WO2017169939A1 - 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、熱処理板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法 - Google Patents

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、熱処理板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法 Download PDF

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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
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    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
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    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
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    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
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    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y10T428/12972—Containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]

Definitions

  • the present invention relates to a thin steel plate and a plated steel plate, a hot rolled steel plate manufacturing method, a cold rolled full hard steel plate manufacturing method, a heat treated plate manufacturing method, a thin steel plate manufacturing method, and a plated steel plate manufacturing method.
  • CTS Cross tensile strength
  • a dual-phase steel (DP steel) having a ferrite-martensite structure is known as a high-strength thin steel sheet having a low yield ratio that has both formability and high strength.
  • Composite structure steel in which the main phase is ferrite and martensite is dispersed has a low yield ratio, high TS and excellent elongation, but stress is concentrated at the interface between ferrite and martensite, and cracks are likely to occur. Therefore, there is a drawback that the hole expandability is inferior.
  • Patent Document 1 discloses a high-strength steel sheet for automobiles that achieves both collision safety and formability by controlling the space factor and average crystal grain size of the entire structure of ferrite and martensite.
  • Patent Document 2 high strength with improved elongation and stretch flangeability is achieved by controlling the space factor of the fine ferrite having an average particle size of 3 ⁇ m or less and martensite having an average particle size of 6 ⁇ m or less with respect to the entire structure.
  • a steel sheet is disclosed.
  • Patent Document 3 discloses a hot dip galvanized steel sheet containing bainite in a steel structure in an amount of 5 to 49%.
  • Patent Document 1 the average crystal grain size of ferrite and martensite is specified, but sufficient hole expandability for press molding cannot be secured.
  • Patent Document 2 since the volume ratio of martensite is remarkably large, the elongation is insufficient with respect to strength.
  • Patent Document 3 since YR is high, spring back and the like are likely to occur after processing.
  • an object of the present invention is to provide a plated steel sheet having the above characteristics and a method for producing the same, to provide a thin steel sheet necessary for obtaining the plated steel sheet, and to obtain the plated steel sheet.
  • Another object of the present invention is to provide a method for producing a hot-rolled steel plate, a method for producing a cold-rolled full hard steel plate, a method for producing a heat-treated plate, and a method for producing a thin steel plate.
  • the present inventors have controlled the volume ratio of each phase of the steel structure in order to improve elongation, hole expansibility and spot weldability (CTS) while ensuring a low yield ratio. And it was found that it is important to control the average crystal grain size of a specific phase. It has been found that these controls have a high hole expandability and can sufficiently secure CTS after spot welding.
  • the present invention is based on the above findings.
  • the inventors adjusted the volume ratio of the soft phase and the hard phase, which are the void generation sources, and further refined the crystal grains, while containing hard martensite.
  • CTS is improved because the nugget end after spot welding is further refined and toughness is improved while ensuring strength and hole expandability.
  • Mn addition is necessary.
  • at least one of Cr and Mo which are other quenching elements, is added to secure the amount of martensite.
  • V, Ti and Nb for crystal grain refinement, it is possible to obtain a fine steel structure while ensuring sufficient hardenability for martensite generation.
  • the present invention provides the following.
  • C 0.05 to 0.12%, Si: 0.80% or less, Mn: 1.30 to 2.10%, P: 0.001 to 0.050%, S: 0.005% or less, Al: 0.01 to 0.10%, N: 0.010% or less, Cr: 0.05 to 0.50% and Mo: 0.05 to 0.50 1 or more selected from Ti: 0.01 to 0.10%, Nb: 0.01 to 0.10% and V: 0.01 to 0.10% Containing the above, with the balance being composed of Fe and inevitable impurities, and by volume, 70 to 90% ferrite, 5 to 20% martensite, 5% or less residual austenite, 10% or less bainite, Contains 5% or less of pearlite, and the ferrite has an average crystal grain size of 20 ⁇ m or less.
  • a steel structure having an average crystal grain size of martensite of 5 ⁇ m or less, an average crystal grain size of the retained austenite of 5 ⁇ m or less, and an average crystal grain size of the bainite of 7 ⁇ m or less, and a tensile strength of 590 MPa or more.
  • a thin steel sheet characterized by that.
  • the component composition further includes, in mass%, Cu: 0.50% or less, Ni: 0.50% or less, B: 0.01% or less, and the total of Ca and / or REM: 0.005
  • the first average cooling rate up to the cooling stop temperature is 50 ° C./s or more and the cooling stop temperature is 750 ° C. or less.
  • the second cooling is performed under the condition that the second average cooling rate up to the coiling temperature is 5 ° C./s or more and less than 50 ° C./s, and after the second cooling, the winding is performed at 650 ° C. or less.
  • a method for producing a cold-rolled full hard steel sheet characterized by pickling and cold rolling the hot-rolled steel sheet obtained by the production method according to [6].
  • the cold-rolled full hard steel sheet obtained by the production method described in [6] is heated under the conditions where the dew point in the temperature range of 600 ° C. or higher is ⁇ 40 ° C. or lower and the maximum temperature is 730 to 880 ° C.
  • the holding time is 15 to 600 s at the maximum attained temperature, and after the holding, the cooling is performed under the condition that the average cooling rate to the cooling stop temperature is 2 to 30 ° C./s and the cooling stop temperature is 650 ° C. or less.
  • [8] A method for producing a heat-treated plate, characterized in that the cold-rolled full hard steel plate obtained by the production method according to [6] is heated and cooled under conditions of a heating temperature of 700 to 900 ° C.
  • a method for producing a plated steel sheet comprising a plating step of plating the surface of the thin steel sheet obtained by the production method according to [7] or [9].
  • the plated steel sheet obtained by the present invention has a low yield ratio, a high tensile strength (tensile strength) and a high elongation, and has excellent hole expandability and excellent spot weldability.
  • a low yield ratio means a yield ratio of 65% or less
  • a high tensile strength means a tensile strength of 590 MPa or more
  • a high elongation means an elongation of 28% or more
  • excellent hole expansibility is a hole expansion ratio.
  • Means 50% or more, and excellent spot weldability means that when spot welding is performed with two sheet thicknesses of 1.2 mm, the CTS when the nugget diameter is 5.5 mm is 9.0 kN or more.
  • the tensile strength is preferably less than 780 MPa, more preferably 750 MPa or less.
  • the thin steel plate of this invention the manufacturing method of a hot-rolled steel plate, the manufacturing method of a cold-rolled full hard steel plate, the manufacturing method of a heat processing board, and the manufacturing method of a thin steel plate are intermediate
  • a manufacturing method of a product or an intermediate product it contributes to the above-described improvement in properties of the plated steel sheet.
  • the present invention is a thin steel plate and a plated steel plate, a method for producing a hot-rolled steel plate, a method for producing a cold-rolled full hard steel plate, a method for producing a heat-treated plate, a method for producing a thin steel plate, and a method for producing a plated steel plate.
  • the thin steel plate of the present invention is an intermediate product for obtaining the plated steel plate of the present invention.
  • a plated steel sheet is obtained through a manufacturing process of forming a hot-rolled steel sheet, a cold-rolled full hard steel sheet, and a thin steel sheet.
  • a plated steel sheet is obtained through a manufacturing process of forming a hot-rolled steel sheet, a cold-rolled full hard steel sheet, a heat-treated sheet, and a thin steel sheet.
  • the thin steel plate of the present invention is a thin steel plate in the above process.
  • the manufacturing method of the hot-rolled steel sheet of the present invention is a manufacturing method until obtaining the hot-rolled steel sheet in the above process.
  • the method for producing a cold-rolled full hard steel plate according to the present invention is a method for obtaining a cold-rolled full hard steel plate from a hot-rolled steel plate in the above process.
  • the method for producing a heat-treated plate according to the present invention is a method for obtaining a heat-treated plate from a cold-rolled full hard steel plate in the above process in the case of the two-time method.
  • the manufacturing method of the thin steel plate of the present invention is a manufacturing method until obtaining a thin steel plate from a cold-rolled full hard steel plate in the case of the one-time process, and until obtaining a thin steel plate from a heat-treated plate in the case of the two-time method. It is a manufacturing method.
  • the method for producing a plated steel sheet according to the present invention is a process for obtaining a plated steel sheet from a thin steel sheet in the above process.
  • the component compositions of hot-rolled steel sheet, cold-rolled full hard steel sheet, heat-treated sheet, thin steel sheet and plated steel sheet are common, and the steel structures of thin steel sheet and plated steel sheet are common.
  • a thin steel plate, a plated steel plate, and a manufacturing method are common.
  • the plated steel sheet and the like of the present invention are, in mass%, C: 0.05 to 0.12%, Si: 0.80% or less, Mn: 1.30 to 2.10%, P: 0.001 to 0.00. 050%, S: 0.005% or less, Al: 0.01 to 0.10%, N: 0.010% or less, Cr: 0.05 to 0.50% and Mo: 0.005% or less.
  • One or more selected from the group consisting of Fe and unavoidable impurities are included in the balance.
  • the above component composition is further in mass%, Cu: 0.50% or less, Ni: 0.50% or less, B: 0.01% or less, and the total of Ca and / or REM: 0.005%
  • % representing the content of a component means “mass%”.
  • C 0.05 to 0.12% C is an element effective for increasing the strength of a steel sheet.
  • C also forms a second phase that is a phase other than ferrite (specifically, the second phase is bainite, retained austenite, martensite, pearlite, spherical cementite, non-recrystallized ferrite, etc.). Contributes to increasing the hardness of martensite. If the C content is less than 0.05%, it is difficult to ensure the required volume ratio of martensite.
  • the C content is preferably 0.06% or more, more preferably 0.07% or more.
  • the C content is preferably 0.11% or less, more preferably 0.10% or less.
  • Si 0.80% or less Si strengthens the solid solution of ferrite and reduces the hardness difference between the ferrite and the hard phase. For this reason, Si contributes to an increase in the hole expansion rate. However, since Si is concentrated on the steel sheet surface as an oxide during annealing, the plating property is deteriorated. Therefore, the content is made 0.80% or less.
  • a preferable Si content is 0.60% or less.
  • a more preferable Si content is 0.48% or less.
  • the Si content is more preferably 0.45% or less, and most preferably 0.40% or less.
  • the lower limit of the Si content is not particularly limited, but the Si content is preferably 0.05% or more from the viewpoint of the hole expansion rate.
  • Mn 1.30-2.10%
  • Mn is an element that contributes to increasing the strength by forming solid solution strengthening and the second phase. Moreover, it is a component necessary for forming martensite to reduce the yield ratio. In order to obtain the effect, it is necessary to contain 1.30% or more of Mn. On the other hand, when Mn is contained excessively, the hole expandability deteriorates. Furthermore, the generation of inclusions such as MnS and the segregation of P and S in the freezing point depression at the nugget end during spot welding are promoted. Therefore, the Mn content is 2.10% or less. Preferable Mn content is 2.05% or less, More preferably, it is less than 2.00%.
  • P 0.001 to 0.050% P contributes to high strength by solid solution strengthening.
  • the alloying speed can be controlled when the plating layer is alloyed, and the plating property can be controlled.
  • P content is set to 0.050% or less.
  • it is 0.040% or less.
  • the upper limit of the S content is 0.005%. Preferably, it is 0.004% or less.
