(57)【要約】  優れた伸び、優れた穴広げ性、材質均一性に優れつつ高強度であるめっき鋼及びその製造方法を提供する。  特定の成分組成と、フェライトを主相とし、体積率で、パーライトを２〜１２％、マルテンサイトを３％以下含み、残部が低温生成相からなり、前記フェライトの平均結晶粒径が２５μｍ以下であり、前記パーライトの平均結晶粒径が５μｍ以下であり、前記マルテンサイトの平均結晶粒径が１．５μｍ以下であり、前記パーライトの平均自由行程が５．５μｍ以上である鋼組織と、を有し、引張強度が４４０ＭＰａ以上である薄鋼板とする。【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０７〜０．１９％、
Ｓｉ：０．０９％以下、
Ｍｎ：０．５０〜１．６０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
フェライトを主相とし、体積率で、パーライトを２〜１２％、マルテンサイトを３％以下含み、残部が低温生成相からなり、前記フェライトの平均結晶粒径が２５μｍ以下であり、前記パーライトの平均結晶粒径が５μｍ以下であり、前記マルテンサイトの平均結晶粒径が１．５μｍ以下であり、前記パーライトの平均自由行程が５．５μｍ以上である鋼組織と、を有し、
引張強度が４４０ＭＰａ以上である薄鋼板。
【請求項２】
前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．１０％以下、
Ｔｉ：０．１０％以下、
Ｖ：０．１０％以下から選択される一種又は二種以上を含有する請求項１に記載の薄鋼板。
【請求項３】
前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
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：０．００５０％以下から選択される一種又は二種以上を含有する請求項１又は２に記載の薄鋼板。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載の薄鋼板の表面にめっき層を有するめっき鋼板。
【請求項５】
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請求項４に記載のめっき鋼板。
【請求項６】
請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、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、仕上げ圧延の合計圧下率が８５〜９５％、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７００℃以下の１次冷却をし、該１次冷却後、巻取温度までの第２平均冷却速度が５℃／s以上の条件で２次冷却をし、４５０〜６５０℃の巻取温度で巻き取る熱延鋼板の製造方法。
【請求項７】
請求項６に記載の製造方法で得られた熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延する冷延フルハード鋼板の製造方法。
【請求項８】
請求項７に記載の製造方法で得られた冷延フルハード鋼板を、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７３０〜９００℃の条件で加熱し、該最高到達温度において滞留時間が１５〜６００ｓで滞留させ、該滞留後、冷却停止温度までの平均冷却速度が３〜３０℃／ｓ、冷却停止温度が６００℃以下の条件で冷却する薄鋼板の製造方法。
【請求項９】
請求項７に記載の製造方法で得られた冷延フルハード鋼板を、加熱温度が７００〜９００℃の条件で加熱し、冷却する熱処理板の製造方法。
【請求項１０】
請求項９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７３０〜９００℃の条件で加熱し、該最高到達温度において滞留時間が１５〜６００ｓで滞留させ、該滞留後、冷却停止温度までの平均冷却速度が３〜３０℃／ｓ、冷却停止温度が６００℃以下の条件で冷却する薄鋼板の製造方法。
【請求項１１】
請求項８又は１０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めっき鋼板の製造方法。
【請求項１２】
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請求項１１に記載のめっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
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。
【背景技術】
【０００２】
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。そのため自動車の骨格用部材のみならず、蓋物であるルーフやドアなどの自動車用外板においても引張強さ（ＴＳ）が４４０ＭＰａ以上の鋼板の適用が進められている。特に自動車用外板に対しては屋外に曝露されるため防錆用に亜鉛めっきが施される。【０００３】
また、高強度化に伴って延性が劣化する傾向があるため、種々の部品形状を確保するためには延性（伸び）や伸びフランジ性（穴広げ性）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る。【０００４】
しかし、亜鉛めっき鋼板の高強度化、薄肉化により形状凍結性は著しく低下するため、プレス成形時に、離型後の形状変化を予め予測し、形状変化量を見込んで型を設計することが広く行われている。ここで、性質のばらつきにより、各所の機械的性質が著しく変化してしまうと、これらを一定とした見込み量からのズレが大きくなる。その結果、形状不良が発生し、プレス成形後に一個一個形状を板金加工する等の手直しが不可欠となり、量産効率が著しく低下する。このため、亜鉛めっき鋼板の引張強度、降伏強度のバラツキを可能な限り小さくすること（材質均一性に優れること）が要求されている。例えば、特許文献１には、潤滑油をウォーター・インジェクション方式によりロールに供給する潤滑を施しながら熱間圧延することで材質均一性に優れた冷延鋼板を得る方法が開示されている。また、特許文献２では、固溶Ｎを低減させることでコイル長手方向の材質の均一性に優れた常温非時効深絞り用冷延鋼板を得る方法が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特許３８７５７９２号公報
