(57)【要約】【課題】高強度でありながら延性、穴拡げ性および曲げ性に優れるために、自動車や各種の産業機械に用いられる構造部材の素材、特に自動車のメンバーや足廻り部品に代表される構造部材の素材として最適な溶融めっき鋼板を提供する。【解決手段】鋼板表面に溶融めっき層を有する溶融めっき鋼板である。この鋼板は、C:0.03〜0.20%、Si:0.005〜0.5%、Mn:2.1〜4.0%、P:0.0004〜0.1%、S:0.0029%以下、sol.Al:0.0002〜2.0%、N:0.0080%以下、Ti:0.16〜0.30%およびB:0.0021〜0.0100%を含有する化学組成と、面積%で、フェライトを40%超95%以下、ならびに、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイトからなる超硬質相群から選択される1種または2種以上を合計で3〜20%含有するとともに、フェライトの平均粒径が2.5μm以下、超硬質相群の平均粒径が2.0μm以下、超硬質相群の最近接距離の平均値である超硬質相平均間隔が2.0μm以下、円相当直径が1μm以上のTi-B系析出物の数密度が500個/mm2以下である鋼組織と、引張強さ:780MPa以上、全伸び:10%以上、穴拡げ率:35%以上、曲げ角度180°の曲げ試験において割れが発生しない内側半径の最小値:板厚の3.5倍以下である機械特性とを有する。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼板表面に溶融めっき層を有する溶融めっき鋼板において、
前記鋼板は、
質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｎ：２．１％以上４．０％以下、Ｐ：０．０００４％以上０．１％以下、Ｓ：０．００２９％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％以上２．０％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ｔｉ：０．１６％以上０．３０％以下およびＢ０．００２１％以上０．０１００％以下を含有する化学組成を有し、
面積％で、フェライトを４０％超９５％以下、ならびに、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイトからなる超硬質相群から選択される１種または２種以上を合計で３％以上２０％以下含有するとともに、前記フェライトの平均粒径が２．５μｍ以下、前記超硬質相群の平均粒径が２．０μｍ以下、前記超硬質相群の最近接距離の平均値である超硬質相平均間隔が２．０μｍ以下、円相当直径が１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５００個／ｍｍ２以下である鋼組織を有し、
引張強さ：７８０ＭＰａ以上、全伸び：１０％以上、穴拡げ率：３５％以上、曲げ角度１８０°の曲げ試験において割れが発生しない内側半径の最小値：板厚の３．５倍以下である機械特性を有すること
を特徴とする溶融めっき鋼板。
【請求項２】
前記化学組成が、Ｂｉ：０．５質量％以下をさらに含有し、円相当直径が１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５０個／ｍｍ２以内であることを特徴とする請求項１に記載の溶融めっき鋼板。
【請求項３】
前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：１．０％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｗ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下およびＮｉ：１．０％からなる群から選択される１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の溶融めっき鋼板。
【請求項４】
前記化学組成が、質量％で、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０５％以下、Ｃａ：０．０５％以下およびＺｒ：０．０５％以下からなる群から選択される１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１から請求項３までのいずれか1項に記載の溶融めっき鋼板。
【請求項５】
下記工程（ａ）〜（ｄ）を有することを特徴とする溶融めっき鋼板の製造方法：
（ａ）請求項１から請求項４までのいずれか1項に記載の化学組成を有する溶鋼を、溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０．３℃／秒以上として鋳造する鋳造工程；
（ｂ）前記鋳造工程により得られた鋳片を、１１５０℃以上の温度域に２．０時間以上加熱して熱間圧延を施し、熱間圧延完了後、２℃／秒以上の平均冷却速度で冷却して、前記加熱の終了から１０分間以内に７５０℃以下の温度域で巻取り、その後、２℃／時以上の冷却速度で１５０℃以下の温度域まで冷却して熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（ｃ）前記熱間圧延工程より得られた熱延鋼板に、酸洗および３０％以上の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とする酸洗・冷間圧延工程；および
（ｄ）前記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板を、８００℃以上１０００℃以下の温度域に５秒間以上１０００秒間以下保持したのち、２℃／秒以上７０℃／秒以下の平均冷却速度で５８０℃以下３００℃以上の温度域まで冷却し、次いで溶融めっきを施して、溶融めっき鋼板とする連続溶融めっき工程。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶融めっき鋼板およびその製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、自動車の足回り部品やメンバー等の補強部材のように優れた穴拡げ性や曲げ性が要求される用途に好適な溶融めっき鋼板およびその製造する方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境保護のため、自動車の燃費向上が求められており、自動車用鋼板においては、車体の軽量化および安全性確保のため、引張強度（ＴＳ）≧７８０ＭＰａである高強度鋼板へのニーズが高まっている。しかしながら、ただ単に高強度であればよいわけではない。例えば、成形性の観点からは延性の他に、良好な穴拡げ性や良好な曲げ性が求められている。また、防錆性の観点からは、溶融めっきを施した鋼板が求められている。
