上回ると、引張強さ４４０ＭＰａが得られなくなる。そのため、フェライト相の面積率は８０％以上９５％以下とした。下限について好ましい上記面積率は８２％以上である。上限について好ましい上記面積率は９２％以下である。
本発明では、フェライト相によって優れた成形性を得ている。本発明で求める成形性を得るには、フェライト相の面積率は８０％以上である必要がある。一方、フェライト相は軟質な組織であるため、フェライト相の面積率が９５％を上回ると、引張強さ４４０ＭＰａが得られなくなる。そのため、フェライト相の面積率は８０％以上９５％以下とした。下限について好ましい上記面積率は８２％以上である。上限について好ましい上記面積率は９２％以下である。
平均フェライト粒径：５μｍ以上２０μｍ以下
フェライト粒径の上位２０％の平均粒径：１０μｍ以上
フェライト相は軟質な組織であるが、その粒径により成形性は大きく変化する。すなわち、フェライト粒が粗大であると軟質な組織となる。また、成形性をより優れたものとするには、降伏点近傍の塑性変形初期と、ひずみ５％以上の塑性変形中期以降とをそれぞれ制御する必要がある。塑性変形初期においては、粒径が大きいフェライト粒から優先して降伏し、塑性変形したフェライト粒は転位強化によって硬化し、降伏していないフェライト粒の変形を促すことができる。そのため、フェライト粒度に分布（粒径の分布）があると、より成形性が良い鋼板が得られる。一方で、フェライト粒径が過度に粗大であると、鋼板表面にフェライト結晶粒の形状を反映した模様ができるため、表面性状が悪化する。以上から、平均フェライト粒径５μｍ以上２０μｍ以下、フェライト粒径のヒストグラムにおいて粒径が大きい側２０％分のフェライト粒の平均粒径（フェライト粒径の上位２０％の平均粒径）が１０μｍ以上とした。好ましい下限について平均フェライト粒径が６μｍ以上である。好ましい上限について平均フェライト粒径が１９μｍ以下である。また、フェライト粒径の上位２０％の平均粒径が１２μｍ以上であることが好ましい。フェライト粒径の上位２０％の平均粒径が２５μｍ以下であることが好ましい。
フェライト粒径の上位２０％の平均粒径：１０μｍ以上
フェライト相は軟質な組織であるが、その粒径により成形性は大きく変化する。すなわち、フェライト粒が粗大であると軟質な組織となる。また、成形性をより優れたものとするには、降伏点近傍の塑性変形初期と、ひずみ５％以上の塑性変形中期以降とをそれぞれ制御する必要がある。塑性変形初期においては、粒径が大きいフェライト粒から優先して降伏し、塑性変形したフェライト粒は転位強化によって硬化し、降伏していないフェライト粒の変形を促すことができる。そのため、フェライト粒度に分布（粒径の分布）があると、より成形性が良い鋼板が得られる。一方で、フェライト粒径が過度に粗大であると、鋼板表面にフェライト結晶粒の形状を反映した模様ができるため、表面性状が悪化する。以上から、平均フェライト粒径５μｍ以上２０μｍ以下、フェライト粒径のヒストグラムにおいて粒径が大きい側２０％分のフェライト粒の平均粒径（フェライト粒径の上位２０％の平均粒径）が１０μｍ以上とした。好ましい下限について平均フェライト粒径が６μｍ以上である。好ましい上限について平均フェライト粒径が１９μｍ以下である。また、フェライト粒径の上位２０％の平均粒径が１２μｍ以上であることが好ましい。フェライト粒径の上位２０％の平均粒径が２５μｍ以下であることが好ましい。
パーライトの面積率：５％以上２０％以下
パーライトは硬質な層状のセメンタイトとフェライト相とが交互に積層された構造を有し、鋼板強度を上昇させる効果がある。引張強さ４４０ＭＰａ以上を得るには、パーライトは５％以上とする必要がある。一方、パーライトが２０％を上回ると、成形性が著しく低下するため、パーライトの面積率上限を２０％とした。下限について好ましい上記面積率が８％以上である。上限について好ましい上記面積率は１８％以下である。
パーライトは硬質な層状のセメンタイトとフェライト相とが交互に積層された構造を有し、鋼板強度を上昇させる効果がある。引張強さ４４０ＭＰａ以上を得るには、パーライトは５％以上とする必要がある。一方、パーライトが２０％を上回ると、成形性が著しく低下するため、パーライトの面積率上限を２０％とした。下限について好ましい上記面積率が８％以上である。上限について好ましい上記面積率は１８％以下である。
パーライトのラメラー間隔の平均：２００ｎｍ以下
