JP6278162B1 - 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：５９０ＭＰａ以上を有し、かつ良好な伸びフランジ性を有するめっき鋼板等を提供する。本発明の薄鋼板は、特定の成分組成を有し、フェライト相の面積率が８０％以上９８％以下、マルテンサイト相の面積率が２％以上１５％以下、板厚方向のフェライト粒の平均厚さが３．０μｍ以下、マルテンサイト相の平均粒径が２．０μｍ以下、フェライト粒内に析出するＮｂを含む炭化物の平均粒子径が８ｎｍ以下であり、引張強度が５９０ＭＰａ以上であることを特徴とする。
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。自動車の燃費改善には、使用部品の薄肉化による自動車の軽量化が最も有効である。このため、近年、自動車部品用素材として、高強度鋼板の使用量が増加しつつある。
一方、一般的に鋼板は高強度化にともない成形性（加工性）が低下し、加工が困難となる。このため、自動車部品等を軽量化するうえで、鋼板は高強度に加えて良好な加工性を兼ね備えることが求められる。自動車部材の成形で伸びフランジ成形は重要な工法であり、自動車用鋼板には優れた伸びフランジ性が要求される。さらに、めっき鋼板は耐食性が求められる部材に使用される場合が多く、めっき不良は自動車の経年劣化を速めることとなるため、伸びフランジ性に加えて優れためっき性状も求められる。
以上から、高強度と良好な伸びフランジ性およびめっき性とを兼備した鋼板開発が求められる。これまでにも高強度鋼板や優れた伸びフランジ性を有する鋼板について、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：０．０３〜０．１６％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：３．０％以下および／またはＮｉ：３．０％以下、Ｔｉ：０．２％以下および／またはＮｂ：０．２％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０２％以下およびＮ：０．００５％以下でかつＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、ＮｂおよびＴｉ量を制御することで微細組織を有する引張強さ５９０ＭＰａ以上で優れた伸びフランジ性を具備した冷延鋼板が提案されている。
特許文献２では、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：２％以下、Ｍｎ：０．５〜３％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００５％以下を含有させ、フェライトの結晶粒径が２．０μｍ以下とすることで伸びフランジ性に優れた９８０ＭＰａを超える引張強さを有する冷延鋼板が得られるとしている。
特許文献３では、質量％で、Ｃ：０．０１％以上、０．２０％以下、Ｓｉ：２．０％ 以下、Ａｌ：０．０１０％以上、２．０％以下、Ｍｎ：０．５％以上、３．０％以下、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、を含有し、板厚中央部のＭｎ偏析を制御することで引張強さ５９０ＭＰａ以上の優れた伸びフランジ性を有する鋼板が得られる技術を公開している。
特許文献４では、質量％で、Ｃ：０．０６〜０．０９％、Ｍｎ：１．５〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、Ｔｉ：０．０１０％以上およびＮｂ：０．０３０％以上を合計で：０．０４０〜０．１００％を含有し、フェライト相およびマルテンサイト相の粒径とマルテンサイトの形態と硬さを規定することで優れた伸びフランジ性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られるとしている。
特許文献１で提案された技術では、比較的Ｓｉ含有量が多いものを想定しており、優れためっき性状を有する鋼板が得られない。また、特許文献１で提案された技術では、Ｔｉが多量に使用されているため、粗大なＴｉ介在物を形成することで打ち抜き端面性状や伸びフランジ性が良好でないケースがあった。
特許文献２で提案された技術でも比較的Ｓｉ含有量が多いものを想定しており、さらに、焼鈍時に１００℃以下までの冷却を必要とする。特に、連続めっきラインで１００℃以下にまで冷却することは現時点で不可能であり、特許文献２で提案された技術ではめっき性に課題がある。
特許文献３で提案された技術では、スラブの強制冷却が必要であるのに対し、大規模な設備が必要となるうえ、製造するスラブ全てを冷却することは大量製造に適さない。さらに、１／４ｔ（ｔは厚み）部の冷却速度は計算に頼らざるを得ないため、計算誤差が製品のばらつきに直結し、冷却ムラが伸びフランジ性に与える影響も無視することができない。
特許文献４で提案された技術では、マルテンサイト相の硬度によって引張強さ５９０ＭＰａ以上を得ており、ＴｉやＮｂは炭窒化物形成により結晶粒粗大化抑制のみを目的に添加されている。そのため、巻取温度は６２０℃と高く、焼鈍工程での冷却速度も高温域で遅い。この場合、フェライト相が軟質化するため、構造部材で重要視される降伏強さの低下を招き、フェライト相とマルテンサイト相との硬度差増大により、打ち抜き穴端面性状の悪化を招き、安定して良好な伸びフランジ性を得ることが難しくなる。
いずれの上記先行技術文献においても、伸びフランジ性を向上させるには、めっき性状を悪化させるＳｉ添加や、大規模な設備が必要となる特別な製造方法に頼らざるを得なかった。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：５９０ＭＰａ以上を有し、かつ良好な伸びフランジ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５９０ＭＰａ以上かつ良好な伸びフランジ性および良好なめっき性状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、高強度鋼板は自動車の骨格部材で使用されるケースが多いことから、降伏強さが高い鋼板となるよう設計した。
めっき性状はＳｉやＭｎの表面濃化により濡れ性が低下するため、それぞれの添加量を制御することを前提とした。従来技術で広く使用されている、ＳｉやＭｎ含有量の制御を行うと、固溶強化低下により鋼板強度が低下する。
そこで、強度因子として、降伏強さを上昇させるためにも有効な微細な炭化物を分散させる析出強化を活用することとした。しかしながら、析出強化活用にあたり、冷延後の焼鈍で析出物が粗大化し、鋼板強度の低下や粗大析出物により伸びフランジ性が低下することが判明した。
そこで、析出物粗大化抑制の要件を追究した結果、巻取温度を低下させ、焼鈍温度と焼鈍条件を制御することが有効であることがわかった。しかしながら、本発明で求める伸びフランジ性や打ち抜き端面性状は得られなかった。
