(57)【要約】【課題】温間成形性により優れた溶融亜鉛めっき鋼板を提供すること。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下を含み、さらにＴｉ：０．０１〜０．３％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．０１〜１．０％の１種あるいは２種以上を（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１）×１２が０．０７以上となるように含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相と焼き戻しベイナイト相の合計が面積率で９５％以上であり、かつ、表層の組織の平均粒径が５．０μｍ以下であり、さらに、粒径２０ｎｍ未満の析出物として析出したＴｉ、Ｎｂ、Ｖの析出量が析出Ｃ相当量として０．０２５質量％以上、かつ、表層の固溶Ｃ量が０．００５質量％以上である組織と、を有することを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下を含み、さらにＴｉ：０．０１〜０．３％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．０１〜１．０％の１種あるいは２種以上を下記（１）式で求められるＣ＊が０．０７以上となるように含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、
フェライト相と焼き戻しベイナイト相の合計が面積率で９５％以上であり、かつ、表層の組織の平均粒径が５．０μｍ以下であり、さらに、粒径２０ｎｍ未満の析出物として析出したＴｉ、Ｎｂ、Ｖの析出量が下記（２）式で求められる析出Ｃ相当量として０．０２５質量％以上、かつ、表層の固溶Ｃ量が０．００５質量％以上である組織と、を有することを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｃ＊＝（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１）×１２  ・・・（１）
ただし、（１）式における各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
（［Ｔｉ］／４８＋［Ｎｂ］／９３＋［Ｖ］／５１）×１２  ・・・（２）
ただし、（２）式における［Ｔｉ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］は、粒径２０ｎｍ未満の析出物として析出したＴｉ、Ｎｂ、Ｖそれぞれの析出量（質量％）を表す。
【請求項２】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｍｏ：０．００５〜０．５０％、Ｔａ：０．００５〜０．５０％、Ｗ：０．００５〜０．５０％の１種あるいは２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％の１種あるいは２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％の１種あるいは２種を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｓｂ：０．００５〜０．０５０％を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項６】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項７】
請求項１〜６のいずれかに記載の組成を有する鋼を鋳造してスラブとし、該スラブを、鋳造後そのまま、あるいは、一旦冷却した後に１２００℃以上に再加熱したのちに、粗圧延を行い、
粗圧延終了後、仕上げ圧延前に高圧水の衝突圧を（１＋Ｓｉ）ＭＰａ以上とするデスケーリングを行い、その後、仕上げ圧延出側温度を９５０℃以下８５０℃以上とする仕上げ圧延を行い、
仕上げ圧延終了後、仕上げ圧延出側温度から６５０℃までの温度域を平均冷却速度３０℃／ｓ以上で冷却し、巻き取り温度を３５０℃以上６００℃以下として巻き取り、酸洗したのち、
５５０℃以上での雰囲気の露点を−２５℃以下とし、均熱温度を６５０〜７７０℃、均熱時間を１０〜３００ｓとする焼鈍を行い、
焼鈍後、４２０〜５００℃の亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを行った後、４００〜２００℃の温度域を平均冷却速度１℃／ｓ以上で冷却することを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
ただし、前記衝突圧におけるＳｉは、Ｓｉの含有量（質量％）である。
【請求項８】
前記４２０〜５００℃の亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを行った後、４６０〜６００℃まで再加熱し１ｓ以上保持した後に、４００〜２００℃の温度域を平均冷却速度１℃／ｓ以上で冷却することを特徴とする請求項７に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記４００〜２００℃の温度域を平均冷却速度１℃／ｓ以上で冷却した後、さらに０．１〜３．０％の板厚減少率とする加工を施すことを特徴とする請求項７または８に記載の溶融亜鉛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、溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。本発明は、特に、自動車のロアアームやフレームなどの足回り部材、ピラーやメンバーなどの骨格部材とそれらの補強部材、ドアインパクトビーム、シート部材、自販機、デスク、家電・ＯＡ機器、建材などに使用される構造用部材等に最適な温間成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき熱延鋼板とその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、地球環境に対する関心の高まりを受けて、製造の際にＣＯ２排出量の大きい鋼板の使用量を削減したいという要望が増加している。さらに、自動車分野などでは車体を軽くすることで燃費を向上させるとともに、排ガスを減らしたいとのニーズも益々大きくなっている。そのため、高強度鋼板の適用による鋼板の薄肉化が進んでいる。一方、鋼板の高強度化により、鋼板のプレス時の成形性や形状凍結性が劣化するため、鋼板を加熱してプレスをおこなう温間成形に関する適用検討も進んでいる。ここで、裸材は、加熱によりスケールが生成し、温間成形時にスケールが割れて飛散することから、作業環境が著しく悪くなるとともに、温間プレスでは潤滑油が使用できないことから摺動性が劣化し、絞り成形性などは潤滑油を使用した冷間加工よりむしろ低下するなどの課題がある。一方、溶融亜鉛めっき材は、加熱時のスケール生成が抑制されるとともに、めっき層が潤滑作用をもつことから、温間成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板に対する要望が非常に大きい。