パーライトの強度は、層状のセメンタイトを取り囲むフェライト相の厚さ（ラメラー間隔）に依存する。軟質相であるフェライト相の厚さが大きい場合、所望の鋼板強度が得られない。引張強さ４４０ＭＰａを得るには、ラメラー間隔の平均は２００ｎｍ以下とする必要がある。好ましくは、１８０ｎｍ以下である。下限は特に設けないが、本発明鋼で得られるラメラー間隔の下限は２０ｎｍ程度である。
パーライトの強度は、層状のセメンタイトを取り囲むフェライト相の厚さ（ラメラー間隔）に依存する。軟質相であるフェライト相の厚さが大きい場合、所望の鋼板強度が得られない。引張強さ４４０ＭＰａを得るには、ラメラー間隔の平均は２００ｎｍ以下とする必要がある。好ましくは、１８０ｎｍ以下である。下限は特に設けないが、本発明鋼で得られるラメラー間隔の下限は２０ｎｍ程度である。
その他の組織としては、ベイナイト相やマルテンサイト相、残留オーステナイト相が挙げられる。本発明においてこれらの相は存在しなくもよい。これらの相を含む場合は、合計面積率で１％以下とすることが望ましい。
＜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、０．１ｍｍ以上３．２ｍｍ以下である。
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、０．１ｍｍ以上３．２ｍｍ以下である。
＜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％以下とし残部はＺｎとすることが好ましい。また、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき層の場合、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｇ以外に、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｅ及びＬａから選ばれる一種以上を合計で１質量％以下含有してもよい。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。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％以下とし残部はＺｎとすることが好ましい。また、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき層の場合、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｇ以外に、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｅ及びＬａから選ばれる一種以上を合計で１質量％以下含有してもよい。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。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、一般的な組成であればよい。例えば、溶融亜鉛めっき層や合金化溶融亜鉛めっき層の場合、Ｆｅ：２０．０質量％以下、Ａｌ：０．００１質量％以上１．０質量％以下を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、ＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計で０質量％以上３．５質量％以下含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層が挙げられる。通常、溶融亜鉛めっき層ではＦｅ含有量が０〜５．０質量％であり、合金化溶融亜鉛めっき鋼板ではＦｅ含有量が５．０質量％超〜２０．０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では、上記の「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」で説明した成分組成を有する鋼素材を、１１００℃以上１３００℃以下に加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延、冷却、巻取りを施すにあたり、仕上げ圧延の最終パスから数えて３番目のパスから最終パスまでの合計圧下率を４０％以下、仕上げ圧延温度を８８０℃以上、仕上げ圧延終了後冷却開始までの時間を５秒以上、巻取温度を６１０℃以上６９０℃以下とする。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。