そこで、伸びフランジ性や打ち抜き端面性状を改善すべく検討したところ、フェライト粒の板厚方向に対する平均厚さが打ち抜き時に大きく影響をおよぼしていることが明らかとなった。フェライト粒の厚さを小さくするべく、製造条件に焦点を当てた結果、熱延条件を制御することが重要で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：０．０６％以上０．１０％以下、Ｓｉ：０．０７％以下、Ｍｎ：１．６％以上２．２％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｔｉ：０．０１５％以上０．０３５％以下、Ｎｂ：０．０３０％以上０．０５５％以下を含有し、下記（１）式、（２）式および（３）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９８％以下、マルテンサイト相の面積率が２％以上１５％以下、板厚方向のフェライト粒の平均厚さが３．０μｍ以下、マルテンサイト相の平均粒径が２．０μｍ以下、フェライト粒内に析出するＮｂを含む炭化物の平均粒子径が８ｎｍ以下である鋼組織と、を有し、引張強度が５９０ＭＰａ以上である薄鋼板。
５．４［％Ｓｉ］＋［％Ｍｎ］≦２．２ （１）
｛［％Ｔｉ］−３．４［％Ｎ］｝／［％Ｎｂ］≦０．４０ （２）
［％Ｔｉ］−３．４［％Ｎ］≧０ （３）
（１）式、（２）式及び（３）式における［％Ｍ］は元素Ｍの含有量（質量％）を意味する。
５．４［％Ｓｉ］＋［％Ｍｎ］≦２．２ （１）
｛［％Ｔｉ］−３．４［％Ｎ］｝／［％Ｎｂ］≦０．４０ （２）
［％Ｔｉ］−３．４［％Ｎ］≧０ （３）
（１）式、（２）式及び（３）式における［％Ｍ］は元素Ｍの含有量（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、Ｎｉ：０．００１％以上１．０％以下、Ｖ：０．００１％以上０．１％以下の１種または２種以上を含有する［１］に記載の薄鋼板。
［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、ＲＥＭ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｍｇ、ＣａおよびＣｏ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］ないし［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、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及び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又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］ないし［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、１１８０℃以上１３００℃以下で加熱し、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および最終パスからひとつ前のパスの圧下の合計圧下率を２０％以上、仕上げ圧延開始温度を１１００℃以下、仕上げ圧延完了温度を８２０℃以上、仕上げ圧延終了後冷却開始までを３秒以内、該冷却の平均冷却速度を３０℃／ｓ以上、冷却停止温度を６１０℃以下、巻取温度を６００℃以下とする熱延鋼板の製造方法。
［７］［６］に記載の製造方法で得られた熱延鋼板に、冷間圧下率４０％以上の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７６０℃以上８４０℃以下、冷却開始温度から６５０℃までの平均冷却速度が１５℃／ｓ以上、冷却停止温度が４５０℃以上５５０℃以下の条件で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）：５９０ＭＰａ以上の高強度と、優れた伸びフランジ性、打抜き端面性状および良好なめっき性状を兼ね備える。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。本発明のめっき鋼板は、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：０．０６％以上０．１０％以下、Ｓｉ：０．０７％以下、Ｍｎ：１．６％以上２．２％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｔｉ：０．０１５％以上０．０３５％以下、Ｎｂ：０．０３０％以上０．０５５％以下を含有し、（１）式である５．４［％Ｓｉ］＋［％Ｍｎ］≦２．２、（２）式である｛［％Ｔｉ］−３．４［％Ｎ］｝／［％Ｎｂ］≦０．４０および（３）式である［％Ｔｉ］−３．４［％Ｎ］≧０を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。なお、［％Ｍ］は元素Ｍの含有量（質量％）を意味する。
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は、質量％で、Ｃ：０．０６％以上０．１０％以下、Ｓｉ：０．０７％以下、Ｍｎ：１．６％以上２．２％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｔｉ：０．０１５％以上０．０３５％以下、Ｎｂ：０．０３０％以上０．０５５％以下を含有し、（１）式である５．４［％Ｓｉ］＋［％Ｍｎ］≦２．２、（２）式である｛［％Ｔｉ］−３．４［％Ｎ］｝／［％Ｎｂ］≦０．４０および（３）式である［％Ｔｉ］−３．４［％Ｎ］≧０を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。なお、［％Ｍ］は元素Ｍの含有量（質量％）を意味する。
また、上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．００１％以上０．１％以下、Ｎｉ：０．００１％以上１．０％以下、Ｖ：０．００１％以上０．１％以下の１種または２種以上を含有してもよい。
また、上記成分組成は、さらに、質量％で、ＲＥＭ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｍｇ、ＣａおよびＣｏ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：０．０６％以上０．１０％以下
Ｃは、Ｎｂと結合することで鋼板を強化する炭化物を形成し、打ち抜き端面性状を向上させる微細マルテンサイト相生成に寄与する。引張強さが５９０ＭＰａ以上の鋼板を得るには少なくともＣ含有量を０．０６％以上にする。一方、Ｃ含有量が０．１０％を上回ると微細マルテンサイト相形成が困難となり、打ち抜き端面性状や伸びフランジ性が悪化する。下限について望ましいＣ含有量は０．０７％以上である。上限について望ましいＣ含有量は０．０９％以下である。
Ｃは、Ｎｂと結合することで鋼板を強化する炭化物を形成し、打ち抜き端面性状を向上させる微細マルテンサイト相生成に寄与する。引張強さが５９０ＭＰａ以上の鋼板を得るには少なくともＣ含有量を０．０６％以上にする。一方、Ｃ含有量が０．１０％を上回ると微細マルテンサイト相形成が困難となり、打ち抜き端面性状や伸びフランジ性が悪化する。下限について望ましいＣ含有量は０．０７％以上である。上限について望ましいＣ含有量は０．０９％以下である。
Ｓｉ：０．０７％以下
