JP6308333B2 - 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、熱処理板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法 - Google Patents

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、熱処理板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法に関するものである。

近年、環境問題の高まりからＣＯ_２排出規制が厳格化しており、自動車分野においては燃費向上に向けた車体の軽量化が課題となっている。そのために自動車部品への高強度鋼板の適用による薄肉化が進められており、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上の鋼板の適用が進められている。自動車の構造用部材や補強用部材に使用される高強度鋼板は、防錆のために亜鉛めっきが施されるが、薄鋼板の機械的性質としては伸びフランジ性（穴広げ性）や延性（伸び）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ている。さらに、衝突吸収エネルギー特性が大きいことも求められている。衝突吸収エネルギー特性を向上させるためには、降伏比を高めることが有効であり、降伏比を高めれば低い変形量であっても効率よく衝突エネルギーを吸収させることが可能である。ここで、降伏比（ＹＲ）とは、ＴＳに対する降伏応力（ＹＳ）の比を示す値であり、ＹＲ（％）＝ＹＳ／ＴＳ×１００（％）で表される。

例えば、特許文献１には、Ｎｂ添加によって析出強化した５９０ＭＰａ以上の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。

また、自動車の構造用部材や補強用部材に使用される高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、プレス加工後には主にスポット溶接で組みつけられる。この際に、チリ（ｓｐｌａｓｈ）発生付近まで高い入熱量を加えてナゲット径を確保しようとすると、電極と鋼板の界面にＣｕおよびＺｎが溶融することで、鋼板内に割れが発生する（例えば、非特許文献１）。このような表面の割れが存在すると車体衝突時に応力集中する可能性が高く、高い降伏比で衝突吸収エネルギー特性を得ても、吸収する衝突エネルギーが低下してしまう。

特許３８７３６３８号公報

Ｍ．Ｍｉｌｉｔｉｓｋｙ，Ｅ．Ｐａｋａｌｎｉｎｓ，Ｃ.Ｊｉａｎｇ ａｎｄ Ａ． Ｋ． Ｔｈｏｍｐｓｏｎ：Ｐｒｏｃ.ｏｎ ＳＡＥ ２００３ Ｗｏｒｌｄ Ｃｏｎｇｒｅｓｓ，（２００３）ｐ.２４４

しかしながら、特許文献１に記載の技術では、上記した構造用部材や補強用部材などの使途において要求される、加工性を保証するには延性が不十分である。

また、高い降伏比を確保しつつ、スポット溶接時の表面割れを抑制可能なめっき鋼板に関する技術は未だ開示されていない。

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、伸び、穴広げ性、スポット溶接性に優れ、高降伏比であり、高強度である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、熱処理板の製造方法、薄鋼板の製造方法を提供することも目的とする。

本発明者らは鋭意検討を重ねた結果、高降伏比を確保しつつ、伸び、穴広げ性およびスポット溶接性を向上させるためには、鋼組織における、各相の体積率を制御し、さらに、フェライトとマルテンサイトを微細に分散させ、析出物を微細分散させる必要があることを見出した。この発明は、上記の知見に立脚するものである。

スポット溶接時の表面割れ（スポット溶接性）は、チリ発生付近の高い電流値でナゲット径を大きく確保しようとすると、電極でホールドしている際、めっき鋼板表面の熱影響部（ＨＡＺ部）に引張応力がかかる。ここで、通電時間が長くなると電極のＣｕが溶解して液化する。さらに、めっき鋼板の場合、鋼板の表面Ｚｎが溶解し、液化したＣｕとＺｎが引張応力の集中している鋼板内に拡散して、液体金属による脆化が発生して割れが生じる。そこで、発明者らは鋭意検討を重ねた結果、鋼組織を微細化させることで鋼板表面のＨＡＺ部も微細化させて靭性を向上させることで、割れ生成が抑制可能であることを見出した。また、鋼組織内にマルテンサイトが存在するとＹＲが低下するが、マルテンサイトの体積率、アスペクト比および平均結晶粒径を制御し、かつ、Ｎｂ系析出物（Ｎｂの炭化物、窒化物、炭窒化物）の平均粒径を制御することで、フェライトの結晶粒微細化およびマルテンサイトの球状化を進めることが可能となり、上記の通りスポット溶接性が改善されるとともに、ＹＲを低下させることなく、高強度を維持しつつ、伸びと穴広げ性が向上することを見出した。そのためにはＮｂを添加し、さらに熱間圧延時の冷却条件を制御して、焼鈍後に平均粒径が０．１０μｍ以下のＮｂ系析出物を形成させる。その析出物が焼鈍時の再結晶過程で核成長を抑制して核生成を優先させるため、フェライトやマルテンサイトの結晶粒径が微細化する知見を得た。

すなわち、本発明は、以下のものを提供する。

［１］質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１１％、Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：１．５０〜２．１０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０７％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、体積率で、フェライトを７５〜９５％、マルテンサイトを３〜１５％、パーライトを０．５〜１０％、未再結晶フェライトを１０％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６μｍ以下であり、前記マルテンサイトの平均結晶粒径が３μｍ以下かつ平均アスペクト比が４．０以下であり、平均粒径が０．１０μｍ以下のＮｂ系析出物を含有する鋼組織と、を有し、引張強さが５９０ＭＰａ以上であることを特徴とする薄鋼板。

［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｖ：０．１０％以下を含有することを特徴とする［１］に記載の薄鋼板。

［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：０．００５％以下から選択される一種以上を含有することを特徴とする［１］または［２］に記載の薄鋼板。

