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WO2017169560A1 - 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

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 Download PDF

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WO2017169560A1
WO2017169560A1 PCT/JP2017/008956 JP2017008956W WO2017169560A1 WO 2017169560 A1 WO2017169560 A1 WO 2017169560A1 JP 2017008956 W JP2017008956 W JP 2017008956W WO 2017169560 A1 WO2017169560 A1 WO 2017169560A1
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WO
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less
rolling
temperature
steel plate
steel sheet
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PCT/JP2017/008956
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English (en)
French (fr)
Inventor
秀和 南
船川　義正
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
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Publication date
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    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y10T428/12972—Containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]

Definitions

  • the present invention relates to a thin steel plate and a plated steel plate, a hot rolled steel plate manufacturing method, a cold rolled full hard steel plate manufacturing method, a thin steel plate manufacturing method, and a plated steel plate manufacturing method.
  • Cold-rolled steel sheets are used as materials for a wide variety of structures because of their good formability. Usually, a cold-rolled steel sheet is made into a three-dimensional structure by press forming. Furthermore, since the three-dimensional structures are often joined to form a complicated three-dimensional structure, the cold-rolled steel sheet is required to have excellent workability.
  • Patent Document 1 As a cold-rolled steel sheet having excellent workability, for example, in Patent Document 1, the amount of C, Mn, Al, and N is reduced, and after cold rolling at a rolling rate of 50% or more, the cooling conditions and excess after annealing are described. A high workability cold-rolled steel sheet obtained by a production method that regulates aging conditions and a temper rolling ratio has been proposed.
  • Patent Document 2 discloses a cold-rolled steel sheet having excellent workability by continuously casting steel with C, Mn, S, O, and B under specified conditions, followed by hot rolling, cold rolling, and continuous annealing. A method of manufacturing is disclosed.
  • Patent Document 3 discloses a cold-rolled steel sheet having excellent workability by rapidly heating and rapidly cooling a steel in which C, Si, Mn, P, Al, and N are specified during continuous annealing after hot rolling and cold rolling. The manufacturing technology is disclosed.
  • the present invention has been developed in view of such circumstances, has a tensile strength (TS) of 340 MPa or more, is excellent in workability, is excellent in YP in-plane anisotropy, and is excellent in surface properties. It aims at providing a steel plate, a plated steel plate, and a manufacturing method thereof, and also provides a manufacturing method of a hot-rolled steel plate and a manufacturing method of a cold-rolled full hard steel plate necessary for obtaining the thin steel plate and the plated steel plate. Also aimed.
  • TS tensile strength
  • excellent workability means that the value of TS ⁇ El (E1 indicates total elongation) is 13000 MPa ⁇ % or more. Also, being excellent in YP in-plane anisotropy means that the value of
  • is obtained by the following equation (1).
  • ⁇ YP ⁇ (YPL-2 ⁇ YPD + YPC) / 2 (1)
  • YPL, YPD and YPC are respectively the rolling direction (L direction) of the steel plate, the 45 ° direction (D direction) with respect to the rolling direction of the steel plate, and the direction perpendicular to the rolling direction of the steel plate (C direction). It is a value of YP measured by performing a tensile test at a crosshead speed of 10 mm / min using a JIS No. 5 test piece taken from the direction in accordance with the provisions of JIS Z 2241 (2011).
  • Scale defects per 100 coils scale defects are the scales remaining at the time of descaling in the hot rolling process, and remain in the processes after the subsequent finish rolling, thereby reducing the surface quality.
  • the length generation rate of a defect such as a red scale or a bite scale is 0.8% or less.
  • the inventors have made extensive studies to obtain a thin steel sheet having a TS of 340 MPa or more, excellent workability, excellent YP in-plane anisotropy, and excellent surface properties, and a method for producing the same. However, I found the following.
  • the surface property of the steel sheet can be improved by adding a certain amount or more of P and S having excellent descaling properties.
  • the in-plane anisotropy of YP can be reduced by controlling the temperature increase rate in the recrystallization temperature region during the temperature increase during cold rolling and annealing and controlling the recrystallization texture of ferrite.
  • the ductility can be improved by appropriately controlling the overaging temperature and controlling the cementite to be grain boundary precipitation of ferrite.
  • the present invention has been made based on the above findings. That is, the gist configuration of the present invention is as follows.
  • the texture of the ferrite is a steel structure having an inverse strength ratio of ⁇ -fiber to ⁇ -fiber of 0.8 to 7.0.
  • a thin steel plate having a tensile strength of 340 MPa or more.
  • the component composition further includes, by mass%, Ti: 0.001% to 0.100%, Nb: 0.001% to 0.100%, V: 0.001% to 0.100.
  • a steel slab having the composition described in [1] or [2] is heated and subjected to rough rolling.
  • the finish rolling entry side temperature is set to 1020 ° C. or higher and 1180 ° C. or lower, and finish rolling.
  • Hot rolling under the conditions that the rolling reduction of the final pass is 5% or more and 15% or less, the rolling reduction of the pass before the final pass is 15% or more and 25% or less, and the finish rolling exit temperature is 800 ° C. or more and 1000 ° C. or less.
  • the steel sheet is cooled at an average cooling rate of 5 ° C./s or more and 90 ° C./s or less to the coiling temperature, and is wound at a coiling temperature of 400 ° C. or more and 800 ° C. or less.
  • the cold-rolled full hard steel plate obtained by the production method according to [5] has a dew point of ⁇ 40 ° C. or lower in a temperature range of 600 ° C. or higher, and a temperature from 450 ° C. to T1 temperature ⁇ Heat to a temperature of 10 ° C at an average heating rate of 50 ° C / s or less, then hold in a temperature range of T1 to T2 temperature, cool to overaging temperature, and then over-age at a temperature of 300 ° C to 550 ° C A method for manufacturing a thin steel sheet.
  • T1 temperature (° C.) 735 + 29 ⁇ [% Si] -21 ⁇ [% Mn] + 17 ⁇ [% Cr]
  • T2 temperature (° C.) 960 ⁇ 203 ⁇ [% C] 1/2 + 45 ⁇ [% Si] ⁇ 30 ⁇ [% Mn] + 150 ⁇ [% Al] ⁇ 20 ⁇ [% Cu] + 11 ⁇ [% Cr] +350 ⁇ [% Ti] + 104 ⁇ [% V] It is.
  • [% X] is the content (mass%) of the component element X of the steel sheet, and 0 when not included.
  • the dew point in the temperature range of 600 ° C. or higher is set to ⁇ 40 ° C. or lower, and the cold rolled full hard steel plate obtained by the manufacturing method according to [5] is 600 ° C. or higher and 750 ° C. or lower.
  • the thin steel plate and plated steel plate obtained by the present invention have TS of 340 MPa or more, excellent workability, excellent in-plane anisotropy of YP, and excellent surface properties.
  • the thin steel plate and the plated steel plate of the present invention can improve fuel consumption by reducing the weight of the vehicle body when applied to, for example, an automobile structural member, and the industrial utility value is extremely large.
  • the manufacturing method of the hot-rolled steel sheet of the present invention and the manufacturing method of the cold-rolled full hard steel sheet are as described above for the thin steel sheet and the plated steel sheet as the intermediate product manufacturing method for obtaining the excellent thin steel sheet and the plated steel sheet. Contributes to improved characteristics.
  • the present invention is a thin steel plate and a plated steel plate, a method for producing a hot-rolled steel plate, a method for producing a cold-rolled full hard steel plate, a method for producing a thin steel plate, and a method for producing a plated steel plate.
  • the thin steel plate of the present invention is also an intermediate product for obtaining the plated steel plate of the present invention.
  • the plated steel sheet of the present invention starts from a steel material such as a slab, and becomes a plated steel sheet through a manufacturing process that becomes a hot-rolled steel sheet, a cold-rolled full hard steel sheet, and a thin steel sheet.
  • the thin steel plate of the present invention is a thin steel plate in the above process.
  • the manufacturing method of the hot-rolled steel sheet of the present invention is a manufacturing method until obtaining the hot-rolled steel sheet in the above process.
  • the method for producing a cold-rolled full hard steel plate according to the present invention is a method for obtaining a cold-rolled full hard steel plate from a hot-rolled steel plate in the above process.
  • the method for producing a thin steel plate according to the present invention is a method for obtaining a thin steel plate from a cold-rolled full hard steel plate in the above process.
  • the method for producing a plated steel sheet according to the present invention is a process for obtaining a plated steel sheet from a thin steel sheet in the above process.
  • the component compositions of hot-rolled steel sheet, cold-rolled full hard steel sheet, thin steel sheet, and plated steel sheet are common, and the steel structures of thin steel sheet and plated steel sheet are common.
  • a thin steel plate, a plated steel plate, and a manufacturing method are common.
  • the thin steel sheet and the like of the present invention are in mass%, C: 0.010% or more and 0.150% or less, Si: 0.20% or less, Mn: 1.00% or less, P: 0.100% or less, S : 0.0500% or less, Al: 0.001% or more and 0.100% or less, N: 0.0100% or less, 0.002% ⁇ [% P] + [% S] ⁇ 0.070% ([% M] represents the content (mass%) of M element in steel), and the balance has a component composition consisting of Fe and inevitable impurities.
  • the above component composition is further in terms of mass%, Ti: 0.001% to 0.100%, Nb: 0.001% to 0.100%, V: 0.001% to 0.100%
  • B 0.0001% to 0.0050%
  • Cr 0.01% to 1.00%
  • Mo 0.01% to 0.50%
  • Cu 0.01% to 1.
  • Zr 0.001% to 0.020% or less
  • REM may contain at least one element selected from among 0.0001% to 0.0200% or less.
  • % representing the content of a component means “mass%”.
  • C 0.010% or more and 0.150% or less C forms cementite in steel or exists in a solid solution state.
  • the C content is 0.010% or more.
  • it is 0.030% or more.
  • the C content exceeds 0.150%, the amount of cementite increases, so that the number of void generation sites at the interface between cementite and ferrite during processing increases, and the elongation of the steel sheet decreases.
  • C content shall be 0.150% or less.
  • it is 0.130% or less, More preferably, it is 0.120% or less.
  • Si 0.20% or less
  • Si is an element that suppresses the formation of cementite, and also suppresses the cementitization of C. For this reason, when the Si content exceeds 0.20%, control of the precipitation position of cementite is lost, and there is a possibility that cementite is likely to come out in the ferrite grains. Moreover, when Si content exceeds 0.20%, descaling property and pickling property (descaling property) will fall, and surface properties will deteriorate. Therefore, the Si content is 0.20% or less. Preferably it is 0.10% or less, More preferably, it is 0.05% or less. In the present invention, the Si content is usually 0.01% or more.
  • Mn 1.00% or less Mn does not form a compound with C, but attracts each other in the steel to suppress the diffusion of C. For this reason, the generation of cementite at the grain boundaries is suppressed by the Mn content, and the workability deteriorates. Therefore, in the present invention, it is desirable to reduce the Mn content, similar to Si. Therefore, the Mn content is 1.00% or less. Preferably it is 0.80% or less, More preferably, it is 0.70% or less. In the present invention, the Mn content is usually 0.10% or more.
  • P 0.100% or less P is segregated at the ferrite grain boundary and suppresses precipitation of cementite at the ferrite grain boundary, resulting in deterioration of workability.
  • the P content is 0.100% or less.
  • it is 0.060% or less, More preferably, it is 0.050% or less, More preferably, it is 0.040% or less.
  • the P content is usually 0.001% or more, preferably 0.003% or more.
  • S 0.0500% or less
  • S is an element that forms MnS by combining with Mn in the present invention.
  • the S content is set to 0.0500% or less.
  • the S content is usually 0.0010% or more.
  • Al 0.001% or more and 0.100% or less
  • Al is an important element in the present invention. Al itself does not generate carbides, but it expels C from the ferrite grains and promotes the formation of cementite at the grain boundaries. In order to obtain this effect, it is necessary to contain at least 0.001% Al. Preferably it is 0.005% or more. Thereby, workability improves. However, if the Al content exceeds 0.100%, it combines with fine AlN and O (oxygen), which is an inevitable impurity, to produce fine oxides and finer ferrite grains. To do. Therefore, the Al content is 0.100% or less. Therefore, the Al content is within the range of 0.001% to 0.100%. The preferable Al content for the lower limit is 0.005% or more, and the preferable Al content for the upper limit is 0.100% or less, more preferably 0.070% or less.
  • N 0.0100% or less N combines with Al to form AlN. Further, when B is added, BN is formed. If the N content is large, a large amount of nitride is generated to inhibit the growth of ferrite grains, resulting in fine ferrite grains and deterioration in workability. Therefore, in the present invention, the N content is 0.0100% or less. Preferably it is 0.0080% or less, More preferably, it is 0.0070% or less. In the present invention, the N content is usually 0.0010% or more.
  • the thin steel sheet and the like of the present invention are further in mass%, Ti: 0.001% to 0.100%, Nb: 0.001% to 0.100%, V: 0.001% to 0.100%, B: 0.0001% to 0.0050%, Cr: 0.01% to 1.00%, Mo: 0.01% to 0.50%, Cu: 0.01% to 1.00%, Ni: 0.01% to 1.00%, As: 0.001% to 0.500%, Sb: 0.001% to 0.200% Hereinafter, Sn: 0.001% to 0.200%, Ta: 0.001% to 0.100%, Ca: 0.0001% to 0.0200%, Mg: 0.0001% to 0.000.
  • Ti is an element effective for fixing N that causes aging deterioration as TiN. This effect is obtained by making the Ti content 0.001% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.100%, TiC is excessively generated in the hot rolling stage, and the amount of carbide generated in the ferrite grains is increased. As a result, deformation of the ferrite is suppressed, and processing Sexuality decreases. Therefore, when Ti is added, its content is in the range of 0.001% or more and 0.100% or less, and the preferable content for the lower limit is 0.005% or more. A preferable content of the upper limit is 0.050% or less.