Ｓｉは、鋼板表面に濃化し、めっきとの濡れ性を低下させることでめっき性状を悪化させる元素である。Ｓｉ含有量は可能な限り低減することが望ましい。本発明では０．０７％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、下限は、通常、０．００１％以上である。
Ｓｉは、鋼板表面に濃化し、めっきとの濡れ性を低下させることでめっき性状を悪化させる元素である。Ｓｉ含有量は可能な限り低減することが望ましい。本発明では０．０７％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、下限は、通常、０．００１％以上である。
Ｍｎ：１．６％以上２．２％以下
Ｍｎは、固溶強化により高強度化に寄与し、Ａｃ３変態点を低下させマルテンサイト相生成を促進する効果がある。Ｎｂを含む炭化物が粗大化しない焼鈍温度の範囲でマルテンサイト相を得るには、少なくともＭｎ含有量は１．６％以上とする必要がある。一方、Ｍｎ含有量が２．２％を上回るとＭｎの表面濃化によりめっき性状が悪化する。下限について好ましいＭｎ含有量は１．７％以上である。上限について好ましいＭｎ含有量は２．１以下である。
Ｍｎは、固溶強化により高強度化に寄与し、Ａｃ３変態点を低下させマルテンサイト相生成を促進する効果がある。Ｎｂを含む炭化物が粗大化しない焼鈍温度の範囲でマルテンサイト相を得るには、少なくともＭｎ含有量は１．６％以上とする必要がある。一方、Ｍｎ含有量が２．２％を上回るとＭｎの表面濃化によりめっき性状が悪化する。下限について好ましいＭｎ含有量は１．７％以上である。上限について好ましいＭｎ含有量は２．１以下である。
また、本発明で求めるめっき性状を得るには、５．４［％Ｓｉ］＋［％Ｍｎ］≦２．２を満たす必要がある。Ｓｉに係る係数は、鋼板表面の濡れ性におよぼす影響を表す。５．４［％Ｓｉ］＋［％Ｍｎ］が２．２を上回ると微小な不めっきが生じる可能性が高まるため、２．２以下とした。
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、粒界に偏析して打ち抜き端面性状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。本発明では上記問題を回避すべく、Ｐ含有量を０．０３％以下とする。好ましくは０．０２％以下である。Ｐ含有量は極力低減する方が望ましいが、製造上、０．００２％は不可避的に混入する場合がある。したがって、Ｐ含有量の下限は、通常、０．００２％以上である。
Ｐは、粒界に偏析して打ち抜き端面性状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。本発明では上記問題を回避すべく、Ｐ含有量を０．０３％以下とする。好ましくは０．０２％以下である。Ｐ含有量は極力低減する方が望ましいが、製造上、０．００２％は不可避的に混入する場合がある。したがって、Ｐ含有量の下限は、通常、０．００２％以上である。
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、鋼中でＭｎＳなどの介在物となった状態で存在する。この介在物は、熱間圧延および冷間圧延により楔状の形態となる。このような形態であると、ボイド生成の起点となりやすく、伸びフランジ性を低下させる。したがって、本発明では、Ｓ含有量を極力低減することが好ましく、０．００５％以下とする。好ましくは０．００３％以下である。Ｓ含有量は極力低減する方が望ましいが、製造上、０．０００２％は不可避的に混入する場合がある。したがって、Ｓ含有量の下限は、通常、０．０００２％以上である。
Ｓは、鋼中でＭｎＳなどの介在物となった状態で存在する。この介在物は、熱間圧延および冷間圧延により楔状の形態となる。このような形態であると、ボイド生成の起点となりやすく、伸びフランジ性を低下させる。したがって、本発明では、Ｓ含有量を極力低減することが好ましく、０．００５％以下とする。好ましくは０．００３％以下である。Ｓ含有量は極力低減する方が望ましいが、製造上、０．０００２％は不可避的に混入する場合がある。したがって、Ｓ含有量の下限は、通常、０．０００２％以上である。
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％以上含有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は伸びフランジ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％以上含有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は伸びフランジ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、Ｔｉと結合し、粗大な窒化物を形成し、この窒化物が打ち抜き端面性状や伸びフランジ性に悪影響をもたらす。そのため、Ｎ含有量は極力低減する必要があり、上限を０．０１００％とする。好ましくは０．００５０％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、下限は、通常、０．０００５％以上である。
Ｎは、Ｔｉと結合し、粗大な窒化物を形成し、この窒化物が打ち抜き端面性状や伸びフランジ性に悪影響をもたらす。そのため、Ｎ含有量は極力低減する必要があり、上限を０．０１００％とする。好ましくは０．００５０％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、下限は、通常、０．０００５％以上である。
Ｔｉ：０．０１５％以上０．０３５％以下
ＴｉはＮｂよりも優先的にＮと結合することで、Ｎｂを含む窒化物形成を抑制するために有効な元素である。Ｔｉに結合されないＮがあった場合、粗大なＮｂ窒化物を形成し、目的の強度や組織を得ることができない。そのため、Ｔｉは０．０１５％以上かつ［％Ｔｉ］−３．４［％Ｎ］≧０を満たす範囲で含有させる必要がある。一方、Ｔｉ含有量が過剰な場合、Ｎｂを含む炭化物の粗大化を促進するため、Ｔｉ含有量を０．０３５％以下とした。下限について好ましいＴｉ含有量は０．０１７％以上である。上限について好ましいＴｉ含有量は０．０２６％以下である。
ＴｉはＮｂよりも優先的にＮと結合することで、Ｎｂを含む窒化物形成を抑制するために有効な元素である。Ｔｉに結合されないＮがあった場合、粗大なＮｂ窒化物を形成し、目的の強度や組織を得ることができない。そのため、Ｔｉは０．０１５％以上かつ［％Ｔｉ］−３．４［％Ｎ］≧０を満たす範囲で含有させる必要がある。一方、Ｔｉ含有量が過剰な場合、Ｎｂを含む炭化物の粗大化を促進するため、Ｔｉ含有量を０．０３５％以下とした。下限について好ましいＴｉ含有量は０．０１７％以上である。上限について好ましいＴｉ含有量は０．０２６％以下である。
Ｎｂ：０．０３０％以上０．０５５％以下
Ｎｂは熱間圧延時にはオーステナイトの再結晶を妨げ、冷延・焼鈍後には組織微細化に寄与するため、本発明で重要な元素である。上記の効果を得るには、少なくとも０．０３０％以上含有させる必要がある。一方で、０．０５５％を上回るとスラブ再加熱で粗大なＮｂを含む炭窒化物を溶解することができず、さらに焼鈍でＮｂを含む炭化物が粗大化しやすくなる。これらの粗大な析出物は打ち抜き性や伸びフランジ性に悪影響をもたらすため、Ｎｂ含有量上限量を０．０５５％とした。下限について望ましいＮｂ含有量は０．０３５％以上である。上限について望ましいＮｂ含有量は０．０５０％以下である。