［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又は合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする［４］に記載のめっき鋼板。

［６］［１］〜［３］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、仕上げ圧延の最終パスの圧下率が１２％以上、該最終パスの前のパスの圧下率が１５％以上、仕上げ圧延終了温度が８５０〜９５０℃の条件で熱間圧延し、該熱間圧延後、冷却停止温度までの第１平均冷却速度が７５℃／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７５℃／s未満の条件で２次冷却をし、４５０〜６５０℃の巻取温度で巻き取ることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。

［７］［６］に記載の製造方法で得られた熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延することを特徴とする冷延フルハード鋼板の製造方法。

［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℃以上の温度域の露点を−４０℃以下とし、最高到達温度が７３０〜９００℃の条件で加熱し、該最高到達温度で１５〜６００ｓ保持し、該保持後、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ことを特徴とする薄鋼板の製造方法。

［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、冷却することを特徴とする熱処理板の製造方法。

［１０］［９］に記載の製造方法で得られた熱処理板を、６００℃以上の温度域の露点を−４０℃以下とし、最高到達温度が７３０〜９００℃の条件で加熱し、該最高到達温度で１５〜６００ｓ保持し、該保持後、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ことを特徴とする薄鋼板の製造方法。

［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ことを特徴とするめっき鋼板の製造方法。

［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ことを特徴とする［１１］に記載のめっき鋼板の製造方法。

本発明により得られるめっき鋼板は、高い降伏比、高い引張強度、高い伸び、優れた穴広げ性、優れたスポット溶接性を有する。具体的には、高い降伏比とは降伏比が７０％以上であることを意味し、高い引張強度は引張強度が５９０ＭＰａ以上であることを意味し、高い伸びは伸びが２８％以上であることを意味し、優れた穴広げ性は穴広げ率が６０％以上であることを意味し、優れたスポット溶接性はチリ発生の電流値から０．１ｋＡ低下させた電流値でスポット溶接した際に表面割れが発生しないことを意味する。なお、加工性等の観点から引張強度は７８０ＭＰａ未満が好ましくより好ましくは７００ＭＰａ以下である。

また、本発明の薄鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、熱処理板の製造方法、薄鋼板の製造方法は、上記の優れためっき鋼板を得るための中間製品または中間製品の製造方法として、めっき鋼板の上記の特性改善に寄与する。

以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。

本発明は、薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、熱処理板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法である。先ず、これらの関係について説明する。

本発明の薄鋼板は、本発明のめっき鋼板を得るための中間製品である。１回法の場合には、スラブ等の鋼素材から出発して、熱延鋼板、冷延フルハード鋼板、薄鋼板となる製造過程を経てめっき鋼板になる。２回法の場合には、スラブ等の鋼素材から出発して、熱延鋼板、冷延フルハード鋼板、熱処理板、薄鋼板となる製造過程を経てめっき鋼板になる。本発明の薄鋼板は上記過程の薄鋼板である。

また、本発明の熱延鋼板の製造方法は、上記過程の熱延鋼板を得るまでの製造方法である。

本発明の冷延フルハード鋼板の製造方法は、上記過程において熱延鋼板から冷延フルハード鋼板を得るまでの製造方法である。

本発明の熱処理板の製造方法は、上記過程において、２回法の場合に、冷延フルハード鋼板から熱処理板を得るまでの製造方法である。

本発明の薄鋼板の製造方法は、上記過程において、１回法の場合は冷延フルハード鋼板から薄鋼板を得るまでの製造方法、２回法の場合は熱処理板から薄鋼板を得るまでの製造方法である。

本発明のめっき鋼板の製造方法は、上記過程において、薄鋼板からめっき鋼板を得るまでの製造方法である。

上記関係があることから、熱延鋼板、冷延フルハード鋼板、熱処理板、薄鋼板、めっき鋼板の成分組成は共通し、薄鋼板、めっき鋼板の鋼組織が共通する。以下、共通事項、薄鋼板、めっき鋼板、製造方法の順で説明する。

＜成分組成＞
本発明のめっき鋼板等は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１１％、Ｓｉ：０．６０％以下、Ｍｎ：１．５０〜２．１０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０７％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％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。

上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｖ：０．１０％以下を含有してもよい。

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：０．００５％以下から選択される一種以上を含有してもよい。

以下、各成分について説明する。以下の説明において、成分の含有量を表す「％」は「質量％」を意味する。

Ｃ：０．０５〜０．１１％
Ｃは鋼板の高強度化に有効な元素であり、本発明におけるマルテンサイト、パーライトの形成に寄与する。Ｃ含有量が０．０５％未満では、必要なマルテンサイトの体積率の確保が困難である。好ましいＣ含有量は０．０６％以上である。一方、Ｃを０．１１％超まで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、スポット溶接時のＨＡＺ部の靭性も劣化するためスポット溶接時に表面割れが起こる。好ましいＣ含有量は０．１０％以下である。

Ｓｉ：０．６０％以下
Ｓｉはフェライトを固溶強化する。このため、Ｓｉ含有により、硬質相との硬度差を低下させるため穴広げ率が増加する傾向がある。しかし、Ｓｉの多量な含有により、焼鈍時に酸化物としてＳｉが鋼板表面に濃縮するため、めっき性が劣化する。さらに、Ｓｉ含有量が多過ぎると、高温時の靭性も劣化することから、スポット溶接時の表面割れを生成しやすくなる。そこで、Ｓｉ含有量を０．６０％以下とする。Ｓｉ含有量は０．６０％未満であってもよい。好ましいＳｉ含有量は０．５０％以下であり、より好ましくは０．５０未満であり、さらに好ましくは０．４５％以下であり、最も好ましくは０．３０％以下である。特に下限は無いが、上記の穴広げ率の観点からＳｉ含有量は０．００５％以上が好ましい。なお、Ｓｉ含有量が０．００５％未満であっても穴広げ率を改善可能であることから下限は特に限定しない。

