JPWO2018138898A1 - 鋼板 - Google Patents

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Abstract

鋼板は所定の化学組成を有し、面積分率で、フェライト：３０％〜５０％、グラニュラーベイナイト：５％〜２０％、マルテンサイト：３０％〜５５％、ベイナイト：３５％未満、かつ残留オーステナイト及びパーライト：合計で１０％以下、で表される金属組織を有する。好ましくは、鋼板の引張強度が１１８０ＭＰａ以上であり、伸びが１０％以上であり、かつ穴広げ値が２０％以上である。更に好ましくは、厚さをｔ（ｍｍ）としたときのＶＤＡ曲げ角が「７．６９ｔ２−３８．４ｔ＋１０９」以上である。

Description

本発明は、自動車部品に好適な鋼板に関する。
自動車からの炭酸ガスの排出量を抑えるために、高強度鋼板を使用した自動車の車体の軽量化が進められている。また、搭乗者の安全性の確保のためにも、車体に高強度鋼板が多く使用されるようになってきている。車体の更なる軽量化を進めていくためには、更なる強度の向上が重要である。その一方で、車体の部品によっては、優れた成形性が要求される。例えば、骨格系部品用の高強度鋼板には、優れた伸び及び穴広げ性が要求される。
しかしながら、強度の向上及び成形性の向上の両立は困難である。
例えば、特許文献１には、強度及び加工性を両立すべく、フェライト及びマルテンサイトから構成される鋼板のナノ硬度の分布を制御することが記載されている。特許文献１には、加工性の評価にあたって、伸びフランジ成形を模擬したサイドベンド試験を行うことも記載されている。しかしながら、曲げ性に関する記載はない。
特許文献２に記載の鋼板は、主相をマルテンサイト組織とし、強度及び曲げ性に優れているものの、延性に乏しくプレス成形時に割れが生じる可能性がある。
延性に優れた鋼板として、たとえば、特許文献３に記載の残留オーステナイトを含有するＴＲＩＰ（Transformation Induced Plasticity）鋼が存在する。ＴＲＩＰ鋼では、鋼中に存在する残留オーステナイトを成形時にマルテンサイトへと変態させることで、優れた延性が得られる。しかしながら、成形時に残留オーステナイトからの変態で得られたマルテンサイトは、硬質で亀裂の起点となりやすく、穴広げ性や曲げ性の劣化の原因となる。
特開２０１１−１４４４０９号公報 特公平７−７４４１２号公報 特開平１０−１３０７７６号公報
本発明は、高い強度を有し、優れた伸び及び穴広げ性を得ることができる鋼板を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った。この結果、フェライトの面積分率を３０％〜５０％、マルテンサイトの面積分率を３０％〜５５％、グラニュラーベイナイトの面積分率を５％〜２０％、ベイナイトの面積分率を３５％未満、残留オーステナイト及びパーライトの面積分率を合計で１０％以下とすることが重要であることが判明した。マルテンサイトには焼戻しマルテンサイトが含まれる。グラニュラーベイナイトは、主として、転位密度が低いベイニティックフェライトから構成され、硬質なセメンタイトをほとんど含まないため、フェライトより硬く、ベイナイト及びマルテンサイトより軟らかい。従って、グラニュラーベイナイトは、ベイナイト及びマルテンサイトよりも優れた伸びを発現する。さらに、グラニュラーベイナイトは、フェライトより硬く、ベイナイト及びマルテンサイトより軟らかいため、穴広げ加工の際の、フェライトとマルテンサイトやベイナイトとの界面からのボイドの発生を抑制する。
本願発明者は、このような知見に基づいて更に鋭意検討を重ねた結果、以下に示す発明の諸態様に想到した。
（１）
質量％で、
Ｃ：０．０９％〜０．１５％、
Ｓｉ：０．２％〜２．５％、
Ａｌ：０．０１％〜１．００％、
Ｍｎ：１．０％〜３．０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎ：０．００７％以下、
Ｏ：０．００６％以下、
Ｃｒ：０．００％〜１．００％、
Ｍｏ：０．００％〜１．００％、
Ｂ：０．００００％〜０．０１０％、
Ｎｂ：０．０００％〜０．３０％、
Ｔｉ：０．０００％〜０．３０％、
Ｎｉ：０．００％〜１．００％、
Ｃｕ：０．００％〜１．００％、
Ｖ：０．０００％〜０．５０％、
Ｍｇ：０．００００％〜０．０４％、
ＲＥＭ：０．００００％〜０．０４％、かつ
残部：Ｆｅ及び不純物、
で表される化学組成を有し、
面積分率で、
フェライト：３０％〜５０％、
グラニュラーベイナイト：５％〜２０％、
マルテンサイト：３０％〜５５％、
ベイナイト：３５％未満、かつ
残留オーステナイト及びパーライト：合計で１０％以下、
で表される金属組織を有することを特徴とする鋼板。
（２）
引張強度が１１８０ＭＰａ以上であり、
伸びが１０％以上であり、かつ
穴広げ値が２０％以上であることを特徴とする（１）に記載の鋼板。
（３）
厚さをｔ（ｍｍ）としたときのＶＤＡ曲げ角が「７．６９ｔ２−３８．４ｔ＋１０９」以上であることを特徴とする（１）又は（２）に記載の鋼板。
（４）
表面に溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の鋼板。
（５）
表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の鋼板。
本発明によれば、適切な面積分率でグラニュラーベイナイト等が金属組織に含まれているため、高い強度、優れた伸び及び穴広げ性を得ることができる。
以下、本発明の実施形態について説明する。
先ず、本発明の実施形態に係る鋼板の金属組織について説明する。詳細は後述するが、本発明の実施形態に係る鋼板は、鋼の熱間圧延、冷間圧延、焼鈍及び焼戻し等を経て製造される。従って、鋼板の金属組織は、鋼板の特性のみならず、これらの処理における相変態等を考慮したものである。本実施形態に係る鋼板は、面積分率で、フェライト：３０％〜５０％、グラニュラーベイナイト：５％〜２０％、マルテンサイト：３０％〜５５％、ベイナイト：３５％未満、かつ残留オーステナイト及びパーライト：合計で１０％以下、で表される金属組織を有している。
（フェライト：３０％〜５０％）