本発明の熱延鋼板の製造方法では、上記の「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」で説明した成分組成を有する鋼素材を、１１００℃以上１３００℃以下に加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延、冷却、巻取りを施すにあたり、仕上げ圧延の最終パスから数えて３番目のパスから最終パスまでの合計圧下率を４０％以下、仕上げ圧延温度を８８０℃以上、仕上げ圧延終了後冷却開始までの時間を５秒以上、巻取温度を６１０℃以上６９０℃以下とする。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。
鋼素材の製造
上記鋼素材製造のための、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次精錬を行ってもよい。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。
上記鋼素材製造のための、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次精錬を行ってもよい。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。
鋼素材の加熱温度：１１００℃以上１３００℃以下
本発明においては、粗圧延に先立ち鋼素材を加熱して、鋼素材の鋼組織を実質的に均質なオーステナイト相とする必要がある。また、粗大な介在物の生成を抑制するためには加熱温度の制御が重要となる。加熱温度が１１００℃を下回ると所望の仕上げ圧延終了温度を得ることができない。一方、加熱温度が１３００℃を上回ると、スケールロスが増大し、加熱炉の炉体への損傷が大きくなる。そのため、鋼素材の加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下とした。下限について望ましい加熱温度は１１２０℃以上である。上限について望ましい加熱温度は１２６０℃以下である。なお、上記加熱後の粗圧延の粗圧延条件については特に限定されない。
本発明においては、粗圧延に先立ち鋼素材を加熱して、鋼素材の鋼組織を実質的に均質なオーステナイト相とする必要がある。また、粗大な介在物の生成を抑制するためには加熱温度の制御が重要となる。加熱温度が１１００℃を下回ると所望の仕上げ圧延終了温度を得ることができない。一方、加熱温度が１３００℃を上回ると、スケールロスが増大し、加熱炉の炉体への損傷が大きくなる。そのため、鋼素材の加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下とした。下限について望ましい加熱温度は１１２０℃以上である。上限について望ましい加熱温度は１２６０℃以下である。なお、上記加熱後の粗圧延の粗圧延条件については特に限定されない。
最終パスから数えて３番目のパスから最終パスまでの合計圧下率が４０％以下
仕上げ圧延では、オーステナイトの再結晶を促進し、粗大で粒度分布があるフェライト粒を得る必要がある。所望のフェライト粒を得るには、仕上げ圧延の最終パスから数えて３番目のパスから最終パスまでの合計圧下率が４０％以下とする必要がある。好ましくは、仕上げ圧延の最終パスから数えて３番目のパスから最終パスまでの合計圧下率が３５％以下である。一方、製造制約上、仕上げ圧延の最終パスから数えて３番目のパスから最終パスまでの合計圧下率が１０％を下回るのは困難であるが、オーステナイトを粒成長させる観点からも、仕上げ圧延の最終パスから数えて３番目のパスから最終パスまでの合計圧下率は１０％以上とすることが好ましい。
仕上げ圧延では、オーステナイトの再結晶を促進し、粗大で粒度分布があるフェライト粒を得る必要がある。所望のフェライト粒を得るには、仕上げ圧延の最終パスから数えて３番目のパスから最終パスまでの合計圧下率が４０％以下とする必要がある。好ましくは、仕上げ圧延の最終パスから数えて３番目のパスから最終パスまでの合計圧下率が３５％以下である。一方、製造制約上、仕上げ圧延の最終パスから数えて３番目のパスから最終パスまでの合計圧下率が１０％を下回るのは困難であるが、オーステナイトを粒成長させる観点からも、仕上げ圧延の最終パスから数えて３番目のパスから最終パスまでの合計圧下率は１０％以上とすることが好ましい。