Ｍｎ：１．５０〜２．１０％
Ｍｎは固溶強化やマルテンサイト等の第二相（フェライト以外の相）の形成に役立つため、高強度化に寄与する。そこで、Ｍｎ含有量は１．５０％以上にすることが必要である。一方、Ｍｎを過剰に含有した場合、スポット溶接時のＨＡＺ部のマルテンサイト変態点（Ｍｓ点）を低下させるため、ＨＡＺ部の硬度が高くなり、スポット溶接時の表面割れが生成しやすくなる。そのため、その含有量は２．１０％以下とする。好ましくは２．００％以下である。

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により、溶融亜鉛めっき鋼板を合金化する際に合金化速度を制御可能なため、Ｐ含有量の調整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を過剰に含有すると、スポット溶接時に粒界に偏析するためスポット溶接時の表面割れを助長する。そこで、Ｐ含有量を０．０５％以下とする。好ましいＰ含有量は０．０４％以下である。

Ｓ：０．００５％以下
Ｓの含有量が多い場合には、ＭｎＳなどの硫化物が多く生成して、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０．００５％とする。好ましいＳ含有量は、０．００４％以下である。特に下限は無いが、極低Ｓ化は製鋼コストが上昇するため、Ｓ含有量は０．０００３％以上が好ましい。

Ａｌ：０．０１〜０．１０％
Ａｌは脱酸に必要な元素であり、この効果を得るためにはＡｌを０．０１％以上含有することが必要である。一方、Ａｌ含有量が０．１０％を超えても効果が飽和するため、０．１０％以下とする。好ましいＡｌ含有量は０．０５％以下である。

Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは粗大なＴｉ窒化物や粗大なＮｂ窒化物を形成して穴広げ性を劣化させることから、含有量を抑える必要がある。Ｎ含有量が０．０１０％超では、この傾向が顕著となることからＮの含有量は０．０１０％以下とする。好ましいＮ含有量は０．００８％以下である。なお、Ｎ含有量の好ましい下限については、溶製上のコスト面より、０．０００５％以上である。

Ｔｉ：０．００５〜０．０７％
Ｔｉは微細なＴｉ系析出物（Ｔｉの炭化物、窒化物、炭窒化物を意味する。炭化物、窒化物および炭窒化物の少なくとも１種が析出する。）を形成することで、焼鈍時に核成長を抑制する効果があるため、鋼組織の微細化を担い、さらに強度上昇に寄与する。このような効果を発揮させるためには、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とする。好ましいＴｉ含有量は０．０１０％以上である。一方、多量にＴｉを含有すると、未再結晶フェライトが過剰に生成して伸びが著しく低下する。そこで、Ｔｉ含有量は０．０７％以下とする。好ましく０．０４％以下である。なお、Ｔｉ系析出物の平均粒径は、本発明の成分組成や鋼組織等のもとでは通常０．０１〜０．１０μｍである。

Ｎｂ：０．０１〜０．１０％
ＮｂもＴｉと同様に、微細な析出物（Ｎｂの炭化物、窒化物、炭窒化物を意味する。炭化物、窒化物および炭窒化物の少なくとも１種が析出する。）を形成することで、鋼組織の微細化に寄与する。その効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．０１％以上とする。好ましいＮｂ含有量は０．０１５％以上である。一方、多量にＮｂを添加すると伸びが著しく低下するため、その含有量は０．１０％以下とする。好ましいＮｂ含有量は０．０６％以下である。

また、本発明では、上記の成分に加え、以下成分を１種又は２種以上を含有してもよい。

Ｖ：０．１０％以下
ＶもＴｉと同様に、微細な析出物を形成することで、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０．０１％以上が好ましい。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。

Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒは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。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。

Ｍｏ：０．５０％以下
ＭｏもＣｒと同様、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０．００５％以上が好ましい。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。

Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは固溶強化、マルテンサイト相等の第２相の生成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０．５０％以下が好ましい。

Ｎｉ：０．５０％以下
ＮｉもＣｕと同様、固溶強化、マルテンサイト相等の第２相の生成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。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。

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。一方、Ｂ含有量が０．０１％を超えても効果が飽和するため、その含有量は０．０１％以下が好ましい。

Ｃａ及び／又はＲＥＭの合計：０．００５％以下
ＣａおよびＲＥＭは、硫化物の形状を球状化し穴広げ性への硫化物の悪影響を改善に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。これらの効果を発揮するためには合計含有量（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。一方、合計含有量が０．００５％を超えても効果が飽和するため、その合計含有量は０．００５％以下が好ましい。

上記以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物とする。不可避的不純物としては、例えば、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｚｎ、Ｃｏ等が挙げられ、これらの含有量の許容範囲としては、Ｓｂ：０．０１％以下、Ｓｎ：０．１０％以下、Ｚｎ：０．１０％以下、Ｃｏ：０．１０％以下である。また、本発明では、Ｔａ、Ｍｇ、Ｚｒを通常の鋼組成の範囲内で含有しても、その効果は失われない。

