JP6264505B1 - 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
TS：1180MPa以上、曲げ性およびめっき性に優れた薄鋼板、めっき鋼板および熱延鋼板、冷延フルハード鋼板および薄鋼板の製造方法を提供する。所定の成分組成を有し、Ti：0.003〜0.100％、Nb：0.003〜0.100％、Mo：0.005〜0.500％から選ばれる1種以上を含有する。表面から板厚方向に20μmの範囲においてポリゴナルフェライトが0〜60％、マルテンサイトとベイナイトおよび残留オーステナイトが合計で40〜100％、鋼板表面から板厚方向に20μmの範囲に存在するマルテンサイト中のMn量：[Mn]SMとバルク中のMn量：[Mn]Bが、[Mn]SM/[Mn]B≦1.5、表面から板厚方向に300μmの位置においてマルテンサイトの面積率が40〜80％であり、ポリゴナルフェライトおよびベイナイトの平均結晶粒径がそれぞれ15μm未満である。
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。
自動車の衝突安全性改善と燃費向上の観点から自動車用部品に用いられる鋼板においては高強度化が求められている。しかしながら、材料の強化は一般に加工性の低下を招く。そのため、強度と加工性の両方に優れた鋼板の開発が必要とされている。特に、引張強さ（以下、TSと称することもある）が1180MPaを超える高強度鋼板は成形難度が高いため、メンバーやロッカー部品などのようにストレート形状で曲げ主体の加工が施されることが多く、曲げ性に優れた鋼板が求められている。また、このような部品は腐食環境下にあるため、高い防錆性が要求される。
曲げ加工においては、表層近傍の硬質組織が曲げ加工の際にボイド発生を促し、亀裂の起点となるため、TS が1180MPa超級鋼においては硬質組織に関連したボイドの発生を抑制することが曲げ性改善の観点から極めて重要である。
上記に対して、特許文献1では、焼戻しマルテンサイトとフェライトの硬さを制御することで曲げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を得る技術が開示されている。
特許文献2では、フェライトを硬化させつつマルテンサイト低減することで曲げ性に優れた熱延鋼板を得る技術が開示されている。
特許文献3では、表層付近の強度を下げることで曲げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を得る技術が開示されている。
特許文献2では、フェライトを硬化させつつマルテンサイト低減することで曲げ性に優れた熱延鋼板を得る技術が開示されている。
特許文献3では、表層付近の強度を下げることで曲げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を得る技術が開示されている。
しかしながら、特許文献1では鋼板表面において発生する微小割れについては検討されておらず、改善の余地がみられる。また、めっき性を阻害するSiやMnが多量に含まれているにも関わらず、製造技術において対処策が開示されていないことから不めっきが発生して防錆が不十分になっているものと考えられる。
特許文献2は、熱延鋼板のため、めっき性やめっきを付与した状態での曲げ加工性、さらには曲げ加工表面の微小亀裂について検討されておらず、改善の余地がある。
特許文献3は鋼板表面において発生する微小割れについては検討されておらず、改善の余地がみられる。
特許文献2は、熱延鋼板のため、めっき性やめっきを付与した状態での曲げ加工性、さらには曲げ加工表面の微小亀裂について検討されておらず、改善の余地がある。
特許文献3は鋼板表面において発生する微小割れについては検討されておらず、改善の余地がみられる。
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、引張強さ：1180MPa以上を有し、曲げ性およびめっき性に優れた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、鋭意研究を重ねた。その結果、以下の知見を得た。
鋼板表層近傍に存在するマルテンサイトに関連したボイドはマルテンサイトと他相との硬度差や、マルテンサイトの分率、マルテンサイト中のMn量に強く影響される。また、鋼板表面にMn濃化部が生じるとそこを起点とした微小の不めっきを生じる。
これに対して、鋼成分組成およびミクロ組織を適正化した上で、鋼板表面から板厚方向に20μmの範囲に存在するマルテンサイト中のMn量[Mn]SMとバルク中のMn量[Mn]Bを[Mn]SM/[Mn]B≦1.5とすることで、TS：1180MPa超級鋼板において、微小の不めっきを生じずかつ優れた曲げ性を発現することを知見した。
鋼板表層近傍に存在するマルテンサイトに関連したボイドはマルテンサイトと他相との硬度差や、マルテンサイトの分率、マルテンサイト中のMn量に強く影響される。また、鋼板表面にMn濃化部が生じるとそこを起点とした微小の不めっきを生じる。
これに対して、鋼成分組成およびミクロ組織を適正化した上で、鋼板表面から板厚方向に20μmの範囲に存在するマルテンサイト中のMn量[Mn]SMとバルク中のMn量[Mn]Bを[Mn]SM/[Mn]B≦1.5とすることで、TS：1180MPa超級鋼板において、微小の不めっきを生じずかつ優れた曲げ性を発現することを知見した。
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：0.05〜0.25％、Si：1.0％以下、Mn：2.0〜4.0％、P：0.100％以下、S：0.02％以下、Al： 1.0％以下、N：0.001〜0.015％、かつTi：0.003〜0.100％、Nb：0.003〜0.100％、Mo：0.005〜0.500％から選ばれる1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し、鋼板表面から板厚方向に20μmの範囲において、面積率で、ポリゴナルフェライトが0〜60％、マルテンサイトとベイナイトおよび残留オーステナイトが合計で40〜100％であり、鋼板表面から板厚方向に20μmの範囲に存在するマルテンサイト中のMn量：[Mn]SMと鋼板表面から板厚中心方向に板厚1/4の位置（バルク中）のMn量：[Mn]Bが、[Mn]SM/[Mn]B≦1.5であり、鋼板表面から板厚方向に300μmの位置において、マルテンサイトの面積率が40〜80％であり、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径とベイナイトの平均結晶粒径がそれぞれ15μm未満であることを特徴とする薄鋼板。
［２］さらに、質量％で、Cr：0.005〜2.000％、V：0.005〜2.000％、Cu：0.005〜2.000％、Ni：0.005〜2.000％、B：0.0001〜0.0050％、Ca：0.0001〜0.0050％、REM：0.0001〜0.0050％、Sb：0.0010〜0.1000％、Sn：0.0010〜0.5000％から選ばれる1種以上を含有することを特徴とする上記［１］に記載の薄鋼板。
[３]鋼板表面から板厚方向に20μmの範囲におけるマルテンサイトの平均結晶粒径が20μm以下であることを特徴とする上記［１］または［２］に記載の薄鋼板。
［４］上記［１］〜［３］のいずれかに記載の薄鋼板の表面にめっき層を備えることを特徴とするめっき鋼板。
［５］前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする上記［４］に記載のめっき鋼板。
［６］上記［１］または［２］に記載の成分を有するスラブに熱間圧延を施すにあたり、
仕上げ圧延では、最終パスから数えて2番目のパスから最終パスまでの温度を800〜950℃、最終パスから数えて2番目のパスから最終パスまでの累計圧下率を10〜40％、最終パスの圧下率を8〜25％とし、仕上げ圧延終了後0.5〜3.0sで冷却を開始し、600〜720℃の温度域を30℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、590℃以下で巻取ることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
［７］上記［６］に記載の製造方法で得られた熱延鋼板に対して、20％以上の圧下率で冷間圧延を施すことを特徴とする冷延フルハード鋼板の製造方法。
［８］上記［６］に記載の製造方法で得られた熱延鋼板、または、上記［７］に記載の製造方法で得られた冷延フルハード鋼板に対して、500〜650℃の温度域を1.0℃/s以上の平均加熱速度で、730〜900℃に加熱し、次いで400〜590℃の冷却停止温度まで5℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、かつ、前記加熱から前記冷却を行う際の730〜900℃の温度域で10〜1000s保持し、400〜590℃の温度域で1000s以下保持する、焼鈍を施すことを特徴とする薄鋼板の製造方法。
［９］730〜900℃の温度域における露点を−40℃以下とすることを特徴とする上記［８］に記載の薄鋼板の製造方法。
［１０］上記［８］または［９］で得られた薄鋼板にめっきを施し、3℃/s以上の平均冷却速度で室温まで冷却することを特徴とするめっき鋼板の製造方法。
［２］さらに、質量％で、Cr：0.005〜2.000％、V：0.005〜2.000％、Cu：0.005〜2.000％、Ni：0.005〜2.000％、B：0.0001〜0.0050％、Ca：0.0001〜0.0050％、REM：0.0001〜0.0050％、Sb：0.0010〜0.1000％、Sn：0.0010〜0.5000％から選ばれる1種以上を含有することを特徴とする上記［１］に記載の薄鋼板。
[３]鋼板表面から板厚方向に20μmの範囲におけるマルテンサイトの平均結晶粒径が20μm以下であることを特徴とする上記［１］または［２］に記載の薄鋼板。
［４］上記［１］〜［３］のいずれかに記載の薄鋼板の表面にめっき層を備えることを特徴とするめっき鋼板。
［５］前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする上記［４］に記載のめっき鋼板。
［６］上記［１］または［２］に記載の成分を有するスラブに熱間圧延を施すにあたり、
仕上げ圧延では、最終パスから数えて2番目のパスから最終パスまでの温度を800〜950℃、最終パスから数えて2番目のパスから最終パスまでの累計圧下率を10〜40％、最終パスの圧下率を8〜25％とし、仕上げ圧延終了後0.5〜3.0sで冷却を開始し、600〜720℃の温度域を30℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、590℃以下で巻取ることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。
［７］上記［６］に記載の製造方法で得られた熱延鋼板に対して、20％以上の圧下率で冷間圧延を施すことを特徴とする冷延フルハード鋼板の製造方法。