フェライトは軟質な組織であるため、変形しやすく、伸びの向上に寄与する。フェライトは、オーステナイトからグラニュラーベイナイトへの相変態にも寄与する。フェライトの面積分率が３０％未満では、十分な伸びが得られない。さらに、適当なグラニュラーベイナイトの面積分率が得られない。従って、フェライトの面積分率は３０％以上とし、好ましくは３５％以上とする。一方、フェライトの面積分率が５０％超では、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることが困難である。従って、フェライトの面積分率は５０％以下とし、好ましくは４５％以下とする。
（グラニュラーベイナイト：５％〜２０％）
グラニュラーベイナイトは、主として、転位密度が１０１３ｍ／ｍ３程度オーダーと低いベイニティックフェライトから構成され、硬質なセメンタイトをほとんど含まないため、フェライトより硬く、ベイナイトより軟らかい。従って、グラニュラーベイナイトは、ベイナイトよりも優れた伸びを発現する。グラニュラーベイナイトは、フェライトより硬く、ベイナイト及びマルテンサイトより軟らかいため、穴広げ加工の際の、フェライトとマルテンサイトとの界面からのボイドの発生、及びフェライトとベイナイトとの界面からのボイドの発生を抑制する。グラニュラーベイナイトの面積分率が５％未満では、これらの効果を十分に得ることができない。従って、グラニュラーベイナイトの面積分率は５％以上とし、好ましくは１０％以上とする。一方、グラニュラーベイナイトの面積分率が２０％超では、マルテンサイトを十分に得ることができず、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることが困難である。従って、グラニュラーベイナイトの面積分率は２０％以下とし、好ましくは１５％以下とする。
（マルテンサイト：３０％〜５５％）
マルテンサイトは転位密度が高く硬質な組織であるため、引張強度の向上に寄与する。マルテンサイトの面積分率が３０％未満では、１１８０ＭＰａ以上の引張強度が得られない。従って、マルテンサイトの面積分率は３０％以上とし、好ましくは３５％以上とする。一方、マルテンサイトの面積分率が５５％超では、十分な伸びが得られない。従って、マルテンサイトの面積分率は５５％以下とし、好ましくは５０％以下とする。焼入れままマルテンサイト及び焼戻しマルテンサイトがマルテンサイトに属する。つまり、マルテンサイトの面積分率は、焼入れままマルテンサイトの面積分率及び焼戻しマルテンサイトの面積分率の合計である。焼戻しマルテンサイトを得る方法は限定されず、焼戻しマルテンサイトは、冷却中の自動焼戻しによって得ることもでき、連続焼鈍後の焼戻し熱処理によって得ることもできる。
（ベイナイト：３５％未満）
ベイナイトは、主として、転位密度が１．０×１０１４ｍ／ｍ３程度と高いベイニティックフェライト及び硬質なセメンタイトから構成され、引張強度の向上に寄与する。しかし、ベイナイトの面積分率が３５％以上では、ベイナイトよりも引張強度の向上に寄与するマルテンサイトの面積分率が不足し、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることが困難である。従って、ベイナイトの面積分率は３５％未満とする。
（残留オーステナイト及びパーライト：合計で１０％以下）
残留オーステナイトは変形中に加工誘起変態によりマルテンサイトへと変態し、優れた加工硬化及び高い均一伸びをもたらす。しかし、加工誘起変態したマルテンサイトは、穴広げ性を著しく劣化させる。パーライトは硬質なセメンタイトを含むため、穴広げ加工の際にボイドの発生の起点となり、穴広げ性を劣化させる。特に残留オーステナイト及びパーライトの面積分率が合計で１０％超であると、穴広げ性の劣化が著しい。従って、残留オーステナイト及びパーライトの面積分率は１０％以下とする。
フェライト、グラニュラーベイナイト、マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト及びパーライトの同定及び面積分率の特定は、例えば、電子線後方散乱回折（electron back scattering diffraction：ＥＢＳＤ）法、Ｘ線測定、又は走査型電子顕微鏡（scanning electron microscope：ＳＥＭ）観察により行うことができる。ＳＥＭ観察を行う場合、例えばナイタール試薬又はレペラ液を用いて試料を腐食し、圧延方向及び厚さ方向に平行な断面及び／又は圧延方向に垂直な断面を１０００倍〜５００００倍の倍率で観察する。鋼板の金属組織は、その表面からの深さが当該鋼板の厚さの１／４程度の領域の金属組織で代表することができる。例えば鋼板の厚さが１．２ｍｍであれば、その表面からの深さが０．３ｍｍ程度の領域の金属組織で代表することができる。
フェライトの面積分率は、例えば、ＳＥＭ観察で得られる電子チャンネリングコントラスト像を用いて特定することができる。電子チャンネリングコントラスト像は、結晶粒内の結晶方位差をコントラストの差として表し、電子チャンネリングコントラスト像においてコントラストが均一な部分がフェライトである。この方法では、例えば鋼板の表面からの深さが当該鋼板の厚さの１／８から３／８までの領域を観察対象とする。
残留オーステナイトの面積分率は、例えば、Ｘ線測定により特定することができる。この方法では、例えば、鋼板の表面から当該鋼板の厚さの１／４までの部分を機械研磨及び化学研磨により除去し、特性Ｘ線としてＭｏＫα線を用いる。そして、体心立方格子（ｂｃｃ）相の（２００）及び（２１１）、並びに面心立方格子（ｆｃｃ）相の（２００）、（２２０）及び（３１１）の回折ピークの積分強度比から、次の式を用いて残留オーステナイトの面積分率を算出する。
Ｓγ＝（Ｉ２００ｆ＋Ｉ２２０ｆ＋Ｉ３１１ｆ）／（Ｉ２００ｂ＋Ｉ２１１ｂ）×１００
（Ｓγは残留オーステナイトの面積分率、Ｉ２００ｆ、Ｉ２２０ｆ、Ｉ３１１ｆは、それぞれｆｃｃ相の（２００）、（２２０）、（３１１）の回折ピークの強度、Ｉ２００ｂ、Ｉ２１１ｂは、それぞれｂｃｃ相の（２００）、（２１１）の回折ピークの強度を示す。）