  • the lower limit of the S content is not particularly limited, but if the S content is excessively reduced, the steelmaking cost increases, so the S content is preferably 0.0003% or more.
  • Al 0.01 to 0.10%
  • Al is an element necessary for deoxidation, and in order to obtain this effect, it is necessary to contain 0.01% or more of Al.
  • Al has the effect of suppressing cementite precipitation during the bainite transformation. Due to this suppression, excessive austenite is generated, and the hole expandability deteriorates. Therefore, the upper limit of the Al content is 0.10%.
  • a preferable Al content is 0.08% or less.
  • N 0.010% or less Since N forms coarse nitrides and deteriorates hole expansibility, it is necessary to suppress the content thereof. If the N content exceeds 0.010%, this tendency becomes significant, so the N content is set to 0.010% or less. A preferable N content is 0.005% or less.
  • the lower limit of the N content is not particularly limited, but is preferably 0.0005% or more from the viewpoint of steelmaking cost.
  • the component composition of the plated steel sheet or the like of the present invention contains one or two of the following components in addition to the above components.
  • Cr 0.05-0.50% Cr is an element that contributes to the formation of martensite and thereby contributes to a low yield ratio and high strength, and also greatly contributes to improving the hardenability for reducing Mn segregation.
  • the Cr content needs to be 0.05% or more. Preferably it is 0.10% or more.
  • the Cr content is 0.50% or less. Preferably it is 0.40% or less, More preferably, it is 0.35% or less.
  • Mo 0.05 to 0.50% Mo, like Cr, can improve the hardenability and generate martensite to contribute to lower yield ratio and higher strength. Furthermore, it also partially generates carbides and contributes to higher strength. It is. In order to exhibit the effect, it is necessary to make Mo content 0.05% or more. Preferably it is 0.10% or more. On the other hand, if the Mo content exceeds 0.50%, the martensite is excessively generated, so that the hole expandability is deteriorated. Therefore, the content is made 0.50% or less. Preferably it is 0.40% or less, More preferably, it is 0.30% or less.
  • the component composition of the plated steel sheet and the like of the present invention contains one or more of the following components in addition to the above components.
  • Ti 0.01 to 0.10% Ti is an element that contributes to refinement of the steel structure and further contributes to the increase in strength because it forms fine carbonitrides and has the effect of suppressing nucleation during annealing.
  • the lower limit value of the Ti content is set to 0.01%.
  • a preferred lower limit is 0.03%.
  • Ti when Ti is added in a large amount, the elongation is remarkably lowered and the yield strength is significantly increased by precipitation strengthening, so the content is made 0.10% or less. Preferably it is 0.07% or less.
  • Nb 0.01 to 0.10% Nb, like Ti, can contribute to the refinement of the steel sheet structure and contribute to the strength increase by forming fine carbides.
  • the Nb content is set to 0.01% or more. Preferably it is 0.03% or more.
  • the content is made 0.10% or less. Preferably it is 0.07% or less.
  • V 0.01 to 0.10% V, like Ti, can contribute to the refinement of the steel structure by forming fine carbides, and can further contribute to the increase in strength.
  • the V content is 0.01% or more. Preferably it is 0.03% or more.
  • the V content is 0.10% or less. Preferably it is 0.07% or less.
  • the component composition of the plated steel sheet and the like of the present invention may contain one or more of the following components in addition to the above components.
  • Cu 0.50% or less Cu contributes to high strength by solid solution strengthening. Moreover, Cu contributes to high intensity
  • Ni 0.50% or less
  • Ni like Cu, contributes to high strength by solid solution strengthening. Ni also contributes to increasing the strength by generating the second phase.
  • Ni can be added as necessary.
  • the Ni content is preferably 0.01% or more.
  • Ni when Ni is added simultaneously with Cu, Ni has an effect of suppressing surface defects caused by Cu. Therefore, it is effective to add Ni when Cu is added.
  • the content is preferably 0.50% or less. More preferably, it is 0.05% or less.
  • B 0.01% or less B is an element that improves the hardenability and contributes to increasing the strength by generating the second phase, and can be added as necessary. In order to exhibit this effect, it is preferable to contain B by 0.0002% or more. On the other hand, since the effect is saturated even if B is contained in excess of 0.01%, its content is preferably 0.01% or less.
  • Total of Ca and / or REM are elements that contribute to the improvement of the negative effect of sulfide on spheroidizing and expanding the hole shape, if necessary. Can do. In order to exhibit these effects, it is preferable that the total content of these elements (the content of that element when only one element is contained) be 0.0005% or more. On the other hand, since the effect is saturated even if these elements are contained in excess of 0.005%, the total content is preferably 0.005% or less.
  • Inevitable impurities include, for example, Sb, Sn, Zn, Co and the like.
  • the allowable ranges of these contents are Sb: 0.01% or less, Sn: 0.10% or less, Zn: 0.0. 10% or less, Co: 0.10% or less.
  • Sb 0.01% or less
  • Sn 0.10% or less
  • Zn 0.0. 10% or less
  • Co 0.10% or less.
  • this invention even if it contains Ta, Mg, and Zr within the range of a normal steel composition, the effect will not be lost.
  • the steel structure of the plated steel sheet of the present invention has a volume ratio of 70 to 90% for ferrite, 5 to 20% for martensite, 5% or less (including 0%) for retained austenite, and 10% or less for bainite (0 ), 5% or less (including 0%) of pearlite, the average crystal grain size of ferrite is 20 ⁇ m or less, the average crystal grain size of martensite is 5 ⁇ m or less, the average crystal grain size of retained austenite is 5 ⁇ m or less, The average crystal grain size of bainite is 7 ⁇ m or less.
  • the volume ratio described here is a volume fraction with respect to the whole steel sheet, and so on. Moreover, a volume ratio, an average particle diameter, etc. mean the value obtained by the method as described in an Example.
  • the average crystal grain size (average grain size) of ferrite is 20 ⁇ m or less.
  • the volume fraction of ferrite is less than 70%, there are many hard second phases, so there are places where the hardness difference between the soft ferrite and the second phase is large. There are many, and the hole expandability decreases. Therefore, the volume ratio of ferrite is 70% or more. Preferably it is 75% or more. If the volume fraction of ferrite exceeds 90%, the hard second phase decreases and it becomes difficult to ensure the tensile strength. Therefore, the upper limit of the volume fraction of ferrite is 90%.
  • the average grain size of ferrite exceeds 20 ⁇ m, voids are likely to be formed on the punched end face during hole expansion, and not good hole expandability can be obtained. Since the particle size becomes coarse, the stress concentrates locally at the end of the nugget and CTS is lowered. For this reason, the average particle diameter of a ferrite shall be 20 micrometers or less.
  • the lower limit of the average particle diameter of ferrite is not particularly limited, but exceeds 4 ⁇ m, more preferably 5 ⁇ m or more, still more preferably more than 6 ⁇ m, and most preferably 7 ⁇ m or more.
  • the volume fraction of retained austenite exceeds 5%, it transforms into hard martensite during punching and becomes the starting point for void formation. Therefore, the upper limit of the volume ratio is 5%.
  • the retained austenite may be less than 4% or 3% or less. Further, since the ductility can be ensured by another configuration, the volume ratio may be 0%. When this phase is included and the average crystal grain size of this phase exceeds 5 ⁇ m, cracks tend to propagate through the martensite interface transformed during the punching process, and the hole expandability decreases.
  • the upper limit of the average crystal grain size is 5 ⁇ m.
  • a preferable average crystal grain size is 3 ⁇ m or less.
  • the average crystal grain size of retained austenite is usually 1 ⁇ m or more. In the present invention, as described above, the retained austenite may not be contained, and the average crystal grain size of the retained austenite in that case is 0 ⁇ m.
  • the volume ratio of martensite is 5 ⁇ m or less
  • the volume ratio of martensite needs to be 5% or more. Preferably it is 8% or more.
  • the volume ratio of hard martensite is 20% or less. Preferably it is 18% or less, More preferably, it is 15% or less. More preferably it is less than 15%, most preferably 14% or less.
  • the average crystal grain size of martensite is set to 5 ⁇ m or less. In the present invention, the average crystal grain size of martensite is usually 0.4 ⁇ m or more.
  • bainite 10% or less of bainite
  • the average crystal grain size of bainite is 7 ⁇ m or less
  • bainite which is intermediate between ferrite and martensite, suppresses the formation of voids during punching.
  • the volume fraction of bainite exceeds 10%, the yield strength is increased due to the high dislocation density, and it is difficult to obtain a desired yield ratio. Therefore, the upper limit of the volume ratio of bainite is 10%.
  • the volume ratio may be 0%. Moreover, 1% or more may be sufficient.
  • the average crystal grain size of bainite is usually 1 ⁇ m or more. In the present invention, as described above, bainite may not be contained, and the average crystal grain size of bainite in that case is 0 ⁇ m.
  • the volume fraction of a bainite phase here is a volume ratio of bainitic ferrite (ferrite with high dislocation density) in the observation surface. Moreover, although precipitation of cementite is observed in bainitic ferrite depending on the cooling temperature of annealing, the volume ratio including the cementite is shown.
  • the pearlite volume ratio may be 0%.
  • ferrite, bainite, martensite, retained austenite and pearlite in addition to ferrite, bainite, martensite, retained austenite and pearlite in the present invention, spherical cementite and non-recrystallized ferrite may be generated.
  • the content of other tissues is usually 5% or less.
  • the object of the present invention can be achieved if the above ferrite, bainite, martensite, retained austenite and pearlite volume fractions, ferrite, bainite, martensite, and retained austenite average crystal grain sizes are satisfied.
  • ⁇ Thin steel plate> The component composition and steel structure of the thin steel sheet are as described above. Moreover, although the thickness of a thin steel plate is not specifically limited, Usually, it is 0.4 mm or more and 3.2 mm or less.
  • the plated steel sheet of the present invention is a plated steel sheet provided with a plating layer on the thin steel sheet of the present invention.
  • the kind of plating layer is not specifically limited, For example, either a hot dipping layer and an electroplating layer may be sufficient.
  • the plating layer may be an alloyed plating layer.
  • the plated layer is preferably a galvanized layer.
  • the galvanized layer may contain Al or Mg. Further, hot dip zinc-aluminum-magnesium alloy plating (Zn—Al—Mg plating layer) is also preferable.
  • the Al content is 1% by mass or more and 22% by mass or less
  • the Mg content is 0.1% by mass or more and 10% by mass or less
  • the balance is Zn.
  • the Zn—Al—Mg plating layer in addition to Zn, Al, and Mg, one or more selected from Si, Ni, Ce, and La may be contained in a total amount of 1% by mass or less.
  • a plating metal is not specifically limited, Al plating etc. may be sufficient besides the above Zn plating.
  • Al plating etc. may be sufficient besides Zn plating.
  • the composition of the plating layer is not particularly limited and may be a general one.
  • a hot-dip galvanized layer or an alloyed hot-dip galvanized layer generally, Fe: 20% by mass or less, Al: 0.001% by mass to 1.0% by mass, and further, Pb, One or more selected from Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, and REM in total 0 to 3.5% by mass It is contained below, and the balance is composed of Zn and inevitable impurities.