［８］上記［６］に記載の製造方法で得られた熱延鋼板、または、上記［７］に記載の製造方法で得られた冷延フルハード鋼板に対して、500〜650℃の温度域を1.0℃/s以上の平均加熱速度で、730〜900℃に加熱し、次いで400〜590℃の冷却停止温度まで5℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、かつ、前記加熱から前記冷却を行う際の730〜900℃の温度域で10〜1000s保持し、400〜590℃の温度域で1000s以下保持する、焼鈍を施すことを特徴とする薄鋼板の製造方法。
［９］730〜900℃の温度域における露点を−40℃以下とすることを特徴とする上記［８］に記載の薄鋼板の製造方法。
［１０］上記［８］または［９］で得られた薄鋼板にめっきを施し、3℃/s以上の平均冷却速度で室温まで冷却することを特徴とするめっき鋼板の製造方法。
なお、本発明において、「高強度」とはTSが1180MPa以上であり、「曲げ性に優れた」とは後述するR/tが3.5以下であり、「めっき性に優れた」とは亜鉛めっき鋼板表面を10倍のルーペで観察した際に直径が0.5mm以上の不めっきが認められないことである。
本発明によれば、引張強さ：1180MPa以上を有し、曲げ性およびめっき性に優れためっき鋼板が得られる。上記特性を有するため、本発明のめっき鋼板は自動車部品用素材として好適である。
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、自動車の衝突安全性改善と燃費向上に寄与する。
以下、本発明を詳細に説明する。
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。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。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：0.05〜0.25％、Si：1.0％以下、Mn：2.0〜4.0％、P：0.100％以下、S：0.02％以下、Al： 1.0％以下、N：0.001〜0.015％、かつTi：0.003〜0.100％、Nb：0.003〜0.100％、Mo：0.005〜0.500％から選ばれる1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。
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：0.05〜0.25％、Si：1.0％以下、Mn：2.0〜4.0％、P：0.100％以下、S：0.02％以下、Al： 1.0％以下、N：0.001〜0.015％、かつTi：0.003〜0.100％、Nb：0.003〜0.100％、Mo：0.005〜0.500％から選ばれる1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。
また、上記成分組成は、質量％で、Cr：0.005〜2.000％、V：0.005〜2.000％、Cu：0.005〜2.000％、Ni：0.005〜2.000％、B：0.0001〜0.0050％、Ca：0.0001〜0.0050％、REM：0.0001〜0.0050％、Sb：0.0010〜0.1000％、Sn：0.0010〜0.5000％から選ばれる1種以上を含有してもよい。
以下、各成分について説明する。下記の説明において成分の含有量を表す「％」は「質量％」を意味する。また、「量」は「含有量」を意味する。
C：0.05〜0.25％
Cは、マルテンサイトやベイナイトを生成させてTSを上昇させるのに有効な元素である。0.05％未満ではこのような効果が十分得られず、1180MPa以上のTSが得られない。一方、C含有量が0.25％を超えるとマルテンサイトが硬化して曲げ性の劣化が顕著になる。したがって、C含有量は0.05〜0.25％とする。好ましくは0.07％以上である。好ましくは0.22％以下、より好ましくは0.20％以下である。
C：0.05〜0.25％
Cは、マルテンサイトやベイナイトを生成させてTSを上昇させるのに有効な元素である。0.05％未満ではこのような効果が十分得られず、1180MPa以上のTSが得られない。一方、C含有量が0.25％を超えるとマルテンサイトが硬化して曲げ性の劣化が顕著になる。したがって、C含有量は0.05〜0.25％とする。好ましくは0.07％以上である。好ましくは0.22％以下、より好ましくは0.20％以下である。
Si：1.0％以下
Siは、鋼を固溶強化してTSを上昇させるのに有効な元素であるが、めっき性を著しく阻害して不めっきを招く元素でもある。本発明では1.0％まで許容できる。したがって、Si含有量は1.0％以下、好ましくは0.8％以下、より好ましくは0.6％以下とする。下限は特に規定しないが、操業性の観点からは0.005％以上が好ましい。
Siは、鋼を固溶強化してTSを上昇させるのに有効な元素であるが、めっき性を著しく阻害して不めっきを招く元素でもある。本発明では1.0％まで許容できる。したがって、Si含有量は1.0％以下、好ましくは0.8％以下、より好ましくは0.6％以下とする。下限は特に規定しないが、操業性の観点からは0.005％以上が好ましい。
Mn：2.0〜4.0％
Mnは、マルテンサイトやベイナイトを生成させてTSを上昇させるのに有効な元素である。2.0％未満ではこうした効果が十分得られず、また過剰にポリゴナルフェライトが生成してTSの低下や曲げ性の劣化を招く。一方、4.0％を超えると鋼が脆化して本発明の曲げ性が得られなくなる。したがって、Mn含有量は2.0〜4.0％とする。好ましくは3.5％以下とする。より好ましくは3.0％以下とする。
Mnは、マルテンサイトやベイナイトを生成させてTSを上昇させるのに有効な元素である。2.0％未満ではこうした効果が十分得られず、また過剰にポリゴナルフェライトが生成してTSの低下や曲げ性の劣化を招く。一方、4.0％を超えると鋼が脆化して本発明の曲げ性が得られなくなる。したがって、Mn含有量は2.0〜4.0％とする。好ましくは3.5％以下とする。より好ましくは3.0％以下とする。
P：0.100％以下
Pは、粒界を脆化させて曲げ性を劣化させるため、その含有量は極力低減することが望ましい。しかし、本発明では0.100％まで許容できる。したがって、P含有量は0.100％以下とする。下限は特に規定しないが、製造上0.001％程度のPは不可避的に混入する場合がある。よって、0.001％未満では生産能率の低下を招くため、0.001％以上が好ましい。
Pは、粒界を脆化させて曲げ性を劣化させるため、その含有量は極力低減することが望ましい。しかし、本発明では0.100％まで許容できる。したがって、P含有量は0.100％以下とする。下限は特に規定しないが、製造上0.001％程度のPは不可避的に混入する場合がある。よって、0.001％未満では生産能率の低下を招くため、0.001％以上が好ましい。
S：0.02％以下
Sは、介在物を増加させて曲げ性を劣化させるため、その含有量は極力低減することが好ましい。しかし、本発明では0.02％まで許容できる。したがって、S含有量はS：0.02％以下とする。下限は特に規定しないが、0.0005％未満では生産能率の低下を招くため、0.0005％以上が好ましい。
Sは、介在物を増加させて曲げ性を劣化させるため、その含有量は極力低減することが好ましい。しかし、本発明では0.02％まで許容できる。したがって、S含有量はS：0.02％以下とする。下限は特に規定しないが、0.0005％未満では生産能率の低下を招くため、0.0005％以上が好ましい。
Al： 1.0％以下
Alは、脱酸剤として作用し、脱酸工程で含有することが好ましいが、多量に含有するとポリゴナルフェライトが多量に生成してTSの低下や曲げ性の劣化を招く。しかし、本発明では1.0％まで許容される。したがって、Al含有量は1.0％以下とする。好ましくは0.010％以上である。好ましくは0.50％以下である。
Alは、脱酸剤として作用し、脱酸工程で含有することが好ましいが、多量に含有するとポリゴナルフェライトが多量に生成してTSの低下や曲げ性の劣化を招く。しかし、本発明では1.0％まで許容される。したがって、Al含有量は1.0％以下とする。好ましくは0.010％以上である。好ましくは0.50％以下である。
SiとAlの合計はめっき性の点から0.8％未満が好ましい。0.8％未満でも、十分に本発明の効果を得ることができる。
N：0.001〜0.015％
NはAlN等の窒化物を生成させて、粒径の微細化に有効な元素である。このような効果を得るには0.001％以上とする必要がある。一方、0.015％を超えると窒化物が粗大化して細粒化効果が減退するばかりか粗大な窒化物によって曲げ性が劣化する。したがって、N含有量は0.001〜0.015％とする。好ましくは0.002％以上、より好ましくは0.003％以上である。好ましくは0.012％以下、より好ましくは0.010％以下である。
NはAlN等の窒化物を生成させて、粒径の微細化に有効な元素である。このような効果を得るには0.001％以上とする必要がある。一方、0.015％を超えると窒化物が粗大化して細粒化効果が減退するばかりか粗大な窒化物によって曲げ性が劣化する。したがって、N含有量は0.001〜0.015％とする。好ましくは0.002％以上、より好ましくは0.003％以上である。好ましくは0.012％以下、より好ましくは0.010％以下である。
Ti：0.003〜0.100％、Nb：0.003〜0.100％、Mo：0.005〜0.500％から選ばれる1種以上
Ti、Nb、Moは焼鈍時に炭化物を形成することで組織を微細化するとともに析出強化により曲げ加工の際の亀裂を抑制して曲げ性を向上させる。このような効果を得るにはTi：0.003％以上、Nb：0.003％以上、Mo：0.005％以上から選ばれる1種以上を含有する必要がある。一方、含有量がそれぞれ規定値を超えると炭化物が粗大化して逆に曲げ性を劣化させる。したがって、含有する場合、Ti、Nb、Moは、Ti：0.003〜0.100％、Nb：0.003〜0.100％、Mo：0.005〜0.500％とする。好ましくは、Tiは0.010％以上、Nbは0.010％以上、Moは0.010％以上である。好ましくは、Tiは0.060％以下、Nbは0.080％以下、Moは0.300％以下である。
Ti、Nb、Moは焼鈍時に炭化物を形成することで組織を微細化するとともに析出強化により曲げ加工の際の亀裂を抑制して曲げ性を向上させる。このような効果を得るにはTi：0.003％以上、Nb：0.003％以上、Mo：0.005％以上から選ばれる1種以上を含有する必要がある。一方、含有量がそれぞれ規定値を超えると炭化物が粗大化して逆に曲げ性を劣化させる。したがって、含有する場合、Ti、Nb、Moは、Ti：0.003〜0.100％、Nb：0.003〜0.100％、Mo：0.005〜0.500％とする。好ましくは、Tiは0.010％以上、Nbは0.010％以上、Moは0.010％以上である。好ましくは、Tiは0.060％以下、Nbは0.080％以下、Moは0.300％以下である。
残部はFeおよび不可避的不純物である。
以上が本発明の基本成分組成である。必要に応じて、以下の元素の1種以上を適宜含有させることができる。