仕上げ圧延終了温度が８８０℃以上
仕上げ圧延終了後５秒以上経過後に冷却開始
オーステナイトの粒成長を促進させるには、高い温度で仕上げ圧延を完了させ、維持する必要がある。このような観点から、仕上げ圧延終了温度を８８０℃以上にするとともに、仕上げ圧延終了後冷却（強制冷却）開始まで５秒以上経過させる必要がある。好ましくは、８９０℃以上で仕上げ圧延終了後、強制冷却開始まで６秒以上経過させることである。仕上げ圧延終了温度の上限は特に設けないが、製造上の制約では１０００℃が上限である。強制冷却開始までの時間の上限はランアウトテーブルの長さに制約されるため、製造工場により変わる。実質、巻取温度６９０℃以下とするには、２０秒が上限である。
仕上げ圧延終了後５秒以上経過後に冷却開始
オーステナイトの粒成長を促進させるには、高い温度で仕上げ圧延を完了させ、維持する必要がある。このような観点から、仕上げ圧延終了温度を８８０℃以上にするとともに、仕上げ圧延終了後冷却（強制冷却）開始まで５秒以上経過させる必要がある。好ましくは、８９０℃以上で仕上げ圧延終了後、強制冷却開始まで６秒以上経過させることである。仕上げ圧延終了温度の上限は特に設けないが、製造上の制約では１０００℃が上限である。強制冷却開始までの時間の上限はランアウトテーブルの長さに制約されるため、製造工場により変わる。実質、巻取温度６９０℃以下とするには、２０秒が上限である。
通常、仕上げ圧延終了後、強制冷却開始まで、圧延後の鋼板は空冷される。ただし、オーステナイトの粒成長を促進させるために重要なことは、圧延後の鋼板を高温状態で滞留させることにある。このため、空冷の他、この滞留の際に８８０℃以上１０００℃以下になるように鋼板を加熱してもよい。
強制冷却とは、通常、水冷である。強制冷却の平均冷却速度は特に限定されないが、水冷で冷却する場合、平均冷却速度は５℃／ｓ以上となる。１５０℃／ｓ以下であれば巻取温度の変動を抑える観点から好ましい。
また、強制冷却の冷却停止温度も特に限定されない。ランアウトテーブル上に加熱装置が付帯していない場合には、６１０℃以上７００℃以下であれば巻取温度を所望の範囲に制御しやすいため好ましい。冷却停止から巻取まで空冷させる時間がない場合には、６９０℃以下であることが好ましい。
なお、上記冷却停止温度は、下記の巻取温度と一致してもよいし、一致しなくてもよい。一致しない場合、例えば、冷却停止温度よりも巻取温度を低く設定したい場合には、冷却停止後さらに空冷する等して所望の巻取温度まで鋼板の温度を下げればよい。
巻取温度が６１０℃以上６９０℃以下
巻取時に、さらにフェライト粒を粒成長させる必要がある。そのためには、巻取温度は６１０℃以上とする必要がある。一方、巻取温度が６９０℃を上回ると表面に生成されるスケールにより表面性状が悪化するばかりか、コイラーが損傷する。以上から、巻取温度の範囲を６１０℃以上６９０℃以下とした。下限について望ましい巻取温度は６２０℃以上であり、上限について望ましい巻取温度は６８０℃以下である。
巻取時に、さらにフェライト粒を粒成長させる必要がある。そのためには、巻取温度は６１０℃以上とする必要がある。一方、巻取温度が６９０℃を上回ると表面に生成されるスケールにより表面性状が悪化するばかりか、コイラーが損傷する。以上から、巻取温度の範囲を６１０℃以上６９０℃以下とした。下限について望ましい巻取温度は６２０℃以上であり、上限について望ましい巻取温度は６８０℃以下である。
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。なお、熱延鋼板が中間製品として取引対象となる場合、通常、巻取後に冷やされた状態で取引対象となる。
＜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、例えば、所望の厚み等の観点から適宜設定される。一般的には冷延率が２０％以上９５％以下である。
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に、６００℃以上の温度域における露点が−４０℃以下、焼鈍温度が７４０℃以上８１０℃以下、冷却開始温度から７００℃までの平均冷却速度が２０℃／ｓ以下、冷却停止温度が２００℃以上５５０℃以下の条件の焼鈍を施す方法である。この焼鈍後に、さらに、必要に応じて、調質圧延を施してもよい。