【特許文献２】特許３５１６７４７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、特許文献１および特許文献２に記載の技術では、高強度かつ高延性を確保可能な成分組成を採用しない、フェライト単相における技術であり、ＴＳが４４０ＭＰａ以上することと、材質均一性とを両立できない。したがって、本発明の課題は、上記従来技術の問題点を解消し、優れた伸び、優れた穴広げ性、材質均一性に優れつつ高強度であるめっき鋼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、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。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者らは鋭意検討を重ねた結果、高強度としながら、伸び、穴広げ性および材質均一性を向上させるための以下の知見を得た。第一に、鋼組織の各相の体積分率を特定の比率で制御して伸びと穴広げ性を向上させることができる。第二に、熱間圧延の圧延条件を変化させることでパーライトの生成量を制御でき、材質均一性を向上可能である。具体的には以下の通りである。【０００８】
従来、軟質なフェライトに加えて、硬質なパーライト、マルテンサイトや低温生成相を鋼板組織に含有することで高強度を得ることが可能であることが知られている。しかしながら、高強度化に伴って、伸びと穴広げ性は劣化してしまう。特に、穴広げ性は打抜き加工時に軟質なフェライトと、パーライト、マルテンサイトや低温生成相との界面にボイドを形成してしまい、その後の穴広げ中にき裂となって割れが生成してしまう。そこで、発明者らは鋭意検討を重ねた結果、パーライトは体積率で２〜１２％および微細なマルテンサイトを体積率で３％以下であれば、打ち抜き時のボイド生成が抑制され、高強度化に寄与しつつ、伸びおよび穴広げ性を劣化させないことを見出した。また、熱間圧延時の圧延条件を制御することにより、パーライト、マルテンサイトや低温生成相の生成量等を制御することで、コイル内の幅方向や長手方向における機械的性質を均一化することが可能となり、さらに、穴広げ中のボイドの連結を制御出来るため穴広げ性も向上することを見出した。【０００９】
本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その構成は次のとおりである。【００１０】
［１］質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１９％、Ｓｉ：０．０９％以下、Ｍｎ：０．５０〜１．６０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、フェライトを主相とし、体積率で、パーライトを２〜１２％、マルテンサイトを３％以下含み、残部が低温生成相からなり、前記フェライトの平均結晶粒径が２５μｍ以下であり、前記パーライトの平均結晶粒径が５μｍ以下であり、前記マルテンサイトの平均結晶粒径が１．５μｍ以下であり、前記パーライトの平均自由行程が５．５μｍ以上である鋼組織と、を有する薄鋼板。【００１１】
［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｖ：０．１０％以下から選択される一種又は二種以上を含有する［１］に記載の薄鋼板。【００１２】
［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、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：０．００５０％以下から選択される一種又は二種以上を含有する［１］又は［２］に記載の薄鋼板。【００１３】
［４］［１］〜［３］のいずれかに記載の薄鋼板の表面にめっき層を有するめっき鋼板。【００１４】
［５］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［４］に記載のめっき鋼板。【００１５】
［６］［１］〜［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、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、仕上げ圧延の合計圧下率が８５〜９５％、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７００℃以下の１次冷却をし、該１次冷却後、巻取温度までの第２平均冷却速度が５℃／s以上の条件で２次冷却をし、４５０〜６５０℃の巻取温度で巻き取る熱延鋼板の製造方法。【００１６】
［７］［６］に記載の製造方法で得られた熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延する冷延フルハード鋼板の製造方法。【００１７】
［８］［７］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７３０〜９００℃の条件で加熱し、該最高到達温度において滞留時間が１５〜６００ｓで滞留させ、該滞留後、冷却停止温度までの平均冷却速度が３〜３０℃／ｓ、冷却停止温度が６００℃以下の条件で冷却する薄鋼板の製造方法。【００１８】
［９］［７］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、冷却する熱処理板の製造方法。【００１９】
［１０］［９］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７３０〜９００℃の条件で加熱し、該最高到達温度において滞留時間が１５〜６００ｓで滞留させ、該滞留後、冷却停止温度までの平均冷却速度が３〜３０℃／ｓ、冷却停止温度が６００℃以下の条件で冷却する薄鋼板の製造方法。【００２０】
［１１］［８］又は［１０］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めっき鋼板の製造方法。【００２１】
［１２］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［１１］に記載のめっき鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２２】
本発明により得られるめっき鋼板は、優れた伸び、優れた穴広げ性、材質均一性に優れ、かつ高強度である。例えば、本発明のめっき鋼板を自動車用部材に適用することにより、自動車における衝突安全性を確保しつつ車体軽量化による燃費改善を図ることができる。【００２３】