焼入れままマルテンサイトの面積分率は、例えば、電界放出型走査電子顕微鏡（field emission-scanning electron microscope：ＦＥ−ＳＥＭ）観察及びＸ線測定により特定することができる。この方法では、例えば、鋼板の表面からの深さが当該鋼板の厚さの１／８から３／８までの領域を観察対象とし、腐食にレペラ液を用いる。レペラ液により腐食されない組織は焼入れままマルテンサイト及び残留オーステナイトであるため、レペラ液によって腐食されていない領域の面積分率から、Ｘ線測定により特定された残留オーステナイトの面積分率Ｓγを減じることで焼入れままマルテンサイトの面積分率を特定することができる。焼入れままマルテンサイトの面積分率は、例えば、ＳＥＭ観察で得られる電子チャンネリングコントラスト像を用いて特定することもできる。電子チャンネリングコントラスト像において、転位密度が高く、粒内にブロック、パケット等の下部組織を持つ領域が焼入れままマルテンサイトである。焼戻しマルテンサイトの面積分率は、例えば、ＦＥ−ＳＥＭ観察により特定することができる。この方法では、例えば、鋼板の表面からの深さが当該鋼板の厚さの１／８から３／８までの領域を観察対象とし、腐食にナイタール試薬を用いる。そして、下記のように、セメンタイトの位置及びバリアントに基づいて、焼戻しマルテンサイトを同定する。焼戻しマルテンサイトは、マルテンサイトラスの内部にセメンタイトを含む。マルテンサイトラスとセメンタイトとの間の結晶方位の関係が２種類以上あるため、焼戻しマルテンサイトに含まれるセメンタイトは複数のバリアントを持つ。このようなセメンタイトの位置及びバリアントに基づいて、焼戻しマルテンサイトを同定し、この面積分率を特定することができる。
ベイナイトは、例えば、ＦＥ−ＳＥＭ観察により特定することができる。この方法では、例えば、鋼板の表面からの深さが当該鋼板の厚さの１／８から３／８までの領域を観察対象とし、腐食にナイタール試薬を用いる。そして、下記のように、セメンタイトの位置及びバリアントに基づいて、ベイナイトを同定する。ベイナイトは上部ベイナイトおよび下部ベイナイトを含む。上部ベイナイトは、ラス状のベイニティックフェライトの界面にセメンタイト又は残留オーステナイトを含む。下部ベイナイトは、ラス状のベイニティックフェライトの内部にセメンタイトを含む。ベイニティックフェライトとセメンタイトとの間の結晶方位の関係が１種類であるため、下部ベイナイトに含まれるセメンタイトは同一のバリアントを持つ。このようなセメンタイトの位置及びバリアントに基づいてベイナイトを同定し、これらの面積分率を特定することができる。
パーライトは、例えば、光学顕微鏡観察により同定し、その面積分率を特定することができる。この方法では、例えば、鋼板の表面からの深さが当該鋼板の厚さの１／８から３／８までの領域を観察対象とし、腐食にナイタール試薬を用いる。光学顕微鏡観察で暗いコントラストを示す領域がパーライトである。
グラニュラーベイナイトは、従来の腐食法によっても走査型電子顕微鏡を用いた２次電子像観察によってもフェライトと区別するこが困難である。本発明者らは、鋭意検討の結果、グラニュラーベイナイトが粒内に微小な結晶方位差を持つことを見出した。従って、粒内の微小な結晶方位差を検出することにより、フェライトと区別することができる。ここで、グラニュラーベイナイトの面積分率の具体的な特定方法について説明する。この方法では、鋼板の表面からの深さが当該鋼板の厚さの１／８から３／８までの領域を測定対象とし、ＥＢＳＤ法により、この領域内の複数箇所（ピクセル）の結晶方位を０．２μｍの間隔で測定し、この結果からＧＡＭ（Grain Average Misorientation）の値を計算する。この計算に当たっては、隣り合うピクセル間の結晶方位の差が５°以上の場合にそれらの間に粒界が存在するとし、この粒界に囲まれた領域内で隣り合うピクセル間の結晶方位の差を計算し、この差の平均値を求める。この平均値がＧＡＭの値である。このようにして、ベイニティックフェライトが持つ微小な結晶方位差を検出することができる。ＧＡＭの値が０．５°以上の領域はグラニュラーベイナイト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、パーライト又はマルテンサイトのいずれかに属する。従って、ＧＡＭの値が０．５°以上の領域の面積分率から、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、パーライト及びマルテンサイトの合計面積分率を減じて得られる値がグラニュラーベイナイトの面積分率である。
次に、本発明の実施形態に係る鋼板及びその製造に用いるスラブの化学組成について説明する。上述のように、本発明の実施形態に係る鋼板は、スラブの熱間圧延、冷間圧延及び焼鈍等を経て製造される。従って、鋼板及びスラブの化学組成は、鋼板の特性のみならず、これらの処理を考慮したものである。以下の説明において、鋼板及びスラブに含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。本実施形態に係る鋼板は、Ｃ：０．０９％〜０．１５％、Ｓｉ：０．２％〜２．５％、Ａｌ：０．０１％〜１．００％、Ｍｎ：１．０％〜３．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００７％以下、Ｏ：０．００６％以下、Ｃｒ：０．００％〜１．００％、Ｍｏ：０．００％〜１．００％、Ｂ：０．００００％〜０．０１０％、Ｎｂ：０．０００％〜０．３０％、Ｔｉ：０．０００％〜０．３０％、Ｎｉ：０．００％〜１．００％、Ｃｕ：０．００％〜１．００％、Ｖ：０．０００％〜０．５０％、Ｍｇ：０．００００％〜０．０４％、ＲＥＭ：０．００００％〜０．０４％、かつ残部：Ｆｅ及び不純物、で表される化学組成を有している。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
（Ｃ：０．０９％〜０．１５％）
Ｃは引張強度の向上に寄与する。Ｃ含有量が０．０９％未満では、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることが困難である。従って、Ｃ含有量は０．０９％以上とし、好ましくは０．１０％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．１５％超では、フェライトの生成が抑制されるため、十分な伸びが得られない。従って、Ｃ含有量は０．１５％以下とし、好ましくは０．１３％以下とする。