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に、６００℃以上の温度域における露点が−４０℃以下、焼鈍温度が７４０℃以上８１０℃以下、冷却開始温度から７００℃までの平均冷却速度が２０℃／ｓ以下、冷却停止温度が２００℃以上５５０℃以下の条件の焼鈍を施す方法である。この焼鈍後に、さらに、必要に応じて、調質圧延を施してもよい。
６００℃以上の温度域における露点が−４０℃以下
６００℃以上の温度域における露点を−４０℃以下とすることにより、焼鈍中の鋼板表面からの脱炭を抑制することができ、本発明で規定する４４０ＭＰａ以上の引張強さを有する薄鋼板を安定的に製造することができる。露点が−４０℃を超える高露点の場合は、上記脱炭により鋼板の強度が４４０ＭＰａを下回る場合が生じる。よって、上記温度域における露点は−４０℃以下と定めた。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。
６００℃以上の温度域における露点を−４０℃以下とすることにより、焼鈍中の鋼板表面からの脱炭を抑制することができ、本発明で規定する４４０ＭＰａ以上の引張強さを有する薄鋼板を安定的に製造することができる。露点が−４０℃を超える高露点の場合は、上記脱炭により鋼板の強度が４４０ＭＰａを下回る場合が生じる。よって、上記温度域における露点は−４０℃以下と定めた。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。
焼鈍温度が７４０℃以上８１０℃以下
焼鈍においては、マルテンサイトを生成させない範囲で、鋼板を高温に加熱する必要がある。焼鈍温度が７４０℃未満では、所望のフェライト相を得られないばかりか、再結晶組織が残存するため、成形性が著しく低下する。焼鈍温度が８１０℃を上回るとマルテンサイト相が生成されるため、耐時効性が低下する。そのため、焼鈍温度は７４０℃以上８１０℃以下とした。下限について好ましい焼鈍温度は７５０℃以上であり、上限について好ましい焼鈍温度は８００℃以下である。
焼鈍においては、マルテンサイトを生成させない範囲で、鋼板を高温に加熱する必要がある。焼鈍温度が７４０℃未満では、所望のフェライト相を得られないばかりか、再結晶組織が残存するため、成形性が著しく低下する。焼鈍温度が８１０℃を上回るとマルテンサイト相が生成されるため、耐時効性が低下する。そのため、焼鈍温度は７４０℃以上８１０℃以下とした。下限について好ましい焼鈍温度は７５０℃以上であり、上限について好ましい焼鈍温度は８００℃以下である。
上記焼鈍温度での保持時間は特に限定されないが、１０秒以上３００秒以下であることが好ましい。なお、７４０℃以上８１０℃以下の範囲にあれば定温保持でもよいし、定温保持でなくてもよい。
冷却開始温度から７００℃までの平均冷却速度が２０℃／ｓ以下
７００℃以上の温度域は短い時間でフェライト粒が粒成長しうる温度である。そのため、フェライト粒を粒成長観点から可能な限り冷却速度を遅くする必要がある。本発明で平均冷却速度は２０℃／ｓ以下とし、好ましくは１５℃／ｓ以下とする。上記平均冷却速度は工場のライン長さに依存し、実質的に１℃／ｓ以上であることが多い。
７００℃以上の温度域は短い時間でフェライト粒が粒成長しうる温度である。そのため、フェライト粒を粒成長観点から可能な限り冷却速度を遅くする必要がある。本発明で平均冷却速度は２０℃／ｓ以下とし、好ましくは１５℃／ｓ以下とする。上記平均冷却速度は工場のライン長さに依存し、実質的に１℃／ｓ以上であることが多い。
なお、冷却開始温度は、上記焼鈍温度であるため、７４０℃以上８１０℃以下の範囲であればよい。
冷却停止温度が２００℃以上５５０℃以下の冷却
上記７００℃までの冷却後、粒内に存在する固溶状態にあるＣやＮを固定し、耐時効性を向上させるため、２００℃以上で保持する必要ある。一方、５５０℃を上回ると表面に酸化物などの生成により、表面性状を劣化させる。以上から、２００℃以上５５０℃以下の温度域まで冷却する。下限について望ましい冷却停止温度は２２０℃以上である。上限について望ましい冷却停止温度は５４０℃以下である。
上記７００℃までの冷却後、粒内に存在する固溶状態にあるＣやＮを固定し、耐時効性を向上させるため、２００℃以上で保持する必要ある。一方、５５０℃を上回ると表面に酸化物などの生成により、表面性状を劣化させる。以上から、２００℃以上５５０℃以下の温度域まで冷却する。下限について望ましい冷却停止温度は２２０℃以上である。上限について望ましい冷却停止温度は５４０℃以下である。