  • Nb increases the strength by forming fine precipitates during hot rolling or annealing. Moreover, the grain size at the time of hot rolling is refined, and at the time of cold rolling and subsequent annealing, recrystallization of ferrite that contributes to reduction of in-plane anisotropy of YP is promoted. In order to obtain such an effect, the Nb content needs to be 0.001% or more. On the other hand, when the Nb content exceeds 0.100%, composite precipitates such as Nb- (C, N) are excessively generated, and the amount of carbide generated in the ferrite grains increases, resulting in ferrite. Deformation is suppressed and workability is reduced. Therefore, when Nb is added, its content is in the range of 0.001% to 0.100%. A preferable Nb content for the lower limit is 0.005% or more. A preferable Nb content for the upper limit is 0.050% or less.
  • V can increase the strength of steel by forming carbides, nitrides or carbonitrides. In order to acquire such an effect, it is necessary to make V content 0.001% or more. On the other hand, when the V content is too large, TiC is excessively generated in the hot rolling stage, and the amount of carbide generated in the ferrite grains is increased. As a result, the deformation of the ferrite is suppressed and the workability is lowered. Therefore, when V is added, the content is within the range of 0.001% to 0.100%.
  • a preferable V content for the lower limit is 0.005% or more, and more preferably 0.010% or more.
  • a preferable V content for the upper limit is 0.080% or less, and more preferably 0.070% or less.
  • B can combine with N to form BN and suppress precipitation of fine AlN. Further, since BN precipitates with MnS as a nucleus, the amount of fine MnS can be reduced, and as a result, ferrite grain growth can be promoted.
  • the addition effect is obtained when the B content is 0.0001% or more. However, when the B content exceeds 0.0050%, excess B segregates at the ferrite grain boundaries, and precipitation of cementite at the ferrite grain boundaries is suppressed by the solid solution B, so that workability deteriorates. From the above, the B content is set to 0.0050% or less.
  • Cr is an element effective for strengthening steel as a solid solution strengthening element, and in order to obtain such an effect, the Cr content needs to be 0.01% or more. On the other hand, even if the Cr content exceeds 1.00%, it is difficult to obtain further effects, and the plating property is hindered to cause non-plating defects. Therefore, when adding Cr, the content is made 0.01% to 1.00%.
  • Mo is an element effective for strengthening steel without impairing chemical conversion properties and plating properties. This effect can be obtained by setting the Mo content to 0.01% or more. However, even if the Mo content exceeds 0.50%, coarse carbides are formed and ductility is reduced. In addition, inclusions are increased, causing defects on the surface and inside, and the ductility is greatly reduced. To do. Therefore, the Mo content is in the range of 0.01% to 0.50%.
  • Cu is an element effective for strengthening steel as a solid solution strengthening element. To obtain such effects, the Cu content needs to be 0.01% or more. On the other hand, if the Cu content exceeds 1.00%, surface cracks may occur during hot rolling, and inclusions and the like increase to cause defects on the surface and inside, resulting in a significant decrease in ductility. Therefore, when adding Cu, the content is made 0.01% or more and 1.00% or less.
  • Ni contributes to high strength by solid solution strengthening. In order to acquire this effect, 0.01% or more of content is required. On the other hand, when Ni is added excessively, there is a risk of surface layer cracking during hot rolling, and an increase in inclusions and the like causes defects on the surface and inside, resulting in a significant decrease in ductility. Therefore, when it contains Ni, the content shall be 0.01% or more and 1.00% or less of range. The Ni content is preferably 0.50% or less.
  • Sb and Sn are added as necessary from the viewpoint of suppressing decarburization in the region of several tens of ⁇ m from the steel plate surface to the plate thickness direction caused by nitriding or oxidation of the steel plate surface. Suppressing such nitriding and oxidation is effective for improving the surface properties.
  • the content needs to be 0.001% or more.
  • the toughness is lowered. Therefore, when adding Sb and Sn, the content shall be in the range of 0.001% or more and 0.200% or less, respectively.
  • Ta like Ti and Nb, generates alloy carbide and alloy carbonitride and contributes to high strength.
  • Ta partially dissolves in Nb carbides and Nb carbonitrides to form composite precipitates such as (Nb, Ta) (C, N), thereby significantly suppressing the coarsening of the precipitates. Therefore, it is considered that there is an effect of stabilizing the contribution rate to the strength improvement of the steel sheet by precipitation strengthening. Therefore, it is preferable to contain Ta.
  • the effect of stabilizing the precipitate described above can be obtained by setting the content of Ta to 0.001% or more.
  • the inclusions and the like increase, causing defects on the surface and inside, and the ductility is greatly reduced. Therefore, when Ta is added, the content is within the range of 0.001% to 0.100%.
  • Ca and Mg are elements used for deoxidation, and are effective elements for spheroidizing the shape of the sulfide and improving the adverse effect of the sulfide on ductility, particularly local ductility.
  • it is necessary to contain 0.0001% or more of at least one element.
  • the content of at least one element of Ca and Mg exceeds 0.0200%, inclusions and the like increase, causing defects on the surface and inside, and ductility is greatly reduced. Therefore, when adding Ca and Mg, the content is made 0.0001% or more and 0.0200% or less, respectively.
  • Zn, Co, and Zr are all effective elements for improving corrosion resistance. In order to obtain this effect, it is necessary to contain 0.001% or more of at least one element. However, if the content of at least one element of Zn, Co and Zr exceeds 0.020%, it segregates at the grain boundary and inhibits precipitation of cementite at the grain boundary. Therefore, when adding Zn, Co, and Zr, the content is 0.001% or more and 0.020% or less, respectively.
  • REM is an element effective for improving corrosion resistance. In order to acquire this effect, 0.0001% or more of content is required. However, if the content of REM exceeds 0.0200%, it segregates at the grain boundary and inhibits precipitation of cementite at the grain boundary. Therefore, when adding REM, the content is made 0.0001% or more and 0.0200% or less.
  • the balance other than the above components is Fe and inevitable impurities.
  • the said arbitrary component when content is less than a lower limit, in order not to impair the effect of this invention, when these optional elements are included less than a lower limit, these arbitrary elements are made into an unavoidable impurity. Shall be included.
  • the above component composition is 0.002% ⁇ [% P] + [% S] ⁇ 0.070% (where [% M] represents the content (mass%) of M element in steel). Need to be satisfied.
  • P and S have a melting point of the subscale composition due to a change in composition of the subscale (FeO / FeS / P 2 O 5 ) generated at the interface between the scale and the ground iron when the scale is generated in the hot rolling stage. It is possible to reduce, and to improve descaling property and pickling property (descaling property) in the pickling process. In order to obtain such an effect, it is necessary to contain 0.002% or more in total of the P amount and the S amount.
  • the total amount of P and S is 0.002% or more and 0.070% or less.
  • the lower limit is preferably 0.003% ⁇ [% P] + [% S].
  • the upper limit is preferably [% P] + [% S] ⁇ 0.060%, more preferably [% P] + [% S] ⁇ 0.055%.
  • the average crystal grain size of ferrite is 5 ⁇ m or more and 25 ⁇ m or less, 40% or more of cementite is precipitated at the ferrite grain boundary, and the ferrite texture is ⁇ with respect to ⁇ -fiber.
  • the inverse strength ratio of the fiber is 0.8 or more and 7.0 or less.
  • Average crystal grain size of ferrite 5 ⁇ m or more and 25 ⁇ m or less
  • the average ferrite crystal grain size shall be 5 micrometers or more.
  • it is 8 ⁇ m or more.
  • the thickness is set to 25 ⁇ m or less. From the viewpoint of obtaining desired characteristics, it is preferably 23 ⁇ m or less.
  • the average crystal grain size of ferrite was calculated as follows. That is, the position of 1 ⁇ 4 thickness from the surface of the plate thickness section parallel to the rolling direction is set as the observation position, the steel plate is observed with an optical microscope at a magnification of about 50 times, and the Adobe Photoshop is used within the observation field.
  • the average area of the ferrite was calculated by dividing the total area of the ferrite by the number of ferrite. A value obtained by multiplying the calculated average area by a power of 2 is defined as the average crystal grain size of ferrite.
  • cementite 40% or more is precipitated at ferrite grain boundaries
  • the precipitation position of cementite is important. By arranging cementite at the ferrite grain boundaries, the amount of fine cementite present in the grains can be reduced, and deformation of the ferrite grains can be promoted. If the amount of cementite at the ferrite grain boundary is less than 40% of the total cementite, deformation of ferrite is suppressed by the fine cementite in the ferrite grains, and workability is lowered. For this reason, 40% or more of the cementite precipitation positions need to be ferrite grain boundaries. Preferably it is 45% or more.
  • the amount of cementite precipitated at the ferrite grain boundaries can be determined from the cross-sectional structure as follows.
  • the steel structure is observed with a 1/4 thickness position of the thickness cross section parallel to the rolling direction as the observation position.
  • Cementite is revealed with a Picral corrosive solution after mirror polishing, and then observed with an optical microscope (500 times).
  • the ratio of the area of cementite existing at the ferrite grain boundary to the total cementite area is defined as the ratio of cementite existing at the grain boundary.
  • the microscopic image obtained above when it seems that it exists in a grain boundary, when it seems that it exists in a grain boundary, it seems to touch a grain boundary. Including all cases.
  • Inverse strength ratio of ⁇ -fiber to ⁇ -fiber of ferrite texture 0.8 to 7.0
  • ⁇ -fiber is a fiber texture whose ⁇ 110> axis is parallel to the rolling direction, and ⁇ - The fiber is a fiber texture in which the ⁇ 111> axis is parallel to the normal direction of the rolling surface.
  • the body-centered cubic metal is characterized in that ⁇ -fiber and ⁇ -fiber are strongly developed by rolling deformation, and a texture belonging to them is formed even when annealed.
  • the texture when the inverse strength ratio of ⁇ -fiber to ⁇ -fiber of the ferrite texture exceeds 7.0, the texture is oriented in a specific direction of the steel sheet, and in-plane anisotropy of mechanical properties, particularly The in-plane anisotropy of YP increases.
  • the in-plane anisotropy of the mechanical characteristics, particularly the in-plane anisotropy of YP is increased.
  • the inverse strength ratio of ⁇ -fiber to ⁇ -fiber of the ferrite texture is 0.8 or more and 7.0 or less, and the above-mentioned strength ratio that is preferable for the lower limit is 2.0 or more, more preferably 2.5 or more. It is.
  • the preferred intensity ratio for the upper limit is 6.5 or less.
  • the inverse strength ratio of ⁇ -fiber to ⁇ -fiber of the ferrite texture is determined by wet polishing and buffing using a colloidal silica solution on the plate thickness section (L section) parallel to the rolling direction of the steel sheet. After smoothing, 0.1 vol. Corrosion with% nital reduces the unevenness of the sample surface as much as possible and completely removes the work-affected layer, and then the plate thickness 1/4 position (1/4 of the plate thickness in the depth direction from the steel plate surface) The crystal orientation was measured using SEM-EBSD (Electron Back-Scatter Diffraction; electron beam backscatter diffraction) method, and the obtained data was converted into ferrite using OIM Analysis from AMETEK EDAX. The inverse intensity ratio of ⁇ -fiber and ⁇ -fiber can be calculated.
  • the steel structure necessary for obtaining the effects of the present invention is as described above, but in the present invention, usually the ferrite contains 50% or more of ferrite and 5% or more and 40% or less of cementite. Moreover, you may include another phase in the range which does not impair the effect of this invention.
  • ⁇ Thin steel plate> The component composition and steel structure of the thin steel sheet are as described above. Moreover, although the thickness of a thin steel plate is not specifically limited, Usually, it is 0.3 mm or more and 2.8 mm or less.
  • the plated steel sheet of the present invention is a plated steel sheet provided with a plating layer on the thin steel sheet of the present invention.
  • the kind of plating layer is not specifically limited, For example, either a hot dipping layer and an electroplating layer may be sufficient.
  • the plating layer may be an alloyed plating layer.
  • the plated layer is preferably a galvanized layer.
  • the galvanized layer may contain Al or Mg. Further, hot dip zinc-aluminum-magnesium alloy plating (Zn—Al—Mg plating layer) is also preferable.
  • the Al content is 1% by mass or more and 22% by mass or less
  • the Mg content is 0.1% by mass or more and 10% by mass or less
  • the balance is Zn.
  • the Zn—Al—Mg plating layer in addition to Zn, Al, and Mg, one or more selected from Si, Ni, Ce, and La may be contained in a total amount of 1% by mass or less.
  • a plating metal is not specifically limited, Al plating etc. may be sufficient besides the above Zn plating.
  • Al plating etc. may be sufficient besides the above Zn plating.
  • the composition of the plating layer is not particularly limited and may be a general one.
  • a hot-dip galvanized layer or an alloyed hot-dip galvanized layer generally, Fe: 20% by mass or less, Al: 0.001% by mass to 1.0% by mass, and further, Pb, One or more selected from Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, and REM in total 0 to 3.5% by mass It is contained below, and the balance is composed of Zn and inevitable impurities.
  • a hot dip galvanized layer having a plating adhesion amount of 20 to 80 g / m 2 per side, and an alloyed hot dip galvanized layer obtained by alloying this.
  • the Fe content in the plated layer is less than 7% by mass.
  • the Fe content in the plated layer is 7 to 20% by mass. %.
  • a steel slab having the above composition is heated, the rolling reduction of the final pass of finish rolling is 5% or more and 15% or less, and the rolling reduction of the pass before the final pass is 15. % To 25%, hot rolling at a finish rolling inlet temperature of 1020 ° C. to 1180 ° C., and a finish rolling outlet temperature of 800 ° C. to 1000 ° C., and after the hot rolling, average up to the coiling temperature
  • the temperature is the steel sheet surface temperature unless otherwise specified.
  • the steel sheet surface temperature can be measured using a radiation thermometer or the like.
  • the melting method of the steel material is not particularly limited, and any known melting method such as a converter or an electric furnace is suitable.
  • a casting method is not particularly limited, but a continuous casting method is preferable.
  • the steel slab (slab) is preferably produced by a continuous casting method in order to prevent macro segregation, but can also be produced by an ingot-making method or a thin slab casting method.
  • the steel slab is not cooled to room temperature. Energy-saving processes such as direct feed rolling and direct rolling that are rolled immediately after application can also be applied without problems.
  • the slab is made into a sheet bar by rough rolling under normal conditions.