（Ｓｉ：０．２％〜２．５％）
Ｓｉは、セメンタイトの生成を抑制し、グラニュラーベイナイトの生成に寄与する。グラニュラーベイナイトは、複数のベイニティックフェライトが、それらの界面に存在する転位が回復して一つの塊になった組織である。このため、ベイニティックフェライトの界面にセメンタイトが存在すると、そこにグラニュラーベイナイトは生成しない。Ｓｉ含有量が０．２％未満では、セメンタイトが過剰に生成し、グラニュラーベイナイトを十分に得ることができない。従って、Ｓｉの含有量は０．２％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が２．５％超では、熱間圧延中にスラブ割れが生じやすい。従って、Ｓｉの含有量は２．５％以下とする。
（Ａｌ：０．０１％〜１．００％）
Ａｌは、セメンタイトの生成を抑制し、グラニュラーベイナイトの生成に寄与する。グラニュラーベイナイトは、複数のベイニティックフェライトが、それらの界面に存在する転位が回復して一つの塊になった組織である。このため、ベイニティックフェライトの界面にセメンタイトが存在すると、そこにグラニュラーベイナイトは生成しない。Ａｌは、脱酸剤としても活用可能な元素である。Ａｌ含有量が０．０１％未満では、セメンタイトが過剰に生成し、グラニュラーベイナイトを十分に得ることができない。従って、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする。一方、Ａｌ含有量が１．００％超では、熱間圧延中にスラブ割れが生じやすい。さらに、Ａｌ系の粗大な介在物の個数密度が増大するため、穴広げ性の劣化の原因となる。従って、Ａｌの含有量は１．００％以下とする。
（Ｍｎ：１．０％〜３．０％）
Ｍｎは、冷間圧延後の連続焼鈍又はめっきラインでの熱処理において、フェライト変態を抑制し、強度の向上に寄与する。Ｍｎ含有量が合計で１．０％未満では、フェライトの面積分率が過剰となって１１８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることが困難である。従って、Ｍｎ含有量は１．０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が３．０％超では、フェライトの面積分率が過少となって十分な伸びが得られない。従って、Ｍｎの含有量は合計で３．０％以下とする。
（Ｐ：０．０４％以下）
Ｐは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｐは穴広げ性を低下させたり、鋼板の板厚方向の中心に偏析して靭性を低下させたり、溶接部を脆化させたりする。従って、Ｐ含有量は低ければ低いほどよい。特にＰ含有量が０．０４％超で、穴広げ性の低下が著しい。従って、Ｐ含有量は０．０４％以下とし、好ましくは０．０１％以下とする。Ｐ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。
（Ｓ：０．０１％以下）
Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｓは溶接性を低下させたり、鋳造時及び熱間圧延時の製造性を低下させたり、粗大なＭｎＳを形成して穴広げ性を低下させたりする。従って、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。特にＳ含有量が０．０１％超で、溶接性の低下、製造性の低下及び穴広げ性の低下が著しい。従って、Ｓ含有量は０．０１％以下とし、好ましくは０．００５％以下とする。Ｓ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。
（Ｎ：０．０１％以下）
Ｎは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｎは粗大な窒化物を形成する。粗大な窒化物は曲げ性及び穴広げ性の低下を招き、さらに、溶接時にブローホールを発生させる。従って、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。特にＮ含有量が０．０１％超で、穴広げ性の低下及びブローホールの発生が著しい。従って、Ｎ含有量は０．０１％以下とし、好ましくは０．００８％以下とする。Ｎ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００５％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。
（Ｏ：０．００６％以下）
Ｏは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｏは、粗大な酸化物を形成する。粗大な酸化物は曲げ性及び穴広げ性の低下を招き、さらに、溶接時にブローホールを発生させる。従って、Ｏ含有量は低ければ低いほどよい。特にＯ含有量が０．００６％超で、穴広げ性の低下及びブローホールの発生が著しい。従って、Ｏ含有量は０．００６％以下とし、好ましくは０．００５％以下とする。Ｏ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００５％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭは、必須元素ではなく、鋼板及び鋼に所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。
（Ｃｒ：０．００％〜１．００％、Ｍｏ：０．００％〜１．００％、Ｎｉ：０．００％〜１．００％、Ｃｕ：０．００％〜１．００％）