【０００３】
従来、温間成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板として、例えば特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：０．５〜２．５％、Ｍｎ：１．５〜３．５％、Ｐ：０．００１〜０．０５％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０００５〜０．０１％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、鋼組織が、面積率で、ポリゴナルフェライト相を４０％以上、ベイナイト相を５％以上および残留オーステナイト相を３％以上含有することを特徴とする、成形性および強度上昇能に優れた温間成形用薄鋼板とその製造方法が開示されている。また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：１〜３％、Ｍｎ：０．５〜３％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．００２〜０．０３％を含み、残部が鉄および不純物からなる成分組成を有し、全組織に対する面積率で、ベイニティック・フェライト：５０〜９０％、残留オーステナイト：３％以上、マルテンサイト＋上記残留オーステナイト：１０〜５０％、フェライト：４０％以下を含む組織を有し、残留オーステナイトは、そのＣ濃度が０．５〜１．２％であり、この残留オーステナイトのうち、マルテンサイトに囲まれたものが０．３％以上存在する成形性に優れた高強度鋼板とその製造技術が開示されている。さらに、特許文献３には、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：０．５０〜３．０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．５％、Ｎ：０．００５％以下を含み、かつ、Ｔｉ、Ｎｂの一種又は二種を合計で０．１０〜０．５０％含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、さらにＴｉ、Ｎｂの合計含有量の６０％以上が固溶状態である温間成形に適した熱延鋼板とその製造方法が開示されている。また、特許文献４には、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０７％以下、Ｎ：０．０１％以下を含み、さらに、Ｔｉ：０．００５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．６％、Ｖ：０．００５〜１．０％、Ｍｏ：０．００５〜０．５％、Ｗ：０．０１〜１．０％、Ｂ：０．０００５〜０．００４０％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、試験温度：４００℃以上で行った引張試験で得られた、最高荷重を示したのち破断までの変形量が、引張開始から該最高荷重を示す前までの変形量よりも大きく、かつ試験温度：４００℃未満で行った引張試験で得られた、引張開始から最高荷重を示す前までの変形量が、引張開始から破断までの全変形量に対する比率で４０％以上である引張特性と、フェライト相の面積率が９５％以上である実質的にフェライト相単相のマトリックスと該マトリックス中に大きさが１０ｎｍ未満の合金炭化物がバリアント選択のない状態で分散析出した組織とを有する温間加工性に優れた高強度鋼板とその製造方法が開示されている。さらに、特許文献５には、質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．１４％以下、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．６０％超１．８％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．２５％以下、Ｗ：０．０１％以上１．０％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、（［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１＋［Ｍｏ］／９６＋［Ｗ］／１８４）＞０．００３１、および、０．８≦（［Ｃ］／１２）／（［Ｔｉ］／４８＋［Ｖ］／５１＋［Ｍｏ］／９６＋［Ｗ］／１８４）≦１．２０を満足する組成を有し、フェライト粒径が１μｍ以上でありフェライト相の面積率が９５％以上であるマトリックスを有し、該マトリックス中に平均粒径が１０ｎｍ以下である炭化物が析出した組織を有する鋼板であり、かつ室温における引張強さが７８０ＭＰａ以上であり、４００℃以上７００℃以下の加熱温度域における降伏応力が室温における降伏応力の８０％以下であり、前記加熱温度域における全伸びが室温における全伸びの１．１倍以上であり、前記加熱温度域に加熱して２０％以下のひずみを与えたのち前記加熱温度から室温まで冷却した後の降伏応力が前記加熱前の室温における降伏応力の７０％以上であり、前記加熱温度域に加熱して２０％以下のひずみを与えたのち前記加熱温度から室温まで冷却した後の全伸びが前記加熱前の室温における全伸びの７０％以上である温間成形用高強度鋼板とその製造方法が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２０１２−９２３５８号公報
【特許文献２】特開２０１２−１２２１３０号公報
【特許文献３】特開２００６−１６１１３９号公報
【特許文献４】特許第５６０９２２３号公報