  • the sheet is heated using a bar heater before finishing rolling in order to prevent problems during hot rolling. It is preferred to heat the bar.
  • hot-rolling a slab it may be hot-rolled after reheating the slab in a heating furnace, or may be subjected to hot-rolling after being heated in a heating furnace at 1250 ° C. or higher for a short time.
  • Hot rolling is performed on the steel material (slab) obtained as described above.
  • This hot rolling may be rough rolling and finish rolling, or only rolling with rough rolling omitted, but in any case, the final rolling reduction ratio and the final rolling reduction ratio
  • the finish rolling entry temperature and the finish rolling exit temperature are important.
  • the rolling reduction of the final pass of finish rolling is 5% or more and 15% or less.
  • the rolling reduction of the pass before the final pass is 15% or more and 25% or less.
  • the reduction rate of the pass before the final pass is determined by the reduction of the final pass. Since the average crystal grain diameter of ferrite, the dispersion state of cementite, and the texture can be appropriately controlled by setting the ratio to the ratio or more, it is very important.
  • the rolling reduction in the final pass of the finish rolling is less than 5%, the crystal grain size of ferrite during hot rolling becomes coarse. As a result, the crystal grain size during cold rolling and subsequent annealing becomes coarse and the strength decreases.
  • the rolling reduction of the final pass of finish rolling is set to 5% or more and 15% or less.
  • the rolling reduction ratio before the final pass is less than 15%, even if very coarse austenite grains are rolled in the final pass, the so-called mixed grains in which the grain sizes of ferrite grains generated during cooling after the final pass are not uniform. As a result, grains having a specific orientation grow during recrystallization annealing, so that the in-plane anisotropy of YP increases.
  • the rolling reduction ratio of the pass before the final pass exceeds 25%, the crystal grain size of the ferrite at the time of hot rolling becomes finer, and the crystal grain size at the time of cold rolling and subsequent annealing becomes finer. Rises.
  • the rolling reduction of the pass before the final pass of finish rolling is 15% or more and 25% or less.
  • Finishing rolling entry temperature is 1020 ° C or higher and 1180 ° C
  • the heated steel slab is hot-rolled by rough rolling and finish rolling to form a hot-rolled steel sheet.
  • the finish rolling entry temperature exceeds 1180 ° C.
  • the amount of oxide (scale) generated increases rapidly, the interface between the base iron and the oxide becomes rough, and scale peeling occurs during descaling or pickling.
  • the surface quality after annealing deteriorates.
  • the ductility is adversely affected.
  • the finish rolling entry temperature is less than 1020 ° C.
  • the finish rolling temperature after finish rolling decreases, the rolling load during hot rolling increases and the rolling load increases, and the austenite is in an unrecrystallized state.
  • the ductility itself is also reduced. Therefore, it is necessary to set the finish rolling entry temperature of hot rolling to 1020 ° C. or higher and 1180 ° C. or lower.
  • it is set to 1020 ° C. or higher and 1160 ° C. or lower.
  • Finishing rolling delivery temperature 800 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower
  • the heated steel slab is hot rolled by rough rolling and finish rolling to become a hot rolled steel plate.
  • the finish rolling exit temperature exceeds 1000 ° C.
  • the amount of oxide (scale) generated increases sharply, the interface between the iron and the oxide becomes rough, and scale peeling occurs during descaling and pickling.
  • the surface quality after annealing deteriorates.
  • the ductility is adversely affected.
  • the crystal grain size becomes excessively coarse, and the surface of the pressed product may be roughened during processing.
  • the finish rolling outlet temperature is less than 800 ° C.
  • the rolling load increases and the rolling load increases, or the austenite increases in a non-recrystallized state, an abnormal texture develops, and the final product
  • the in-plane anisotropy becomes remarkable, and not only the uniformity of the material and the material stability are impaired, but also the ductility itself is lowered.
  • the finish rolling exit temperature is less than 800 ° C.
  • the formation of a band-like structure is remarkably increased, and this remains even after annealing, leading to a decrease in workability. Therefore, it is necessary to set the finish rolling outlet temperature of hot rolling to 800 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower.
  • the preferable range of the finish rolling outlet temperature is 820 ° C. or more.
  • the preferable range of finish rolling exit side temperature is 950 degrees C or less.
  • this hot rolling is good also as rolling only by finish rolling which abbreviate
  • Average cooling rate from finish rolling to coiling temperature 5 ° C / s or more and 90 ° C / s or less Crystal grain size of phases in hot-rolled steel sheet by appropriately controlling the average cooling rate from finish rolling to coiling temperature
  • the texture after the subsequent cold rolling and annealing can be increased in the ⁇ 111 ⁇ // ND orientation.
  • the average cooling rate from finish rolling to winding exceeds 90 ° C./s, the plate shape is remarkably deteriorated, and subsequent cold rolling or annealing (heating after cold rolling, cooling treatment) Cause trouble.
  • the average cooling rate from the finish rolling to the coiling temperature is 5 ° C./s or more and 90 ° C./s or less
  • the preferable average cooling rate for the lower limit is 7 ° C./s or more, more preferably 9 ° C./s or more. is there.
  • a preferable average cooling rate for the upper limit is 60 ° C./s or less, more preferably 50 ° C./s or less.
  • Winding temperature 400 ° C. or higher and 800 ° C. or lower
  • the coiling temperature after hot rolling is less than 400 ° C.
  • precipitation of nitride in the hot rolled sheet is suppressed, and fine precipitation occurs during annealing after cold rolling, thereby suppressing ferrite grain growth. . Therefore, the coiling temperature after hot rolling needs to be 400 ° C. or higher and 800 ° C. or lower.
  • a preferable coiling temperature for the lower limit is 500 ° C. or higher, more preferably 540 ° C. or higher.
  • a preferable coiling temperature for the upper limit is 750 ° C. or lower, more preferably 750 ° C. or lower.
  • rough rolling sheets may be joined together during hot rolling to continuously perform finish rolling. Moreover, you may wind up a rough rolling board once. Moreover, in order to reduce the rolling load during hot rolling, part or all of the finish rolling may be lubricated rolling. Performing lubrication rolling is also effective from the viewpoint of uniform steel plate shape and uniform material. In addition, it is preferable to make the friction coefficient at the time of lubrication rolling into the range of 0.10 or more and 0.25 or less.
  • the steel sheet After the winding, the steel sheet is cooled by air cooling or the like, and used for manufacturing the following cold-rolled full hard steel sheet.
  • a hot-rolled steel plate becomes a transaction object as an intermediate product, it is normally a transaction object in a cooled state after winding.
  • the method for producing a cold-rolled full hard steel sheet of the present invention includes pickling the hot-rolled steel sheet, setting the cold rolling reduction ratio to 55% or more, and further reducing the rolling reduction of the final pass of cold rolling to R F , R F-1 R F- when the rolling reduction ratio before one stand of the final pass, the rolling reduction ratio before two stands, and the rolling reduction ratio before three stands are R F-1 R F-2 and R F-3 , respectively.
  • the rolling reduction ratios of 2 and R F-3 are 10% or more and 25% or less, and further, the difference between the rolling reduction ratios of the last pass one stand before and two stands before (
  • pickling can remove oxides on the surface of the steel sheet, it is important for ensuring good chemical conversion treatment and plating quality in the final thin steel sheet and plated steel sheet. Moreover, pickling may be performed once or may be divided into a plurality of times.
  • Rolling ratio in the cold rolling process: 55% or more
  • the cementite precipitated at the ferrite grain boundaries in the hot rolled sheet hot rolled sheet steel
  • the cementite precipitated at the ferrite grain boundaries in the hot rolled sheet hot rolled sheet steel
  • the workability is lowered.
  • the ferrite with ⁇ -fiber and ⁇ -fiber, especially ⁇ -fiber is increased even in the annealed structure, and the in-plane anisotropy of YP Can be reduced.
  • the lower limit of the cold rolling reduction ratio is 55%.
  • it is about 95% industrially.
  • the average grain size of ferrite, the dispersion state of cementite, and the texture are appropriately controlled by controlling the rolling reduction ratio before 2 stands and the rolling reduction ratio before 3 stands to 10% or more and 35% or less. can do. For this reason, the cold rolling conditions are very important. If the rolling reduction ratio before 1 stand of the final pass of cold rolling, the rolling reduction ratio before 2 stands, and the rolling reduction ratio before 3 stands are less than 10%, the shear band is not uniformly introduced during cold rolling.
  • Difference between the rolling reduction ratio of one stand before and the rolling reduction of two stands before the final pass of cold rolling (
  • Difference between the rolling reduction ratio before 2 stands and the rolling reduction ratio before 3 stands in the final pass of cold rolling (
  • the difference between the rolling reduction ratio of one stand before the last pass and the rolling reduction ratio of two stands before the final pass of cold rolling, and the difference between the rolling reduction ratio of two stands before and three stands before the final pass are each 10.
  • the average crystal grain size of ferrite and the dispersion state of cementite can be appropriately controlled.
  • this condition is one of the very important conditions.
  • the difference between the rolling reduction ratio before 1 stand and the rolling reduction ratio before 2 stands in the final pass of cold rolling, and the difference between the rolling reduction ratio before 2 stands and the reduction ratio before 3 stands in the final pass are each 10% or less.
  • the difference in the rolling reduction is preferably 1% or more, and more preferably 2% or more.
  • the method for producing a thin steel sheet according to the present invention is such that a cold-rolled full hard steel sheet is subjected to a continuous annealing furnace with a dew point of ⁇ 40 ° C. or lower in a temperature range of 600 ° C. or higher and from 450 ° C. to T1 temperature of ⁇ 10 ° C.
  • a manufacturing method in which heating is performed at an average heating rate of 50 ° C./s or less, then maintained in a temperature range from T1 temperature to T2 temperature, cooled to an overaging temperature, and then subjected to an overaging treatment at a temperature of 300 ° C to 550 ° C. is there.
  • Average heating rate in the temperature range from 450 ° C. to T1 temperature ⁇ 10 ° C. during the temperature increase during continuous annealing is 50 ° C. / If s is exceeded, recrystallization of ferrite becomes insufficient, and the in-plane anisotropy of YP increases. On the other hand, when the average heating rate exceeds 50 ° C./s, since the average crystal grain size of ferrite becomes small, the yield stress becomes high, and the elongation is lowered, so that workability is lowered. Therefore, the said average heating rate shall be 50 degrees C / s or less.
  • the average heating rate in the temperature range from 450 ° C. to T1 temperature ⁇ 10 ° C. is not particularly limited, but if the average heating rate is less than 0.001 ° C./s, the ferrite grain size of the thin steel sheet is large. Therefore, the surface quality may be deteriorated. Therefore, the average heating rate is preferably 0.001 ° C./s or more.
  • T1 temperature (° C.) 735 + 29 ⁇ [% Si] -21 ⁇ [% Mn] + 17 ⁇ [% Cr] [% X] is mass% of the component element X of the steel sheet, and 0 when not included.
  • Holding temperature T1 temperature or more and T2 temperature or less After the above heating, it is heated to a holding temperature of T1 temperature or more and T2 temperature or less under arbitrary heating conditions and held.
  • the holding temperature (annealing temperature) in continuous annealing is lower than the T1 temperature, recrystallization is not completed and the texture of ferrite cannot be controlled. Moreover, since the distortion
  • the annealing temperature exceeds the T2 temperature, austenite is generated during annealing, the structure after annealing becomes mixed grains, the texture of ferrite becomes random, and the in-plane anisotropy of YP increases.
  • the holding temperature range in annealing is set to T1 temperature or more and T2 temperature or less.
  • the holding may be held at a constant temperature or may be regarded as staying in the above temperature range.
  • T2 temperature (° C.) 960 ⁇ 203 ⁇ [% C] 1/2 + 45 ⁇ [% Si] ⁇ 30 ⁇ [% Mn] + 150 ⁇ [% Al] ⁇ 20 ⁇ [% Cu] + 11 ⁇ [% Cr] +350 ⁇ [% Ti] + 104 ⁇ [% V] [% X] is mass% of the component element X of the steel sheet, and 0 when not included.
  • the average cooling rate to the overaging temperature is not particularly limited, but when the cooling rate from 680 ° C to the overaging temperature is less than 10 ° C / s, the precipitation driving force of cementite decreases during overaging, and the cementite is sufficiently analyzed. There is a possibility that the processability is deteriorated because it is not produced. For this reason, it is preferable that the said average cooling rate shall be 10 degrees C / s or more. More preferably, it is 15 ° C./s or more. Further, this cooling is preferably water cooling because the driving force for precipitation of cementite is increased and most of the cementite can be effectively precipitated at the ferrite grain boundaries.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly limited, but about 350 ° C./s is sufficient.
  • the dew point in a temperature range of 600 ° C. or higher to ⁇ 40 ° C. or lower decarburization from the surface of the steel plate during annealing can be suppressed, and the tensile strength of 340 MPa or higher specified in the present invention can be stably achieved. Can be realized.
  • the dew point exceeds ⁇ 40 ° C. in the above temperature range, the strength of the steel sheet may be lower than the above standard due to decarburization from the steel sheet surface. Therefore, the dew point in the temperature range of 600 ° C. or higher is set to ⁇ 40 ° C. or lower.
  • the lower limit of the dew point of the atmosphere is not particularly specified, but if it is less than ⁇ 80 ° C., the effect is saturated and disadvantageous in terms of cost, it is preferably ⁇ 80 ° C. or higher.
  • the temperature in the above temperature range is based on the steel sheet surface temperature. That is, when the steel sheet surface temperature is in the above temperature range, the dew point is adjusted to the above range.
  • Overaging temperature range 300 ° C. or more and 550 ° C. or less
  • the overaging temperature is set to 300 ° C. or more.
  • the temperature during the overaging treatment is set to 550 ° C. or less. Therefore, the overaging temperature range is set to 300 ° C. or more and 550 ° C. or less.
  • the preferred overaging temperature for the lower limit is 360 ° C. or higher.
  • the preferred overaging temperature for the upper limit is 550 ° C. or lower.
  • the treatment time in the overaging temperature range is not particularly limited, but if the treatment time is too short, cementite cannot be sufficiently precipitated, and it is preferably performed for 10 seconds or more, more preferably for 1 minute or more. Moreover, although there is no problem in effect for a long portion, the length that can be industrially realized is 10 minutes or less due to restrictions on the production line.