また、本発明の薄鋼板、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、上記の優れた薄鋼板やめっき鋼板を得るための中間製品や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。
【発明を実施するための形態】
【００２４】
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。
【００２５】
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。
【００２６】
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。
【００２７】
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。
【００２８】
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。
【００２９】
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。
【００３０】
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。
【００３１】
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。
【００３２】
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。
【００３３】
＜成分組成＞
本発明のめっき鋼板等は、質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１９％、Ｓｉ：０．０９％以下、Ｍｎ：０．５０〜１．６０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下を含有し、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。
【００３４】
上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｖ：０．１０％以下から選択される一種または二種以上を含有してもよい。
【００３５】
上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、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：０．００５０％以下から選択される一種または二種以上を含有してもよい。
【００３６】
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。
【００３７】
Ｃ：０．０７〜０．１９％
Ｃは鋼板の高強度化に有効な元素であり、フェライト以外の相である第２相（第２相とは、具体的にはパーライト、マルテンサイト、ベイナイト、残留オーステナイト、球状セメンタイト、未再結晶フェライト等を意味する）の形成に寄与する。Ｃ含有量が０．０７％未満では、必要な第２相の体積率の確保が困難である。このためＣ含有量は０．０７％以上とする。好ましくは０．０８％以上である。一方、過剰に添加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、所定の相の体積率を所望の範囲に調整することが困難となる。そこで、Ｃ含有量は０．１９％以下とする。好ましいＣ含有量は０．１８％以下である。
【００３８】
Ｓｉ：０．０９％以下
Ｓｉはフェライトを固溶強化し、フェライトと第２相との硬度差を低下させるため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、Ｓｉの含有量は０．０９％以下とする。好ましくは０．０７％以下であり、さらに好ましくは０．０５％以下である。特に下限は無いが、上記穴広げ率の観点から０．００５％以上が好ましい。
【００３９】
Ｍｎ：０．５０〜１．６０％
Ｍｎは固溶強化に寄与することで高強度化に寄与する元素である。このため、Ｍｎ含有量は０．５０％以上が必要である。好ましくは０．７５％以上である。一方、Ｍｎを過剰に含有した場合、鋳造時のＭｎの偏析によってパーライトの平均自由行程を確保するのが困難となる。そこで、Ｍｎ含有量は１．６０％以下とする。好ましくは１．５０％以下である。
【００４０】
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは固溶強化により高強度化に寄与する。また、Ｐ含有量の調整により、めっき層を合金化する際の合金化速度を制御でき、この制御によりめっき性を向上させることができる。その効果を得るためにはＰ含有量は０．００１％以上が好ましい。しかし、Ｐを過剰に含有する場合には粒界への偏析が助長されるため、穴広げ性が劣化する。そのため、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。好ましくは０．０４％以下である。より好ましくは０．０３％以下である。
【００４１】
Ｓ：０．０１％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、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、穴広げ性が劣化する。そのため、含有量の上限を０．０１％とする。好ましくは０．００５％以下である。特に下限は無いが、Ｓ含有量を過剰に低減することは、製鋼コストが上昇につながるため、Ｓ含有量は０．０００３％以上が好ましい。
【００４２】
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０．０１％以上含有することが必要である。好ましくは０．０２％以上である。一方、Ａｌを０．１０％を超えて含有しても効果が飽和するため、Ａｌ含有量は０．１０％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。
【００４３】
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含有量を０．０１０％以下とする。好ましくは０．００８％以下である。Ｎ含有量の下限は特に限定されないが、例えば、０．００１％以上である。
【００４４】
また、本発明では、上記成分組成は、上記の成分に加え、以下成分の１種又は２種以上を含有してもよい。