【０００３】
一般的に鋼の強化手法としては固溶強化、析出強化および変態強化があり、これらを組み合わせることにより、所定の引張強度を達成する。これらの組合せにより、同一引張強度であっても延性、曲げ性、等が異なる。したがって、自動車用途として、上述の要求性能を高度にバランスさせるには、強化手法を適正にバランスさせることが重要である。
【０００４】
上記強化手法のうち、変態強化を用いると、比較的容易に高強度化を達成することができる。例えば、特許文献１ではＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏを多量に添加し、さらに冷却速度を制御することによりフェライト・ベイナイト・マルテンサイト混合組織を得て、ＴＳ≧７８０ＭＰａを達成している。また、特許文献２では、焼き戻しマルテンサイトを得ることにより、曲げ加工性と高強度化を達成している。
【０００５】
これらの技術によると、フェライトと硬質相の混合組織とすることにより、比較的容易に高強度化が図れるが、マルテンサイトを多く含む混合組織を用いると、組織間の硬度差が大きくなり、その組織界面から穴拡げ加工初期や曲げ加工初期にきれつが発生するために、穴拡げ性や曲げ性に劣るという欠点がある。
【０００６】
そのため、穴拡げ性や曲げ性を劣化させず、高強度化を図るためには、析出強化を用いることが多い。析出強化はＴｉやＮｂを主に添加するが、その中で安価かつ添加量に対する強度上昇量が多いＴｉを多く添加することが一般的である。さらに、Ｔｉの添加はフェライト粒を微細化する効果があり、Ｔｉ炭窒化物による析出強化に加え、フェライト粒の微細化による高強度化を図れるメリットもある。Ｔｉ析出強化を用いた高張力溶融亜鉛めっき鋼板溶融亜鉛めっき鋼板の従来技術としては、例えば特許文献３が挙げられる。
【０００７】
しかしながら、Ｔｉを添加してフェライトの微細化や析出強化を利用すると、フェライトの微細化や強化に寄与する微細なＴｉ系炭化物、窒化物、炭窒化物の他に、粗大なＴｉＮが生成する。このＴｉＮのうちでも晶出したＴｉＮは、Ｔｉ系炭化物、窒化物、炭窒化物が数十ｎｍの微細な析出物であるのに対し、高温で生成するためにその大きさは２〜２０μｍと粗大であり、フェライトの微細化や強度上昇には全く寄与しないばかりか、その粗大な析出物が穴拡げ性や曲げ加工時の割れの起点となり、穴拡げ性や曲げ性を劣化させる原因となる。したがって、Ｔｉ添加量の増加による延性ならびに穴拡げ性や曲げ性の向上には、限界があった。
【０００８】
このように、従来技術においては、高い強度とともに優れた延性、穴拡げ性および曲げ性を得るには限界があり、穴拡げ性や曲げ性に関する近年のさらなる高い要求に応えることが困難であった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開平４−１７３９４６号公報
【特許文献２】特開平６−１０８１５２号公報
【特許文献３】特開２００２−１６１３３６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明は、上記現状に鑑みてなされたものであり、自動車や各種の産業機械に用いられる構造部材の素材、特に自動車のメンバーや足廻り部品に代表される構造部材の素材として好適な、高い強度を有しながら良好な延性、穴拡げ性および曲げ性をも有する溶融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。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らは、上記課題を解決するために鋭意検討を行った。
その結果、ＴｉとＢを多量添加するという高強度化に安価な強化手法を使用しつつも、鋼板内部のＴｉ−Ｂ系の析出物や鋼組織を適正化することによって、７８０ＭＰａ以上の高い引張強度を有しながら良好な延性、穴拡げ性および曲げ性を具備する溶融めっき鋼板を得ることができるという新たな知見を得た。
【００１２】
本発明は、上記新知見に基づくものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）鋼板表面に溶融めっき層を有する溶融めっき鋼板において、
前記鋼板は、
質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｎ：２．１％以上４．０％以下、Ｐ：０．０００４％以上０．１％以下、Ｓ：０．００２９％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％以上２．０％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ｔｉ：０．１６％以上０．３０％以下およびＢ０．００２１％以上０．０１００％以下を含有する化学組成を有し、
面積％で、フェライトを４０％超９５％以下、ならびに、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイトからなる超硬質相群から選択される１種または２種以上を合計で３％以上２０％以下含有するとともに、前記フェライトの平均粒径が２．５μｍ以下、前記超硬質相群の平均粒径が２．０μｍ以下、前記超硬質相群の最近接距離の平均値である超硬質相平均間隔が２．０μｍ以下、円相当直径が１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５００個／ｍｍ２以下である鋼組織を有し、
引張強さ：７８０ＭＰａ以上、全伸び：１０％以上、穴拡げ率：３５％以上、曲げ角度１８０°の曲げ試験において割れが発生しない内側半径の最小値：板厚の３．５倍以下である機械特性を有すること
を特徴とする溶融めっき鋼板。
【００１３】
（２）前記化学組成が、Ｂｉ：０．５質量％以下をさらに含有し、円相当直径が１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５０個／ｍｍ２以内であることを特徴とする（１）項に記載の溶融めっき鋼板。