Cr：0.005〜2.000％、V：0.005〜2.000％、Cu：0.005〜2.000％、Ni：0.005〜2.000％、B：0.0001〜0.0050％、Ca：0.0001〜0.0050％、REM：0.0001〜0.0050％、Sb：0.0010〜0.1000％、Sn：0.0010〜0.5000％から選ばれる1種以上
Cr、V、Cuはマルテンサイトやベイナイトを生成させ、高強度化に有効な元素である。このような効果を得るにはCr：0.005％以上、V：0.005％以上、Cu：0.005％以上とすることが好ましい。一方、Crが2.000％、Vが2.000％、Cuが2.000％を超えると、曲げ性の劣化やめっき性を阻害による不めっきを招く。よって、含有する場合は、Cr：0.005〜2.000％、V：0.005〜2.000％、Cu：0.005〜2.000％とする。
Niはマルテンサイトやベイナイトを生成させ、高強度化に有効な元素である。このような効果を得るには0.005％以上とすることが好ましい。一方、2.000％を超えるとマルテンサイトの性質が変化して曲げ性の劣化を招く。よって、含有する場合は、0.005〜2.000％とする。
Bは鋼板の焼入れ性を高め、マルテンサイトやベイナイトを生成させ、高強度化に有効な元素である。こうした効果を得るには0.0001％以上とすることが好ましい。一方、Bの含有量が0.0050％を超えると介在物が増加して、曲げ性が劣化する。よって、含有する場合は、0.0001〜0.0050％とする。
Ca、REMは介在物の形態制御により曲げ性の向上に有効な元素である。こうした効果を得るにはCa：0.0001％以上、REM：0.0001％以上とすることが好ましい。一方、Ca、REMの含有量がそれぞれ0.0050％を超えると、介在物量が増加して曲げ性が劣化する。よって、含有する場合は、Ca：0.0001〜0.0050％、REM：0.0001〜0.0050％とする。
Sb、Snは脱窒、脱硼等を抑制して、鋼の強度低下抑制に有効な元素である。こうした効果を得るにはSb：0.0010％以上、Sn：0.0010以上とすることが好ましい。一方、Sbが0.1000％、Snが0.5000％を超えると粒界脆化により曲げ性が劣化する。よって、含有する場合は、Sb：0.0010〜0.1000％、Sn：0.0010〜0.5000％とする。
Cr：0.005〜2.000％、V：0.005〜2.000％、Cu：0.005〜2.000％、Ni：0.005〜2.000％、B：0.0001〜0.0050％、Ca：0.0001〜0.0050％、REM：0.0001〜0.0050％、Sb：0.0010〜0.1000％、Sn：0.0010〜0.5000％から選ばれる1種以上
Cr、V、Cuはマルテンサイトやベイナイトを生成させ、高強度化に有効な元素である。このような効果を得るにはCr：0.005％以上、V：0.005％以上、Cu：0.005％以上とすることが好ましい。一方、Crが2.000％、Vが2.000％、Cuが2.000％を超えると、曲げ性の劣化やめっき性を阻害による不めっきを招く。よって、含有する場合は、Cr：0.005〜2.000％、V：0.005〜2.000％、Cu：0.005〜2.000％とする。
Niはマルテンサイトやベイナイトを生成させ、高強度化に有効な元素である。このような効果を得るには0.005％以上とすることが好ましい。一方、2.000％を超えるとマルテンサイトの性質が変化して曲げ性の劣化を招く。よって、含有する場合は、0.005〜2.000％とする。
Bは鋼板の焼入れ性を高め、マルテンサイトやベイナイトを生成させ、高強度化に有効な元素である。こうした効果を得るには0.0001％以上とすることが好ましい。一方、Bの含有量が0.0050％を超えると介在物が増加して、曲げ性が劣化する。よって、含有する場合は、0.0001〜0.0050％とする。
Ca、REMは介在物の形態制御により曲げ性の向上に有効な元素である。こうした効果を得るにはCa：0.0001％以上、REM：0.0001％以上とすることが好ましい。一方、Ca、REMの含有量がそれぞれ0.0050％を超えると、介在物量が増加して曲げ性が劣化する。よって、含有する場合は、Ca：0.0001〜0.0050％、REM：0.0001〜0.0050％とする。
Sb、Snは脱窒、脱硼等を抑制して、鋼の強度低下抑制に有効な元素である。こうした効果を得るにはSb：0.0010％以上、Sn：0.0010以上とすることが好ましい。一方、Sbが0.1000％、Snが0.5000％を超えると粒界脆化により曲げ性が劣化する。よって、含有する場合は、Sb：0.0010〜0.1000％、Sn：0.0010〜0.5000％とする。
また、本発明では、その他の元素としてZr、Mg、La、Ceを合計で0.002％まで含んでも構わない。
鋼板表面から板厚方向に20μmまでの範囲に存在するマルテンサイト中のMn量：[Mn]SMとバルク中のMn量：[Mn]Bの比である[Mn]SM/[Mn]Bが1.5以下
[Mn]SM/[Mn]Bが1.5を超えると曲げ性が劣化し、まためっき性も劣化する。曲げ性劣化のメカニズムは明らかではないが硬質なマルテンサイト中のMn量が高まり、他組織とのMn量の差が大きくなると、変形の際にその界面の急峻なMn濃度勾配によりボイド生成が助長されて、亀裂が生じやすくなるものと推測される。このような理由から、[Mn]SM/[Mn]Bは1.5以下、好ましくは1.4以下、より好ましくは1.3以下とする。
なお、バルク中のMn量とは、鋼板表面から板厚中心方向に板厚1/4の位置におけるMn含有量である。
また、[Mn]SM、[Mn]Bは、以下の方法にて測定した。焼鈍後の鋼板よりサンプルを切り出し、圧延方向に平行な板厚断面をミクロ組織観察した。鋼板表面から板厚方向に20μmまでの範囲について、炭化物を除く白色および明灰色部に該当する組織の中央部を各視野10点ずつEDX分析し、その平均Mn含有量（マルテンサイト中のMn含有量）を算出し、これを[Mn]SMとした。鋼板表面から板厚中心方向に板厚1/4の位置について、炭化物を除く白色および明灰色部に該当する組織の中央部を各視野10点ずつEDX分析し、その平均Mn含有量（マルテンサイト中のMn含有量）を算出するとともに、白色および明灰色部以外を各視野10点ずつEDX分析し、その平均Mn含有量（マルテンサイト以外のMn含有量）を算出し、マルテンサイトの分率とマルテンサイト中のMn含有量およびマルテンサイト以外の分率とマルテンサイト以外のMn含有量から[Mn]Bを求めた。
[Mn]SM/[Mn]Bが1.5を超えると曲げ性が劣化し、まためっき性も劣化する。曲げ性劣化のメカニズムは明らかではないが硬質なマルテンサイト中のMn量が高まり、他組織とのMn量の差が大きくなると、変形の際にその界面の急峻なMn濃度勾配によりボイド生成が助長されて、亀裂が生じやすくなるものと推測される。このような理由から、[Mn]SM/[Mn]Bは1.5以下、好ましくは1.4以下、より好ましくは1.3以下とする。
なお、バルク中のMn量とは、鋼板表面から板厚中心方向に板厚1/4の位置におけるMn含有量である。
また、[Mn]SM、[Mn]Bは、以下の方法にて測定した。焼鈍後の鋼板よりサンプルを切り出し、圧延方向に平行な板厚断面をミクロ組織観察した。鋼板表面から板厚方向に20μmまでの範囲について、炭化物を除く白色および明灰色部に該当する組織の中央部を各視野10点ずつEDX分析し、その平均Mn含有量（マルテンサイト中のMn含有量）を算出し、これを[Mn]SMとした。鋼板表面から板厚中心方向に板厚1/4の位置について、炭化物を除く白色および明灰色部に該当する組織の中央部を各視野10点ずつEDX分析し、その平均Mn含有量（マルテンサイト中のMn含有量）を算出するとともに、白色および明灰色部以外を各視野10点ずつEDX分析し、その平均Mn含有量（マルテンサイト以外のMn含有量）を算出し、マルテンサイトの分率とマルテンサイト中のMn含有量およびマルテンサイト以外の分率とマルテンサイト以外のMn含有量から[Mn]Bを求めた。
＜薄鋼板、めっき鋼板の鋼組織＞
鋼板表面から板厚方向に20μmの範囲において、面積率で、ポリゴナルフェライトが0〜60％
鋼板表面から板厚方向に20μmの範囲においてポリゴナルフェライトが生じるとマルテンサイトとの硬度差により曲げ性が劣化するため、極力低減することが好ましい。本発明では60％まで許容できる。したがって、鋼板の表面から板厚方向に20μmの範囲におけるポリゴナルフェライトの面積率は0〜60％とする。上限は、好ましくは40％未満、より好ましくは38％以下、さらにより好ましくは34％以下である。下限は、好ましくは10％超え、より好ましくは13％以上である。
鋼板表面から板厚方向に20μmの範囲において、面積率で、ポリゴナルフェライトが0〜60％
鋼板表面から板厚方向に20μmの範囲においてポリゴナルフェライトが生じるとマルテンサイトとの硬度差により曲げ性が劣化するため、極力低減することが好ましい。本発明では60％まで許容できる。したがって、鋼板の表面から板厚方向に20μmの範囲におけるポリゴナルフェライトの面積率は0〜60％とする。上限は、好ましくは40％未満、より好ましくは38％以下、さらにより好ましくは34％以下である。下限は、好ましくは10％超え、より好ましくは13％以上である。
鋼板表面から板厚方向に20μmの範囲において、面積率で、マルテンサイトとベイナイトおよび残留オーステナイトが、合計で40〜100％
鋼板の表面から板厚方向に20μmの範囲において、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトからなる組織を多く生成させることで、本発明の薄鋼板およびめっき鋼板において優れた曲げ性が得られる。したがって、鋼板の表面から板厚方向に20μmの範囲におけるマルテンサイトとベイナイトおよび残留オーステナイトの面積率の合計は40〜100％とする。好ましくは50％以上である。
鋼板の表面から板厚方向に20μmの範囲において、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトからなる組織を多く生成させることで、本発明の薄鋼板およびめっき鋼板において優れた曲げ性が得られる。したがって、鋼板の表面から板厚方向に20μmの範囲におけるマルテンサイトとベイナイトおよび残留オーステナイトの面積率の合計は40〜100％とする。好ましくは50％以上である。
鋼板表面から板厚方向に300μmの位置において、マルテンサイトの面積率が40〜80％
鋼鈑表面から板厚方向に300μm付近におけるマルテンサイトの面積率が40％未満では1180MPa以上のTSが得られない。一方、80％を超えると曲げ性が劣化する。したがって、鋼板の表面から300μm付近におけるマルテンサイトの面積率は40〜80％、好ましくは45％以上とする。好ましくは75％以下とする。
鋼鈑表面から板厚方向に300μm付近におけるマルテンサイトの面積率が40％未満では1180MPa以上のTSが得られない。一方、80％を超えると曲げ性が劣化する。したがって、鋼板の表面から300μm付近におけるマルテンサイトの面積率は40〜80％、好ましくは45％以上とする。好ましくは75％以下とする。
なお、本発明では基本的にはパーライトは含有しないが、含有する場合は面積率で3％以下とすることが好ましい。