＜鋼組織＞
本発明のめっき鋼板等の鋼組織は、体積率で、フェライトを７５〜９５％、マルテンサイトを３〜１５％、パーライトを０．５〜１０％、未再結晶フェライトを１０％以下（０％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６μｍ以下であり、マルテンサイトの平均結晶粒径が３μｍ以下かつ平均アスペクト比が４．０以下であり、平均粒径が０．１０μｍ以下のＮｂ系析出物を含有する。ここで述べる体積率は鋼板の全体に対する体積率であり、以下同様である。また、体積率や平均粒径等は実施例に記載の方法で得られる値を意味する。

フェライト：７５〜９５％
フェライトの体積率が７５％未満の形成では、硬質な第２相（フェライト相以外の相、具体的には、マルテンサイト、パーライト、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である。）が多くなるため、軟質なフェライト相と硬質第２相との硬度差が大きい箇所が多く存在し、穴広げ性が低下する。そのためフェライト相の体積率は７５％以上とする。好ましくは８２％以上である。フェライトの体積率が９５％超では硬質な第２相が少ないため、引張強度の確保が困難である。そこで、フェライトの体積率の上限は９５％とする。好ましいフェライト相の体積率は９２％以下であり、さらに好ましくは９０％未満である。

フェライトの平均結晶粒径：６μｍ以下
フェライトの平均粒径（平均結晶粒径）が６μｍ超では、穴広げ時にボイドが連結しやすくなり、良好な穴広げ性が得られないばかりか、スポット溶接時の鋼板表面のＨＡＺ部の結晶粒径も粗大となってしまい、本発明の重要な表面割れを抑制することが困難となる。このため、フェライトの平均結晶粒径は６μｍ以下とする。好ましくは５μｍ以下である。なお、フェライトの平均結晶粒径の好ましい下限は、製造上のコスト面から０．３μｍ以上である。

マルテンサイト：３〜１５％
所望の引張強度および降伏比を確保するために、マルテンサイトの体積率は３％以上とする。好ましいマルテンサイトの体積率は５％以上である。硬質なマルテンサイトの体積率が１５％を超えると降伏比が低下するため、その体積率は１５％以下とする。その体積率を１５％未満としてもよい。好ましい上記体積率は１３％以下であり、さらに好ましくは１１％以下であり、より好ましくは１０％未満、最も好ましくは９％以下である。

なお、下記の通り、本発明では少量のベイナイトを含む場合があるため、マルテンサイトとベイナイトの合計は１５％未満、より一般的には１３％以下であることが多い。

マルテンサイトの平均結晶粒径：３μｍ以下かつ平均アスペクト比：４．０以下
マルテンサイトの平均アスペクト比が４．０超では、スポット溶接時の鋼板表面のＨＡＺ部において、抵抗溶接により高温となった際、マルテンサイトに濃化していたＣやＭｎが均質にオーステナイト中に分散しないため、ＨＡＺ部の鋼組織中の硬度分布に偏りが起きてスポット溶接時に表面割れを生成しやすい。よって、スポット溶接時の表面割れを抑制するにはマルテンサイトは球状に近い方が好ましい。そこで、マルテンサイトの平均アスペクト比は４．０以下とする。好ましくは３．５以下とする。また、球状に近い方が好ましい観点から平均アスペクト比は０．２５以上が好ましい。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辺を短辺で除した値（長辺／短辺）のことである。

マルテンサイトの平均結晶粒径が３μｍ超では、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が連結しやすくなり、穴広げ性が劣化する。そこで、その上限は３μｍとする。好ましい平均結晶粒径は２μｍ以下である。なお、マルテンサイトの平均結晶粒径の好ましい下限は、製造上のコスト面から、０．３μｍ以上である。

パーライト：０．５〜１０％
鋼組織にパーライトを含有することで引張強度を確保しつつ高降伏比を得ることが可能である。体積率で０．５％未満の場合は高い降伏比を得ることが困難であるため、パーライトの体積率は０．５％以上とする。また、パーライトの体積率が１０％超では穴広げ性が低下するため、その上限は１０％とする。好ましいパーライトの体積率は８％以下である。

未再結晶フェライト：１０％以下（０％含む）
鋼組織に未再結晶フェライトを含有することで引張強度を確保しつつ高降伏比を得ることが可能である。しかし、未再結晶フェライトの体積率が１０％を超える場合、延性が低下する他に、高い転位密度を保有しているため靭性に乏しく、スポット溶接時の表面割れが起こりやすい。そのため、未再結晶フェライトの体積率は１０％以下とする。好ましい体積率は８％以下であり、さらに好ましくは５％未満である。

その他の相
鋼組織は、上記した、フェライト、マルテンサイト、パーライトおよび未再結晶フェライト以外の組織を含んでいてもよい。その場合の残部組織は、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としてもよい。このフェライト、マルテンサイト、パーライトおよび未再結晶フェライト以外の残部は、体積率で合計５．０％未満とすることが、成形性（伸び）の点から好ましい。従って、上記残部組織は体積率で０％でもよい。なお、通常、残留オーステナイトは４％未満や３％以下であり、その含有量は多くはない。

平均粒径が０．１０μｍ以下のＮｂ系析出物
鋼組織は、平均粒径が０．１０μｍ以下のＮｂ系析出物を含有する必要がある。Ｎｂ系析出物の平均粒径が０．１０μｍ超では鋼板の析出強化による降伏強度を高めることが出来ず、降伏比が低下することに加え、フェライトやマルテンサイトの微細化が困難となり、焼鈍後の穴広げ性やスポット溶接性が低下する。このましい平均粒径は０．０８μｍ以下である。なお、Ｎｂ系析出物とは、Ｎｂの炭化物、窒化物、炭窒化物を意味し、これらのうち少なくとも１つが含まれていればよい。