  • a hot dip galvanized layer having a plating adhesion amount of 20 to 120 g / m 2 on one side, and an alloyed hot dip galvanized layer obtained by alloying it. This is because if it is less than 20 g / m 2 , it may be difficult to ensure corrosion resistance. On the other hand, if it exceeds 120 g / m 2 , the plating peel resistance may deteriorate.
  • the plated layer is a hot dip galvanized layer, the Fe content in the plated layer is less than 7% by mass.
  • the plated layer is an alloyed hot dip galvanized layer, the Fe content in the plated layer is 7%. ⁇ 20% by weight.
  • the method for producing a hot-rolled steel sheet comprises a steel material having the above-described composition, wherein the rolling reduction of the final pass of finish rolling is 12% or more, the rolling reduction of the pass before the final pass is 15% or more, and the finish rolling end temperature is Hot rolling is performed at a temperature of 850 to 950 ° C., and after the hot rolling, the first average cooling rate to the cooling stop temperature is 50 ° C./s or more and the first cooling is performed at a cooling stop temperature of 750 ° C. or less.
  • the second cooling is performed under the condition that the second average cooling rate up to the winding temperature is 5 ° C./s or more and less than 50 ° C./s, and the winding is performed at the winding temperature of 650 ° C. or less after the second cooling. It is a method to take.
  • the temperature is the steel sheet surface temperature unless otherwise specified.
  • the steel sheet surface temperature can be measured using a radiation thermometer or the like.
  • the steel slab (steel material) to be used is preferably manufactured by a continuous casting method in order to prevent macro segregation of components.
  • the steel material can also be produced by an ingot-making method or a thin slab casting method.
  • hot rolling after steel slab is cast, hot rolling can be started at 1150 to 1270 ° C. without reheating, or hot rolling can be started after reheating to 1150 to 1270 ° C. preferable.
  • the preferred conditions for hot rolling are first to hot-roll a steel slab at a hot rolling start temperature of 1150 to 1270 ° C.
  • after manufacturing the steel slab in addition to the conventional method of once cooling to room temperature and then reheating, it was charged into a heating furnace as it was without cooling, or heat was retained. Energy saving processes such as direct feed rolling and direct rolling in which rolling is performed immediately after casting or rolling after casting can be applied without any problem.
  • the rolling reduction of the final pass of finish rolling is 12% or more.
  • the rolling reduction of the pass before the final pass is 15% or more.
  • Setting the rolling reduction of the final pass of finish rolling to 12% or more introduces many shear bands in the austenite grains. However, this is necessary from the viewpoint of increasing the number of nucleation sites of the ferrite transformation after hot rolling and miniaturizing the hot-rolled sheet. Preferably it is 13% or more.
  • an upper limit is not specifically limited, 30% or less is preferable because the plate
  • the reduction ratio of the pass before the final pass increases the strain accumulation effect, introduces many shear bands in the austenite grains, further increases the nucleation sites of ferrite transformation, and This is necessary from the viewpoint of making the structure finer.
  • it is 15% or more.
  • an upper limit is not specifically limited, 30% or less is preferable because the plate
  • Finishing rolling finish temperature 850-950 ° C Hot rolling needs to be completed in the austenite single phase region in order to improve the elongation and hole expansion property after annealing by making the structure in the steel sheet uniform and reducing the anisotropy of the material. Therefore, the finish rolling end temperature is set to 850 ° C. or higher. On the other hand, if the finish rolling end temperature exceeds 950 ° C., the hot rolled structure becomes coarse and the properties after annealing deteriorate, so the finish rolling end temperature is set to 850 to 950 ° C.
  • the cooling is performed under the condition that the first average cooling rate up to the cooling stop temperature is 50 ° C./s or more and the cooling stop temperature is 750 ° C. or less.
  • the primary cooling is performed after the hot rolling is completed, while suppressing segregation of Mn in the steel sheet after annealing (heating after the cold rolling, cooling treatment), which will be described later, while fine carbonitrides of Ti, Nb, and V are formed.
  • Controlling the deposition state is an important control factor of the present invention.
  • the state of the structure of the hot-rolled steel sheet there is an effect of refining the final steel structure, mainly ferrite, retained austenite, bainite, and martensite. If the first cooling rate up to the cooling stop temperature is less than 50 ° C./s, the formation of Ti, Nb, V carbonitrides is accelerated so much that it becomes difficult to contribute to the refinement of the steel sheet.
  • the upper limit of the average cooling rate of primary cooling is not specifically limited, Usually, it is 200 degrees C / s or less.
  • the cooling stop temperature is preferably 600 ° C. or higher.
  • the cooling conditions for the primary cooling are as described above.
  • Secondary cooling As the secondary cooling, after the primary cooling, the cooling is performed under the condition that the second average cooling rate up to the coiling temperature is 5 ° C./s or more and less than 50 ° C./s.
  • the average cooling rate to the coiling temperature is less than 5 ° C / s, it is difficult to refine the steel structure after annealing.
  • the average cooling rate is 50 ° C./s or more, the time required for the pearlite nose increases, so that pearlite is excessively generated in the hot-rolled sheet structure, the steel sheet structure of the hot-rolled steel sheet becomes inhomogeneous, and after annealing. Hole expandability and spot weldability deteriorate.
  • the cooling stop temperature exceeds 650 ° C., Mn segregation is promoted, and thus the characteristics after annealing deteriorate.
  • the difference between the cooling stop temperature for primary cooling and the coiling temperature which is the cooling stop temperature for secondary cooling, is preferably 50 ° C. or more.
  • Winding temperature 650 ° C. or lower
  • the upper limit of the winding temperature is 650 ° C.
  • a preferable winding temperature is 630 ° C. or less.
  • the lower limit of the coiling temperature is not particularly specified, but if the coiling temperature becomes too low, hard martensite is excessively generated and the cold rolling load increases. Therefore, the coiling temperature is preferably 300 ° C or higher. .
  • the steel sheet After the winding, the steel sheet is cooled by air cooling or the like, and used for manufacturing the following cold-rolled full hard steel sheet.
  • a hot-rolled steel plate becomes a transaction object as an intermediate product, it is normally a transaction object in a cooled state after winding.
  • the manufacturing method of the cold-rolled full hard steel plate of this invention is a manufacturing method of the cold-rolled full hard steel plate which cold-rolls the hot-rolled steel plate obtained with the said manufacturing method.
  • Cold rolling conditions are appropriately set from the viewpoint of, for example, a desired thickness.
  • the rolling reduction of cold rolling is 95% or less.
  • pickling is performed before the cold rolling. What is necessary is just to set pickling conditions suitably.
  • ⁇ Manufacturing method of thin steel plate> There are two methods for producing a thin steel plate: a method of heating and cooling a cold-rolled full hard steel plate to produce a thin steel plate (one-time method), and heating and cooling the cold-rolled full hard steel plate to form a heat treated plate. There is a method (twice method) of manufacturing a thin steel sheet by heating and cooling. First, the one-time method will be described.
  • the heating conditions for the heating are not particularly limited, but the average heating rate is preferably in the range of 2 to 50 ° C./s. This is because when the average heating rate is less than 2 ° C./s, fine and uniformly dispersed austenite is not generated, and it becomes difficult to ensure good hole expansibility. In addition, when the average heating rate exceeds 50 ° C./s, there may be a temperature range for ⁇ formation without sufficiently proceeding with recrystallization, so that unrecrystallized ferrite may remain excessively.
  • Residence (holding) time at the highest temperature reached 15 to 600 s
  • the residence time is less than 15 s
  • the recrystallization of ferrite does not proceed sufficiently, and excess unrecrystallized ferrite exists in the steel structure, thereby degrading the formability.
  • the residence time exceeds 600 s, the ferrite becomes coarse and the hole expansion property deteriorates, so the residence time is set to 600 s or less.
  • the average cooling rate up to the cooling stop temperature is 2-30 ° C / s Cooling stop temperature is 650 ° C. or less After the above heating, it is necessary to cool at an average cooling rate up to the cooling stop temperature of 2 to 30 ° C./s. If the average cooling rate is less than 2 ° C./s, ferrite transformation proceeds during cooling and the martensite volume fraction decreases, so it is difficult to ensure strength and toughness. On the other hand, when the average cooling rate exceeds 30 ° C./s, martensite is excessively generated, and it is difficult to ensure ductility and hole expandability.
  • the cooling stop temperature needs to be 650 ° C. or lower as described above.
  • the cooling rate from 650 ° C. to the cooling stop temperature is not particularly limited. In general, the cooling stop temperature is 500 ° C. or higher.
  • the dew point in the temperature range of 600 ° C. or higher is set to ⁇ 40 ° C. or lower.
  • the lower limit of the dew point of the atmosphere is not particularly specified, but if it is less than ⁇ 80 ° C., the effect is saturated and disadvantageous in terms of cost, it is preferably ⁇ 80 ° C. or higher.
  • the temperature in the above temperature range is based on the steel sheet surface temperature. That is, when the steel sheet surface temperature is in the above temperature range, the dew point is adjusted to the above range.
  • a thin steel plate when a thin steel plate becomes a transaction object, it is cooled to room temperature after the above cooling or temper rolling described later, and becomes a transaction object.
  • a cold-rolled full hard steel plate is heated to obtain a heat treatment plate.
  • the manufacturing method for obtaining the heat treated plate is the method for producing the heat treated plate of the present invention.
  • the heating for obtaining the heat treatment plate is heating under the condition that the heating temperature is 700 to 900 ° C. By performing this heating, it is possible to alleviate Mn segregation in the steel sheet. Therefore, the heating temperature is set to 700 to 900 ° C. If it is less than 700 degreeC, said effect will not fully be acquired. If it is 900 degreeC or more, it is difficult to refine
  • the cooling conditions are not particularly limited. Usually, the average cooling rate is 1 to 30 ° C./s.
  • the heating method of the said heating is not specifically limited, It is preferable to carry out with a continuous annealing line (CAL) or a batch annealing furnace (BAF).
  • CAL continuous annealing line
  • BAF batch annealing furnace
  • the heat-treated plate is further heated and cooled.
  • the heating and cooling conditions (dew point, maximum temperature reached, residence time, average cooling rate, cooling stop temperature, etc.) are the same as those applied to the cold-rolled full hard steel plate by a one-time method, so the description is omitted. To do.
  • the thin steel plate obtained by the above method may be subjected to temper rolling, and the temper rolled thin steel plate may be regarded as the thin steel plate of the present invention.
  • a preferable range of the elongation rate is 0.05 to 2.0%.
  • the method for producing a plated steel sheet according to the present invention is a method for producing a plated steel sheet, in which the thin steel sheet obtained above is plated.
  • examples of the plating process include a hot dip galvanizing process and a process of alloying after hot dip galvanizing. Moreover, you may perform annealing and galvanization continuously by 1 line.
  • a plating layer may be formed by electroplating such as Zn—Ni electroalloy plating, or hot dip zinc-aluminum-magnesium alloy plating may be performed.
  • the kind of metal plating such as Zn plating and Al plating, is not specifically limited.
  • the plating process includes a plating process in the case where annealing and plating are continuously performed in a plating line.