  • box annealing can also be used. Since box annealing is slow heating and slow cooling, no overaging treatment is required. Moreover, in the case of box annealing, since it cools from annealing temperature over a long time, time for C to diffuse to a ferrite grain boundary is enough, and workability will become favorable.
  • Holding temperature in box annealing 600 ° C. or higher and 750 ° C. or lower
  • a non-recrystallized portion remains when the holding temperature is lower than 600 ° C., and when the temperature exceeds 750 ° C., coarse particles are generated.
  • the temperature was set to 750C or more and 750C or less.
  • the present invention is not particularly limited, if the holding time is less than 1 hour, soaking inside the coil cannot be achieved, and if it is 40 hours or more, the steel sheet is decarburized during annealing, and the tensile strength of the steel sheet is reduced. May fall below 340 MPa. Therefore, the holding time is preferably 1 hour or more and 40 hours or less.
  • the dew point in the temperature range of 600 ° C. or higher needs to be ⁇ 40 ° C. or lower, but the technical significance thereof is the same as that in the case of using a continuous annealing furnace, so the description is omitted.
  • temper rolling can be performed after over-aging of continuous annealing or after box annealing. If the temper rolling ratio is less than 0.5%, the yield point elongation does not disappear, and if it exceeds 1.5%, the steel is hardened. Is more preferred.
  • the method for producing a plated steel sheet according to the present invention is a method for plating a thin steel sheet.
  • the plating process include a hot dip galvanizing process and a process of alloying after hot dip galvanizing.
  • a plating layer may be formed by electroplating such as Zn—Ni electroalloy plating, or hot dip zinc-aluminum-magnesium alloy plating may be performed.
  • Zn plating is preferable, but plating treatment using other metal such as Al plating may be used.
  • the amount of plating adhesion is adjusted by gas wiping or the like.
  • a galvanizing bath having an Al content of 0.10 mass% or more and 0.23 mass% or less.
  • the alloying treatment of galvanization is performed in a temperature range of 470 ° C. or more and 600 ° C. or less after hot dip galvanization.
  • alloying treatment When alloying is performed at a temperature exceeding 600 ° C., untransformed austenite may be transformed into pearlite, and TS may be lowered. Therefore, when performing galvanizing alloying treatment, it is preferable to perform alloying treatment in a temperature range of 470 ° C. or more and 600 ° C. or less. Moreover, you may perform an electrogalvanization process. Further, the plating adhesion amount is preferably 20 to 80 g / m 2 per side (double-side plating). An alloyed hot-dip galvanized steel sheet (GA) is usually subjected to the following alloying treatment to bring the Fe concentration in the plating layer to 7 to 15% by mass. Moreover, normally in the case of a hot dip galvanized steel sheet, Fe content is less than 7 mass%.
  • the reduction ratio of the skin pass rolling after the plating treatment is preferably in the range of 0.1% to 2.0%. If it is less than 0.1%, the effect is small and control is difficult, so this is the lower limit of the good range. Moreover, since productivity will fall remarkably when it exceeds 2.0%, this is made the upper limit of a favorable range.
  • Skin pass rolling may be performed online or offline. In addition, a skin pass with a desired reduction rate may be performed at once, or may be performed in several steps.
  • the conditions of other production methods are not particularly limited, but from the viewpoint of productivity, the series of treatments such as annealing, hot dip galvanization, galvanizing alloying treatment, etc. are performed by CGL (Continuous Galvanizing), which is a hot dip galvanizing line. Line). After hot dip galvanization, wiping is possible to adjust the amount of plating.
  • conditions, such as plating other than the above-mentioned conditions can depend on the conventional method of hot dip galvanization.
  • a steel having the composition shown in Table 1 and the balance being Fe and inevitable impurities was melted in a converter and made into a slab by a continuous casting method.
  • the obtained slab was heated under the conditions shown in Table 2 and hot-rolled, then pickled, and cold-rolled under the conditions shown in Table 2.
  • hot-dip galvanized steel sheets GI
  • alloyed hot-dip galvanized steel sheets GA
  • electrogalvanized steel sheets EG
  • hot-dip zinc-aluminum-magnesium alloy plating A steel plate (ZAM) was obtained.
  • a hot dip galvanizing bath a zinc bath containing Al: 0.14 to 0.19 mass% is used in GI, and a zinc bath containing Al: 0.14 mass% is used in GA, and the bath temperature is 470.
  • Coating weight the GI, a 45 ⁇ 72g / m 2 (two-sided plating) degree per side, also, the GA, and the degree per side 45 g / m 2 (two-sided plating).
  • GA made Fe density
  • the Ni content in the plating layer is 9% by mass or more and 25% by mass or less.
  • the Al content in the plating layer is 3% by mass or more and 22% by mass or less, and the Mg content is 1% by mass or more and 10% by mass or less.
  • T1 temperature (degreeC) was calculated
  • T1 temperature (° C.) 735 + 29 ⁇ [% Si] -21 ⁇ [% Mn] + 17 ⁇ [% Cr]
  • [% X] is the mass% of the component element X of the steel sheet, and 0 when not included.
  • the length of the tensile test piece is 3 in the rolling direction of the steel plate (L direction), 45 ° direction (D direction) with respect to the rolling direction of the steel plate, and 3 ° direction (C direction) perpendicular to the rolling direction of the steel plate.
  • JIS No. 2241 (2011) was used, and YP (yield stress), TS (tensile strength), and El (total elongation) were measured using a JIS No. 5 test piece from which a sample was collected so as to be oriented. .
  • YP, TS, and El shown in Table 3 show the measurement results of the test piece in the C direction.
  • the scale defect length occurrence rate is determined by the following equation (2), and the surface texture is evaluated as “excellent” when the scale defect length occurrence rate per 100 coils is 0.3% or less.
  • the case of more than 0.3% and 1.2% or less was judged as “good”, and the case of more than 1.2% was judged as “poor” and judged by a surface inspection apparatus.
  • the plating property was judged to be good when the rate of occurrence of non-plating defects per 100 coils was 0.8% or less.
  • the length occurrence rate of non-plating defects is obtained by the following equation (3), and the evaluation of surface properties is “excellent” when the length occurrence rate of scale defects per 100 coils is 0.2% or less. In the case of more than 0.2% and not more than 0.8%, it was judged as “good”, and in the case of more than 0.8%, “poor” was judged.
  • (Length occurrence rate of non-plating defects) (total length in the L direction of defects judged to be non-plating defects) / (exit coil length) ⁇ 100 (3) The results are shown in Table 3.
  • TS is 340 MPa or more, the processability is excellent, the in-plane anisotropy of YP is excellent, and the surface properties are excellent.
  • any one or more of strength, balance between strength and ductility, in-plane anisotropy of YP, and scale defect incorporation rate per 50 coils is inferior.