＜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３．２ｍｍ以下である。

＜めっき鋼板＞
本発明のめっき鋼板は、本発明の薄鋼板上にめっき層を備えるめっき鋼板である。めっき層の種類は特に限定されず、例えば、溶融めっき層、電気めっき層のいずれでもよい。また、めっき層は合金化されためっき層でもよい。めっき層は亜鉛めっき層が好ましい。亜鉛めっき層はＡｌやＭｇを含有してもよい。また、溶融亜鉛−アルミニウム−マグネシウム合金めっき（Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき層）も好ましい。この場合、Ａｌ含有量を１質量％以上２２質量％以下、Ｍｇ含有量を０．１質量％以上１０質量％以下とし残部はＺｎとすることが好ましい。また、Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっき層の場合、Ｚｎ、Ａｌ、Ｍｇ以外に、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｅ及びＬａから選ばれる一種以上を合計で１質量％以下含有してもよい。なお、めっき金属は特に限定されないため、上記のようなＺｎめっき以外に、Ａｌめっき等でもよい。なお、めっき金属は特に限定されないため、Ｚｎめっき以外に、Ａｌめっき等でもよい。

また、めっき層の組成も特に限定されず、一般的なものであればよい。例えば、溶融亜鉛めっき層や合金化溶融亜鉛めっき層の場合、一般的には、Ｆｅ：２０質量％以下、Ａｌ：０．００１質量％以上１．０質量％以下を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、ＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計で０質量％以上３．５質量％以下含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる組成である。本発明では、片面あたりのめっき付着量が２０〜１２０ｇ／ｍ^２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／ｍ^２未満では耐食性の確保が困難になる場合がある。一方、１２０ｇ／ｍ^２を超えると耐めっき剥離性が劣化する場合がある。また、目安として、めっき層が溶融亜鉛めっき層の場合にはめっき層中のＦｅ含有量が７質量％未満であり、合金化溶融亜鉛めっき層の場合にはめっき層中のＦｅ含有量は７〜２０質量％である。

＜熱延鋼板の製造方法＞
熱延鋼板の製造方法は、上記成分組成を有する鋼素材を、仕上げ圧延の最終パスの圧下率が１２％以上、該最終パスの前のパスの圧下率が１５％以上、仕上げ圧延終了温度が８５０〜９５０℃の条件の熱間圧延し、該熱間圧延後、冷却停止温度までの第１平均冷却速度が７５℃／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７５℃／s未満の条件で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。

使用する鋼スラブ（鋼素材）は、成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造法で製造することが好ましい。鋼素材は、造塊法、薄スラブ鋳造法によっても製造することが可能である。

また、熱間圧延では、鋼スラブを鋳造後、再加熱することなく１１５０〜１２７０℃で熱間圧延を開始するか、もしくは１１５０〜１２７０℃に再加熱した後、熱間圧延を開始することが好ましい。熱間圧延の好ましい条件は、まず、１１５０〜１２７０℃の熱間圧延開始温度で鋼スラブを熱間圧延する。本発明では、鋼スラブを製造したのち、いったん室温まで冷却し、その後、再加熱する従来法に加え、冷却することなく、温片のままで加熱炉に装入する、あるいは保熱を行った後に直ちに圧延する、あるいは鋳造後そのまま圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。

仕上げ圧延の最終パスの圧下率が１２％以上
最終パスの前のパスの圧下率が１５％以上
仕上げ圧延の最終パスの圧下率を１２％以上にすることはオーステナイト粒内にせん断帯を多数導入し、熱間圧延後のフェライト変態の核生成サイトを増大して熱延板の微細化を図るという観点から必要である。好ましくは１３％以上である。また、上限は特に限定されないが熱延負荷荷重が増大することで、板の幅方向での板厚変動が大きくなり、材質均一性が変化するという理由で３０％以下が好ましい。

最終パスの前のパスの圧下率を１５％以上にすることは歪蓄積効果がより高まってオーステナイト粒内にせん断帯が多数導入され、フェライト変態の核生成サイトがさらに増大して熱延板の組織がより微細化するという観点から必要である。好ましくは１５％以上である。また、上限は特に限定されないが熱延負荷荷重が増大することで、板の幅方向での板厚変動が大きくなり、材質均一性が変化するという理由で３０％以下が好ましい。

仕上げ圧延終了温度：８５０〜９５０℃
熱間圧延では、鋼板内の組織均一化、材質の異方性低減により、焼鈍後の伸びおよび穴広げ性を向上させるため、オーステナイト単相域にて終了する必要がある。そこで、仕上げ圧延終了温度は８５０℃以上とする。一方、仕上げ圧延終了温度が９５０℃超えでは、熱延組織が粗大になり、焼鈍後の特性が低下するため、仕上げ圧延終了温度は８５０〜９５０℃とする。

１次冷却
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７５℃／s以上、冷却停止温度が７００℃以下の冷却を行う。