【特許文献５】特許第５７５４２７９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかし、特許文献１、特許文献２に記載の技術では、温間プレス時の加熱温度が４００〜４５０℃程度までしか上げられず、形状凍結性が不十分という問題があった。また、特許文献３に記載の技術では、温間成形によるプレス時の荷重低下はあるものの、ベイナイトを主体とした組織であり成形性が不十分という問題があった。さらに、特許文献４や特許文献５に記載の技術では、プレス時に鋼板表面に微小なクラックが発生してしまうという問題があった。
【０００６】
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、温間成形性により優れた溶融亜鉛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】
【０００７】
本発明は、上記課題を解決すべく鋭意研究を重ねた結果なされたものであり、以下の構成を有する。
［１］質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下を含み、さらにＴｉ：０．０１〜０．３％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．０１〜１．０％の１種あるいは２種以上を下記（１）式で求められるＣ＊が０．０７以上となるように含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成と、
フェライト相と焼き戻しベイナイト相の合計が面積率で９５％以上であり、かつ、表層の組織の平均粒径が５．０μｍ以下であり、さらに、粒径２０ｎｍ未満の析出物として析出したＴｉ、Ｎｂ、Ｖの析出量が下記（２）式で求められる析出Ｃ相当量として０．０２５質量％以上、かつ、表層の固溶Ｃ量が０．００５質量％以上である組織と、を有することを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｃ＊＝（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１）×１２  ・・・（１）
ただし、（１）式における各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
（［Ｔｉ］／４８＋［Ｎｂ］／９３＋［Ｖ］／５１）×１２  ・・・（２）
ただし、（２）式における［Ｔｉ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］は、粒径２０ｎｍ未満の析出物として析出したＴｉ、Ｎｂ、Ｖそれぞれの析出量（質量％）を表す。
［２］前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｍｏ：０．００５〜０．５０％、Ｔａ：０．００５〜０．５０％、Ｗ：０．００５〜０．５０％の１種あるいは２種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
［３］前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％の１種あるいは２種以上を含有することを特徴とする［１］または［２］に記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
［４］前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％の１種あるいは２種を含有することを特徴とする［１］〜［３］のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
［５］前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｓｂ：０．００５〜０．０５０％を含有することを特徴とする［１］〜［４］のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
［６］前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％を含有することを特徴とする［１］〜［５］のいずれかに記載の溶融亜鉛めっき鋼板。
［７］［１］〜［６］のいずれかに記載の組成を有する鋼を鋳造してスラブとし、該スラブを、鋳造後そのまま、あるいは、一旦冷却した後に１２００℃以上に再加熱したのちに、粗圧延を行い、粗圧延終了後、仕上げ圧延前に高圧水の衝突圧を（１＋Ｓｉ）ＭＰａ以上とするデスケーリングを行い、その後、仕上げ圧延出側温度を９５０℃以下８５０℃以上とする仕上げ圧延を行い、仕上げ圧延終了後、仕上げ圧延出側温度から６５０℃までの温度域を平均冷却速度３０℃／ｓ以上で冷却し、巻き取り温度を３５０℃以上６００℃以下として巻き取り、酸洗したのち、５５０℃以上での雰囲気の露点を−２５℃以下とし、均熱温度を６５０〜７７０℃、均熱時間を１０〜３００ｓとする焼鈍を行い、焼鈍後、４２０〜５００℃の亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを行った後、４００〜２００℃の温度域を平均冷却速度１℃／ｓ以上で冷却することを特徴とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。ただし、前記衝突圧におけるＳｉは、Ｓｉの含有量（質量％）である。
［８］前記４２０〜５００℃の亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを行った後、４６０〜６００℃まで再加熱し１ｓ以上保持した後に、４００〜２００℃の温度域を平均冷却速度１℃／ｓ以上で冷却することを特徴とする［７］に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［９］前記４００〜２００℃の温度域を平均冷却速度１℃／ｓ以上で冷却した後、さらに０．１〜３．０％の板厚減少率とする加工を施すことを特徴とする［７］または［８］に記載の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【０００８】
本発明により温間成形性が高められ、とくに温間成形時の微小クラックの発生を防止できるメカニズムは必ずしも明らかではないが、つぎのように考えられる。すなわち、微小クラックは、温間成形前の鋼板加熱時に亜鉛めっきが溶融し粒界に浸入、その後のめっきの合金化が進行しΓ固相となり、温間成形時に粒界めっき相を起点に発生するが、表層の組織の細粒化と固溶Ｃによる粒界強化で鋼板加熱時の亜鉛めっきの粒界浸入を抑制することで温間成形時の微小クラックの発生を抑制することができる。