本発明において、ポリゴナルフェライト、マルテンサイト、ベイナイト、および残留オーステナイトの面積率とは、観察面積に占める各組織の面積の割合のことであり、これらの面積率の測定方法は以下の通りである。焼鈍後の鋼板よりサンプルを切り出し、圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、3％ナイタールで腐食し、鋼板表面近傍（鋼板表面から板厚方向に20μm）および鋼板表面から板厚方向に300μm位置をSEM（走査型電子顕微鏡）で1500倍の倍率でそれぞれ3視野撮影する。得られた画像データからMedia Cybernetics社製のImage-Proを用いて各組織の面積率を求め、視野の平均面積率を各組織の面積率とする。前記画像データにおいて、ポリゴナルフェライトは滑らかな曲線状の粒界を持つ黒、マルテンサイトおよび残留オーステナイトは白または明灰色、ベイナイトは直線的な粒界を持ち方位の揃った炭化物または島状マルテンサイトを含む灰色または暗灰色として区別される。なお、本発明において、マルテンサイトは炭化物を含むオートテンパードマルテンサイトを含む。また、本発明の方法によれば暗灰色または黒色で炭化物を含むという特徴がある焼戻しマルテンサイトは生成しないが、このような焼戻しマルテンサイトは曲げ性を劣化させる場合があるため含まないことが好ましい。なお、炭化物を含むマルテンサイトは、炭化物方位は揃っておらずベイナイトとは異なる。また、本発明において炭化物は、白色の点または線状として区別できる。また、本発明では含有しないが、パーライトは黒色と白色の層状組織として区別できる。
鋼板表面から板厚方向に300μmの位置において、ポリゴナルフェライトとベイナイトの平均結晶粒径：それぞれ15μm未満
ポリゴナルフェライトとベイナイトの平均結晶粒径のいずれかが15μm以上になると本発明の高強度と曲げ性が両立できない。したがって、鋼板表面から板厚方向に300μmの位置において、ポリゴナルフェライトとベイナイトの平均結晶粒径はそれぞれ15μm未満とする。好ましくは10μm以下、より好ましくは8μm以下である。
ポリゴナルフェライトとベイナイトの平均結晶粒径のいずれかが15μm以上になると本発明の高強度と曲げ性が両立できない。したがって、鋼板表面から板厚方向に300μmの位置において、ポリゴナルフェライトとベイナイトの平均結晶粒径はそれぞれ15μm未満とする。好ましくは10μm以下、より好ましくは8μm以下である。
鋼板の表面から板厚方向に20μmの範囲におけるマルテンサイトの平均結晶粒径：20μm以下（好適条件）
マルテンサイトの平均結晶粒径を20μm以下とすることで曲げ変形における粗大ボイド生成が抑制されて、さらに曲げ性を改善できる。したがって、鋼板の表面から板厚方向に20μmの範囲におけるマルテンサイトの平均結晶粒径は20μm以下が好ましい。より好ましくは15μm以下、さらに好ましくは10μm以下である。
マルテンサイトの平均結晶粒径を20μm以下とすることで曲げ変形における粗大ボイド生成が抑制されて、さらに曲げ性を改善できる。したがって、鋼板の表面から板厚方向に20μmの範囲におけるマルテンサイトの平均結晶粒径は20μm以下が好ましい。より好ましくは15μm以下、さらに好ましくは10μm以下である。
ポリゴナルフェライトとベイナイトの平均結晶粒径、マルテンサイトの平均結晶粒径は、以下の方法にて測定することができる。
ポリゴナルフェライトおよびベイナイトの平均結晶粒径は、上記面積率の測定方法と同一の視野内に存在するポリゴナルフェライトおよびベイナイトの特徴をもつ組織の面積をそれぞれの組織の個数で除し、その平均値の1/2乗をそれぞれの平均結晶粒径とした。マルテンサイトの平均結晶粒径は、上記面積率の測定方法と同一の視野内に存在する白色および明灰色の組織の合計の面積を組織の個数で除し、その平均値の1/2乗をマルテンサイトの平均結晶粒径とした。なお、本発明においてパケット境界やブロック境界は粒界には含まない。
ポリゴナルフェライトおよびベイナイトの平均結晶粒径は、上記面積率の測定方法と同一の視野内に存在するポリゴナルフェライトおよびベイナイトの特徴をもつ組織の面積をそれぞれの組織の個数で除し、その平均値の1/2乗をそれぞれの平均結晶粒径とした。マルテンサイトの平均結晶粒径は、上記面積率の測定方法と同一の視野内に存在する白色および明灰色の組織の合計の面積を組織の個数で除し、その平均値の1/2乗をマルテンサイトの平均結晶粒径とした。なお、本発明においてパケット境界やブロック境界は粒界には含まない。
＜薄鋼板＞
薄鋼板の成分組成および鋼組織は上記の通りである。また、薄鋼板の厚みは特に限定されないが、通常、0.4ｍｍ以上6.0ｍｍ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、0.4ｍｍ以上6.0ｍｍ以下である。
＜めっき鋼板＞
本発明のめっき鋼板は、本発明の薄鋼板の表面にめっき層を備えるめっき鋼板である。めっき層の種類は特に限定されず、例えば、溶融めっき層、電気めっき層のいずれでもよい。また、めっき層は合金化されためっき層でもよい。めっき層は亜鉛めっき層が好ましい。亜鉛めっき層はＡｌやＭｇを含有してもよい。また、溶融亜鉛−アルミニウム−マグネシウム合金めっき（Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき層）も好ましい。この場合、Ａｌ含有量を1質量％以上22質量％以下、Ｍｇ含有量を0.1質量％以上10質量％以下とすることが好ましい。さらに、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｅ、Ｌａから選択する１種または２種以上を合計で1質量％以下含有することができる。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、本発明の薄鋼板の表面にめっき層を備えるめっき鋼板である。めっき層の種類は特に限定されず、例えば、溶融めっき層、電気めっき層のいずれでもよい。また、めっき層は合金化されためっき層でもよい。めっき層は亜鉛めっき層が好ましい。亜鉛めっき層はＡｌやＭｇを含有してもよい。また、溶融亜鉛−アルミニウム−マグネシウム合金めっき（Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき層）も好ましい。この場合、Ａｌ含有量を1質量％以上22質量％以下、Ｍｇ含有量を0.1質量％以上10質量％以下とすることが好ましい。さらに、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｅ、Ｌａから選択する１種または２種以上を合計で1質量％以下含有することができる。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。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。例えば、片面あたりのめっき付着量が20〜80ｇ／ｍ２の溶融亜鉛めっき層、これがさらに合金化された合金化溶融亜鉛めっき層を有することが好ましい。また、めっき層が溶融亜鉛めっき層の場合にはめっき層中のＦｅ含有量は７質量％未満が好ましい。めっき層が合金化溶融亜鉛めっき層の場合にはめっき層中のＦｅ含有量は７〜１５質量％が好ましい。
次に本発明の製造方法について、説明する。
＜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スラブに熱間圧延を施すにあたり、仕上げ圧延では、最終パスから数えて2番目のパスから最終パスまでの温度を800〜950℃、最終パスから数えて2番目のパスから最終パスまでの累計圧下率を10〜40％、最終パスの圧下率を8〜25％とし、仕上げ圧延終了後0.5〜3.0sで冷却を開始し、600〜720℃の温度域を30℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、590℃以下で巻取る方法である。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スラブに熱間圧延を施すにあたり、仕上げ圧延では、最終パスから数えて2番目のパスから最終パスまでの温度を800〜950℃、最終パスから数えて2番目のパスから最終パスまでの累計圧下率を10〜40％、最終パスの圧下率を8〜25％とし、仕上げ圧延終了後0.5〜3.0sで冷却を開始し、600〜720℃の温度域を30℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、590℃以下で巻取る方法である。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。
スラブの製造
スラブ製造のための、溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、真空脱ガス炉にて２次精錬を行ってもよい。その後、マクロ偏析を防止するため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。
スラブを熱間圧延するには、スラブを一旦室温まで冷却し、その後再加熱して熱間圧延を行ってもよいし、スラブを室温まで冷却せずに加熱炉に装入して熱間圧延を行うこともできる。あるいはわずかの保熱を行った後に直ちに熱間圧延する省エネルギープロセスも適用できる。
スラブを加熱する場合は、炭化物を溶解させたり、圧延荷重の増大を防止するため、1100℃以上に加熱することが好ましい。また、スケールロスの増大を防止するため、スラブの加熱温度は1300℃以下とすることが好ましい。なお、スラブ温度はスラブ表面の温度である。
スラブ製造のための、溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、真空脱ガス炉にて２次精錬を行ってもよい。その後、マクロ偏析を防止するため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。
スラブを熱間圧延するには、スラブを一旦室温まで冷却し、その後再加熱して熱間圧延を行ってもよいし、スラブを室温まで冷却せずに加熱炉に装入して熱間圧延を行うこともできる。あるいはわずかの保熱を行った後に直ちに熱間圧延する省エネルギープロセスも適用できる。
スラブを加熱する場合は、炭化物を溶解させたり、圧延荷重の増大を防止するため、1100℃以上に加熱することが好ましい。また、スケールロスの増大を防止するため、スラブの加熱温度は1300℃以下とすることが好ましい。なお、スラブ温度はスラブ表面の温度である。
次いで、熱間圧延を施す。粗圧延の粗圧延条件については特に限定されない。また、粗圧延後の粗バーを加熱することもできる。また、粗バー同士を接合し、仕上げ圧延を連続的に行う、いわゆる連続圧延プロセスを適用できる。
最終パスから数えて2番目のパスから最終パスまでの温度を800〜950℃
本発明では、仕上げ圧延において、最終パスから数えて2番目のパスから最終パスまでの累計圧下率、温度を規定することが熱延組織および焼鈍組織形成の点から重要である。