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ及びＣｕは、冷間圧延後の焼鈍又はめっきの際のフェライト変態を抑制し、強度の向上に寄与する。従って、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ若しくはＣｕ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、好ましくは、Ｃｒ含有量は０．１０％以上とし、Ｍｏ含有量は０．０１％以上とし、Ｎｉ含有量は０．０５％以上とし、Ｃｕ含有量は０．０５％以上とする。しかし、Ｃｒ含有量が１．００超であるか、Ｍｏ含有量が１．００％超であるか、Ｎｉ含有量が１．００％超であるか、若しくはＣｕ含有量が１．００％超であると、フェライトの面積分率が過少となって十分な伸びが得られない。このため、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量、Ｎｉ含有量及びＣｕ含有量はいずれも１．００％以下とする。つまり、Ｃｒ：０．１０％〜１．００％、Ｍｏ：０．０１％〜１．００％、Ｎｉ：０．０５％〜１．００％、若しくはＣｕ：０．０５％〜１．００％、又はこれらの任意の組み合わせが満たされることが好ましい。
（Ｎｂ：０．０００％〜０．３０％、Ｔｉ：０．０００％〜０．３０％、Ｖ：０．０００％〜０．５０％）
Ｎｂ、Ｔｉ及びＶは、冷間圧延後の焼鈍等においてオーステナイトを細粒化することにより、オーステナイトの粒界面積を増加させ、フェライト変態を促進させる。従って、Ｎｉ、Ｔｉ若しくはＶ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、好ましくは、Ｎｂ含有量は０．００５％以上とし、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とし、Ｖ含有量は０．００５％以上とする。しかし、Ｎｂ含有量が０．３０％超であるか、Ｔｉ含有量が０．３０％超であるか、Ｖ含有量が０．５０％超であると、フェライトの面積分率が過剰となって十分な引張強度が得られない。このため、Ｎｂ含有量は０．３０％以下とし、Ｔｉ含有量は０．３０％以下とし、Ｖ含有量は０．５０％以下とする。つまり、Ｎｂ：０．００５％〜０．３０％、Ｔｉ：０．００５％〜０．３０％、若しくはＶ：０．００５％〜０．５０％、又はこれらの任意の組み合わせが満たされることが好ましい。
（Ｂ：０．００００％〜０．０１０％）
Ｂは、冷間圧延後の焼鈍等においてオーステナイトの粒界に偏析してフェライト変態を抑制する。従って、Ｂが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、好ましくは、Ｂ含有量は０．０００１％以上とする。しかし、Ｂ含有量が０．０１０％超であると、フェライトの面積分率が過少となって十分な伸びが得られない。このため、Ｂ含有量は０．０１０％以下とする。つまり、Ｂ：０．０００１％〜０．０１０％が成り立つことが好ましい。
（Ｃａ：０．００００％〜０．０４％、Ｍｇ：０．００００％〜０．０４％、ＲＥＭ：０．００００％〜０．０４％）
Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭは、酸化物及び硫化物の形態を制御し、穴広げ性の向上に寄与する。従って、Ｃａ、Ｍｇ若しくはＲＥＭ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、好ましくは、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量及びＲＥＭ含有量はいずれも０．０００５％以上とする。しかし、Ｃａ含有量が０．０４％超であるか、Ｍｇ含有量が０．０４％超であるか、ＲＥＭ含有量が０．０４％超であると、粗大な酸化物が形成されて十分な穴広げ性が得られない。このため、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量及びＲＥＭ含有量はいずれも０．０４％以下とし、好ましくは０．０１％以下とする。つまり、Ｃａ：０．０００５％〜０．０４％、Ｍｇ：０．０００５％〜０．０４％、若しくはＲＥＭ：０．０００５％〜０．０４％、又はこれらの任意の組み合わせが満たされることが好ましい。
ＲＥＭはＳｃ、Ｙ及びランタノイド系列に属する元素の合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量はこれら元素の合計の含有量を意味する。ＲＥＭは、例えばミッシュメタルに含まれ、ＲＥＭの添加では、例えば、ミッシュメタルが添加されたり、金属Ｌａ、金属Ｃｅ等の金属ＲＥＭが添加されたりする。
本実施形態によれば、例えば、１１８０ＭＰａ以上の引張強度、１０％以上の伸び、２０％以上の穴広げ性、厚さをｔ（ｍｍ）としたときのＶＤＡ曲げ角が「７．６９ｔ２−３８．４ｔ＋１０９」以上の曲げ性が得られる。つまり、高い強度、優れた伸び、穴広げ性、曲げ性を得ることができる。この鋼板は、例えば自動車の骨格系部品への成形が容易であり、衝突時の安全性を確保することもできる。
次に、本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法では、上記の化学組成を有するスラブの熱間圧延、酸洗、冷間圧延及び焼鈍をこの順で行う。
鋳造に先行する製造方法は、特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続いて、各種の二次精錬を行ってもよい。なお、原料として、スクラップを使用してもよい。
鋳造したスラブは、一旦低温まで冷却した後、再度加熱して熱間圧延に供してもよいし、鋳造したスラブを連続的に熱間圧延に供してもよい。
熱間圧延は１１００℃以上の温度で開始し、Ａｒ３点以上の温度で完了させる。冷間圧延では、圧下率を３０％以上８０％以下とする。焼鈍では、Ａｃ１点以上Ａｃ３点以下の最高加熱温度に１０秒間以上保持し、その後の冷却では、Ａｒ３点から６５０℃までの冷却速度を０．５℃／秒以上５０℃／秒以下とし、６５０℃から４５０℃までの冷却速度を０．５℃／秒以上５℃／秒以下とする。
熱間圧延を開始する温度が１１００℃未満では、Ｆｅ以外の元素をＦｅ中に十分に固溶させることができず、粗大な合金炭化物が残存し、熱間圧延中の脆化を引き起こしやすい。従って、熱間圧延は１１００℃以上の温度で開始する。熱間圧延を開始する温度は、例えばスラブ加熱温度である。スラブとしては、例えば、連続鋳造で得たスラブ、薄スラブキャスターで作製したスラブを用いることができる。スラブは鋳造後に１１００℃以上の温度に保持したまま熱間圧延設備に供してもよく、１１００℃未満の温度まで冷却した後に加熱して熱間圧延設備に供してもよい。