  • the steel plate temperature at which the thin steel plate is immersed in the plating bath is preferably (hot dip galvanizing bath temperature ⁇ 40) ° C. to (hot dip galvanizing bath temperature +50) ° C. If the temperature of the steel sheet immersed in the plating bath is below (hot dip galvanizing bath temperature ⁇ 40) ° C., when the steel plate is immersed in the plating bath, a part of the molten zinc solidifies and deteriorates the plating appearance. Therefore, the preferable lower limit is set to (hot dip galvanizing bath temperature ⁇ 40) ° C.
  • the preferable upper limit is (hot dip galvanizing bath temperature +50) ° C.
  • alloying treatment may be performed in a temperature range of 450 to 600 ° C.
  • the Fe concentration during plating becomes 7 to 15%, and adhesion of plating and corrosion resistance after coating are improved.
  • the alloying temperature is less than 450 ° C., alloying does not proceed sufficiently, leading to a decrease in sacrificial anticorrosive action and a decrease in slidability.
  • the alloying temperature is higher than 600 ° C., the progress of alloying becomes remarkable and the powdering property is lowered.
  • a series of processes such as annealing (heating and cooling for cold-rolled full hard steel sheet and the like), hot dipping treatment, and alloying treatment are performed in a continuous hot dip galvanizing line (CGL).
  • CGL hot dip galvanizing line
  • Zn plating is preferable, but plating treatment using other metals such as Al plating may be used.
  • a slab is manufactured by melting and casting steel having the component composition shown in Table 1, hot rolling heating temperature is 1250 ° C., rolling reduction ratio of the pass immediately before the final pass, rolling reduction rate of the final pass, finish rolling finish temperature (FDT)
  • hot rolling heating temperature is 1250 ° C.
  • rolling reduction ratio of the pass immediately before the final pass rolling reduction rate of the final pass
  • finish rolling finish temperature FDT
  • the sample was cooled to the coiling temperature at the second average cooling temperature (cooling speed 2) and wound at the coiling temperature (CT).
  • the obtained hot-rolled sheet was pickled and then cold-rolled to produce a cold-rolled sheet (sheet thickness: 1.2 mm) (this cold-rolled sheet corresponds to a cold-rolled full hard steel sheet).
  • the cold-rolled sheet is subjected to an annealing treatment in accordance with the production conditions shown in Table 2 in a continuous hot-dip galvanizing line, and after hot-dip galvanizing treatment, alloying treatment is further performed at the temperature shown in Table 2 to obtain alloyed hot-dip zinc.
  • a plated steel sheet was obtained.
  • Table 2 about some steel plates, 1st heat processing was implemented after cold rolling.
  • some steel plates were not subjected to plating alloying treatment.
  • the plating treatment is performed by galvanizing bath temperature: 460 ° C., galvanizing bath Al concentration: 0.14 mass% (when alloying treatment is performed), 0.18 mass% (when alloying treatment is not performed), one side
  • the per-plating adhesion amount was 45 g / m 2 (double-sided plating).
  • JIS No. 5 tensile test piece was taken from the direction perpendicular to the rolling direction to the longitudinal direction (tensile direction), and by tensile test (JIS Z2241 (1998)), tensile strength (TS), total elongation (EL ), Yield strength (YS) was measured. Moreover, the yield ratio (YR) was calculated.
  • spot weldability a combination of two sheets of hot-dip galvanized steel sheets manufactured using a servo motor pressure type single-phase AC (50 Hz) resistance welder attached to a C-type gun was used. Resistance spot welding was performed to produce a resistance spot welded joint.
  • the pair of electrode tips used was an alumina-dispersed copper DR type electrode having a radius of curvature R40 at the tip and a tip diameter of 6 mm.
  • the welding conditions were a pressure of 3500 N, an energization time of 14 cycles, a hold time of 1 cycle, and the welding current was adjusted so that the nugget diameter was 5.5 mm.
  • the cross tension test (CTS) was performed based on JIS Z3137, and the breaking strength was measured. A steel sheet having a good spot weldability having a breaking strength of 9.0 kN or more was used.
  • the volume ratio of ferrite, martensite, and pearlite of the steel sheet corrodes with 3% nital after polishing the thickness cross section parallel to the rolling direction of the steel sheet, and is 2000 times and 5000 times using SEM (scanning electron microscope). A 1/4 thickness position was observed from the surface at a magnification, and the area ratio was measured by the point count method (based on ASTM E562-83 (1988)), and the area ratio was defined as the volume ratio.
  • the average crystal grain size of ferrite and martensite is obtained by using Media-Pro of Media Cybernetics to capture the area where each ferrite and martensite grain has been identified in advance from the steel sheet structure photograph. The circle equivalent diameter was calculated and the values were averaged.
  • the volume ratio of retained austenite was determined by diffracting X-ray intensity of the 1/4 thickness of the steel plate after polishing the steel plate to a 1/4 thickness surface in the thickness direction.
  • a K ⁇ ray of Mo as a radiation source and an acceleration voltage of 50 keV
  • an X-ray diffraction method (apparatus: RINT2200 manufactured by Rigaku) and a ferrite ferrite ⁇ 200 ⁇ plane, ⁇ 211 ⁇ plane, ⁇ 220 ⁇ plane, and austenite
  • the integrated intensity of X-ray diffraction lines on the ⁇ 200 ⁇ plane, ⁇ 220 ⁇ plane, and ⁇ 311 ⁇ plane is measured, and using these measured values, “X-ray diffraction handbook” (2000) Rigaku Denki Co., Ltd., p.
  • the volume fraction of retained austenite was obtained.
  • the average grain size of retained austenite was observed at a magnification of 5000 using EBSD (electron beam backscattering diffraction method), the equivalent circle diameter was calculated using Image-Pro, and these values were averaged. Asked.
  • bainite was observed by SEM (Scanning Electron Microscope), TEM (Transmission Electron Microscope), and FE-SEM (Field Emission Scanning Electron Microscope), and the area ratio was measured, which was defined as the volume ratio.