【００４５】
Ｎｂ：０．１０％以下
Ｎｂは微細な炭窒化物を形成したり、微細な炭化物を形成したりすることで、鋼組織の微細化に寄与して穴広げ性を向上させることができるため、必要に応じて添加することができる。この効果を得る観点からＮｂ含有量は０．０１％以上が好ましい。より好ましくは０．０２％以上である。ただし、多量にＮｂを添加すると未再結晶フェライトが増加することで伸びが著しく低下するだけでなく、材質均一性の確保も困難となる。そこで、Ｎｂ含有量は０．１０％以下が好ましい。より好ましくは０．０５％以下である。
【００４６】
Ｔｉ：０．１０％以下
Ｔｉは、微細な炭窒化物を形成したり、微細な炭化物を形成したりすることで、鋼組織の微細化に寄与して穴広げ性を向上させることができるため、必要に応じて添加することができる。この効果を得る観点からＴｉ含有量は０．０１％以上が好ましい。より好ましくは０．０２％以上である。ただし、多量にＴｉを含有すると未再結晶フェライトが増加することで伸びが著しく低下するだけでなく、材質均一性の確保も困難となる。そこで、Ｔｉ含有量は０．１０％以下が好ましい。より好ましくは０．０５％以下である。
【００４７】
Ｖ：０．１０％以下
ＶもＴｉと同様に、微細な炭窒化物等を形成することで、鋼組織の微細化に寄与するため、必要に応じて添加することができる。この効果を得る観点からＶ含有量は０．００５％以上が好ましい。より好ましくは０．０２％以上である。ただし、多量にＶを含有すると伸びが著しく低下する。そこで、Ｖ含有量は０．１０％以下が好ましい。より好ましくは０．０５％以下である。
【００４８】
Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒはパーライトやマルテンサイト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。この効果を得る観点からＣｒ含有量は０．０１％以上が好ましい。より好ましくは０．１０％以上、さらに好ましくは０．２０％以上である。ただし、Ｃｒ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。そのため、Ｃｒ含有量は０．５０％以下が好ましい。より好ましくは０．３０％以下である。
【００４９】
Ｍｏ：０．５０％以下
ＭｏもＣｒと同様、パーライトやマルテンサイトを生成して、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。この効果を得る観点からＭｏ含有量は０．０１％以上が好ましい。より好ましくは０．１０％以上である。ただし、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると、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。そこで、その含有量は０．５０％以下が好ましい。より好ましくは０．３０％以下である。
【００５０】
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは固溶強化、マルテンサイトやパーライトの生成の促進に寄与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。これら効果を発揮するためにはＣｕ含有量は０．０１％以上が好ましい。しかし、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えると効果が飽和し、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０．１０％以下が好ましい。より好ましくは０．０５％以下である。
【００５１】
Ｎｉ：０．５０％以下
ＮｉもＣｕと同様、固溶強化、マルテンサイトやパーライトの生成の促進に寄与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。これら効果を発揮させるためにはＮｉ含有量は０．０１％以上が好ましい。より好ましくは０．０２％以上である。また、Ｃｕと同時に添加すると、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添加することが有効である。一方、Ｎｉ含有量が０．５０％を超えても効果が飽和するため、その含有量を０．５０％以下が好ましい。より好ましくは０．１０％以下である。さらに好ましくは０．０５％以下である。
【００５２】
Ｂ：０．０１％以下
Ｂは焼入れ性を向上させ、第２相の生成を促進して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含有量は０．０００２％以上が好ましい。より好ましくは０．００２％以上である。一方、Ｂ含有量が０．０１％を超えると、熱間圧延後の鋼組織において第２相が過剰に生成して材質均一性が劣化する。このため、その含有量は０．０１％以下が好ましい。より好ましくは０．００５％以下である。
【００５３】
Ｃａ及び／又はＲＥＭの合計：０．００５０％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すること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合計含有量（一方しか含まない場合には一方の含有量）が０．０００５％以上であることが好ましい。より好ましくは０．００３０％以上である。一方、合計含有量が０．００５０％を超えても効果が飽和するため、その合計含有量は０．００５０％以下が好ましい。より好ましくは０．００４０％以下である。
【００５４】
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：０．０３％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。
【００５５】
＜鋼組織＞
本発明のめっき鋼板等の鋼組織は、フェライトを主相とし、体積率で、パーライトを２〜１２％、マルテンサイトを３％以下（０％を含む）含み、残部が低温生成相からなり、フェライトの平均結晶粒径が２５μｍ以下であり、パーライトの平均結晶粒径が５μｍ以下であり、マルテンサイトの平均結晶粒径が１．５μｍ以下であり、パーライトの平均自由行程が５．５μｍ以上である。ここで述べる体積率は鋼組織全体に対する体積率であり、以下同様である。
【００５６】
本発明ではフェライトが主相である。主相とは、体積率で、フェライトを８２〜９８％含むことを意味する。本発明においてフェライトを主相とすることは伸びや穴広げ性を良好にする観点から必要である。下限について好ましくは９１％以上である。上限について好ましくは９６％以下である。