熱間圧延を完了させる温度がＡｒ３点未満では、熱延鋼板の金属組織にオーステナイト及びフェライトが含まれることとなり、オーステナイトとフェライトとの間で機械的特性が相違するため、熱延鋼板の形状が悪化し、冷間圧延等の熱間圧延後の処理が困難になることがある。従って、熱間圧延はＡｒ３点以上の温度で終了させる。熱間圧延をＡｒ３点以上の温度で終了させる場合、熱間圧延中の圧延荷重を比較的軽減できる。
熱間圧延は粗圧延及び仕上げ圧延を含み、仕上げ圧延では、粗圧延で得られた複数の鋼板を接合したものを連続的に圧延してもよい。粗圧延板を一旦巻き取った後に仕上げ圧延を行ってもよい。巻取り温度は５００℃以上６５０℃以下とする。巻取り温度が６５０℃超では、生産性が劣化する。従って、巻取り温度は６５０℃以下とする。一方、巻取り温度が５００℃未満では、熱延鋼板の硬度が高くなりすぎて、その後に冷間圧延を行うことが困難になる。従って、巻取り温度は５００℃以上とする。
このようにして得られた熱延鋼板に、表面の酸化物を除去するため、酸洗を施す。酸洗は１回又は２回以上行う。酸洗により、熱延鋼板の表面の酸化物が除去され、化成処理性及びめっき性が向上する。
冷間圧延の圧下率が３０％未満では、冷延鋼板の形状を平坦に保つことが困難であったり、十分な延性が得られなかったりすることがある。従って、冷間圧延の圧下率は３０％以上とする。一方、冷間圧延の圧下率が８０％超では、圧延荷重が過大になり、冷間圧延が困難になる。従って、冷間圧延の圧下率は８０％以下とする。
冷延鋼板を連続焼鈍ラインやめっきラインで通板する場合における加熱速度は特に制約されない。
焼鈍では、Ａｃ１点以上Ａｃ３点以下の最高加熱温度に１０秒間以上保持することで、オーステナイトを生成する。オーステナイトは、後の冷却を通じてフェライト、グラニュラーベイナイト、ベイナイト又はマルテンサイトに変態する。最高加熱温度がＡｃ１点未満であったり、保持時間が１０秒未満であったりすると、オーステナイトが十分に生成されない。一方、最高加熱温度がＡｃ３点超では、フェライトが得られず延性が不足する。従って、最高加熱温度はＡｃ１点以上Ａｃ３点以下、保持時間は１０秒間以上とする。
最高加熱温度からの冷却において、Ａｒ３点から６５０℃までの温度域での平均冷却速度（第１の平均冷却速度）は０．５℃／秒〜５０℃／秒とする。平均冷却速度が０．５℃／秒未満では、冷却過程においてオーステナイトからフェライト又はパーライトが過度に生成する。その結果、十分なマルテンサイトの面積分率を確保するのが困難となり、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を得ることが困難となる。平均冷却速度を大きくしても、材質上問題はないが、過度に平均冷却速度を上げると製造コストの上昇を招くため、平均冷却速度は５０℃／秒以下とする。冷却方法については、ロール冷却、空冷若しくは水冷又はこれらの併用のいずれでもよい。
６５０℃から４５０℃の平均冷却速度（第２の平均冷却速度）を０．５℃／秒〜５℃／秒とすることで適当な面積分率のグラニュラーベイナイトを生成することができる。上記のように、グラニュラーベイナイトは、複数のベイニティックフェライトが、それらの界面に存在する転位が回復して一つの塊になった組織である。このような転位の回復を６５０℃以下の温度域で生じさせることができる。しかし、この温度域での冷却速度が５℃／秒超では、転位を十分に回復させることができず、グラニュラーベイナイトの面積分率が不足することがある。従って、この温度域での冷却速度は５℃／秒以下とする。一方、この温度域での冷却速度が０．５℃／秒未満では、グラニュラーベイナイト及びベイナイトの面積分率が過多となり、１１８０ＭＰａ以上の引張強度に必要なマルテンサイトを得るのが困難となる。従って、この温度域での冷却速度は０．５℃／秒以上とする。冷却方法は、連続冷却、傾斜冷却若しくは等温保持又はこれらの併用のいずれでもよい。
このようにして、本発明の実施形態に係る鋼板を製造することができる。
鋼板に、電気めっき処理、蒸着めっき処理等のめっき処理を行ってもよく、更に、めっき処理後に合金化処理を行ってもよい。鋼板に、有機皮膜の形成、フィルムラミネート、有機塩類／無機塩類処理、ノンクロム処理等の表面処理を行ってもよい。
めっき処理として鋼板に溶融亜鉛めっき処理を行う場合、例えば、鋼板の温度を、亜鉛めっき浴の温度より４０℃低い温度以上で、かつ亜鉛めっき浴の温度より５０℃高い温度以下の温度に加熱又は冷却し、亜鉛めっき浴を通板する。溶融亜鉛めっき処理により、表面に溶融亜鉛めっき層を備えた鋼板、すなわち溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。溶融亜鉛めっき層は、例えば、Ｆｅ：７質量％以上１５質量％以下、並びに残部：Ｚｎ、Ａｌ及び不純物で表される化学組成を有する。
溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を行う場合、例えば、溶融亜鉛めっき鋼板を４６０℃以上６００℃以下の温度に加熱する。この温度が４６０℃未満では、合金化が不足することがある。この温度が６００℃超では、合金化が過剰となって耐食性が劣化することがある。合金化処理により、表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備えた鋼板、すなわち合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
（第１の試験）
第１の試験では、表１〜表２に示す化学組成を有するスラブを製造し、このスラブを熱間圧延して熱延鋼板を得た。表１〜表２中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はＦｅ及び不純物である。表２中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
次いで、熱延鋼板の酸洗、冷間圧延及び焼鈍を行って鋼板を得た。熱間圧延、冷間圧延及び焼鈍の条件を表３〜表７に示す。表３〜表７中の下線は、その数値が本発明に係る鋼板の製造に適した範囲から外れていることを示す。