【００１４】
（３）前記化学組成が、質量％で、Ｎｂ：１．０％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｗ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下およびＮｉ：１．０％からなる群から選択される１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする（１）項または（２）項に記載の溶融めっき鋼板。
【００１５】
（４）前記化学組成が、質量％で、ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０５％以下、Ｃａ：０．０５％以下およびＺｒ：０．０５％以下からなる群から選択される１種または２種以上をさらに含有することを特徴とする（１）項から（３）項までのいずれか1項に記載の溶融めっき鋼板。
【００１６】
（５）下記工程（ａ）〜（ｄ）を有することを特徴とする溶融めっき鋼板の製造方法：
（ａ）（１）項から（４）項までのいずれか1項に記載の化学組成を有する溶鋼を、溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０．３℃／秒以上として鋳造する鋳造工程；
（ｂ）前記鋳造工程により得られた鋳片を、１１５０℃以上の温度域に２．０時間以上加熱して熱間圧延を施し、熱間圧延完了後、２℃／秒以上の平均冷却速度で冷却して、前記加熱の終了から１０分間以内に７５０℃以下の温度域で巻取り、その後、２℃／時以上の冷却速度で１５０℃以下の温度域まで冷却して熱延鋼板とする熱間圧延工程；
（ｃ）前記熱間圧延工程より得られた熱延鋼板に、酸洗および３０％以上の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とする酸洗・冷間圧延工程；および
（ｄ）前記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板を、８００℃以上１０００℃以下の温度域に５秒間以上１０００秒間以下保持したのち、２℃／秒以上７０℃／秒以下の平均冷却速度で５８０℃以下３００℃以上の温度域まで冷却し、次いで溶融めっきを施して、溶融めっき鋼板とする連続溶融めっき工程。
【発明の効果】
【００１７】
本発明の鋼板は、高強度でありながら延性、穴拡げ性および曲げ性に優れている。そのため、自動車や各種の産業機械に用いられる構造部材の素材、特に自動車のメンバーや足廻り部品に代表される構造部材の素材として最適である。また安価に製造できるので産業上格段の効果を奏する。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の限定理由について説明する。化学組成についての「％」は「質量％」の意味である。
【００１９】
１．化学組成
（Ｃ：０．０３％以上０．２０％以下）
Ｃは、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトなどの硬質相を生成させ、鋼板の強度を向上させる作用を有する。Ｃ含有量が０．０３％未満では７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難である。したがって、Ｃ含有量は０．０３％以上とする。９８０ＭＰａ以上の引張強度を得るには、Ｃ含有量を０．０４％以上とすることが望ましい。一方、Ｃ含有量が０．２０％超では溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｃ含有量は０．２０％以下とする。
【００２０】
（Ｓｉ：０．００５％以上０．５％以下）
Ｓｉは、固溶強化によって鋼板の強度を高める作用を有する。Ｓｉ含有量が０．００５％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｓｉ含有量は０．００５％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が０．５％超では、溶融めっきとの塗れ性が悪化して不めっき部が多く存在するようになり耐食性の劣化が著しくなる。したがって、Ｓｉ含有量は０．５％以下とする。
【００２１】
（Ｍｎ：２．１％以上４．０％以下）
Ｍｎは、鋼の焼入性を高めることにより鋼板の強度を高める作用を有する。Ｍｎ含有量が２．１％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｍｎ含有量は２．１％以上とする。好ましくは２．３％以上である。一方、Ｍｎ含有量が４．０％超では、焼入性が過剰に高まってマルテンサイトの面積率が過大となり、曲げ性の低下が著しくなる。したがって、Ｍｎ含有量は４．０％以下とする。好ましくは３．０％以下である。
【００２２】
（Ｐ：０．０００４％以上０．１％以下）
Ｐは、固溶強化により鋼板の強度を高める作用を有する。Ｐ含有量が０．００４％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｐ含有量は０．０００４％以上とする。一方、Ｐは偏析し易い元素であるため多量に含有すると溶接性の低下を招く。Ｐ含有量が０．１％超では偏析による溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｐ含有量は０．１％以下とする。
【００２３】
（Ｓ：０．００２９％以下）
Ｓは、不純物として含有され、鋼中に硫化物を形成して曲げ性を低下させる作用を有する。Ｓ含有量が０．００２９％超では穴拡げ性や曲げ性の低下が著しくなる。したがって、Ｓ含有量は０．００２９％以下とする。好ましくは０．００２０％以下である。Ｓ含有量は低ければ低いほど好ましいので、Ｓ含有量の下限は規定する必要はないが、製鋼コストの観点からは０．０００２％以上とすることが好ましい。
【００２４】
（ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００２％以上２．０％以下）
Ａｌは、鋼を脱酸して鋼板を健全化する作用を有する。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０００２％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０００２％以上とする。一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が２．０％超では、粗大なアルミナ系介在物が増加して、曲げ性および耐疲労特性の低下が著しくなる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は２．０％以下とする。