仕上げ圧延温度が800℃未満ではフェライトが生成して、熱延板の表層においてMnの濃度ムラを生じ、焼鈍の際にオーステナイトへのMn濃化を招いて、[Mn]SM/[Mn]Bが1.5超となり曲げ性およびめっき性が劣化する。一方、950℃を超えると熱延板の表層に粗大粒が生成し、その後の焼鈍の際に粗大なポリゴナルフェライトを招くとともにオーステナイト中にMnが濃化し、[Mn]SM/[Mn]Bが1.5超となり曲げ性およびめっき性が劣化する。したがって、最終パスから数えて2番目のパスから最終パスまでの温度は800〜950℃とする。好ましくは830℃以上である。好ましくは920℃以下である。
本発明では、仕上げ圧延において、最終パスから数えて2番目のパスから最終パスまでの累計圧下率、温度を規定することが熱延組織および焼鈍組織形成の点から重要である。
仕上げ圧延温度が800℃未満ではフェライトが生成して、熱延板の表層においてMnの濃度ムラを生じ、焼鈍の際にオーステナイトへのMn濃化を招いて、[Mn]SM/[Mn]Bが1.5超となり曲げ性およびめっき性が劣化する。一方、950℃を超えると熱延板の表層に粗大粒が生成し、その後の焼鈍の際に粗大なポリゴナルフェライトを招くとともにオーステナイト中にMnが濃化し、[Mn]SM/[Mn]Bが1.5超となり曲げ性およびめっき性が劣化する。したがって、最終パスから数えて2番目のパスから最終パスまでの温度は800〜950℃とする。好ましくは830℃以上である。好ましくは920℃以下である。
最終パスから数えて2番目のパスから最終パスまでの累計圧下率を10〜40％
最終パスから数えて2番目のパスから最終パスまでの累計圧下率が10％未満では、加工オーステナイトが残留してフェライト生成が助長され、熱延板の表層においてMnの濃度ムラを生じ、焼鈍の際にオーステナイトのMn濃化を招いて、[Mn]SM/[Mn]Bが1.5超になって曲げ性およびめっき性が劣化する。一方、最終パスから数えて2番目のパスから最終パスまでの累計圧下率が40％超えでは、再結晶が過度に促進されて熱延板の表層に粗大組織が残留し、その後の焼鈍の際に粗大なポリゴナルフェライトを招いてオーステナイト中にMnが濃化し、[Mn]SM/[Mn]Bが1.5超となり曲げ性およびめっき性が劣化する。
最終パスから数えて2番目のパスから最終パスまでの累計圧下率が10％未満では、加工オーステナイトが残留してフェライト生成が助長され、熱延板の表層においてMnの濃度ムラを生じ、焼鈍の際にオーステナイトのMn濃化を招いて、[Mn]SM/[Mn]Bが1.5超になって曲げ性およびめっき性が劣化する。一方、最終パスから数えて2番目のパスから最終パスまでの累計圧下率が40％超えでは、再結晶が過度に促進されて熱延板の表層に粗大組織が残留し、その後の焼鈍の際に粗大なポリゴナルフェライトを招いてオーステナイト中にMnが濃化し、[Mn]SM/[Mn]Bが1.5超となり曲げ性およびめっき性が劣化する。
最終パスの圧下率を8〜25％
最終パスの圧下率が8％未満では伸展粒が残留して、焼鈍の際に粗大なポリゴナルフェライトを招いてオーステナイト中にMnが濃化し、[Mn]SM/[Mn]Bが1.5超となり曲げ性およびめっき性が劣化する。一方、25％を超えるとフェライトの生成が促進されて熱延板の表層においてMnの濃度ムラを生じ、焼鈍の際にオーステナイトへのMn濃化を招いて、[Mn]SM/[Mn]Bが1.5超になって曲げ性およびめっき性が劣化する。したがって、最終パスの圧下率は8〜25％とする。好ましくは10％以上である。好ましくは20％以下である。
最終パスの圧下率が8％未満では伸展粒が残留して、焼鈍の際に粗大なポリゴナルフェライトを招いてオーステナイト中にMnが濃化し、[Mn]SM/[Mn]Bが1.5超となり曲げ性およびめっき性が劣化する。一方、25％を超えるとフェライトの生成が促進されて熱延板の表層においてMnの濃度ムラを生じ、焼鈍の際にオーステナイトへのMn濃化を招いて、[Mn]SM/[Mn]Bが1.5超になって曲げ性およびめっき性が劣化する。したがって、最終パスの圧下率は8〜25％とする。好ましくは10％以上である。好ましくは20％以下である。
仕上げ圧延終了後0.5〜3.0sで冷却を開始
仕上げ圧延終了から冷却開始までの時間が0.5s未満ではオーステナイト中のひずみ蓄積が大き過ぎるためにフェライトの生成が促進されて熱延板の表層においてMnの濃度ムラを生じ、焼鈍の際にオーステナイトへのMn濃化を招いて、[Mn]SM/[Mn]Bが1.5超になって曲げ性およびめっき性が劣化する。一方、3.0sを超えるとオーステナイト中のひずみが完全に解放されて、熱延板の表層に粗大組織が残留し、その後の焼鈍の際に粗大なポリゴナルフェライトを招いてオーステナイト中にMnが濃化し、[Mn]SM/[Mn]Bが1.5超となり曲げ性およびめっき性が劣化する。したがって、仕上げ圧延後冷却開始までの時間は0.5〜3.0sとする。
仕上げ圧延終了から冷却開始までの時間が0.5s未満ではオーステナイト中のひずみ蓄積が大き過ぎるためにフェライトの生成が促進されて熱延板の表層においてMnの濃度ムラを生じ、焼鈍の際にオーステナイトへのMn濃化を招いて、[Mn]SM/[Mn]Bが1.5超になって曲げ性およびめっき性が劣化する。一方、3.0sを超えるとオーステナイト中のひずみが完全に解放されて、熱延板の表層に粗大組織が残留し、その後の焼鈍の際に粗大なポリゴナルフェライトを招いてオーステナイト中にMnが濃化し、[Mn]SM/[Mn]Bが1.5超となり曲げ性およびめっき性が劣化する。したがって、仕上げ圧延後冷却開始までの時間は0.5〜3.0sとする。
600〜720℃の温度域を30℃/s以上の平均冷却速度で冷却
600〜720℃の温度域での平均冷却速度が30℃/s未満ではフェライトが生成して、熱延板の表層においてMnの濃度ムラを生じ、焼鈍の際にオーステナイトのMn濃化を招いて、[Mn]SM/[Mn]Bが1.5超になって曲げ性およびめっき性が劣化する。したがって、600〜720℃の温度域での平均冷却速度は30℃/s以上とする。上限は特に規定しないが、1000℃/sを超えると温度ムラによる特性バラツキを招く場合があるため、1000℃/s以下が好ましい。
600〜720℃の温度域での平均冷却速度が30℃/s未満ではフェライトが生成して、熱延板の表層においてMnの濃度ムラを生じ、焼鈍の際にオーステナイトのMn濃化を招いて、[Mn]SM/[Mn]Bが1.5超になって曲げ性およびめっき性が劣化する。したがって、600〜720℃の温度域での平均冷却速度は30℃/s以上とする。上限は特に規定しないが、1000℃/sを超えると温度ムラによる特性バラツキを招く場合があるため、1000℃/s以下が好ましい。
なお、熱間圧延においては圧延荷重の低減や形状・材質の均一化のために、仕上げ圧延の全パスあるいは一部のパスで摩擦係数が0.10〜0.25となる潤滑圧延を行うことが好ましい。
590℃以下で巻取る
巻取り温度が590℃を超えるとフェライトが生成して熱延板の表層においてMnの濃度ムラを生じ、焼鈍の際にオーステナイトへのMn濃化を招いて、[Mn]SM/[Mn]Bが1.5超になって曲げ性およびめっき性が劣化する。したがって、巻取り温度は590℃以下とする。曲げ性の観点から好ましくは300℃超えである。
巻取り温度が590℃を超えるとフェライトが生成して熱延板の表層においてMnの濃度ムラを生じ、焼鈍の際にオーステナイトへのMn濃化を招いて、[Mn]SM/[Mn]Bが1.5超になって曲げ性およびめっき性が劣化する。したがって、巻取り温度は590℃以下とする。曲げ性の観点から好ましくは300℃超えである。
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20％以上の圧下率で冷間圧延する製造方法である。
本発明では冷間圧延を施す場合は、圧下率を20％以上とする必要がある。20％未満では焼鈍時に粗大フェライトが生じて、オーステナイト中にMnが濃化し、[Mn]SM/[Mn]Bが1.5超となり曲げ性およびめっき性が劣化する。したがって、冷間圧延を施す場合は圧下率を20％以上、好ましくは30％以上とする。上限は特に規定しないが、形状安定性等の観点からは95％以下が好ましい。
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20％以上の圧下率で冷間圧延する製造方法である。
本発明では冷間圧延を施す場合は、圧下率を20％以上とする必要がある。20％未満では焼鈍時に粗大フェライトが生じて、オーステナイト中にMnが濃化し、[Mn]SM/[Mn]Bが1.5超となり曲げ性およびめっき性が劣化する。したがって、冷間圧延を施す場合は圧下率を20％以上、好ましくは30％以上とする。上限は特に規定しないが、形状安定性等の観点からは95％以下が好ましい。
なお、上記冷間圧延の前に酸洗を行ってもよい。酸洗条件は適宜設定すればよい。
＜薄鋼板の製造方法＞
本発明の薄鋼板の製造方法は、上記製造方法で得られた熱延鋼板または冷延フルハード鋼板に対して、500〜650℃の温度域を1.0℃/s以上の平均加熱速度で、730〜900℃に加熱し、次いで400〜590℃の冷却停止温度まで5℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、かつ、前記加熱から前記冷却を行う際の730〜900℃の温度域で10〜1000s保持し、400〜590℃の温度域で1000s以下保持する条件で焼鈍を施す方法である。焼鈍後に、さらに、必要に応じて、調質圧延を施してもよい。
本発明の薄鋼板の製造方法は、上記製造方法で得られた熱延鋼板または冷延フルハード鋼板に対して、500〜650℃の温度域を1.0℃/s以上の平均加熱速度で、730〜900℃に加熱し、次いで400〜590℃の冷却停止温度まで5℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、かつ、前記加熱から前記冷却を行う際の730〜900℃の温度域で10〜1000s保持し、400〜590℃の温度域で1000s以下保持する条件で焼鈍を施す方法である。焼鈍後に、さらに、必要に応じて、調質圧延を施してもよい。
500〜650℃の温度域を1.0℃/s以上の平均加熱速度で、730〜900℃（焼鈍温度）に加熱
500〜650℃の温度域の平均加熱速度：1.0℃/s以上
平均加熱速度が1.0℃/s未満ではポリゴナルフェライトやベイナイトが粗粒となって本発明のミクロ組織が得られない。したがって、500〜650℃の平均加熱速度は1.0℃/s以上とする。上限は特に規定せず、インダクションヒーター等のように1000℃/sを超えても構わない。
焼鈍温度が730℃未満ではオーステナイトの生成が不十分となる。また、粗粒が残留する。焼鈍により生成したオーステナイトはベイナイト変態やマルテンサイト変態により最終組織におけるマルテンサイトあるいはベイナイトとなるため、オーステナイトの生成が不十分になると、本発明のミクロ組織が得られなくなる。また、わずかにオーステナイトが生成する場合、オーステナイトへのMn濃化が促進されるため[Mn]SM/[Mn]Bが1.5超となり曲げ性およびめっき性が劣化する。一方、900℃を超えると、粗粒を生じ、SiやMnの表面濃化が大きくなり、不めっきが生じる。したがって、焼鈍温度は730〜900℃とする。好ましくは740℃以上である。好ましくは860℃以下である。
500〜650℃の温度域の平均加熱速度：1.0℃/s以上