熱間圧延終了後、後述する焼鈍（冷間圧延後の加熱、冷却処理）後のＮｂの微細な析出物の析出状態を制御するために冷却条件を調整する。この制御により、最終的な鋼組織のフェライト、マルテンサイトを微細化させる効果もある。１次冷却の冷却停止温度までの平均冷却速度が７５℃／s未満では多量にＮｂの析出物の形成が加速されて析出物が粗大化するため、鋼板の微細化に寄与することが困難となる。その結果、焼鈍後の穴広げ性やスポット溶接性が低下する。また、１次冷却の冷却停止温度が７００℃超では、熱延鋼板にパーライトが過剰に生成し、熱延鋼板の鋼組織が不均質となり、焼鈍後の穴広げ性およびスポット溶接性が低下する。なお、冷却停止温度は７００℃以下の任意の温度に設定すればよいが、６００℃以上が好ましい。ただし、上記冷却停止温度は巻取温度を超える温度とする。

２次冷却
２次冷却として、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７５℃／s未満の条件で冷却を行う。

上記平均冷却速度が５℃／s未満ではＮｂ系の析出物が粗大化するため、焼鈍後の鋼組織の微細化が困難である。６５０℃超までの冷却速度の制御では、ＴｉおよびＮｂ系の析出部が粗大化するため、焼鈍後の鋼板組織の微細化が困難である。一方、上記平均冷却速度が７５℃／s以上では巻取り後に固溶したＴｉおよびＮｂ系の析出物が残存するため、焼鈍後の鋼板組織の微細化が困難である。そこで、６５０℃以下である巻取温度までの平均冷却速度を制御する。また、冷却停止温度（巻取温度に相当）が４５０℃未満ではＮｂ系の析出量が少なく、鋼板内に固溶する量が多くなり、最終焼鈍後の鋼板組織の微細化が困難になる。そのため、冷却停止温度は４５０℃以上とする。

巻取温度：４５０〜６５０℃
上記２次冷却後の巻取りにおける、巻取温度が６５０℃超では、パーライトが過剰に生成して鋼組織が不均質となり、ＴｉおよびＮｂ系の析出部が粗大化するため、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、ＴｉおよびＮｂの鋼板内の固溶量が増加するため、鋼組織の微細化が困難となるため、巻取温度の下限は４５０℃とする。

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（冷延ままの鋼板）の製造方法は、上記製造方法で得られた熱延鋼板を冷間圧延する冷延フルハード鋼板の製造方法である。

冷間圧延条件は、例えば、所望の厚み等の観点から適宜設定される。本発明では３０％以上の圧下率で冷間圧延を施すことが好ましい。この圧下率が低いと、フェライトの再結晶が促進されず、未再結晶フェライトが過剰に残存し、延性と穴広げ性が低下する場合があるためである。なお、通常、冷間圧延の圧下率は９５％以下である。

なお、熱延鋼板表面のスケールを除去する目的で、上記冷間圧延の前に酸洗を行う必要がある。酸洗条件は適宜設定すればよい。

＜薄鋼板の製造方法＞
薄鋼板の製造方法には、冷延フルハード鋼板を加熱し冷却して薄鋼板を製造する方法（１回法）と、冷延フルハード鋼板を加熱し冷却して熱処理板とし該熱処理板を加熱し冷却して薄鋼板を製造する方法（２回法）とがある。先ず１回法を説明する。

最高到達温度が７３０〜９００℃
最高到達温度が７３０℃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。一方、最高到達温度が９００℃を超える場合は、析出物が粗大化し、鋼組織の微細化が困難となり、フェライトやマルテンサイトについて所望の平均結晶粒径を得られない。

また、上記最高到達温度までの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、加熱中にＮｂ系析出物が粗大化して、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、未再結晶フェライトが過剰に残存する場合がある。

最高到達温度の滞留（保持）時間を１５〜６００ｓ
滞留時間が１５ｓ未満の場合には、フェライトの再結晶が十分に進行せず、過剰な未再結晶フェライトが鋼組織に存在してしまい、成形性が劣化する。また、本発明に必要な第２相の形成も困難となる。また、滞留時間が６００ｓ超となると、フェライトが粗大化し、穴広げ性が劣化するため、滞留時間は６００ｓ以下とする。

冷却停止温度までの平均冷却速度が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、冷却中にフェライト変態が進行して、マルテンサイトの体積率が減少するため、強度確保が困難である。一方、平均冷却速度が３０℃／ｓを超える場合には、マルテンサイトが過剰に生成するため、穴広げ性の確保が困難である。また、冷却速度の制御温度域が６００℃を超える場合には、パーライトが過剰に生成するため、鋼組織における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。また、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、６００℃以上の温度域における露点を−４０℃以下とする。これにより、焼鈍中の鋼板表面からの脱炭を抑制することができ、本発明で規定する５９０ＭＰａの引張強度を安定的に実現することができる。上記温度域の露点が−４０℃を超えると上記脱炭により鋼板の引張強度が５９０ＭＰａを下回る場合がある。よって、上記温度域の露点は−４０℃以下と定めた。雰囲気の露点の下限は特に規定はしないが、−８０℃未満では効果が飽和し、コスト面で不利となるため−８０℃以上が好ましい。なお、上記温度域の温度は鋼板表面温度を基準とする。即ち、鋼板表面温度が上記温度域にある場合に、露点を上記範囲に調整する。

なお、薄鋼板が取引対象となる場合には、通常、上記冷却後または後述する調質圧延後に、室温まで冷却されて取引対象となる。

次いで、２回法について説明する。２回法では先ず冷延フルハード鋼板を加熱し冷却して熱処理板とする。この熱処理板を得る製造方法が、本発明の熱処理板の製造方法である。

上記熱処理板を得るための加熱は、加熱温度が７００〜９００℃の条件の加熱である。この加熱を実施することで、微細な析出物を鋼組織内に均等に存在させることが可能な上、鋼組織の微細化を促進することも可能である。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℃超では析出物が粗大化するため、次に行われる熱処理板の加熱で鋼組織を微細化することが困難である。