【００２５】
（Ｎ：０．００８０％以下）
Ｎは、不純物として含有され、鋼中に窒化物を形成して曲げ性を低下させる作用を有する。Ｎ含有量が０．００８０％超では曲げ性の低下が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０．００８０％以下とする。Ｎ含有量は低ければ低いほど好ましいので、Ｎ含有量の下限は規定する必要はないが、製鋼コストの観点からは０．０００２％以上とすることが好ましい。
【００２６】
（Ｔｉ：０．１６％以上０．３０％以下）
Ｔｉは本発明で重要な元素である。ＴｉＣによる析出強化に加えて、フェライト粒径を微細化させる作用を有し、これにより効果的に高強度化を図ることができる。加えて、マルテンサイト、残留オーステナイト、ベイナイト、パーライトおよびセメンタイト等の硬質相を微細に分散させ、穴拡げ性や曲げ性を向上させる作用を有する。Ｔｉ含有量が０．１６％未満では上記作用による効果を十分に得ることができない場合がある。したがって、Ｔｉ含有量は０．１６％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０．３０％超では粗大な晶出系ＴｉＮ粒子が多く形成されてしまうため、却って曲げ性が劣化する場合がある。したがって、Ｔｉ含有量は０．３０％以下とする。
【００２７】
（Ｂ：０．００２１％以上０．０１００％以下）
Ｂは、Ｔｉと同様本発明で重要な元素であり、少量の含有によりフェライトの成長を抑えることができ、フェライトの微細化による高強度化を図ることができる。Ｂ含有量が０．００２１％未満では、上記作用による効果を十分に得ることができない場合がある。したがって、Ｂの含有量は０．００２１％以上とする。好ましくは０．００３１％以上である。一方、Ｂ含有量が０．０１００％超では粗大なＢ析出物が多く形成されてしまい、却って、穴拡げ性や曲げ性が劣化する。したがって、Ｂ含有量は０．０１００％以下とする。
【００２８】
（Ｂｉ：０．５％以下）
Ｂｉは、凝固の接種核となり、凝固時のデンドライトアーム間隔を小さくし、凝固組織を細かくする作用を有する。その結果、ＭｎやＴｉ等の偏析が生じ易い元素の偏析を抑制し、鋼板の局所的な強度差を低減し、穴拡げ性や曲げ性を向上させる作用を有する。したがって、Ｂｉを含有させることが好ましい。しかしながら、Ｂｉは曲げ加工時の割れの起点となる酸化物を鋼中に形成するため、Ｂｉの含有量が０．５％を超えると、穴拡げ性や曲げ性が却って劣化する。したがって、Ｂｉ含有量は０．５％以下とする。好ましくは０．０３％以下である。上記作用による効果をより確実に得るにはＢｉ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。
【００２９】
（Ｎｂ：１．０％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｗ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下およびＮｉ：１．０％からなる群から選択される１種または２種以上）
Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉは、Ｍｎと同様に鋼の焼入性を高めることによって鋼板の強度を高める作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉについてそれぞれ含有量が１．０％を超えると、焼入性が過剰に高まってマルテンサイトの面積率が過大となり、穴拡げ性や曲げ性の低下が著しくなる。したがって、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉの含有量はそれぞれ上記のとおりとする。上記作用による効果をより確実に得るには、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉのいずれかの元素を０．００５％以上とすることが好ましい。
【００３０】
（ＲＥＭ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０５％以下、Ｃａ：０．０５％以下およびＺｒ：０．０５％以下からなる群から選択される１種または２種以上）
ＲＥＭ（希土類元素）、Ｍｇ、ＣａおよびＺｒは、鋼中に形成される酸化物や硫化物を微細に球状化させて曲げ性を向上させる作用を有する。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭについては含有量が０．１％超えると、Ｍｇ、ＣａおよびＺｒについてはそれぞれ含有量が０．０５％を超えると、鋼中に形成される酸化物や硫化物の数が過剰となり、却って曲げ性を劣化させる。したがって、ＲＥＭ（希土類元素）、Ｍｇ、ＣａおよびＺｒの含有量はそれぞれ上記のとおりとする。上記作用による効果をより確実に得るには、ＲＥＭ、Ｍｇ、ＣａおよびＺｒのいずれかの含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。
【００３１】
ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、上記ＲＥＭの含有量は、これらの元素の合計含有量を指す。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。
【００３２】
２．鋼組織
本発明に係る溶融めっき鋼板のめっき基材である鋼板は、面積％で、フェライトを４０％超９５％以下、ならびに、マルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイトからなる超硬質相群から選択される１種または２種以上を合計で３％以上２０％以下含有するとともに、前記フェライトの平均粒径が２．５μｍ以下、前記超硬質相群の平均粒径が２．０μｍ以下、前記超硬質相群の最近接距離の平均値である超硬質相平均間隔が２．０μｍ以下、円相当直径が１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５００個／ｍｍ２以下である鋼組織を有する。