  • the present invention it is possible to produce a thin steel sheet having a TS of 340 MPa or more, excellent workability, excellent YP in-plane anisotropy, and excellent surface properties. Further, by applying a thin steel plate or the like obtained according to the manufacturing method of the present invention to, for example, an automobile structural member, the fuel efficiency can be improved by reducing the weight of the vehicle body, and the industrial utility value is extremely large.

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Abstract

３４０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有し、加工性に優れ、かつ、ＹＰの面内異方性に優れ、さらには表面性状に優れる薄鋼板等を提供することを目的とする。　特定の成分組成と、フェライトの平均結晶粒径が５μｍ以上２５μｍ以下であり、面積率でセメンタイトの４０％以上がフェライト粒界に析出し、前記フェライトの集合組織が、α－ｆｉｂｅｒに対するγ－ｆｉｂｅｒのインバース強度比で、０．８以上７．０以下である鋼組織と、を有し、引張強度が３４０ＭＰａ以上である薄鋼板とする。

Description

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
　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。
　冷延鋼板は、その成形性の良さから、多種多様な構造体の素材として用いられている。通常、冷延鋼板は、プレス成形により３次元構造体とされる。さらに、この３次元構造体同士を接合して複雑な３次元の構造体を形成する場合が多いことから、冷延鋼板には優れた加工性が要求される。
　優れた加工性を有する冷延鋼板として、例えば特許文献１には、Ｃ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｎ量を低減し、５０％以上の圧延率で冷間圧延した後、焼鈍後の冷却条件及び過時効条件を規定するとともに調質圧延率を規定する製造方法で得られる、高加工性冷延鋼板が提案されている。
　特許文献２には、Ｃ、Ｍｎ、Ｓ、Ｏ、Ｂを規定した鋼を、規定された条件で連続鋳造した後に熱延、冷延、連続焼鈍することで加工性に優れた冷延鋼板を製造する方法が開示されている。
　特許文献３には、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌ、Ｎを規定した鋼を、熱延、冷延したのちの連続焼鈍時に急速加熱急速冷却することで、加工性の優れた冷延鋼板の製造技術が開示されている。
特開昭６１－１２４５３３号公報 特開平２－２６７２２７号公報 特開平７－２１６４５９号公報
　しかしながら、特許文献１に記載の製造方法では、調質圧延率が高くなることを回避できず、調質圧延によって加工性が低下することを回避できない。
　また、特許文献２に記載の製造方法では、酸化物系介在物でＭｎＳの大きさを制御しているものの、酸素を６０ｐｐｍ以上に含有させなければならず、酸化物系の介在物が多量に発生し、これが起点となってプレス成形において割れが生じるという問題がある。
　また、特許文献３に記載の製造方法では、鋼の熱伝達を鋼板全域に均一とすることができず、鋼板の一部分のみの加工性を良好とするに留まっている。
　また、いずれの特許文献も、加工性のなかでも、とりわけ延性に優れることを開示しているが、いずれもＹＰの面内異方性については考慮されていない。さらに、鋼板の表面性状についても考慮されていない。
　本発明は、かかる事情に鑑み開発されたもので、３４０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有し、加工性に優れ、かつ、ＹＰの面内異方性に優れ、さらには表面性状に優れる薄鋼板及びめっき鋼板、並びにこれらの製造方法を提供することを目的とするとともに、上記薄鋼板や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を提供することも目的とする。
　なお、本発明において、加工性に優れるとは、ＴＳ×Ｅｌ（Ｅｌは全伸びを示す）の値が１３０００ＭＰａ・％以上を意味する。また、ＹＰの面内異方性に優れるとは、ＹＰの面内異方性の指標である│ΔＹＰ│の値が３０ＭＰａ以下であることを意味する。なお、│ΔＹＰ│は次式（１）で求められる。
│ΔＹＰ│＝（ＹＰＬ－２×ＹＰＤ＋ＹＰＣ）／２・・・・（１）
ただし、ＹＰＬ、ＹＰＤおよびＹＰＣとは、それぞれ鋼板の圧延方向（Ｌ方向）、鋼板の圧延方向に対して４５°方向（Ｄ方向）、鋼板の圧延方向に対して直角方向（Ｃ方向）の３方向から採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１年）の規定に準拠して、クロスヘッド速度１０ｍｍ／分で引張試験を行って測定したＹＰの値である。
　また、鋼板の表面性状に優れるとは、１００コイル当たりのスケール欠陥（スケール欠陥とは熱間圧延工程のデスケーリング時に残存したスケールが、その後の仕上げ圧延以降の工程でも残存し、表面品質を低下させる欠陥のことであり、赤スケールや噛み込みスケールのような欠陥を意味する）の長さ発生率が０．８％以下とする。
　発明者らは、３４０ＭＰａ以上のＴＳを有し、加工性に優れ、かつ、ＹＰの面内異方性に優れ、さらには表面性状に優れる薄鋼板およびその製造方法を得るべく鋭意検討を重ねたところ、以下のことを見出した。
　脱スケール性に優れるＰおよびＳを一定量以上添加することで、鋼板の表面性状を向上できる。また、冷間圧延、および、焼鈍時の昇温中の再結晶温度域での昇温速度を制御し、フェライトの再結晶集合組織を制御することで、ＹＰの面内異方性を低減できる。さらに、過時効温度を適正に制御し、セメンタイトをフェライトの粒界析出となるよう制御することで、延性を向上できる。
　上記知見に基づき、３４０ＭＰａ以上のＴＳを有し、加工性に優れ、かつ、ＹＰの面内異方性に優れ、さらには表面性状に優れる薄鋼板の製造が可能となった。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたものである。すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
　［１］質量％で、Ｃ：０．０１０％以上０．１５０％以下、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｍｎ：１．００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０５００％以下、Ａｌ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下を含有し、０．００２％≦［％Ｐ］＋［％Ｓ］≦０．０７０％の関係を満足し（［％Ｍ］は、Ｍ元素の鋼中含有量（質量％）を表す）、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、フェライトの平均結晶粒径が５μｍ以上２５μｍ以下であり、面積率でセメンタイトの４０％以上がフェライト粒界に析出し、前記フェライトの集合組織が、α－ｆｉｂｅｒに対するγ－ｆｉｂｅｒのインバース強度比で、０．８以上７．０以下である鋼組織と、を有し、引張強度が３４０ＭＰａ以上である薄鋼板。
　［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｖ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下、Ｃｒ：０．０１％以上１．００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下、Ａｓ：０．００１％以上０．５００％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．２００％以下、Ｓｎ：０．００１％以上０．２００％以下、Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｃａ：０．０００１％以上０．０２００％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上０．０２００％以下、Ｚｎ：０．００１％以上０．０２０％以下、Ｃｏ：０．００１％以上０．０２０％以下、Ｚｒ：０．００１％以上０．０２０％以下およびＲＥＭ：０．０００１％以上０．０２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する［１］に記載の薄鋼板。
　［３］［１］または［２］に記載の薄鋼板の表面にめっき層を備えるめっき鋼板。
　［４］［１］又は［２］に記載の成分組成を有する鋼スラブを加熱し、粗圧延を行い、その後の仕上げ圧延において、仕上げ圧延入り側温度を１０２０℃以上１１８０℃以下とし、仕上げ圧延の最終パスの圧下率が５％以上１５％以下、該最終パスの前のパスの圧下率が１５％以上２５％以下、仕上げ圧延出側温度が８００℃以上１０００℃以下の条件で熱間圧延し、該熱間圧延後、巻取温度まで平均冷却速度５℃／ｓ以上９０℃／ｓ以下で冷却して、巻取温度を４００℃以上８００℃以下で巻き取る熱延鋼板の製造方法。
　［５］［４］に記載の製造方法で得られた熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延の圧下率を５５％以上とし、さらに、冷間圧延の最終パスの圧下率をＲＦ、該最終パスの１スタンド前の圧下率、２スタンド前の圧下率および３スタンド前の圧下率をそれぞれＲＦ－１ＲＦ－２およびＲＦ－３としたときに、ＲＦ－１ＲＦ－２およびＲＦ－３各々の圧下率を１０％以上３５％以下とし、さらに、該最終パスの１スタンド前の圧下率と２スタンド前の圧下率の差（｜ＲＦ－１―ＲＦ－２｜）を１０％以下、該最終パスの２スタンド前の圧下率と３スタンド前の圧下率の差（｜ＲＦ－２―ＲＦ－３｜）を１０％以下とする冷延フルハード鋼板の製造方法。
　［６］［５］に記載の製造方法で得られた冷延フルハード鋼板を、連続焼鈍炉を用いて、６００℃以上の温度域において露点を－４０℃以下とし、４５０℃からＴ１温度－１０℃の温度まで平均加熱速度５０℃／ｓ以下で加熱し、次いでＴ１温度以上Ｔ２温度以下の温度域に保持し、過時効温度まで冷却後、３００℃以上５５０℃以下の温度で過時効処理を施す薄鋼板の製造方法。
ただし、
Ｔ１温度（℃）＝７３５＋２９×［％Ｓｉ］－２１×［％Ｍｎ］＋１７×［％Ｃｒ］
Ｔ２温度（℃）＝９６０－２０３×［％Ｃ］１／２＋４５×［％Ｓｉ］－３０×［％Ｍｎ］＋１５０×［％Ａｌ］－２０×［％Ｃｕ］＋１１×［％Ｃｒ］＋３５０×［％Ｔｉ］＋１０４×［％Ｖ］
である。なお、上記式において［％Ｘ］は鋼板の成分元素Ｘの含有量（質量％）とし、含まない場合は０とする。
　［７］過時効温度までの前記冷却が、水冷である［６］に記載の薄鋼板の製造方法。
　［８］［５］に記載の製造方法で得られた冷延フルハード鋼板を、箱焼鈍炉を用い、６００℃以上の温度域における露点を－４０℃以下とし、６００℃以上７５０℃以下の温度域に加熱し保持する薄鋼板の製造方法。
　［９］［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すめっき鋼板の製造方法。
　本発明により得られる薄鋼板及びめっき鋼板は、３４０ＭＰａ以上のＴＳを有し、加工性に優れ、かつ、ＹＰの面内異方性に優れ、さらには表面性状に優れる。本発明の薄鋼板及びめっき鋼板は、例えば、自動車構造部材に適用することによって車体軽量化による燃費改善を図ることができ、産業上の利用価値は極めて大きい。
　また、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の製造方法として、薄鋼板や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、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もある。本発明のめっき鋼板は、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。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。
　＜成分組成＞
　本発明の薄鋼板等は、質量％で、Ｃ：０．０１０％以上０．１５０％以下、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｍｎ：１．００％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０５００％以下、Ａｌ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下を含有し、０．００２％≦［％Ｐ］＋［％Ｓ］≦０．０７０％の関係を満足し（［％Ｍ］は、Ｍ元素の鋼中含有量（質量％）を表す）、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。
　また、上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｖ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下、Ｃｒ：０．０１％以上１．００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下、Ａｓ：０．００１％以上０．５００％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．２００％以下、Ｓｎ：０．００１％以上０．２００％以下、Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｃａ：０．０００１％以上０．０２００％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上０．０２００％以下、Ｚｎ：０．００１％以上０．０２０％以下、Ｃｏ：０．００１％以上０．０２０％以下、Ｚｒ：０．００１％以上０．０２０％以下およびＲＥＭ：０．０００１％以上０．０２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有してもよい。
　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：０．０１０％以上０．１５０％以下
　Ｃは、鋼中でセメンタイトを形成するか固溶状態で存在する。Ｃ含有量が０．０１０％未満では固溶Ｃの析出駆動力が低くなり、セメンタイトとして析出しにくくなり、強度が低下してしまう。そこで、Ｃ含有量は０．０１０％以上とする。好ましくは０．０３０％以上である。また、Ｃ含有量が０．１５０％を超えるとセメンタイト量が多くなることを通じて、加工時におけるセメンタイトとフェライトの界面でのボイド発生サイトが増え、鋼板の伸びが低下する。このため、Ｃ含有量は０．１５０％以下とする。好ましくは、０．１３０％以下であり、さらに好ましくは、０．１２０％以下である。
　Ｓｉ：０．２０％以下
　Ｓｉは、セメンタイトの生成を抑制する元素であり、Ｃのセメンタイト化も抑制する。そのため、Ｓｉ含有量が０．２０％を超える場合、セメンタイトの析出位置の制御が失われ、セメンタイトがフェライト粒内に出やすくなる恐れがある。また、Ｓｉ含有量が０．２０％を超える場合、デスケーリング性および酸洗性（脱スケール性）が低下し、表面性状が劣化してしまう。従って、Ｓｉ含有量は０．２０％以下とする。好ましくは０．１０％以下であり、さらに好ましくは０．０５％以下である。なお、本発明では通常Ｓｉ含有量は０．０１％以上である。
　Ｍｎ：１．００％以下
　Ｍｎは、Ｃと化合物は形成しないものの、鋼中で互いに引き合ってＣの拡散を抑制する。このため、Ｍｎ含有により、粒界におけるセメンタイトの生成が抑制されて、加工性が劣化する。従って、本発明では、Ｓｉと同様に、Ｍｎ含有量は低減することが望ましい。従って、Ｍｎ含有量は１．００％以下とする。好ましくは０．８０％以下であり、さらに好ましくは０．７０％以下である。なお、本発明では通常Ｍｎ含有量は０．１０％以上である。
　Ｐ：０．１００％以下
　Ｐは、フェライト粒界に偏析してフェライト粒界へのセメンタイトの析出を抑制する結果、加工性を劣化させる。このため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。好ましくは０．０６０％以下であり、より好ましくは０．０５０％以下、さらに好ましくは０．０４０％以下である。なお、本発明では通常Ｐ含有量は０．００１％以上、好ましくは０．００３％以上である。
　Ｓ：０．０５００％以下