７００℃から２００℃以上５５０℃以下までの冷却における平均冷却速度は特に限定されず、冷却開始温度から７００℃までと同様に平均冷却速度が２０℃／ｓ以下でもよいし、これと異なってもよい。通常、平均冷却速度は２℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下である。
調質圧延の伸び率：０．６％以下
調質圧延は、上記の４５０℃以上５５０℃以下までの冷却後、必要に応じて施される。調質圧延により、転位が導入され耐時効性が低下する。そのため、調質圧延の伸び率は０．６％以下であることが好ましい。一方、板表面性状や板形状の観点から、調質圧延の伸び率は、０．２％以上とすることが好ましい。
調質圧延は、上記の４５０℃以上５５０℃以下までの冷却後、必要に応じて施される。調質圧延により、転位が導入され耐時効性が低下する。そのため、調質圧延の伸び率は０．６％以下であることが好ましい。一方、板表面性状や板形状の観点から、調質圧延の伸び率は、０．２％以上とすることが好ましい。
なお、薄鋼板が取引対象となる場合には、通常、冷却停止温度が２００℃以上５５０℃以下の冷却後または上記調質圧延後に、室温まで冷却されて取引対象となる。
＜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、上記で得られた薄鋼板にめっきを施す、めっき鋼板の製造方法である。めっき方法は、特に限定されず、溶融めっき、電気めっき等のいずれでもよい。具体的には、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でめっき層を形成してもよいし、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、「めっきを施す」には、溶融めっき処理しその後合金化処理を行う場合も含むものとする。以下は、溶融亜鉛めっきの場合を例に説明する。
本発明のめっき鋼板の製造方法は、上記で得られた薄鋼板にめっきを施す、めっき鋼板の製造方法である。めっき方法は、特に限定されず、溶融めっき、電気めっき等のいずれでもよい。具体的には、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でめっき層を形成してもよいし、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、「めっきを施す」には、溶融めっき処理しその後合金化処理を行う場合も含むものとする。以下は、溶融亜鉛めっきの場合を例に説明する。
溶融めっきはめっき浴に鋼板を浸漬させる方法で行う。この方法の場合、めっき浴に浸漬される鋼板（薄鋼板）の温度を４５０℃以上５５０℃以下に調整しておく必要がある。４５０℃以上５５０℃以下から外れる温度では、めっき浴中に異物が生成したり、めっき浴温度が管理することができなくなったりする。そのため、４５０℃以上５５０℃以上の温度域になるように調整しておく。下限について望ましい上記温度は４６０℃以上であり、上限について望ましい上記温度は５４０℃以下である。
溶融めっき後には、必要に応じて合金化処理を施してもよい。合金化処理の際の処理温度及び処理時間は特に限定されず、適宜設定すればよい。
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。
なお、連続溶融めっきラインにより、薄鋼板を製造した後、この薄鋼板を用いて、直ちに、めっき鋼板を製造してもよい。
表１に示す成分組成を有する肉厚２５０ｍｍの鋼素材に、表２に示す熱延条件で熱間圧延を施して熱延板とし、該熱延板に冷間圧延率が４０％以上８０％以下の冷間圧延を施して冷延板とし、該冷延板に表２に示す条件の焼鈍を連続溶融めっきラインで施した。その後、めっき処理、必要に応じて合金化処理を施した。ここで、連続溶融めっきラインで浸漬するめっき浴（めっき組成：Ｚｎ−０．１３質量％Ａｌ）の温度は４６０℃であり、めっき付着量はＧＩ材（溶融めっき鋼板）、ＧＡ材（合金化溶融めっき鋼板）ともに片面当たり４５ｇ／ｍ２以上６５ｇ／ｍ２以下とし、合金化溶融亜鉛めっき層の場合にはめっき層中に含有するＦｅ量は６質量％以上１４質量％以下の範囲とした。また、溶融亜鉛めっき層の場合にはめっき層中に含有するＦｅ量は４質量％以下の範囲とした。