【００３３】
（フェライト面積率：４０％超９５％以下）
フェライト面積率が４０％以下では、１０％以上の全伸びを確保することが困難となる。したがって、フェライト面積率は４０％超とする。一方、フェライト面積率が９５％超では、７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、フェライト面積率は９５％以下とする。
【００３４】
（超硬質相群面積率：３％以上２０％以下）
マルテンサイト、残留オーステナイトおよびセメンタイトからなる超硬質相群の合計面積率が３％未満では、７８０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが困難となる。したがって、超硬質相群の合計面積率は３％以上とする。一方、超硬質相群の合計面積率が２０％超では、超硬質相の量が過剰となり、フェライトと超硬質相の界面から発生した亀裂が早期に連結してしまい、穴拡げ性や曲げ性を低下させ、穴拡げ率を３５％以上とし、曲げ角度１８０°の曲げ試験において割れが発生しない内側半径の最小値を板厚の３．５倍以下とすることが困難となる。したがって、超硬質相の合計面積率は２０％以下とする。
【００３５】
（フェライト平均粒径：２．５μｍ以下）
フェライト平均粒径が２．５μｍ超では、穴拡げ加工時や曲げ加工時におけるフェライトへの歪の集中が著しくなるため、フェライトと超硬質相との界面から亀裂が早期に発生してしまい、穴拡げ性や曲げ性を低下させ、穴拡げ率を３５％以上とし、曲げ角度１８０°の曲げ試験において割れが発生しない内側半径の最小値を板厚の３．５倍以下とすることが困難となる。したがって、フェライト平均粒径は２．５μｍ以下とする。好ましくは２．０μｍ以下である。フェライト平均粒径の下限は特に規定しないが、フェライトの平均粒径が０．３μｍ以下になるとＹＰが極度に高くなり、部材加工時の形状凍結性が悪くなる。したがって、フェライト平均粒径は０．３μｍ以上とすることが好ましい。
【００３６】
（超硬質相群平均粒径：２．０μｍ以下）
超硬質相群の平均粒径が２．０μｍ超では、超硬質相が過大であるため、フェライトと超硬質相との界面から亀裂が早期に発生してしまい、穴拡げ性や曲げ性を低下させ、穴拡げ率を３５％以上とし、曲げ角度１８０°の曲げ試験において割れが発生しない内側半径の最小値を板厚の３．５倍以下とすることが困難となる。したがって、超硬質相群の平均粒径は２．０μｍ以下とする。
【００３７】
（超硬質相平均間隔：２．０μｍ以下）
超硬質相群の最近接距離の平均値である超硬質相平均間隔が２．０μｍ超では、穴拡げ加工時や曲げ加工時において、超硬質相間に存在するフェライトへの歪の集中が著しくなるため、フェライトと超硬質相との界面から亀裂が早期に発生してしまい、穴拡げ性や曲げ性を低下させ、穴拡げ率を３５％以上とし、曲げ角度１８０°の曲げ試験において割れが発生しない内側半径の最小値を板厚の３．５倍以下とすることが困難となる。したがって、超硬質相平均間隔は２．０μｍ以下とする。
【００３８】
残部組織は特に規定しないが、ベイナイトやパーライトなどの鋼組織の面積率を調整することで、所望する強度の鋼板を得ることができる。
【００３９】
（円相当直径が１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度：５００個／ｍｍ２以下）
引張強さ：７８０ＭＰａ以上、全伸び：１０％以上、穴拡げ率：３５％以上、曲げ角度１８０°の曲げ試験において割れが発生しない内側半径の最小値：板厚の３．５倍以下である機械特性を具備させるために、本発明においては、析出強化と鋼組織の細粒化強化とを積極的に利用する。このため、０．１６％以上のＴｉとともに０．００２１％以上のＢを含有させる。
【００４０】
しかし、このようにＴｉおよびＢの含有量を高めると、加工時の割れの起点となる粗大なＴｉＢ２やＴｉＢといったＴｉ−Ｂ系析出物が鋼組織内に形成され易くなり、穴拡げ性や曲げ性を劣化させる。
【００４１】
具体的には、円相当直径が１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５００個／ｍｍ２超となると、穴拡げ性や曲げ性の劣化が顕著となり、上記機械特性を得ることが困難となる。したがって、円相当直径が１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度は５００個／ｍｍ２以下とする。
【００４２】
円相当直径が１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度は５０個／ｍｍ２以下とすることが好ましく、これは上述したようにＢｉを含有させることにより容易に達成することが可能となり、このようにすることで、穴拡げ率：６５％以上、曲げ角度１８０°の曲げ試験において割れが発生しない内側半径の最小値：板厚の１．０倍以下という、さらに優れた穴拡げ性と曲げ性とを得ることが可能となる。
【００４３】
なお、円相当直径１μｍ未満の微細なＴｉ−Ｂ系の析出物は、粒径が小さ過ぎるため割れの起点となり難く、穴拡げ性や曲げ性への影響が小さいため、Ｔｉ−Ｂ系の析出物の規定は円相当直径が１μｍ以上であるものを対象とする。
【００４４】
３．溶融めっき層
本発明は、鋼板表面に溶融めっき層を有する溶融めっき鋼板であるが、溶融めっき層の種類は特に限定されるものではない。溶融めっき層として、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき、溶融アルミニウムめっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ合金めっき、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ合金めっき等が例示される。また、溶融めっき層の上層に有機系または無機系の被膜を設けても構わない。
【００４５】
めっき付着量も特に制限されないが、耐食性の観点からは３ｇ／ｍ２以上とすることが好ましく、１０ｇ／ｍ２以上とすることがさらに好ましい。また、溶接時におけるブローホールなどの欠陥を防止する観点からは８００ｇ／ｍ２以下とすることが好ましく、２００ｇ／ｍ２以下とすることがさらに好ましい。
【００４６】