その後、各鋼板におけるフェライトの面積分率ｆＦ、マルテンサイトの面積分率ｆＭ、グラニュラーベイナイトの面積分率ｆＧＢ、ベイナイトの面積分率ｆＢ、パーライトの面積分率ｆＰ及び残留オーステナイトの面積分率ｆＲ−γを測定した。この結果を表８〜表１２に示す。この結果に関する表８〜表１２中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
そして、各鋼板の引張試験、穴広げ試験及び曲げ試験を行った。引張試験では、鋼板から圧延方向に直角に日本工業規格ＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４２に準拠して引張強度ＴＳ及び全伸びＥＬを測定した。穴広げ試験では、ＪＩＳＺ２２５６の記載に従って穴広げ率λを測定した。曲げ試験では、ドイツ自動車工業会（Verband der Automobilindustrie：ＶＤＡ）の規格２３８−１００の規定に準拠する試験を行い、ＶＤＡ曲げ角αを測定した。これらの結果も表８〜表１２に示す。これらの結果に関する表８〜表１２中の下線は、その数値が望ましい範囲から外れていることを示す。ここでいう望ましい範囲とは、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上、ＥＬが１０％以上、λが２０％以上、ＶＤＡ曲げ角αが基準値α０以上である（厚さをｔ（ｍｍ）としたとき、α０＝７．６９ｔ２−３８．４ｔ＋１０９）。
表８〜表１０に示すように、本発明範囲内にある試料では、高い強度、優れた伸び及び穴広げ性を得ることができた。
試料Ｎｏ．７１では、Ｃ含有量が低すぎたため、引張強度が低かった。試料Ｎｏ．７２では、Ｃ含有量が高すぎたため、穴広げ率が低かった。試料Ｎｏ．７３では、Ｓｉ含有量が低すぎたため、引張強度が低かった。試料Ｎｏ．７４では、Ｓｉ含有量が高すぎたため、引張強度が低かった。試料Ｎｏ．７５では、Ｍｎ含有量が低すぎたため、引張強度及び穴広げ率が低かった。試料Ｎｏ．７６では、Ｍｎ含有量が高すぎたため、穴広げ率及びＶＤＡ曲げ角が低かった。試料Ｎｏ．７７では、Ｐ含有量が高すぎたため、引張強度、伸び、穴広げ率及びＶＤＡ曲げ角が低かった。試料Ｎｏ．７８では、Ｓ含有量が高すぎたため、引張強度及び穴広げ率が低かった。試料Ｎｏ．７９では、Ａｌ含有量が低すぎたため、引張強度、伸び及び穴広げ率が低かった。試料Ｎｏ．８０では、Ａｌ含有量が高すぎたため、引張強度、伸び、穴広げ率及びＶＤＡ曲げ角が低かった。試料Ｎｏ．８１では、Ｎ含有量が高すぎたため、穴広げ率が低かった。試料Ｎｏ．８２では、Ｏ含有量が高すぎたため、穴広げ率及びＶＤＡ曲げ角が低かった。
試料Ｎｏ．８３では、Ｃｒ含有量が高すぎたため、穴広げ率が低かった。試料Ｎｏ．８４では、Ｍｏ含有量が高すぎたため、穴広げ率が低かった。試料Ｎｏ．８５では、Ｎｉ含有量が高すぎたため、穴広げ率が低かった。試料Ｎｏ．８６では、Ｃｕ含有量が高すぎたため、引張強度及び穴広げ率が低かった。試料Ｎｏ．８７では、Ｎｂ含有量が高すぎたため、引張強度及び穴広げ率が低かった。試料Ｎｏ．８８では、Ｔｉ含有量が高すぎたため、引張強度、伸び、穴広げ率及びＶＤＡ曲げ角が低かった。試料Ｎｏ．８９では、Ｖ含有量が高すぎたため、穴広げ率及びＶＤＡ曲げ角が低かった。試料Ｎｏ．９０では、Ｂ含有量が高すぎたため、引張強度、伸び、穴広げ率及びＶＤＡ曲げ角が低かった。試料Ｎｏ．９１では、Ｃａ含有量が高すぎたため、伸び、穴広げ率及びＶＤＡ曲げ角が低かった。試料Ｎｏ．９２では、Ｍｇ含有量が高すぎたため、引張強度、穴広げ率及びＶＤＡ曲げ角が低かった。試料Ｎｏ．９３では、ＲＥＭ含有量が高すぎたため、伸び、穴広げ率及びＶＤＡ曲げ角が低かった。
試料Ｎｏ．９４では、スラブ加熱温度が低すぎ、熱間圧延中に割れが発生してしまい、その後の通板ができなかった。試料Ｎｏ．９５では、仕上げ圧延の終了温度が低すぎたため、熱間圧延の途中で形状が悪化し、その後の通板を行うことができなかった。試料Ｎｏ．９６では、巻取り温度が低すぎたため、熱延鋼板が過度に硬くなり、その後に冷間圧延を行うことができなかった。試料Ｎｏ．９７では、巻取り温度が高すぎ、マルテンサイトの面積分率が不足したため、伸び、穴広げ率及びＶＤＡ曲げ角が低かった。試料Ｎｏ．９８では、冷間圧延の圧下率が低すぎたため、冷間圧延の途中で形状が悪化し、その後の通板を行うことができなかった。試料Ｎｏ．９９では、冷間圧延の圧下率が高すぎたため、圧延荷重が過大になり、その後の通板を行うことができなかった。試料Ｎｏ．１００では、焼鈍の最高加熱温度が高すぎ、フェライトの面積分率が不足し、ベイナイトの面積分率が過剰であったため、伸びが低かった。試料Ｎｏ．１０１では、焼鈍の最高加熱温度が低すぎ、フェライト及びパーライトの面積分率が過剰であり、マルテンサイト及びグラニュラーベイナイトの面積分率が不足したため、引張強度及び穴広げ率が低かった。試料Ｎｏ．１０２では、最高加熱温度での保持時間が短すぎ、フェライト及びパーライトの面積分率が過剰であり、マルテンサイト及びグラニュラーベイナイトの面積分率が不足したため、引張強度、穴広げ率及びＶＤＡ曲げ角が低かった。試料Ｎｏ．１０３では、最高加熱温度での保持時間が短すぎ、パーライトの面積分率が過剰であり、グラニュラーベイナイトの面積分率が不足したため、引張強度が低かった。試料Ｎｏ．１０４では、第１の平均冷却速度が低すぎ、フェライトの面積分率が過剰であり、マルテンサイトの面積分率が不足したため、引張強度が低かった。試料Ｎｏ．１０５では、第１の平均冷却速度が高すぎ、フェライトの面積分率が不足し、グラニュラーベイナイト及びパーライトの面積分率が過剰であったため、引張強度及びＶＤＡ曲げ角が低かった。試料Ｎｏ．１０６では、第２の平均冷却速度が低すぎ、マルテンサイトの面積分率が不足したため、引張強度、穴広げ率及びＶＤＡ曲げ角が低かった。試料Ｎｏ．１０７では、第２の平均冷却速度が低すぎ、マルテンサイト及びグラニュラーベイナイトの面積分率が不足し、ベイナイトの面積分率が過剰であったため、引張強度及びＶＤＡ曲げ角が低かった。試料Ｎｏ．１０８では、第２の平均冷却速度が高すぎ、マルテンサイト及びグラニュラーベイナイトの面積分率が不足し、ベイナイトの面積分率が過剰であったため、引張強度、穴広げ率及びＶＤＡ曲げ角が低かった。
本発明は、例えば、自動車部品に好適な鋼板に関連する産業に利用することができる。