上記加熱後に冷却する。冷却条件は特に限定されない。通常、平均冷却速度が１〜３０℃／ｓである。

なお、上記加熱の加熱方法は特に限定されないが、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）やバッチ焼鈍（ＢＡＦ）で行うのが好ましい。

２回法では、熱処理板に、さらに加熱および冷却を施す。この加熱及び冷却の条件（最高到達温度、露点、保持時間、平均冷却速度、冷却停止温度）は、１回法で冷延フルハード鋼板に施されるものと同様であるため、説明を省略する。

なお、上記の方法で得られた薄鋼板に調質圧延を実施し、この調質圧延された薄鋼板を本発明の薄鋼板と捉えてもよい。伸長率の好ましい範囲は０．０５〜２．０％である。

＜めっき鋼板の製造方法＞
本発明のめっき鋼板の製造方法は、上記で得られた薄鋼板にめっきを施す、めっき鋼板の製造方法である。

例えば、めっき処理としては、溶融亜鉛めっき処理、溶融亜鉛めっき後に合金化を行う処理を例示できる。また、焼鈍と亜鉛めっきを１ラインで連続して行ってもよい。その他、Ｚｎ−Ｎｉ電気合金めっき等の電気めっきにより、めっき層を形成してもよいし、溶融亜鉛−アルミニウム−マグネシウム合金めっきを施してもよい。なお、亜鉛めっきの場合を中心に説明したが、Ｚｎめっき、Ａｌめっき等のめっき金属の種類は特に限定されない。なお、上記めっき処理には、焼鈍後にめっき処理を行う場合以外に、めっきラインにて焼鈍とめっきを連続で施す場合のめっき処理も含む。

以下は、溶融亜鉛めっきの場合を例に説明する。

薄鋼板が、めっき浴に浸漬する鋼板温度は、（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃〜（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０）℃とすることが好ましい。めっき浴に浸漬する鋼板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃を下回ると、鋼板がめっき浴に浸漬される際に、溶融亜鉛の一部が凝固してしまい、めっき外観を劣化させる場合があることから、好ましい下限を（溶融亜鉛めっき浴温度−４０）℃とする。また、めっき浴に浸漬する鋼板温度が（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０）℃を超えると、めっき浴の温度が上昇するため、量産性に問題がある。そこで好ましい上限を（溶融亜鉛めっき浴温度＋５０）℃とする。

また、溶融めっき後に、４５０〜６００℃の温度域で合金化処理を施してもよい。４５０〜６００℃の温度域で合金化処理することにより、めっき中のＦｅ濃度は７〜１５％になり、めっきの密着性や塗装後の耐食性が向上する。合金化温度が４５０℃未満では、合金化が十分に進行せず、犠牲防食作用の低下や摺動性の低下を招く。合金化温度が６００℃より高い温度では、合金化の進行が顕著となり、パウダリング性が低下する。

また、生産性の観点から、上記の焼鈍（冷延フルハード鋼板等に対する加熱や冷却）、溶融めっき処理、合金化処理などの一連の処理は、連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）で行うのが好ましい。また、上記溶融亜鉛めっき処理には、Ａｌ量を０．１０〜０．２０％含む亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。めっき後は、めっきの目付け量を調整するために、ワイピングを行うことができる。

なお、上述のめっき層の説明で記載の通り、Ｚｎめっきが好ましいが、Ａｌめっき等の他の金属を用いためっき処理でもよい。

以下、本発明の実施例を説明する。ただし、本発明は、もとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。

表１に示す成分組成の鋼を溶製して鋳造してスラブを製造し、熱間圧延加熱温度を１２５０℃、最終パスおよび最終直前パスの圧下率、仕上げ圧延終了温度（ＦＤＴ）を表２に示す条件で熱間圧延を行い（同じ厚みのスラブを用いた。）、板厚：３．２ｍｍの熱延鋼板とした後、表２で示す第１平均冷却速度（冷速１）で第１冷却温度まで冷却した後、第２平均冷却温度（冷速２）で巻取温度まで冷却し、巻取り温度（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（この冷延板は冷延フルハード鋼板に相当する）。得られた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、加熱冷却処理（焼鈍）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の熱処理を連続焼鈍ラインで表２に示す温度で実施し、連続溶融亜鉛めっきラインでめっきを施した。また、表２に示すように、一部の鋼板については、めっきの合金化処理は行わなかった。ここで、めっき処理は、亜鉛めっき浴温度：４６０℃、亜鉛めっき浴Ａｌ濃度：０．１４質量％（合金化処理する場合）、０．１８質量%（合金化処理を施さない場合）、片面あたりのめっき付着量４５ｇ／ｍ^２（両面めっき）とした。

製造した鋼板から、ＪＩＳ５号引張試験片を圧延直角方向から長手方向（引張方向）となるように採取し、引張試験（ＪＩＳ Ｚ２２４１（１９９８））により、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（ＥＬ）、降伏強さ（ＹＳ）を測定した。また、降伏比（ＹＲ）を算出した。

穴広げ性に関しては、日本鉄鋼連盟規格（ＪＦＳ Ｔ１００１（１９９６））に準拠し、クリアランス１２．５％にて、１０ｍｍφの穴を打抜き、かえりがダイ側になるように試験機にセットした後、６０°の円錐ポンチで成形することにより穴広げ率（λ）を測定した。λ（％）が、６０％以上を有するものを良好な穴広げ性を有する鋼板とした。