  • the average crystal grain size was obtained by calculating the equivalent circle diameter from the steel sheet structure photograph using the above-mentioned Image-Pro and averaging these values.
  • Table 3 shows the measurement results of the measured tensile properties, hole expansion ratio, spot weldability, and steel sheet structure. From the results shown in Table 3, it was confirmed that all of the inventive examples were excellent in elongation, hole expansibility and spot weldability, and had a low yield ratio and high strength. On the other hand, the comparative example is inferior in at least one characteristic of tensile strength, elongation, yield ratio, hole expansion ratio, and spot weldability.

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Abstract

降伏比、強度（引張強さ）、伸び、穴広げ性、ＣＴＳを兼備するめっき鋼板及びその製造方法等を提供する。　特定の成分組成と、体積率で、フェライトを７０～９０％、マルテンサイトを５～２０％、残留オーステナイトを５％以下、ベイナイトを１０％以下、パーライトを５％以下含み、前記フェライトの平均結晶粒径が２０μｍ以下、前記マルテンサイトの平均結晶粒径が５μｍ以下、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が５μｍ以下、前記ベイナイトの平均結晶粒径が７μｍ以下である鋼組織と、を備え、引張強さが５９０ＭＰａ以上である薄鋼板とする。

Description

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、熱処理板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
　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、熱処理板の製造方法、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、環境問題の高まりからＣＯ２排出規制が厳格化しており、自動車分野においては燃費向上に向けた車体の軽量化が課題となっている。そのために自動車部品への高強度鋼板の適用による薄肉化が進められており、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上の鋼板の適用が進められている。自動車の構造用部材や補強用部材に使用される高強度鋼板は、防錆のために亜鉛めっきが施される。また、薄鋼板の機械的性質としては伸びフランジ性（穴広げ性）や延性に優れることが要求される。特に、複雑形状を有する部品の成形には、伸び（延性）や穴広げ性といった個別の特性が優れているだけなく、その両方が優れていることが求められている。また、自動車の構造用部材や補強用部材に使用される高強度鋼板は、プレス加工後には主にスポット溶接で組みつけられ、モジュール化されるために組付け時に高い寸法精度が求められる。そのため、このような高強度鋼板は、加工後にスプリング・バック等を起こりにくくする必要があり、加工前は低降伏比であることが必要となっている。ここで、降伏比（ＹＲ）とは、ＴＳに対する降伏応力（ＹＳ）の比を示す値であり、ＹＲ（％）＝ＹＳ／ＴＳ×１００（％）で表される。さらに、車体の衝突安全性の観点からも、スポット溶接部の強度が重要であり、特に十字引張強さ（ＣＴＳ（Ｃｒｏｓｓ－Ｔｅｎｓｉｏｎ－Ｓｔｒｅｎｇｈｔ））を十分に確保する必要がある。
　従来、成形性と高強度とを兼ね備えた低降伏比の高強度薄鋼板として、フェライト・マルテンサイト組織のデュアルフェーズ鋼（ＤＰ鋼）が知られている。主相をフェライトとしてマルテンサイトを分散させた複合組織鋼は、低降伏比でＴＳも高く、伸びに優れているが、フェライトとマルテンサイトの界面に応力が集中することで、クラックが発生しやすいため、穴広げ性に劣るという欠点がある。
　そこで、特許文献１では、フェライト及びマルテンサイトの全組織に対する占積率及び平均結晶粒径を制御することで、耐衝突安全性と成形性を両立する自動車用高強度鋼板が開示されている。
　さらに、特許文献２では、平均粒径が３μｍ以下の微細なフェライトと平均粒径が６μｍ以下のマルテンサイトの全組織に対する占積率を制御することで、伸びと伸びフランジ性を改善した高強度鋼板が開示されている。
　また、スポット溶接性と加工性を向上させた技術として、特許文献３には、ベイナイトを鋼組織に５～４９％含有させた溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。
特許３９３６４４０号公報 特開２００８－２９７６０９号公報 特許５６９９８６０号公報
　しかしながら、特許文献１では、フェライトとマルテンサイトの平均結晶粒径を規定しているが、プレス成形に十分な穴広げ性を確保出来ていない。
　一方、特許文献２は、マルテンサイトの体積率が顕著に多いため、強度に対して伸びが不十分である。
　また、特許文献３ではＹＲが高いため、加工後にスプリング・バック等が起こりやすい。
　このように低ＹＲの高強度溶融亜鉛めっき鋼板において、プレス成形に必要な、優れた伸びおよび穴広げ性を確保し、スポット溶接後のＣＴＳも確保することは困難である。その他の鋼板を含めても、これらの特性（降伏比、強度（引張強さ）、伸び、穴広げ性、ＣＴＳ）を兼備する鋼板は開発されていないのが実情である。したがって、本発明の課題は、上記特性を持つめっき鋼板及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、熱処理板の製造方法、薄鋼板の製造方法を提供することも目的とする。
　本発明者らは鋭意検討を重ねた結果、低降伏比を確保しつつ、伸び、穴広げ性およびスポット溶接性（ＣＴＳ）を向上させるためには、鋼組織の各相の体積率を制御し、かつ、特定の相の平均結晶粒径を制御することが重要であることを見出した。これらの制御により、高い穴広げ性を有し、さらにスポット溶接後のＣＴＳも十分に確保できることを見出した。この発明は、上記の知見に立脚するものである。
　低降伏比を有するためには、軟質なフェライトと高硬度のマルテンサイトを分散させる必要がある。しかしながら、穴広げ試験では鋼組織中に高硬度を有するマルテンサイト、残留オーステナイトが存在した場合、打抜き加工時にその界面、特に軟質なフェライトとこれらの相との界面にボイドが発生し、その後の穴広げ過程でボイド同士が連結、進展することで、き裂が発生する。さらに、Ｍｎによる鋼板内の偏析が存在すると、硬質相はそのＭｎ偏析に沿って板状に形成してしまい、打抜き加工時に局所的に応力集中するため、ボイドの生成量が増加してしまう。一方で、鋼組織中に軟質なフェライトや残留オーステナイトを含有することで伸びは向上する。また、高強度鋼板になるとスポット溶接後のＣＴＳ試験時にスポット溶接後のナゲットの端部に応力集中することで、き裂が生成してナゲット内部にき裂が進展するため破断強度が劣化することが問題であり、ナゲット端部の靭性が大きく影響する。さらにＭｎＳに代表されるような介在物が存在することでき裂生成が安易になるため、ナゲット端部のＭｎＳなどの介在物やＰやＳなどの偏析を抑える必要がある。
　そこで、発明者らは鋭意検討を重ねた結果、ボイド発生源である軟質相と硬質相の体積率を調整して、さらに結晶粒を微細化させることで、硬質なマルテンサイトを含有しながらも強度や穴広げ性を確保しつつ、さらにスポット溶接後のナゲット端部も微細化し、靭性も向上するためＣＴＳが向上する知見を得た。
　通常、一定量のマルテンサイトを確保するためにはＭｎ添加が必要であるが、Ｍｎによる偏析が起こらない含有量まで制御し、かつ、熱間圧延時の熱処理を制御することで鋼板組織内のＭｎ偏析を抑制する。さらにマルテンサイト量確保のために他の焼入れ元素であるＣｒおよびＭｏの少なくとも１種を添加する。また、結晶粒微細化のためにＶ、ＴｉおよびＮｂの少なくとも１種を微量添加することで、マルテンサイト生成に十分な焼入れ性を確保しつつ、微細な鋼組織を得ることが可能である。さらにＭｎ量を低減させることで介在物が低減する上、ナゲット端部の凝固点降下に伴うＰおよびＳの偏析も低減するためスポット溶接性の向上も可能となった。具体的には本発明は以下のものを提供する。
　［１］質量％で、Ｃ：０．０５～０．１２％、Ｓｉ：０．８０％以下、Ｍｎ：１．３０～２．１０％、Ｐ：０．００１～０．０５０％、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、さらに、Ｃｒ：０．０５～０．５０％およびＭｏ：０．０５～０．５０％から選択される一種以上を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０１～０．１０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％およびＶ：０．０１～０．１０％から選択される一種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、体積率で、フェライトを７０～９０％、マルテンサイトを５～２０％、残留オーステナイトを５％以下、ベイナイトを１０％以下、パーライトを５％以下含み、前記フェライトの平均結晶粒径が２０μｍ以下、前記マルテンサイトの平均結晶粒径が５μｍ以下、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が５μｍ以下、前記ベイナイトの平均結晶粒径が７μｍ以下である鋼組織と、を備え、引張強さが５９０ＭＰａ以上であることを特徴とする薄鋼板。
　［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｂ：０．０１％以下、並びにＣａ及び／又はＲＥＭの合計：０．００５％以下から選択される一種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の薄鋼板。
　［３］［１］又は［２］に記載の薄鋼板の表面にめっき層を有することを特徴とするめっき鋼板。
　［４］前記めっき層が溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする［３］に記載のめっき鋼板。
　［５］［１］又は［２］に記載の成分組成を有する鋼素材を、仕上げ圧延の最終パスの圧下率が１２％以上、該最終パスの前のパスの圧下率が１５％以上、仕上げ圧延終了温度が８５０～９５０℃の条件で熱間圧延し、該熱間圧延後、冷却停止温度までの第１平均冷却速度が５０℃／ｓ以上、冷却停止温度が７５０℃以下の条件で第１冷却をし、該第１冷却後、巻取温度までの第２平均冷却速度が５℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の条件で第２冷却し、該第２冷却後に６５０℃以下の巻取温度で巻き取ることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
　［６］に記載の製造方法で得られた熱延鋼板を酸洗し、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、６００℃以上の温度域における露点を－４０℃以下とし、最高到達温度が７３０～８８０℃の条件で加熱し、最高到達温度において滞留時間１５～６００ｓで保持し、該保持後、冷却停止温度までの平均冷却速度が２～３０℃／ｓ、冷却停止温度が６５０℃以下の条件で冷却することを特徴とする薄鋼板の製造方法。
　［８］［６］に記載の製造方法で得られた冷延フルハード鋼板を、加熱温度が７００～９００℃の条件で加熱し、冷却することを特徴とする熱処理板の製造方法。
　［９］［８］に記載の製造方法で得られた熱処理板を、６００℃以上の温度域における露点を－４０℃以下とし、最高到達温度が７３０～８８０℃の条件で加熱し、最高到達温度において滞留時間１５～６００ｓで保持し、該保持後、冷却停止温度までの平均冷却速度が２～３０℃／ｓ、冷却停止温度が６５０℃以下の条件で冷却することを特徴とする薄鋼板の製造方法。
　［１０］［７］又は［９］に記載の製造方法で得られた薄鋼板の表面にめっき処理を施すめっき工程を備えることを特徴とするめっき鋼板の製造方法。
　［１１］前記めっき処理は、溶融亜鉛めっきし、４５０～６００℃で合金化する処理であることを特徴とする［１０］に記載の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、低い降伏比を有するとともに、高い引張強度（引張強さ）と高い伸びを有し、優れた穴広げ性、優れたスポット溶接性を有する。低い降伏比とは降伏比が６５％以下を意味し、高い引張強さとは引張強度が５９０ＭＰａ以上を意味し、高い伸びは伸びが２８％以上を意味し、優れた穴広げ性は穴広げ率が５０％以上を意味し、優れたスポット溶接性は板厚１．２ｍｍを２枚重ねてスポット溶接した際、ナゲット径が５．５ｍｍの時のＣＴＳが９．０ｋＮ以上を意味する。なお、上記効果をバランス良く得る観点から、引張強度は７８０ＭＰａ未満が好ましく、より好ましくは７５０ＭＰａ以下である。
　また、本発明の薄鋼板、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、熱処理板の製造方法、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、めっき鋼板の上記の特性改善に寄与する。