平均加熱速度が1.0℃/s未満ではポリゴナルフェライトやベイナイトが粗粒となって本発明のミクロ組織が得られない。したがって、500〜650℃の平均加熱速度は1.0℃/s以上とする。上限は特に規定せず、インダクションヒーター等のように1000℃/sを超えても構わない。
焼鈍温度が730℃未満ではオーステナイトの生成が不十分となる。また、粗粒が残留する。焼鈍により生成したオーステナイトはベイナイト変態やマルテンサイト変態により最終組織におけるマルテンサイトあるいはベイナイトとなるため、オーステナイトの生成が不十分になると、本発明のミクロ組織が得られなくなる。また、わずかにオーステナイトが生成する場合、オーステナイトへのMn濃化が促進されるため[Mn]SM/[Mn]Bが1.5超となり曲げ性およびめっき性が劣化する。一方、900℃を超えると、粗粒を生じ、SiやMnの表面濃化が大きくなり、不めっきが生じる。したがって、焼鈍温度は730〜900℃とする。好ましくは740℃以上である。好ましくは860℃以下である。
400〜590℃の冷却停止温度まで5℃/s以上の平均冷却速度で冷却
焼鈍温度から400〜590℃の冷却停止温度までの平均冷却速度が5℃未満ではポリゴナルフェライトが過剰に生成して本発明のミクロ組織が得られない。したがって、焼鈍温度から400〜590℃の冷却停止温度までの平均冷却速度は5℃/s以上とする。好ましくは8℃/s以上である。
冷却停止温度が400℃未満では焼戻しマルテンサイトを生じて、TSの低下や曲げ性の劣化を招く。一方、590℃を超えるとポリゴナルフェライトが過剰に生成して、本発明のミクロ組織が得られない。したがって、冷却停止温度は400〜590℃とする。好ましくは440℃以上である。好ましくは560℃以下である。
焼鈍温度から400〜590℃の冷却停止温度までの平均冷却速度が5℃未満ではポリゴナルフェライトが過剰に生成して本発明のミクロ組織が得られない。したがって、焼鈍温度から400〜590℃の冷却停止温度までの平均冷却速度は5℃/s以上とする。好ましくは8℃/s以上である。
冷却停止温度が400℃未満では焼戻しマルテンサイトを生じて、TSの低下や曲げ性の劣化を招く。一方、590℃を超えるとポリゴナルフェライトが過剰に生成して、本発明のミクロ組織が得られない。したがって、冷却停止温度は400〜590℃とする。好ましくは440℃以上である。好ましくは560℃以下である。
加熱から冷却を行う際の730〜900℃の温度域で10〜1000s保持
730〜900℃の温度域での保持時間が10s未満では、オーステナイトの生成が不十分となって、本発明のミクロ組織が得られない。一方、1000sを超えるとオーステナイト中にMnが濃化し、[Mn]SM/[Mn]Bが1.5超となり曲げ性およびめっき性が劣化する。したがって、保持時間は10〜1000sとする。好ましくは30s以上である。好ましくは500s以下である。なお、上記保持時間とは上記焼鈍温度域での鋼板の滞留時間（通過時間）であり、必ずしも一定保持である必要はなく、730〜900℃の範囲での加熱、冷却状態も含む。
730〜900℃の温度域での保持時間が10s未満では、オーステナイトの生成が不十分となって、本発明のミクロ組織が得られない。一方、1000sを超えるとオーステナイト中にMnが濃化し、[Mn]SM/[Mn]Bが1.5超となり曲げ性およびめっき性が劣化する。したがって、保持時間は10〜1000sとする。好ましくは30s以上である。好ましくは500s以下である。なお、上記保持時間とは上記焼鈍温度域での鋼板の滞留時間（通過時間）であり、必ずしも一定保持である必要はなく、730〜900℃の範囲での加熱、冷却状態も含む。
400〜590℃の温度域で1000s以下保持
400〜590℃での保持時間が1000sを超えると、フェライト変態やベイナイト変態の進行が過剰になり、あるいはパーライトが生成して本発明のミクロ組織が得られない。したがって、400〜590℃での保持時間は1000s以下、好ましくは500s以下、より好ましくは200s以下とする。なお、上記保持時間とは上記温度域での鋼板の滞留時間（通過時間）であり、必ずしも一定保持である必要はない。
400〜590℃での保持時間が1000sを超えると、フェライト変態やベイナイト変態の進行が過剰になり、あるいはパーライトが生成して本発明のミクロ組織が得られない。したがって、400〜590℃での保持時間は1000s以下、好ましくは500s以下、より好ましくは200s以下とする。なお、上記保持時間とは上記温度域での鋼板の滞留時間（通過時間）であり、必ずしも一定保持である必要はない。
730〜900℃の温度域における露点を−40℃以下（好適条件）
730〜900℃の温度域における露点を−40℃以下とすることで鋼板表面へのSiやMn濃化を抑制し、鋼板表層付近のベイナイト変態が促進されて、マルテンサイトの粒径をさらに微細化することができる。その結果、曲げ性およびめっき性をさらに改善できる。したがって、730〜900℃の温度域における露点は−40℃以下が好ましい。より好ましくは−45℃以下である。また、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。
730〜900℃の温度域における露点を−40℃以下とすることで鋼板表面へのSiやMn濃化を抑制し、鋼板表層付近のベイナイト変態が促進されて、マルテンサイトの粒径をさらに微細化することができる。その結果、曲げ性およびめっき性をさらに改善できる。したがって、730〜900℃の温度域における露点は−40℃以下が好ましい。より好ましくは−45℃以下である。また、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。
調質圧延の伸び率：0.6％以下（好適条件）
調質圧延は、上記冷却後、必要に応じて施される。調質圧延により、転位が導入され耐時効性が低下する。そのため、調質圧延の伸び率は0.6％以下であることが好ましい。一方、板表面性状や板形状の観点から、調質圧延の伸び率は、0.1％以上とすることが好ましい。
調質圧延は、上記冷却後、必要に応じて施される。調質圧延により、転位が導入され耐時効性が低下する。そのため、調質圧延の伸び率は0.6％以下であることが好ましい。一方、板表面性状や板形状の観点から、調質圧延の伸び率は、0.1％以上とすることが好ましい。
なお、薄鋼板が取引対象となる場合には、通常、冷却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。
また、上記のように、本発明では、焼鈍に関しては、一次焼鈍のみで、所望の薄鋼板を得ることができる。二次焼鈍を行うことによっても、本発明の所望の組織、または、鋼板表面から板厚方向に20μmの範囲に存在するマルテンサイト中のMn量：[Mn]SMと鋼板表面から板厚中心方向に板厚1/4の位置（バルク中）のMn量：[Mn]Bが、[Mn]SM/[Mn]B≦1.5を得ることができるが、本発明の所望の組織、または、鋼板表面から板厚方向に20μmの範囲に存在するマルテンサイト中のMn量：[Mn]SMと鋼板表面から板厚中心方向に板厚1/4の位置（バルク中）のMn量：[Mn]Bが、[Mn]SM/[Mn]B≦1.5を安定的に得るためには、一次焼鈍のみで薄鋼板を製造することが好ましい。
＜めっき鋼板の製造方法＞
本発明のめっき鋼板の製造方法は、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。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。以下は、溶融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。例えば、めっき処理としては、溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき後に合金化を行う処理を例示できる。また、焼鈍と亜鉛めっきを１ラインで連続して行ってもよい。その他、Ｚｎ−Ｎｉ電気合金めっき等の電気めっきにより、めっき層を形成してもよいし、溶融亜鉛−アルミニウム−マグネシウム合金めっきを施してもよい。また、上述のめっき層の説明で記載の通り、Ｚｎめっきが好ましいが、Ａｌめっき等の他の金属を用いためっき処理でもよい。以下は、溶融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ことが好ましい。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場合がある。そのため、好ましくは４５０℃以上５５０℃以上の温度域になるように調整しておく。さらに好ましくは４６０℃以上である。さらに好ましくは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。
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。
薄鋼板にめっきを施した後、3℃/s以上の平均冷却速度で室温まで冷却することがTSと曲げ性の両立の点から好ましい。
以下、本発明を、実施例に基づいて具体的に説明する。本発明の技術的範囲は以下の実施例に限定されない。
表１に示す成分組成の鋼（残部はＦｅおよび不可避的不純物）を実験室の真空溶解炉により溶製し、圧延して鋼スラブとした。これらの鋼スラブを1200℃に加熱後、粗圧延し、表２に示す条件で熱間圧延を施し熱延鋼板（HR）とした。次いで、一部は1.4mmまで冷間圧延して冷延フルハード鋼板（CR）とした。得られた熱延鋼板および冷延フルハード鋼板を焼鈍に供した。次いで、溶融亜鉛めっき処理、必要に応じて合金化溶融亜鉛めっき処理を行い、溶融亜鉛めっき鋼板（GI）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（GA）を作製した。焼鈍は実験室にて熱処理およびめっき処理装置を用いて表２に示す条件で行った。溶融亜鉛めっき鋼板は、465℃のめっき浴中に浸漬し、片面あたりの付着量35〜45g/m２のめっき層を形成させた。合金化亜鉛めっき鋼板は、めっき層形成後500〜600℃で1〜60s保持する合金化処理を行い、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。めっき処理後は8℃/sの平均冷却速度で室温まで冷却した。
表１に示す成分組成の鋼（残部はＦｅおよび不可避的不純物）を実験室の真空溶解炉により溶製し、圧延して鋼スラブとした。これらの鋼スラブを1200℃に加熱後、粗圧延し、表２に示す条件で熱間圧延を施し熱延鋼板（HR）とした。次いで、一部は1.4mmまで冷間圧延して冷延フルハード鋼板（CR）とした。得られた熱延鋼板および冷延フルハード鋼板を焼鈍に供した。次いで、溶融亜鉛めっき処理、必要に応じて合金化溶融亜鉛めっき処理を行い、溶融亜鉛めっき鋼板（GI）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（GA）を作製した。焼鈍は実験室にて熱処理およびめっき処理装置を用いて表２に示す条件で行った。溶融亜鉛めっき鋼板は、465℃のめっき浴中に浸漬し、片面あたりの付着量35〜45g/m２のめっき層を形成させた。合金化亜鉛めっき鋼板は、めっき層形成後500〜600℃で1〜60s保持する合金化処理を行い、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。めっき処理後は8℃/sの平均冷却速度で室温まで冷却した。