Ｎｂは熱間圧延時にはオーステナイトの再結晶を妨げ、冷延・焼鈍後には組織微細化に寄与するため、本発明で重要な元素である。上記の効果を得るには、少なくとも０．０３０％以上含有させる必要がある。一方で、０．０５５％を上回るとスラブ再加熱で粗大なＮｂを含む炭窒化物を溶解することができず、さらに焼鈍でＮｂを含む炭化物が粗大化しやすくなる。これらの粗大な析出物は打ち抜き性や伸びフランジ性に悪影響をもたらすため、Ｎｂ含有量上限量を０．０５５％とした。下限について望ましいＮｂ含有量は０．０３５％以上である。上限について望ましいＮｂ含有量は０．０５０％以下である。
また、Ｎと結合しないＴｉ量が多くなるとＮｂを含む炭化物が粗大化しやすくなるため、｛［％Ｔｉ］−３．４［％Ｎ］｝／［％Ｎｂ］≦０．４０を満たす必要がある。｛［％Ｔｉ］−３．４［％Ｎ］｝／［％Ｎｂ］が０．４０以下では、Ｎｂを含む炭化物の粒子成長が抑制され、本発明で求める高強度で優れた伸びフランジ性を有する鋼板が得られる。望ましい｛［％Ｔｉ］−３．４［％Ｎ］｝／［％Ｎｂ］は０．３８以下である。
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、Ｎｉ：０．００１％以上１．０％以下、Ｖ：０．００１％以上０．１％以下の１種または２種以上を含有してもよい。
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｖは固溶強化もしくは析出強化により鋼板強度を得るのに役立つ。このような効果を得るには、Ｃｒの場合はＣｒ含有量を０．００１％以上、Ｎｉの場合はＮｉ含有量を０．００１％以上、Ｖの場合はＶ含有量を０．００１％以上にすることが必要である。一方、Ｃｒは０．１％を超える含有でめっき性への悪影響が顕在化する。１．０％を超えるＮｉ含有により、所望のマルテンサイト相の面積率と形状が得られなくなる。また、Ｎｉ含有量は０．１％以下が好ましい。Ｖが０．１％を超えると伸びフランジ性が低下する。なお、Ｃｒの含有量、Ｎｉの含有量、Ｖ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、Ｎｉの含有量、Ｖ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、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｃｏのいずれか１種以上を合計で１．０％以下含有しても、本発明の効果を害さない。したがって、上記成分組成はこれらの元素を含んでもよい。
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＞
続いて、薄鋼板、めっき鋼板の鋼組織について説明する。この鋼組織は、組織観察より求めた、フェライト相の面積率が８０％以上９８％以下、マルテンサイト相の面積率が２％以上１５％以下、板厚方向のフェライト粒の平均厚さが３．０μｍ以下、マルテンサイト相の平均粒径が２．０μｍ以下、フェライト粒内に析出するＮｂを含む炭化物の平均粒子径が８ｎｍ以下である。なお、面積率、板厚方向のフェライト粒の平均厚さ、マルテンサイト相の平均粒径、炭化物の平均粒子径は、実施例で記載の方法で得た値を意味する。
続いて、薄鋼板、めっき鋼板の鋼組織について説明する。この鋼組織は、組織観察より求めた、フェライト相の面積率が８０％以上９８％以下、マルテンサイト相の面積率が２％以上１５％以下、板厚方向のフェライト粒の平均厚さが３．０μｍ以下、マルテンサイト相の平均粒径が２．０μｍ以下、フェライト粒内に析出するＮｂを含む炭化物の平均粒子径が８ｎｍ以下である。なお、面積率、板厚方向のフェライト粒の平均厚さ、マルテンサイト相の平均粒径、炭化物の平均粒子径は、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９８％以下
本発明はＮｂを含む炭化物をフェライト中に分散させ、引張強さが５９０ＭＰａ以上の鋼板を得ることを目的としている。フェライト相以外の相が多くなると、相間の硬度分布が大きくなり、伸びフランジ性や打ち抜き端面性状への悪影響が顕在化する。一方、フェライト相の面積率が９８％を上回ると、マルテンサイト相による打ち抜き性改善効果が得られなくなるため、安定して優れた伸びフランジ性が得られなくなる。したがって、フェライト相の面積率は８０％以上９８％以下とした。下限について好ましいフェライト面積率は８５％以上である。上限について好ましいフェライト面積率は９６％以下である。
本発明はＮｂを含む炭化物をフェライト中に分散させ、引張強さが５９０ＭＰａ以上の鋼板を得ることを目的としている。フェライト相以外の相が多くなると、相間の硬度分布が大きくなり、伸びフランジ性や打ち抜き端面性状への悪影響が顕在化する。一方、フェライト相の面積率が９８％を上回ると、マルテンサイト相による打ち抜き性改善効果が得られなくなるため、安定して優れた伸びフランジ性が得られなくなる。したがって、フェライト相の面積率は８０％以上９８％以下とした。下限について好ましいフェライト面積率は８５％以上である。上限について好ましいフェライト面積率は９６％以下である。
マルテンサイト相の面積率：２％以上１５％以下
マルテンサイト相はフェライト相よりも硬度が大きいため、打ち抜き時にはフェライト相とマルテンサイト相との間に発生する応力集中によってボイド発生サイトとなる。少量のマルテンサイト相を均一に分散させることで打ち抜き時に多数発生したボイド同士が結合し、打ち抜き端面性状が良好となり、伸びフランジ性が向上する。この効果を得るために必要なマルテンサイト相の面積率は２％以上である。一方、マルテンサイト相の面積率が１５％を超えると、打ち抜き端面性状改善効果以上に伸びフランジ性におよぼす相間の硬度差の悪影響が大きくなり、伸びフランジ性が低下する。以上から、マルテンサイト相の面積率は２％以上１５％以下とした。下限について好ましいマルテンサイト面積率は４％以上である。上限について好ましいマルテンサイト面積率は１０％以下である。
マルテンサイト相はフェライト相よりも硬度が大きいため、打ち抜き時にはフェライト相とマルテンサイト相との間に発生する応力集中によってボイド発生サイトとなる。少量のマルテンサイト相を均一に分散させることで打ち抜き時に多数発生したボイド同士が結合し、打ち抜き端面性状が良好となり、伸びフランジ性が向上する。この効果を得るために必要なマルテンサイト相の面積率は２％以上である。一方、マルテンサイト相の面積率が１５％を超えると、打ち抜き端面性状改善効果以上に伸びフランジ性におよぼす相間の硬度差の悪影響が大きくなり、伸びフランジ性が低下する。以上から、マルテンサイト相の面積率は２％以上１５％以下とした。下限について好ましいマルテンサイト面積率は４％以上である。上限について好ましいマルテンサイト面積率は１０％以下である。
その他の金属組織は、ベイナイト相、残留オーステナイト相、パーライトが挙げられる。ベイナイト相や残留オーステナイト相は本発明では生成されないため、それぞれの望ましい許容上限量を面積率で１％とする。パーライトは伸びフランジ性の観点から疑似パーライトを含め、面積率で５％以下に制限されることが望ましい。
板厚方向のフェライト粒の平均厚さ：３．０μｍ以下