【０００９】
なお、本発明が対象とする鋼板は、溶融亜鉛めっき熱延鋼板、および、合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板である。さらに、その上に化成処理などにより皮膜を形成した鋼板も含む。また、対象とする温間成形時の加熱温度は５００〜８００℃程度である。
【発明の効果】
【００１０】
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、温間成形性により優れる。
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、温間成形時の微小クラック発生の抑制性に優れる。
本発明によれば、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、および、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ量を制御した鋼スラブを、熱間圧延するに際し、デスケーリング衝突圧、圧延温度、および、圧延後の冷却速度と巻取温度を制御し、さらに焼鈍してめっきを行い、冷却するに際し、雰囲気の露点と均熱温度、均熱時間、および、冷却速度を制御することで、粒径２０ｎｍ未満の析出物を析出させ、表層の組織と固溶Ｃを制御することができ、高強度で、かつ、温間成形時のクラック発生の抑制性に優れた、温間成形に好適な溶融亜鉛めっき熱延鋼板を得ることができ、工業上有効な効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】図１は、実施例で温間プレス成型したハット部品を示す図。
【図２】図２は、温間プレス成型によりハット部品の表層に生じた亀裂を示す写真。
【図３】図３は、デスケーリング衝突圧と表層の固溶Ｃ量の関係を示す図。
【図４】図４は、露点と表層の固溶Ｃ量の関係を示す図。
【図５】図５は、表層の固溶Ｃ量と亀裂深さの関係を示す図。
【図６】図６は、表層の組織の平均粒径と亀裂深さの関係を示す図。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
以下、本発明を具体的に説明する。
はじめに、本発明に係る溶融亜鉛めっき鋼板の成分組成について説明する。以下において含有量の単位「％」は、特にことわらない限り「質量％」を意味する。
【００１３】
［成分組成］
Ｃ：０．０８〜０．２０％
Ｃは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖと微細な炭化物を形成し、強度の向上に寄与するとともに、温間成形時の加熱により強度を低下させないことから、温間成形用鋼板としての効果を付与できる。また、鋼板表層粒界の固溶Ｃは、温間成形時の微小クラックの発生を防止できる。そのためＣの含有量は０．０８％以上とする必要がある。一方、多量のＣはマルテンサイト変態を促進してしまうとともに、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖとの微細な炭化物形成を抑制してしまう。また、過剰なＣは、溶接性を低下させるともに、靭性や成型性を大きく低下させてしまう。したがって、Ｃの含有量は０．２０％以下とする必要がある。Ｃの含有量は、好ましくは０．１５％以下、さらに好ましくは０．１２％以下である。
【００１４】
Ｓｉ：０．５％以下
Ｓｉは、鋼板表面に酸化物を形成して、不めっきを生じさせる。さらに、フェライト変態を促進することで、組織の結晶粒径も大きくしてしまう。そのためＳｉの含有量は、０．５％以下とする必要がある。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．２％以下であり、より好ましくは０．１％以下であり、さらに好ましくは０．０５％以下である。Ｓｉの含有量の下限はとくに規定しないが、不可避的不純物として０．００５％含まれていても問題ない。
【００１５】
Ｍｎ：０．８〜１．８％
Ｍｎは、フェライト変態を遅延し、結晶粒径を小さくするとともに、固溶強化により高強度化にも寄与する。このような効果を得るため、Ｍｎの含有量は０．８％以上とする必要がある。Ｍｎの含有量は、好ましくは１．０％以上である。一方、多量のＭｎはスラブ割れを引き起こすとともに、マルテンサイト変態を促進させてしまう。そのため、Ｍｎの含有量は１．８％以下とする必要がある。Ｍｎの含有量は、好ましくは１．５％以下である。
【００１６】
Ｐ：０．１０％以下
Ｐは、溶接性を低下させるとともに、粒界に偏析して延性、曲げ性や靭性を劣化させる。さらに多量に添加すると、フェライト変態を促進することで結晶粒径も大きくしてしまう。そのため、Ｐの含有量は０．１０％以下とする必要がある。Ｐの含有量は、好ましくは０．０５％以下であり、より好ましくは０．０３％以下であり、さらに好ましくは０．０１％以下である。Ｐの含有量の下限はとくに規定しないが、不可避的不純物として０．００５％含まれていても問題ない。
【００１７】
Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、溶接性を低下させるとともに、熱間での延性を著しく低下させることで、熱間割れを誘発し、表面性状を著しく劣化させる。さらに、Ｓは、強度にほとんど寄与しないばかりか、不純物元素として粗大な硫化物を形成することにより、延性、曲げ性、伸びフランジ性を低下させる。これらの問題はＳの含有量が０．０３０％を超えると顕著となり、Ｓの含有量は極力低減することが望ましい。したがって、Ｓの含有量は０．０３０％以下とする必要がある。Ｓの含有量は、好ましくは０．０１０％以下であり、より好ましくは０．００３％以下であり、さらに好ましくは０．００１％以下である。Ｓの含有量の下限はとくに規定しないが、不可避的不純物として０．０００１％含まれていても問題ない。
【００１８】
Ａｌ：０．１０％以下
Ａｌを多く添加すると、フェライト変態を促進することで結晶粒径も大きくしてしまう。さらに、表面にＡｌの酸化物を生成して不めっきを生じさせる。したがってＡｌの含有量は０．１０％以下とする必要がある。Ａｌの含有量は、好ましくは０．０６％以下である。Ａｌの含有量の下限は特に規定しないが、Ａｌキルド鋼として０．０１％含まれても問題ない。
【００１９】