【００５７】
フェライトの平均結晶粒径が２５μｍ超では、穴広げ時にボイドの連結しやすくなり、良好な穴広げ性が得られないばかりか、材質均一性の確保が困難である。そのため、フェライトの平均粒径は２５μｍ以下とする。好ましくは２０μｍ以下である。より好ましくは１８μｍ以下である。下限は特に限定されないが、例えば、１０μｍ以上である。また、フェライト相の平均アスペクト比は特に限定されないが、穴広げ時のボイドの連結を抑制するために３．５以下が好ましい。なお、ここでいうアスペクト比とは、楕円相当に換算した際に長径を短径で除した値のことである。
【００５８】
鋼組織にパーライトを含有することで伸びと穴広げ性を確保しつつ引張強度を得ることが可能である。体積率で２％未満の場合は高強度を得ることが困難であるため、パーライトの体積率は２％以上とする。好ましくは５％以上である。また、パーライトの体積率が１２％超では穴広げ性が低下するため、その上限は１２％以下とする。好ましくは１０％以下である。より好ましくは９％以下である。
【００５９】
パーライトの平均結晶粒径が５μｍ超では、セメンタイトとフェライトとの界面にもボイドが生成し、このボイドが容易に連結し、穴広げ性が劣化する。好ましい上記平均結晶粒径は４μｍ以下である。なお、パーライトとは層状の組織で、板状のフェライトとセメンタイトが交互に並んでいる組織を示しており、旧オーステナイトから冷却する過程で生成する。そのため、ここでいうパーライトの結晶粒径とは、層状に生成した組織の旧オーステナイト粒径を意味する。なお、下限については特に限定されないが、例えば、３μｍ以上である。
【００６０】
また、薄鋼板やめっき鋼板の良好な材質均一性を確保するために、パーライトの平均自由行程は５．５μｍ以上とする。パーライトの平均自由行程が５．５μｍ未満では、コイルの幅方向および長手方向の機械的性質のばらつきが大きくなり、かつ、穴広げ中のボイド連結が容易になってしまうことから穴広げ性も劣化する。好ましい平均自由行程は６．０μｍ以上である。また、パーライトの平均自由行程の上限は特に限定されないが、２０μｍ以下が好ましい。より好ましくは１０μｍ以下である。なお、パーライトの平均自由行程の導出方法は、後述する。
【００６１】
高い延性や穴広げ性を確保するために、マルテンサイトの体積率は３％以下とする。マルテンサイトの体積率が３％超では、打ち抜き時にマルテンサイトとフェライトとの界面に生成するボイドの生成量が多くなるため穴広げ性が劣化する。好ましい体積率は２％以下である。なお、他の構成で延性等を確保できる場合にはマルテンサイトの体積率は０％でもよい。
【００６２】
また、マルテンサイトの平均結晶粒径は１．５μｍ以下とする。マルテンサイトの平均結晶粒径が１．５μｍ超では、穴広げ時の打ち抜き時に生成したボイドの連結が容易となり、穴広げ性が劣化する。好ましい平均結晶粒径は１．０μｍ以下である。下限は特に限定されないが、例えば、０．７μｍ以上である。
【００６３】
上記鋼組織は、上記した、フェライト、パーライトおよびマルテンサイト以外の相を含んでいてもよい。その場合の残部組織は、未再結晶フェライト、ベイナイト、残留オーステナイトおよび球状セメンタイト等から選択される低温生成相の１種であるか、或いは２種以上を組み合わせた混合組織である。このフェライト、パーライトおよびマルテンサイト以外の残部組織は、体積率で合計３．０％未満とすることが、成形性の点から好ましい。従って、上記残部組織は０％でもよい。
【００６４】
＜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。
【００６５】
＜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。
【００６６】
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。
【００６７】
＜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（鋼スラブ）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、仕上げ圧延の合計圧下率が８５〜９５％、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７００℃以下の１次冷却をし、該１次冷却後、巻取温度までの第２平均冷却速度が５℃／s以上の条件で２次冷却をし、４５０〜６５０℃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。
【００６８】
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。
【００６９】
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後、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。
【００７０】
仕上げ圧延における最終パスの圧下率を１２％以上
最終パスの前パスの圧下率を１５％以上
本発明では、仕上げ圧延の最終パスおよび最終パスの前パスの圧下率を適正範囲に制御する。仕上げ圧延の最終パスの圧下率を１２％以上とすることで、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。ここで熱延鋼板の組織が微細化および均一化することで、焼鈍後のパーライトの平均自由行程を向上させることが可能である。最終パス圧下率が１２％未満では、焼鈍後の平均自由行程が確保できないため、材質均一性および穴広げ性が劣化する。そのため、最終パスの圧下率は１２％以上とする。好ましくは１３％以上である。
【００７１】
さらに、コイル内の材質均一化の効果をより高めるためには、上記最終パスの圧下率制御に加えて、最終パスの前パスの圧下率を１５％以上とする。この最終パスの前パスの圧下率を制御することによって、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ため、材質均一化の効果がさらに向上する。最終パスの前パスの圧下率が１５％未満では、熱延鋼板の組織においてフェライト粒の微細化効果が不十分となり、パーライトの平均自由行程を確保困難であるため、最終パスの前パスの圧下率は１５％以上とする。好ましくは１７％以上である。
【００７２】