　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、熱処理板の製造方法、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。１回法の場合には、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めっき鋼板になる。２回法の場合には、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、熱処理板、薄鋼板となる製造過程を経てめっき鋼板になる。本発明の薄鋼板は上記過程の薄鋼板である。
　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。
　本発明の熱処理板の製造方法は、上記過程において、２回法の場合に、冷延フルハード鋼板から熱処理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、１回法の場合は冷延フルハード鋼板から薄鋼板を得るまでの製造方法、２回法の場合は熱処理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、熱処理板、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。
　＜成分組成＞
　本発明のめっき鋼板等は、質量％で、Ｃ：０．０５～０．１２％、Ｓｉ：０．８０％以下、Ｍｎ：１．３０～２．１０％、Ｐ：０．００１～０．０５０％、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、さらに、Ｃｒ：０．０５～０．５０％およびＭｏ：０．０５～０．５０％から選択される一種以上を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０１～０．１０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％およびＶ：０．０１～０．１０％から選択される一種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する。
　また、上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｂ：０．０１％以下、並びにＣａ及び／又はＲＥＭの合計：０．００５％以下から選択される一種以上を含有してもよい。
　以下、各成分について説明する。以下の説明において、成分の含有量を表す「％」は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０５～０．１２％
　Ｃは鋼板の高強度化に有効な元素である。また、Ｃは、フェライト以外の相である第２相（第２相とは具体的にはベイナイト、残留オーステナイト、マルテンサイト、パーライト、球状セメンタイト、未再結晶フェライト等である。）の形成にも寄与し、さらにマルテンサイトの硬度を高くする。Ｃ含有量が０．０５％未満では、必要なマルテンサイトの体積率の確保が困難である。好ましいＣ含有量は０．０６％以上であり、さらに好ましくは０．０７％以上である。一方、過剰にＣを含有するとフェライトとマルテンサイトの硬度差が大きくなるため穴広げ性が低下する上に、スポット溶接後のナゲット端部の靭性も劣化するためＣＴＳが低下する。好ましいＣ含有量は０．１１％以下であり、さらに好ましくは０．１０％以下である。
　Ｓｉ：０．８０％以下
　Ｓｉはフェライトを固溶強化し、フェライトと硬質相との硬度差を低下させる。このため、Ｓｉは穴広げ率の増加に寄与する。しかし、Ｓｉは焼鈍時に酸化物として鋼板表面に濃縮するため、めっき性を劣化させる。そのため、その含有量は０．８０％以下とする。好ましいＳｉ含有量は０．６０％以下である。より好ましいＳｉ含有量は０．４８％以下である。さらに好ましいＳｉ含有量は０．４５％以下であり、最も好ましくは０．４０％以下である。Ｓｉ含有量の下限は特に限定しないが、穴広げ率の観点からＳｉ含有量は０．０５％以上が好ましい。
　Ｍｎ：１．３０～２．１０％
　Ｍｎは固溶強化および第２相を生成することで高強度化に寄与する元素である。また、降伏比を低減させるマルテンサイトを形成するために必要な成分である。その効果を得るためにはＭｎを１．３０％以上含有することが必要である。一方、Ｍｎを過剰に含有した場合、穴広げ性が劣化する。さらにＭｎＳなどの介在物の生成や、スポット溶接時のナゲット端部における凝固点降下におけるＰやＳの偏析を助長してしまう。そのため、Ｍｎ含有量は２．１０％以下とする。好ましいＭｎ含有量は２．０５％以下であり、さらに好ましくは２．００％未満である。
　Ｐ：０．００１～０．０５０％
　Ｐは固溶強化により高強度化に寄与する。Ｐの含有量の調整により、めっき層を合金化する際に合金化速度を制御でき、めっき性を制御できる。その効果を得るためにはＰ含有量を０．００１％以上にすることが必要である。しかし、Ｐが過剰に添加された場合には、Ｐはスポット溶接後に粒界に偏析するためＣＴＳが低下する。そこで、Ｐ含有量は０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４０％以下である。
　Ｓ：０．００５％以下
　Ｓの含有量が多い場合には、ＭｎＳなどの硫化物が多く生成してスポット溶接性を劣化させるばかりか、打ち抜き加工時にＭｎＳが起点となりボイドが生成するため、穴広げ性も劣化する。そのため、Ｓ含有量の上限は０．００５％とする。好ましくは、０．００４％以下である。Ｓ含有量の下限は特に限定しないが、Ｓ含有量を過剰に低下させると製鋼コストが上昇するため、Ｓ含有量は０．０００３％以上が好ましい。
　Ａｌ：０．０１～０．１０％
　Ａｌは脱酸に必要な元素であり、この効果を得るためにはＡｌを０．０１％以上含有することが必要である。一方で、Ａｌはベイナイト変態時にセメンタイト析出を抑制する効果がある。この抑制により残留オーステナイトを過剰に生成してしまい、穴広げ性が劣化する。そこで、Ａｌ含有量の上限は０．１０％とする。好ましいＡｌ含有量は０．０８％以下である。
　Ｎ：０．０１０％以下
　Ｎは粗大な窒化物を形成して穴広げ性を劣化させることから、その含有量を抑える必要がある。Ｎ含有量が０．０１０％超では、この傾向が顕著となることからＮの含有量を０．０１０％以下とする。好ましいＮ含有量は０．００５％以下である。Ｎ含有量の下限は特に限定しないが、製鋼コスト面から０．０００５％以上が好ましい。
　本発明のめっき鋼板等の成分組成は、上記の成分に加え、以下の成分を１種又は２種を含有する。
　Ｃｒ:０．０５～０．５０％
　Ｃｒはマルテンサイトの生成に寄与することで低降伏比および高強度化に寄与する元素であり、また、Ｍｎ偏析低減のための焼入れ性向上にも大きく寄与する。この効果を発揮させるためには、Ｃｒ含有量は０．０５％以上が必要である。好ましくは０．１０％以上である。一方で、Ｃｒを０．５０％超含有させると、過剰にマルテンサイトが生成するだけでなく、焼鈍時にＣｒ酸化物が鋼板表面に生成するためにめっき性が低下して、めっきムラが生成しやすい。そこで、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．４０％以下あり、さらに好ましくは０．３５％以下である。
　Ｍｏ：０．０５～０．５０％
　ＭｏもＣｒと同様、焼入れ性を向上させることでマルテンサイトを生成して低降伏比および高強度化に寄与することが可能であり、さらに一部炭化物を生成して高強度化に寄与する元素である。その効果を発揮させるためには、Ｍｏ含有量を０．０５％以上にする必要がある。好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｍｏ含有量が０．５０％超えると、過剰にマルテンサイトが生成するため穴広げ性が低下する。そのため、その含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．４０％以下あり、さらに好ましくは０．３０％以下である。
　本発明のめっき鋼板等の成分組成は、上記の成分に加え、以下の成分を１種又は２種以上を含有する。
　Ｔｉ：０．０１～０．１０％
　Ｔｉは微細な炭窒化物を形成することで、焼鈍時の核成長を抑制する効果があるため鋼組織の微細化に寄与し、さらに強度上昇に寄与することができる元素である。このような効果を発揮させるためには、Ｔｉ含有量の下限値を０．０１％とする。好ましい下限値は０．０３％である。一方、多量にＴｉを添加すると、伸びが著しく低下し、さらに析出強化による降伏強度上昇が顕著になるため、その含有量は０．１０％以下とする。好ましく０．０７％以下である。
　Ｎｂ：０．０１～０．１０％
　ＮｂもＴｉと同様に、微細な炭化物を形成することで、鋼板組織の微細化に寄与することができ、さらに強度上昇に寄与することができる。そのためには、Ｎｂの含有量を０．０１％以上とする。好ましくは０．０３％以上である。一方、多量にＮｂを添加すると、伸びが著しく低下し、さらに析出強化による降伏強度上昇が顕著になるため、その含有量は０．１０％以下とする。好ましく０．０７％以下である。
　Ｖ：０．０１～０．１０％
　ＶもＴｉと同様に、微細な炭化物を形成することで、鋼組織の微細化に寄与することができ、さらに強度上昇に寄与することができる。そのためには、Ｖの含有量を０．０１％以上とする。好ましくは０．０３％以上である。一方、多量にＶを添加すると、伸びが著しく低下し、さらに析出強化による降伏強度上昇が顕著になる。そこで、Ｖ含有量は０．１０％以下とする。好ましく０．０７％以下である。
　本発明のめっき鋼板等の成分組成は、上記の成分に加え、以下の成分を１種又は２種以上を含有してもよい。
　Ｃｕ：０．５０％以下
　Ｃｕは固溶強化により高強度化に寄与する。また、Ｃｕは第２相を生成することに寄与することによっても高強度化に寄与する。本発明ではＣｕを必要に応じて添加することができる。これら効果を発揮するためにはＣｕ含有量を０．０１％以上にすることが好ましい。しかし、Ｃｕを０．５０％超含有させても効果が飽和し、またＣｕに起因する表面欠陥が発生しやすくなる。そこで、Ｃｕ含有量は０．５０％以下が好ましい。より好ましくは０．０５％以下である。
　Ｎｉ：０．５０％以下
　ＮｉもＣｕと同様、固溶強化により高強度化に寄与する。また、Ｎｉは第２相を生成することでも高強度化に寄与する。本発明ではＮｉを必要に応じて添加することができる。これら効果を発揮させるためにはＮｉ含有量を０．０１％以上にすることが好ましい。また、Ｃｕと同時に添加すると、ＮｉにはＣｕ起因の表面欠陥を抑制する効果があるため、Ｃｕ添加時にＮｉを添加することが有効である。一方、Ｎｉを０．５０％超含有させても効果が飽和するため、その含有量は０．５０％以下が好ましい。より好ましくは０．０５％以下である。
　Ｂ：０．０１％以下
　Ｂは焼入れ性を向上させ、第２相を生成することで高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を発揮するためには、Ｂを０．０００２％以上含有させることが好ましい。一方、Ｂを０．０１％超含有させても効果が飽和するため、その含有量は０．０１％以下が好ましい。
　Ｃａ及び／又はＲＥＭの合計：０．００５％以下
　ＣａおよびＲＥＭは、硫化物の形状を球状化し穴広げ性への硫化物の悪影響を改善に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。これらの効果を発揮するためにはこれらの元素の合計含有量（一元素のみを含有する場合はその元素の含有量）を０．０００５％以上にすることが好ましい。一方、これらの元素を０．００５％超含有させても効果が飽和するため、その合計含有量を０．００５％以下が好ましい。
　上記以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物とする。不可避的不純物としては、例えば、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｃｏ等が挙げられ、これらの含有量の許容範囲としては、Ｓｂ：０．０１％以下、Ｓｎ：０．１０％以下、Ｚｎ：０．１０％以下、Ｃｏ：０．１０％以下である。また、本発明では、Ｔａ、Ｍｇ、Ｚｒを通常の鋼組成の範囲内で含有しても、その効果は失われない。
　＜鋼組織＞
　本発明のめっき鋼板等の鋼組織は、体積率で、フェライトを７０～９０％、マルテンサイトを５～２０％、残留オーステナイトを５％以下（０％を含む）、ベイナイトを１０％以下（０％を含む）、パーライトを５％以下（０％を含む）含み、フェライトの平均結晶粒径が２０μｍ以下、マルテンサイトの平均結晶粒径が５μｍ以下、残留オーステナイトの平均結晶粒径が５μｍ以下、ベイナイトの平均結晶粒径が７μｍ以下である。ここで述べる体積率は鋼板の全体に対する体積分率であり、以下同様である。また、体積率や平均粒径等は実施例に記載の方法で得られる値を意味する。
　フェライトを７０～９０％
　フェライトの平均結晶粒径（平均粒径）が２０μｍ以下
　フェライトの体積率が７０％未満では、硬質な第２相が多く存在するため、軟質なフェライトと第２相との硬度差が大きい箇所が多く存在し、穴広げ性が低下する。そのためフェライトの体積率は７０％以上とする。好ましくは７５％以上である。フェライトの体積率が９０％超では硬質な第２相が少なくなり、引張強度の確保が困難となるため、フェライトの体積率の上限は９０％とする。
　また、フェライトの平均粒径が２０μｍ超では、穴広げ時の打抜き端面にボイドが生成しやすくなり、良好な穴広げ性が得られないばかりか、スポット溶接後のナゲット端部からＨＡＺ部の結晶粒径も粗大となるため、ナゲット端部に局所的に応力集中するためＣＴＳが低下する。このため、フェライトの平均粒径は２０μｍ以下とする。フェライトの平均粒径の下限は特に限定されないが４μｍ超え、より好ましくは５μｍ以上、更に好ましくは６μｍ超、最も好ましくは７μｍ以上である。
　残留オーステナイトを５％以下
　残留オーステナイトの平均結晶粒径が５μｍ以下
　鋼組織に残留オーステナイトを含有することで良好な延性を確保できる。しかし、残留オーステナイトの体積率が５％を超える場合、打ち抜き加工時に硬質なマルテンサイトに変態し、ボイド生成の起点となる。そこで、その体積率の上限は５％とする。また、本発明では残留オーステナイトは４％未満でもよく、３％以下でもよい。また、延性は他の構成により確保することが可能であるため上記体積率は０％でもよい。この相を含む場合に、この相の平均結晶粒径が５μｍを超えると、打ち抜き加工時に変態したマルテンサイトの界面をき裂が進展しやすくなり、穴広げ性が低下する。そこで、その平均結晶粒径の上限は５μｍとする。好ましい平均結晶粒径は３μｍ以下である。また、本発明においては、通常、残留オーステナイトの平均結晶粒径は１μｍ以上である。なお、本発明では上記の通り、残留オーステナイトを含まなくてもよく、その場合の残留オーステナイトの平均結晶粒径は０μｍとする。