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖと高温で粗大な窒化物を形成し強度にあまり寄与しないことから、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ添加による高強度化の効果を小さくしてしまうだけでなく、靭性の低下も招いてしまう。さらに多量に含有すると、熱間圧延中にスラブ割れを伴い、表面疵が発生する恐れがある。したがって、Ｎの含有量は０．０１０％以下とする必要がある。Ｎの含有量は、好ましくは０．００５％以下であり、より好ましくは０．００３％以下であり、さらに好ましくは０．００２％以下である。Ｎの含有量の下限はとくに規定しないが、不可避的不純物として０．０００５％含まれていても問題ない。
【００２０】
Ｔｉ：０．０１〜０．３％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｖ：０．０１〜１．０％の１種あるいは２種以上をＣ＊＝（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１）×１２≧０．０７
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、Ｃと微細な炭化物を形成し、組織の細粒化と高強度化に寄与する。このような作用を得るためには、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの少なくとも１種の含有量を０．０１％以上とし、さらにＴｉ、Ｎｂ、Ｖの含有量を下記（１）式で求められるＣ＊が０．０７以上とする必要がある。一方、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖをそれぞれ０．３％、０．１％、１．０％を超えて多量に添加しても、高強度化の効果はあまり大きくならない反面、粒径２０ｎｍ未満の析出物（微細析出物）が多量に析出し靭性が低下することから、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの含有量の上限は、それぞれ０．３％、０．１％、１．０％とする必要がある。
Ｃ＊＝（Ｔｉ／４８＋Ｎｂ／９３＋Ｖ／５１）×１２  ・・・（１）
ただし、（１）式における各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を表す。なお含有しない元素は０とする。
【００２１】
残部はＦｅおよび不可避的不純物である。本発明では、さらに、強度、温間成形性を向上させることを目的に、つぎの元素を添加することができる。
【００２２】
Ｍｏ：０．００５〜０．５０％、Ｔａ：０．００５〜０．５０％、Ｗ：０．００５〜０．５０％の１種あるいは２種以上
Ｍｏ、Ｔａ、Ｗは、Ｃと微細析出物を形成することで組織の細粒化と高強度化に寄与する。このような効果を得るため、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗを添加する場合には、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗの少なくとも１種を０．００５％以上添加することが好ましい。一方、多量にＭｏ、Ｔａ、Ｗを添加しても高強度化の効果はあまり大きくならない反面、微細析出物が多量に析出し靭性が低下することから、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗを添加する場合には、Ｍｏ、Ｔａ、Ｗの含有量をそれぞれ０．５０％以下とすることが好ましい。
【００２３】
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％の１種あるいは２種以上
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕは、組織を細粒化するとともに固溶強化元素として作用することで高強度化に寄与する。このような効果を得るため、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕを添加する場合には、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕの少なくとも１種を０．０１％以上添加することが好ましい。一方、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕを多量に添加しても効果が飽和するだけでなくめっき性を阻害することから、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕを添加する場合には、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕの含有量をそれぞれ１．０％以下とすることが好ましい。
【００２４】
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％の１種あるいは２種
Ｃａ、ＲＥＭは、硫化物の形態を制御することで延性、靭性を向上させることができる。このような効果を得るためＣａ、ＲＥＭを添加する場合には、Ｃａ、ＲＥＭの少なくとも１種を０．０００５％以上添加することが好ましい。一方、Ｃａ、ＲＥＭの多量の添加により逆に延性が損なわれるおそれがあることから、Ｃａ、ＲＥＭを添加する場合には、Ｃａ、ＲＥＭの含有量をそれぞれ０．０１％以下とすることが好ましい。
【００２５】
Ｓｂ：０．００５〜０．０５０％
Ｓｂは、熱間圧延時において表面に偏析することから、スラブが窒化するのを防止することで粗大な窒化物の形成を抑制することができる。このような効果を得るためＳｂを添加する場合には、Ｓｂを０．００５％以上添加することが好ましい。一方、多量にＳｂを添加しても効果が飽和するだけでなく加工性が劣化することから、Ｓｂを添加する場合は、Ｓｂの含有量を０．０５０％以下とすることが好ましい。
【００２６】
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％
Ｂは、組織の細粒化に寄与するため、Ｂを含有させる場合は、Ｂの含有量を０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上とすることがより好ましい。一方、多量のＢは熱間圧延時の圧延荷重を上昇させてしまう恐れがあることから、Ｂを含有する場合は、Ｂの含有量を０．００３０％以下とすることが好ましく、０．００２０％以下とすることがより好ましい。
その他、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｚｎ、Ｏなどの不純物を合計で０．５％以下含んでいても、特性には問題ない。