なお、上記最終パスおよび最終パスの前パスの２パスの圧下率の上限は、圧延負荷の観点から、それぞれ４０％未満とするのが好ましい。
【００７３】
仕上げ圧延の合計圧下率が８５〜９５％
仕上げ圧延の合計圧下率は、熱延鋼板の鋼板組織を微細化するという理由で８５％以上にすることが必要である。また、仕上げ圧延の合計圧下率は、転位が過剰に導入され、焼鈍後に未再結晶フェライトが残存しやすいだけでなく、熱延負荷荷重が過剰に高くなるためコストが増加するという理由で９５％以下にすることが必要である。
【００７４】
仕上げ圧延終了温度：８５０〜９５０℃
熱間圧延は、鋼板内の組織を均一化させ、材質の異方性を低減させ、焼鈍（冷間圧延後の加熱および冷却処理）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。好ましくは８７０℃以上である。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。なお、上限は９２０℃以下が好ましい。
【００７５】
上記熱間圧延後、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７００℃以下の１次冷却を行う。
【００７６】
熱間圧延終了後、熱延鋼板中のパーライトの析出を制御するために冷却を行う。この熱延鋼板のパーライトの析出制御は、最終的な鋼組織のフェライト、マルテンサイトの微細化に寄与し、さらにパーライトの平均自由行程の確保にも寄与する。７００℃までの第１冷却速度が５０℃／s未満ではパーライトの形成が加速されてパーライトが粗大化するため、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材質均一性が低下する。また、１次冷却で上記平均冷却速度を制御する温度域の下限が７００℃超ではフェライトが粗大化して、材質が不均一となり、最終的なパーライトの平均自由行程が確保困難となる。そのため、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以上の条件で第１冷却を行う。また、第１平均冷却速度は２００℃／s以下が好ましい。冷却停止温度は７００℃以下であればよい。通常６００℃以上である。ただし、上記冷却停止温度は後述する巻取温度を超えるものとする。
【００７７】
上記第１冷却後、巻取温度までの第２平均冷却速度が５℃／s以上の条件で２次冷却を行う。
【００７８】
巻取温度までの第２平均冷却速度が５℃／s未満ではフェライトおよびパーライトが粗大化するため、最終的な鋼組織を微細化することが困難である。そこで、第２平均冷却速度を５℃／s以上とする。第２平均冷却速度は４０℃／ｓ以下が好ましい。第２平均冷却速度を上記範囲に調整する温度域の下限が６５０℃超では、フェライトおよびパーライトが粗大化して、焼鈍後の鋼組織の微細化が困難となる。そこで、上記第２平均冷却速度に調整し、２次冷却の冷却停止温度（巻取温度）を６５０℃以下とする。また、２次冷却の冷却停止温度冷却温度が４５０℃未満では鋼板内にマルテンサイトが一部生成してしまい、マルテンサイト内にＣやＭｎが局所的に濃化してしまうため、焼鈍後のパーライトの平均自由行程の確保が困難となる。そのため、冷却停止温度は４５０℃以上とする。また、所望の組織を得るために、本発明では、２段階の冷却を採用する。具体的には、第２平均冷却速度は、第１平均冷却速度未満とする。
【００７９】
巻取温度：４５０〜６５０℃
巻取温度が６５０℃超では、フェライトおよびパーライトが粗大化して鋼組織が不均質となり、焼鈍後の鋼組織の微細化が困難である。そこで、巻取温度の上限は６５０℃とする。好ましくは６３０℃以下である。巻取温度が４５０℃未満では、焼鈍後のパーライトの平均自由行程の確保が困難となる。そこで、巻取温度は４５０℃以上とする。好ましくは５５０℃以上である。
【００８０】
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。
【００８１】
＜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。
【００８２】
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。
【００８３】
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。
【００８４】
＜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。
【００８５】
６００℃以上の温度域における露点が−４０℃以下
６００℃以上の温度域における露点を−４０℃以下とすることにより、焼鈍中の鋼板表面からの脱炭を抑制することができ、本発明で規定する３４０ＭＰａ以上の引張強度を安定的に実現することができる。上記温度域における露点が−４０℃を超える場合は、上記脱炭により鋼板の強度が３４０ＭＰａを下回る場合がある。よって、６００℃以上の温度域における露点は−４０℃以下と定めた。雰囲気の露点の下限は特に規定はしないが、−８０℃未満では効果が飽和し、コスト面で不利となるため−８０℃以上が好ましい。なお、上記温度域の温度は鋼板表面温度を基準とする。即ち、鋼板表面温度が上記温度域にある場合に、露点を上記範囲に調整する。
【００８６】
最高到達温度が７３０〜９００℃
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。また、本発明に必要な第２相の形成も困難となる。一方、最高到達温度が９００℃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。以上より、最高到達温度は７３０〜９００℃とする。下限について好ましくは７５０℃以上である。上限について好ましくは８５０℃以下である。
【００８７】
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、鋼組織の微細化が困難になる場合があるためである。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、最終焼鈍時に未再結晶フェライトが過剰に残存する場合がある。
【００８８】
最高到達温度における滞留時間を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。
【００８９】
冷却停止温度までの平均冷却速度が３〜３０℃／ｓ