ベイナイトは、例えば、ＦＥ−ＳＥＭ観察により同定することができる。この方法では、例えば、鋼板の表面からの深さが当該鋼板の厚さの１／８から３／８までの領域を観察対象とし、腐食にナイタール試薬を用いる。そして、下記のように、セメンタイトの位置及びバリアントに基づいて、ベイナイトを同定する。ベイナイトは上部ベイナイトおよび下部ベイナイトを含む。上部ベイナイトは、ラス状のベイニティックフェライトの界面にセメンタイト又は残留オーステナイトを含む。下部ベイナイトは、ラス状のベイニティックフェライトの内部にセメンタイトを含む。ベイニティックフェライトとセメンタイトとの間の結晶方位の関係が１種類であるため、下部ベイナイトに含まれるセメンタイトは同一のバリアントを持つ。このようなセメンタイトの位置及びバリアントに基づいてベイナイトを同定し、これらの面積分率を特定することができる。
（Ｃｒ：０．００％〜１．００％、Ｍｏ：０．００％〜１．００％、Ｎｉ：０．００％〜１．００％、Ｃｕ：０．００％〜１．００％）
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ及びＣｕは、冷間圧延後の焼鈍又はめっきの際のフェライト変態を抑制し、強度の向上に寄与する。従って、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ若しくはＣｕ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、好ましくは、Ｃｒ含有量は０．１０％以上とし、Ｍｏ含有量は０．０１％以上とし、Ｎｉ含有量は０．０５％以上とし、Ｃｕ含有量は０．０５％以上とする。しかし、Ｃｒ含有量が１．００％超であるか、Ｍｏ含有量が１．００％超であるか、Ｎｉ含有量が１．００％超であるか、若しくはＣｕ含有量が１．００％超であると、フェライトの面積分率が過少となって十分な伸びが得られない。このため、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量、Ｎｉ含有量及びＣｕ含有量はいずれも１．００％以下とする。つまり、Ｃｒ：０．１０％〜１．００％、Ｍｏ：０．０１％〜１．００％、Ｎｉ：０．０５％〜１．００％、若しくはＣｕ：０．０５％〜１．００％、又はこれらの任意の組み合わせが満たされることが好ましい。
（Ｎｂ：０．０００％〜０．３０％、Ｔｉ：０．０００％〜０．３０％、Ｖ：０．０００％〜０．５０％）
Ｎｂ、Ｔｉ及びＶは、冷間圧延後の焼鈍等においてオーステナイトを細粒化することにより、オーステナイトの粒界面積を増加させ、フェライト変態を促進させる。従って、Ｎｂ、Ｔｉ若しくはＶ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、好ましくは、Ｎｂ含有量は０．００５％以上とし、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とし、Ｖ含有量は０．００５％以上とする。しかし、Ｎｂ含有量が０．３０％超であるか、Ｔｉ含有量が０．３０％超であるか、Ｖ含有量が０．５０％超であると、フェライトの面積分率が過剰となって十分な引張強度が得られない。このため、Ｎｂ含有量は０．３０％以下とし、Ｔｉ含有量は０．３０％以下とし、Ｖ含有量は０．５０％以下とする。つまり、Ｎｂ：０．００５％〜０．３０％、Ｔｉ：０．００５％〜０．３０％、若しくはＶ：０．００５％〜０．５０％、又はこれらの任意の組み合わせが満たされることが好ましい。
めっき処理として鋼板に溶融亜鉛めっき処理を行う場合、例えば、鋼板を、亜鉛めっき浴の温度より４０℃低い温度以上で、かつ亜鉛めっき浴の温度より５０℃高い温度以下の温度に加熱又は冷却し、亜鉛めっき浴に通板する。溶融亜鉛めっき処理により、表面に溶融亜鉛めっき層を備えた鋼板、すなわち溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。溶融亜鉛めっき層は、例えば、Ｆｅ：７質量％以上１５質量％以下、並びに残部：Ｚｎ、Ａｌ及び不純物で表される化学組成を有する。

Claims (5)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０９％〜０．１５％、
    Ｓｉ：０．２％〜２．５％、
    Ａｌ：０．０１％〜１．００％、
    Ｍｎ：１．０％〜３．０％、
    Ｐ：０．０２％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ｎ：０．００７％以下、
    Ｏ：０．００６％以下、
    Ｃｒ：０．００％〜１．００％、
    Ｍｏ：０．００％〜１．００％、
    Ｂ：０．００００％〜０．０１０％、
    Ｎｂ：０．０００％〜０．３０％、
    Ｔｉ：０．０００％〜０．３０％、
    Ｎｉ：０．００％〜１．００％、
    Ｃｕ：０．００％〜１．００％、
    Ｖ：０．０００％〜０．５０％、
    Ｍｇ：０．００００％〜０．０４％、
    ＲＥＭ：０．００００％〜０．０４％、かつ
    残部：Ｆｅ及び不純物、
    で表される化学組成を有し、
    面積分率で、
    フェライト：３０％〜５０％、
    グラニュラーベイナイト：５％〜２０％、
    マルテンサイト：３０％〜５５％、
    ベイナイト：３５％未満、かつ
    残留オーステナイト及びパーライト：合計で１０％以下、
    で表される金属組織を有することを特徴とする鋼板。
  2. 引張強度が１１８０ＭＰａ以上であり、
    伸びが１０％以上であり、かつ
    穴広げ値が２０％以上であることを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
  3. 厚さをｔ（ｍｍ）としたときのＶＤＡ曲げ角が「７．６９ｔ２−３８．４ｔ＋１０９」以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載の鋼板。
  4. 表面に溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の鋼板。
  5. 表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の鋼板。
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