上記により得られた溶融めっき鋼板もしくは合金化溶融めっき鋼板から試験片を採取し、以下の手法で評価した。
（ｉ）組織観察
各相の面積率は以下の手法により評価した。鋼板から、圧延方向に平行な断面が観察面となるよう切り出し、板厚中心部を１％ナイタールで腐食現出し、走査電子顕微鏡で２０００倍に拡大して板厚１／４部を１０視野分撮影した。フェライト相は粒内に腐食痕やセメンタイトが観察されない形態を有する組織であり、パーライトは白いコントラストで観察される層状のセメンタイトが粒内に２本以上観察される形態を指す。セメンタイトが分断された疑似パーライトもパーライトに含まれる。これらを画像解析によりフェライト相およびパーライトを分離し、観察視野に対する面積率を求めた。フェライト相およびパーライト以外は、マルテンサイト相であった。
各相の面積率は以下の手法により評価した。鋼板から、圧延方向に平行な断面が観察面となるよう切り出し、板厚中心部を１％ナイタールで腐食現出し、走査電子顕微鏡で２０００倍に拡大して板厚１／４部を１０視野分撮影した。フェライト相は粒内に腐食痕やセメンタイトが観察されない形態を有する組織であり、パーライトは白いコントラストで観察される層状のセメンタイトが粒内に２本以上観察される形態を指す。セメンタイトが分断された疑似パーライトもパーライトに含まれる。これらを画像解析によりフェライト相およびパーライトを分離し、観察視野に対する面積率を求めた。フェライト相およびパーライト以外は、マルテンサイト相であった。
フェライト粒径は、上記で得られた１０視野分の走査電子顕微鏡写真を対象に、画像解析法により各写真に対し、フェライト結晶粒のみを抽出し、各フェライト結晶粒の面積に相当する円相当径を求め、その平均値を算出することで平均フェライト粒径を導出した。粒径が大きい上位２０％のフェライト粒の平均粒径は、各フェライト粒径のヒストグラムを描き、測定したフェライト粒の全フェライト粒の大きい方から２０％の個数にあたるフェライト粒を抽出し、その平均値（粗大フェライト粒径）を導出した。
パーライトのラメラー間隔は、鋼板の板厚方向中央部を観察対象とし、透過電子顕微鏡を用いて１５０，０００倍に拡大し、２０点のパーライトを対象に、パーライト内のフェライト相の厚さを求めた。これをパーライトのラメラー間隔と定義した。その平均値を表３に記載した。
（ｉｉ）引張試験
得られた鋼板から圧延方向に対して垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を５回行い、平均の降伏強度（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を求めた。引張試験のクロスヘッドスピードは１０ｍｍ／ｍｉｎとした。表３において、引張強さ：４４０ＭＰａ以上を本発明鋼で求める鋼板の機械的性質とした。また、成形性は降伏比（＝ＹＳ／ＴＳ）と加工硬化能とに大きく関係する。加工硬化能については、引張試験結果から真応力と真ひずみを求め、ｎ乗硬化則に基づき、降伏点からひずみ５％までとひずみ５％から１０％までのｎ値を、それぞれ求めた。降伏比が０．６４以下かつ、降伏点からひずみ５％までのｎ値が０．１６０以上、ひずみ５％から１０％までのｎ値が０．１８０以上のものを本発明で求める鋼板とした。
得られた鋼板から圧延方向に対して垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を５回行い、平均の降伏強度（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を求めた。引張試験のクロスヘッドスピードは１０ｍｍ／ｍｉｎとした。表３において、引張強さ：４４０ＭＰａ以上を本発明鋼で求める鋼板の機械的性質とした。また、成形性は降伏比（＝ＹＳ／ＴＳ）と加工硬化能とに大きく関係する。加工硬化能については、引張試験結果から真応力と真ひずみを求め、ｎ乗硬化則に基づき、降伏点からひずみ５％までとひずみ５％から１０％までのｎ値を、それぞれ求めた。降伏比が０．６４以下かつ、降伏点からひずみ５％までのｎ値が０．１６０以上、ひずみ５％から１０％までのｎ値が０．１８０以上のものを本発明で求める鋼板とした。
（ｉｉｉ）耐時効性評価