打ち抜き時での亀裂は鋼板の板厚方向に進行するため、平均粒径よりも板厚方向のフェライト粒の平均厚さ（フェライト相の厚み）が重要となる。フェライト相の厚みが３μｍを超えると、打ち抜き時にそれぞれの結晶粒の変形が不均一となるため、フェライト粒界の剥離に起因して打ち抜き性状が悪化し、伸びフランジ性が低下する。そのため、フェライト粒の平均厚みを３．０μｍ以下とした。好ましくは、２．０μｍ以下である。また、各フェライト粒の厚みから求めた標準偏差が０．５μｍ以下であることが好ましい。フェライト粒の平均厚みの下限は、特に定めないが本発明で得られるのは通常０．５μｍまでである。したがって、下限は、通常、０．５μｍ以上である。
打ち抜き時での亀裂は鋼板の板厚方向に進行するため、平均粒径よりも板厚方向のフェライト粒の平均厚さ（フェライト相の厚み）が重要となる。フェライト相の厚みが３μｍを超えると、打ち抜き時にそれぞれの結晶粒の変形が不均一となるため、フェライト粒界の剥離に起因して打ち抜き性状が悪化し、伸びフランジ性が低下する。そのため、フェライト粒の平均厚みを３．０μｍ以下とした。好ましくは、２．０μｍ以下である。また、各フェライト粒の厚みから求めた標準偏差が０．５μｍ以下であることが好ましい。フェライト粒の平均厚みの下限は、特に定めないが本発明で得られるのは通常０．５μｍまでである。したがって、下限は、通常、０．５μｍ以上である。
マルテンサイト相の平均粒径：２．０μｍ以下
マルテンサイト相の平均粒径が２．０μｍを上回ると、マルテンサイト相が疎に分散することで打ち抜き時にボイド同士の連結が阻害され、打ち抜き端面性状ならびに伸びフランジ性が悪化する。そのため、マルテンサイト相の平均粒径は２．０μｍとした。好ましくは１．５μｍ以下である。マルテンサイト相の平均粒径の下限は特に限定されないが、通常、０．１μｍ以上である。ボイド同士の連結をより促進させるには、最近接マルテンサイト相同士の平均距離は１．０μｍ以下であることが好ましい。上記平均距離の下限は特に限定されないが、通常、０．１μｍ以上である。
マルテンサイト相の平均粒径が２．０μｍを上回ると、マルテンサイト相が疎に分散することで打ち抜き時にボイド同士の連結が阻害され、打ち抜き端面性状ならびに伸びフランジ性が悪化する。そのため、マルテンサイト相の平均粒径は２．０μｍとした。好ましくは１．５μｍ以下である。マルテンサイト相の平均粒径の下限は特に限定されないが、通常、０．１μｍ以上である。ボイド同士の連結をより促進させるには、最近接マルテンサイト相同士の平均距離は１．０μｍ以下であることが好ましい。上記平均距離の下限は特に限定されないが、通常、０．１μｍ以上である。
フェライト粒内に析出するＮｂを含む炭化物の平均粒子径：８ｎｍ以下
本発明での強度の大部分はＮｂを含む炭化物の析出強化により得ている。この平均粒子径が８ｎｍを上回ると、５９０ＭＰａ以上の引張強さが得られず、降伏強さが低下するか、または、打ち抜き端面性状や伸びフランジ性が悪化する。自動車の骨格部材に適用するのであれば、降伏比（＝降伏強さ／引張強さ）は０．７０以上であることが好ましい。以上からＮｂを含む炭化物の平均粒子径は８ｎｍ以下とした。好ましくは６ｎｍ以下である。下限は特に定めないが、本発明での上記炭化物の最小径は通常１ｎｍ以上である。
本発明での強度の大部分はＮｂを含む炭化物の析出強化により得ている。この平均粒子径が８ｎｍを上回ると、５９０ＭＰａ以上の引張強さが得られず、降伏強さが低下するか、または、打ち抜き端面性状や伸びフランジ性が悪化する。自動車の骨格部材に適用するのであれば、降伏比（＝降伏強さ／引張強さ）は０．７０以上であることが好ましい。以上からＮｂを含む炭化物の平均粒子径は８ｎｍ以下とした。好ましくは６ｎｍ以下である。下限は特に定めないが、本発明での上記炭化物の最小径は通常１ｎｍ以上である。
＜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、０．１ｍｍ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、めっき層としては、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、１１８０℃以上１３００℃以下で加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施すにあたり、仕上げ圧延の最終パスおよび最終パスからひとつ前のパスの圧下の合計圧下率が２０％以上、仕上げ圧延開始温度が１１００℃以下、仕上げ圧延完了温度が８２０℃以上、仕上げ圧延終了後３秒以内に平均冷却速度が３０℃／ｓ以上の冷却を開始して６１０℃以下の冷却停止温度まで冷却し、６００℃以下の巻取温度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。
本発明の熱延鋼板の製造方法は、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、１１８０℃以上１３００℃以下で加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施すにあたり、仕上げ圧延の最終パスおよび最終パスからひとつ前のパスの圧下の合計圧下率が２０％以上、仕上げ圧延開始温度が１１００℃以下、仕上げ圧延完了温度が８２０℃以上、仕上げ圧延終了後３秒以内に平均冷却速度が３０℃／ｓ以上の冷却を開始して６１０℃以下の冷却停止温度まで冷却し、６００℃以下の巻取温度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：１１８０℃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１１８０℃を下回ると所望の仕上げ圧延開始温度および仕上げ完了温度を得ることができないばかりか、ＴｉやＮｂを含む炭窒化物を溶解させることができず、粗大な炭窒化物により伸びフランジ性が悪化する。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１１８０℃以上１３００℃以下とした。下限について望ましい加熱温度は１２００℃以上であり、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１１８０℃を下回ると所望の仕上げ圧延開始温度および仕上げ完了温度を得ることができないばかりか、ＴｉやＮｂを含む炭窒化物を溶解させることができず、粗大な炭窒化物により伸びフランジ性が悪化する。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１１８０℃以上１３００℃以下とした。下限について望ましい加熱温度は１２００℃以上であり、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。
最終パスおよび最終パスからひとつ前のパスの圧下の合計圧下率：２０％以上
仕上げ圧延開始温度：１１００℃以下
仕上げ圧延完了温度：８２０℃以上