溶融めっき層を溶融亜鉛めっきとする場合には、さらに合金化処理を施して合金化溶融亜鉛めっきとすると、めっきの密着性が向上するので好ましい。溶融めっき層を合金化溶融亜鉛めっき層とする場合には、めっき層におけるＦｅ濃度を３質量％以上２０質量％以下とすることが好ましい。めっき層におけるＦｅ濃度を３質量％以上とすることで合金化によるめっきの密着性の向上をより確実にすることができる。また、めっき層におけるＦｅ濃度を２０質量％以下とすることにより良好なパウダリング性を確保することができる。めっき層におけるＦｅ濃度は、７質量％以上１５質量％以下とすることがさらに好ましい。
【００４７】
４．製造方法
次に、本発明の溶融めっき鋼板の製造方法の限定理由について説明する。
【００４８】
（鋳造工程）
（ａ）上記化学組成を有する溶鋼を、溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度を０．３℃／秒以上として鋳造する。上記平均冷却速度はＴｉの偏析に大きく影響する。
【００４９】
上記平均冷却速度が０．３℃／秒未満では、凝固速度が遅すぎるため、鋳片におけるデンドライト２次アーム間隔内でのＴｉの偏析が大きくなり、粗大なＴｉ−Ｂ系の析出物が析出し易くなる。その結果、円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度を５００個／ｍｍ２以下とすることが困難となる。したがって、上記平均冷却速度は０．３℃／秒以上とする。上記凝固速度の上限は、Ｔｉ−Ｂ系析出物の数密度の観点からは特に規定する必要はないが、冷却速度が速過ぎると鋳片が割れてしまう場合があるので、２．０℃／秒以下とすることが好ましい。
【００５０】
また、上述したように、Ｂｉを含有させると、Ｂｉによる凝固組織を細かくする作用により、Ｔｉの偏析がさらに低減され、円相当直径が１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度を５０個／ｍｍ２以内に減少させることが可能となる。
【００５１】
（熱間圧延工程）
（ｂ）上記鋳造工程により得られた鋳片を、１１５０℃以上の温度域に２．０時間以上加熱して熱間圧延を施し、熱間圧延完了後、２℃／秒以上の平均冷却速度で冷却して、前記加熱の終了から１０分間以内に７５０℃以下の温度域で巻取り、その後、２℃／時以上の冷却速度で冷却して熱延鋼板とする。
【００５２】
熱間圧延前には、鋳片内にＴｉを極力均一化させるため、１１５０℃以上の温度域に２．０時間以上加熱する。加熱温度が１１５０℃未満であったり、加熱時間が２．０時間未満であったりすると、いずれも加熱不足により、Ｔｉが鋳片内に極端に偏析した状態となり、粗大なＴｉ−Ｂ系の析出物が析出し易くなる。その結果、円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度を５００個／ｍｍ２以下とすることが困難となる。したがって、加熱温度は１１５０℃以上、加熱時間は２．０時間以上とする。加熱温度の上限や加熱時間の上限は特に規定しないが、エネルギーコストの観点からは、加熱温度は１３５０℃以下、加熱時間は４８時間以下とすることが好ましい。
【００５３】
熱間圧延完了温度は、特に規定しないが、８００℃以上１１００℃以下で行うことが好ましい。熱間圧延完了温度を８００℃以上とすることにより、オーステナイトとフェライトとが共存する２相域温度域における圧延を回避することが容易となり、圧延トラブルを防ぎ易くなる。また、熱間圧延完了温度を１１００℃以下とすることにより、スケールの成長が抑制され、スケール等の押し込みによる表面品質劣化を防ぐことが容易になる。
【００５４】
熱間圧延完了後は、Ｔｉ−Ｂ系析出物の粗大化を抑制するために、２℃／秒以上の平均冷却速度で冷却して、前記加熱の終了から１０分間以内に７５０℃以下の温度域で巻取り、その後、２℃／時以上の冷却速度で１５０℃以下の温度域まで冷却して熱延鋼板とする。
【００５５】
圧延完了〜巻取りまでの平均冷却速度が２℃／秒未満であったり、巻取温度が７５０℃超であったりすると、鋼板の冷却速度が遅すぎるため、Ｔｉ−Ｂ系の析出物が粗大化してしまい、円相当直径が１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度を５００個／ｍｍ２以下とすることが困難となる。したがって、上記平均冷却速度は２℃／秒以上とし、巻取り温度は７５０℃以下とする。
【００５６】
また、加熱の終了から巻取りまでの時間が１０分間超では、Ｔｉ−Ｂ系の析出物が粗大化してしまい、円相当直径が１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度を５００個／ｍｍ２以下とすることが困難となる。したがって、加熱の終了から巻取りまでの時間は１０分間以内とする。加熱の終了から巻き取りまでの時間の下限は特に規定しないが、設備コストの観点からは１分間以上とすることが好ましい。上記平均冷却速度の上限は特に規定しないが、２００℃／秒以下とすることが望ましい。上記平均冷却速度を２００℃／秒以下とすることにより、熱延鋼板の巾方向ならびにコイル長手方向における冷却ムラが抑制され、良好な平坦を確保することが容易になる。巻取り温度の下限も特に規定しないが、設備コストの観点からは室温までとすることが好ましい。
【００５７】
巻取り後の冷却速度が２℃／時未満では、巻取り後の冷却速度が遅いため、Ｔｉ−Ｂ系の析出物が粗大化してしまい、円相当直径が１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度を５００個／ｍｍ２以下とすることが困難となる。したがって、巻取り後の冷却速度は２℃／時以上とする。巻取り後の冷却速度の上限は特に規定する必要はない。巻取った後に水浸漬による冷却等によって急冷してもよい。
【００５８】
この巻取り後の冷却による温度が１５０℃超の温度域であると、コイル内での析出物の生成が完了していない可能性があり、コイル内で特性ばらつきが生じる場合があるので、巻取り後に２℃／時以上の冷却速度で１５０℃以下の温度域まで冷却する。
【００５９】
（酸洗・冷間圧延工程）
（ｃ）上記熱間圧延工程より得られた熱延鋼板に、酸洗および３０％以上の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とする。
【００６０】
酸洗は、常法によればよく、塩酸や硫酸等によって行えばよい。