時効によって成形性が著しく阻害されるのは、伸びの変化である。一般にひずみ付与後、１００℃に加熱することによる評価が広く行われているが、この評価では、製造後にひずみが与えられない実際の冷延鋼帯の経時劣化を正確に評価できるとまではいえない。そこで、より正確な評価のために、ひずみを付与せずに８０℃で２．５時間保持後、（ｉｉ）で記載の引張試験を行い、加熱保持前の全伸びを比較した。伸びの低下量が２％以内のものを本発明で求める鋼板とした。
時効によって成形性が著しく阻害されるのは、伸びの変化である。一般にひずみ付与後、１００℃に加熱することによる評価が広く行われているが、この評価では、製造後にひずみが与えられない実際の冷延鋼帯の経時劣化を正確に評価できるとまではいえない。そこで、より正確な評価のために、ひずみを付与せずに８０℃で２．５時間保持後、（ｉｉ）で記載の引張試験を行い、加熱保持前の全伸びを比較した。伸びの低下量が２％以内のものを本発明で求める鋼板とした。
Claims (9)
- 質量％で、
Ｃ：０．１４％以上０．１９％以下、
Ｓｉ：０．０６％以下、
Ｍｎ：０．５５％以上０．９０％以下、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．００２％以上０．０１５％以下、
Ａｌ：０．０８％以下、
Ｎ：０．０１００％以下を含有し、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、
組織観察より求めた、フェライト相の面積率が８０％以上９５％以下、パーライトの面積率が５％以上２０％以下、その他の組織が合計で１％以下、平均フェライト粒径が５μｍ以上２０μｍ以下、フェライト粒径のヒストグラムにおいて粒径が大きい側２０％分のフェライト粒の平均粒径が１０μｍ以上、パーライトのラメラー間隔の平均が２００ｎｍ以下である鋼組織と、を有し、
引張強度が４４０ＭＰａ以上である薄鋼板。
０．１６≦［％Ｃ］／［％Ｍｎ］≦０．３２ （１）
上記（１）式において、［％Ｃ］はＣ含有量（質量％）、［％Ｍｎ］はＭｎ含有量（質量％）を意味する。 - 前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．００１％以上０．１％以下、
Ｍｏ：０．００１％以上０．１％以下の１種または２種を含有する請求項１に記載の薄鋼板。 - 前記成分組成は、さらに、質量％で、ＲＥＭ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｃｏ、ＶおよびＮｂのうちの１種以上を合計で１．０％以下含有する請求項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めっき鋼板。
- 前記めっき層が、質量％で、Ｆｅ：２０．０質量％以下、Ａｌ：０．００１質量％以上１．０質量％以下を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、ＢｉおよびＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計０質量％以上３．５質量％以下含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層である請求項４に記載のめっき鋼板。
- 請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、１１００℃以上１３００℃以下に加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延、冷却、巻取りを施すにあたり、仕上げ圧延の最終パスから数えて３番目のパスから最終パスまでの合計圧下率を４０％以下、仕上げ圧延終了温度を８８０℃以上、仕上げ圧延終了後冷却開始までの時間を５秒以上、巻取温度を６１０℃以上６９０℃以下とする請求項１〜３のいずれかに記載の薄鋼板を製造するための熱延鋼板の製造方法。
- 請求項６に記載の製造方法で得られた熱延鋼板に冷間圧延を施す冷延フルハード鋼板の製造方法。
- 請求項７に記載の製造方法で得られた冷延フルハード鋼板に、６００℃以上の温度域における露点が−４０℃以下、焼鈍温度が７４０℃以上８１０℃以下、冷却開始温度から７００℃までの平均冷却速度が２０℃／ｓ以下、冷却停止温度が２００℃以上５５０℃以下の条件の焼鈍を施す薄鋼板の製造方法。
- 請求項８に記載の製造方法で得られた薄鋼板にめっきを施すめっき鋼板の製造方法。
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