仕上げ圧延では、オーステナイトの再結晶を阻害したうえで、高い圧下率を与え、伸展した加工オーステナイト組織を得る必要がある。これにより、焼鈍後にフェライト相の厚みが小さくなり、マルテンサイト相が微細化し均一に分散する。このためには、仕上げ圧延の最終パスおよび最終パスからひとつ前のパスの圧下の合計圧下率が２０％以上、仕上げ圧延開始温度１１００℃以下で仕上げ圧延を施す必要がある。ここで、仕上げ圧延の最終パスおよび最終パスからひとつ前のパスの圧下の合計圧下率が２０％以上を規定したのは、オーステナイトの進行が最も遅い低温域で多くのひずみを与える必要があるためである。仕上げ圧延の最終パスのみで多くのひずみを与えようとすると板形状が悪くなる場合がある。そのため、所望の鋼組織を得るために、最終パスと最終パスからひとつ前のパスの合計圧下率を２０％以上とした。好ましくは、２２％以上である。また、仕上げ圧延開始温度が１１００℃を上回るとオーステナイトの再結晶が進行してしまうため、所望の伸展した加工オーステナイト組織が得られなくなる。一方、仕上げ圧延完了温度が８２０℃を下回ると、高温でオーステナイトからフェライトへの変態が開始してしまい、フェライト変態とともに生じるＮｂを含む炭化物が粒子成長し、所望のＮｂを含む炭化物の粒子径が得られなくなる。下限について好ましい仕上げ圧延条件は、仕上げ圧延温度（８２０℃以上１１００℃以下）での合計圧下率が８２％以上、仕上げ圧延開始温度１０２０℃以上、仕上げ圧延完了温度８４０℃以上である。上限について好ましい仕上げ圧延条件は、仕上げ圧延温度（８２０℃以上１１００℃以下）での合計圧下率が９５％以下、仕上げ圧延開始温度１０８０℃以下、仕上げ圧延完了温度９２０℃以下である。
仕上げ圧延開始温度：１１００℃以下
仕上げ圧延完了温度：８２０℃以上
仕上げ圧延では、オーステナイトの再結晶を阻害したうえで、高い圧下率を与え、伸展した加工オーステナイト組織を得る必要がある。これにより、焼鈍後にフェライト相の厚みが小さくなり、マルテンサイト相が微細化し均一に分散する。このためには、仕上げ圧延の最終パスおよび最終パスからひとつ前のパスの圧下の合計圧下率が２０％以上、仕上げ圧延開始温度１１００℃以下で仕上げ圧延を施す必要がある。ここで、仕上げ圧延の最終パスおよび最終パスからひとつ前のパスの圧下の合計圧下率が２０％以上を規定したのは、オーステナイトの進行が最も遅い低温域で多くのひずみを与える必要があるためである。仕上げ圧延の最終パスのみで多くのひずみを与えようとすると板形状が悪くなる場合がある。そのため、所望の鋼組織を得るために、最終パスと最終パスからひとつ前のパスの合計圧下率を２０％以上とした。好ましくは、２２％以上である。また、仕上げ圧延開始温度が１１００℃を上回るとオーステナイトの再結晶が進行してしまうため、所望の伸展した加工オーステナイト組織が得られなくなる。一方、仕上げ圧延完了温度が８２０℃を下回ると、高温でオーステナイトからフェライトへの変態が開始してしまい、フェライト変態とともに生じるＮｂを含む炭化物が粒子成長し、所望のＮｂを含む炭化物の粒子径が得られなくなる。下限について好ましい仕上げ圧延条件は、仕上げ圧延温度（８２０℃以上１１００℃以下）での合計圧下率が８２％以上、仕上げ圧延開始温度１０２０℃以上、仕上げ圧延完了温度８４０℃以上である。上限について好ましい仕上げ圧延条件は、仕上げ圧延温度（８２０℃以上１１００℃以下）での合計圧下率が９５％以下、仕上げ圧延開始温度１０８０℃以下、仕上げ圧延完了温度９２０℃以下である。
３秒以内に３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で６１０℃以下にまで冷却
高温でフェライト変態が開始するとＮｂを含む炭化物が粗大に析出し、鋼板強度が低下するうえ、所望のフェライト相の厚さが得られなくなるため、伸びフランジ性に悪影響をもたらす。そのため、仕上げ圧延完了後は、３秒以内に３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で６１０℃以下の冷却停止温度まで冷却する必要がある。好ましい冷却条件は、２秒以内に３５℃／ｓ以上の平均冷却速度で６００℃以下にまで冷却することである。また、上記平均冷却速度は巻取温度の変動を抑える観点から１５０℃／ｓ以下が好ましく、上記冷却停止温度はフェライト粒成長抑制という理由で５９０℃以上が好ましい。
高温でフェライト変態が開始するとＮｂを含む炭化物が粗大に析出し、鋼板強度が低下するうえ、所望のフェライト相の厚さが得られなくなるため、伸びフランジ性に悪影響をもたらす。そのため、仕上げ圧延完了後は、３秒以内に３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で６１０℃以下の冷却停止温度まで冷却する必要がある。好ましい冷却条件は、２秒以内に３５℃／ｓ以上の平均冷却速度で６００℃以下にまで冷却することである。また、上記平均冷却速度は巻取温度の変動を抑える観点から１５０℃／ｓ以下が好ましく、上記冷却停止温度はフェライト粒成長抑制という理由で５９０℃以上が好ましい。
また、６１０℃までの平均冷却速度が３０℃／ｓ以上であることが重要である。したがって、６１０℃から巻取温度までを、冷却速度を３０℃／ｓ未満で冷却してもよい。
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：６００℃以下
巻取温度が６００℃を上回ると、Ｎｂを含む炭化物が粗大化し、所望の炭化物が得られない。好ましくは、４００℃以上５８０℃以下である。この好ましい巻取温度の下限は、冷却中もしくは冷却後の板形状の観点から決定された値である。
巻取温度が６００℃を上回ると、Ｎｂを含む炭化物が粗大化し、所望の炭化物が得られない。好ましくは、４００℃以上５８０℃以下である。この好ましい巻取温度の下限は、冷却中もしくは冷却後の板形状の観点から決定された値である。
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。
冷間圧下率：４０％以上
この冷間圧延では圧下率を４０％以上に設定する必要がある。加工オーステナイトから変態した熱延鋼板の組織を冷間圧延により、さらに伸展させることで、所望のフェライト相の厚さや微細なマルテンサイト相が得られる。そのため、冷間圧下率は４０％以上とした。下限について好ましい圧下率は５０％以上であり、上限について好ましい圧下率は９５％以下である。
この冷間圧延では圧下率を４０％以上に設定する必要がある。加工オーステナイトから変態した熱延鋼板の組織を冷間圧延により、さらに伸展させることで、所望のフェライト相の厚さや微細なマルテンサイト相が得られる。そのため、冷間圧下率は４０％以上とした。下限について好ましい圧下率は５０％以上であり、上限について好ましい圧下率は９５％以下である。
なお、上記冷間圧延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７６０℃以上８４０℃以下、冷却開始温度から６５０℃までの平均冷却速度が１５℃／ｓ以上、冷却停止温度が４５０℃以上５５０℃以下の条件で焼鈍を施す方法である。
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に、６００℃以上の温度域における露点が−４０℃以下、焼鈍温度が７６０℃以上８４０℃以下、冷却開始温度から６５０℃までの平均冷却速度が１５℃／ｓ以上、冷却停止温度が４５０℃以上５５０℃以下の条件で焼鈍を施す方法である。