冷却停止温度が６００℃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３〜３０℃／ｓの条件で冷却する必要がある。平均冷却速度が３℃／ｓ未満では、パーライトの体積率が増加し過ぎるため、穴広げ性の確保が困難である。一方、平均冷却速度が３０℃／ｓを超える場合には、マルテンサイト相が過剰に生成するため、穴広げ性の確保が困難であり、さらに局所的に変態がおこるため、パーライトの平均自由行程も確保が困難になる。また、冷却速度の制御温度域が６００℃を超える場合には、パーライトが過剰に生成するため、鋼組織の各相について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。そこで、冷却停止温度は上記の通り６００℃以下にする必要がある。また、冷却停止温度は４００℃以上が好ましい。
【００９０】
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。
【００９１】
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。
【００９２】
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、鋼組織の微細化を促進す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℃超では、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。
【００９３】
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。
【００９４】
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（ＢＡＦ）で行うのが好ましい。
【００９５】
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。
【００９６】
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。
【００９７】
＜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。
【００９８】
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。
【００９９】
以下は、溶融亜鉛めっきの場合を例に説明する。
【０１００】
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。
【０１０１】
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。
【０１０２】
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含有量を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。
【０１０３】
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。
【実施例】
【０１０４】
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。【０１０５】
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℃、仕上げ圧延終了温度（ＦＤＴ）、熱間圧延の仕上げ圧延における最終パスの圧下率（パス２）と最終パスの前パスの圧下率（パス１）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。その後、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）で冷却し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：１．４ｍｍ）を製造した（この冷延板が冷延フルハード鋼板に相当する）。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。【０１０６】
【表１】
2017169941.tif 000002
【０１０７】
【表２】
2017169941.tif 000003
【０１０８】
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。なお、本発明ではＴＳ（ＭＰａ）が４４０ＭＰａ以上を有するものが高強度を有する鋼板とし、ＥＬが３５％以上を有するものを良好な伸びを有する鋼板とした。【０１０９】
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、６５％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。【０１１０】
材質均一性については、次のように評価した。【０１１１】
溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の幅中心部と、両幅端からそれぞれ１／８幅の位置（全幅の１／８位置）から、引張方向が圧延方向と平行となるように、ＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ２２４１（２０１０年）に準拠して引張試験を行ない、ＹＳおよびＴＳを測定し、幅中心部の値と幅１／８位置の値（幅１／８位置は両端部あわせて２箇所あるが、その平均値）との差（（幅中心部の特性値−幅１／８位置の特性値）の絶対値）をそれぞれΔＹＳおよびΔＴＳとして算出した。なお、本発明では、ΔＹＳ≦２５ＭＰａ、ΔＴＳ≦２５ＭＰａの場合を材質均一性の観点で良好と判定した。材質バラツキを、幅中心部と幅１／８位置の２点で評価するのは、例えば、めっき鋼板の幅方向の中心部とめっき鋼板（エッジ）から板幅の１／４に相当する位置（幅１／４位置）との引張強度の差では、エッジ付近の材質が評価されないため、十分な幅方向の材質安定性の評価が困難であるが、さらにエッジ寄りの幅１／８位置と幅中心部の引張強度の差で評価することで、めっき鋼板の材質安定性の適切な評価が可能になるためである。【０１１２】
鋼板のフェライト、パーライトおよびマルテンサイトの体積率は、鋼板の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、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板厚方向に１／４厚の位置を観察し、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、パーライトおよびマルテンサイトの平均結晶粒径は、Ｍｅｄｉａ  Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて、鋼板組織写真から予め各々のフェライト、パー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。【０１１３】