　Ｓは、本発明において、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成する元素である。Ｓ含有量が多いとＭｎＳが多量に生成してフェライト粒の粒成長を阻害し、結果としてフェライト粒を微細化するため、加工性が劣化する。従って、本発明では、Ｓ含有量は０．０５００％以下とする。好ましくは０．０３００％以下、さらに好ましくは０．０２００％以下である。なお、本発明では通常Ｓ含有量は０．００１０％以上である。
　Ａｌ：０．００１％以上０．１００％以下
　Ａｌは、本発明で重要な元素である。Ａｌはそれ自体では炭化物は生成しないが、フェライト粒内よりＣを排出し、粒界にセメンタイトを形成するのを促進する。この効果を得るためには、少なくとも０．００１％のＡｌを含有させる必要がある。好ましくは０．００５％以上である。これにより加工性は向上する。しかしながら、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、微細なＡｌＮや不可避的不純物であるＯ（酸素）と結合して微細酸化物を生成し、フェライト粒を微細化するため、加工性が劣化する。そのためＡｌ含有量は０．１００％以下とする。従って、Ａｌ含有量は、０．００１％以上０．１００％以下の範囲内とする。下限について好ましいＡｌ含有量は０．００５％以上であり、上限について好ましいＡｌ含有量は０．１００％以下、より好ましくは０．０７０％以下である。
　Ｎ：０．０１００％以下
　Ｎは、Ａｌと結合してＡｌＮを形成する。また、Ｂが添加された場合にはＢＮを形成する。Ｎ含有量が多いと窒化物が多量に生じてフェライト粒の粒成長を阻害し、結果としてフェライト粒を微細化してしまい、加工性が劣化する。従って、本発明では、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。好ましくは０．００８０％以下、より好ましくは０．００７０％以下である。なお、本発明では通常Ｎ含有量は０．００１０％以上である。
　本発明の薄鋼板等は、上記の成分組成に加えて、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｖ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下、Ｃｒ：０．０１％以上１．００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下、Ａｓ：０．００１％以上０．５００％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．２００％以下、Ｓｎ：０．００１％以上０．２００％以下、Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｃａ：０．０００１％以上０．０２００％以下、Ｍｇ：０．０００１％以上０．０２００％以下、Ｚｎ：０．００１％以上０．０２０％以下、Ｃｏ：０．００１％以上０．０２０％以下、Ｚｒ：０．００１％以上０．０２０％以下およびＲＥＭ：０．０００１％以上０．０２００％以下から選ばれる少なくとも１種の元素が、単独で、あるいは組み合わせて含有されることが好ましい。
　Ｔｉは、時効劣化を引き起こすＮをＴｉＮとして固定するのに有効な元素である。この効果は、Ｔｉ含有量を０．００１％以上とすることで得られる。一方で、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えると、熱延段階でＴｉＣが過剰に生成して、フェライト粒内での炭化物の生成量が増加し、結果としてフェライトの変形が抑制され、加工性が低下する。したがって、Ｔｉを添加する場合には、その含有量は、０．００１％以上０．１００％以下の範囲とし、下限について好ましい含有量は０．００５％以上である。上限について好ましい含有量は０．０５０％以下である。
　Ｎｂは、熱間圧延時あるいは焼鈍時に微細な析出物を形成して強度を上昇させる。また、熱延時の粒径を微細化し、冷間圧延およびその後の焼鈍時に、ＹＰの面内異方性低減に寄与するフェライトの再結晶を促進させる。こうした効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．００１％以上にする必要がある。一方、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えると、Ｎｂ－（Ｃ，Ｎ）のような複合析出物が過剰に生成して、フェライト粒内での炭化物の生成量が増加し、結果としてフェライトの変形が抑制され、加工性が低下する。したがって、Ｎｂを添加する場合には、その含有量は、０．００１％以上０．１００％以下の範囲とする。下限について好ましいＮｂ含有量は０．００５％以上である。上限について好ましいＮｂ含有量は０．０５０％以下である。
　Ｖは、炭化物、窒化物もしくは炭窒化物を形成することによって鋼を高強度化することができる。こうした効果を得るには、Ｖ含有量を０．００１％以上にする必要がある。一方、Ｖ含有量が多過ぎると、熱延段階でＴｉＣが過剰に生成して、フェライト粒内での炭化物の生成量が増加し、結果としてフェライトの変形が抑制され、加工性が低下する。したがって、Ｖを添加する場合には、その含有量は、０．００１％以上０．１００％以下の範囲内とする。下限について好ましいＶ含有量は０．００５％以上であり、より好ましくは０．０１０％以上である。上限について好ましいＶ含有量は０．０８０％以下であり、より好ましくは０．０７０％以下である。
　Ｂは、Ｎと結合してＢＮを形成し、微細ＡｌＮの析出を抑制することができる。また、ＢＮはＭｎＳを核として析出するため、微細なＭｎＳの量も低減することができる結果、フェライト粒成長を促進できる。その添加効果は、Ｂ含有量が０．０００１％以上で得られる。しかしながら、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると過剰のＢがフェライト粒界に偏析し、固溶Ｂによってセメンタイトのフェライト粒界への析出が抑制されるため、加工性が劣化する。以上のことから、Ｂ含有量を０．００５０％以下とする。
　Ｃｒは、固溶強化元素として鋼の強化に有効な元素であり、こうした効果を得るには、Ｃｒ含有量は０．０１％以上にする必要がある。一方、Ｃｒ含有量が１．００％を超えてもさらなる効果は得難い上、めっき性を阻害して、不めっき欠陥を発生させる。したがって、Ｃｒを添加する場合、その含有量は０．０１％以上１．００％以下とする。
　Ｍｏは、化成処理性およびめっき性を損なうことなく、鋼を強化するのに有効な元素である。この効果は、Ｍｏの含有量を０．０１％以上とすることで得られる。ただし、Ｍｏは０．５０％を超えて含有しても粗大な炭化物を形成して延性の低下を招く上、介在物等の増加を引き起こして表面や内部に欠陥などを引き起こし、延性が大きく低下する。したがって、Ｍｏ含有量は、０．０１％以上０．５０％以下の範囲内とする。
　Ｃｕは、固溶強化元素として鋼の強化に有効な元素であり、こうした効果を得るには、Ｃｕ含有量は０．０１％以上にする必要がある。一方、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると熱間圧延中に表層割れを起こす恐れがある上、介在物等の増加を引き起こして表面や内部に欠陥などを引き起こし、延性が大きく低下する。したがって、Ｃｕを添加する場合、その含有量は０．０１％以上１．００％以下とする。
　Ｎｉは、固溶強化により高強度化に寄与する。この効果を得るためには、０．０１％以上の含有が必要である。一方、Ｎｉを過剰に添加すると、熱間圧延中に表層割れを起こす恐れがある上、介在物等の増加を引き起こして表面や内部に欠陥などを引き起こし、延性が大きく低下する。従って、Ｎｉを含有する場合、その含有量は、０．０１％以上１．００％以下の範囲とする。Ｎｉ含有量は０．５０％以下が好ましい。
　Ａｓは、耐食性向上に有効な元素である。この効果を得るためには、０．００１％以上の含有が必要である。一方、Ａｓを過剰に添加した場合、赤熱脆性が促進する上に、介在物等の増加を引き起こして表面や内部に欠陥などを引き起こし、延性が大きく低下する。従って、Ａｓを添加する場合、その含有量は、０．００１％以上０．５００％以下の範囲とする。
　ＳｂおよびＳｎは、鋼板表面の窒化や酸化によって生じる、鋼板表面から板厚方向に数十μｍ程度の領域の脱炭を抑制する観点から、必要に応じて添加する。このような窒化や酸化を抑制すると、表面性状の向上に有効である。この効果を得るにはＳｂの場合、Ｓｎの場合のいずれも含有量を０．００１％以上にする必要がある。一方で、これらいずれの元素についても、０．２００％を超えて過剰に含有すると靭性を低下させる。従って、ＳｂおよびＳｎを添加する場合、その含有量は、それぞれ０．００１％以上０．２００％以下の範囲内とする。
　Ｔａは、ＴｉやＮｂと同様に、合金炭化物や合金炭窒化物を生成して高強度化に寄与する。加えて、Ｔａには、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）のような複合析出物を生成して、析出物の粗大化を著しく抑制し、析出強化による鋼板の強度向上への寄与率を安定化させる効果があると考えられる。そのため、Ｔａを含有することが好ましい。ここで、前述の析出物安定化の効果は、Ｔａの含有量を０．００１％以上とすることで得られる一方で、Ｔａを過剰に添加しても、析出物安定化効果が飽和する上に、介在物等の増加を引き起こして表面や内部に欠陥などを引き起こし、延性が大きく低下する。従って、Ｔａを添加する場合、その含有量は、０．００１％以上０．１００％以下の範囲内とする。
　ＣａおよびＭｇは、脱酸に用いる元素であるとともに、硫化物の形状を球状化し、延性、特に局部延性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。これらの効果を得るためには、少なくとも１元素について０．０００１％以上の含有が必要である。しかしながら、ＣａおよびＭｇの少なくとも１元素の含有量が、０．０２００％を超えると、介在物等の増加を引き起こして表面や内部に欠陥などを引き起こし、延性が大きく低下する。従って、ＣａおよびＭｇを添加する場合、その含有量はそれぞれ０．０００１％以上０．０２００％以下とする。
　Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒは、いずれも耐食性の向上に有効な元素である。この効果を得るためには、少なくとも１元素について０．００１％以上の含有が必要である。しかしながら、Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒの少なくとも１元素の含有量が、０．０２０％を超えると、粒界に偏析してセメンタイトの粒界への析出を阻害する。従って、Ｚｎ、ＣｏおよびＺｒを添加する場合、その含有量はそれぞれ０．００１％以上０．０２０％以下とする。
　ＲＥＭは、耐食性の向上に有効な元素である。この効果を得るためには、０．０００１％以上の含有が必要である。しかしながら、ＲＥＭの含有量が、０．０２００％を超えると、粒界に偏析してセメンタイトの粒界への析出を阻害する。従って、ＲＥＭを添加する場合、その含有量は０．０００１％以上０．０２００％以下とする。
　上記成分以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。なお、上記任意成分（任意元素）について、含有量が下限値未満の場合には本発明の効果を害さないため、これら任意元素を下限値未満含む場合は、これらの任意元素を不可避的不純物として含むものとする。
　以上、鋼板の成分組成の各成分について説明したが、本発明で所期した効果を得るには、成分組成を上記の範囲に調整するだけでは不十分で、Ｐ量とＳ量との合計含有量を適正に制御することが重要である。
　すなわち、上記成分組成は、０．００２％≦［％Ｐ］＋［％Ｓ］≦０．０７０％（ここで、［％Ｍ］は、Ｍ元素の鋼中含有量（質量％）を表す）を満足する必要がある。
　０．００２％≦［％Ｐ］＋［％Ｓ］≦０．０７０％
　本発明において、極めて重要な成分規定である。ＰおよびＳは、熱延段階でスケールが生成する際に、スケールと地鉄が接した界面に生成するサブスケール（ＦｅＯ／ＦｅＳ／Ｐ２Ｏ５）の組成変化により、サブスケール組成の融点を低下させ、デスケーリング性、および、酸洗工程での酸洗性（脱スケール性）を向上することが可能である。このような効果を得るには、Ｐ量およびＳ量を合計で０．００２％以上含有する必要がある。一方で、Ｐ量およびＳ量を合計で０．０７０％を超えて含有してもさらなる効果は得難い上、上述したように加工性の低下を招く。したがって、Ｐ量およびＳ量は合計で、０．００２％以上０．０７０％以下とする。下限について好ましくは０．００３％≦［％Ｐ］＋［％Ｓ］である。上限について好ましくは［％Ｐ］＋［％Ｓ］≦０．０６０％、より好ましくは［％Ｐ］＋［％Ｓ］≦０．０５５％とする。
　＜鋼組織＞
　本発明の薄鋼板等の鋼組織は、フェライトの平均結晶粒径が５μｍ以上２５μｍ以下であり、セメンタイトの４０％以上がフェライト粒界に析出し、フェライトの集合組織が、α－ｆｉｂｅｒに対するγ－ｆｉｂｅｒのインバース強度比で、０．８以上７．０以下である。
　フェライトの平均結晶粒径：５μｍ以上２５μｍ以下
　フェライト平均結晶粒径が５μｍ未満では、降伏応力が高くなり、伸びが低下することで加工性が低下する。このため、上記平均結晶粒径を５μｍ以上とする。好ましくは、８μｍ以上とする。ただし、フェライト粒径（フェライトの平均結晶粒径）が２５μｍを超えると、加工時に表面にオレンジピールと呼ばれる凹凸が顕著となり、加工性の低下や外観品質の劣化が生じ、また、強度も低下することから、２５μｍ以下とする。所望の特性を得る観点から好ましくは２３μｍ以下である。
　なお、フェライトの平均結晶粒径は、次のようにして算出した。すなわち、圧延方向に平行な板厚断面について表面から１／４厚みの位置を観察位置とし、鋼板を光学顕微鏡を用いて５０倍程度の倍率で観察し、Ａｄｏｂｅ　Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐを用いて、観察視野内のフェライトの面積の合計をフェライトの個数で除算することでフェライトの平均面積を算出した。そして、算出した平均面積を１／２乗した値をフェライトの平均結晶粒径とする。
　セメンタイト：４０％以上がフェライト粒界に析出
　本発明において、セメンタイトの析出位置は重要である。フェライト粒界にセメンタイトを配置することで、粒内の存在する微細セメンタイト量を低減し、フェライト粒の変形を促進できる。フェライト粒界にあるセメンタイト量がセメンタイト全体の４０％未満では、フェライト粒内の微細セメンタイトでフェライトの変形が抑制され、加工性が低下する。このため、セメンタイトの析出位置はその４０％以上がフェライト粒界であることを必要とする。好ましくは４５％以上とする。
　なお、フェライト粒界における析出したセメンタイトの量は、断面組織から、次のようにして求めることができる。圧延方向に平行な板厚断面の１／４厚み位置を観察位置とし、鋼組織を観察する。鏡面研磨後にピクラール腐食液でセメンタイトを現出した後に、光学顕微鏡（５００倍）でセメンタイトを観察する。このとき、全セメンタイト面積に対するフェライト粒界に存在するセメンタイトの面積の比を粒界に存在するセメンタイトの割合とする。なお、粒界に存在するとは、上記で得られた顕微鏡画像において、全部が粒界内にあるように見える場合、一部が粒界内にあるように見える場合、粒界と接するように見える場合の全てを含むものとする。
　フェライトの集合組織のα－ｆｉｂｅｒに対するγ－ｆｉｂｅｒのインバース強度比：０．８以上７．０以下
　α－ｆｉｂｅｒとは＜１１０＞軸が圧延方向に平行な繊維集合組織であり、また、γ－ｆｉｂｅｒとは＜１１１＞軸が圧延面の法線方向に平行な繊維集合組織である。体心立方金属では、圧延変形によりα－ｆｉｂｅｒおよびγ－ｆｉｂｅｒが強く発達し、焼鈍をしてもそれらに属する集合組織が形成するという特徴がある。
　本発明において、フェライトの集合組織のα－ｆｉｂｅｒに対するγ－ｆｉｂｅｒのインバース強度比が７．０を超えると、鋼板の特定方向に集合組織が配向し、機械的特性の面内異方性、特にＹＰの面内異方性が大きくなる。一方、フェライトの集合組織のα－ｆｉｂｅｒに対するγ－ｆｉｂｅｒのインバース強度比が０．８未満でも同様に、機械的特性の面内異方性、特にＹＰの面内異方性が大きくなる。したがって、フェライトの集合組織のα－ｆｉｂｅｒに対するγ－ｆｉｂｅｒのインバース強度比は０．８以上７．０以下とし、下限について好ましい上記強度比は２．０以上であり、より好ましくは２．５以上である。上限について好ましい上記強度比は６．５以下である。