　マルテンサイトを５～２０％
　マルテンサイトの平均結晶粒径が５μｍ以下
　所望の引張強度および降伏比を確保するために、マルテンサイトの体積率は５％以上とすることが必要である。好ましくは８％以上である。また、良好な穴広げ性を確保するために、硬質なマルテンサイトの体積率は２０％以下とする。好ましくは１８％以下であり、さらに好ましくは１５％以下である。より好ましくは１５％未満、最も好ましくは１４％以下である。また、マルテンサイトの平均結晶粒径が５μｍ超では、フェライトとの界面に生成するボイドが連結しやすくなり、穴広げ性が劣化する。そこで、マルテンサイトの平均結晶粒径を５μｍ以下とする。また、本発明において、マルテンサイトの平均結晶粒径は、通常、０．４μｍ以上である。
　ベイナイトを１０％以下
　ベイナイトの平均結晶粒径が７μｍ以下
　鋼組織にベイナイトを含有することで良好な穴広げ性を確保できる。これはフェライトとマルテンサイトの中間硬質であるベイナイトが打ち抜き加工時にボイドの生成を抑制するためである。しかし、ベイナイトの体積率が１０％を超える場合、転位密度が高いため降伏強度を上昇させてしまい、所望の降伏比を得ることが困難である。そのため、ベイナイトの体積率の上限は１０％とする。なお、良好な穴広げ性は他の構成で確保することもできるため上記体積率は０％でもよい。また、１％以上でもよい。また、ベイナイトの平均結晶粒径が７μｍを超えると、スポット溶接後のナゲット端部からＨＡＺ部の結晶粒径も粗大となるため、スポット溶接性を劣化させるだけでなく、穴広げ試験時のき裂進展速度が速くなるため穴広げ性が劣化する。また、本発明において、ベイナイトの平均結晶粒径は、通常、１μｍ以上である。また、本発明では上記の通り、ベイナイトを含まなくてもよく、その場合のベイナイトの平均結晶粒径は０μｍとする。なお、ここでいうベイナイト相の体積率とは、観察面に占めるベイニティックフェライト（転位密度の高いフェライト）の体積割合のことである。また、焼鈍の冷却温度によって、ベイニティックフェライト内にセメンタイトの析出が観察されるが、そのセメンタイトを含んだ体積割合を示している。
　５％以下のパーライト
　鋼組織にパーライトを含有することで引張強度を確保できる。しかし、パーライトの体積率が５％を超える場合、降伏強度を上昇させてしまい、所望の降伏比を得ることが困難であるため、その上限を５％とする。なお、引張強度は他の構成でも確保可能なためパーライトの体積率は０％でもよい。
　また、本発明におけるフェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびパーライト以外に、球状セメンタイトや未再結晶フェライトが生成される場合がある。その他の組織の含有量は通常５％以下である。上記のフェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびパーライトの体積率、フェライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトの平均結晶粒径が満足されていれば、本発明の目的を達成できる。
　＜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、０．４ｍｍ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、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、溶融亜鉛めっき層や合金化溶融亜鉛めっき層の場合、一般的には、Ｆｅ：２０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組成である。本発明では、片面あたりのめっき付着量が２０～１２０ｇ／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。なぜなら、２０ｇ／ｍ２未満では耐食性の確保が困難になる場合がある。一方、１２０ｇ／ｍ２を超えると耐めっき剥離性が劣化する場合がある。また、目安として、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７～２０質量％である。
　＜熱延鋼板の製造方法＞
　熱延鋼板の製造方法は、上記成分組成を有する鋼素材を、仕上げ圧延の最終パスの圧下率が１２％以上、該最終パスの前のパスの圧下率が１５％以上、仕上げ圧延終了温度が８５０～９５０℃の条件で熱間圧延し、該熱間圧延後、冷却停止温度までの第１平均冷却速度が５０℃／ｓ以上、冷却停止温度が７５０℃以下の条件で第１冷却をし、該第１冷却後、巻取温度までの第２平均冷却速度が５℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の条件で第２冷却し、該第２冷却後に６５０℃以下の巻取温度で巻き取る方法である。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。
　使用する鋼スラブ（鋼素材）は、成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造法で製造することが好ましい。鋼素材は、造塊法、薄スラブ鋳造法によっても製造することが可能である。
　また、熱間圧延では、鋼スラブを鋳造後、再加熱することなく１１５０～１２７０℃で熱間圧延を開始するか、もしくは１１５０～１２７０℃に再加熱した後、熱間圧延を開始することが好ましい。熱間圧延の好ましい条件は、まず、１１５０～１２７０℃の熱間圧延開始温度で鋼スラブを熱間圧延する。本発明では、鋼スラブを製造したのち、いったん室温まで冷却し、その後、再加熱する従来法に加え、冷却することなく、温片のままで加熱炉に装入する、あるいは保熱を行った後に直ちに圧延する、あるいは鋳造後そのまま圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
　仕上げ圧延の最終パスの圧下率が１２％以上
　最終パスの前のパスの圧下率が１５％以上
　仕上げ圧延の最終パスの圧下率を１２％以上にすることはオーステナイト粒内にせん断帯を多数導入し、熱間圧延後のフェライト変態の核生成サイトを増大して熱延板の微細化を図るという観点から必要である。好ましくは１３％以上である。また、上限は特に限定されないが熱延負荷荷重が増大することで、板の幅方向での板厚変動が大きくなり、材質均一性が劣化するという理由で３０％以下が好ましい。
　最終パスの前のパスの圧下率を１５％以上にすることは歪蓄積効果がより高まってオーステナイト粒内にせん断帯が多数導入され、フェライト変態の核生成サイトがさらに増大して熱延板の組織がより微細化するという観点から必要である。好ましくは１５％以上である。また、上限は特に限定されないが熱延負荷荷重が増大することで、板の幅方向での板厚変動が大きくなり、材質均一性が劣化するという理由で３０％以下が好ましい。
　仕上げ圧延終了温度：８５０～９５０℃
　熱間圧延は、鋼板内の組織均一化、材質の異方性低減により、焼鈍後の伸びおよび穴広げ性を向上させるため、オーステナイト単相域にて終了する必要がある。そこで、仕上げ圧延終了温度は８５０℃以上とする。一方、仕上げ圧延終了温度が９５０℃超えでは、熱延組織が粗大になり、焼鈍後の特性が低下するため、仕上げ圧延終了温度は８５０～９５０℃とする。
　１次冷却（第１冷却）
　１次冷却として、冷却停止温度までの第１平均冷却速度が５０℃／ｓ以上、冷却停止温度が７５０℃以下の条件で冷却を行う。
　１次冷却は、熱間圧延終了後、後述する焼鈍（冷間圧延後の加熱、冷却処理）後の鋼板内のＭｎの偏析を抑制しつつ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの微細な炭窒化物の析出状態を制御するため、本発明の重要な制御因子となる。この熱延鋼板の組織の状態を制御することで、最終的な鋼組織、主にフェライト、残留オーステナイト、ベイナイト、マルテンサイトを微細化させる効果がある。冷却停止温度までの第１冷却速度が５０℃／s未満では多量にＴｉ、Ｎｂ、Ｖの炭窒化物の形成が加速されて、鋼板の微細化に寄与することが困難となり、焼鈍後の穴広げ性やスポット溶接性が低下する。また、１次冷却の平均冷却速度の上限は特に限定されないが２００℃／ｓ以下であることが通常である。また、１次冷却で冷却する温度が７５０℃超えではＭｎ偏析が助長されることに加えて、熱延板組織としてパーライトが過剰に生成し、熱延鋼板の鋼組織が不均質となり、焼鈍後の穴広げ性が低下する。また、後述する通り、本発明では２段階の冷却とする必要があるため、冷却停止温度は、６００℃以上が好ましい。以上の通り、１次冷却の冷却条件を上記のようにする。
　２次冷却（第２冷却）
　２次冷却として、１次冷却後、巻取温度までの第２平均冷却速度が５℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の条件で冷却を行う。
　巻取温度までの平均冷却速度が５℃／s未満では、焼鈍後の鋼組織の微細化が困難である。また、上記平均冷却速度が５０℃／s以上では、パーライトノーズにかかる時間が速くなるため、熱延板組織にパーライトが過剰に生成し、熱延鋼板の鋼板組織が不均質となり、焼鈍後の穴広げ性やスポット溶接性が劣化する。冷却停止温度（巻取温度）が６５０℃超では、Ｍｎ偏析が助長されるため焼鈍後の特性が劣化する。上記の通り、平均冷却速度が遅い２次冷却を行う必要があることから１次冷却の冷却停止温度と２次冷却の冷却停止温度である巻取温度との差は５０℃以上が好ましい。
　巻取り温度：６５０℃以下
　巻取り温度が６５０℃超では、熱延鋼板においてパーライトが過剰に生成するだけでなくＭｎ偏析も助長されるため、巻取温度の上限は６５０℃とする。好ましい巻取温度は６３０℃以下である。巻取温度の下限は特に規定はしないが、巻取温度が低温になりすぎると、硬質なマルテンサイトが過剰に生成し、冷間圧延負荷が増大するため、巻取温度は３００℃以上が好ましい。
　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。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。
　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。本発明では３０％以上の圧下率で冷間圧延を施すことが好ましい。この圧下率が低いと、フェライトの再結晶が促進されず、未再結晶フェライトが過剰に残存し、延性と穴広げ性が低下する場合があるためである。なお、通常、冷間圧延の圧下率は９５％以下である。
　なお、熱延鋼板表面のスケールを除去する目的で、上記冷間圧延の前に酸洗を行う。酸洗条件は適宜設定すればよい。
　＜薄鋼板の製造方法＞
　薄鋼板の製造方法には、冷延フルハード鋼板を加熱し冷却して薄鋼板を製造する方法（１回法）と、冷延フルハード鋼板を加熱し冷却して熱処理板とし該熱処理板を加熱し冷却して薄鋼板を製造する方法（２回法）とがある。先ず１回法を説明する。
　最高到達温度が７３０～８８０℃
　最高到達温度が７３０℃未満の場合には、フェライト相の再結晶が十分に進行せず、過剰な未再結晶フェライトが鋼組織に存在してしまい、成形性が劣化する。一方、最高到達温度が８８０℃を超える場合は、鋼組織の微細化が困難となり、所望の平均結晶粒径を得られない。
　また、上記加熱における加熱条件は特に限定する必要はないが、平均加熱速度は２～５０℃／ｓの範囲にすることが好ましい。平均加熱速度が２℃／ｓ未満の場合、微細で均一に分散したオーステナイトが生成されず、良好な穴広げ性の確保が困難になるためである。また、平均加熱速度が５０℃／ｓを超える場合、再結晶が十分に進行しないままγ生成の温度域となる場合があるため、未再結晶フェライトが過剰に残存する場合がある。
　最高到達温度での滞留（保持）時間を１５～６００ｓ
　滞留時間が１５ｓ未満の場合には、フェライトの再結晶が十分に進行せず、過剰な未再結晶フェライトが鋼組織に存在してしまい、成形性が劣化する。また、本発明に必要な第２相の形成も困難となる。また、滞留時間が６００ｓ超となると、フェライトが粗大化し、穴広げ性が劣化するため、滞留時間は６００ｓ以下とする。
　冷却停止温度までの平均冷却速度が２～３０℃／ｓ
　冷却停止温度が６５０℃以下
　上記の加熱後は、冷却停止温度までの平均冷却速度が２～３０℃／ｓの条件で冷却する必要がある。平均冷却速度が２℃／ｓ未満では、冷却中にフェライト変態が進行して、マルテンサイトの体積率が減少するため、強度確保および靭性確保が困難である。一方、平均冷却速度が３０℃／ｓを超える場合には、マルテンサイトが過剰に生成するため、延性および穴広げ性の確保が困難である。また、冷却速度の制御温度域が６５０℃を超える場合には、パーライトが過剰に生成するため、鋼組織における所定の体積率を得られず、延性（成形性）および穴広げ性が低下する。また、冷却停止温度は上記の通り６５０℃以下にする必要がある。冷却停止温度が６５０℃未満の場合に６５０℃から冷却停止温度までの冷却速度は特に限定されない。また、通常、冷却停止温度は５００℃以上である。
　また、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以上の引張強度を安定的に実現することができる。上記温度域での露点が－４０℃を超える場合は、上記脱炭により強度が５９０ＭＰａを下回る場合がある。よって、６００℃以上の温度域での露点は－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。
　なお、薄鋼板が取引対象となる場合には、通常、上記冷却後または後述する調質圧延後に、室温まで冷却されて取引対象となる。
　次いで、２回法について説明する。２回法では先ず冷延フルハード鋼板を加熱し熱処理板とする。この熱処理板を得る製造方法が、本発明の熱処理板の製造方法である。
　上記熱処理板を得るための加熱は、加熱温度が７００～９００℃の条件の加熱である。この加熱を実施することで、鋼板内のＭｎ偏析を緩和させることが可能である。そこで、加熱温度は７００～９００℃とする。７００℃未満では十分に上記の効果が得られない。９００℃以上では、次に行われる熱処理板の加熱で鋼組織を微細化することが困難である。