冷間圧延における圧下率を高めることにより、鋼板への歪みの蓄積を高めることができ、後述する連続溶融めっき工程における焼鈍により、フェライトの細粒化を図ることができる。圧下率が３０％未満の圧下率では、鋼板への歪の蓄積が少ないため、フェライト平均粒径を２．５μｍとすることが困難である。したがって、冷間圧延の圧下率は３０％以上とする。冷間圧延の圧下率の上限は特に規定しないが、設備の圧延能力の観点から９０％以下とすることが好ましい。
【００６１】
（連続溶融めっき工程）
（ｄ）上記冷間圧延工程により得られた冷延鋼板を、８００℃以上１０００℃以下の温度域に５秒間以上１０００秒間以下保持したのち、２℃／秒以上７０℃／秒以下の平均冷却速度で５８０℃以下３００℃以上の温度域まで冷却し、次いで溶融めっきを施して、溶融めっき鋼板とする。
【００６２】
焼鈍温度が８００℃未満であったり、焼鈍時間が５秒間未満であったりすると、熱間圧延時に生成したパーライトやベイナイトやセメンタイトがオーステナイト化せず、超硬質相群の平均粒径を２．０μｍ以下とし、超硬質相群の最近接距離の平均値である超硬質相平均間隔を２．０μｍ以下とすることが困難である。したがって、焼鈍温度は８００℃以上、焼鈍時間は５秒間以上とする。一方、焼鈍温度が１０００℃超であったり、焼鈍時間が１０００秒間超であったりすると、オーステナイトの粒成長が著しく進行してしまい、フェライトの析出核であるオーステナイト粒界が少なくなるため、フェライト平均粒径を２．５μｍ以下とすることが困難となる。したがって、焼鈍温度は１０００℃以下、焼鈍時間は１０００秒間以下とする。
【００６３】
２℃／秒以上７０℃／秒以下の平均冷却速度が２℃／秒未満では、フェライトの生成が過剰となり、フェライト面積率が９５％超となる場合がある。したがって、上記平均冷却速度は２℃／秒以上とする。一方、上記平均冷却速度が７０℃／秒超では、フェライトの生成が不十分となり、フェライト面積率が４０％以下となる場合がある。したがって、上記平均冷却速度は７０℃／秒以下とする。
【００６４】
冷却停止温度が５８０℃超では、高温のためパーライトが過剰に生成してしまい、超硬質相群の合計面積率が３％未満となる場合がある。したがって、冷却停止温度は５８０℃以下とする。一方、冷却停止温度が３００℃未満では、低温すぎるためマルテンサイト等が過剰に生成してしまい、超硬質相群の合計面積率が２０％超となる場合がある。したがって、冷却停止温度は３００℃以上とする。
【００６５】
溶融めっき層を合金化溶融亜鉛めっきとする場合には、溶融亜鉛浴に浸漬した後に鋼板表面温度が４５０℃以上７００℃以下となる温度域で合金化処理を行うことが好ましい。
【実施例】
【００６６】
本発明の具体的な実施例を以下に説明する。
表１に示す化学成分を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造試験機を用いて連続鋳造を実施し、巾１０００ｍｍで２５０ｍｍ厚のスラブとした。溶鋼の冷却速度の変更は、鋳型ならびに連続鋳造機内の冷却水量を変更することによって行った。表１における下線は本発明の範囲外であることを示す。
【００６７】
【表１】
2014025132.tif 000002
【００６８】
このようにして得られたスラブを加熱し、熱間圧延試験機により熱間圧延を施して熱延鋼板とした。巻取り後は１００℃以下の温度域まで冷却した。その後、塩酸による酸洗処理を施して酸洗鋼板とした。その後、試験冷間圧延機にて冷間圧延を施して冷延鋼板とした。
【００６９】
このようにして得られた冷延鋼板に対して、連続溶融亜鉛めっき試験機を用いて焼鈍および溶融亜鉛めっきを施した。めっき付着量は２０〜１５０ｇ／ｍ２の範囲とした。一部の鋼板においては、めっき後に５４０℃で合金化処理を施した。
【００７０】
これらの製造条件を表２、３に示す。
【００７１】
【表２】
2014025132.tif 000003
【００７２】
【表３】
2014025132.tif 000004
【００７３】
１）溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度
溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における鋼塊の鋳込み方向に垂直な断面の平均冷却速度は、得られたスラブの断面をピクリン酸にてエッチングし、スラブ表面から深さ方向に１０ｍｍピッチでデンドライト２次アーム間隔λ（μｍ）を測定し、次式に基づいて、その値から溶鋼の液相線温度から固相線温度までの温度範囲における冷却速度Ａ（℃／秒）を算出し、各々の冷却速度の算術計算での平均値とした。
【００７４】
λ＝７１０×Ａ−０．３９
２）フェライトおよび超硬質相群の評価
鋼板の圧延方向に平行な板厚断面について、走査型電子顕微鏡を用いて観察し、フェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトおよびセメンタイトの面積率を、画像処理により求めた。また、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５２に準拠してフェライト平均粒径を測定した。
【００７５】
また、超硬質相群の平均粒径および平均粒子間隔を、画像処理により求めた。超硬質相平均間隔は、個々の超硬質相について最近接距離を測定し、その算術計算の平均値とした。
【００７６】
３）Ｔｉ―Ｂ系析出物の円相当直径と数密度
Ｔｉ―Ｂ系析出物の円相当直径および数密度は、得られた鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を走査型電子顕微鏡にて、５０００倍の倍率で２００視野を撮影し、その画像処理にて算出した。
【００７７】
４）機械特性
得られた鋼板に対して、引張試験、穴拡げ性、限界曲げ試験を実施した。
【００７８】
４）−１  引張試験
各鋼板の圧延直角方向からＪＩＳ  ５  号引張試験を採取した。試験方法はＪＩＳ  Ｚ２２４１に準じた。降伏点（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を測定した。
【００７９】
４）−２  穴拡げ試験
穴拡げ試験は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ  Ｔ  １００１−１９９６に準拠して、穴径１０ｍｍ、クリアランス１２％で打ち抜きを行ったサンプルを頂点角６０°のポンチにて穴を押し上げ、亀裂が板厚を貫通したところの穴径ｄ１から