　本発明で、フェライトの集合組織のα－ｆｉｂｅｒに対するγ－ｆｉｂｅｒのインバース強度比は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を湿式研磨およびコロイダルシリカ溶液を用いたバフ研磨により表面を平滑化した後、０．１ｖｏｌ．％ナイタールで腐食することで、試料表面の凹凸を極力低減し、かつ、加工変質層を完全に除去し、次いで、板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）について、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋ－Ｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ；電子線後方散乱回折）法を用いて結晶方位を測定し、得られたデータを、ＡＭＥＴＥＫ　ＥＤＡＸ社のＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓを用いて、フェライトのα－ｆｉｂｅｒおよびγ－ｆｉｂｅｒのインバース強度比を求めることにより、算出することができる。
　本発明の効果を得る上で必要な鋼組織は以上の通りであるが、本発明では通常、面積率で、フェライトを５０％以上、セメンタイトを５％以上４０％以下含む。また、その他の相を本発明の効果を害さない範囲で含んでもよい。
　＜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、０．３ｍｍ以上２．８ｍｍ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、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２０～８０ｇ／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＞
　本発明の熱延鋼板の製造方法は、上記成分組成を有する鋼スラブを加熱し、仕上げ圧延の最終パスの圧下率が５％以上１５％以下、該最終パスの前のパスの圧下率が１５％以上２５％以下、仕上げ圧延入側温度が１０２０℃以上１１８０℃以下、仕上げ圧延出側温度が８００℃以上１０００℃以下の条件で熱間圧延し、該熱間圧延後、巻取温度まで平均冷却速度５℃／ｓ以上９０℃／ｓ以下で冷却して、巻取温度を４００℃以上８００℃以下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。
　本発明において、鋼素材（鋼スラブ）の溶製方法は特に限定されず、転炉や電気炉等、公知の溶製方法いずれもが適合する。鋳造方法も特に限定はされないが、連続鋳造方法が好適である。また、鋼スラブ（スラブ）は、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法や薄スラブ鋳造法などにより製造することも可能である。また、鋼スラブを製造した後、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に装入する、あるいは、わずかの保熱を行った後に直ちに圧延する直送圧延・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。また、スラブは通常の条件で粗圧延によりシートバーとされるが、加熱温度を低めにした場合は、熱間圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーターなどを用いてシートバーを加熱することが好ましい。また、スラブを熱間圧延するに際しては、加熱炉でスラブを再加熱した後に熱間圧延しても良いし、１２５０℃以上の加熱炉で短時間加熱した後に熱間圧延に供してもよい。
　上記のようにして得られた鋼素材（スラブ）に、熱間圧延を施す。この熱間圧延は、粗圧延と仕上げ圧延による圧延でも、粗圧延を省略した仕上げ圧延だけの圧延としてもよいが、いずれにしても、仕上げ圧延の最終パスの圧下率、最終直前パスの圧下率、仕上げ圧延入側温度、仕上げ圧延出側温度が重要である。
　仕上げ圧延の最終パスの圧下率が５％以上１５％以下
　最終パスの前のパスの圧下率が１５％以上２５％以下
　本発明では、最終パスの前のパスの圧下率を、最終パスの圧下率以上とすることで、フェライトの平均結晶粒径、セメンタイトの分散状態および集合組織を適正に制御することができるため、非常に重要である。仕上げ圧延の最終パスの圧下率が５％未満では、熱延時のフェライトの結晶粒径が粗大化した結果、冷間圧延およびその後の焼鈍時の結晶粒径が粗大となり、強度が低下する。また、非常に粗大なオーステナイト粒からフェライトが核生成、成長するため、生成するフェライト粒の粒径が不揃いとなるいわゆる混粒組織となってしまい、その結果、再結晶焼鈍時に特定方位の粒が成長するため、ＹＰの面内異方性が大きくなる。一方、最終パスの圧下率が１５％を超えると、熱延時のフェライトの結晶粒径が微細化し、冷間圧延およびその後の焼鈍時の結晶粒径が微細となった結果、強度が上昇する。また、フェライト粒内に析出するセメンタイトの割合が増加した結果、フェライト粒内の微細セメンタイトが増大し、フェライトの変形が抑制され、加工性が低下する。したがって、仕上げ圧延の最終パスの圧下率が５％以上１５％以下とする。
　最終パスの前のパスの圧下率が１５％未満では、非常に粗大なオーステナイト粒を最終パスで圧延したとしても、最終パス後の冷却中に生成するフェライト粒の粒径が不揃いとなるいわゆる混粒組織となってしまい、その結果、再結晶焼鈍時に特定方位の粒が成長するため、ＹＰの面内異方性が大きくなる。一方、最終パスの前のパスの圧下率が２５％を超えると、熱延時のフェライトの結晶粒径が微細化し、冷間圧延およびその後の焼鈍時の結晶粒径が微細となった結果、強度が上昇する。また、フェライト粒内に析出するセメンタイトの割合が増加した結果、フェライト粒内の微細セメンタイトが増大し、フェライトの変形が抑制され、加工性が低下する。したがって、仕上げ圧延の最終パスの前のパスの圧下率は１５％以上２５％以下とする。
　仕上げ圧延入側温度が１０２０℃以上１１８０℃
　加熱後の鋼スラブは、粗圧延および仕上げ圧延により熱間圧延され熱延鋼板となる。このとき、仕上げ圧延入側温度が１１８０℃を超えると、酸化物（スケール）の生成量が急激に増大し、地鉄と酸化物の界面が荒れ、デスケーリング時や、酸洗時のスケール剥離性が低下し、焼鈍後の表面品質が劣化する。また、酸洗後に熱延スケールの取れ残りなどが一部に存在すると、延性に悪影響を及ぼす。一方、仕上げ圧延入側温度が１０２０℃未満では、仕上げ圧延後の仕上げ圧延温度が低下してしまい、熱間圧延中の圧延荷重が増大し圧延負荷が大きくなることや、オーステナイトが未再結晶状態での圧下率が高くなり、再結晶焼鈍後の集合組織の制御が困難となり、最終製品における面内異方性が顕著となることで、材質の均一性や材質安定性が損なわれるだけでなく、延性そのものも低下する。したがって、熱間圧延の仕上げ圧延入側温度を１０２０℃以上１１８０℃以下にする必要がある。好ましくは１０２０℃以上１１６０℃以下とする。
　仕上げ圧延出側温度：８００℃以上１０００℃以下
　加熱後の鋼スラブは、粗圧延および仕上げ圧延により熱間圧延され熱延鋼板となる。このとき、仕上げ圧延出側温度が１０００℃を超えると、酸化物（スケール）の生成量が急激に増大し、地鉄と酸化物の界面が荒れ、デスケーリング時や、酸洗時のスケール剥離性が低下し、焼鈍後の表面品質が劣化する。また、酸洗後に熱延スケールの取れ残りなどが一部に存在すると、延性に悪影響を及ぼす。さらに、結晶粒径が過度に粗大となり、加工時にプレス品表面荒れを生じる場合がある。一方、仕上げ圧延出側温度が８００℃未満では、圧延荷重が増大し圧延負荷が大きくなることや、オーステナイトが未再結晶状態での圧下率が高くなり、異常な集合組織が発達し、最終製品における面内異方性が顕著となり、材質の均一性や材質安定性が損なわれるだけでなく、延性そのものも低下する。また、仕上げ圧延出側温度が８００℃未満では、バンド状組織の形成が顕著に増加し、これが焼鈍後にも残存することで加工性の低下を招く。したがって、熱間圧延の仕上げ圧延出側温度を８００℃以上１０００℃以下にする必要がある。下限について仕上げ圧延出側温度の好ましい範囲は８２０℃以上である。上限について仕上げ圧延出側温度の好ましい範囲は９５０℃以下である。
　なお、上記の通り、この熱間圧延は、粗圧延と仕上げ圧延による圧延でも、粗圧延を省略した仕上げ圧延だけの圧延としてもよい。
　仕上げ圧延後巻取温度までの平均冷却速度：５℃／ｓ以上９０℃／ｓ以下
　仕上げ圧延後から巻取温度までの平均冷却速度を適正に制御することで熱延鋼板における相の結晶粒径を微細化でき、その後の冷間圧延および焼鈍後の集合組織を｛１１１｝／／ＮＤ方位への集積を高めることが可能である。ここで、仕上げ圧延後から巻取りまでの平均冷却速度が９０℃／ｓを超えると、板形状が顕著に悪化し、その後の冷間圧延あるいは焼鈍（冷間圧延後の加熱、冷却処理）の際にトラブルの原因となる。一方、５℃／ｓ未満になると、熱延時に粗大炭化物が形成し、これが焼鈍後にも残存することで、フェライト粒内に析出する炭化物が増大した結果、加工性の低下を招く。したがって、仕上げ圧延後から巻取温度までの平均冷却速度は、５℃／ｓ以上９０℃／ｓ以下とし、下限について好ましい平均冷却速度は７℃／ｓ以上、より好ましくは９℃／ｓ以上である。上限について好ましい平均冷却速度は６０℃／ｓ以下、より好ましくは５０℃／ｓ以下とする。
　巻取温度：４００℃以上８００℃以下
　巻取温度が８００℃を超えると、フェライト粒が粗大となり、過時効時にフェライト粒界にＣの拡散が間に合わず加工性が劣化する。一方、熱間圧延後の巻取温度が４００℃未満では、窒化物の熱延板中への析出が抑制され、冷間圧延後の焼鈍時に微細に析出してフェライト粒成長を抑制してしまう。従って、熱間圧延後の巻取温度を４００℃以上８００℃以下にする必要がある。下限について好ましい巻取温度は５００℃以上、より好ましくは５４０℃以上である。上限について好ましい巻取温度は７５０℃以下、より好ましくは７５０℃以下である。
　なお、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行ってもよい。また、粗圧延板を一旦巻き取っても構わない。また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上げ圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延時の摩擦係数は、０．１０以上０．２５以下の範囲とすることが好ましい。
　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、上記熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延の圧下率を５５％以上とし、さらに、冷間圧延の最終パスの圧下率をＲＦ、該最終パスの１スタンド前の圧下率、２スタンド前の圧下率および３スタンド前の圧下率をそれぞれＲＦ－１ＲＦ－２およびＲＦ－３としたときに、ＲＦ－１ＲＦ－２およびＲＦ－３各々の圧下率を１０％以上２５％以下とし、さらに、該最終パスの１スタンド前と２スタンド前の圧下率の差（｜ＲＦ－１―ＲＦ－２｜）を１０％以下、該最終パスの２スタンド前と３スタンド前の圧下率の差（｜ＲＦ－２―ＲＦ－３｜）を１０％以下とする条件で冷間圧延する方法である。
　酸洗は鋼板表面の酸化物の除去が可能であることから、最終製品の薄鋼板やめっき鋼板における良好な化成処理性やめっき品質の確保のために重要である。また、酸洗は、一回でも良いし、複数回に分けても良い。
　冷間圧延工程における圧下率（圧延率）：５５％以上
　冷間圧延における圧下率が５５％未満では、熱延板（熱延鋼板）中のフェライト粒界に析出したセメンタイトが冷延後も粗大なまま残留し、冷延焼鈍板（薄鋼板に相当）中にフェライト粒内セメンタイトとして残留しやすくなり、加工性が低下する。また、冷間圧延によりα－ｆｉｂｅｒおよびγ－ｆｉｂｅｒを発達させることによって、焼鈍後の組織でも、α－ｆｉｂｅｒおよびγ－ｆｉｂｅｒ、特にγ－ｆｉｂｅｒを持つフェライトを増やし、ＹＰの面内異方性を低減することが可能である。このため、冷間圧延の圧下率の下限は５５％とする。また、上記圧下率の上限に特に限定はないが、工業上９５％程度である。
　冷間圧延の最終パスの１スタンド前の圧下率、２スタンド前の圧下率および３スタンド前の各々の圧下率：１０％以上３５％以下
　本発明では、冷間圧延の最終パスの１スタンド前の圧下率、２スタンド前の圧下率および３スタンド前の各々の圧下率を１０％以上３５％以下に制御することで、フェライトの平均結晶粒径、セメンタイトの分散状態および集合組織を適正に制御することができる。このため、冷間圧延条件は非常に重要である。冷間圧延の最終パスの１スタンド前の圧下率、２スタンド前の圧下率および３スタンド前の各々の圧下率が１０％未満では、冷間圧延時に均一に剪断帯が導入されないため、再結晶焼鈍時に粒成長に差が生じ、フェライト粒の粒径が不揃いとなるいわゆる混粒組織となってしまい、ＹＰの面内異方性が大きくなる。一方、冷間圧延の最終パスの１スタンド前の圧下率、２スタンド前の圧下率および３スタンド前の各々の圧下率が３５％を超えると、焼鈍時の結晶粒径が微細となった結果、強度が上昇する。また、フェライト粒内に析出するセメンタイトの割合が増加した結果、フェライト粒内の微細セメンタイトが増大し、フェライトの変形が抑制され、加工性が低下する。したがって、冷間圧延の最終パスの１スタンド前の圧下率、２スタンド前の圧下率および３スタンド前の各々の圧下率は１０％以上３５％以下とする。
　冷間圧延の最終パスの１スタンド前の圧下率と２スタンド前の圧下率の差（｜ＲＦ－１―ＲＦ－２｜）：１０％以下（０％含む）
　冷間圧延の最終パスの２スタンド前の圧下率と３スタンド前の圧下率の差（｜ＲＦ－２―ＲＦ－３｜）：１０％以下（０％含む）
　本発明では、冷間圧延の最終パスの１スタンド前の圧下率と２スタンド前の圧下率の差、および、最終パスの２スタンド前の圧下率と３スタンド前の圧下率の差を各々１０％以下に制御することで、フェライトの平均結晶粒径およびセメンタイトの分散状態を適正に制御することができる。このため、本条件は非常に重要な条件の一つである。冷間圧延の最終パスの１スタンド前の圧下率と２スタンド前の圧下率の差、および、最終パスの２スタンド前の圧下率と３スタンド前の圧下率の差のいずれか一方、または、両方が１０％を超えると、冷間圧延時に均一に剪断帯が導入されないため、再結晶焼鈍時に粒成長に差が生じ、フェライト粒の粒径が不揃いとなるいわゆる混粒組織となってしまい、ＹＰの面内異方性が大きくなる。したがって、冷間圧延の最終パスの１スタンド前の圧下率と２スタンド前の圧下率の差、および、最終パスの２スタンド前の圧下率と３スタンド前の圧下率の差は各々１０％以下とする。なお、上記圧下率の差はいずれも１％以上が好ましく、より好ましくは２％以上である。
　＜薄鋼板の製造方法＞
　以下、薄鋼板の製造方法を、連続焼鈍炉を用いる場合と、箱焼鈍炉を用いる場合とに分けて説明する。先ず、連続焼鈍炉を用いる場合を説明する。
　本発明の薄鋼板の製造方法は、冷延フルハード鋼板を、連続焼鈍炉を用いて、６００℃以上の温度域において露点を－４０℃以下とし、４５０℃からＴ１温度－１０℃の温度まで平均加熱速度５０℃／ｓ以下で加熱し、次いでＴ１温度以上Ｔ２温度以下の温度域に保持し、過時効温度まで冷却後、３００℃以上５５０℃以下の温度で過時効処理を施す製造方法である。
　４５０℃からＴ１温度－１０℃の温度域での平均加熱速度：５０℃／ｓ以下
　連続焼鈍時の昇温中における４５０℃からＴ１温度－１０℃の温度域での平均加熱速度が５０℃／ｓを超えると、フェライトの再結晶が不十分となり、ＹＰの面内異方性が大きくなる。また、上記平均加熱速度が５０℃／ｓを超えると、フェライトの平均結晶粒径が小さくなるため、降伏応力が高くなり、伸びが低下することで加工性が低下する。そのため、上記平均加熱速度は５０℃／ｓ以下とする。好ましくは４０℃／ｓ以下、さらに好ましくは３０℃／ｓ以下とする。なお、４５０℃からＴ１温度－１０℃の温度域での平均加熱速度の下限は、特に限定しないが、平均加熱速度が０．００１℃／ｓ未満では、薄鋼板のフェライトの結晶粒径が大きくなり、表面品質を劣化させる恐れがある。そこで、上記平均加熱速度は０．００１℃／ｓ以上であることが好ましい。
Ｔ１温度（℃）＝７３５＋２９×［％Ｓｉ］－２１×［％Ｍｎ］＋１７×［％Ｃｒ］
［％Ｘ］は鋼板の成分元素Ｘの質量％とし、含まない場合は０とする。
　保持温度：Ｔ１温度以上Ｔ２温度以下
　上記加熱後、任意の加熱条件でＴ１温度以上Ｔ２温度以下の保持温度まで加熱し、保持する。連続焼鈍における保持温度（焼鈍温度）がＴ１温度未満の場合、再結晶が完了せず、フェライトの集合組織を制御できない。また、冷間圧延時のひずみが残存していることから、加工性が低下する。一方、焼鈍温度がＴ２温度を超えると、焼鈍中にオーステナイトが生成して、焼鈍後の組織が混粒となり、フェライトの集合組織がランダム化し、ＹＰの面内異方性が大きくなる。したがって、焼鈍での保持温度域はＴ１温度以上Ｔ２温度以下とする。なお、保持は定温保持でもよいし、上記温度域にある滞留と捉えてもよい。
Ｔ２温度（℃）＝９６０－２０３×［％Ｃ］１／２＋４５×［％Ｓｉ］－３０×［％Ｍｎ］＋１５０×［％Ａｌ］－２０×［％Ｃｕ］＋１１×［％Ｃｒ］＋３５０×［％Ｔｉ］＋１０４×［％Ｖ］
［％Ｘ］は鋼板の成分元素Ｘの質量％とし、含まない場合は０とする。
　上記保持の際の保持時間は、特に限定はしないが１０ｓ以上４００００ｓ以下の範囲が好ましい。