　上記加熱後に冷却する。冷却条件は特に限定されない。通常、平均冷却速度が１～３０℃／ｓである。
　なお、上記加熱の加熱方法は特に限定されないが、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）やバッチ焼鈍炉（ＢＡＦ）で行うのが好ましい。
　２回法では、熱処理板に、さらに加熱および冷却を施す。この加熱及び冷却の条件（露点、最高到達温度、滞留時間、平均冷却速度、冷却停止温度等）は、１回法で冷延フルハード鋼板に施されるものと同様であるため、説明を省略する。
　なお、上記の方法で得られた薄鋼板に調質圧延を実施し、この調質圧延された薄鋼板を本発明の薄鋼板と捉えてもよい。伸長率の好ましい範囲は０．０５～２．０％である。
　なお、薄鋼板が取引対象となる場合には、通常、室温まで冷却された後、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。
　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。なお、亜鉛めっきの場合を中心に説明したが、Ｚｎめっき、Ａｌめっき等のめっき金属の種類は特に限定されない。なお、上記めっき処理には、焼鈍後にめっき処理を行う場合以外に、めっきラインにて焼鈍とめっきを連続で施す場合のめっき処理も含む。
　以下は、溶融亜鉛めっきの場合を例に説明する。
　薄鋼板が、めっき浴に浸漬する鋼板温度は、（溶融亜鉛めっき浴温度－４０）℃～（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０）℃とすることが好ましい。めっき浴に浸漬する鋼板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度－４０）℃を下回ると、鋼板がめっき浴に浸漬される際に、溶融亜鉛の一部が凝固してしまい、めっき外観を劣化させる場合があることから、好ましい下限を（溶融亜鉛めっき浴温度－４０）℃とする。また、めっき浴に浸漬する鋼板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０）℃を超えると、めっき浴の温度が上昇するため、量産性に問題がある。そこで好ましい上限を（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０）℃とする。
　また、溶融めっき後に、４５０～６００℃の温度域で合金化処理を施してもよい。４５０～６００℃の温度域で合金化処理することにより、めっき中のＦｅ濃度は７～１５％になり、めっきの密着性や塗装後の耐食性が向上する。合金化温度が４５０℃未満では、合金化が十分に進行せず、犠牲防食作用の低下や摺動性の低下を招く。合金化温度が６００℃より高い温度では、合金化の進行が顕著となり、パウダリング性が低下する。
　また、生産性の観点から、上記の焼鈍（冷延フルハード鋼板等に対する加熱や冷却）、溶融めっき処理、合金化処理などの一連の処理は、連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）で行うのが好ましい。また、上記溶融亜鉛めっき処理には、Ａｌ量を０．１０～０．２０％含む亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。めっき後は、めっきの目付け量を調整するために、ワイピングを行うことができる。
　なお、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。
　以下、本発明の実施例を説明する。ただし、本発明は、もとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
　表１に示す成分組成の鋼を溶製して鋳造してスラブを製造し、熱間圧延加熱温度を１２５０℃、最終直前パスの圧下率、最終パスの圧下率、仕上げ圧延終了温度（ＦＤＴ）を表２に示す条件で熱間圧延を行い、板厚：３．２ｍｍの熱延鋼板とした後、表２で示す第１平均冷却速度（冷速１）で第１冷却温度まで冷却した後、第２平均冷却温度（冷速２）で巻取温度まで冷却し、巻取温度（ＣＴ）で巻取った。ついで、得られた熱延板を酸洗した後、冷間圧延を施し、冷延板（板厚：１．２ｍｍ）を製造した（この冷延板が冷延フルハード鋼板に相当）。冷延板を連続溶融亜鉛めっきラインにおいて、表２に示す製造条件に従う、焼鈍処理を行い、溶融亜鉛めっき処理を施した後、さらに表２に示す温度で合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。なお、表２に示すように、一部の鋼板については、冷間圧延後に第１の熱処理を実施した。また、表２に示すように、一部の鋼板については、めっきの合金化処理は行わなかった。ここで、めっき処理は、亜鉛めっき浴温度：４６０℃、亜鉛めっき浴Ａｌ濃度：０．１４質量％（合金化処理する場合）、０．１８質量%（合金化処理を施さない場合）、片面あたりのめっき付着量４５ｇ／ｍ２（両面めっき）とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
 
　製造した鋼板から、ＪＩＳ５号引張試験片を圧延直角方向から長手方向（引張方向）となるように採取し、引張試験（ＪＩＳ　Ｚ２２４１（１９９８））により、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（ＥＬ）、降伏強さ（ＹＳ）を測定した。また、降伏比（ＹＲ）を算出した。
　穴広げ性に関しては、日本鉄鋼連盟規格（ＪＦＳ　Ｔ１００１（１９９６））に準拠し、クリアランス１２．５％にて、１０ｍｍφの穴を打抜き、かえりがダイ側になるように試験機にセットした後、６０°の円錐ポンチで成形することにより穴広げ率（λ）を測定した。λ（％）が、５０％以上を有するものを良好な穴広げ性を有する鋼板とした。
　スポット溶接性に関しては、製造された溶融亜鉛めっき鋼板の２枚を重ねた板の組み合わせについて、Ｃ－タイプガンに取付けられたサーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機を用いて抵抗スポット溶接を行い、抵抗スポット溶接継手を作製した。なお、使用した一対の電極チップは、ともに先端の曲率半径Ｒ４０、先端径６ｍｍを有するアルミナ分散銅のＤＲ型電極とした。溶接条件は、加圧力を３５００Ｎ、通電時間は１４サイクル、ホールド時間は１サイクルとし、ナゲット径が５．５ｍｍになるように溶接電流を調節した。十字引張試験（ＣＴＳ）はＪＩＳ　Ｚ３１３７に基づき行い、破断強度を測定した。破断強度が９．０ｋＮ以上を有するものを良好なスポット溶接性を有する鋼板とした。
　鋼板のフェライト、マルテンサイト、パーライトの体積率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面の研磨後、３％ナイタールで腐食し、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて２０００倍、５０００倍の倍率で表面から１／４厚み位置を観察し、ポイントカウント法（ＡＳＴＭ　Ｅ５６２－８３（１９８８）に準拠）により、面積率を測定し、その面積率を体積率とした。フェライトおよびマルテンサイトの平均結晶粒径は、Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ者のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて、鋼板組織写真から予め各々のフェライトおよびマルテンサイト結晶粒を識別しておいた写真を取り込むことで各相の面積が算出可能であり、その円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。
　残留オーステナイトの体積率は、鋼板を板厚方向の１／４厚の面まで研磨し、この板厚1／４面の回折Ｘ線強度により求めた。ＭｏのＫα線を線源として、加速電圧５０ｋｅＶにて、Ｘ線回折法（装置：Ｒｉｇａｋｕ社製ＲＩＮＴ２２００）によって、鉄のフェライトの｛２００｝面、｛２１１｝面、｛２２０｝面と、オーステナイトの｛２００｝面、｛２２０｝面、｛３１１｝面のＸ線回折線の積分強度を測定し、これらの測定値を用いて、「Ｘ線回折ハンドブック」（２０００年）理学電機株式会社、ｐ．２６、６２～６４に記載の計算式から残留オーステナイトの体積率を求めた。残留オーステナイトの平均結晶粒径については、ＥＢＳＤ（電子線後方散乱回析法）を用いて５０００倍の倍率で観察し、Ｉｍａｓｇｅ－Ｐｒｏを用いて円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。
　また、ＳＥＭ(走査型電子顕微鏡)、ＴＥＭ(透過型電子顕微鏡)、ＦＥ－ＳＥＭ（電界放出形走査電子顕微鏡）により、ベイナイトを観察し、面積率を測定し、それを体積率とした。平均結晶粒径は上述のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて、鋼板組織写真から円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。
　また、残部組織も確認し、結果を表３に示した。
　測定した引張特性、穴広げ率、スポット溶接性、鋼板組織の測定結果を表３に示す。
表３に示す結果から、本発明例は何れも伸び、穴広げ性、スポット溶接性に優れ、低降伏比、高強度であることが確認された。一方、比較例は、引張強さ、伸び、降伏比、穴広げ率、スポット溶接性の少なくとも１つの特性が劣る。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  

Claims (11)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０５～０．１２％、
    Ｓｉ：０．８０％以下、
    Ｍｎ：１．３０～２．１０％、
    Ｐ：０．００１～０．０５０％、
    Ｓ：０．００５％以下、
    Ａｌ：０．０１～０．１０％、
    Ｎ：０．０１０％以下を含有し、
    さらに、Ｃｒ：０．０５～０．５０％
    およびＭｏ：０．０５～０．５０％から選択される一種以上を含有し、
    さらに、Ｔｉ：０．０１～０．１０％、
    Ｎｂ：０．０１～０．１０％
    およびＶ：０．０１～０．１０％から選択される一種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    　体積率で、フェライトを７０～９０％、マルテンサイトを５～２０％、残留オーステナイトを５％以下、ベイナイトを１０％以下、パーライトを５％以下含み、前記フェライトの平均結晶粒径が２０μｍ以下、前記マルテンサイトの平均結晶粒径が５μｍ以下、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が５μｍ以下、前記ベイナイトの平均結晶粒径が７μｍ以下である鋼組織と、を備え、
    　引張強さが５９０ＭＰａ以上であることを特徴とする薄鋼板。
  2. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｃｕ：０．５０％以下、
    Ｎｉ：０．５０％以下、
    Ｂ：０．０１％以下、
    並びにＣａ及び／又はＲＥＭの合計：０．００５％以下から選択される一種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の薄鋼板。
  3. 　請求項１又は２に記載の薄鋼板の表面にめっき層を有することを特徴とするめっき鋼板。
  4. 　前記めっき層が溶融亜鉛めっき層又は合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項３に記載のめっき鋼板。
  5. 　請求項１又は２に記載の成分組成を有する鋼素材を、仕上げ圧延の最終パスの圧下率が１２％以上、該最終パスの前のパスの圧下率が１５％以上、仕上げ圧延終了温度が８５０～９５０℃の条件で熱間圧延し、該熱間圧延後、冷却停止温度までの第１平均冷却速度が５０℃／ｓ以上、冷却停止温度が７５０℃以下の条件で第１冷却をし、該第１冷却後、巻取温度までの第２平均冷却速度が５℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の条件で第２冷却し、該第２冷却後に６５０℃以下の巻取温度で巻き取ることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
  6. 　請求項５に記載の製造方法で得られた熱延鋼板を酸洗し、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. 　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、６００℃以上の温度域における露点を－４０℃以下とし、最高到達温度が７３０～８８０℃の条件で加熱し、最高到達温度において滞留時間１５～６００ｓで保持し、該保持後、冷却停止温度までの平均冷却速度が２～３０℃／ｓ、冷却停止温度が６５０℃以下の条件で冷却することを特徴とする薄鋼板の製造方法。
  8. 　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、加熱温度が７００～９００℃の条件で加熱し、冷却することを特徴とする熱処理板の製造方法。
  9. 　請求項８に記載の製造方法で得られた熱処理板を、６００℃以上の温度域における露点を－４０℃以下とし、最高到達温度が７３０～８８０℃の条件で加熱し、最高到達温度において滞留時間１５～６００ｓで保持し、該保持後、冷却停止温度までの平均冷却速度が２～３０℃／ｓ、冷却停止温度が６５０℃以下の条件で冷却することを特徴とする薄鋼板の製造方法。
  10. 　請求項７又は９に記載の製造方法で得られた薄鋼板の表面にめっき処理を施すめっき工程を備えることを特徴とするめっき鋼板の製造方法。
  11. 　前記めっき処理は、溶融亜鉛めっきし、４５０～６００℃で合金化する処理であることを特徴とする請求項１０に記載のめっき鋼板の製造方法。
     
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