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５９０ＭＰａ以上の引張強さを有する鋼板を安定的に製造することができる。上記温度域における露点が−４０℃を超える場合は、上記脱炭により鋼板の強度が５９０ＭＰａを下回る場合が生じる。よって、６００℃以上の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５９０ＭＰａ以上の引張強さを有する鋼板を安定的に製造することができる。上記温度域における露点が−４０℃を超える場合は、上記脱炭により鋼板の強度が５９０ＭＰａを下回る場合が生じる。よって、６００℃以上の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：７６０℃以上８４０℃以下
焼鈍では、Ｎｂを含む炭化物が粒子成長しない範囲で再結晶させることが重要である。再結晶組織を得るには少なくとも７６０℃以上まで加熱する必要がある。一方、８４０℃を上回るとＮｂを含む炭化物が粗大化し、所望の鋼板組織が得られなくなる。下限について好ましい焼鈍温度は７７０℃以上である。上限について好ましい焼鈍温度は８３０℃以下である。
焼鈍では、Ｎｂを含む炭化物が粒子成長しない範囲で再結晶させることが重要である。再結晶組織を得るには少なくとも７６０℃以上まで加熱する必要がある。一方、８４０℃を上回るとＮｂを含む炭化物が粗大化し、所望の鋼板組織が得られなくなる。下限について好ましい焼鈍温度は７７０℃以上である。上限について好ましい焼鈍温度は８３０℃以下である。
冷却開始温度から６５０℃までの平均冷却速度：１５℃／ｓ以上
再結晶を完了させた後は、冷却過程でＮｂを含む炭化物の粒子成長を抑制する必要がある。６５０℃以上ではＮｂの拡散により長時間保持で粒子成長する。これを避けるため６５０℃まで１５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する必要がある。好ましくは１８℃／ｓ以上である。ここで、熱延条件では６１０℃以下にまで冷却するとは異なり、焼鈍時では６５０℃以下までとしたのは、冷間圧延後の鋼板は熱延鋼板よりも薄いため、熱延条件のような冷却をしなくても空冷による温度低下量が大きいことを勘案したためである。したがって、平均冷却速度は３０℃／ｓ未満でもよい。
再結晶を完了させた後は、冷却過程でＮｂを含む炭化物の粒子成長を抑制する必要がある。６５０℃以上ではＮｂの拡散により長時間保持で粒子成長する。これを避けるため６５０℃まで１５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する必要がある。好ましくは１８℃／ｓ以上である。ここで、熱延条件では６１０℃以下にまで冷却するとは異なり、焼鈍時では６５０℃以下までとしたのは、冷間圧延後の鋼板は熱延鋼板よりも薄いため、熱延条件のような冷却をしなくても空冷による温度低下量が大きいことを勘案したためである。したがって、平均冷却速度は３０℃／ｓ未満でもよい。
なお、冷却開始温度は、上記焼鈍温度であるため、７６０℃以上８４０℃以下の範囲であればよい。
冷却停止温度が４５０℃以上５５０℃以下の冷却
上記６５０℃までの冷却後、フェライト変態を促進させ、マルテンサイト相を微細化させるため、鋼板の温度を調節する必要がある。４５０℃を下回る冷却停止温度では、粗大なマルテンサイト相が過剰に生成され、降伏比、打抜性および伸びフランジ性が低下する。一方、５５０℃を上回ると、Ｎｂを含む炭化物が粗大化し、強度が低下するため、引張強さ５９０ＭＰａ以上の鋼板が得られない。以上から、４５０℃以上５５０℃以上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４６０℃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６５０℃までの冷却後、フェライト変態を促進させ、マルテンサイト相を微細化させるため、鋼板の温度を調節する必要がある。４５０℃を下回る冷却停止温度では、粗大なマルテンサイト相が過剰に生成され、降伏比、打抜性および伸びフランジ性が低下する。一方、５５０℃を上回ると、Ｎｂを含む炭化物が粗大化し、強度が低下するため、引張強さ５９０ＭＰａ以上の鋼板が得られない。以上から、４５０℃以上５５０℃以上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４６０℃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。
６５０℃から４５０℃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６５０℃までと同様に平均冷却速度が１５℃／ｓ以上でもよいし、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。
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４５０℃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鋼板とし、表２に示す冷延条件で冷間圧延を施して冷延フルハード鋼板とし、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、圧延方向に平行な板厚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る。マルテンサイト相は粒内に炭化物が認められず、白いコントラストで観察される組織である。これらを画像解析によりフェライト相およびマルテンサイト相を分離し、観察視野に対する面積率を求めた。フェライト相およびマルテンサイト相以外の相は、パーライトであった。
各相の面積率は以下の手法により評価した。鋼板から、圧延方向に平行な板厚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る。マルテンサイト相は粒内に炭化物が認められず、白いコントラストで観察される組織である。これらを画像解析によりフェライト相およびマルテンサイト相を分離し、観察視野に対する面積率を求めた。フェライト相およびマルテンサイト相以外の相は、パーライトであった。
フェライト相の厚みを無作為に選択したフェライト粒３００点に対し、板厚方向の最大長さを求め、これを板厚方向のフェライト粒の厚さとした。表３には３００点に対する平均長さをフェライト粒の厚さとして記載した。また、板厚方向のフェライト厚さの標準偏差を算出し、表３に示した。
マルテンサイト相の平均粒径の測定は無作為に３００点選択し、走査電子顕微鏡で撮影された個々のマルテンサイト相の面積の円相当径を求め、この平均値を表３に記載した。また、マルテンサイト３００点に対し、最近接のマルテンサイトとの最短距離（粒界間の最短距離）を求め、３００点に対する平均値を表３には、マルテンサイト間距離として表した。
炭化物の観察は、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３００，０００倍に拡大し、観察された析出物に対し、ＴＥＭに付帯するエネルギー分散型Ｘ線分析装置を使用してＮｂを含む炭化物を識別した。Ｎｂを含む炭化物３００点を対象に透過電子顕微鏡に得られた写真上で炭化物が占める面積の円相当径を求め、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、平均の降伏強さ（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：５９０ＭＰａ以上を本発明で求める鋼板の機械的性質とした。