　また、上記保持後、過時効温度まで冷却する。過時効温度まで平均冷却速度は、特に限定しないが、６８０℃から過時効温度まで冷却速度が１０℃／ｓを下回ると、過時効中にセメンタイトの析出駆動力が低下して、セメンタイトが十分析出しなくなり加工性が劣化する場合がある。このため、上記平均冷却速度を１０℃／s以上とすることが好ましい。より好ましくは１５℃／ｓ以上とする。また、この冷却は水冷であることがセメンタイトの析出駆動力が増大し、セメンタイトの大部分をフェライト粒界に効果的に析出させることができるという理由で好ましい。なお、この平均冷却速度の上限についても特に制限されることはないが、３５０℃／s程度で十分である。
　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。上記温度域において露点が－４０℃を超える場合は、上記した鋼板表面からの脱炭により鋼板の強度が上記基準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。
　過時効温度域：３００℃以上５５０℃以下
　過時効処理の際の温度が３００℃未満では、セメンタイトがフェライト粒内に析出しやすくなるため、過時効温度を３００℃以上とする。一方、５５０℃を超えるとセメンタイトの析出が困難となるため、過時効処理の際の温度は５５０℃以下とする。従って、過時効温度域は３００℃以上５５０℃以下とする。下限について好ましい過時効処理温度は３６０℃以上である。上限について好ましい過時効処理温度は５５０℃以下である。
　また、過時効温度域での処理時間は特に限定されないが、処理時間が短すぎるとセメンタイトを十分に析出できないため、１０秒以上行うことが好ましく、より好ましくは１分以上行うことが好ましい。また、長い分には効果に問題は生じないが、製造ラインの制約上、１０分以下が工業的に実現できる長さである。
　なお、連続焼鈍以外にも、箱焼鈍を用いることもできる。箱焼鈍は、徐加熱徐冷であることから過時効処理は必要としない。また、箱焼鈍の場合、長時間かけて焼鈍温度から冷却されるため、Ｃがフェライト粒界に拡散する時間が十分であり、加工性は良好なものとなる。
　箱焼鈍での保持温度: ６００℃以上７５０℃以下
　箱焼鈍を行う場合、保持温度が６００℃未満では未再結晶部分が残留し、７５０℃を超えると粗大粒が生じることから、保持温度は６００℃以上７５０℃以下とした。
　また、特に本発明を制約するものではないが、保持時間が１時間未満ではコイル内部の均熱が達成できず、４０時間以上では焼鈍中に鋼板表面から脱炭してしまい、鋼板の引張強度が３４０ＭＰａを下回る場合がある。このため、保持時間は、１時間以上４０時間以下が好適である。
　また、６００℃以上の温度域における露点を－４０℃以下とする必要があるが、この技術的意義については連続焼鈍炉を用いる場合と同様であるため説明を省略する。
　本発明の効果に影響を及ぼすものではないが、連続焼鈍の過時効後、又は、箱焼鈍後、調質圧延を行うことができる。調質圧延率は、０．５％未満の場合、降伏点伸びが消失せず、１．５％を超えると、鋼が硬質化することから、０．５％以上１．５％以下とすることがより好適である。
　なお、薄鋼板が取引対象となる場合には、通常、室温まで冷却された後、取引対象となる。
　＜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、薄鋼板にめっきを施す方法である。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。
　なお、溶融亜鉛めっき処理を施すときは、薄鋼板を、４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬して溶融亜鉛めっき処理を施した後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。溶融亜鉛めっきはＡｌ量が０．１０質量％以上０．２３質量％以下である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。また、亜鉛めっきの合金化処理を施すときは、溶融亜鉛めっき後に、４７０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施す。６００℃を超える温度で合金化処理を行うと、未変態オーステナイトがパーライトへ変態し、ＴＳが低下する場合がある。したがって、亜鉛めっきの合金化処理を行うときは、４７０℃以上６００℃以下の温度域で合金化処理を施すことが好ましい。また、電気亜鉛めっき処理を施してもよい。また、めっき付着量は片面あたり２０～８０ｇ／ｍ２（両面めっき）が好ましい。合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）は、通常、下記の合金化処理を施すことによりめっき層中のＦｅ濃度を７～１５質量％となる。また、通常、溶融亜鉛めっき鋼板の場合はＦｅ含有量が７質量％未満である。
　めっき処理後のスキンパス圧延の圧下率は、０．１％以上２．０％以下の範囲が好ましい。０．１％未満では効果が小さく、制御も困難であることから、これが良好範囲の下限となる。また、２．０％を超えると、生産性が著しく低下するので、これを良好範囲の上限とする。スキンパス圧延は、オンラインで行ってもよいし、オフラインで行ってもよい。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行ってもよいし、数回に分けて行っても構わない。
　その他の製造方法の条件は、特に限定しないが、生産性の観点から、上記の焼鈍、溶融亜鉛めっき、亜鉛めっきの合金化処理などの一連の処理は、溶融亜鉛めっきラインであるＣＧＬ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ　Ｌｉｎｅ）で行うのが好ましい。溶融亜鉛めっき後は、めっきの目付け量を調整するために、ワイピングが可能である。なお、上記した条件以外のめっき等の条件は、溶融亜鉛めっきの常法に依ることができる。
　表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。得られたスラブを、表２に示した条件で加熱して熱間圧延後、酸洗処理を施し、表２に示した条件で冷間圧延を施した。
　次いで、表２に示したＮｏ．１～１５、１７～２６、３０～３７は連続焼鈍処理を施し、高強度冷延鋼板（薄鋼板）を得た。また、Ｎｏ．１６、２７～２９では箱焼鈍処理により高強度冷延鋼板を得た。なお、Ｎｏ．１、３、８、１３、２０、２３、２６、３３、３６は、焼鈍温度から過時効温度までの冷却を水冷とした。
　さらに、一部の高強度冷延鋼板にめっき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）、電気亜鉛めっき鋼板（ＥＧ）、溶融亜鉛－アルミニウム－マグネシウム合金めっき鋼板（ＺＡＭ）などを得た。溶融亜鉛めっき浴は、ＧＩでは、Ａｌ：０．１４～０．１９質量％含有亜鉛浴を使用し、また、ＧＡでは、Ａｌ：０．１４質量％含有亜鉛浴を使用し、浴温は４７０℃とした。めっき付着量は、ＧＩでは、片面あたり４５～７２ｇ／ｍ2（両面めっき）程度とし、また、ＧＡでは、片面あたり４５ｇ／ｍ2（両面めっき）程度とする。また、ＧＡは、めっき層中のＦｅ濃度を９質量％以上１２質量％以下とした。めっき層をＺｎ―Ｎｉめっき層とするＥＧでは、めっき層中のＮｉ含有量を９質量％以上２５質量％以下とした。さらに、めっき層をＺｎ－Ａｌ－Ｍｇめっき層とするＺＡＭでは、めっき層中のＡｌ含有量を３質量％以上２２質量％以下、Ｍｇ含有量を１質量％以上１０質量％以下とした。
　なお、Ｔ１温度（℃）は、以下の式を用いて求めた。
Ｔ１温度（℃）＝７３５＋２９×［％Ｓｉ］－２１×［％Ｍｎ］＋１７×［％Ｃｒ］
　また、Ｔ２温度（℃）は、
Ｔ２温度（℃）＝９６０－２０３×［％Ｃ］１／２＋４５×［％Ｓｉ］－３０×［％Ｍｎ］＋１５０×［％Ａｌ］－２０×［％Ｃｕ］＋１１×［％Ｃｒ］＋３５０×［％Ｔｉ］＋１０４×［％Ｖ］
によって算出することができる。なお、［％Ｘ］は鋼板の成分元素Ｘの質量％とし、含まない場合は０とする。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　以上のようにして得られた高強度冷延鋼板および高強度めっき鋼板を供試鋼として、機械的特性を評価した。機械的特性は、以下のように引張試験を行い評価した。その結果を表３に示す。また、供試鋼である各鋼板の板厚も表３に示す。
　引張試験は、引張試験片の長手が、鋼板の圧延方向（Ｌ方向）、鋼板の圧延方向に対して４５°方向（Ｄ方向）、鋼板の圧延方向に対して直角方向（Ｃ方向）の３方向となるようにサンプルを採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１年）に準拠して行い、ＹＰ（降伏応力）、ＴＳ（引張強度）およびＥｌ（全伸び）を測定した。なお、表３に示すＹＰ、ＴＳおよびＥｌはＣ方向の試験片の測定結果を示した。│ΔＹＰ│は上述の計算方法で算出した。
　なお、本発明において、加工性に優れるとは、ＴＳ×Ｅｌ（Ｅｌは全伸びを示す）の値が１３０００ＭＰａ・％以上の場合を良好と判断した。また、ＹＰの面内異方性に優れるとは、ＹＰの面内異方性の指標である│ΔＹＰ│の値が３０ＭＰａ以下の場合を良好と判断した。
　さらに、鋼板の表面性状に優れるとは、１００コイル当たりのスケール欠陥の長さ発生率が１．２％以下の場合を良好と判断した。なお、スケール欠陥の長さ発生率とは次式（２）で求められ、表面性状の評価は、１００コイル当たりのスケール欠陥の長さ発生率が０．３％以下の場合を「優」、０．３％超１．２％以下の場合を「良」、１．２％超の場合を「劣」とし、表面検査装置で判断した。
（スケール欠陥の長さ発生率）＝（スケール欠陥と判断された欠陥のＬ方向の総長さ）／（出側コイル長）×１００・・・・（２）
　また、前述した方法にしたがって、鋼板の板厚１／４位置におけるフェライトの集合組織のα－ｆｉｂｅｒに対するγ－ｆｉｂｅｒのインバース強度比、フェライトの平均結晶粒径、粒界に存在するセメンタイトの割合を求めた。
　また、めっき性は、１００コイル当たりの不めっき欠陥の発生率が０．８％以下の場合を良好と判断した。なお、不めっき欠陥の長さ発生率とは次式（３）で求められ、表面性状の評価は、１００コイル当たりのスケール欠陥の長さ発生率が０．２％以下の場合を「優」、０．２％超０．８％以下の場合を「良」、０．８％超の場合を「劣」とし、表面検査装置で判断した。
（不めっき欠陥の長さ発生率）＝（不めっき欠陥と判断された欠陥のＬ方向の総長さ）／（出側コイル長）×１００・・・・（３）
　結果を表３に示す。表３に示すように、本発明例では、ＴＳが３４０ＭＰａ以上であり、加工性に優れ、かつ、ＹＰの面内異方性に優れ、さらには表面性状に優れている。一方、比較例では、強度、強度と延性のバランス、ＹＰの面内異方性、５０コイル当たりのスケール性欠陥混入率のいずれか一つ以上が劣っている。
　以上、本発明の実施の形態について説明したが、本発明は、本実施の形態による本発明の開示の一部をなす記述により限定されるものではない。すなわち、本実施の形態に基づいて当業者等によりなされる他の実施の形態、実施例及び運用技術などは全て本発明の範疇に含まれる。例えば、上記した製造方法における一連の熱処理においては、熱履歴条件さえ満足すれば、鋼板に熱処理を施す設備等は特に限定されるものではない。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　本発明によれば、３４０ＭＰａ以上のＴＳを有し、加工性に優れ、かつ、ＹＰの面内異方性に優れ、さらには表面性状に優れる薄鋼板等の製造が可能になる。また、本発明の製造方法に従って得られた薄鋼板等を、例えば、自動車構造部材に適用することによって車体軽量化による燃費改善を図ることができ、産業上の利用価値は極めて大きい。
 

Claims (9)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０１０％以上０．１５０％以下、
    Ｓｉ：０．２０％以下、
    Ｍｎ：１．００％以下、
    Ｐ：０．１００％以下、
    Ｓ：０．０５００％以下、
    Ａｌ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｎ：０．０１００％以下を含有し、
    ０．００２％≦［％Ｐ］＋［％Ｓ］≦０．０７０％の関係を満足し（［％Ｍ］は、Ｍ元素の鋼中含有量（質量％）を表す）、
    残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    　フェライトの平均結晶粒径が５μｍ以上２５μｍ以下であり、面積率でセメンタイトの４０％以上がフェライト粒界に析出し、前記フェライトの集合組織が、α－ｆｉｂｅｒに対するγ－ｆｉｂｅｒのインバース強度比で、０．８以上７．０以下である鋼組織と、を有し、引張強度が３４０ＭＰａ以上である薄鋼板。
  2. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｎｂ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｖ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下、
    Ｃｒ：０．０１％以上１．００％以下、
    Ｍｏ：０．０１％以上０．５０％以下、
    Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、
    Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下、
    Ａｓ：０．００１％以上０．５００％以下、
    Ｓｂ：０．００１％以上０．２００％以下、
    Ｓｎ：０．００１％以上０．２００％以下、
    Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下、
    Ｃａ：０．０００１％以上０．０２００％以下、
    Ｍｇ：０．０００１％以上０．０２００％以下、
    Ｚｎ：０．００１％以上０．０２０％以下、
    Ｃｏ：０．００１％以上０．０２０％以下、
    Ｚｒ：０．００１％以上０．０２０％以下
    およびＲＥＭ：０．０００１％以上０．０２００％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する請求項１に記載の薄鋼板。
  3. 　請求項１または２に記載の薄鋼板の表面にめっき層を備えるめっき鋼板。
  4. 　請求項１又は２に記載の成分組成を有する鋼スラブを加熱し、粗圧延を行い、その後の仕上げ圧延において、仕上げ圧延入り側温度を１０２０℃以上１１８０℃以下とし、仕上げ圧延の最終パスの圧下率が５％以上１５％以下、該最終パスの前のパスの圧下率が１５％以上２５％以下、仕上げ圧延出側温度が８００℃以上１０００℃以下の条件で熱間圧延し、該熱間圧延後、巻取温度まで平均冷却速度５℃／ｓ以上９０℃／ｓ以下で冷却して、巻取温度を４００℃以上８００℃以下で巻き取る熱延鋼板の製造方法。
  5. 　請求項４に記載の製造方法で得られた熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延の圧下率を５５％以上とし、さらに、冷間圧延の最終パスの圧下率をＲＦ、該最終パスの１スタンド前の圧下率、２スタンド前の圧下率および３スタンド前の圧下率をそれぞれＲＦ－１ＲＦ－２およびＲＦ－３としたときに、ＲＦ－１ＲＦ－２およびＲＦ－３各々の圧下率を１０％以上３５％以下とし、さらに、該最終パスの１スタンド前の圧下率と２スタンド前の圧下率の差（｜ＲＦ－１―ＲＦ－２｜）を１０％以下、該最終パスの２スタンド前の圧下率と３スタンド前の圧下率の差（｜ＲＦ－２―ＲＦ－３｜）を１０％以下とする冷延フルハード鋼板の製造方法。
  6. 　請求項５に記載の製造方法で得られた冷延フルハード鋼板を、連続焼鈍炉を用いて、６００℃以上の温度域において露点を－４０℃以下とし、４５０℃からＴ１温度－１０℃の温度まで平均加熱速度５０℃／ｓ以下で加熱し、次いでＴ１温度以上Ｔ２温度以下の温度域に保持し、過時効温度まで冷却後、３００℃以上５５０℃以下の温度で過時効処理を施す薄鋼板の製造方法。
    ただし、
    Ｔ１温度（℃）＝７３５＋２９×［％Ｓｉ］－２１×［％Ｍｎ］＋１７×［％Ｃｒ］
    Ｔ２温度（℃）＝９６０－２０３×［％Ｃ］１／２＋４５×［％Ｓｉ］－３０×［％Ｍｎ］＋１５０×［％Ａｌ］－２０×［％Ｃｕ］＋１１×［％Ｃｒ］＋３５０×［％Ｔｉ］＋１０４×［％Ｖ］
    である。なお、上記式において［％Ｘ］は鋼板の成分元素Ｘの含有量（質量％）とし、含まない場合は０とする。
  7. 　過時効温度までの前記冷却が、水冷である請求項６に記載の薄鋼板の製造方法。
  8. 　請求項５に記載の製造方法で得られた冷延フルハード鋼板を、箱焼鈍炉を用い、６００℃以上の温度域における露点を－４０℃以下とし、６００℃以上７５０℃以下の温度域に加熱し保持する薄鋼板の製造方法。
  9. 　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すめっき鋼板の製造方法。
     
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