得られた溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板に伸長率0.3％の調質圧延を施した後、以下の試験方法に従い、引張特性、曲げ性およびめっき性を評価した。また、ミクロ組織を測定した。以上により得られた結果を表３に示す。
＜組織観察＞
各相の面積率は以下の手法により評価した。鋼板から、圧延方向に平行な断面が観察面となるよう切り出し、研磨後、3％ナイタールで腐食現出し、SEM（走査電子顕微鏡）で2000倍の倍率で、鋼板表面近傍（鋼板表面から板厚方向に20μm）および鋼板表面から板厚方向に300μm位置をそれぞれ3視野撮影した。得られた画像データからMedia Cybernetics社製のImage-Proを用いて各組織の面積率を求め、視野の平均面積率を各組織の面積率とした。板厚1／4部を１０視野分撮影した。前記画像データにおいて、ポリゴナルフェライトは滑らかな曲線状の粒界を持つ黒、マルテンサイトおよび残留オーステナイトは白または明灰色、ベイナイトは直線的な粒界を持ち方位の揃った炭化物または島状マルテンサイトを含む灰色または暗灰色として区別される。なお、本発明において、マルテンサイトは炭化物を含むオートテンパードマルテンサイトを含む。
各相の面積率は以下の手法により評価した。鋼板から、圧延方向に平行な断面が観察面となるよう切り出し、研磨後、3％ナイタールで腐食現出し、SEM（走査電子顕微鏡）で2000倍の倍率で、鋼板表面近傍（鋼板表面から板厚方向に20μm）および鋼板表面から板厚方向に300μm位置をそれぞれ3視野撮影した。得られた画像データからMedia Cybernetics社製のImage-Proを用いて各組織の面積率を求め、視野の平均面積率を各組織の面積率とした。板厚1／4部を１０視野分撮影した。前記画像データにおいて、ポリゴナルフェライトは滑らかな曲線状の粒界を持つ黒、マルテンサイトおよび残留オーステナイトは白または明灰色、ベイナイトは直線的な粒界を持ち方位の揃った炭化物または島状マルテンサイトを含む灰色または暗灰色として区別される。なお、本発明において、マルテンサイトは炭化物を含むオートテンパードマルテンサイトを含む。
＜引張試験＞
溶融亜鉛めっき鋼板（GI）もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板（GA）より圧延方向に対して直角方向にJIS5号引張試験片（JIS Z2201）を採取し、歪速度が10-3/sとするJIS Z 2241の規定に準拠した引張試験を行い、TSを求めた。なお、本発明でTS ：1180MPa以上を合格とした。
溶融亜鉛めっき鋼板（GI）もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板（GA）より圧延方向に対して直角方向にJIS5号引張試験片（JIS Z2201）を採取し、歪速度が10-3/sとするJIS Z 2241の規定に準拠した引張試験を行い、TSを求めた。なお、本発明でTS ：1180MPa以上を合格とした。
＜曲げ性＞
溶融亜鉛めっき鋼板（GI）もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板（GA）より圧延方向に対して平行方向を曲げ試験軸方向とする、幅が30mm、長さが100mmの短冊形の試験片を採取し、曲げ試験を行った。ストローク速度が500mm/s、押込み荷重が10ton、押付け保持時間5秒、90°Ｖ曲げ試験を行い、曲げ頂点の稜線部を10倍の拡大鏡で観察し、0.5mm以上の亀裂が認められなくなる最小曲げ半径（mm）を求め、この最小曲げ半径を板厚（mm）で除したR/tを算出した。R/tが3.5以下を合格とした。
溶融亜鉛めっき鋼板（GI）もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板（GA）より圧延方向に対して平行方向を曲げ試験軸方向とする、幅が30mm、長さが100mmの短冊形の試験片を採取し、曲げ試験を行った。ストローク速度が500mm/s、押込み荷重が10ton、押付け保持時間5秒、90°Ｖ曲げ試験を行い、曲げ頂点の稜線部を10倍の拡大鏡で観察し、0.5mm以上の亀裂が認められなくなる最小曲げ半径（mm）を求め、この最小曲げ半径を板厚（mm）で除したR/tを算出した。R/tが3.5以下を合格とした。
＜めっき性＞
溶融亜鉛めっき鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板より幅が30mm、長さが30mmの短冊形の試験片を採取し、鋼板表面を10倍のルーペで観察し、直径が0.5mm以上の不めっきが認められないものを合格とした。
溶融亜鉛めっき鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板より幅が30mm、長さが30mmの短冊形の試験片を採取し、鋼板表面を10倍のルーペで観察し、直径が0.5mm以上の不めっきが認められないものを合格とした。
発明例では、TSが1180MPa以上、かつR/tが3.5以下で不めっきのない高強度亜鉛めっき鋼板であった。一方、本発明の範囲を外れる比較例はTS、R/t、めっき性のいずれか1つ以上が劣っていた。
No28は露点の好適範囲が外れる発明例である。露点の好適範囲内である他の発明例に比べ、ベイナイト変態が遅延してマルテンサイト粒径が大きくなっており、効果として問題はないものの、曲げ性およびめっき性がやや劣っていた。
No28は露点の好適範囲が外れる発明例である。露点の好適範囲内である他の発明例に比べ、ベイナイト変態が遅延してマルテンサイト粒径が大きくなっており、効果として問題はないものの、曲げ性およびめっき性がやや劣っていた。
Claims (9)
- 質量％で、C：0.05〜0.25％、
Si：1.0％以下、
Mn：2.0〜4.0％、
P：0.100％以下、
S：0.02％以下、
Al： 1.0％以下、
N：0.001〜0.015％、
かつTi：0.010〜0.060％、Nb：0.010〜0.080％、Mo：0.010〜0.300％から選ばれる1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し、
鋼板表面から板厚方向に20μmの範囲において、面積率で、ポリゴナルフェライトが0〜60％、マルテンサイトとベイナイトおよび残留オーステナイトが合計で40〜100％であり、
鋼板表面から板厚方向に20μmの範囲に存在するマルテンサイト中のMn量：[Mn]SMと鋼板表面から板厚中心方向に板厚1/4の位置（バルク中）のMn量：[Mn]Bが、[Mn]SM/[Mn]B≦1.5であり、
鋼板表面から板厚方向に300μmの位置において、マルテンサイトの面積率が40〜80％であり、ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径とベイナイトの平均結晶粒径がそれぞれ15μm未満である
ことを特徴とする薄鋼板。 - さらに、質量％で、Cr：0.005〜2.000％、
V：0.005〜2.000％、
Cu：0.005〜2.000％、
Ni：0.005〜2.000％、
B：0.0001〜0.0050％、
Ca：0.0001〜0.0050％、
REM：0.0001〜0.0050％、
Sb：0.0010〜0.1000％、
Sn：0.0010〜0.5000％から選ばれる1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。 - 鋼板表面から板厚方向に20μmの範囲におけるマルテンサイトの平均結晶粒径が20μm以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の薄鋼板。
- 請求項１〜３のいずれか一項に記載の薄鋼板の表面にめっき層を備えることを特徴とするめっき鋼板。
- 前記めっき層が、溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項４に記載のめっき鋼板。
- 請求項１〜３のいずれかに記載の薄鋼板の製造方法であって、
請求項１または２に記載の成分を有するスラブに熱間圧延を施すにあたり、
仕上げ圧延では、最終パスから数えて2番目のパスから最終パスまでの温度を800〜950℃、最終パスから数えて2番目のパスから最終パスまでの累計圧下率を10〜40％、最終パスの圧下率を8〜25％とし、
仕上げ圧延終了後0.5〜3.0sで冷却を開始し、600〜720℃の温度域を30℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、590℃以下で巻取ることで熱延鋼板を製造し、
前記熱延鋼板を500〜650℃の温度域を1.0℃/s以上の平均加熱速度で、730〜900℃に加熱し、次いで400〜590℃の冷却停止温度まで5℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、
かつ、前記加熱から前記冷却を行う際の730〜900℃の温度域で10〜1000s保持し、400〜590℃の温度域で1000s以下保持する、
焼鈍を施すことを特徴とする薄鋼板の製造方法。 - 請求項１〜３のいずれかに記載の薄鋼板の製造方法であって、
請求項１または２に記載の成分を有するスラブに熱間圧延を施すにあたり、
仕上げ圧延では、最終パスから数えて2番目のパスから最終パスまでの温度を800〜950℃、最終パスから数えて2番目のパスから最終パスまでの累計圧下率を10〜40％、最終パスの圧下率を8〜25％とし、
仕上げ圧延終了後0.5〜3.0sで冷却を開始し、600〜720℃の温度域を30℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、590℃以下で巻取ることで熱延鋼板を製造し、
前記熱延鋼板に対して、20％以上の圧下率で冷間圧延を施すことで冷延フルハード鋼板を製造し、
前記冷延フルハード鋼板を、500〜650℃の温度域を1.0℃/s以上の平均加熱速度で、730〜900℃に加熱し、次いで400〜590℃の冷却停止温度まで5℃/s以上の平均冷却速度で冷却し、
かつ、前記加熱から前記冷却を行う際の730〜900℃の温度域で10〜1000s保持し、400〜590℃の温度域で1000s以下保持する、
焼鈍を施すことを特徴とする薄鋼板の製造方法。 - 730〜900℃の温度域における露点を−40℃以下とすることを特徴とする請求項６または７に記載の薄鋼板の製造方法。
- 請求項６〜８のいずれかに記載の製造方法で得られた薄鋼板にめっきを施し、3℃/s以上の平均冷却速度で室温まで冷却することを特徴とするめっき鋼板の製造方法。
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Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20210047915A (ko) * | 2018-10-04 | 2021-04-30 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 합금화 용융 아연 도금 강판 |