パーライトの平均自由行程は、上述のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて、パーライトの重心を求め、極端な偏りがなく均一に分散していることを前提に下記式により算出した。【０１１４】
【数１】
2017169941.tif 000004
【０１１５】
ＬＭ：パーライトの平均自由行程（μｍ）
ｄＭ：パーライトの平均結晶粒径（μｍ）
π：円周率
f：面積率（＝体積分率）（％）
また、残部の低温生成相については、走査型および透過型電子顕微鏡の観察において判別可能である。ベイナイトは、ポリゴナルフェライトと比較して転位密度の高い板状のベイニティックフェライトとセメンタイトを含む組織である。また、球状セメンタイトは、球状化した形状を有するセメンタイトである。残留オーステナイトの有無については、表面より深さ方向に板厚１／４の厚さ分だけ研磨した面で、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、体積率が１％以上の場合、残留オーステナイトがありと判断し、体積率が１％未満の場合、残留オーステナイトがなしと判断した。表３に示す通り、いずれの鋼組織においても残留オーステナイトは確認できなかった。【０１１６】
測定した引張特性、穴広げ率、材質均一性、鋼組織の測定結果を表３に示す。【０１１７】
表３に示す結果から、本発明例は、引張強さが４４０ＭＰａ以上、伸びが３５％以上、穴広げ率が６５％以上および材質均一性に優れることが確認された。一方、比較例は、引張強さ、伸び、穴広げ率、材質均一性の少なくとも1つの特性が劣る。【０１１８】
【表３】
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【手続補正書】
【提出日】平成29年10月30日(2017.10.30)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０７〜０．１９％、
Ｓｉ：０．０９％以下、
Ｍｎ：０．５０〜１．６０％、
Ｐ：０．０５％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｎ：０．０１０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
フェライトを主相とし、体積率で、パーライトを２〜１２％、マルテンサイトを３％以下含み、残部が低温生成相からなり、前記フェライトの平均結晶粒径が２５μｍ以下であり、前記パーライトの平均結晶粒径が５μｍ以下であり、前記マルテンサイトの平均結晶粒径が１．５μｍ以下であり、前記パーライトの平均自由行程が５．５μｍ以上である鋼組織と、を有し、
引張強度が４４０ＭＰａ以上である薄鋼板。
【請求項２】
前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．１０％以下、
Ｔｉ：０．１０％以下、
Ｖ：０．１０％以下から選択される一種又は二種以上を含有する請求項１に記載の薄鋼板。
【請求項３】
前記成分組成は、さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
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：０．００５０％以下から選択される一種又は二種以上を含有する請求項１又は２に記載の薄鋼板。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載の薄鋼板の表面にめっき層を有するめっき鋼板。
【請求項５】
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請求項４に記載のめっき鋼板。
【請求項６】
請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、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、仕上げ圧延の合計圧下率が８５〜９５％、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７００℃以下の１次冷却をし、該１次冷却後、巻取温度までの第２平均冷却速度が５℃／s以上の条件で２次冷却をし、４５０〜６５０℃の巻取温度で巻き取る、請求項１〜３のいずれかに記載の薄鋼板を製造するための熱延鋼板の製造方法。
【請求項７】
請求項６に記載の製造方法で得られた熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延する冷延フルハード鋼板の製造方法。
【請求項８】
請求項７に記載の製造方法で得られた冷延フルハード鋼板を、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７３０〜９００℃の条件で加熱し、該最高到達温度において滞留時間が１５〜６００ｓで滞留させ、該滞留後、冷却停止温度までの平均冷却速度が３〜３０℃／ｓ、冷却停止温度が６００℃以下の条件で冷却する薄鋼板の製造方法。
【請求項９】
請求項７に記載の製造方法で得られた冷延フルハード鋼板を、加熱温度が７００〜９００℃の条件で加熱し、冷却する熱処理板の製造方法。
【請求項１０】
請求項９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７３０〜９００℃の条件で加熱し、該最高到達温度において滞留時間が１５〜６００ｓで滞留させ、該滞留後、冷却停止温度までの平均冷却速度が３〜３０℃／ｓ、冷却停止温度が６００℃以下の条件で冷却する薄鋼板の製造方法。
【請求項１１】
請求項８又は１０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めっき鋼板の製造方法。
【請求項１２】
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請求項１１に記載のめっき鋼板の製造方法。
【国際調査報告】
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