【００２７】
次に、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の組織について説明する。
【００２８】
フェライト相と焼き戻しベイナイト相の合計が面積率で９５％以上
フェライト相や焼き戻しベイナイト相は冷延および温間での延性に優れることから、フェライト相と焼き戻しベイナイト相の合計を面積率で９５％以上とする必要がある。フェライト相と焼き戻しベイナイト相の合計は、面積率で好ましくは９８％以上、より好ましくは１００％である。
【００２９】
表層の組織の平均粒径：５．０μｍ以下
表層の平均粒径が大きいと温間成形前の鋼板加熱時に亜鉛めっきが溶融し粒界に浸入する浸入深さが大きくなり、温間成形時に発生するクラックが大きくなってしまうことから、表層の組織の平均粒径（表層の全組織の平均結晶粒径）を５．０μｍ以下とする必要がある。表層の組織の平均粒径は、好ましくは３．０μｍ以下である。
【００３０】
粒径２０ｎｍ未満の析出物として析出したＴｉ、Ｎｂ、Ｖの析出Ｃ相当量：０．０２５質量％以上
粒径２０ｎｍ未満の析出物は強度に寄与する。さらに、温間成形の加熱後にも強度に寄与する。これにより当該加熱後の強度低下を抑制する効果にも寄与する。このような作用を得るため、粒径２０ｎｍ未満の析出物として析出したＴｉ、Ｎｂ、Ｖの析出量を下記（２）式で求められる析出Ｃ相当量で０．０２５質量％以上とする必要がある。前記析出Ｃ相当量は、好ましくは０．０３５質量％以上である。一方、前記析出Ｃ相当量の上限はとくに規定しないが、粒径２０ｎｍ未満の析出物が多くなると靭性が低下することから、前記析出Ｃ相当量は、０．１０質量％以下が好ましく、０．０８質量％以下がより好ましく、０．０５質量％以下がさらに好ましい。
（［Ｔｉ］／４８＋［Ｎｂ］／９３＋［Ｖ］／５１）×１２  ・・・（２）
ただし、（２）式における［Ｔｉ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］は、粒径２０ｎｍ未満の析出物として析出したＴｉ、Ｎｂ、Ｖそれぞれの析出量（質量％）を表す。
【００３１】
表層の固溶Ｃ量：０．００５質量％以上
表層の固溶Ｃ量が少ないと、温間成形前の鋼板加熱時に亜鉛めっきが溶融し粒界に浸入し、温間成形時に微小クラックが発生してしまう。そのため、表層の固溶Ｃ量は０．００５質量％以上とする必要がある。表層の固溶Ｃ量は、好ましくは０．０１０質量％以上である。表層の固溶Ｃ量の上限は特に規定しないが、表層の固溶Ｃ量が過剰に多くても効果が飽和することから、０．０３０質量％程度で十分である。
【００３２】
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板のＴＳは特に規定しないが、９８０ＭＰａ以上が好ましい。板厚も特に規定しないが、４．０ｍｍ以下が好ましく、より好ましくは３．０ｍｍ以下、さらに好ましくは２．０ｍｍ以下、さらにより好ましくは１．５ｍｍ以下である。板厚の下限は熱間圧延で製造可能な１．０ｍｍ程度でよい。
【００３３】
つぎに本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の製造条件について説明する。なお、以下の説明において、温度は鋼板等の表面温度とする。
【００３４】
本発明では、上記した組成を有する鋼を鋳造した鋼素材（スラブ）を出発素材とする。
出発素材の製造方法は、とくに限定されず、例えば、上記した組成の溶鋼を転炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の通常の鋳造方法で鋼素材（スラブ）とする方法等が挙げられる。
【００３５】
スラブ：鋳造後そのまま、あるいは、一旦冷却した後に１２００℃以上に再加熱
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖを微細に析出させるためには、圧延開始前にスラブ中に析出している析出物を固溶させる必要がある。そのため、鋳造後のスラブをそのまま（高温のまま）熱間圧延機の入側に搬送し粗圧延を開始するか、あるいは、一旦冷却して温片や冷片となり、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖが析出物として析出してしまったスラブを１２００℃以上に再加熱したのち粗圧延を開始する必要がある。１２００℃以上での保持時間は特に規定しないが、好ましくは１０分以上、より好ましくは３０分以上である。また、再加熱温度は、好ましくは１２２０℃以上、より好ましくは１２５０℃以上である。
【００３６】
仕上げ圧延前に衝突圧（１＋Ｓｉ）ＭＰａ以上の高圧水によるデスケーリング
粗圧延終了後、仕上げ圧延前（仕上げ圧延機入側）で高圧水によるデスケーリングを行う。この際、高圧水によるデスケーリング衝突圧が小さいと、表面粗さが大きくなり、熱延時のスケール生成が促進することで表層の脱炭が進行してしまう。このような表面粗さの増大による脱炭進行はＳｉ量が多くなるほど顕著になることから、前記衝突圧は（１＋Ｓｉ）ＭＰａ以上とする必要がある。前記衝突圧は、好ましくは（２＋Ｓｉ）ＭＰａ以上、より好ましくは（３＋Ｓｉ）ＭＰａ以上である。前記衝突圧の上限は特に規定しないが、衝突圧が大きくなると鋼板が過度に冷却されることから５ＭＰａ程度で十分である。なお、前記衝突圧におけるＳｉは、Ｓｉの含有量（質量％）である。
【００３７】
仕上げ圧延出側温度：９５０℃以下８５０℃以上
次いで、仕上げ圧延を行う。この際、仕上げ圧延の出側温度が低くなると、歪誘起析出によりＴｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物が粗大に析出してしまう。そのため、仕上げ圧延出側温度（仕上最終圧延出側の温度）は、８５０℃以上とする必要がある。仕上げ圧延出側温度は、好ましくは８８０℃以上である。一方、仕上げ圧延出側温度が高くなると、結晶粒が粗大化してしまう。そのため、仕上げ圧延出側温度は９５０℃以下とする必要がある。仕上げ圧延出側温度は、好ましくは９３０℃以下である。
【００３８】
仕上げ圧延出側温度から６５０℃までの温度域の平均冷却速度：３０℃／ｓ以上