穴拡げ率（％）＝（ｄ１−１０）／１０×１００
にて穴拡げ率を求めた。
【００８０】
４）−３  限界曲げ試験
各鋼板から、圧延直角方向を長手方向とする巾４０ｍｍ長さ２００ｍｍの試験片を採取した。試験形状ならびに試験方法はＪＩＳ  Ｚ２２４８に準じた。曲げ内側半径は、密着から板厚の０．５倍、１．０倍、１．５倍、２．０倍、２．５倍、３．０倍、３．５倍、４．０倍、４．５倍、５．０倍にて実施し、その割れが発生しない板厚に対する内側半径を限界曲げ半径とした。
【００８１】
試験結果を表４に示す。
【００８２】
【表４】
2014025132.tif 000005
【００８３】
＜本発明例＞
本発明例である供試材Ｎｏ．１〜２６は、強度が７８０ＭＰａ以上であり、伸びが１３％以上、穴拡げ率が４２％以上、限界曲げ半径が０．５ｔ〜３．０ｔであり、延性、穴拡げ性および曲げ性に優れていた。
【００８４】
中でも、Ｂｉを含有する供試材Ｎｏ．１６〜２６は、Ｔｉ−Ｂ系析出物の数密度が４８個／ｍｍ２以下であるため、穴拡げ率が６５％以上であるとともに限界曲げ半径が０．５ｔ〜１．０ｔであり、特に優れていた。
【００８５】
＜比較例＞
供試材Ｎｏ．２７は、鋳造工程における液相線温度〜固相線温度の平均冷却速度が０．２℃／秒と本発明外のため、円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５００個／ｍｍ２を超えて本発明外になった。そのため、穴拡げ率が２３％、限界曲げ半径が４．５ｔとなり、穴拡げ性と曲げ加工性に劣る。
【００８６】
供試材Ｎｏ．２８は、熱間圧延工程における加熱温度が１１３０℃と本発明外のため、円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５００個／ｍｍ２を超えて本発明外になった。そのため、穴拡げ率が２５％、限界曲げ半径が４．５ｔとなり穴拡げ性と曲げ加工性に劣る。
【００８７】
供試材Ｎｏ．２９は、熱間圧延工程における加熱時間が１．５時間と本発明外のため、円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５００個／ｍｍ２を超えて本発明外になった。そのため、穴拡げ率が２５％、限界曲げ半径が４．０ｔとなり穴拡げ性と曲げ加工性に劣る。
【００８８】
供試材Ｎｏ．３０は、熱間圧延工程における仕上げ熱間圧延後の冷却速度が１℃／秒と本発明外のため、円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５００個／ｍｍ２を超えて本発明外になった。そのため、穴拡げ率が２６％、限界曲げ半径が４．０ｔとなり穴拡げ性と曲げ加工性に劣る。
【００８９】
供試材Ｎｏ．３１は、熱間圧延工程における加熱終了からの巻き取り時間が１１分と本発明外のため、円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５００個／ｍｍ２を超えて本発明外になった。そのため、穴拡げ率が２２％、限界曲げ半径が４．５ｔとなり穴拡げ性と曲げ加工性に劣る。
【００９０】
供試材Ｎｏ．３２は、熱間圧延工程における巻き取り温度が７６０℃と本発明外のため、円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５００個／ｍｍ２を超えて本発明外になった。そのため、穴拡げ率が２３％、限界曲げ半径が４．５ｔとなり穴拡げ性と曲げ加工性に劣る。
【００９１】
供試材Ｎｏ．３３は、熱間圧延工程における巻き取り後のコイル冷却速度が１℃／時間と本発明外のため、円相当直径１μｍ以上のＴｉ−Ｂ系析出物の数密度が５００個／ｍｍ２を超えて本発明外になった。そのため、穴拡げ率が２０％、限界曲げ半径が５．０ｔとなり穴拡げ性と曲げ加工性に劣る。
【００９２】
供試材Ｎｏ．３４は、冷間圧延工程における冷間圧延時の冷圧率が２８％と本発明外のため、フェライトの平均粒径が２．５μｍを超えて本発明外となった。そのため、穴拡げ率が２８％、限界曲げ半径が４．０ｔとなり穴拡げ性と曲げ加工性に劣る。
【００９３】
供試材Ｎｏ．３５は、連続溶融亜鉛めっき工程における焼鈍温度が７８０℃と本発明外のため、超硬質相群の平均粒径が２．０μｍを超えるとともに超硬質相平均間隔が２．０μｍを超えて本発明外となった。そのため、穴拡げ率が２７％、限界曲げ半径が４．０ｔとなり穴拡げ性と曲げ加工性に劣る。
【００９４】
供試材Ｎｏ．３６は、連続溶融亜鉛めっき工程における焼鈍温度が１０２０℃と本発明外のため、フェライトの平均粒径が２．５μｍを超えて本発明外となった。そのため、穴拡げ率が２８％、限界曲げ半径が４．０ｔとなり穴拡げ性と曲げ加工性に劣る。
【００９５】
供試材Ｎｏ．３７は、連続溶融亜鉛めっき工程における焼鈍時間が４秒間と本発明外のため、超硬質相の平均粒径が２．０μｍならびに超硬質相の平均間隔が２．０μｍを超えて本発明外となった。そのため、穴拡げ率が１９％、限界曲げ半径が５．０ｔとなり穴拡げ性と曲げ加工性に劣る。
【００９６】
供試材Ｎｏ．３８は、連続溶融亜鉛めっき工程における焼鈍時間が１０２０秒間と本発明外のため、フェライトの平均粒径が２．５μｍを超えて本発明外となった。そのため、穴拡げ率が２５％、限界曲げ半径が４．５ｔとなり穴拡げ性と曲げ加工性に劣る。
【００９７】
供試材Ｎｏ．３９は、焼鈍後の冷却速度が１℃／秒と本発明外であった。そのため、フェライトの面積率が９５％を超えて本発明外となった。ＴＳが７４２ＭＰａと本発明外となった。
【００９８】
供試材Ｎｏ．４０は、連続溶融亜鉛めっき工程における焼鈍後の冷却速度が７５℃／秒と本発明外であった。そのため、フェライトの面積率が４０％以下となり本発明外となった。Ｅｌが８％と本発明外となった。
【００９９】
供試材Ｎｏ．４１は、連続溶融亜鉛めっき工程における焼鈍後の１次冷却停止温度が５９０℃と本発明外であった。そのため、超硬質相群の合計面積率が３％未満となり本発明外となった。ＴＳが７５５ＭＰａと本発明外となった。
【０１００】
供試材Ｎｏ．４２は、連続溶融亜鉛めっき工程における焼鈍後の１次冷却停止温度が２８０℃と本発明外であった。超硬相の面積率が２０％を超えて本発明外となった。このため、穴拡げ率が１５％、限界曲げ半径が５．０ｔとなり穴拡げ性と曲げ加工性に劣る。
【０１０１】
さらに、供試材Ｎｏ．４３は、Ｂ＝０．０１２０％であり、化学組成が本発明外であった。フェライトが生成せず、本発明外となった。このため、伸びが５％と劣る。