Families Citing this family (17)
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|---|---|---|---|---|
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| CN112313351B (zh) * | 2018-10-17 | 2022-10-28 | 日本制铁株式会社 | 钢板及钢板的制造方法 |
| JP6897874B2 (ja) * | 2019-01-09 | 2021-07-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度冷延鋼板及びその製造方法 |
| JP7196997B2 (ja) * | 2019-03-29 | 2022-12-27 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
| WO2020209149A1 (ja) * | 2019-04-08 | 2020-10-15 | 日本製鉄株式会社 | 冷延鋼板及びその製造方法 |
| KR102323642B1 (ko) * | 2019-09-27 | 2021-11-08 | 현대제철 주식회사 | 강판 및 그 제조방법 |
| KR102705294B1 (ko) * | 2019-10-09 | 2024-09-12 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 강판 및 그 제조 방법 |
| KR102250333B1 (ko) * | 2019-12-09 | 2021-05-10 | 현대제철 주식회사 | 초고강도 냉연강판 및 이의 제조방법 |
| DE102020203564A1 (de) * | 2020-03-19 | 2021-09-23 | Sms Group Gmbh | Verfahren zum Herstellen eines gewalzten Mehrphasenstahlbandes mit Sondereigenschaften |
| JP7440799B2 (ja) | 2020-06-08 | 2024-02-29 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板及びその製造方法 |
| RU2755132C1 (ru) * | 2020-10-08 | 2021-09-13 | Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина" (ФГУП "ЦНИИчермет им. И.П. Бардина") | Способ производства холоднокатаного непрерывно отожженного листового проката из if-стали |
| WO2022209306A1 (ja) * | 2021-04-02 | 2022-10-06 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板及びその製造方法 |
| CN116997669A (zh) * | 2021-04-02 | 2023-11-03 | 日本制铁株式会社 | 钢板及其制造方法 |
| WO2024195680A1 (ja) * | 2023-03-20 | 2024-09-26 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2011093490A1 (ja) * | 2010-01-29 | 2011-08-04 | 新日本製鐵株式会社 | 鋼板及び鋼板製造方法 |
| KR20130143278A (ko) * | 2012-06-21 | 2013-12-31 | 현대하이스코 주식회사 | 도금성 및 굽힘성이 우수한 고강도 강판 제조 방법 |
| JP2014051683A (ja) * | 2012-08-07 | 2014-03-20 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | 冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2015117403A (ja) * | 2013-12-18 | 2015-06-25 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐衝撃性および曲げ加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP2015193907A (ja) * | 2014-03-28 | 2015-11-05 | 株式会社神戸製鋼所 | 加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法 |
| WO2015185975A1 (en) * | 2014-06-06 | 2015-12-10 | Arcelormittal | High strength multiphase steel, production method and use |
| JP5884210B1 (ja) * | 2014-07-25 | 2016-03-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Family Cites Families (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| JP5487984B2 (ja) * | 2010-01-12 | 2014-05-14 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| BR112013001864B1 (pt) | 2010-07-28 | 2019-07-02 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Chapa de aço laminada a quente, chapa de aço laminada a frio, chapa de aço galvanizada e método de produção das mesmas |
| JP5825481B2 (ja) | 2010-11-05 | 2015-12-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 深絞り性および焼付硬化性に優れる高強度冷延鋼板とその製造方法 |
| JP5640898B2 (ja) | 2011-06-02 | 2014-12-17 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板 |
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| JP5408314B2 (ja) * | 2011-10-13 | 2014-02-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP5884714B2 (ja) * | 2012-01-31 | 2016-03-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP6246621B2 (ja) | 2013-05-08 | 2017-12-13 | 株式会社神戸製鋼所 | 引張強度が１１８０ＭＰａ以上の強度−曲げ性バランスに優れた溶融亜鉛めっき鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| JP2015034334A (ja) | 2013-07-12 | 2015-02-19 | 株式会社神戸製鋼所 | めっき性、加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度めっき鋼板、並びにその製造方法 |
| JP5776764B2 (ja) * | 2013-12-27 | 2015-09-09 | 新日鐵住金株式会社 | 冷延鋼板およびその製造方法 |
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Patent Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2011093490A1 (ja) * | 2010-01-29 | 2011-08-04 | 新日本製鐵株式会社 | 鋼板及び鋼板製造方法 |
| KR20130143278A (ko) * | 2012-06-21 | 2013-12-31 | 현대하이스코 주식회사 | 도금성 및 굽힘성이 우수한 고강도 강판 제조 방법 |
| JP2014051683A (ja) * | 2012-08-07 | 2014-03-20 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | 冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2015117403A (ja) * | 2013-12-18 | 2015-06-25 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐衝撃性および曲げ加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP2015193907A (ja) * | 2014-03-28 | 2015-11-05 | 株式会社神戸製鋼所 | 加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法 |
| WO2015185975A1 (en) * | 2014-06-06 | 2015-12-10 | Arcelormittal | High strength multiphase steel, production method and use |
| JP5884210B1 (ja) * | 2014-07-25 | 2016-03-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20210047915A (ko) * | 2018-10-04 | 2021-04-30 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 합금화 용융 아연 도금 강판 |
| KR102524315B1 (ko) | 2018-10-04 | 2023-04-24 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 합금화 용융 아연 도금 강판 |
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