仕上げ圧延終了後、仕上げ圧延出側温度から６５０℃までの温度域の冷却速度が小さいと、フェライト変態が高温で起こり、結晶粒径が大きくなるとともに、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物が粗大に析出してしまう。したがって、仕上げ圧延出側温度から６５０℃までの温度域の平均冷却速度は３０℃／ｓ以上とする必要がある。前記平均冷却速度は、好ましくは５０℃／ｓ以上、さらに好ましくは８０℃／ｓ以上である。前記平均冷却速度の上限はとくに規定しないが、温度制御の観点から２００℃／ｓ程度で十分である。
【００３９】
巻き取り温度：３５０℃以上６００℃以下
巻き取り温度が高いと結晶粒径が粗大化してしまう。そのため、巻き取り温度は６００℃以下とする必要がある。巻き取り温度は、好ましくは５５０℃以下である。一方、巻き取り温度が低いとベイナイト変態が抑制され、マルテンサイト変態が促進されてしまう。そのため、巻き取り温度は３５０℃以上とする必要がある。巻き取り温度は、好ましくは４００℃以上である。
【００４０】
次いで、巻き取り後の熱延コイルを酸洗したのち、焼鈍を行う。
【００４１】
５５０℃以上での雰囲気の露点：−２５℃以下
鋼板焼鈍時の雰囲気露点が高いと鋼板表層での脱炭が進行してしまう。このような影響は鋼板温度が５５０℃以上で顕著となることから、鋼板温度が５５０℃以上での雰囲気の露点は−２５℃以下とする必要がある。前記露点は、好ましくは−３０℃以下、より好ましくは−３５℃以下である。前記露点の下限は規定しないが、露点を下げ過ぎても効果が飽和することから、−５０℃程度で十分である。なお、前記露点での雰囲気は、酸洗後の鋼板が、５５０℃以上に加熱され、下記均熱温度で均熱された後、５５０℃未満の温度に冷却されるまで保たれる。また、鋼板温度５５０℃から均熱温度までの平均加熱速度は、０．５〜２０℃／ｓが好ましい。
【００４２】
均熱温度：６５０〜７７０℃の温度域
焼鈍時の均熱温度が低いと、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの微細な炭化物が析出しないことから、均熱温度は６５０℃以上とする必要がある。均熱温度は、好ましくは７００℃以上、より好ましくは７３０℃以上である。一方、均熱温度が高くなりすぎるとＴｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物が粗大化するとともに、均熱時にオーステナイト変態がおこり、その後の冷却でベイナイトやマルテンサイト変態が進行してしまう。さらに、鋼板表層での脱炭も進行することから、均熱温度は７７０℃以下とする必要がある。
【００４３】
均熱時間（均熱温度温度域での滞留時間）：１０〜３００ｓ
均熱時の均熱時間が短いと、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物が十分に析出しない。そのため均熱時の均熱時間は１０ｓ以上とする必要がある。均熱時間は、好ましくは３０ｓ以上である。一方、均熱時間が長くなると、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物が粗大化するとともに、結晶粒径も大きくなってしまう。したがって、均熱時間は３００ｓ以下とする必要がある。均熱時間は、好ましくは１５０ｓ以下である。
【００４４】
焼鈍後、４２０〜５００℃の亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを行った後、冷却する。
【００４５】
４００〜２００℃の温度域を平均冷却速度１℃／ｓ以上で冷却
亜鉛めっき浴浸漬後の冷却速度が小さいと、セメンタイトの析出が促進し、表層の固溶Ｃ量が少なくなってしまう。このようなセメンタイトの析出は４００〜２００℃で顕著になることから、４００〜２００℃の領域は１℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する必要がある。前記平均冷却速度は、好ましくは５℃／ｓ以上である。前記平均冷却速度の上限はとくに規定しないが、冷却速度を上げても効果が飽和することから３０℃／ｓ程度で十分である。
【００４６】
なお、亜鉛めっき浴浸漬後、４６０〜６００℃まで再加熱をおこない１ｓ以上保持することで合金化溶融亜鉛めっき鋼板としてもよい。前記保持時間は１〜１０ｓが好ましい。
【００４７】
さらに、上記めっき後の鋼板に、軽加工を加えることで可動転位を増やし、成形性を高めてもよい。このような軽加工としては、板厚減少率を０．１％以上とする加工が挙げられる。板厚減少率は、好ましくは０．３％以上である。一方、板厚減少率が大きくなると、転位の相互作用で転位が移動しにくくなり、成形性が低下することから、かかる加工を付与する場合には、板厚減少率を３．０％以下とすることが好ましく、２．０％以下とすることがより好ましく、１．０％以下とすることがさらに好ましい。ここで、上記加工を施すに際しては、圧延ロールによる圧下を加えてもよいし、鋼板にテンションを加えた引張りによる加工を施してもよい。さらに、圧延と引張りの両方の加工を施してもよい。
【実施例】
【００４８】
本発明の実施例について説明する。
表１に示す成分組成の鋼を連続鋳造してスラブとし、１２２０℃に再加熱したのちに、粗圧延を行い、その後、表２に示す条件で、高圧水によるデスケーリングを行った後、仕上げ圧延、冷却、巻き取りを行い、熱延コイルとし、酸洗したのちに、焼鈍し、４７０℃の亜鉛めっき浴に浸漬してめっきを行い、供試体Ｎｏ．１〜１８の溶融亜鉛めっき鋼板を得た。さらに、前記供試体のいくつかについては、めっき後に、表２に示す再加熱処理、板厚減少率とする加工を施した。なお、表２において再加熱温度、保持時間、板厚減少率の欄の「−」は、その処理を行っていないことを示す。
【００４９】
【表１】
2018127645.tif 000002
【００５０】
【表２】
2018127645.tif 000003
【００５１】
上記供試体から、試験片を採取し、析出物測定、組織観察、引張り試験、温間成形性評価試験を行った。試験方法はつぎの通りとした。
【００５２】
（粒径２０ｎｍ未満の析出物として析出したＴｉ、Ｎｂ、Ｖの析出Ｃ相当量）