スポット溶接性に関しては、製造された溶融亜鉛めっき鋼板の２枚を重ねた板の組み合わせについて、Ｃガンに取付けられたサーボモータ加圧式で単相交流（５０Ｈｚ）の抵抗溶接機を用いて抵抗スポット溶接を行い、抵抗スポット溶接継手を作製した。なお、使用した一対の電極チップは、ともに先端の曲率半径Ｒ４０、先端径６ｍｍを有するアルミナ分散銅のＤＲ型電極とした。溶接条件は、はじめに、加圧力を３５００Ｎ、通電時間は１８サイクル、ホールド時間は１サイクルとし、各溶融亜鉛めっき鋼板において、チリが発生する電流値を求めたのちに、その電流値から０．１ｋＡ低下させた電流値で再試験を実施して、表面に割れが発生しているかをマイクロスコープにて確認した。表面割れ（表面割れとはナゲットの中心を円の中心としてその直径7ｍｍ以内に、き裂が生成していること場合に表面割れありと定義する。ここで云うき裂とは長さが１００μｍ以上の大きさのき裂を指す。）が存在した溶融亜鉛めっき鋼板を「×」、存在していない溶融亜鉛めっき鋼板を「○」とした。

鋼板のフェライト、マルテンサイト、パーライト、未再結晶フェライトの体積率は、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１／４厚み位置を観察し、ポイントカウント法（ＡＳＴＭ Ｅ５６２−８３（１９８８）に準拠）により、面積率を測定し、その面積率を体積率とした。フェライトおよびマルテンサイトの平均結晶粒径は、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて、鋼組織写真から予め各々のフェライトおよびマルテンサイト結晶粒を識別しておいた写真を取り込むことで各相の面積が算出可能であり、その円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。マルテンサイトのアスペクト比については、上記写真をもとに各粒でのアスペクト比を求め、それらを平均して求めた。

また、残部組織も確認し、結果を表３に示した。

また、Ｎｂ系析出物の平均粒径の測定方法は、得られた鋼板の表面から１／４厚みの位置から作製した薄膜を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で１０視野観察し（写真引伸で倍率：５０００００倍）、析出物の平均粒径を求めた。各々の析出物の粒径は、析出物が球状形状の場合はその直径を粒径とし、また、析出物が楕円形の場合は、析出物の長軸ａと、長軸に直行する方向の短軸を測定し、長軸ａと短軸ｂとの積ａ×ｂの平方根を粒径とした。１０視野で観察された各々の析出物の粒径を加算し、析出物の個数で除した値を炭化物の平均粒径とした。

測定した引張特性、穴広げ率、スポット溶接性、鋼組織の測定結果を表３に示す。

表３に示す結果から、本発明例はいずれも降伏比が７０％以上、引張強さが５９０ＭＰａ以上、伸びが２８％以上、穴広げ率が６０％以上およびスポット溶接時の表面割れを生じないことが確認された。一方、比較例は、鋼組織や成分組成が本発明範囲を満足せず、その結果、引張強さ、降伏比、伸び、穴広げ率、スポット溶接性の少なくとも１つの特性が劣る。

Claims (12)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０５〜０．１１％、
   Ｓｉ：０．６０％以下、
   Ｍｎ：１．５０〜２．１０％、
   Ｐ：０．０５％以下、
   Ｓ：０．００５％以下、
   Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
   Ｎ：０．０１０％以下、
   Ｔｉ：０．００５〜０．０７％、
   Ｎｂ：０．０１〜０．１０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
   体積率で、フェライトを７５〜９５％、マルテンサイトを３〜１５％、パーライトを０．５〜１０％、未再結晶フェライトを１０％以下含み、残部が５．０％未満の低温生成相からなり、前記フェライトの平均結晶粒径が６μｍ以下であり、前記マルテンサイトの平均結晶粒径が３μｍ以下かつ平均アスペクト比が４．０以下であり、平均粒径が０．１０μｍ以下のＮｂ系析出物を含有する鋼組織と、を有し、
   引張強さが５９０ＭＰａ以上であることを特徴とする薄鋼板。
2. 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｖ：０．１０％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の薄鋼板。
3. 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：０．００５％以下から選択される一種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の薄鋼板。
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又は合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項４に記載のめっき鋼板。
6. 請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、仕上げ圧延の最終パスの圧下率が１２％以上、該最終パスの前のパスの圧下率が１５％以上、仕上げ圧延終了温度が８５０〜９５０℃の条件で熱間圧延し、該熱間圧延後、冷却停止温度までの第１平均冷却速度が７５℃／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７５℃／s未満の条件で２次冷却をし、４５０〜６５０℃の巻取温度で巻き取ることを特徴とする請求項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。
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、冷間圧延することを特徴とする冷延フルハード鋼板の製造方法。
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℃以上の温度域の露点を−４０℃以下とし、最高到達温度が７３０〜９００℃の条件で加熱し、該最高到達温度で１５〜６００ｓ保持し、該保持後、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ことを特徴とする薄鋼板の製造方法。
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、冷却することを特徴とする熱処理板の製造方法。
10. 請求項９に記載の製造方法で得られた熱処理板を、６００℃以上の温度域の露点を−４０℃以下とし、最高到達温度が７３０〜９００℃の条件で加熱し、該最高到達温度で１５〜６００ｓ保持し、該保持後、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ことを特徴とする薄鋼板の製造方法。
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ことを特徴とするめっき鋼板の製造方法。
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ことを特徴とする請求項１１に記載のめっき鋼板の製造方法。