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、平均の降伏強さ（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：５９０ＭＰａ以上を本発明で求める鋼板の機械的性質とした。
（ｉｉｉ）打ち抜き試験
直径１０ｍｍ、クリアランス１２．５％の打ち抜き試験を５回行い、端面性状を観察した。端面に大きさが０．５ｍｍ以上の亀裂が観察された場合には、評価を“×（ＮＧ）”とし、認められなければ合格として“○（Ｇｏｏｄ）”とした。
直径１０ｍｍ、クリアランス１２．５％の打ち抜き試験を５回行い、端面性状を観察した。端面に大きさが０．５ｍｍ以上の亀裂が観察された場合には、評価を“×（ＮＧ）”とし、認められなければ合格として“○（Ｇｏｏｄ）”とした。
（ｉＶ）穴広げ試験
日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ １００１に準じ、１０ｍｍφ（Ｄ０）の打ち抜き加工を施した試験片を作製し、頂角：６０°の円錐ポンチで押し広げ、打ち抜き端面の割れが板厚方向に貫通した直後の穴径Ｄ（ｍｍ）を求め、次式で得られる穴広げ率（λ）を評価した。
λ＝｛（Ｄ−Ｄ０）／Ｄ０｝×１００％
λの値が８０％以上かつ、打ち抜き端面で合格であったものを、伸びフランジ性評価として合格の”○（Ｇｏｏｄ）”とし、λの値が８０％を下回るか、打ち抜き端面で不合格であったものを、”×（ＮＧ）”とした。ただし、打ち抜き端面性状が良好であったものは、安定してλが９０％以上の鋼板が得られていたので、λ９０％以上が好適範囲である。
日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ １００１に準じ、１０ｍｍφ（Ｄ０）の打ち抜き加工を施した試験片を作製し、頂角：６０°の円錐ポンチで押し広げ、打ち抜き端面の割れが板厚方向に貫通した直後の穴径Ｄ（ｍｍ）を求め、次式で得られる穴広げ率（λ）を評価した。
λ＝｛（Ｄ−Ｄ０）／Ｄ０｝×１００％
λの値が８０％以上かつ、打ち抜き端面で合格であったものを、伸びフランジ性評価として合格の”○（Ｇｏｏｄ）”とし、λの値が８０％を下回るか、打ち抜き端面で不合格であったものを、”×（ＮＧ）”とした。ただし、打ち抜き端面性状が良好であったものは、安定してλが９０％以上の鋼板が得られていたので、λ９０％以上が好適範囲である。
（ｖ）めっき性状
幅８００ｍｍ、長さ５００ｍｍの評価に供するサンプルを１０枚採取し、鋼板表面の不めっき（円相当直径０．２ｍｍ以上の不めっきが５箇所／ｍ２以上）の有無を目視および１０倍のルーペを用いて観察した。不めっきが観察されなければ、合格として“○（Ｇｏｏｄ）”とし、不めっきが認められた場合には不合格として“×（ＮＧ）”とした。
幅８００ｍｍ、長さ５００ｍｍの評価に供するサンプルを１０枚採取し、鋼板表面の不めっき（円相当直径０．２ｍｍ以上の不めっきが５箇所／ｍ２以上）の有無を目視および１０倍のルーペを用いて観察した。不めっきが観察されなければ、合格として“○（Ｇｏｏｄ）”とし、不めっきが認められた場合には不合格として“×（ＮＧ）”とした。
以上により得られた結果を表３に示す。
本発明例はいずれも、引張強さＴＳ：５９０ＭＰａ以上であり良好な伸びフランジ性、めっき性が得られたことがわかる。一方、本発明の範囲を外れる比較例は引張強さ５９０ＭＰａに達していないか、伸びフランジ性評価もしくはめっき性評価で良好なものが得られなかった。
Claims (9)
- 質量％で、
Ｃ：０．０６％以上０．１０％以下、
Ｓｉ：０．０７％以下、
Ｍｎ：１．６％以上２．２％以下、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．０８％以下、
Ｎ：０．０１００％以下、
Ｔｉ：０．０１５％以上０．０３５％以下、
Ｎｂ：０．０３０％以上０．０５５％以下を含有し、下記（１）式、（２）式および（３）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９８％以下、マルテンサイト相の面積率が２％以上１５％以下、その他の組織としてベイナイト相が１％以下、残留オーステナイトが１％以下、パーライトが５％以下、板厚方向のフェライト粒の平均厚さが３．０μｍ以下、マルテンサイト相の平均粒径が２．０μｍ以下、フェライト粒内に析出するＮｂを含む炭化物の平均粒子径が８ｎｍ以下である鋼組織と、を有し、
引張強度が５９０ＭＰａ以上である薄鋼板。
５．４［％Ｓｉ］＋［％Ｍｎ］≦２．２ （１）
｛［％Ｔｉ］−３．４［％Ｎ］｝／［％Ｎｂ］≦０．４０ （２）
［％Ｔｉ］−３．４［％Ｎ］≧０ （３）
（１）式、（２）式及び（３）式における［％Ｍ］は元素Ｍの含有量（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、
Ｎｉ：０．００１％以上１．０％以下、
Ｖ：０．００１％以上０．１％以下の１種または２種以上を含有する請求項１に記載の薄鋼板。 - 前記成分組成は、さらに、質量％で、ＲＥＭ、Ｃｕ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｍｇ、ＣａおよびＣｏ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ないし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、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及び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又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ないし３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、１１８０℃以上１３００℃以下で加熱し、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および最終パスからひとつ前のパスの圧下の合計圧下率を２０％以上、仕上げ圧延開始温度を１１００℃以下、仕上げ圧延完了温度を８２０℃以上、仕上げ圧延終了後冷却開始までを３秒以内、該冷却の平均冷却速度を３０℃／ｓ以上、冷却停止温度を６１０℃以下、巻取温度を６００℃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、冷間圧下率４０％以上の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７６０℃以上８４０℃以下、冷却開始温度から６５０℃までの平均冷却速度が１５℃／ｓ以上、冷却停止温度が４５０℃以上５５０℃以下の条件で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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