粒径２０ｎｍ未満のＴｉ、Ｎｂ、Ｖ量は、特許第４７３７２７８号公報に示されるように、試験片を板厚１／４まで研削した電解用試験片を陽極として１０％ＡＡ系電解液（１０体積％アセチルアセトン−１質量％テトラメチルアンモニウムクロライド−メタノール電解液）中で定電流電解を行い、この電解用試験片を一定量溶解した後、該電解用試験片表面に付着した析出物を分散液中で超音波剥離した分散液を、孔径２０ｎｍのフィルターを用いて濾過し、ついで、得られた濾液中のＴｉ、Ｎｂ、Ｖ量を、ＩＣＰ発光分光分析法により分析して求めた。なお、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの析出物はすべて該電解用試験片表面に付着するため、前記分散液中にはＴｉ、Ｎｂ、Ｖの全析出物が分散している。そして、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの析出物の全てが炭化物であったとして、粒径２０ｎｍ未満の析出物として析出したＴｉ、Ｎｂ、Ｖのそれぞれの析出量（質量％）を［Ｔｉ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］としたとき、（［Ｔｉ］／４８＋［Ｎｂ］／９３＋［Ｖ］／５１）×１２より計算した値を、粒径２０ｎｍ未満の析出物として析出したＴｉ、Ｎｂ、Ｖの析出Ｃ相当量とした。
【００５３】
（表層の固溶Ｃ量）
表層の固溶Ｃ量は、試験片のめっきを塩酸で剥離したサンプル表面から発光分光分析（カウントバック）により求めた表層の全Ｃ量から、サンプル表層の析出Ｃ量を引いた値として求めた。ここで、表層の析出Ｃ量はつぎのようにして求めた。まず、試験片のめっきを塩酸で剥離した板厚×２０×２０ｍｍのサンプルを陽極として、１０％ＡＡ系電解液中で定電流電解により０．２ｇ溶解し、その後、電解によって得られた抽出残渣を孔径０．２μｍのフィルターを用いて濾過してＦｅ析出物を回収し、ついで回収されたＦｅ析出物を混酸で溶解した後、ＩＣＰ発光分光分析法によってＦｅを定量し、その測定値からＦｅ析出物中のＦｅ量を算出した。なお、Ｆｅ析出物は凝集しているため、孔径０．２μｍのフィルターを用いて濾過を行うことで、粒径０．２μｍ未満のＦｅ析出物も回収することが可能である。さらに、試験片のめっきを塩酸で剥離した板厚×２０×２０ｍｍのサンプルを陽極として、１０％ＡＡ系電解液中で定電流電解を行い、このサンプルを０．２ｇ溶解した後、該サンプル表面に付着した析出物を分散液中で超音波剥離した分散液中のＴｉ、Ｎｂ、Ｖ量を、ＩＣＰ発光分光分析法により分析して求めた。そして、このようにして求めたＦｅ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの析出量から、Ｆｅはセメンタイト、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは炭化物として析出したものとして、（［Ｆｅ］／１６７＋［Ｔｉ］／４８＋［Ｎｂ］／９３＋［Ｖ］／５１）×１２より計算した値（前記［Ｆｅ］、［Ｔｉ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］は、それぞれＦｅ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの析出量（質量％））を表層の析出Ｃ量とした。そして、上記表層の全Ｃ量から、前記析出Ｃ量を引いた値を、表層の固溶Ｃ量とした。
【００５４】
（組織観察）
フェライト相および焼き戻しベイナイト相の面積率は、試験片から採取した組織観察用試験片の圧延方向−板厚方向断面を埋め込み研磨し、ナイタール腐食後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて板厚１／４部を中心とし倍率１０００倍として１００×１００μｍ領域の写真を３枚撮影し、そのＳＥＭ写真を画像処理することにより求めた。さらに表層（めっきを除く表層１０μｍ位置）の組織の平均粒径は、試験片から採取した組織観察用試験片の圧延方向−板厚方向断面を埋め込み研磨し、ナイタール腐食後、測定ステップ０．１μｍでＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ  Ｓｃａｔｔｅｒ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）測定をおこない、方位差１５°以上を粒界として求めた。めっきを除く表層１０μｍ位置での測定長さは５００μｍとし、表層１０μｍ位置にある結晶粒全てについて、その各々の面積を円換算して直径を求め、それらの直径の平均値を表層の組織の平均粒径とした。
【００５５】
（引張り試験）
引張り試験は、供試体から圧延直角方向を長手としてＪＩＳ５号引張り試験片を切り出し、ＪＩＳ  Ｚ２２４１に準拠して引張り試験をおこない、降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を評価した。
【００５６】
（温間成形性）
温間成形性の評価は、供試体から１００×２４０ｍｍの板を採取し、図１に示すハット部品を温間プレス成型し、図１中の縦壁Ａ部より矢印方向に切り出したサンプルを埋め込み、研磨後、ＳＥＭにて縦壁部の亀裂深さを測定しておこなった。亀裂深さは、表層５ｍｍ領域を観察し、図２に示すようなめっき／地鉄界面からの亀裂深さの最大値とした。亀裂深さが１０μｍ未満を合格とした。なお、プレスに際し、鋼板は７００℃の大気炉で５分保持後に取り出し、鋼板温度が６００℃になったことを確認しておこなった。プレス時のしわ押さえ圧２０トンとし、ダイ肩Ｒは５ｍｍとした。
【００５７】
表３に供試体Ｎｏ．１〜１８の特性値を示す。
【００５８】
【表３】
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【００５９】
また、図３に、本発明鋼と、デスケーリングにおける高圧水の衝突圧（デスケーリング衝突圧）のみが本発明の範囲を外れる条件で製造した比較鋼に関し、デスケーリング衝突圧と表層の固溶Ｃ量の関係を示す。デスケーリング衝突圧を本発明の範囲内とすることで、表層の固溶Ｃ量を０．００５％以上とできることがわかる。図４に、本発明鋼と、焼鈍雰囲気の露点のみが本発明の範囲を外れる条件で製造した比較鋼に関し、露点と表層の固溶Ｃ量の関係を示す。焼鈍雰囲気の露点を本発明の範囲内とすることで、表層の固溶Ｃ量を０．００５％以上とできることがわかる。図５に、本発明鋼と、表層の固溶Ｃ量のみが本発明の範囲を外れる比較鋼に関し、表層の固溶Ｃ量と亀裂深さの関係を示す。表層の固溶Ｃ量を本発明の範囲内とすることで、亀裂深さを１０μｍ未満とできることがわかる。図６に、本発明鋼と、表層の組織の平均粒径のみが本発明の範囲を外れる比較鋼に関し、表層の組織の平均粒径と亀裂深さの関係を示す。表層の組織の平均粒径を本発明の範囲内とすることで、亀裂深さを１０μｍ未満とできることがわかる。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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